1. 서 론

나노포러스(nanoporous, NP) 반도체 구조는 높은 비표면적과 3차원적으로 확장된 내부 계면을 기반으로 물질 전달과 계면 반응을 효과적으로 제어할 수 있는 구조로 널리 연구되어 왔다.^1,2) 특히 GaN 기반 NP 구조는 전기화학적 식각[electrochemical (EC) etching]을 통해 기공의 크기, 밀도 및 분포를 정밀하게 제어할 수 있으며, 이러한 구조적 특성은 표면 에너지와 젖음성(wettability), 그리고 계면에서의 전하 및 물질 이동 거동에 직접적인 영향을 미친다.^3,4) 다공성 구조에서는 단위 면적당 계면적이 크게 증가하고 기공 내부까지 확장된 반응 공간이 형성되기 때문에, 평탄한 반도체 표면에서 제한적으로 이루어지던 물질 결합과 계면 반응을 보다 효과적으로 유도할 수 있다.⁵⁾ 이러한 특성으로 인해 NP GaN은 센서, 촉매, 광전자소자 등 다양한 분야에서 계면 공학을 위한 유효한 구조로 활용되고 있다.^5,6,7)

한편, 할라이드 페로브스카이트(halide perovskite)는 높은 광흡수 계수와 우수한 발광 효율, 그리고 용액 공정을 기반으로 한 공정 단순성으로 인해 차세대 광전자 소재로 주목받고 있다.⁸⁾ 그 중 CsPbBr₃는 무기 기반 페로브스카이트로서 유기-무기 혼합계 대비 우수한 열적 및 화학적 안정성을 가지며, 높은 발광 효율과 좁은 발광 반치폭(full width at half maximum, FWHM)을 특징으로 한다.^8,9) 또한 조성 및 결정 구조 제어를 통해 발광 파장을 정밀하게 조절할 수 있으며, 녹색 영역에서 높은 색순도를 나타내는 발광 특성으로 인해 발광소자, 광검출기 및 태양전지 등 다양한 광전자 응용에 활용되고 있다.¹⁰⁾ 특히 CsPbBr₃의 광학적 특성은 결정 크기와 결함 상태, 그리고 계면 환경에 민감하게 의존하며, 외부 구조와의 결합을 통해 재결합 거동과 발광 특성을 조절할 수 있는 가능성을 제공한다.¹⁰⁾

이러한 관점에서 NP GaN은 페로브스카이트와 결합될 때 전자수송층(electron transport layer, ETL)으로서의 기능과 함께 계면 구조를 능동적으로 제어할 수 있는 재료로 주목받고 있다.¹¹⁾ GaN은 넓은 밴드갭과 우수한 전기적 특성을 바탕으로 전자 수송에 유리한 특성을 가지며, NP 구조로 형성될 경우 기공 내부까지 확장된 계면을 제공함으로써 페로브스카이트 전구체의 침투(infiltration)를 유도할 수 있다.^12,13) 이러한 침투는 단순한 표면 코팅과 달리 페로브스카이트를 3차원적으로 분포된 구조로 형성하게 하며, 이는 계면 면적 증가와 함께 전하 이동 경로 및 재결합 거동의 변화를 유도할 수 있다. 실제로 다공성 구조를 이용한 기존 연구에서도 기공 내부 충진에 따른 광학 및 전하 수송 특성 변화가 보고된 바 있다.¹²⁾

그러나 기존 연구는 주로 구조 형성이나 소자 성능 향상에 초점을 두고 있으며, 나노포러스 GaN과 페로브스카이트 사이의 계면에서 나타나는 전구체 침투 거동, 그리고 이에 따른 광학적 특성 변화에 대한 체계적인 분석은 아직 부족하다.^11,12) 특히 기공 분율과 같은 구조적 인자가 계면 특성과 발광 특성에 미치는 영향을 정량적으로 연계한 연구는 제한적이다.

본 연구에서는 EC etching을 통해 형성된 NP GaN 구조를 기반으로 CsPbBr₃를 도입하고, 기공 분율에 따른 젖음성 변화와 전구체 침투 거동을 정량적으로 분석하였다. 또한 상온 및 온도 의존 광발광(photoluminescence, PL) 측정을 통해 발광 특성과 재결합 거동을 비교함으로써, NP GaN/CsPbBr₃ 하이브리드 구조에서 나타나는 계면 특성과 광학적 특성의 상관관계를 규명하였다.

