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Jul 03, 2023

Zinkoxid-Nanostrukturen verstärkten die Photolumineszenz durch Kohlenstoff

Scientific Reports Band 13, Artikelnummer: 9704 (2023) Diesen Artikel zitieren 523 Zugriffe Metrikdetails ZnO/Ruß-Heterostrukturen wurden mithilfe einer Sol-Gel-Methode synthetisiert und kristallisiert

Wissenschaftliche Berichte Band 13, Artikelnummer: 9704 (2023) Diesen Artikel zitieren

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Details zu den Metriken

ZnO/Ruß-Heterostrukturen wurden mithilfe einer Sol-Gel-Methode synthetisiert und durch 10-minütiges Tempern bei 500 °C und 2 × 10−2 Torr kristallisiert. Die Kristallstrukturen und Bindungsschwingungsmodi wurden durch XRD, HRTEM und Raman-Spektrometrie bestimmt. Ihre Oberflächenmorphologien wurden von FESEM beobachtet. Das in den HRTEM-Bildern beobachtete Moiré-Muster bestätigt, dass die Ruß-Nanopartikel von den ZnO-Kristallen bedeckt waren. Messungen der optischen Absorption ergaben, dass die optische Bandlücke der ZnO/Ruß-Heterostrukturen aufgrund des Burstein-Moss-Effekts von 2,33 auf 2,98 eV zunahm, wenn der Ruß-Nanopartikelgehalt von 0 auf 8,33 × 10−3 mol anstieg. Die Photolumineszenzintensitäten am Rand des Bandes sowie des violetten und blauen Lichts wurden um die Faktoren etwa 68,3, 62,8 bzw. 56,8 erhöht, wenn der Rußgehalt 2,03 × 10−3 mol beträgt. Diese Arbeit zeigt, dass der richtige Gehalt an Ruß-Nanopartikeln die PL-Intensitäten der ZnO-Kristalle im Kurzwellenbereich erhöht, was ihre potenzielle Anwendung in lichtemittierenden Geräten unterstützt.

Zinkoxid ist ein vielversprechendes Material für die Verwendung in lichtemittierenden Geräten1, Photokatalysatoren2, Gassensoren3 und Solarzellen4, aufgrund seiner Halbleitereigenschaft vom n-Typ, der großen Bandlücke (3,3 eV)5 und der hohen Exzitonenbindungsenergie (60 meV). 5, Umweltfreundlichkeit6, niedrige Kosten und hohe physikalische und chemische Stabilität7. Zwei Methoden, die eine Dotierung mit den Elementen Sb8, Ga9, Cu10, Gd11 und Li12 sowie Heterostrukturen wie RGO/ZnO2, Ag/ZnO6, ZnO/Graphen13, Si/ZnO14, In2O3–ZnO15 und MoS2@ZnO16 beinhalten, können sein Wird verwendet, um die Lichtemission von ZnO zu modifizieren und zu verbessern. Zu den gebräuchlichsten Methoden zur Synthese von ZnO-Nanostrukturen gehören Sol-Gel-6, thermische Hydrothermie17, Mikrowellen-Hydrothermie18, thermisch-chemische Gasphasenabscheidung (CVD)8 und die gepulste Laserablation (PLA)19. Wie oben erwähnt, sind die Sol-Gel- und thermischen CVD-Ansätze die beliebtesten, einfachsten und effizientesten Methoden zur Synthese von ZnO-Nanostrukturen. Ruß hat eine ähnliche Kristallstruktur wie Graphit, ist jedoch dreidimensional und weniger geordnet. Die Kohlenstoffschichten im Ruß sind parallel zueinander, weisen jedoch eine niedrige Ordnung auf, häufig als konzentrische Schichten mit turbostratischen Strukturen20. Ruß hat eine hohe Leitfähigkeit, eine große spezifische Oberfläche, Stabilität21, ist kostengünstig und kommt natürlicherweise reichlich vor22. Daher hat es potenzielle Einsatzmöglichkeiten in Kohlenstofffüllstoffen22, Verstärkungs- und Trägermaterialien für Metallkatalysatoren21, Li-Ionen-Batterien23, Biomaterialien24, Brennstoffzellen25, Photokatalysatoren26, Solarzellen27, Sauerstoffreduktions-Elektrokatalysatoren28 und Gummimischungen29.

