崔曉榮，白曉彤，周炳卿，2，張林睿，2

（1.內(nèi)蒙古師范大學(xué) 物理與電子信息學(xué)院，內(nèi)蒙古 呼和浩特 010022；2.內(nèi)蒙古自治區(qū)功能材料物理與化學(xué)重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，內(nèi)蒙古 呼和浩特 010022）

隨著社會的不斷發(fā)展，常規(guī)能源的消耗日益增多［1-3］，發(fā)展太陽能，核能，風(fēng)能，地?zé)崮艿刃履茉闯蔀閼?yīng)對能源短缺問題的關(guān)鍵。與其它新能源受環(huán)境制約不同，太陽能是不枯竭的綠色清潔能源［4］，利用太陽能電池器件可將太陽能直接轉(zhuǎn)換為電能。目前，晶體硅太陽電池的效率已趨于平穩(wěn)，新一代無機(jī)薄膜太陽電池由于良好的器件穩(wěn)定性以及較高的轉(zhuǎn)化效率被視為下一代商業(yè)化生產(chǎn)的主力軍［5］。尤以硫化銻（Sb2S3）和硒化銻（Sb2Se3）為代表的銻基薄膜太陽電池因具有原料豐富、低毒、制備方法簡單、光吸收系數(shù)高及光電特性優(yōu)異等優(yōu)勢，引起廣泛關(guān)注。其中，Sb2S3的帶隙約為1.7 eV，是一種寬帶隙光吸收層材料，其太陽電池的光譜吸收限約750 nm［6］；Sb2Se3的帶隙約為1.1 eV，是一種窄帶隙光吸收層材料，這使得Sb2Se3太陽電池的光譜吸收限可以擴(kuò)寬至1 100 nm［7］。單結(jié)太陽電池的最佳帶隙約在1.3～1.4 eV，處于Sb2S3與Sb2Se3之間［8］。為得到最佳光吸收帶隙，可使S 原子與Se 原子形成替位式取代，制備出帶隙可以在Sb2S3與Sb2Se3之間連續(xù)可調(diào)的硫硒化銻（Sb2（S，Se）3）三元化合物［9］。

Sb2（S，Se）3薄膜作為太陽電池的吸收層，其性能受材料制備因素與制備方法的影響。當(dāng)前，常用的制備方法包括噴霧熱解法、原子層沉積法、溶膠凝膠法、化學(xué)浴沉積法等［10-13］。其中，溶膠凝膠法因低成本、易操作、易摻雜等優(yōu)點(diǎn)被廣泛使用。溶膠凝膠法制備Sb2（S，Se）3的Sb 源多采用SbCl3，但Sb 元素極易水解，常溫下SbCl3會迅速轉(zhuǎn)化為不可溶的SbOCl［14］，所以常在手套箱中進(jìn)行Sb2S3溶膠的制備。本實(shí)驗(yàn)以醋酸銻為銻源，冰醋酸為水解抑制劑，改善了Sb 元素易水解的問題，并嘗試在空氣氛圍中進(jìn)行Sb2S3溶膠的配制及Sb2S3前驅(qū)體薄膜的制備。在制備Sb2S3前軀體薄膜時(shí)，預(yù)熱處理溫度過高或過低都會造成后續(xù)制備的Sb2（S，Se）3化合物薄膜質(zhì)量變差。因此，控制薄膜預(yù)熱溫度對于沉積連續(xù)均勻的薄膜非常重要，合適的襯底預(yù)熱溫度不僅可以減少氧原子的進(jìn)入，還可以快速將有機(jī)溶劑分解揮發(fā)掉［15］，使Sb2S3前驅(qū)體薄膜迅速沉積在襯底表面。本實(shí)驗(yàn)主要研究在空氣氛圍中，預(yù)熱溫度對Sb2（S，Se）3薄膜結(jié)構(gòu)與光電性能的影響。通過XRD、Raman、SEM、UV、光電化學(xué)測試等多種表征手段對不同預(yù)熱溫度下的Sb2（S，Se）3薄膜樣品進(jìn)行表征，重點(diǎn)探究預(yù)熱處理溫度對薄膜物相結(jié)構(gòu)、形貌與光電特性的影響。

