Maßgeschneiderte Nanostrukturen zur Überbrückung von Chaos und Ordnung für hocheffiziente weiße organische lichtemittierende Dioden

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Hier berichten wir über ein einfaches, skalierbares, lithographiefreies Verfahren zur Erzeugung steuerbarer Nanostrukturen mit gerichteter Zufälligkeit und Maßhaltigkeit, das die Effizienz von weißen OLEDs deutlich erhöht. Mechanische Verformungen bilden sich auf der Oberfläche von Poly(dimethylsiloxan) als Reaktion auf die Druckspannungsfreisetzung, initialisiert durch reaktives Ionenätzen mit einer Periodizitäts- und Tiefenverteilung von Dutzenden von Nanometern bis Mikrometern. Wir zeigen die Möglichkeit, die durchschnittliche Tiefe und die dominante Periodizität unabhängig voneinander einzustellen. Die Integration dieser Nanostrukturen in eine zweigliedrige Tandem-Weiß-Leuchtdiode, eine maximale externe Quanteneffizienz von 76,3% und eine Lichtausbeute von 95.7 lm W-1 werden mit extrahierten Substratmodi erreicht. Der Verbesserungsfaktor von 1.53 ± 0.12 bei 10,000 cd m-2 wird erhalten. Ein optisches Modell wird unter Berücksichtigung der Dipolorientierung, der emittierenden Wellenlänge und der Dipolposition auf der sinusförmigen Nanomischung erstellt.

Organische lichtemittierende Dioden (OLEDs) haben seit mehr als drei Jahrzehnten große Aufmerksamkeit in akademischen und industriellen Bereichen erregt. Innerhalb dieses Zeitraums haben sich die Effizienz, Zuverlässigkeit und Helligkeit drastisch verbessert und sind nun für kommerzielle Display-Anwendungen geeignet. Der Fokus liegt daher auf der Verbesserung der Leistung von weißen OLEDs für Beleuchtungsanwendungen, einem Bereich, der wesentlich strengere Anforderungen stellt, wie Stabilität, stabile Winkelabstrahlung und vergleichbare Energieeffizienz mit den derzeit verwendeten Techniken. Seit der ersten Realisierung von weißen OLEDs wurden große Anstrengungen unternommen, um ein ausgewogenes Weißspektrum und eine hohe Lichtausbeute bei einer praktischen Leuchtdichte1,2,3,3,4 zu erreichen. Mit der Entwicklung von phosphoreszierenden5,6 und thermisch aktivierten verzögerten fluoreszierenden (TADF) Emittern, die beide in der Lage sind, Triplett-Exzitonen in Vorrichtungen7,8, dotierten Transportschichten9 und effizienten Blockierungsarchitekturen2 vollständig zu ernten, kann die interne Quanteneffizienz von weißen OLEDs nun 100%2,4 erreichen. Die externe Quanteneffizienz (EQE) für Geräte ohne zusätzliche Auskoppelungstechniken kann jedoch nur 20-40% erreichen. Etwa 20% der erzeugten Photonen werden im Inneren des Glassubstrats eingeschlossen, da die Total Internal Reflection (TIR) an der Glas- und Luftschnittstelle als Substratmodi verwendet wird. Ein weiterer Anteil (40-60%) der Photonen wird in den organischen Schichten (norg ≈ 1.7) und Indiumzinnoxid (ITO, nITO ≈ 1.8) aufgrund des niedrigeren Brechungsindex des Glassubstrats (nsub ≈ 1.5) wellengeleitet. Der dritte Teil der optischen Verluste wird durch eingefangene Photonen (20-40%) an der Schnittstelle zwischen der organischen Schicht und der oberen Metallelektrode als Oberflächenplasmon-Polariton (SPP)-Modi10 verursacht.

Es wurden zahlreiche Ansätze untersucht, um die eingefangenen Photonen aus OLEDs zu extrahieren. Bezüglich der gesamten internen Reflexionsverluste an der Substrat-Luft-Grenzfläche wurden Verfahren wie die Modifikation der Substratoberfläche mit einer Mikrolinsenanordnung11, hierarchische Ultrastrukturen aus Glühwürmchen12 und streuende Nanopartikel13,14 eingeführt. Diese Ansätze können nur Licht aus Substratmodi extrahieren, aber weder aus Hohlleitermodi noch aus SPP-Modi. Konzepte wie die Verwendung von Substraten mit hohem Brechungsindex3, Low-Index-Gittern zwischen Anoden-ITO und organischen Schichten15 und Subanodengittern zwischen Substrat und ITO-Schicht16 wurden demonstriert, um Hohlleitermoden zu extrahieren, aber diese Techniken haben Nachteile, entweder mit toxischen Komponenten, mit winkel- oder wellenlängenabhängigem Verstärkungsverhalten oder mit komplizierten Lithographieprozessen. Um Photonen zu extrahieren, die als SPP-Modi gefangen sind, wurden periodische Strukturen wie optische Gitter17 und photonische Kristalle18 für monochromatische OLEDs eingeführt. Die winkel- oder wellenlängenabhängige Emission behindert jedoch die Anwendung für Beleuchtungszwecke. Zuvor berichtete Nanostrukturen wie Knickungen19 und bioinspirierte Nanostrukturen20 zeigten eine beeindruckende Steigerung der Geräteeffizienz. Es handelt sich jedoch um komplizierte Prozesse wie Mehrfachbeheizung, Lithographie, Spritzgießen und/oder Nanoimprinting, die sie für eine großflächige und kostengünstige Produktion eher ungeeignet machen. Einfache und kontrollierbare Techniken sind nach wie vor gefragt.

Hier berichten wir über ein Verfahren zur Extraktion von eingefangenen Photonen in weißen OLEDs unter Verwendung steuerbarer quasi-periodischer Nanostrukturen mit einer breiten Periodizitäts- und Tiefenverteilung von Dutzenden von Nanometern bis in den Mikrometerbereich, die durch reaktives Ionenätzen (RIE) auf Poly(dimethylsiloxan) (PDMS)-Oberflächen für kurze Zeit induziert werden. Die durchschnittliche Tiefen- und Periodizitätsverteilung kann durch Abstimmung der Bedingungen für die Vorbehandlung von PDMS und der RIE-Verarbeitungsparameter gesteuert werden. Die dominante Periodizität und die durchschnittliche Tiefe können gleichzeitig oder unabhängig voneinander gesteuert werden. Um den Einfluss der Nanostruktur auf die Verlustleistung weißer OLEDs abzuschätzen, schlagen wir ein optisches Modell vor, um die abgegebene Energie auf das Substratmedium numerisch zu simulieren, indem wir die Nanostruktur als sinusförmige Nanomischung behandeln. Unter Berücksichtigung von Parametern wie der Größe der Nanostruktur, der Emissionswellenlänge, der Dipolorientierung und der Dipolposition auf der Nanostruktur kommen die simulierten Verstärkungsfaktoren unseren experimentellen Ergebnissen sehr nahe. Durch die Anwendung dieser Nanostrukturen auf ITO-basierte Tandem-Weiß-OLEDs werden der Luftmodus (ηA, externe Quanteneffizienz ohne externe Auskoppeltechnik) und die Gesamtquanteneffizienz von Substratmodi und Luftmodi (ηSA, externe Quanteneffizienz mit einer am Substrat angebrachten Glashalbkugel) deutlich verbessert. Es ist möglich, ηSA um den Faktor 1,53 ± 0.12 bei 10,000 cd m-2 zu verbessern, ohne eine winklige oder wellenlängenabhängige Emission einzuführen. Insgesamt kann die ηSA bis zu 76,3% und die Lichtausbeute bis zu 95,7 lm W-1 erreichen. Die kontrollierbare Erzeugung dieser Nanostrukturen erweist sich als einfach und lithographiefrei. Daher könnte es sich um eine vielversprechende Auskoppelungstechnik für großflächige Beleuchtungsanwendungen handeln.