Heterostrukturen, einschließlich Metall/Halbleiter-, Halbleiter/Metall- und Halbleiter/Halbleiter-Heterostrukturen, eignen sich zur Modifizierung der Photolumineszenzeigenschaften von Halbleitern in einer Weise, die durch die Neukonfiguration der Bandstruktur zwischen den Verbindungsmaterialien in einem stationären Zustand bestimmt wird. Wang et al. berichteten, dass V2O5@Pt-Nanostrukturen eine verbesserte Photolumineszenzintensität bei λ = 466 nm aufwiesen30; Wang et al. berichteten, dass RGO@ZnO-Nanostrukturen eine erhöhte Intensität bei Emission nahe der Bandkante aufwiesen2; Rajas-Lopez et al. fanden heraus, dass MoS2/hBN/SiO2 eine erhöhte Photolumineszenzintensität bei der Emissionsenergie von 1,85 eV aufwies31; Chi et al. ergab, dass NiFe/ZnO Photolumineszenz mit erhöhter Intensität bei λ = 414 nm aufwies32; und Kandhasamy et al. fanden heraus, dass MoS2/Graphen eine verstärkte Photolumineszenz bei λ = 690 nm und 430 nm aufwies33. Basierend auf den oben genannten Eigenschaften von Ruß, den möglichen Verwendungsmöglichkeiten von ZnO und den nützlichen Eigenschaften von Heterostrukturen wurden hier eine Sol-Gel-Methode und der thermische CVD-Prozess zur Herstellung von ZnO/Ruß-Heterostrukturen und den Auswirkungen dieser verwendet Der Gehalt an Ruß-Nanopartikeln in der ZnO-Kristallstruktur und die photolumineszierenden Eigenschaften wurden systematisch untersucht. Die Probennamen für ZnO/Ruß-Heterostrukturen werden als ZC0, ZC1, ZC2, ZC3 und ZC4 bezeichnet, was der Zugabe von Rußgehalten von 0, 2,08, 4,16, 6,25 und 8,33 × 10−3 mol entspricht. jeweils. CB25 und CB500 stellen die Ruß-Nanopartikel vor bzw. nach dem Tempern bei 500 °C dar.

Abbildung 1a,b zeigt die XRD-Muster der Ruß-NPs vor bzw. nach dem Tempern bei 500 °C. Beide Rohdatenkurven enthalten einen intensiven Peak bei etwa 24,1° und einen schwachen Peak bei etwa 43,5°. Kristalliner Graphit ergibt einen Peak bei etwa 26,56°34, der größer ist als der in dieser Arbeit erhaltene Peak bei etwa 2,46°. Dieses Ergebnis zeigt, dass sich die Mikrokristallinität der Ruß-NPs von der des Graphits unterscheidet34. Die Verschiebung des XRD-Beugungswinkels hat folgende Ursachen: (1) Dotierung mit Verunreinigungen, (2) Gitterverzerrung, (3) Gitterschrumpfung, (4) Druckspannung (Verschiebung zu größeren Winkeln) und (5) Zugspannung (Verschiebung zu kleineren Winkeln). Die Verunreinigungsdotierung wird hier nicht berücksichtigt. Daher wird die Verschiebung des Beugungswinkels durch die mechanische Verformung infolge von Verzerrung und Spannung verursacht. Daher entspricht der intensivere Peak bei 24,1° der (002)-Ebene des Graphits34, während der schwächere Peak bei 43,5° ​​die (111)-Ebene des Diamanten35 darstellt. Die Graphitphase hat eine höhere elektrische Leitfähigkeit als die Diamantphase. Das Verhältnis der Anteile der Graphit- und Diamantphasen im Ruß wird wie folgt geschätzt:

Und

wobei \(A_{Graphit}\) und \(A_{Diamant}\) die integrierten Flächen unter den Peaks der Graphit- und Diamantphasen in den XRD-Mustern sind. Die Anteile von Graphit (sp2-Bindung) und Diamant (sp3-Bindung) im Ruß betragen vor der thermischen Glühung bei 500 °C 87,2 % bzw. 12,8 %, nach der Glühung 89,5 % bzw. 10,5 %. Diese Ergebnisse bestätigen, dass die Kristallinität des Graphits verbessert wurde, sodass das thermische Glühen die Leitfähigkeit des Rußes verbesserte. Der Kohlenstoffpeak (002) zeigt, dass der Ruß die kristalline Graphitphase umfasst und in die beiden Peaks bei etwa 19° und 24,4° entfaltet werden kann. Ersteres entspricht der Phase des weniger entwickelten kristallinen Kohlenstoffs (LDCC) und letztere entspricht der Phase des stärker entwickelten kristallinen Kohlenstoffs (MDCC)34. Das jeweilige Intensitätsverhältnis IMDCC/ILDCC beträgt 5,7 (Abb. 1a) und 6,7 (Abb. 1b), was bedeutet, dass die Kristallinität des Rußes durch Glühen bei 500 °C verbessert wurde, was eine erhöhte Leitfähigkeit begünstigt. Abbildung 1c enthält XRD-Peaks von ZC-NSs, es wurden jedoch keine kohlenstoffbezogenen Peaks beobachtet. Die signifikanten Peaks bei etwa 31,7°, 34,4°, 36,2°, 47,5° und 56,5° entsprechen den Ebenen ZnO(100), ZnO(002), ZnO(101), ZnO(102) und ZnO(110). basierend auf JCPDS 36-14516, was die typische hexagonale Wurtzitstruktur von ZnO bestätigt. Tabelle S1 zeigt die Gitterkonstanten a (= b) und c von ZnO und das c/a-Verhältnis. Die Gitterkonstanten a und c sowie das c/a-Verhältnis liegen bei etwa 0,325 und 0,52 nm bzw. 1,601. Diese Ergebnisse zeigen, dass die Ruß-NPs keinen Einfluss auf die Kristallstruktur des ZnO haben.

XRD-Muster von Ruß, behandelt bei (a) 25 °C, (b) 500 °C und (c) ZC-NSs mit verschiedenen Rußgehalten.

Die Oberflächenmorphologien der Ruß-NPs ZC0 und ZC4 NS werden mit dem FESEM ermittelt, wie in Abb. 2a–c dargestellt. Die ZC0-NSs sind, wie in Abb. 2a dargestellt, Cluster-ähnliche NSs. Abbildung 2b zeigt, dass die reinen Ruß-NPs partikelartige Morphologien aufweisen. ZC4-NS bilden partikelartige Cluster, wie in Abb. 2c gezeigt, ähnlich denen der reinen Ruß-NPs in Abb. 2b. Das Sol-Gel-Verfahren ohne Verkappungsmittel ist die primäre Methode, die in dieser Arbeit zur Synthese der ZC-Nanostrukturen verwendet wird. Infolgedessen weisen die Nanostrukturen in ZC0 größere Größen auf, wie in Abb. 2a dargestellt. Die kleineren Größen von ZC4-NSs, wie in Abb. 2c dargestellt, können auf die ZnO-Bedeckung auf der Oberfläche der Ruß-Nanopartikel (Partikelgröße ~ 26 nm) zurückgeführt werden. Darüber hinaus wurden die Proben für die FESEM-Analyse zunächst in entionisiertem Wasser suspendiert, dann auf die Oberfläche des Siliziumwafers getropft und schließlich unter Umgebungsbedingungen getrocknet. Folglich variieren die Dichten der Nanostrukturen, wie in Abb. 2a – c zu sehen ist. Abbildung S1a zeigt ein FESEM-Bild der ZC4-NSs, das durch die rote Linie eingekreist ist. Abbildung S1b zeigt das FESEM-EDX-Spektrum und präsentiert die entsprechenden Werte von Zn, C und O im Einschub. Abbildung S1c–e zeigt die einzelnen Elementkartierungen von Zn, C und O in den ZC4-NSs. Die Kartierung bestätigt das Vorhandensein von Zn, C und O. Die meisten elementaren Zn, C und O werden innerhalb des roten Kreises nachgewiesen, wie in Abb. S1c–e dargestellt.

FESEM-Bilder von (a) ZC0-, (b) Ruß- und (c) ZC4-NSs.