1 實(shí)驗(yàn)方法

1.1 實(shí)驗(yàn)試劑

無水甲醇（≥99.5%，滬試）、硫脲（99%，羅恩）、醋酸銻（99.99%，阿拉?。?、乙醇胺（99%，阿拉?。⒈姿幔ā?9.8%，滬試）、Se 粉（99.9%，羅恩）、無水硫酸鈉（≥99%，滬試）等。

1.2 Sb2S3 溶膠的配制

在空氣中（RH ≤36%），以醋酸銻作為銻源，硫脲作為硫源，無水甲醇作為溶劑，冰醋酸作為水解抑制劑，乙醇胺作為穩(wěn)定劑，通過超聲震蕩制備Sb2S3溶膠。

將1.046 g 醋酸銻粉末和0.533 g 硫脲顆粒依次倒入裝有5 mL 無水甲醇溶液的容量瓶中，置于超聲清洗儀中進(jìn)行超聲震蕩15 min，直至粉末完全消失，溶液呈澄清色。將1.27 mL 乙醇胺溶液加入完全溶解的溶液中，再次超聲震蕩5 min，形成淡黃色Sb2S3溶膠。最后將0.6 mL 冰醋酸加入硫化銻溶膠中，超聲震蕩至無沉淀，混合均勻。

1.3 空氣中Sb2S3 前驅(qū)體薄膜的制備

將淡黃色的Sb2S3溶膠通過勻膠機(jī)在FTO 玻璃基底上旋涂成膜，進(jìn)行不同溫度下的預(yù)熱處理后即可得到不同顏色的Sb2S3前驅(qū)體薄膜。流程如下：首先采用動態(tài)旋涂法，當(dāng)基片轉(zhuǎn)速為800 r/min 時(shí)，用滴管向玻璃襯底上均勻滴加溶膠，當(dāng)轉(zhuǎn)速轉(zhuǎn)為3 000 r/min 時(shí)，停止滴膠；接著分別置于不同預(yù)熱溫度的熱臺上預(yù)熱30 s，得到所需的Sb2S3前驅(qū)體薄膜。

1.4 Sb2（S，Se）3 薄膜的制備

將不同預(yù)熱溫度下的Sb2S3前驅(qū)體薄膜分別進(jìn)行硒化；硒化過程中，將Sb2S3前驅(qū)體薄膜置于石墨臺上，將該石墨臺與Se 粉共同放置在單溫區(qū)管式爐內(nèi)，在350 ℃的條件下硒化12 min 后即可得到所需的Sb2（S，Se）3薄膜。

1.5 Sb2（S，Se）3 薄膜在電池中的應(yīng)用

將TiO2水溶液滴加在FTO 襯底上，并放于轉(zhuǎn)速為4 000 r/min 的旋涂儀上旋涂30 s；接著置于125 ℃的熱臺上預(yù)熱5 min 后，在450 ℃的熱臺上再加熱30 min 即可得到電池的TiO2緩沖層。接著將Sb2S3溶膠通過勻膠機(jī)在TiO2基底上旋涂成膜，進(jìn)行不同溫度下的預(yù)熱處理后即可得到在TiO2襯底上的不同顏色的Sb2S3前驅(qū)體薄膜，硒化過程與上述一致，最后即可得到生長在TiO2基底上的Sb2（S，Se）3薄膜。采用絲網(wǎng)印刷的方法在沉積于TiO2層上的Sb2（S，Se）3薄膜的表面涂覆C 電極，將其放置于70 ℃真空干燥箱中進(jìn)行60 min 干燥處理，即可得到Sb2（S，Se）3薄膜太陽電池，其電池結(jié)構(gòu)如圖1 所示。

圖1 Sb2（S，Se）3 薄膜太陽電池結(jié)構(gòu)示意圖Fig.1 Sb2（S，Se）3 thin film solar cell structure

1.6 儀器的表征

利用X 射線衍射分析儀（XRD）測定薄膜試樣的晶體結(jié)構(gòu)和結(jié)晶性，測定范圍設(shè)定為10°～70°（PW1830）；拉曼光譜（Raman）進(jìn)一步分析薄膜物相結(jié)構(gòu)及樣品相純度（HORIBA Scientific HR Evo Nano）；掃描電子顯微鏡（SEM）測定薄膜樣品表面形貌及截面形貌（HITACHI SU8220）；紫外可見（UVvis）光譜分析儀測定薄膜試樣的光學(xué)吸收譜（Perkin Elmer 1502r32s），并根據(jù)Tauc 公式得到薄膜樣品的帶隙值；采用晨華電化學(xué)工作站（660E）進(jìn)行光電化學(xué)測試以表征薄膜光電流特性；I-V特性曲線用Keithley 2400 數(shù)字源表進(jìn)行測試，可獲得薄膜電池的電池性能。