2. 실험 방법

2.1. GaN 박막 성장

GaN 박막은 c-plane sapphire 기판 위에 유기금속 화학 기상 증착법(metal-organic chemical vapor deposition, MOCVD) 공정을 이용하여 성장하였다. 기판은 성장 전 유기 오염물 제거를 위해 acetone, isopropanol 및 탈이온수(deionized, DI) water를 이용한 초음파 세정을 수행한 후 질소 분위기에서 건조하였다. 이후 MOCVD 챔버 내에서 고온 열처리(thermal cleaning)를 수행하여 기판 표면의 잔류 오염물을 제거하였다. Thermal cleaning 이후, 저온 조건(520 °C)에서 GaN nucleation buffer layer를 형성한 뒤, 고온으로 승온하여 본격적인 에피택셜 성장을 진행하였다. 1,040 °C에서 약 1.0 µm 두께의 undoped GaN 층을 성장하였으며, 이어서 2.0 µm 두께의 Si 도핑된 n-type GaN 층을 성장하였다. Ga 전구체로는 trimethylgallium (TMGa), 질소 공급원으로는 ammonia (NH₃)를 사용하였으며, 수소(H₂)를 캐리어 가스로 사용하였다. Si 도핑은 silane (SiH₄) 가스를 이용하여 수행하였고, 최종 n-type GaN의 도핑 농도는 8 × 10¹⁸ cm^-3로 제어하였다.

2.2. CsPbBr₃ 전구체 용액 제조

CsPbBr₃ 전구체 용액은 CsBr과 PbBr₂를 몰 비율 1:1로 혼합하여 제조하였다. 각 전구체는 디메틸설폭사이드(dimethyl sulfoxide, DMSO)와 디메틸포름아미드(N,N-dimethylformamide, DMF)의 혼합 용매(v/v = 1:1)에 용해하였으며, 최종 농도는 0.5 M로 조절하였다. 용액은 60 °C에서 2 h 동안 교반하여 완전히 용해시켰으며, 이후 불용성 입자 제거를 위해 0.45 µm 폴리테트라플루오로에틸렌(polytetrafluoroethylene, PTFE) syringe filter를 이용하여 여과하였다. 제조된 전구체 용액은 수분 및 산소에 의한 열화를 방지하기 위해 질소 분위기에서 보관하였으며, 사용 전까지 밀봉 상태를 유지하였다.

2.3. 전기화학적 식각(EC Etching)

NP GaN 구조는 EC etching을 통해 형성하였다. 전해질로는 0.3 M 옥살산(oxalic acid) 수용액을 사용하였으며, 전극으로는 n-type GaN (Si: 8 × 10¹⁸ cm^-3) 시료를, 상대 전극으로는 Pt wire를 사용하였다. 전기적 접촉은 인듐(In)을 이용하여 시료 후면과 전극을 솔더링함으로써 확보하였다. EC etching은 일정 전압 17 V에서 수행되었으며, 식각 시간(1, 3, 5 min)에 따라 NP 구조를 제어하였다. EC etching 과정에서 GaN은 양극 산화 반응에 의해 용해되며, 국부적인 기공이 형성된다.

2.4. CsPbBr₃ 스핀코팅 및 열처리

제조된 CsPbBr₃ 전구체 용액은 NP GaN 및 평탄한 GaN (flat GaN) 기판 위에 스핀코팅 방식을 이용하여 도포하였다. 스핀코팅 공정은 질소(N₂) 분위기의 글로브박스 내에서 수행되었으며, 공정 중 수분(H₂O) 및 산소(O₂) 농도는 각각 1 ppm 이하로 유지하였다. 스핀코팅은 3,000 rpm에서 30 s 동안 수행하였다. 스핀코팅 이후 시료는 100 °C에서 5 min 동안 열처리(annealing)를 수행하여 CsPbBr₃ 결정화를 유도하였다.