In den Abbildungen 3a,c und b,d sind hochauflösende und HR-TEM-Bilder der reinen Ruß-NPs nach dem Tempern bei 500 °C bzw. der ZC4-NSs dargestellt. Der der graphitischen Kohlenstoffebene (002) entsprechende d-Abstand beträgt 0,344 nm, wie in Abb. 3c dargestellt. Das ausgewählte Flächenbeugungsmuster (SAD) der Ruß-NPs, wie in Abb. 3e gezeigt, zeigt deren polykristalline Struktur mit den d-Abständen des graphitischen Kohlenstoffs (002), (101) und (110) von 0,345. 0,204 bzw. 0,116 nm36. Diese Ergebnisse bestätigen, dass die Ruß-NPs kristallin sind, was auch mit den XRD-Mustern übereinstimmt. Das in Abb. 3d gezeigte HRTEM-Bild der ZC4-NSs zeigt die ZnO (100)-Ebene mit einem d-Abstand von 0,287 nm. Der erhaltene d-Abstand von 0,525 nm entspricht nicht der Phase von ZnO oder Ruß. Der erhöhte d-Abstand ist mit dem Moiré-Muster verbunden, das aus der Wechselwirkung zwischen den Gittern von ZnO und Ruß entsteht. Das SAD-Muster der ZC4-NSs, wie in Abb. 3f gezeigt, zeigt die kristalline Struktur des ZnO mit den Ebenen ZnO (100), ZnO (002), ZnO (102) und ZnO (103). Diese Ergebnisse zeigen, dass das synthetisierte kristalline ZnO die Oberflächen der rußhaltigen NPs bedeckte.

TEM-Bilder von (a) und (b), HRTEM-Bilder von (c) und (d) und SAD-Muster von (e) und (f) der Ruß-NPs bzw. ZC4-NSs.

Abbildung 4a–d zeigt die Raman-Spektren der Ruß-NPs vor und nach dem Tempern bei 500 °C, ZC0- bzw. ZC4-NSs. Die Peaks bei etwa 476 und 471 cm−1 in Abb. 4a,b werden der ungeordneten Kohlenstoffbindung (DCRB)37 zugeschrieben. Abbildung 4c zeigt das Raman-Spektrum von ZC0, das vier charakteristische Peaks des Wurtzits ZnO bei 326, 412, 435 und 577 cm−1 enthält, die den Modi E2high–E2low, E1TO, E2high bzw. A1LO entsprechen2. E2high hängt mit dem Sauerstoff in Zn-O in der Wurtzit-ZnO-Kristallstruktur zusammen38; A1LO ist mit Sauerstoffmangel in Zn-O39 verbunden. Ein schwacher Peak bei 533 cm-1 (siehe Abb. 4d) ist auf den E1LO-Modus von Wurtzit-ZnO mit Sauerstoffmangel zurückzuführen. Diese Ergebnisse bestätigen, dass die hexagonale ZnO-Wurtzit-Struktur etabliert wurde.

Raman-Spektren bei den kürzeren Raman-Verschiebungen der (a) CB25-, (b) CB500-, (c) ZC0- und (d) ZC4-NSs.

Abbildung 5a–d zeigt hauptsächlich die D- und G-Banden der kohlenstoffbasierten Materialien. Abbildung 5a,b zeigt die Spektren der reinen Ruß-NPs vor bzw. nach dem Glühen bei 500 °C und enthält drei signifikante Peaks. Der Peak bei etwa 910 cm−1 wird den ungeordneten Kohlenstoffbindungen zugeschrieben37; diejenigen bei 1382 cm−1 und 1577 cm−1 entsprechen den D- und G-Banden der Materialien auf Kohlenstoffbasis. Ersteres ist mit ungeordneten sp2-Kohlenstoffatomen verbunden, während letzteres mit graphitähnlichen sp2-Kohlenstoffatomen assoziiert ist2. Die Intensitätsverhältnisse zwischen dem G-Band und dem D-Band in CB25 und CB500 betragen 1,633 bzw. 1,457, wie in Abb. 5a, b dargestellt. Diese Ergebnisse legen nahe, dass die Ruß-Nanopartikel nach dem Glühen bei 500 °C verbesserte graphitische Kohlenstoffstrukturen aufweisen, was mit den XRD-Ergebnissen übereinstimmt. Abbildung 5c ​​zeigt einen Peak bei 1136 cm−1, der charakteristisch für den Multiphonon-2LO-Schwingungsmodus des Wurtzit-ZnO-Kristalls ist41. Abbildung 5d zeigt drei Peaks der ZC4-NSs bei 1117, 1381 und 1582 cm−1, die mit den Schwingungsmoden von ZnO 2LO bzw. den kohlenstoffbasierten D- und G-Banden verbunden sind. Diese Ergebnisse bestätigen die Bildung des Wurtzit-ZnO-Kristalls und das Vorhandensein von Rußmaterial in den ZC4-NSs.

