薄膜性质（共7篇）
薄膜性质 篇1
摘要：采用溶胶—凝胶法在ITO玻璃衬底上制备氧化锌 (ZnO) 薄膜, 利用AFM和UV对不同退火温度的ZnO薄膜样品进行分析。经实验的表征结果分析, 退火温度为500℃～700℃区间, 透射率呈现先上升后下降的趋势, 而禁带宽度基本保持不变。通过实验结果对比得出, 当退火温度为550℃时, 制备出的ZnO薄膜的结晶质量较好, 表面较光滑, 透射率约为90%, 禁带宽度为3.25eV,
关键词：ZnO薄膜,溶胶—凝胶法,退火温度
ZnO是一种新型的直接带隙宽禁带II~IV族的化合物半导体材料。氧化锌晶体具有三种结构:六边纤锌矿结构、立方闪锌矿结构, 以及氯化钠式八面体岩盐结构。天然的ZnO一般表现为热力学稳定相六边纤锌矿结构, 其晶格常数a=0.324nm、c=0.519nm, 室温下禁带宽度约3.37eV[1]。ZnO在室温下具有高达60meV的激子结合能, 生长温度低, 能有效地工作于室温及更高的温度。ZnO的高激子结合能使其在室温下获得高效率的与激子相关的受激发射, 是一种理想的紫外光发射材料[2]。其次, ZnO高熔点的物理特性 (1975℃) , 具有很好的热化学稳定性。另外, ZnO器件制备工艺可与硅平面集成电路工艺相容, ZnO来源广泛, 环保无毒, 价格低廉, 可以大规模生产。因此, 越来越多的学者加入到对ZnO材料光电性能研究的队伍中[3]。
自1996年以来, 日本和香港的科学家在室温下首次实现光泵浦ZnO薄膜近紫外激光发射后, 各国掀起ZnO研究的热潮[4]。十多年过去了, ZnO已经从起步时期各方向和领域的快速发展到今日进展缓慢的瓶颈期。本文从退火处理角度出发来研究温度对ZnO薄膜生长的影响, 从而找出最佳的退火温度, 最终制备出具有优异光电特性的ZnO薄膜ZnO是一种“友好”的材料, 几乎所有制备薄膜的方法都能制备ZnO薄膜。现今有化学气相沉积 (CVD) , 磁控溅射 (RF) , 分子束外延 (molecular beam epitaxvy) , 脉冲激光
沉积 (PLD) , 溶胶—凝胶法 (Sol—gel) 等多种薄膜制备方法[5]。与其它方法相比, 溶胶—凝胶法 (Sol—gel) 具有原料来源广泛, 易于控制成份, 成本低, 制备方法简单, 热处理温度相对较低, 成膜面积大, 均匀性好等优点。本论文的ZnO薄膜的制备采用Sol—gel法。
1 实验
实验中是以分析纯的二水醋酸锌 (Z n (C H3C OO) 2·2H2O) 为原料, 乙二醇甲醚 (CH3OCH2CH2OH) 为溶剂, 乙醇胺 (C2H7NO) 作为稳定剂。将一定质量二水醋酸锌溶解于乙二醇甲醚, 再加入与二水醋酸锌等摩尔的乙醇胺。用磁力加热搅拌器在沸腾状态搅拌30min, 然后在60℃的恒温水浴中搅拌1h, 最后自然降温, 在室温下继续搅拌2h, 调整浓度, 获得0.4mol/L澄清的溶液。对选用的ITO玻璃基片先用去离子水在超声波清洗器超声清洗15min、后用丙酮超声清洗15min、再用去离子水冲洗基片, 接着在无水乙醇中超声清洗15min。最后在120℃的真空干燥箱烘烤20min以达到烘干基片。
取制备好的ZnO溶液, 利用匀胶机进行旋转涂覆。实验中先设置低速档转速为500r/min, 旋转时间6s, 后设置高速档的转速为2500r/min, 旋转时间30s。旋转涂覆后, 将基片置于高精度数显恒温加热台上用300℃的温度处理热烤5min。最后将样品用扩散炉进行退火, 分别将各样品保持在空气氛围下分别在500℃, 550℃, 600℃, 650℃的温度下退火1h。经过退火处理, 即获得四种Z n O薄膜样品。Z n O薄膜的制备过程如图1。
实验采用Veeco公司生产的原子力显微镜NanoScope IIIa对退火温度在550℃和650℃的不同ZnO薄膜样品进行AFM测试。采用日本Shimadzu公司生产的UV-3150型紫外可见分光光度计 (UV) 测试ZnO薄膜在光波长在390nm~800nm范围内的透射谱。