Die Erzeugung der Nanostrukturen ist in Abb. 1a schematisch dargestellt. Wellen mit Abmessungen von Nanometer- bis Mikrometermaßstab finden sich auf der gesamten Oberfläche des PDMS nach einer kurzen Dauer der RIE-Behandlung mit Sauerstoff- und/oder Argonstrom, wie in Abb. 1b dargestellt. Das Aussehen dieser Muster ähnelt mechanischen Instabilitäten wie Falten, Faltungen oder Falten, die durch Ungleichgewicht auf mehrschichtigen Oberflächen verursacht werden21,22,23,24. Es finden sich Querschnittsprofile aus der Rasterkraftmikroskopie (AFM) mit sinusförmiger Form mit Amplituden von zehn bis hundert Nanometern. Die Ringform des Fast Fourier Transform (FFT)-Musters in Abb. 1c zeigt eine zufällige Verteilung in alle Richtungen. Die Berechnung der Radial Power Spectral Density Function (PSDF) aus AFM-Messungen zeigt eine weit verteilte Periodizität von weniger als 100 nm bis mehr als 1000 nm mit einer dominanten Periodizität für jede einzelne Nanostruktur, wie in Abb. 1c dargestellt. Für diese Nanostrukturen gibt es auch eine Tiefenverteilung mit einer dominanten Tiefe p (Ergänzende Abb. 1). Die durchschnittliche Tiefe der sinusförmigen Struktur kann als D = 2Ra beschrieben werden, wobei Ra sich auf die durchschnittliche Rauheit bezieht, die aus der AFM-Messung25 erhalten wurde. Die detaillierte Analyse der verschiedenen Tiefenparameter ist in der ergänzenden Anmerkung 4 und der ergänzenden Abb. 13 zu finden.

Die experimentelle Wiederholbarkeit wird durch die Messung der Periodizität und Tiefe der Nanostruktur überwacht, die in verschiedenen Chargen mit dem gleichen Rezept wie eine Tracking-Probe erzeugt wird. Wie in der ergänzenden Abb. 3 dargestellt, ist die Abweichung der dominanten Periodizität und der durchschnittlichen Tiefe der Tracking-Probe in mehreren Chargen, die zu unterschiedlichen Zeitpunkten hergestellt wurden, sehr gering, was zeigt, dass das Verfahren mit guter experimenteller Wiederholbarkeit steuerbar ist. Ebenso wird die Gleichmäßigkeit der auf dem PDMS erzeugten Nanostrukturen über eine große, makroskopische Oberfläche überprüft. AFM-Messungen an verschiedenen, für jede Probe zufällig ausgewählten Positionen werden durchgeführt, um die Nanostrukturparameter, d.h. Periodizität und Tiefe, lokal zu untersuchen. Wie in der ergänzenden Abbildung 2 dargestellt, ist die Periodizitätsverteilung einer bestimmten Struktur (N1) für alle diese Messungen nahezu gleich, während die Abweichung des vorgeschlagenen Seitenverhältnisses (AR, AR = depth/Periodizität) sehr gering ist, zusammengefasst in der ergänzenden Tabelle 1 und Tabelle 2, die die Gleichmäßigkeit der Nanostrukturen über die gesamte Oberfläche anzeigt.

Es ist möglich, die Form der Periodizitätsverteilung ohne signifikante Verschiebung der dominanten Periodizität beizubehalten und gleichzeitig die durchschnittliche Tiefe durch Variation der RIE-Behandlungsleistung und der Dauer einzustellen. Wie in Abb. 2a dargestellt, befindet sich die dominante Periodizität unter ~350 nm. Es gibt nur eine geringfügig andere Verteilung im großen Periodizitätsbereich, wenn die RIE-Leistung von 20 auf 200 W erhöht wird, während die PDMS-Vorbereitung für jede Probe gleich ist und die RIE-Behandlungszeit unter t = 60 s konstant gehalten wird. Die durchschnittliche Tiefe wächst jedoch fast linear von 20 auf 120 nm (Abb. 2b).

Wie in der ergänzenden Abb. 4 dargestellt, wird bei Verlängerung der RIE-Behandlungszeit unter Beibehaltung der dominanten Periodizität eine ähnliche lineare Zunahme der durchschnittlichen Tiefe beobachtet. Es ist auch möglich, die Periodizitätsverteilung und die durchschnittliche Tiefe gleichzeitig einzustellen. Weitere Untersuchungen zeigen, dass die Änderung der Vorbehandlungszeit des PDMS (Abb. 2c, d), das Gewichtsverhältnis der Basis zum Härter des PDMS (Abb. 2e, f), die Gasspezies und der Gasstrom (Ergänzung Abb. 4) gleichzeitig die Periodizität und die mittlere Tiefe einstellen können. Die detaillierte Analyse zwischen dem Fertigungsdatensatz und den Dimensionsparametern ist in der ergänzenden Anmerkung 1 zu finden. Aus all diesen Beobachtungen schließen wir, dass es möglich ist, die durchschnittliche Tiefe von ~10 bis ~140 nm und die dominante Periodizität von ~200 nm bis ~800 nm gleichzeitig oder unabhängig einzustellen. Wir gehen davon aus, dass die charakteristischen Nanostrukturparameter über die erforschten Grenzen hinaus mit einer breiteren Variation dieser Parameter erweitert werden können.

In einem nächsten Schritt untersuchen wir den Mechanismus hinter der Erzeugung und Kontrollierbarkeit von Nanostrukturen. Um die chemische Zusammensetzung der PDMS-Oberfläche nach der RIE-Behandlung zu erfassen, wird eine Röntgen-Photoelektronenspektroskopie (XPS)-Messung durchgeführt, deren Ergebnis in Abb. 3a dargestellt ist. Für das vor der RIE-Behandlung vorbereitete PDMS beträgt die Si 2p-Bindungsenergie 102.5 eV, was mit dem zuvor gemeldeten Wert für PDMS26 übereinstimmt. Nach der RIE-Behandlung verschiebt sich der Si 2p-Peak auf 103.1 eV. Hier können die XPS-Spektren mit drei verschiedenen Komponenten ausgestattet werden, die mögliche chemische Strukturen (Si-O-Bindung) der Oberflächenschicht darstellen. Laut früheren Berichten stellt der Peak bei ~102.2 eV die chemische Konfiguration von [(CH3)2SiO2/2], ~103.2 eV [(CH3)SiO3/2] und ~104.0 eV[SiO4/2]26,27,28 dar. Für das vorbereitete PDMS ist die Hauptkomponente [(CH3)2SiO2/2], was mit der chemischen Konfiguration des PDMS übereinstimmt. Nach der RIE-Behandlung nimmt das Verhältnis von [(CH3)2SiO2/2] ab, während der Anteil von [(CH3)SiO3/2] und[SiO4/2] steigt. Die Atomkonzentration (in %) des so hergestellten und mit RIE behandelten PDMS ist in der Zusatztabelle 3 zusammengefasst. Das wie vorbereitet hergestellte PDMS an der Oberfläche besteht aus 27,8 at% Sauerstoff und 46,2 at% Kohlenstoff. Allerdings steigt die Sauerstoffkonzentration auf mehr als 40 at% und die Kohlenstoffkonzentration sinkt nach der RIE-Behandlung auf weniger als 30 at%. Die Atomkonzentration von Silizium ist nach der RIE-Behandlung nahezu gleich. Aus diesen Beobachtungen lässt sich ableiten, dass die Oberfläche des PDMS in eine kieselsäureartige Schicht umgewandelt wird.