Raman-Spektren bei den längeren Raman-Verschiebungen der (a) CB25-, (b) CB500-, (c) ZC0- und (d) ZC4-NSs.

Abbildung 6 zeigt die Absorptionen der ZC-NSs, die mit einer Ulbrichtkugel ermittelt wurden. Der Absorptionspeak liegt bei der Wellenlänge um 375–400 nm, und die Absorption der ZC-NSs ist sieben- bis zehnmal größer als die der ZC0. Die erhöhte Absorption durch ZC-NSs ist auf die Ruß-NPs zurückzuführen. Basierend auf den Absorptionsdaten werden die optischen Bandlücken der NSs ZC0, ZC1, ZC2, ZC3 und ZC4 aus dem Tauc-Diagramm wie folgt geschätzt und in Abb. S2a, S2b, S2c, S2d bzw. S2e dargestellt .

wobei A eine Konstante ist; h ist Plancks Konstante; ν ist die Frequenz des einfallenden Lichts; n ist die charakteristische Konstante des Materials und Eg ist die Bandlücke des Materials. Die Konstante n beträgt 2 für ein direktes Eg-Material wie ZnO und 1/2 für indirekte Eg-Materialien42. Die aus dem Tauc-Diagramm geschätzten Eg-Werte für ZC0- und ZC4-NSs betragen 2,33 bzw. 2,98 eV. Abbildung S2f zeigt die Variation des Eg von ZC-NSs mit zunehmendem Ruß-NP-Gehalt. Die Kristallinität von graphitähnlichem Kohlenstoff wird durch Glühen bei 500 °C verbessert. Die Konzentration freier Elektronen, die von Ruß-NPs auf ZnO-Nanostrukturen übertragen werden, steigt mit dem Rußgehalt. Daher wird der Anstieg von Eg durch den Burstein-Moss-Effekt verursacht.

UV-sichtbare Absorption der ZC-NSs mit verschiedenen Ruß-NPs-Gehalten.

Abbildung 7a zeigt Photolumineszenzspektren (PL) der reinen Ruß-NPs und der ZC-NSs. PL-Signale der reinen Ruß-NPs vor und nach dem Glühen bei 500 °C werden nicht beobachtet. Die PL-Intensität des ZnO nimmt, wie in Abb. 7a dargestellt, bei längeren Wellenlängen (> 475 nm) mit zunehmendem Ruß-NP-Gehalt ab. Die PL-Intensität der ZC-NSs bei kürzeren Wellenlängen (<475 nm), wie in Abb. 7a gezeigt, steigt mit dem Ruß-NP-Gehalt. In den Abbildungen S3a–e sind die Entfaltungen der PL-Spektren der NSs ZC0, ZC1, ZC2, ZC3 und ZC4 bei kurzen Wellenlängen (350–475 nm) dargestellt. In solchen entfalteten Spektren werden drei Peaks beobachtet. Der Peak bei etwa 380 nm (E1, 3,26 eV) ist auf die Nahbandemission (NBE) zurückzuführen, die durch die Rekombination der Elektronen im Valenzband (VB) des ZnO und der Löcher in seinem Leitungsband (CB) entsteht ); Der Peak bei 400 nm (E2, 3,1 eV) ist mit der violetten Emission aus den Defektebenen der Zink-Interstitiellen \((Zn_{i}^{ \cdot \cdot } )\) verbunden. Der Peak bei 426–440 nm (E3, 2,91–2,81 eV) ist auf Übergänge vom CB des ZnO und den flachen Donor-Defektniveaus von \((Zn_{i}^{ \cdot \cdot } )\) zurückzuführen. zu den Akzeptordefektniveaus der Zinkfehlstellen \((V_{Zn}^{{\prime\prime}} )\)2,43,44,45.