2 结果与分析
2.1 ZnO薄膜AFM分析
由图2可知, 550℃的退火温度薄膜表面的结晶性能提高, 晶粒颗粒粒径就小;退火温度升高650℃时, 晶粒颗粒粒径明显变大, 薄膜晶粒生长开始转变为横向增长和纵向增长。退火温度继续升高, 则会出现烧孔和团簇现象。由此得知, 对薄膜进行退火处理, 在一定程度上能够改善薄膜表面的结晶状况, 能够促进其晶粒的生长, 导致晶粒之间空隙的减小, 排列趋于均匀致密, 薄膜容易有序结晶化。然而, 退火温度到达一定的极限温度时, 由锌和氧的热扩散或蒸发过度等原因, 会导使晶粒生长过大, 缺陷浓度增加, 反而会造成薄膜表面现象粗糙度升高, 结晶质量下降, 出现明显的凹凸缺陷[6]。
2.2 ZnO薄膜透射光谱分析
为了分析不同退火温度对Z n O薄膜透光率的影响, 分别选择取退火温度为500℃、550℃、600℃、650℃的薄膜样品, 结果如图3。
由图3可知, 光波长大于400nm的可见光区域内, ZnO薄膜的透光率平均可达到80%。而经过退火温度为500℃和550℃处理的薄膜的透光率的比其他退火温度下的都要高, 最高透光率达89%。但是随着退火温度的上升达到600℃和650℃, 最大透光率下降至85%左右。分析原因是由于在较高的退火温度下, 薄膜内的原子在此温度下获得能量在表面发生迁移, 晶粒得到增长, 晶粒间的空隙就小, 缺陷密度变小。但是过高的退火温度使得ZnO薄膜在高温下分解, 分解更严重时会干扰锌原子、氧原子的平衡, 改变了ZnO薄膜内部结构, 导致薄膜内部缺陷密度增加, 存在着过多晶界, 增加薄膜的散射机制, 使其在可见光范围内的透过性变差[7]。在可见光波段内, ZnO薄膜始终表现出很高的透射率, 在透明电子器件中的应用中具有实际意义。
假设ZnO薄膜中价带和导带之间是直接跃迁的, 则吸收系数和光子能量的关系可表述为: (ahv) 2=C (hv-Eg) , 式中a为吸收系数, Eg为直接跃迁带宽, C为常数, hv为入射光子能量。图4的插图所示是 (ahv) 2~hv的关系曲线图。从插图所示, 曲线是符合线性拟合, 即此曲线与直线近似, 即假设ZnO是直接跃迁型是恰当的。将此直线外延长至hv轴, 即可确定出禁带宽度Eg。由图3的插图可知在空气氛围下退火处理, 各吸收边随温度的升高光学禁带宽度基本保持不变, 退火温度为550℃的薄膜的禁带宽度约为3.25eV。此值低于文献报道的ZnO薄膜3.37eV, 这是由于载流子浓度变化所致。ZnO薄膜样品的载流子浓度在空气氛围下退火处理比在富氧氛围下的退火处理来得低, 会产生Burstein-Moss飘移, 使得光学带隙变窄[8]。
3 结语
利用Sol—gel法在ITO玻璃的衬底上制备Z n O薄膜, 并利用A F M和紫外可见分光光度计 (UV) 对其进行表征, 研究不同的退火温度对ZnO的光学性质和表面形貌的影响。经实验结果分析, 随着退火温度的升高, 透射率先上升后下降, 而禁带宽度基本保持不变通过实验结果对比, 摸索出在ITO玻璃衬底制备ZnO薄膜最适宜的生长条件参数。充分了解并掌握了退火条件对薄膜结晶情况的影响及其如何来实验薄膜的最佳生长, 并验证出当退火温度为550℃时制备出ZnO薄膜结晶质量较好, 表面光滑, 透射率约为90%, 禁带宽度约为3.25eV。
参考文献
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薄膜性质 篇2
直接热氧化制备氧化钛薄膜电极的研究Ⅰ. 制备、结构和电化学性质
采用原子力显微镜、X光衍射仪、电化学阻抗谱等手段对热氧化制备氧化钛膜的结构和电化学性质进行了研究.结果表明,金属钛直接热氧化制备的薄膜为金红石型二氧化钛薄膜;随氧化温度升高和时间延长,薄膜结晶度逐渐增大;随氧化温度升高,二氧化钛平带电位向负方向移动;当温度大于600℃后,二氧化钛结晶致密,电子导电性减小.