Identische XPS-Spektren werden für Proben erhalten, die mit verschiedenen RIE-Rezepturen behandelt werden, einschließlich verschiedener Werte der Behandlungsleistung oder des Gasdurchsatzes, wie in der Zusatztabelle 4 zusammengefasst. Die Zusammensetzung der Oberflächenschicht ist unabhängig von der Behandlungsleistung, wenn nur Sauerstoff als Behandlungsgas verwendet wird. Darüber hinaus führen unterschiedliche Gasdurchflussraten zu identischen XPS-Spektren, was darauf hindeutet, dass sich die Zusammensetzung der oberen Siliziumdioxidschicht mit unterschiedlichen Gasströmen nicht ändert. Dies ist darauf zurückzuführen, dass die kieselsäureartige Schicht auf dem PDMS, die durch die RIE-Behandlung erzeugt wird, die weitere Behandlung der tieferen Schicht des PDMS28 behindert und somit die Zusammensetzung der oberen Schicht des RIE-behandelten PDMS identisch mit den ersten mehreren oder mehreren Dutzend Nanometern darstellt. Die tatsächliche Dicke dieser kieselsäureartigen Deckschicht kann jedoch aufgrund der welligen Geometrie und der starken Haftung auf der weichen PDMS-Basis ohne klare Grenze nicht direkt gemessen werden.

Um die Änderung des Moduls des vorbereiteten PDMS mit unterschiedlichen Heizzeiten und Gewichtsverhältnissen zu untersuchen, wird die Dynamisch-Mechanische Analyse (DMA) durchgeführt. Hier wird der Speichermodul als Young-Modul im Spannungsmessmodus29 betrachtet. Wie in Abb. 3b dargestellt, kann die Verlängerung der Vorbehandlungszeit den Modul erhöhen, wenn das Gewichtsverhältnis von Basis zu Härter gleich ist. Es ist 0,8 MPa für PDMS gehärtet für 40 min und steigt weiter auf 1,6 MPa, wenn die Aushärtezeit auf 160 min verlängert wird, während das Gewichtsverhältnis bei 10:1 gehalten wird. Der Modul erhöht sich auch, wenn das Gewicht des Härters in der Mischung erhöht wird. Sie ändert sich von etwa 0,3 MPa auf 1,6 MPa, wenn das Gewichtsverhältnis von Basis zu Härter von 20:1 auf 5:1 variiert. Dieses Ergebnis ist darauf zurückzuführen, dass die Verlängerung der Aushärtungszeit oder die Erhöhung des Gewichtsverhältnisses des Härters von PDMS zu einem höheren Vernetzungsgrad führt, was zu einem höheren Modul führt.

Da sich die chemische Zusammensetzung der kieselsäureartigen Schicht zwischen dem intrinsischen PDMS und Siliziumdioxid befindet, ist es sinnvoll, daraus abzuleiten, dass der Elastizitätsmodul dieser Schicht von MPa bis GPa (Elastizitätsmodul der intrinsischen Siliziumdioxid) reicht, der höher sein sollte als das vorbereitete PDMS und niedriger als derjenige der reinen Siliziumdioxidschicht. Der genaue Wert des Young-Moduls der oberen silikatähnlichen Schicht kann jedoch aufgrund des Einflusses des unteren weichen PDMS30 nicht direkt gemessen werden. Dennoch kann die an der Oberfläche erzeugte kieselsäureartige Schicht als steife Schicht in diesem Doppelschichtsystem betrachtet werden.

Basierend auf diesen Ergebnissen kann die Erzeugung und Steuerbarkeit von RIE-induzierten Nanostrukturen durch die Theorie der Dünnschichtverformung in einem planaren Doppelschichtsystem erklärt werden. Schichtdünne Materialien erzeugen mechanische Verformungen wie Falten, Falten und Wellen auf der Oberfläche als Reaktion auf eine geringe Druckspannungsfreisetzung zwischen der oberen steifen Schicht und der unteren weichen Basis, die durch thermische, leichte, mechanische oder osmotische Reize hervorgerufen wird21,23,31,32,33,34,35. Verformungen ordnen sich zufällig in Richtung und Amplitude an, begleitet von einem Spannungsabbau in der Ebene auf der gesamten Oberfläche.

Der Sauerstoff- oder Argonfluss kann sich durch die Wechselwirkung zwischen der Glimmentladung und undissoziierten Gasen während der RIE-Behandlung zu reaktiven Spezies wie Radikalen, Ionen und Elektronen entwickeln36. Diese hochreaktiven Spezies können die PDMS-Oberfläche durch chemische Reaktionen und physikalische Bombardierungen verändern. Die Komponenten von PDMS können zu flüchtigen Gasen oxidiert werden, die während der RIE-Behandlung durch das Vakuumpumpsystem entfernt werden, wodurch die mit RIE behandelte Oberfläche in eine Form einer silicaähnlichen Zusammensetzung umgewandelt wird. Die Verformung beginnt, die Gesamtenergie des Doppelschichtsystems zu minimieren, wenn die Druckspannung σ das kritische Niveau σcrit überschreitet, induziert durch die Reize der RIE-Behandlung und die Modul-Fehlanpassung zwischen der obersten steifen silicaähnlichen Schicht und dem unteren weichen PDMS. Gemäß der Dünnschichtverformungstheorie auf der ebenen Oberfläche wird der Schwellenwert σcrit durch die mechanischen Eigenschaften des Doppelschichtsystems37,38,39 definiert:

Die dominante Periodizität p kann durch ts, Es und EPDMS beeinflusst werden. Gemäß Gl. 2 sinkt die dominante Periodizität p auf einen kürzeren Bereich, wenn der Modul von PDMS (EPDMS) durch Verlängerung der Vorbehandlungszeit oder Erhöhung des Gewichtsverhältnisses des Härters erhöht wird, was durch das DMA bestätigt wird (siehe Abb. 3). In Fällen der RIE-Behandlung mit nur Sauerstoffgas hat die Erhöhung der RIE-Leistung oder -Zeit wenig Einfluss auf EPDMS, Es oder ts, wie die XPS- und DMA-Messungen zeigen. Die dominante Periodizität p der RIE-induzierten Nanostrukturen kann ohne ausgeprägte Verschiebung beibehalten werden. Die Tiefe der Nanostrukturen kann jedoch durch Erhöhung der Druckspannung durch physikalische Beschusswege und Wärmeverluste durch chemische Oxidation eingestellt werden. Ähnliche lineare Beziehungen zwischen der Rauheit der Polymeroberfläche und der Plasmabehandlungsleistung oder -zeit wurden während der Plasmabehandlung anderer Polymersysteme berichtet40,41. Bei RIE-Behandlungen mit Argonfluss kann es sein, dass die Dicke der obersten steifen Schicht ts und die Druckspannung σ gleichzeitig verändert werden, was zu einer Variation der Periodizitätsverteilung und der Tiefe gleichzeitig führt.