2.5. 광학 특성 분석

광학적 특성은 PL 측정을 통해 평가하였다. PL 측정은 325 nm He-Cd laser를 여기 광원으로 사용하였으며, 방출된 신호는 monochromator가 장착된 분광기를 통해 분광된 후 CCD detector로 수집하였다. 레이저 빔은 시료 표면에 집속하여 조사하였고, 여기 출력은 약 1.0 mW로 유지하였다. 저온 PL 측정은 helium 기반 closed-cycle cryostat 시스템을 이용하여 수행하였다. 시료는 cryostat 내부의 cold finger에 장착하였으며, helium 순환 냉각을 통해 최저 10 K까지 온도를 낮추었다. 온도는 controller를 이용하여 제어하였으며, 일정 간격으로 승온하면서 각 온도에서 PL 스펙트럼을 측정하였다.

3. 결과 및 고찰

Fig. 1(a)는 EC etching을 통해 NP GaN이 형성되는 과정을 개략적으로 나타낸다. EC etching 과정에서 n-type GaN은 양극으로 작용하며, 인가된 전압에 의해 생성된 정공(hole)이 표면으로 이동하여 Ga-N 결합의 산화를 유도한다. 이로 인해 Ga 성분의 선택적 용해가 발생하며, 국부적인 식각이 진행되어 기공이 형성된다. 이러한 반응은 다음과 같이 표현될 수 있다.

Fig. 1.

(a) Schematic illustration of the EC etching setup used to form NP GaN in 0.3 M oxalic acid electrolyte. (b) Top-view SEM images of NP GaN surfaces with different pore fractions (ρ_pore: 0.0 %, 3.7 %, 15.6 %, and 36.8 %). Scale bars: 500 nm.

특히, 높은 Si 도핑 농도를 갖는 n-type GaN에서는 전기장에 의해 정공이 국부적으로 집중되면서 식각이 특정 영역에서 우선적으로 진행되고, 그 결과 NP 구조가 형성된다. Fig. 1(b)는 EC etching 시간에 따른 GaN 표면의 형태 변화를 나타낸 주사전자현미경(scanning electron microscope, SEM) 이미지이다. 식각이 진행되지 않은 경우 평탄한 표면을 보이나, 식각 시간이 증가함에 따라 기공이 점차 형성되고 그 밀도와 크기가 동시에 증가하는 경향을 보인다. 1 min 식각에서는 미세한 기공이 부분적으로 형성되며, 3 min 이상에서는 기공의 분포가 확장되면서 보다 균일한 포러스 구조가 나타난다. 5 min 식각 시에는 기공 간 간격이 감소하고 상호 연결된 네트워크 형태를 이루며, 평균 기공 직경은 약 82 nm 수준으로 증가한다. 기공 구조의 정량적 변화를 평가하기 위해 이미지 분석을 통해 전체 표면 대비 기공이 차지하는 면적 비율을 산출하였으며, 이를 표면 기공 분율(surface pore fraction, 𝜌_pore)로 정의하였다. 그 결과, 식각 시간이 증가함에 따라 𝜌_pore는 약 3.7 %에서 15.6 % 그리고 36.8 %까지 증가하는 것으로 나타났으며, 이는 식각 시간 제어를 통해 기공의 밀도와 크기를 동시에 조절할 수 있음을 보여준다.

Fig. 2는 EC etching 시간에 따른 NP GaN의 깊이 방향 구조 변화를 단면 SEM으로 분석한 결과이다. Fig. 1에서 확인한 표면 기공 형성과 달리, 단면 관찰은 기공이 표면에만 국한되지 않고 n-type GaN 층 내부로 수직 방향으로 발달한다는 점을 보여준다. 1 min 식각 조건에서는 표면 근처에서 시작된 기공이 부분적으로 내부로 확장되며, 기공의 밀도는 상대적으로 낮고 분포도 불균일하게 나타난다. 식각 시간이 3 min으로 증가하면 기공의 수직 성장이 뚜렷해지고, 식각 영역이 약 1 µm 깊이까지 확장된다. 이때 기공은 기판 전반에 걸쳐 보다 조밀하게 분포하며, 표면에서 내부 방향으로 이어지는 포러스 채널 구조가 형성된다. 5 min 식각 조건에서는 기공의 수직 발달과 함께 횡방향 확장이 더욱 뚜렷하게 나타난다. 기공 간 간격이 감소하고 일부 영역에서는 인접한 기공들이 서로 연결되면서 보다 발달된 다공성 네트워크를 형성한다. 특히 식각 시간 증가에 따라 전체 식각 깊이는 약 1 µm 수준으로 유지되지만, 기공의 밀도와 직경이 증가하면서 실제 포러스 영역의 유효 부피가 크게 증가한다. 이는 EC etching에서 식각 시간이 단순히 식각 깊이만을 증가시키는 인자가 아니라, 기공의 밀도, 직경, 연결성을 함께 조절하는 핵심 공정 변수임을 보여준다.

