不同掺杂浓度的CdS:Mn/SiO2核壳纳米结构的光致发光

不同掺杂浓度的CdS:Mn/SiO2核壳纳米结构的光致发光（通用2篇）

篇1：不同掺杂浓度的CdS:Mn/SiO2核壳纳米结构的光致发光

不同掺杂浓度的CdS:Mn/SiO2核壳纳米结构的光致发光

通过反胶束法合成了分散性较好的Mn2+掺杂的CdS/SiO2核壳纳米结构,在合成过程中,没有添加任何偶联剂.利用高分辨透射电镜和电子衍射仪器对合成的纳米颗粒的结构进行了表征.进一步研究了这些纳米颗粒的光致发光谱、光致发光激发谱和电子自旋共振谱,对于不同的Mn2+掺杂的CdS/SiO2核壳纳米结构的发光特性和机制进行了详细的`分析.这些稳定的荧光纳米颗粒可望在生物、医学等方面以及与材料相关的领域内有广泛的应用.

作 者：薛洪涛 XUE Hong-tao  作者单位：南京邮电大学,理学院,江苏,南京,210046 刊 名：南京邮电大学学报（自然科学版）  ISTIC英文刊名：JOURNAL OF NANJING UNIVERSITY OF POSTS AND TELECOMMUNICATIONS(NATURAL SCIENCE) 年，卷(期)： 29(6) 分类号：O469 关键词：CdS:Mn2+/SiO2   反胶束法   核壳纳米结构   光致发光  

篇2：不同掺杂浓度的CdS:Mn/SiO2核壳纳米结构的光致发光

1 实验部分

ZnO纳米结构的制备步骤如下。首先,在清洗干净的Si(100)衬底上用电子束蒸镀一层厚度为3nm的金薄膜作为催化剂;然后,将纯度为99.999%的ZnO粉末与纯度为99.9%的碳粉以2:1的质量比均匀混合,置于石英舟中作为源材料,放入水平管式炉(型号为L4513II-2/QWZ)的中心恒温区,并将Si衬底作为基片放置在石英舟的下游处;接着,向管式炉中通入流量为150sccm的氩气,在1000℃下加热20min;最后,将石英舟拖至炉口并封闭管式炉,10min后将石英舟取出,在空气中冷却至室温,得到待测样品。

利用X光衍射(XRD,Cu K(辐射,型号D8ADVANCE X-Ray Diffractometor)、扫描电子显微镜(SEM,型号Hitachi S-4800)及场发射透射电子显微镜(TEM,型号Philips TECNAI F20)对样品进行结构表征与分析,利用光致发光谱仪(PL,型号JY Labram HR 800)在300~700nm波长范围内测量样品的室温发光特性,光源为23 mW的He-Cd激光,激发波长为325nm。

2 结果与讨论

2.1 XRD分析

制备的ZnO材料的XRD图谱如图1所示。观测到的所有衍射峰都与纤锌矿结构的ZnO吻合(JCPDS标准卡片No.74-0534)。衍射峰的半高宽(FWHM)小、强度大,表明制备的材料具有良好的结晶度;没有观测到来自杂质的衍射峰,表明制备的样品纯度很高。

2.2 SEM与TEM分析

图2给出了所制备的ZnO材料的SEM图像。大量天线状结构均匀地分布在硅衬底上,每个结构从中心伸出四个均匀的针状纳米足;每一足的长度约2~6μm,顶部直径约5~50nm,根部直径约为70~90nm。

图3 为天线状ZnO纳米结构的明场TEM和高分辨TEM(HRTEM)照片。由选取的某个典型结构发现,针状纳米足的平均长度约为2.3μm,顶部直径约为30~50nm,根部直径约为70~100nm。图3(a)中的插图为对应样品的选区电子衍射(SAED)花样,观测到的衍射斑表明样品为具有纤锌矿结构的单晶ZnO。由图3(b)给出的某一足的HRTEM照片可测得晶面间距为0.52nm,表明ZnO晶体沿着[0001]方向择优生长。