Die Anwendung quasi-periodischer Nanostrukturen in weißen OLEDs wird durch optische Modellierung untersucht. Zunächst werden planare weiße Tandemvorrichtungen mit einem selbst entwickelten Simulationstool numerisch ausgewertet (siehe ergänzende Anmerkung 2)42. Das Modell zeigte zuvor eine gute Übereinstimmung mit den experimentellen Ergebnissen für planare monochromatische OLEDs43,44 sowie für Tandem-Weißgeräte45.

Hier können die quasi-periodischen Nanostrukturen zu einer Summe von sinusförmigen Funktionen mit unterschiedlichen Periodizitäten und Höhen vereinfacht und ihre optische Wirkung auf OLEDs mit der Finite-Elemente-Methode (FEM)46 bewertet werden. Wie in Abb. 4a dargestellt, wird unter Verwendung von 2D-Simulationen jede einzelne Sinus-Nanomischung mit Periodizität p und Höhe h bei der spezifischen Wellenlänge separat modelliert. Die Gerätekonfiguration folgt derjenigen, die in Experimenten verwendet wird. Die optische Modellierung erfolgt im Wellenlängenbereich von 400 bis 800 nm mit einer Schrittweite von 10 nm. Wenn man sich nur auf die Extraktion von Hohlleiter- und SPP-Modi konzentriert, wird die Auskopplungseffizienz ηout zum Substrat simuliert. Die simulierte ηSA kann durch Gewichtung der Auskopplungseffizienz mit dem normierten elektrolumineszenten Spektrum Sel (λ) und Multiplikation mit der effektiven Strahlungseffizienz ηrad der planaren weißen Vorrichtung erhalten werden, was experimentellen Messungen von ηSA entspricht. Das endgültige ηSA wird als gemitteltes Ergebnis über fünf verschiedene Dipolpositionen innerhalb einer Periodizität der Sinustextur für horizontale und vertikale Dipole berechnet13,47 (siehe Methoden und Abb. 4a). Im Prinzip ist die endgültige Auskopplungsleistung jeder zufälligen Nanostruktur die Summe verschiedener Periodizitäten und Höhen, entsprechend der Periodizität und Tiefenverteilung für jede der durch die AFM-Messungen erfassten Nanostrukturen. Als erste Schätzung kann eine sinusförmige Textur mit der dominanten Periodizität und dominanten Tiefe, die durch gemessene Verteilungen gegeben ist, repräsentativ für die Endgeräteleistung basierend auf quasi-periodischen Nanostrukturen sein.

Um die Lichtverteilung im Inneren des Gerätes zu veranschaulichen, zeigen wir in Abb. 4b Farbkarten des normierten elektrischen Feldes für das planare Gerät. Wir können feststellen, dass die meisten von den vertikalen Dipolen emittierten Photonen in organischen Schichten und an der Oberfläche der Metallkathoden eingeschlossen sind. Andererseits ist die Energieabscheidung für horizontale Dipole weniger ausgeprägt. Daher wird erwartet, dass die durch die Nanostruktur verursachte Verbesserung bei vertikalen Dipolen signifikanter sein wird als bei horizontalen Dipolen. Darüber hinaus hängt die Lichtverteilung stark von der Position der emittierenden Dipole im Stapel ab, da wir sehen, dass die Hauptverluste für das Blau/Rot durch Wellenleiter verursacht werden, da sich die emittierenden Schichten in der Nähe der ITO und weit von der oberen Metallkathode befinden. Bei den grün/gelb emittierenden Dipolen, die viel näher an der Metallkathode liegen, entstehen die Hauptverluste jedoch durch die Kopplung von Licht an den SPP-Modus. In Abb. 4b zeigen wir auch das normierte elektrische Feld von horizontalen und vertikalen Dipolen bei drei repräsentativen Wellenlängen (Emissionspeaks), auf zwei Nanostrukturen mit Periodizität von 1000 nm und Höhe von 250 nm, und mit Periodizität von 300 nm und Höhe von 70 nm. Wir zeigen hier nur Dipole, die in der Mitte der Sinus-Nanomischung positioniert sind, aber es ist zu beachten, dass die Dipolposition auf der Nanostruktur den Auskopplungswirkungsgrad ηout stark beeinflusst. So weist beispielsweise der vertikale Dipol am unteren Ende der Sinustextur mit einer Wellenlänge von 510 nm einen Wert ηout von 37,5% auf, während er in der Mitte der Sinustextur bis zu 52,8% erreichen kann. Ebenso erreicht der horizontale Dipol 55,5% und 71,7% am unteren und mittleren Ende der Sinustextur. Da es unter ηout mehr als 15% absolute Differenz zwischen verschiedenen Dipolpositionen auf der Nanostruktur geben kann, werden fünf simulierte Positionen berücksichtigt, z.B. Dipol im Tal, auf und zwischen Hügeln, wodurch eine gleichmäßige Verteilung der emittierenden Moleküle auf der strukturierten Oberfläche simuliert werden kann. Weitere Details zum Einfluss der Dipolposition und der emittierenden Wellenlänge sind in der ergänzenden Abb. 5 dargestellt.

Numerisch gesehen ist die Verbesserung von ηSA abhängig von der Dipolorientierung, der Größe der Nanostruktur, der Position der Dipole auf der Nanostruktur und der abgestrahlten Frequenz sowie dem emittierenden Spektrum. In Abb. 5a, b, zeigen wir Verbesserungsfaktoren, die auf die Spitzenintensität des flachen Gerätes normiert sind, für Texturen mit p = 300 und 1000 nm. Für die weißen OLEDs auf Basis von Nanostrukturen mit Periodizität p = 300 nm kann der höchste Verstärkungsfaktor von ~1,35 bei einer Wellenlänge 600 nm mit einer Texturtiefe von etwa 70 nm erreicht werden. Unter 550 nm wird die Intensität der planaren Vorrichtung um den Faktor ~0,75 reduziert, während die Intensität der Vorrichtungen auf einer sinusförmigen Nanostruktur noch bis zu 1,0 erreichen kann. So ist es auch möglich, einen ähnlichen Erweiterungsfaktor (1,0/0,75 = 1.33) unter 550 nm zu erhalten. Bei der Erhöhung der Periodizität auf 1000 nm, dargestellt in Abb. 5b, kann ein maximaler Verstärkungsfaktor von 1,40 bei 600 nm mit einer Sinustexturtiefe von 220 nm realisiert werden. Unter 550 nm (1.20/0.75 = 1.6) kann ein noch etwas höherer Verstärkungsfaktor erreicht werden. Die Änderung der Periodizität und Tiefe bei jeder Wellenlänge kann Einfluss auf den Verstärkungsfaktor haben. Weitere Periodizitäts-/Höhenschwankungen sind in der ergänzenden Abbildung 6 zusammengefasst. Dies steht im Einklang mit der allgemeinen Vorstellung, dass der Wirkungsgrad der Vorrichtung von der Geometrie der Nanostruktur und der Emissionswellenlänge abhängt. Darüber hinaus kann eine sinusförmige Nanostruktur mit nur einer festen Periodizität bereits eine wellenlängenabhängige Verstärkung induzieren. Dies zeigt den Vorteil der Verwendung von Texturen mit einer Periodizitäts- und Tiefenverteilung für weiße OLEDs, da diese einen größeren Bereich von Perioden und Höhen enthalten können und somit eine gleichmäßigere Verstärkung über die gesamte Emissionswellenlänge ermöglichen.