Fig. 2.

Cross-sectional SEM images of NP GaN formed by electrochemical (EC) etching for different durations of 1, 3, and 5 min.

Fig. 3은 NP GaN 위에 CsPbBr₃를 스핀코팅한 결과를 나타낸다. 본 연구에서는 기공 분율(𝜌_pore)이 36.8 %인 시료를 선택하여 CsPbBr₃ 전구체 용액을 도포하였다. Fig. 3(a)는 NP GaN의 단면 SEM 이미지와 스핀코팅 이후의 구조를 보여준다. EC etching을 통해 형성된 NP 구조는 기판 표면으로부터 수직 방향으로 발달된 기공을 가지며, 스핀코팅 이후 CsPbBr₃가 기공 내부까지 연속적으로 채워진 것이 확인된다. 이는 전구체 용액이 표면에 머무르는 것이 아니라 기공 내부로 침투하여 충진되었음을 명확히 보여준다. 이러한 거동은 단순한 박막 형성과 구별되며, NP GaN의 기공 구조에 의해 지배된다. 기공 구조가 충분히 발달되지 않은 경우에는 CsPbBr₃가 주로 표면에 제한적으로 형성되는 반면, 기공 직경과 연결성이 일정 수준 이상 확보된 조건에서는 전구체가 기공 내부로 효과적으로 침투하여 내부까지 충진되는 구조가 형성된다.¹¹⁾ 이는 기공 구조에 따른 침투 거동의 임계 조건(critical condition)이 존재함을 의미한다. 이러한 현상은 모세관력(capillary effect)에 의해 설명될 수 있으며, 기공 내부로 용액이 침투하기 위해서는 기공 직경이 일정 임계값 이상 확보되어야 한다. 따라서 NP GaN의 pore 크기와 porosity는 단순한 표면 코팅 두께보다 CsPbBr₃의 공간 분포를 결정하는 핵심 인자로 작용한다. 이러한 결과는 다공성 반도체 구조에서 페로브스카이트가 기공 내부로 충진되는 기존 보고와 일치하며,¹¹⁾ MAPbBr₃를 이용한 다공성 구조에서도 유사한 침투 거동이 보고된 바 있다. 본 연구에서도 동일한 메커니즘에 의해 CsPbBr₃가 NP GaN 내부에 균일하게 분포한다. Fig. 3(b)는 GaN과 CsPbBr₃ 사이의 에너지 밴드 정렬을 나타낸다. 두 물질의 전도대 최소 에너지 준위(conduction band minimum, CBM)는 거의 정렬되어 있어 CsPbBr₃에서 생성된 전자가 추가적인 에너지 장벽 없이 GaN으로 전달될 수 있는 구조를 형성한다. 반면, valence band에서는 뚜렷한 offset이 존재하여 정공은 CsPbBr₃ 내부에 국한된다. 이러한 밴드 정렬은 전자와 정공의 공간적 분리를 유도하며, 계면에서의 비방사 재결합 가능성을 감소시키는 방향으로 작용할 수 있다. 특히 NP GaN 구조에서는 기공 내부까지 확장된 3차원 계면이 형성되므로, 이러한 전자 전달 경로가 단순한 평면 계면을 넘어 공간적으로 확장된다. 이는 전하 이동 경로를 증가시키는 동시에 계면 접촉 면적을 극대화하여, 결과적으로 전하 분리 및 전달 거동에 영향을 미칠 수 있다. Fig. 3(c)는 스핀코팅 이후 표면 SEM 이미지를 나타낸다. 초기 NP GaN 표면에서 관찰되던 기공 구조가 대부분 사라지고, 상대적으로 평탄한 표면 형태가 나타난다. 이는 CsPbBr₃가 기공을 채운 후 상부를 덮는 구조로 형성되었음을 의미한다.