作 者：冷文华 张昭 成少安 张鉴清 曹楚南 作者单位：浙江大学玉泉校区化学系,杭州,310027刊 名：化学物理学报 ISTIC SCI PKU英文刊名：CHINESE JOURNAL OF CHEMICAL PHYSICS年，卷(期)：14(6)分类号：O641关键词：氧化钛 热氧化 电化学阻抗
薄膜性质 篇3
高速计算机和通讯网络的发展, 要求大容量、高速存储器, 光辅助磁存储技术正是为实现此目标而发展的一种新的磁存储技术。稀土-过渡金属非晶合金亚铁磁薄膜, 如TbFeCo和GdFeCo合金薄膜等, 由于其较高的磁晶各向异性, 被认为是有重要应用价值的磁光记录介质, 因而近年来吸引了广泛的关注。鉴于其重要的应用前景, 此类材料的稳定性问题成为国内外研究的热点[1,2,3,4,5,6,7,8,9,10,11,12]。通常为了防止TbFeCo磁光记录薄膜因发生氧化或氮化而改变磁光性质, 会采用SiyNx或SiOx作为保护层[4,5,6,7,8,9], 覆盖在TbFeCo薄膜的两侧。然而有文献报道[6,7,8,9,10,11]采用SiyNx或SiOx作为保护层时, 在保护层与磁光薄膜接触的界面, TbFeCo薄膜中的Tb将扩散到保护层, 与保护层中的氧或氮发生化学反应而影响材料的磁光性质。考虑到这种保护层可能带来的副作用, 无保护层的TbFeCo薄膜在干燥空气中能否抗氧化或抗氮化的问题引起人们的关注。Hong等[12]采用磁控溅射法制备无保护层的TbFeCo薄膜材料, 发现在干燥空气中及室温条件下材料的磁矩和垂直磁晶各向性质并没有发生明显改变。在室温干燥保存条件下, TbFeCo磁光薄膜是否需要采用保护层防止氧化, 以及保护层的存在是否会导致保护层与TbFeCo层发生反应而影响磁光性质, 还存在争议, 因此很有必要对比研究无保护层和有保护层的TbFeCo磁光薄膜能否在室温干燥条件下保持原有的磁光性质, 其结果对于TbFeCo磁光薄膜的热稳定性保护具有重要意义。
本研究利用飞秒时间分辨磁光Kerr光谱技术结合振动样品磁强计 (VSM) , 分别考察了以SiO2为基底无保护层的TbFeCo薄膜以及以SiN为保护层的TbFeCo薄膜的磁光性质。结果发现无保护层样品的表面发生了氧化, 样品形成了表面氧化层和底层TbFeCo层的双层结构, 其中表面氧化层的磁光性质发生改变, 而基底层以SiO2作为保护层, 可防止样品的氧化以保持其原有的磁光性质;以SiN为保护层的TbFeCo样品, 其SiN保护层同样具有防止样品发生氧化, 使其保持原有的磁光性质的作用。
1 实验
飞秒时间分辨磁光Kerr光谱技术与传统的磁光Kerr光谱测量技术[11]相同。实验中, 脉冲宽度约150fs、中心波长为800nm、脉冲序列的重复频率为1.14kHz的线偏振飞秒激光脉冲序列由钛宝石飞秒激光器产生, 经由钛宝石再生放大器放大并输出进入实验光路, 经分束片分为泵浦光和探测光。其中泵浦光通过可控光学延迟线, 控制与探测光之间的时间延迟。经延迟的泵浦光和探测光再经凸透镜聚焦到样品的同一点上, 其中泵浦光垂直入射, 而探测光以小角度入射。实验时, 设置泵浦光与探测光强度比大于40, 泵浦光斑尺寸与探测光斑尺寸比大于2。从样品反射的探测光的极克尔转角由光电对管组成的平衡光桥进行测量, 差分输出信号由锁相放大器放大、检测。测量过程中, 光学斩波器以约340Hz的频率调制探测光, 并同步锁相放大器。