2.3 光致发光特性

室温条件下测得的天线状ZnO纳米材料的光致发光特性如图4所示。PL图谱中包含1个中心位于386nm的较尖锐的紫外发光峰,以及1个中心位于523nm的较宽的绿色发光峰。紫外发光峰一般认为由宽禁带ZnO的带边发射引起[18]。绿光的发射机理曾被广泛研究,通常认为其源于一种深能级发射,并主要与氧空位、锌空位、锌间隙原子等点缺陷有关[19]。Brseth等[20]发现与锌空位相关的缺陷能级发射位于490nm附近;Li等[21]观测到了565nm左右的绿色发光峰,认为其与高温下ZnO结构重组带来的氧间隙原子相关;而Vanheusden等[22]则认为,绿色发光峰是由于光生空穴与单电离氧空位相复合产生的,并证明了绿光峰的强度代表着ZnO结构中的氧空位浓度。由于本实验中的天线状ZnO纳米结构是在缺氧气氛中制备的,因此有理由相信在523nm附近观测到的绿光峰主要由氧空位引起,而较强的紫外峰强度和较弱的绿光峰强度则意味着制得的材料具有较高的晶体质量。

图3(a)天线状ZnO纳米材料的明场TEM照片,插图为对应的SAED花样;(b)天线状ZnO某一足的HRTEM照片

2.4 生长机理

ZnO纳米材料的生长机理主要有两种:气-液-固(VLS)机理和气-固(VS)机理。晶体的VS生长机理即通过气相和固相的反应成核而长出晶体,而Frank[23]提出的位错理论通常被用来解释晶体生长的VS原理。Frank在其位错理论中指出,在生长时晶体的轴一定要与位错的Burgers Vector(布格向量)平行,晶体生长必要条件有:氧源条件以及晶体内部存在位错(特别是螺位错)。在适当温度下满足上述条件后,活性气氛将吸附于衬底表面并形成晶核,当达到临界值时晶核将稳定的沿着位错的布格向量方向生长形成晶体。晶体表面因氧化而降低的表面自由能提高了晶体的生长驱动力[24]。在图3(a)的针足上存在螺位错,晶体的轴与位错的布格向量平行,并且针足尖端没有颗粒状突起物。除此之外,天线状ZnO纳米材料的制备过程中存在氧化条件,这些条件均符合Frank的晶体VS生长理论,所以,可以认为天线状ZnO纳米材料是按照VS理论生长的。

天线状ZnO纳米材料的生长过程如图5所示。在水平管式炉升温至1000℃的过程中,ZnO粉末被碳粉还原成Zn蒸汽及O2,随着载气扩散至衬底上方。此时的生长环境处于低氧气氛,Zn蒸汽的浓度很大,气态Zn来不及氧化就沉积在衬底之上形成液态Zn。在初始阶段,O2含量较低且存在浓度梯度,衬底上的液态Zn可能被氧化成Zn的低氧化物(ZnOx,x<1),而ZnOx对于天线状ZnO纳米材料的生长来说是理想的晶核[25]。ZnO在衬底上成核后,呈具有八面体结构的孪晶核,孪晶核为了释放存在于某些晶界之间的失配角所带来的应力而开裂,随后四根针足沿着八面体晶核交错面的[0001]方向生长[26]。针足生长初期为三角形,由于ZnO是六方纤锌矿结构,针足后来逐渐变成六方体棱柱状[27]。晶体生长的最后一个阶段是针足尖端形成的阶段。尖端的出现可能是由于衬底从1000℃的恒温区被拖至炉口降温所致。因为温度的突然下降,气态反应物的浓度急剧降低,阻碍了晶体的继续生长,六方棱柱状的针足可能停止。但是少量的Zn蒸汽会与O2继续进行氧化反应,生成ZnO会沿着针足的[0001]方向继续生长导致尖端的出现,最后形成天线状ZnO纳米结构。根据以往的文献[28,29,30],Au缓冲层有以下几个方面的作用:① 可以为衬底提供一层保护膜,防止衬底被氧化。②缓解ZnO与Si衬底之间较大的晶格失配,提高晶体质量;③降低了衬底的表面能,使反应初始阶段ZnO更加容易成核。然而,天线状ZnO纳米材料的生长机理及Au缓冲层对晶体生长的作用是两个较为复杂的问题,仍有待进一步的研究。

3 结论