2 結(jié)果分析

有研究表明，預(yù)熱溫度影響Sb2（S，Se）3吸收層薄膜結(jié)構(gòu)與界面的微觀形貌［16］，進(jìn)而影響到Sb2（S，Se）3薄膜太陽電池的效率。圖2 為不同預(yù)熱溫度下Sb2S3前驅(qū)體薄膜照片，由圖2 可知，140 ℃時(shí)Sb2S3前驅(qū)體薄膜顏色近乎透明，170 ℃時(shí)其顏色逐漸轉(zhuǎn)變?yōu)榈S色，200 ℃時(shí)轉(zhuǎn)變?yōu)槌壬?30 ℃時(shí)為橙紅色；將制備好的Sb2S3前驅(qū)體薄膜進(jìn)行XRD 表征，結(jié)果如圖3 所示。從圖3 可知，除FTO 衍射峰外并無其它特征衍射峰，說明在此溫度范圍內(nèi)，預(yù)熱后的薄膜屬于非晶狀態(tài)。

圖2 不同預(yù)熱溫度下Sb2S3 前驅(qū)體薄膜照片F(xiàn)ig.2 Sb2S3 precursor film images at different preheating temperature

圖3 不同預(yù)熱溫度下Sb2S3 前驅(qū)體薄膜的XRD 圖Fig.3 Sb2S3 precursor film XRD diagrams at different preheating temperature

將不同預(yù)熱溫度下的Sb2S3前驅(qū)體薄膜硒化退火并進(jìn)行XRD 表征，結(jié)果如圖4 所示。由圖4 可知，不同預(yù)熱溫度下的薄膜除FTO 衍射峰外，在15.17°、17.05°、24.38°、27.78°、28.53°處還出現(xiàn)了與硫硒化銻相關(guān)的特征衍射峰［5］。通過與Sb2S3的PDF 卡片（JPCDS No.06-0474）對比發(fā)現(xiàn)，恰好與Sb2S3的（020）、（120）、（130）、（230）、（211）晶面衍射峰對應(yīng)，并向衍射角減小的方向偏移［5］，表明薄膜的晶格常數(shù)增加。這是由于硒化退火后發(fā)生了Se 原子對S 原子的取代反應(yīng)，從而使較大原子半徑的Se 取代了較小原子半徑的S，使晶格發(fā)生膨脹。由圖4 可知，晶面（120）、（130）、（230）處的衍射峰強(qiáng)度呈現(xiàn)出先增強(qiáng)后減弱的趨勢，由謝樂公式［17］可計(jì)算不同預(yù)熱溫度下的樣品晶粒尺寸。其中：L為晶粒尺寸，K為謝樂常數(shù)，λ為X 射線波長，β為實(shí)測樣品衍射峰半高寬度，θ為衍射角。通過計(jì)算可知，不同預(yù)熱溫度下每個(gè)樣品的（120）、（130）、（230）三個(gè)晶面處對應(yīng)的平均晶粒尺寸分別為19.43 nm、21.07 nm、30.64 nm，24.85 nm 晶粒大小也呈先增大后減小的趨勢。在預(yù)熱溫度為200 ℃時(shí)，平均晶粒尺寸最大，衍射峰相對強(qiáng)度也最大，表明晶體結(jié)晶質(zhì)量提升的同時(shí)，具有了一定取向。此外，當(dāng)預(yù)熱溫度為140 ℃時(shí)，在13.7°處出現(xiàn)了Sb2O3的特征衍射峰，但峰值很微弱，表明薄膜中摻入了一定的氧雜質(zhì)。

圖4 不同預(yù)熱溫度下Sb2（S，Se）3 薄膜的XRD 圖Fig.4 XRD diagrams of Sb2（S，Se）3 thin film at different preheating temperature