In Abb. 5c ist dargestellt, dass der simulierte Verstärkungsfaktor stark vom Seitenverhältnis AR von sinusförmigen Texturen abhängig ist. Strenge Simulationen zeigen einen deutlichen Trend zur Verbesserung der Geräteeffizienz durch Erhöhung der AR auf ~0,25, wobei eine maximale Verbesserung von ~1,45 vorhergesagt wird. Die Erhöhung des AR verringert den Wirkungsgrad weiter. Darüber hinaus werden höhere Wirkungsgrade durch die Verwendung von Periodizitäten im Bereich zwischen 500 nm und 1000 nm vorhergesagt, während bei einer Sinustextur mit einer Periodizität kleiner als 300 nm (Dimensionen nahe dem Subwellenlängenbereich) oder größer als 1500 nm (Strukturen werden in der Dipolumgebung flach) die Verbesserungen weniger stark sind.

RIE-induzierte Nanostrukturen werden zur Extraktion von gefangenen Photonen aus unten emittierenden weißen OLEDs eingesetzt, wie in Abb. 4a dargestellt. Obwohl diese Geräte prinzipiell direkt auf der PDMS-Oberfläche hergestellt werden können, verwenden wir hier eine Nachbildung für verschiedene Messungen und Geräteherstellungen (siehe Methoden). Die durchschnittliche Transmission der gesputterten ITO auf dem optischen Harz innerhalb der sichtbaren Wellenlänge beträgt etwa 76% (Ergänzende Abb. 7). Hier verwenden wir fünf verschiedene Nanostrukturen namens N1-N5 mit unterschiedlicher Periodizitätsverteilung und Tiefenverteilung (Ergänzende Abb. 10). Identische flache Vorrichtungen werden zum Vergleich auf demselben gesputterten ITO hergestellt.

Wie in Abb. 6a dargestellt, ergibt sich die Differenz der Spannungs-Strom-Dichtekurven bei niedriger Betriebsspannung hauptsächlich aus dem Ableitstrom (Ergänzung Abb. 8), der sich aus der Störung der Nanostrukturen unter der ITO und der eigenständig höheren Rauheit der ITO-Schichten ohne Glühprozess ergibt48,49. In der vorliegenden Untersuchung sind die Spannungs- und Stromdichteeigenschaften aller Geräte für Spannungen größer als 6 V identisch, da der Einfluss des Ableitstroms in diesem Bereich nicht signifikant ist.

Zuvor berichtete nanostrukturierte OLEDs zeigen bei gleicher Betriebsspannung im Vergleich zur planaren Vorrichtung höhere Stromdichten, da der Abstand zwischen Spitze und Tal der nanostrukturierten Boden- und Deckenelektrode teilweise reduziert ist19,50. Dies wird jedoch in unseren Untersuchungen nicht beobachtet, die sich aus der Verwendung von p- und n-dotierten Transportschichten in dieser Studie ergeben könnten, da sie im Vergleich zu den intrinsischen Transportmaterialien eine viel höhere Ladungsträgermobilität aufweisen9. Die Dickenreduzierung der dotierten Transportschichten hat wenig Einfluss auf den Trägertransport und die Rekombinationsprozesse9,51,52. Die Effizienzsteigerung bei hoher Leuchtdichte (siehe Abb. 6b, f) ergibt sich daher aus der optischen Wirkung der Nanostruktur und nicht aus der Dickenreduzierung von Funktionsschichten oder der Änderung des elektrischen Wirkungsgrades.

Um den Einfluss verschiedener Nanostrukturen auf die Geräteleistung zu verifizieren, werden die Quantenwirkungsgrade ηA und ηSA mit einer kalibrierten Ulbrichtkugel für alle Geräte gemessen, wie in Abb. 6b und Ergänzender Abb. 8 dargestellt. Das planare Gerät zeigt maximal ηA von 22.2 ± 3.1%. Für Geräte mit Nanostrukturen kann maximal ηA von 29.1 ± 1.1% erreicht werden. Die Form des EQE im Vergleich zu den Leuchtdichteeigenschaften wird durch den Ableitstrom für diese Proben beeinflusst, der hauptsächlich den Maximalwert von ηA beeinflusst, was einen Vergleich bei niedrigen bis mittleren Leuchtdichten unangemessen macht (Ergänzende Abbildungen 8 und 12). Bei einer Leuchtdichte von 10,000 cd m-2, wo der Einfluss des Ableitstroms vernachlässigbar ist, sinkt der ηA der planaren Vorrichtung leicht auf 20,4 ± 1,8%, während er für die texturierte Vorrichtung N5 27,3 ± 0,3% bleibt. Für die anderen texturierten Geräte kann die ηA bei 10,000 cd m-2 bis zu 23-27% betragen, wie in Abb. 6b zusammengefasst.

Das Maximum ηSA von 48.3 ± 5.8% kann für die planare Vorrichtung erreicht werden und sie rollt zu 44.4 ± 3.3% bei 10,000 cd m-2. Für texturierte Proben auf Basis von Nanostrukturen wird maximal ηSA von 76,3% und eine Lichtausbeute von 95.7 lm W-1 erreicht und auf 69,0% und 73.9 lm W-1at 10,000 cd m-2 reduziert. Es zeigt einen Verbesserungsfaktor von 1.53 ± 0.12 bei 10,000 cd m-2. Unter Berücksichtigung des Einflusses des Ableitstroms und der Modenverteilung für die planaren weißen OLEDs (Supplementary Note 2, Supplementary Fig. 11 und Supplementary Tables 7 and 8) schätzen wir den Wirkungsgrad von Lichtauskopplungsstrukturen (ELOS, Supplementary Note 3) für diese Nanostrukturen auf bis zu 36,6% basierend auf hochoptimierten weißen OLEDs53.

Es ist interessant festzustellen, dass das Verhältnis von ηSA zu ηA bei texturierten Geräten höher ist als bei planaren Geräten, wie in der Zusatztabelle 5 zusammengefasst. Zum Beispiel ist das Verhältnis von ηSA/ηA bei 10,000 cd m-2 für die planare Vorrichtung 2,18 im Vergleich zu 2,47 für die Vorrichtung N5 mit der Nanostruktur. Dieses Ergebnis deutet darauf hin, dass die Nanostrukturen weitere Photonen an das Substrat koppeln, die dann von der angeschlossenen Hemisphäre extrahiert werden. Das wellenförmige Profil von Nanostrukturen kann in der Tat die als Hohlleitermoden eingeschlossenen Photonen leiten, indem sie den Einfallswinkel auf das Substrat reduziert. Aufgrund der intrinsisch flachen Geometrie dieser Nanostrukturen (Low AR) ist der Einfallswinkel jedoch immer noch hoch, wenn er auf die Schnittstelle von Glassubstrat und Luftzone übertragen wird, was dazu führt, dass sich ein Teil der extrahierten Photonen aus Hohlleitermoden oder SPP-Moden noch im Substrat befindet. Diese Photonen können mit gängigen externen Auskopplungsstrukturen relativ einfach aus dem Substrat extrahiert werden. Ein ähnliches Phänomen wurde berichtet, wenn ein ITO-Nanomesh für eine verbesserte Auskopplung von unteren grünen OLEDs52 verwendet wird.