TbFeCo样品采用磁控溅射方法制备。其中无保护层的样品其TbFeCo层厚100nm, 覆盖在SiO2基底层上;以SiN为保护层的样品具有SiO2/Al (6nm) /SiN (5nm) /TbFeCo (24nm) /SiN (20nm) 的多层结构, 其底层以SiO2层作为基底材料, 在基底层上Al金属作为导热层起散热作用, 在TbFeCo层的两侧都附有SiN作为保护层。
2 结果与讨论
2.1 无保护层样品磁学性质的VSM表征
利用VSM测量无保护层的TbFeCo磁光薄膜的磁滞回线, 如图1所示。图1 (a) 为刚制备好的样品的面外 (外磁场垂直于薄膜表面) 磁滞回线, 其形状方正, 说明样品具有强的垂直磁晶各向异性。图1 (b) 为在室温干燥器皿中保存一段时间 (大约2年) 后样品的面内 (外磁场平行于薄膜表面) 磁滞回线和面外磁滞回线。
对比图1 (a) 、 (b) 可以看出, 与刚制备好的样品方正的面外磁滞回线不同, 保存一段时间后样品的面外磁滞回线发生倾斜, 并且面内回线环显示样品包含了面内磁矩。面内磁矩的出现以及倾斜的面外磁滞回线都说明TbFeCo薄膜样品在室温下干燥空气中保存一段时间后其结构发生了变化, 形成了新的面内软磁层。面内软磁层可能是TbFeCo薄膜在干燥空气中发生氧化或氮化所致, 因为文献[13]曾报道, TbFeCo薄膜中的Tb与氧或氮发生化学反应, 导致Tb含量减小, 从而形成新的一层Fe含量富余的面内软磁层。但是, 无保护层的TbFeCo样品中的Tb既可能在和玻璃基底接触的界面处与玻璃中的氧元素反应, 也可能在表面和空气接触处与空气中的氧或氮发生反应。因此, 还不能确定这种软磁层是存在于样品的表面作为新的表面层, 还是存在于样品和玻璃基底层之间作为新的界面层, 亦或是表面和界面都存在。
2.2 无保护层样品磁光性质的Kerr回线研究
为进一步确定新的面内软磁层所处的位置并表征其磁学性质, 本研究采用飞秒时间分辨磁光Kerr光谱技术测量样品的Kerr回线, 结果如图2 ( (a) 和 (b) 分别表示飞秒激光脉冲通过样品表面层和底层探测的Kerr回线) 所示。
对比从样品的两侧飞秒激光脉冲探测所测得的Kerr回线的情况可以看出, 通过样品表面层探测所测得的Kerr回线发生倾斜;而通过底层探测所测得的Kerr回线形状方正, 与刚制备好样品的磁滞回线结果 (图1 (a) ) 相似。这种差异揭示出新的面内软磁层存在于样品的表面, 样品形成了由表面的面内软磁层和底层垂直磁晶各向异性TbFeCo层构成的双层结构。表面软磁层的磁学特征可以通过图1 (b) 的面内磁滞回线表征。此结果与文献[11]的报道相符。样品表面形成的面内软磁层的成分应该包含富余的过渡金属Fe和Co, 以及稀土金属Tb被氧化后形成的TbxOy而不是被氮化后形成的TbxNy。因为一方面氧的化学活性比氮强, 另一方面氧化后形成的TbxOy对于实验中使用的波长为800nm的光波基本透明, 而这一特点与本实验结果相符———图2 (a) 中倾斜的Kerr回线说明探测光波能够探测到表面软磁层以及底层TbFeCo层, 表面软磁层中包含的TbxOy成分对探测光波是透明的。此外, 通过样品底层探测所测得的Kerr回线环 (图2 (b) ) 与刚制备好样品的方正的磁滞回线结果 (图1 (a) ) 相似, 说明SiO2基底层起到了保护层的作用, 防止了样品发生氧化, 使底层保留着样品刚制备好时的磁光性质。