為進(jìn)一步確定薄膜中的結(jié)構(gòu)信息，對薄膜做了Raman 光譜測試。圖5 為以532 nm 激光為激發(fā)源的四個(gè)樣品的拉曼散射光譜，波數(shù)范圍由130 cm-1至315 cm-1。由圖5 可知，所有樣品在波數(shù)由155 cm-1到210 cm-1，210 cm-1到255 cm-1，270 cm-1到315 cm-1區(qū)域觀察到明顯的Raman 振動。由文獻(xiàn)［18］可知，Sb2Se3的振動波數(shù)為178 cm-1，表明所有的樣品都摻入了Se 原子。由于硒化過程主要由前驅(qū)體表面與Se 蒸汽接觸［19］，因而Sb2Se3的振動較為強(qiáng)烈。當(dāng)預(yù)熱溫度超過140 ℃時(shí)，在波數(shù)為238 cm-1的位置出現(xiàn)了Sb2S3的B1g/B3g振動，該振動主要由Raman 光譜的非極性所引起［20］。此外，在波數(shù)為277 cm-1的峰值也被認(rèn)為屬于Sb2S3，Parize［20］曾報(bào)道，當(dāng)Sb2S3在退火溫度超過250 ℃時(shí)，Raman 光譜中會觀察到此現(xiàn)象。不同預(yù)熱樣品的光譜特征振動強(qiáng)度存在著差異，預(yù)熱140 ℃的薄膜，其Sb2S3振動與其他薄膜相比較為微弱，表明薄膜中S 原子含量較少。此外，所有樣品最強(qiáng)的Raman 振動存在著峰肩，該峰肩所對應(yīng)的波數(shù)在190 cm-1附近，為Sb2O3的特征振動，表明薄膜中存在氧。其中，低溫預(yù)熱的振動較為明顯，同樣證實(shí)了低預(yù)熱處理的樣品氧含量較高。

圖5 不同預(yù)熱溫度下Sb2（S，Se）3 薄膜的Raman 圖Fig.5 Raman figure of Sb2（S，Se）3 thin film at different preheating temperature

不同預(yù)熱溫度下制備的Sb2（S，Se）3薄膜的SEM 圖如圖6 所示，從圖6 可知，在140 ℃的預(yù)熱溫度下，Sb2（S，Se）3薄膜的形貌呈片狀堆疊樣出現(xiàn)，表面不平整。在170 ℃的預(yù)熱溫度下，薄膜變得相對平整，但出現(xiàn)了孔洞，可能是由于部分溶膠絡(luò)合物未能及時(shí)分解，在高溫硒化時(shí)被揮發(fā)形成孔洞。當(dāng)預(yù)熱溫度達(dá)200 ℃時(shí)，Sb2（S，Se）3薄膜表面的晶體主要呈現(xiàn)顆粒狀，表面變得平整；但當(dāng)預(yù)熱溫度達(dá)230 ℃時(shí)，晶體表面出現(xiàn)雜亂的枝狀，薄膜致密性變差，因?yàn)镾b2S3溶膠中醋酸銻與硫脲的甲醇絡(luò)合物分解的同時(shí)，部分硫元素也被蒸發(fā)掉，形成的Sb2（S，Se）3薄膜會產(chǎn)生較多的孔隙。可見預(yù)熱溫度的選擇對薄膜的形貌極為重要。

圖6 不同預(yù)熱溫度下Sb2（S，Se）3 薄膜的SEM 圖Fig.6 SEM figure of Sb2（S，Se）3 thin film at different preheating temperature

從制備樣品的EDS 元素分析結(jié)果可知（表1），（S，Se）/Sb 的原子數(shù)百分比會受到預(yù)熱溫度的影響；一定溫度下，S 元素比例隨著預(yù)熱溫度的升高而增加。當(dāng)預(yù)熱溫度較低時(shí)，Sb-S 鍵結(jié)合不穩(wěn)固，導(dǎo)致硒化過程中，大量S 元素?fù)]發(fā)，隨著預(yù)熱溫度的升高，Sb-S 鍵結(jié)合增多，薄膜中S 元素比例提高。在預(yù)熱溫度為140 ℃時(shí)，氧元素原子數(shù)含量較高，（S，Se）/Sb 的原子數(shù)百分比為0.71∶1。預(yù)熱溫度太低，硫脲與醋酸銻的甲醇絡(luò)合物未能及時(shí)得到分解，同時(shí)伴隨部分氧進(jìn)入到前驅(qū)體薄膜中，在硒化時(shí)的高溫下，硫元素快速揮發(fā)，導(dǎo)致薄膜中除了Sb2（S，Se）3成分之外，部分Sb2O3被殘留；當(dāng)預(yù)熱溫度升高時(shí)，（S，Se）/Sb 的原子數(shù)百分比增加，硫脲與醋酸銻的甲醇絡(luò)合物的分解開始增強(qiáng)，形成的Sb-S 鍵開始增多導(dǎo)致硒化后（S，Se）/Sb 的原子數(shù)百分比開始增大；在預(yù)熱溫度達(dá)到200 ℃時(shí)，Sb-S 鍵結(jié)合達(dá)穩(wěn)定狀態(tài)，Se 元素將增加取代難度，（S，Se）/Sb的原子數(shù)百分比減小，同時(shí)前驅(qū)體薄膜中的氧含量最低，且硒化后（S，Se）/Sb 的原子數(shù)百分比最接近Sb2（S，Se）3中（S，Se）/Sb 的化學(xué)計(jì)量比1.5∶1。