Wie in der ergänzenden Abb. 9 dargestellt, gibt es für Geräte mit oder ohne Nanostrukturen keine signifikante spektrale Änderung in verschiedenen Winkeln. Die Verschiebung der Koordinaten der Commission Internationale de L'Eclairage (CIE) für verschiedene Winkel ist in Abb. 6c, d. dargestellt. Eine ausgeprägtere CIE-Verschiebung wird für die planare Vorrichtung bei verschiedenen Beobachtungswinkeln festgestellt, während es keine signifikante CIE-Verschiebung für die strukturierte Vorrichtung gibt, was zeigt, dass die Integration von Nanostrukturen in die weißen OLEDs die Farbstabilität verbessert.

Abbildung 6e zeigt die winkelabhängige Strahlungsintensität für diese Vorrichtungen mit oder ohne Nanostrukturen. Das Emissionsprofil ist von etwas weniger Lambertian für die planare Vorrichtung bis zur superlambertschen Emission für nanostrukturierte Vorrichtungen abgestimmt. Das winkel- und wellenlängenunabhängige Emissionsverhalten zeigt, dass das Vorhandensein quasi-periodischer Nanostrukturen den Mikrokavitäten-Effekt reduzieren und die Homogenität der Energieverteilung in der nach vorne abgestrahlten Hemisphäre erhöhen kann. RIE-induzierte Nanostrukturen mit einer dominanten Periodizität, die in der vorliegenden Arbeit berichtet werden, bringen keinen der Nachteile wie Wellenlänge oder winkelabhängige Emission im Vergleich zu 1D- oder 2D-Gitterstrukturen mit sich, was für Beleuchtungsanwendungen wichtig ist18.

Wir haben gesehen, dass ηSA für nanostrukturierte weiße OLEDs im Vergleich zu flachen Geräten zugenommen hat. Für die Nanostruktur N1-N4 reicht die Periodizitätsverteilung von <100 nm bis über 1000 nm, während N5 eine breitere Periodizitätsverteilung bis über 3000 nm aufweist, die bei ~1000 nm ihren Höhepunkt erreicht, wie in der ergänzenden Abbildung 10 dargestellt. Für diese Nanostrukturen gibt es mehrere Möglichkeiten, das experimentelle AR zu definieren, die von der unterschiedlichen Definition der tatsächlichen Tiefe abhängig sind. Eine detaillierte Analyse ist in der ergänzenden Anmerkung 4 enthalten, um drei Fälle zu vergleichen: 2Ra, volle Breite bei halbem Maximum (FWHM) und dominante Tiefe h bei der Tiefenverteilung. Bei solch komplizierten Nanostruktursystemen mit chaotischen und geordneten Merkmalen ermöglichen diese Möglichkeiten ein tieferes Verständnis des optischen Einflusses dieser Nanostrukturen.

Wir stellen fest, dass bei der Behandlung der dominanten Tiefe h als Tiefe zur Berechnung des AR in dieser Studie eine gute Übereinstimmung zwischen experimentellen und Simulationsergebnissen des Verstärkungsfaktors erreicht werden kann, auch wenn das AR aufgrund der breiten Tiefenverteilung in einem weiten Bereich variieren kann, wie in Abb. 6f und ergänzender Anmerkung 4 dargestellt. Die möglichen physikalischen Gründe sind in der ergänzenden Anmerkung 4 erläutert. In diesem Fall (depth = dominant Tiefe h) zeigt ein AR ~0.2 die beste Geräteleistung. Wenn das AR 0,60 (N4) beträgt, beträgt der Verstärkungsfaktor 1,24 ± 0.10 und wächst zu einem Verstärkungsfaktor von 1,45 ± 0.12, der für ein reduziertes AR von 0,41 (N2) erhalten wurde. Der Verbesserungsfaktor kann weiter auf 1.53 ± 0.12 erhöht werden, wenn AR auf 0.19 (N5) fällt. Diese Ergebnisse deuten darauf hin, dass die endgültige Verbesserung ist ein synergistischer Effekt aus der Periodizität und Tiefenverteilung der Nanostrukturen. Wie in der Zusatztabelle 6 dargestellt, gehören sowohl der absolute EQE als auch der Verstärkungsfaktor für Geräte mit den hier berichteten RIE-induzierten Nanostrukturen zu den Spitzenwerten im Vergleich zu den berichteten Ergebnissen in den Literaturen.

Die Verbesserung Faktor, der aus experimentellen Ergebnissen ist etwas höher als in den numerischen Simulationen, solche Unterschiede können auf die Vereinfachung des Simulationsmodells auf nur zwei räumliche Dimensionen wegen einer begrenzten Rechenleistung, während Textur und Dipol sind beide 3D-Objekte. Andererseits wird in diesem 2D-Szenario die Richtungsorientierung solcher sinusförmiger Funktionen nicht berücksichtigt. Eine weitere Verbesserung des optischen Modells zur Behandlung der Nanostrukturen als 3D-Objekte unter korrekter Berücksichtigung der Periodizitätsverteilung in der Ebene wäre erforderlich, was den Rahmen dieser Arbeit sprengt. Dennoch zeigt die Tatsache, dass die Simulation und experimentelle Trends des Enhancement Factors in ähnlicher Weise vom Seitenverhältnis abhängen, die Rationalität der Vereinfachung quasi-periodischer Nanostrukturen zu 2D-Sinustexturen. Wir gehen davon aus, dass es mit diesem Modell auch möglich ist, die optische Wirkung von Nanostrukturen auf die Geräteeffizienz von Perowskit-Leuchtdioden zu verstehen54.

Wir haben ein Verfahren zur Extraktion von gefangenen Photonen aus weißen OLEDs demonstriert, indem wir quasi-periodische Nanostrukturen implementieren, die durch reaktives Ionenätzen auf der PDMS-Oberfläche induziert werden. Die Topographie dieser Nanostrukturen kann durch die Abstimmung der Vorbehandlungsbedingungen des PDMS und der RIE-Behandlungsrezepte kontrolliert werden. Der Mechanismus zur Erzeugung und Steuerung der Nanostruktur wird durch mechanische Verformung innerhalb eines Doppelschichtsystems auf einer ebenen Oberfläche erklärt, initialisiert durch Druckspannungsabbau aufgrund von äußeren Reizen durch chemische Reaktionen, physikalische Bombardierungen und die Modulmissverhältnisse zwischen der RIE-induzierten kieselsäureartigen steifen Oberschicht und dem elastischen unteren PDMS. Die Verwendung von RIE-induzierten Nanostrukturen in weißen OLEDs hat gezeigt, dass es möglich ist, Wellenleiter- und SPP-Modi effizient zu extrahieren, was zu einer höheren Effizienz bei gleichzeitig verbesserter Farbstabilität und homogenerer Strahldichteverteilung führt. Ein optisches Modell, das die Dipolposition und Dipolorientierung berücksichtigt, wird vorgeschlagen, um die Leistung der Vorrichtung zu simulieren, indem die Nanostrukturen in sinusförmige Texturen mit einer dominanten Periodizität und Höhe unterteilt werden. Optische Simulationen zeigen, dass die höchste Verbesserung bei einem Seitenverhältnis von AR ≈ 0,25 zu erwarten ist. Da Nanostrukturen direkt auf der PDMS-Oberfläche erzeugt werden können, sind sie mit neuen flexiblen Bauelementen kompatibel. Die kontrollierbare, einfache und skalierbare Methode zur Herstellung dieser quasi-periodischen Nanostrukturen stellt ein leistungsfähiges Instrumentarium zur Erzeugung und Manipulation komplizierter Nanostrukturen dar, das auch vielversprechende Anwendungspotenziale in optischen, biologischen und mechanischen Bereichen birgt.