进一步分析图2 (a) 中的Kerr回线, 其倾斜方向与图1 (b) 中VSM磁滞回线的倾斜方向相反。其原因在于:VSM测得的磁滞回线表征样品的总磁矩, 即各层RE和TM子系统的净磁矩之和;Kerr回线测量采用波长为800nm的探测光波, 对应的磁光Kerr信号主要反映RE-TM合金薄膜中TM磁矩的状态[14]。此外, 图2 (a) 中Kerr回线的倾斜, 使饱和磁场下的Kerr信号数值小于零磁场下的数值, 说明底层TbFeCo层和表面软磁层的TM磁矩在饱和磁场下是反平行排列的, 进而揭示出表面软磁层的磁化补偿温度与底层垂直磁晶各向异性层的磁化补偿温度不同, 其中一个低于室温而另一个高于室温。
2.3 以SiN为保护层样品磁光性质的VSM表征和Kerr回线研究
利用VSM测量以SiN为保护层的TbFeCo磁光薄膜的磁滞回线, 结果如图3所示。
图3 (a) 为刚制备好的样品的面外磁滞回线, 图3 (b) 为在室温干燥器皿中保存一段时间 (大约2年) 后样品的面外磁滞回线。与图1 (b) 中无保护层的TbFeCo样品的面外磁滞回线明显不同, 以SiN为保护层的TbFeCo样品的面外磁滞回线保持着与刚制备好的样品 (图3 (a) ) 相同的方正的形状, 表明样品具有强的垂直磁晶各向异性, 并没有出现图1 (b) 中由于样品发生氧化导致磁滞回线发生倾斜的结果。
应用飞秒时间分辨磁光Kerr光谱技术测量以SiN为保护层的TbFeCo样品的Kerr回线, 结果如图4所示。由图4可见, 所得的Kerr回线与图3的面外磁滞回线形状相似, 均表现为方正的形状, 表明样品具有强的垂直磁晶各向异性, 并没有出现图2 (a) 中由于样品发生氧化导致Kerr回线发生倾斜的结果。
综合图3和图4的实验结果可以看出, SiN保护层可以防止TbFeCo样品发生氧化, 使其保持原有的磁光性质。
3 结论
薄膜性质 篇4
关键词：LMWPE/UHMWPE,凝胶纤维纺丝,可延伸比
不同冷却成型温度制备UHMWPE/LMWPE掺混凝胶薄膜之延伸性质
不同浓度下所制备的UHMWPE/LMWPE凝胶溶液样品经不同冷却成型温度 (formation temperatures, Tf) 所得之可延伸比 (achievable draw ratio;Dra) 数值。类似于过去研究[之发现, 经固定温度冷却成型制备之凝胶薄膜样品, 接近于其临界浓度下制备者, 其所获致之可延伸比数值均较远离临界浓度所制备之凝胶薄膜样品为高。为方便起见, 在以下讨论中, 这些在接近其临界浓度下所制备薄膜样品之延伸比即将被称为临界可延伸比 (Drc) 。值得注意的是, 若将上述这些接近其临界浓度制备之凝胶薄膜样品经固定温度延伸, 可发现其所获得之临界可延伸比 (Drc) 值随着Tf下降而增加。比如, 经85℃恒温延伸之UL-0.7样品, 当其冷却成型温度由95℃降低至0℃时其Drc数值从313明显增加至400。