(a) PL-Spektren von ZC-NSs mit verschiedenen Rußgehalten, (b) PL-Emissionswellenlängen und (c) PL-Intensitäten von ZC-NSs mit verschiedenen Rußgehalten im Bereich kürzerer Wellenlängen.

Abbildung 7b zeigt, dass die Wellenlängen der PL-Emissionen bei E1 und E2 nicht wesentlich verschoben sind, während die bei E3 deutlich blauverschoben ist. Abbildung S2f zeigt, dass die optischen Bandlücken der ZC-NSs aufgrund des Burstein-Moss-Effekts mit dem Ruß-NP-Gehalt zunehmen. Diese Ergebnisse zeigen, dass die Elektronen aus den Ruß-NPs hauptsächlich zu den Defektebenen des \((Zn_{i}^{ \cdot \cdot } )\) wandern. Abbildung 7c zeigt die PL-Intensitäten der ZC-NSs bei E1, E2 bzw. E3. Die PL-Intensitäten von ZC-NSs an E1, E2 und E3 werden um die Faktoren 68,3, 62,8 bzw. 56,8 erhöht, wenn der Ruß-NP-Gehalt 2,03 × 10−3 mol beträgt. Die PL-Intensität nimmt ab, wenn der NP-Gehalt mit Kohlenstoffrückseite von 2,03 × 10−3 auf 8,33 × 10−3 mol erhöht wird. Tabelle S2 zeigt die PL-Intensitäten der ZC-NSs bei kurzen Wellenlängen und die relevanten Verstärkungsfaktoren. Die breite Emissionsbande bei längeren Wellenlängen (> 475 nm) ist in Abb. 7a zu sehen und wird mit Deep-Level-Emission (DLE) identifiziert. DLE entsteht durch die Defektniveaus innerhalb der Bandlücke des ZnO, wie z. B. Sauerstoff-Leerstellen \((V_{O}^{ \cdot \cdot } )\, Zink-Leerstellen \((V_{Zn}^{{\prime \prime}} )\), Zink-Interstitiale \((Zn_{i}^{ \cdot \cdot } )\) und Sauerstoff-Antisites \((O_{Zn}^{\prime\prime\prime\prime} ) \)8. Die Defektniveaus von \((V_{O}^{ \cdot \cdot } )\) sind hauptsächlich für den DLE46 verantwortlich. Diese Ergebnisse bestätigen, dass der richtige enthaltene Ruß-NP-Gehalt die PL-Intensität von ZnO im kurzwelligen Bereich erhöht und den DLE deutlich reduziert. Die verwandten Arbeiten zu den Photolumineszenzeigenschaften von Heterostrukturen, die ZnO-Nanostrukturen und verschiedene kohlenstoffbezogene Nanomaterialien wie reduzierte Graphenoxide (RGO), Kohlenstoffquantenpunkte (QDs), Graphen, mehrwandige Kohlenstoffnanoröhren (MWCNTs) und Kohlenstoffnanomaterialien umfassen, sind aufgeführt in Tabelle S3. Diese Studien zeigen, dass das Vorhandensein von kohlenstoffbezogenen Materialien einen Einfluss auf die Photolumineszenzeigenschaften hat, wenn sie in ZnO-Nanostrukturen integriert werden. Unter geeigneten Bedingungen können die PL-Intensitäten von ZnO-Nanostrukturen durch den Einbau kohlenstoffbezogener Materialien erhöht werden.