Um den experimentellen Fehler beim Mischen von Basis und Härter zu vermeiden, wird PDMS (SYLGARD® 184) mit einem festen Basis- und Härterverhältnis von 10:1 von Sigma-Aldrich bezogen. Für Experimente zur Untersuchung des Verhältniseinflusses und der Musterkopie wird PDMS (SYLGARD® 184) von Dow Corning bezogen, wo das Gewichtsverhältnis von Basis zu Härter variiert werden kann. NOA 63 Resist wird von Norland Products Inc. gekauft. Perfluordecyltrichlorsilan (FDTS) wird von Alfa Aesar gekauft. Materialien für OLED-Geräte werden von Luminescence Technology Corp. bezogen und nach der Sublimation verwendet.

Basis und Härter werden mechanisch gemischt und dann im Vakuum für 10 min entgast. Die Mischung wird dann auf vorgereinigte Glassubstrate unter 1000 rpm für 1 min geschleudert. PDMS-beschichtete Substrate werden in einem Ofen bei unterschiedlichen Temperaturen für unterschiedliche Erwärmungszeiten ausgehärtet, wie im Folgenden erläutert. Nach der Vorbehandlung werden Substrate mit PDMS auf das RIE-Instrument (Oxford Plasmalab 80 Plus) übertragen. Nach der RIE-Behandlung werden die Proben bei Raumtemperatur mit einer Luftfeuchtigkeit von 55% in die Umgebungsumgebung gebracht. Proben für die RIE-Leistungsuntersuchung in Abb. 2a, b, das Gewichtsverhältnis von Basis zu Härter für PDMS beträgt 10:1, vorbehandelt bei 80 °C für 80 min; Die RIE-Rezeptur: 50 sccm O2, 60 s. Für die in den Abb. 2c, d dargestellte Untersuchung der Vorbehandlungszeit beträgt das Gewichtsverhältnis von Basis zu Härter 10:1, hergestellt bei 80 °C für 40 min, 60 min, 80 min, 120 min bzw. 160 min; Die RIE-Rezeptur: 50 W, 50 sccm O2, 60 s. Für die in den Abb. 2e, f dargestellte Gewichtsverhältnisuntersuchung wird das Gewichtsverhältnis von Basis zu Härter variiert und bei 80 °C für 80 min vorbehandelt. RIE-Rezept: 50 W, 50 sccm O2, 60 s.

Die chemischen Bindungszustände und die Atomkonzentration werden mit einem XPS-Gerät (PHI 5600-CI, Physical Electronics, USA) mit nicht-monochromatischem Mg-Kα (1253.6 eV, 400 W) unter dem Einfallswinkel von 54° erfasst. Die Atomkonzentration wird mit handelsüblichen Sensitivitätsfaktoren für einzelne Elemente berechnet.

Der DMA-Test wird von ARES2 (TA Instruments, USA) durchgeführt. Die Größe der PDMS-Proben wird in der Petrischale ausgehärtet und in Stabform geschnitten. Die Größe für jede Probe wird mit einer Mikrometer kalibriert, mit einer leichten Größenänderung von 4 cm × 1 cm 1 × cm cm. Die Messung erfolgt im Einfrequenz-Scan-Modus unter 1 Hz mit einer Aufheizrate von 10 °C min-1 über den Temperaturbereich von 60 bis 100 °C.

Als Demo kopieren wir hier die auf der PDMS-Oberfläche erzeugten Muster als Replikate zur Strukturcharakterisierung und Geräteuntersuchung. Es ist möglich, Geräte direkt auf der gewellten PDMS-Oberfläche herzustellen. Die RIE-behandelten PDMS-Proben werden durch FDTS für 24 h in einem geschlossenen Behälter in einem Glovebox dampfmodifiziert. Die PDMS-Mischung wird als Stempelmaterial verwendet, um Muster aus RIE-behandelten PDMS-Proben zu kopieren. Nach dem Mischen und Entgasen wird die PDMS-Mischung sorgfältig auf FDTS-behandelte Proben gegossen und anschließend in einem Ofen bei 80 °C für 1 hour geglüht. Das gestanzte PDMS kann leicht abgezogen und als Nanoimprinting-Stempel für die anschließende Gerätefertigung verwendet werden. Verdünntes NOA 63 durch Mischen mit Aceton im Gewichtsverhältnis 1:1 wird auf gereinigte Glassubstrate (Größe 25 mm × 25 mm) mit einer Geschwindigkeit von 8000 rpm geschleudert. Der PDMS-Stempel wird von einem selbstgebauten Nano-Imprinter in die NOA 63-Folie gepresst und unter UV-Strahlung für 10 min ausgehärtet.

Das Muster auf Basis des NOA 63-Resists wird mit dem Rasterkraftmikroskop (AFM, AIST-NT Combiscope 1000, AIST-NT, Inc.), Rasterelektronenmikroskopie (SEM, DSM 982, Carl Zeiss) gemessen. Um die Periodizitätsverteilung zu bestimmen, wird eine hohe Scanauflösung von 1024 x 1024 in einem Bereich von 10 µm x 10 µm gewählt. Weitere Messungen an zwei verschiedenen Standorten mit einer geringeren Scanauflösung von 256 x 256 in einem Bereich von 10 µm durch 10 µm werden durchgeführt, um die Tiefen- oder Höheninformationen zu erhalten. Die in dieser Arbeit dargestellte Periodizitätsverteilung stammt aus dem hochauflösenden Scan und die Tiefe wird aus allen drei Messungen durch Mittelung der Ergebnisse berechnet.

Substrate mit nanogedrucktem NOA 63 werden vor dem ITO-Sputtern bei 70 °C unter Vakuum für 5° h erwärmt. Die ITO-Anode ist als Vier-Finger-Struktur mit einer lasergeschnittenen Metallmaske strukturiert. Die ITO-Schichten werden durch Bogen-zu-Bogen-Verarbeitung im Pilotmaßstab im Inline-Sputterbeschichter gezüchtet. Es wird ein konventionelles planares Einzelmagnetron-System mit Oxid-Targets verwendet, das im Gleichstrom (DC)-Sputtermodus betrieben wird. Die Kathodenlänge ist 750 mm. Das Sputtern erfolgt mit einer Leistung von 3 kW und einem zusätzlichen Sauerstoff-Gasstrom von 6 sccm bei einem Prozessdruck von 0,3 Pa. Nach dem Sputtern werden die ITO-Proben bei 70 °C für 1 hour geglüht. Die Schichtdicke der ITO-Schicht beträgt ~90 nm, mit einem Schichtwiderstand von 67 Ω und einer Transmission im sichtbaren Spektralbereich von 76%.