Fig. 3.

(a) Schematic illustrations and cross-sectional SEM images of NP GaN before and after spin-coating of CsPbBr₃. The left panel shows the NP GaN structure with a pore fraction of 36.8 %, and the right panel shows the CsPbBr₃-coated NP GaN structure after spin-coating. (b) Energy band alignment between GaN and CsPbBr₃. (c) Top-view SEM image of spin-coated CsPbBr₃ on NP GaN. Scale bar: 2.0 µm.

Fig. 4는 NP GaN 구조가 CsPbBr₃의 광학적 특성에 미치는 영향을 평가하기 위해, flat GaN과 NP GaN 기판 위에 스핀코팅된 CsPbBr₃의 발광 특성을 비교한 결과를 나타낸다. Fig. 4(a)는 스핀코팅된 시료의 외관 이미지와 325 nm 레이저 조사 하에서의 PL emission 이미지를 보여준다. 두 시료 모두에서 녹색 발광이 관찰되며, NP GaN 위에 형성된 CsPbBr₃에서 더 높은 발광 세기가 나타난다. 동일한 측정 조건에서 발광 세기의 차이가 확인되며, 이는 기판 구조에 따른 발광 특성의 변화를 직접적으로 보여준다. Fig. 4(b)는 상온에서 측정한 PL 스펙트럼을 나타낸다. NP GaN 위에 형성된 CsPbBr₃는 flat GaN 대비 integrated PL intensity가 약 2.1배 증가하였다. PL peak position은 두 시료 모두에서 약 527.2 nm로 유사하게 나타나며, 이는 발광 중심이 동일한 CsPbBr₃ 결정상에서 기인함을 의미한다. FWHM의 경우 flat GaN에서는 약 12.05 nm, NP GaN에서는 약 11.14 nm로 측정되었으며, NP GaN 위에 형성된 CsPbBr₃에서 더 좁은 스펙트럼 폭을 나타낸다. 이는 NP 구조 내에서 형성된 CsPbBr₃가 보다 균일한 결정 구조를 가지며, 비방사 재결합(non-radiative recombination)이 감소하였음을 나타낸다. 이러한 결과는 NP GaN 구조가 단순한 기판이나 ETL 역할을 넘어, CsPbBr₃의 광학적 특성을 향상시키는 데 기여함을 보여준다.

Fig. 4.

(a) Optical images and corresponding PL emission images of CsPbBr₃ films deposited on flat GaN and NP GaN substrates under 325 nm excitation. (b) Room-temperature PL spectra of CsPbBr₃ on flat GaN and NP GaN.

Fig. 5는 CsPbBr₃가 코팅된 flat GaN 및 NP GaN 구조에서의 온도 의존성 광발광(Temperature-dependent photoluminescence, TDPL) 특성을 비교한 결과를 나타낸다. Fig. 5(a)는 10 K에서 cryostat 내에서 측정된 시료의 발광 이미지를 보여주며, 저온 조건에서도 안정적인 녹색 발광이 관찰된다. Fig. 5(b)와 5(c)는 각각 flat GaN과 NP GaN 기판 위에 형성된 CsPbBr₃의 TDPL 스펙트럼을 10 K부터 300 K까지 측정한 결과이다. 두 시료 모두 온도가 증가함에 따라 발광 세기가 감소하고 발광 피크는 장파장 방향으로 이동하는 경향을 보인다. 온도 증가에 따른 발광 세기 감소는 열적 활성화된 비방사 재결합에 기인하며, 이는 Arrhenius 관계를 통해 정량적으로 분석할 수 있다. 일반적으로 integrated PL intensity의 온도 의존성은 다음과 같이 표현된다.^14,15)

Fig. 5.