Abbildung 8a zeigt ein vorgeschlagenes Banddiagramm der ZC1-NSs im Kurzwellenbereich. Die Elektronen im VB des ZnO werden durch das einfallende Licht (EI) zum CB angeregt. Einige dieser angeregten Elektronen sollten auf das untere Defektniveau von \((Zn_{i}^{ \cdot \cdot } )\) übergehen. Darüber hinaus wandern die freien Elektronen in den Ruß-NPs aufgrund der verbesserten Leitfähigkeit von zum CB des ZnO und zum flachen Donorniveau von \((Zn_{i}^{ \cdot \cdot } )\). die Ruß-NPs und der verstärkte Elektronentransfer zwischen ZnO und Ruß-NPs. Daher sind die Emissionsintensitäten für ZC1 erhöht2,6. Abgesehen von den freien Elektronen sind vom CB des ZnO bis zum \((Zn_{i}^{ \cdot \cdot } )\)-Defektniveau die Variationen in der geschätzten optischen Bandlücke der ZC-NSs (Abb. S2f). ) zeigen, dass die freien Elektronen hauptsächlich zum \((Zn_{i}^{ \cdot \cdot } )\) wandern, sodass die E2-Emission intensiver ist als die E1- und E3-Emissionen. Die PL-Intensitäten bei kürzeren Wellenlängen nehmen mit zunehmendem Ruß-NP-Gehalt ab, wie in Abb. 7a gezeigt, was auf die folgenden Gründe zurückzuführen ist. (a) die Rückwanderung der Elektronen von ZnO zu den Ruß-NPs; (b) Die hochleitenden Ruß-Nanopartikel fungieren als Ladungsträger-Einfangstellen, was bedeutet, dass die Anzahl der freien Ladungsträger-Einfangstellen zunimmt, was zu abnehmenden PL-Intensitäten führt. Abbildung 8b zeigt ein vorgeschlagenes Banddiagramm der ZC4-NSs bei längeren Wellenlängen. Das einfallende Licht (EI) regt die Elektronen vom VB des ZnO zum CB an. Diese angeregten Elektronen sollten auf die untere Defektebene von \((V_{O}^{ \cdot \cdot } )\) übergehen und zu Ruß-Nanopartikeln wandern, die als Elektronenfallen fungieren. Die freien Elektronen am CB und die Defektdonorniveaus von \((V_{O}^{ \cdot \cdot } )\) wandern aufgrund der verbesserten Leitung von der Grenzfläche mit ZnO zu den Ruß-NPs Ruß-NPs. Daher wandern die Elektronen von der CB- und \((V_{O}^{ \cdot \cdot } )\)-Defektebene im ZnO zu den Ruß-Nanopartikeln, was zu einer abnehmenden DLE-Intensität durch die ZC-NSs2,6 führt.

Die vorgeschlagenen Banddiagramme von (a) ZC1-NSs in kürzeren und (b) ZC4-NSs in längeren Wellenlängenbereichen.

Die ZnO/Ruß-Nanostrukturen wurden mithilfe der Sol-Gel-Methode synthetisiert und durch Tempern bei 500 °C und 2 × 10−2 Torr kristallisiert. Die Kristallstrukturen und Bindungsschwingungsmodi wurden systematisch mithilfe von XRD-, HRTEM- und Raman-Spektrometrie untersucht und analysiert. Die in den HRTEM-Bildern beobachteten Moiré-Muster bestätigen, dass die Ruß-Nanopartikel von den ZnO-Kristallen bedeckt waren. Die optische Absorption zeigte, dass die Bandlücke der ZnO/Ruß-Nanostrukturen aufgrund des Burstein-Moss-Effekts mit dem Rußgehalt zunimmt. Die Photolumineszenzspektren zeigten, dass die Emissionsintensitäten der ZnO-Kristalle an der bandnahen Kante und im violetten und blauen Lichtbereich um die Faktoren 68,3, 62,8 bzw. 56,8 erhöht waren, wenn der Rußgehalt 2,03 × betrug 10−3 Mol. Der richtige Gehalt an Ruß-Nanopartikeln erhöht die Intensität der Lumineszenz der ZnO-Kristalle im kurzwelligen Bereich. Die ZnO/Ruß-Nanostrukturen sind vielversprechend für den Einsatz in lichtemittierenden Geräten.