Nach dem ITO-Sputtern werden alle Glassubstrate ohne weiteren Reinigungsprozess direkt eingesetzt. Nach dem Stickstoffblasen werden die Substrate unter Vakuum bei 70 °C für 1 hour erwärmt, um Feuchtigkeit abzuführen. Alle Geräte werden in einem Einkammer-Leskerwerkzeug (Kurt J. Lesker Co.) unter Vakuum von 10-7 bis 10-8 mbar durch thermische Verdampfung hergestellt. Die Abscheidungsraten werden kalibriert und von Quarzkristallen überwacht. Das weiße Gerät besteht aus zwei Einheiten. Die Strukturen der blau-roten Einheit sind: N,N,N′,N′-tetrakis(4-Methoxyphenyl)-benzidin (MeO-TPD): 4 mol% 2,2′-(Perfluor-Naphthalin-2,6-diyliden) Dimalonitril (F6-TCNNQ) (35 nm)/2,2′,7,7′-tetrakis-(N,N′-diphenylamino)-9,9′-spirobifluoren (Spiro-TAD) (10 nm)/ N,N′-di-1-naphthalinyl-N,N′-diphenyl-[1,1′:4′,1″:4″,1″′-Quaterpheny]l-4,4″′-Diamin (4P-NPD): 5 wt% Iridium(III)bis(2-Methyldibenzo-[f,h]chinoxalin)(acetylacetonat)[Ir(MDQ)2(acac)] (5 nm)/ 4P-NPD (4 nm)/ 4,7-Diphenyl-1,10- phenanthrolin (BPhen) (10 nm), die Trägererzeugungsschichten bestehen aus mit Cäsium (90 nm)/Ag (0.5 nm)/MeO-TPD: 4 mol% F6-TCNNQ (75 nm). Die grün-gelbe Einheit ist: Spiro-TAD (10 nm)/4,4′,4″-tris(N-Carbazolyl)-triphenylamin (TCTA): fac-tris(2-phenylpyridin)iridium(III)[Ir(ppy)3]: bis(2-(9,9-Dihexylfluorenyl)-1-pyridin) (Acetylacetonat) Iridium(III)[Ir(dhfpy)2 (acac)] (91:8:1 wt%) (5 nm)/ 2,2′2″-(1,3,5-Benzentriol)-tris[1-Phenyl-1H-benzimidazol](TPBi): Ir(ppy)3: Ir(dhfpy)2(acac) (91:8:1 wt%) (5 nm)/TPBi (10 nm)/Bphen:Cs (60 nm)/Al (100 nm). Nach der Abscheidung der oberen Elektrode werden die Geräte in einem Handschuhfach unter Stickstoffatmosphäre mit UV-härtbarem Klebstoff und Glasdeckeln gekapselt.

Die aktuellen Dichte-Spannungs-Luminanzmessungen werden mit einer KEITHLEY SMU2400 Quellenmesseinheit und einer Silizium-Photodiode gleichzeitig durchgeführt. Elektrolumineszenzspektren werden von einem kalibrierten Spektrometer (CAS 140 CT, Instrument Systems) aufgenommen. Die externe Quanteneffizienz und Lichtausbeute wird mit einer kalibrierten Ulbrichtkugel (LABSPHERE), mit einer SMU2400 und einem kalibrierten Spektrometer (CAS 140 CT) gemessen. Das winkelabhängige Emissionsverhalten wird von einem Sondergoniometer mit einem kalibrierten Spektrometer und einem Drehtisch in einer Schrittauflösung von 1° erfasst. Die Pixelgröße von OLED-Vorrichtungen wird mit einer Standard OLED kalibriert, da die Maskenöffnung für das ITO-Sputtern leicht variiert und die Pixelgröße zwischen 6,7 und 8,2 mm2 liegt.

Um die Verlustkanäle numerisch zu simulieren, wird die planare Tandemvorrichtung in zwei Einheiten unterteilt, wobei jede Einheit separat simuliert wird, während die andere Einheit noch als passive Schichten vorhanden ist. Die Quanteneffizienz für Luftmodi, Substratmodi, Hohlleitermodi und Evaneszenzmodi wird jeweils aufsummiert, um den Anteil der Photonen in jedem Modus für das Tandemgerät zu erhalten, dessen idealer EQE 200% betragen würde. Als Eingangsdaten werden Schichtdicken mit entsprechend komplexen Brechungsindizes verwendet. Weitere Daten, wie der Anisotropiefaktor, der Strahlungswirkungsgrad und der elektrische Wirkungsgrad, sind der Literatur42,45 entnommen. Weitere Einzelheiten sind in der Ergänzenden Anmerkung 2 zu finden.

Optische Simulationen von Wellpappenprodukten werden mit einem handelsüblichen Simulationstool Comsol Multiphysics auf Basis der Finite-Elemente-Methode (FEM)55 durchgeführt. Hier behandeln wir emittierende Dipole und Nanostrukturen mit dem 2D-Modell, um die Rechenleistung zu reduzieren. Die simulierte Vorrichtungsarchitektur ähnelt sehr stark experimentellen Vorrichtungen mit gleicher Gesamtdicke, bei denen dünne Schichten, die Sandwich-Emissionsdipole enthalten, als eine einzige Emissionsschicht behandelt werden, um die Notwendigkeit von sehr kleinen Netzelementen in sehr dünnen Schichten zu vermeiden (d ≤ 10 nm). Die optischen Indizes (n, k) für jede Schicht werden entsprechend den experimentellen Messergebnissen eingestellt. Wir verwenden eine Sinusstruktur mit verschiedenen Periodizitäten und Höhen, um die Lichtauskopplung zum Glassubstrat zu simulieren, wobei das Glassubstrat als halbunendliches Medium behandelt wird. Organische emittierende Moleküle sind viel kleiner als die Lichtwellenlänge, so dass Emissionsquellen in Simulationen als unterschiedlich orientierte Punktdipole behandelt werden können, die an der entsprechenden Emissionsschnittstelle positioniert sind. Der simulierte Bereich im Modell ist auf eine laterale Größe von 20 µm um den Dipol eingestellt, und die gesamte Struktur ist von einer perfekt passenden Schicht (PML) als absorbierende Randbedingung umgeben, um Reflexionen an den Grenzen zu unterdrücken. Die Sammlung des emittierten Lichts ist mindestens eine Wellenlänge von der Dünnschichtstruktur entfernt (flach und strukturiert), um eine Kopplung von evaneszenten Wellen an die PML zu vermeiden.

Die Simulation erfolgt in 10 nm Wellenlängenschritten von 400 bis 800 nm, für Sinustexturen mit Periodizitäten von 300 nm bis 2000 nm und unterschiedlichen Höhen. Zum Vergleich wird eine flache Struktur simuliert und die internen Wirkungsgrade auf die experimentellen Ergebnisse eingestellt. Die Parameter in den Simulationen werden während aller Simulationen für nanostrukturierte Bauelemente konstant gehalten, wobei nur die Werte von p und h der sinusförmigen Struktur variiert werden.