(a) PL emission image of CsPbBr₃ on NP GaN measured at 10 K. TDPL spectra of CsPbBr₃ deposited on (b) flat GaN and (c) NP GaN measured from 10 K to 300 K. (d) Arrhenius plot of integrated PL intensity as a function of 1/T for CsPbBr₃ on flat GaN and NP GaN, with fitting curves based on a two-channel model. (e) TDPL peak energy of CsPbBr₃ on flat GaN and NP GaN. (f) FWHM of the PL spectra for flat GaN and NP GaN.

I₀는 비방사 재결합이 없음을 가정한 0 K에서의 발광 세기를 의미한다. A₁은 deep-level defect에 기인한 비방사 재결합 경로의 상대적 기여도를 나타내며, 중/고온 영역에서 활성화되는 재결합 채널의 세기를 반영한다. 이에 대응하는 E₁은 해당 deep-level defect 기반 재결합 경로의 활성화 에너지로, 값이 클수록 해당 경로의 열적 활성화가 억제됨을 의미한다. A₂는 shallow trap에 기인한 비방사 재결합 경로의 상대적 기여도를 나타내며, 저온 영역에서의 캐리어 손실을 지배한다. 이에 대응하는 E₂는 shallow trap 기반 재결합 경로의 활성화 에너지로, 저온에서의 thermal quenching 거동을 결정한다.

Fig. 5(d)의 fitting 결과, CsPbBr₃ on flat GaN 시료의 경우 A₁은 90, E₁은 47 meV, A₂는 0.5, E₂는 3 meV로 나타났다. 반면 CsPbBr₃ on NP GaN 시료에서는 A₁이 55로 감소하고, E₁은 55 meV로 증가하였으며, A₂와 E₂는 각각 0.2와 7 meV로 분석되었다. 이 결과는 CsPbBr₃ on NP GaN 구조에서 두 비방사 재결합 경로의 상대적 기여도가 감소하고, 동시에 각 경로가 활성화되기 위해 요구되는 에너지가 증가했음을 의미한다. 특히 E₂가 3 meV에서 7 meV로 증가한 점은 shallow trap에 의한 비방사 재결합이 효과적으로 억제되었음을 나타내며, 이는 저온 및 중간 온도 영역에서의 thermal quenching을 감소시키는 주요 요인으로 작용한다. 이러한 경향은 상대적 내부 양자 효율(internal quantum efficiency, IQE)에서도 명확히 나타난다. 저온(10 K)에서 비방사 재결합이 무시 가능하여 IQE를 100 %로 가정하고, 다음과 같이 상대적 내부 양자 효율을 추정하였다.¹⁶⁾

Fig. 5(d)는 Arrhenius plot을 통해 도출된 integrated PL intensity 변화를 나타낸다. 분석 결과, flat GaN 기판 위에 형성된 CsPbBr₃의 IQE는 약 4.9 %로 나타났으며, NP GaN 기판에서는 약 15.6 %로 증가하였다. 이러한 결과는 NP GaN 구조에서 비방사 재결합 경로가 상대적으로 억제되고 방사 재결합 비율이 증가했음을 의미한다. 이는 NP 구조에 의해 형성된 3차원적 계면 환경이 캐리어 재결합 경로에 영향을 미친 결과로 해석된다.