ZnO und die ZnO/Ruß-Nanostrukturen (NSs) wurden mithilfe des Sol-Gel-Verfahrens aus dem Vorläufermaterial Zinknitrat-Hexahydrat (Zn(NO3)2·6H2O, Choneye) hergestellt, das mit Ruß-Nanopartikeln in entionisiertem Wasser gemischt wurde. Eine 0,28 M Lösung von Zn(NO3)2·6H2O in entionisiertem Wasser wurde 60 Minuten lang gerührt, um Homogenität sicherzustellen. Dann wurden hochleitfähige Ruß-Nanopartikel mit einer Größe von 26 nm (NPs, Hondwen Co., Ltd.) separat in Mengen von 0, 2,08, 4,16, 6,25 und 8,33 × 10−3 Mol zur Zn-Basis hinzugefügt Lösungen, die 60 Min. gerührt wurden. Die so erhaltenen wässrigen Mischungen wurden 30 Stunden lang bei 1 atm und 180 °C in einem Ofen gebacken, um Feuchtigkeit zu entfernen und trockenes gemischtes Pulver zu ergeben. Anschließend wurde das getrocknete Pulver in einen horizontalen Quarzrohrofen gegeben und auf 500 °C (10 °C/min) erhitzt und zur Kristallisation 10 Minuten lang bei einem Druck von 2 × 10−2 Torr gehalten. Die Endprodukte wurden bei Raumtemperatur (RT) gesammelt und diejenigen mit Rußgehalten von 0, 2,08, 4,16, 6,25 und 8,33 × 10−3 mol wurden als ZC0, ZC1, ZC2, ZC3 bzw. ZC4 bezeichnet. Die Ruß-Nanopartikel vor und nach dem Tempern bei 500 °C werden als CB25 bzw. CB500 bezeichnet. Tabelle 1 zeigt die Vorläufergehalte an Zinknitrat-Hexahydrat (Zn(NO3)2·6H2O) und Ruß-Nanopartikeln sowie die Glühbehandlung der Proben.

Die Kristallstrukturen von ZC-NSs wurden mit einem hochauflösenden Transmissionselektronenmikroskop (HRTEM; JEOL JEM-2010) und einem Röntgendiffraktometer (XRD, Bruker D2 PHASER) mit CuKα-Strahlung mit λ = 1,5405 Å bei 40 kV und 30 bestimmt mA. Oberflächenmorphologien von ZC-NSs wurden durch Feldemissions-Rasterelektronenmikroskopie (FESEM; JOEL JSM-6335F) beobachtet. Die Bindungsschwingungsmodi von ZC-NSs wurden durch Raman-Spektroskopie (3D-Raman-PL-Mikrospektrometer im Nanometerbereich, Tokyo Instruments, INC.) mit einem Halbleiterlaser mit einer Anregungswellenlänge von 488 nm analysiert. Die Absorptionsspektren der ZC-NSs im UV-sichtbaren Bereich wurden mit einem UV-sichtbaren Spektrophotometer (Cary 50, Varian) erhalten. Die Photolumineszenzspektren (PL) wurden unter Verwendung eines konfokalen Raman-Spektrometers bei Raumtemperatur (Alpha 300, Witec, Deutschland) mit einem 266-nm-Halbleiterlaser als Anregungsquelle erhalten.

Die während der aktuellen Studie verwendeten und/oder analysierten Datensätze sind auf begründete Anfrage beim entsprechenden Autor erhältlich.

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Die Autoren möchten dem Ministerium für Wissenschaft und Technologie der Republik China, Taiwan, für die finanzielle Unterstützung dieser Forschung im Rahmen des Vertrags MOST 110-2221-E-034-006 danken.

Diese Autoren haben gleichermaßen beigetragen: Chih-Chiang Wang und An-Ya Lo.

Abteilung für Chemie- und Werkstofftechnik, National Chin-Yi University of Technology, Taichung, 411030, Taiwan

Chih-Chiang Wang & An-Ya Lo

Abteilung für Materialwissenschaft und Werkstofftechnik, National Chung Hsing University, Taichung, 40227, Taiwan

Ming-Che Cheng, Yu-Sung Chang, Han-Chang Shih und Fuh-Sheng Shieu

Abteilung für Chemieingenieurwesen und Materialwissenschaften, Chinese Culture University, Taipei, 11114, Taiwan

Han-Chang Shih

Instrument Center, Büro für Forschung und Entwicklung, National Chung Hsing University, Taichung, 40227, Taiwan

He-Ting Tsai

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Korrespondenz mit Chih-Chiang Wang oder Han-Chang Shih.

Die Autoren geben an, dass keine Interessenkonflikte bestehen.

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Nachdrucke und Genehmigungen

Wang, CC., Lo, AY., Cheng, MC. et al. Zinkoxid-Nanostrukturen verstärkten die Photolumineszenz durch Ruß-Nanopartikel in Moiré-Heterostrukturen. Sci Rep 13, 9704 (2023). https://doi.org/10.1038/s41598-023-36847-1

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Eingegangen: 13. April 2023

Angenommen: 11. Juni 2023

Veröffentlicht: 15. Juni 2023

DOI: https://doi.org/10.1038/s41598-023-36847-1

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