表1 不同預(yù)熱溫度下樣品的元素含量表Tab.1 The percentage of atomic content of the samples at different preheating temperatures

為研究不同預(yù)熱溫度下薄膜的光學(xué)特性，對FTO 襯底上的樣品進(jìn)行紫外可見光吸收光譜測試，結(jié)果如圖7 所示。由圖7（a）可見，隨著預(yù)熱溫度的增加，Sb2（S，Se）3薄膜的光吸收會呈現(xiàn)出先增大后減小的趨勢，當(dāng)預(yù)熱溫度為200 ℃時(shí)，薄膜的光吸收達(dá)到最大；由于Sb2（S，Se）3為直接帶隙半導(dǎo)體材料，通過Tauc［21］公式可計(jì)算樣品的光學(xué)帶隙(αhν2)=A(hν-Eg)。其中A為常數(shù)，hν為入射光子能量。繪制（αhν）2和（hν）曲線用于模擬相應(yīng)線性區(qū)域，計(jì)算薄膜的吸收帶隙，從圖7（b）可見不同預(yù)熱溫度下（αhν）2正比于（hν）曲線及相應(yīng)的薄膜吸收帶隙變化趨勢，從140 ℃到230 ℃的帶隙分別為：1.46 eV、1.44 eV、1.37 eV 和1.38 eV。說明隨著預(yù)熱溫度的增加，薄膜帶隙呈現(xiàn)出先減小后增大的趨勢，剛好與光吸收時(shí)先增大后減小的趨勢相反。帶隙的減小，可使薄膜光響應(yīng)范圍變寬，光吸收增強(qiáng)，對光的利用率增大。預(yù)熱溫度為200 ℃時(shí)，薄膜帶隙值最小，為1.37 eV，比較接近理想單結(jié)太陽電池吸收層的理論值。

圖7 不同預(yù)熱溫度下Sb2（S，Se）3 薄膜的紫外吸收光譜圖（a）和（αhν）2正比于（hν）曲線（b）Fig.7 Sb2（S，Se）3 thin film at different preheating temperature of ultraviolet absorption spectrum（a）and（αhν）2 is proportional to（hν）curve（b）

通過光電化學(xué)（PCE）測試可以有效研究半導(dǎo)體薄膜的光電性能［22］。本實(shí)驗(yàn)以AgCl 電極為參比電極，鉑環(huán)電極為對電極，旋涂在FTO 上的Sb2（S，Se）3薄膜為工作電極，研究在0.5 mol/L Na2SO4溶液中薄膜的光電特性隨電位的變化。同時(shí)通過斬波器，對白光LED 進(jìn)行5 s 開和5 s 關(guān)的斬波處理，電位以2 mV/s的掃描速率進(jìn)行掃描，得到如圖8 所示0 到-0.6 V 電位范圍內(nèi)的電流密度-電位曲線。由圖8 觀察到，不同預(yù)熱溫度下的Sb2（S，Se）3薄膜陰極光電流隨著陰極電位的增加而增加，表明半導(dǎo)體薄膜材料為p 型半導(dǎo)體材料［23］。光電流密度變化范圍從-0.001 2 mA/cm2至0.195 6 mA/cm2。隨著預(yù)熱溫度的增加，薄膜表面光電流呈現(xiàn)出先增大后減小的趨勢；200 ℃時(shí)薄膜表面的光電流響應(yīng)最強(qiáng)，光電流密度最大，暗電流也最平穩(wěn)；薄膜預(yù)熱溫度達(dá)230 ℃時(shí)，光電流密度開始減小，同時(shí)薄膜的暗電流密度也增長較快，這是由于預(yù)熱溫度過高導(dǎo)致薄膜表面孔洞的增加，造成薄膜短路，導(dǎo)致暗電流增加。