上述这些凝胶薄膜样品亦在不同温度下延伸, 以探讨其对临界可延伸比之影响。结果发现, 当温度达约95℃之最适化延伸温度时, 上述于各冷却成型温度制备之凝胶薄膜样品, 其所获得之临界可延伸比 (Drc) 值达到最大。比如, 经0℃冷却成型温度制备之UL-0.7样品 (即UL-0.7-0℃) , 经延伸温度由85℃增加至95℃时, 其Drc数值由400增加至488;但当延伸温度再持续由95℃增加至115℃后, 其Drc数值却由488明显降低至361。为方便起见, 上述凝胶薄膜样品经95℃最适化温度延伸所获得之临界延伸比在以下的讨论中将被称为最适化临界延伸比 (optimum critical draw ratio;Drcop) 。事实上, 值得注意的是, 经0℃冷却成型温度制备之UL-0.7样品之Drcop数值, 分别比经5℃、65℃和95℃成形所获得之Drcop数值高约14%、30%和50%。
纤维样品延伸性能测定
将制备好的凝胶初丝样品, 裁制成长50mm的样品, 并将此初丝样品置于误差约±0.1℃的热烘箱中, 以GT-TFS-2000型高温拉伸试验机夹具固定两端, 并标示样品中央距离为30mm。在95℃下, 以20 mm/min速度延伸样品, 直至其样品断裂, 记录标示区延伸后长度, 并以下式计算其最大可延伸比。最大可延伸比 (Lmax) =L/Lo, 其中Lo为延伸前样品标示区内距离即30 mm, L为延伸至断裂的长度。
不同质量比凝胶纤维样品的延伸性能的分析
下图中综合了添加三种不同分子量及不同质量含量的LMWPE于UHMWPE中的凝胶纤维延伸得到的最大可延伸比。由图可以看到当UHMWPE和LMWPE的质量比达一最适化量时, 凝胶纤维的最大可延伸比达最大。例如当UHMWPE与分子量为90万的LMWPE的质量比为98/2时所制得的凝胶纤维的最大可延伸较纯的UHMWPE凝胶纤维的最大可延伸比高出15%。产生这种现象的原因可能是加入适量的LMWPE适当的减少了UHMWPE分子间的缠结度, 有助于UHMWPE在热延伸过程中的解缠结, 分子链可适度的自晶区中被拉出, 进而达到较高最大的可延伸比。但是随着加入的LMWPE量超过其最适化量时, 纤维的最大可延伸比又随之下降, 其原因是LMWPE加入量太大时会造成纤维缺陷, 从而导致最大可延伸比下降。
结论
薄膜性质 篇5
随着太阳能电池材料研究的不断深入, 含有硅纳米颗粒的富硅- 氧化硅和富硅- 氮化硅薄膜由于具有带隙可调的优势,被用于制备新型太阳能电池并逐渐成为新型太阳能电池研究的热点之一[1]。 对于含有硅纳米颗粒的薄膜介质, 目前以富硅- 氧化硅研究为主,但由于氧化硅禁带宽度较高不利于载流子的注入,因此许多研究者开始将目光转向禁带宽度较低的富硅- 氮化硅薄膜来替代氧化硅作为镶嵌的基体材料并有效地提高载流子的注入效率,但由于富硅- 氮化硅作为基体材料引入更多的缺陷,从而使富硅- 氮化硅薄膜的发光性质较富硅氧化硅薄膜更加复杂[2]。因此,在将富硅- 氮化硅薄膜用于实际新型太阳能电池之前必须对其制备方法以及基本特性进行深入的研究。
不少研究组[3,4]采用等离子化学气相沉积法( PECVD ) 或同时加以退火处理制备不同硅含量的富硅- 氮化硅材料, 对其光致发光进行了研究。 然而, 利用P E CVD制备富硅- 氮化硅存在的问题: 离子的轰击容易导致薄膜受到损伤;沉积速率比较缓慢不利于薄膜的晶化。 相对PECVD而言,采用热丝化学气相沉积法(HWCVD)制备富硅- 氮化硅薄膜是一种新颖的制备技术。热丝在高温下能够充分地分解气体, 分解的基元直接经过热丝的催化作用发生气相反应, 在空中或到达衬底表面快速地形成硅纳米颗粒而形成富硅- 氮化硅薄膜, 同时能够提供大量高能氢原子可使网络充分弛豫, 有利于形成镶嵌在氮化硅母质中的硅晶粒[5]。 