Fig. 5(e)는 온도에 따른 발광 피크 에너지 변화를 나타낸다. CsPbBr₃ on flat GaN 기판에서는 발광 에너지가 약 2.30 eV에서 2.34 eV로 증가하며, 전체 변화량은 약 40 meV 수준으로 나타난다. 반면 NP GaN에서는 약 2.29 eV에서 2.34 eV로 더 큰 폭의 에너지 이동이 관찰되며, 온도에 대한 기울기가 상대적으로 크게 나타난다. 이는 NP 구조 내부에 형성된 CsPbBr₃가 다양한 국소 에너지 상태를 가지며, 온도 상승에 따라 캐리어가 더 낮은 에너지 상태로 재분포되는 과정이 보다 뚜렷하게 나타나기 때문으로 판단된다. Fig. 5(f)는 온도에 따른 FWHM 변화를 나타낸다. flat GaN 기판에서는 FWHM이 10 K에서 300 K으로 변화할 때 9.7 nm에서 8.3 nm로 감소하다가 다시 12.1 nm로 증가하며 비교적 큰 변화폭을 보인다. 반면 NP GaN 기판에서는 10 K에서 150 K까지 약 8.1 nm를 유지하고 이후 300 K까지 10.5 nm로 증가하나, 전체 변화폭이 상대적으로 작게 나타난다. 이러한 결과는 NP GaN 구조에서 형성된 CsPbBr₃가 보다 균일한 결정 분포를 가지며, 온도 증가에 따른 phonon scattering 및 결함 기인 에너지 분포 확산이 억제된 결과로 해석된다. 결론적으로, CsPbBr₃ on NP GaN 구조는 온도 증가에 따른 비방사 재결합을 효과적으로 억제하고 발광 특성의 열적 안정성을 향상시키는 역할을 한다. 이는 NP 구조에서의 계면 증가 및 구조적 균일성에 기인한 결과로 판단된다.

4. 결 론

본 연구에서는 EC etching을 통해 형성된 NP GaN 구조를 기반으로 CsPbBr₃의 침투 거동과 이에 따른 계면 및 광학적 특성 변화를 체계적으로 분석하였다. 식각 시간 증가에 따라 기공 분율(𝜌_pore)이 3.7 %에서 36.8 %까지 증가하며, 단면 SEM 분석을 통해 기공의 밀도, 직경, 그리고 연결성이 동시에 증가하는 구조적 진화가 확인되었다. 이러한 구조적 변화는 기판 내부로 수직 방향으로 발달된 porous network를 형성하며, 전구체 용액이 표면에 국한되지 않고 기공 내부로 효과적으로 침투하여 3차원적으로 분포하는 것을 가능하게 한다. 이러한 구조적 차이는 광학적 특성 변화로 직접적으로 이어졌다. NP GaN 기반 시료에서는 PL intensity가 약 2.1배 증가하였으며, FWHM 감소와 함께 IQE가 4.9 %에서 15.6 %로 향상되었다. 이는 단순한 발광 세기 증가를 넘어, 재결합 경로 자체가 변화했음을 시사한다. TDPL 분석을 통해 이러한 변화의 물리적 기원을 보다 명확히 규명하였다. Arrhenius fitting 결과, NP GaN 구조에서는 두 비방사 재결합 채널 모두에서 활성화 에너지(E₁, E₂)가 증가하고, 동시에 해당 경로의 기여도(A₁, A₂)가 감소하는 경향이 나타났다. 특히 shallow trap에 해당하는 E₂가 증가한 것은 저온 및 중간 온도 영역에서의 비방사 재결합 억제를 의미하며, 이는 thermal quenching 감소의 주요 원인으로 작용한다. 즉, NP GaN 구조는 비방사 재결합 경로를 단순히 줄이는 것뿐 아니라, 해당 경로의 열적 활성화 자체를 억제하는 방향으로 작용한다. 또한 온도에 따른 발광 에너지 이동과 FWHM 변화 분석을 통해, NP GaN 구조에서 형성된 CsPbBr₃가 보다 균일한 결정 환경과 안정된 계면을 가지며, phonon scattering 및 결함 기인 에너지 분포 확산이 억제됨을 확인하였다. 이는 NP 구조에 의해 형성된 3차원 계면이 carrier localization과 재결합 동역학에 직접적인 영향을 미치기 때문으로 해석된다. 결론적으로, NP GaN 구조는 CsPbBr₃의 침투 거동을 유도하여 3차원 계면을 형성하고, 이를 통해 비방사 재결합 경로의 기여 감소와 활성화 에너지 증가를 동시에 유도함으로써 발광 특성의 열적 안정성을 향상시킨다. NP 반도체 구조가 단순한 ETL을 넘어, 페로브스카이트 활성층의 계면 구조와 재결합 메커니즘을 정밀하게 제어할 수 있는 플랫폼임을 보여준다. 나아가 본 연구는 다공성 반도체/페로브스카이트 하이브리드 구조를 기반으로 고효율 발광소자 및 계면 제어형 광전자소자 설계를 위한 중요한 방향성을 제시한다.