圖8 不同預(yù)熱溫度下Sb2（S，Se）3 薄膜的電流密度—電位圖Fig.8 Current density-potential diagram of Sb2（S，Se）3thin film at different preheating temperature

不同預(yù)熱溫度下制備的Sb2（S，Se）3薄膜組裝成FTO/TiO2/Sb2（S，Se）3/C 電池的I-V特性測試結(jié)果見比表2。由表2 可知，隨著預(yù)熱溫度升高，電壓呈現(xiàn)出先增大后減小再增大的趨勢，預(yù)熱溫度為200 ℃開路電壓最小，為0.186 V；電池效率與電流密度呈現(xiàn)先增加后減小的趨勢，這與光電化學(xué)測試的結(jié)果一致；隨著晶粒的逐漸長大并形成一定取向后，薄膜逐漸致密，填充因子逐漸增加，但當(dāng)溫度為230 ℃時(shí)，填充因子減小，這是因?yàn)轭A(yù)熱溫度過高導(dǎo)致薄膜表面出現(xiàn)較多孔洞，因而填充因子有所下降。所以，預(yù)熱溫度200 ℃時(shí)電池性能最好，電池效率為0.386%。

表2 不同預(yù)熱溫度下的電池性能參數(shù)表Tab.2 Battery performance parameters at different preheating temperature

3 結(jié)論

本實(shí)驗(yàn)以醋酸銻為銻源、硫脲為硫源、乙醇胺為穩(wěn)定劑、冰醋酸為水解抑制劑依次溶解于溶劑無水甲醇中，在空氣氛圍中制備出了Sb2S3溶膠。通過旋涂、預(yù)熱、硒化等流程制備了Sb2（S，Se）3薄膜，并將其應(yīng)用到結(jié)構(gòu)為FTO/TiO2/Sb2（S，Se）3/C 的薄膜太陽電池中，系統(tǒng)探究了不同預(yù)熱溫度（140 ℃、170 ℃、200 ℃、230 ℃）對Sb2（S，Se）3薄膜性能及其太陽電池轉(zhuǎn)化效率的影響。結(jié)果發(fā)現(xiàn)，隨著預(yù)熱溫度的增加，（120）、（130）、（230）等衍射峰出現(xiàn)了先增強(qiáng)后減弱的趨勢，在預(yù)熱溫度為200 ℃時(shí)衍射峰強(qiáng)度最高，結(jié)晶性最好。此外，在13.7°處出現(xiàn)了微弱的Sb2O3特征衍射峰，表明薄膜中摻入了一定的氧雜質(zhì)。在Raman 表征中同樣觀察到了Sb2S3、Sb2Se3及Sb2O3的特征振動。元素的EDS 分析也表明，低預(yù)熱處理的樣品，氧含量較高。這是由于當(dāng)預(yù)熱溫度較低時(shí)，硫脲與醋酸銻的甲醇絡(luò)合物未能及時(shí)得到分解，伴隨部分氧進(jìn)入到前驅(qū)體薄膜中，Sb-S 鍵結(jié)合不穩(wěn)固，導(dǎo)致硒化過程中，大量S 元素?fù)]發(fā)，同時(shí)造成薄膜出現(xiàn)孔隙或裂紋。隨著預(yù)熱溫度的升高，Sb-S 鍵的結(jié)合也在逐漸增加，當(dāng)預(yù)熱溫度達(dá)200 ℃時(shí)，Sb-S 鍵結(jié)合達(dá)穩(wěn)定狀態(tài)，硒化時(shí)Se 元素取代難度將增加，同時(shí)前驅(qū)體薄膜中的氧含量最低。硒化后（S，Se）/Sb 的原子數(shù)百分比最接近Sb2（S，Se）3中（S，Se）/Sb 的化學(xué)計(jì)量比1.5∶1。此時(shí)薄膜表面較為平整致密，微孔也在逐漸減少，晶體呈顆粒狀，表面缺陷少，薄膜的帶隙寬度為1.37 eV，接近理想單結(jié)太陽電池最佳帶隙。光電化學(xué)測試表明，該條件下的樣品，光電流響應(yīng)較好，光電流密度也最大，暗電流也最平穩(wěn)。在所制備成的電池器件中填充因子最高，電池效率也最高0.386% 。