依据此, 本实验采用H W C V D技术通过调节氮气流量来控制镶嵌在非晶氮化硅基质中的硅晶粒大小, 制备出含有硅晶粒的富硅- 氮化硅薄膜。 测试中我们选择P型(100)的单晶硅片和Corning7059 玻璃片作为衬底,在制备条件完全相同的情况下,当薄膜沉积到一定厚度时, 两种衬底上沉积的薄膜的信息可认为几乎一致, 单晶硅片的薄膜被用于PL、FTIR谱[6,7,8,9,10]和扫描电镜的测试,玻璃衬底的薄膜用于紫外可见光谱的测试。 通过红外傅里叶转换吸收(FTIR) 光谱、 紫外可见光(UV - UIS)光谱、光致发光(PL)光谱和扫描电镜(SEM)研究了沉积工艺对薄膜的结构和发光特性的影响, 为下一步制备镶嵌在非晶氮化硅母质中的硅量子点薄膜材料打下基础。
1 实验方法
实验使用热丝化学气相沉积设备制备富硅-氮化硅薄膜。1. 单晶硅片的清洗:(1) 用去离子水煮沸5 分钟;(2) 用丙酮超声波10 分钟;(3) 用无水乙醇超声波10 分钟;(4) 使用2% F H酸溶液处理5s ; (5) 用氮气烘干。2. 玻璃衬底的清洗:(1) 用去离子水煮沸5 分钟;(2) 用浓硫酸与双氧水1:1 混合液煮沸5 分钟;(3) 用丙酮超声波清洗10 分钟;(4) 再用无水乙醇超声波清洗10 分钟;(5) 用氮气烘干。将清洗好的单晶硅片和玻璃放入背景真空度为4.0×10-5P a的反应室。热丝为钨丝,热丝直径0.50mm、长160mm,间距为350mm ,平行布置在距气口350mm处。在保持热丝温度1600℃,衬底温度200℃,沉积气压30pa,热丝与衬底间距5.50cm,Si H4 流量1sccm,NH3 流量10sccm不变的条件下,改变氮气流量(0-200s ccm), 在P型(100) 的单晶硅片和Corning7059 玻璃片上分别沉积富硅- 氮化硅薄膜,所有样品的沉积时间均为30min。
热丝温度通过红外测温仪测定。 采用Lambda750 型紫外- 可见光分光光度计测量玻璃衬底上沉积的氮化硅薄膜材料的透射光谱,并由此计算出薄膜的带隙宽度。使用Nicolet 6700型傅里叶变换红外吸收光谱仪测定单晶硅片衬底上沉积的薄膜材料红外吸收光谱,了解薄膜材料的键合以及相关键结构的演化情况。采用F-4600型荧光光谱仪测量单晶硅片衬底上沉积的薄膜的发光光谱,了解薄膜材料缺陷态的发光特性。通过S U8010 型扫描电镜分析单晶硅片衬底薄膜样品的表面形貌。
2 实验结果与分析
2.1 FTIR谱及其键合情况
通过样品的FTIR光谱, 能够很好的了解SiNx薄膜中相关的化学成分和化学键结构的变化情况。 图1 为氮气流量分别是0、30、50、100、200s ccm时,在单晶硅片上制备的五个样品的F T I R光谱。由红外光谱各吸收峰强度随氮气流量的变化可以清晰地看到各个键合作用的变化情况,不同的吸收峰位对应于不同的红外振动模式。其中476cm -1 吸收峰对应Si - N键的对称伸缩模式,640cm -1 的吸收峰对应Si - H键的摇摆振动模式,830-870cm -1 附近出现的吸收峰对应Si - N键的非对称伸缩模式,2000-2210cm -1附近出现的吸收峰对应Si - H键伸缩振动模式,这些吸收峰的分布位置与公认的光谱分布结果一致[11]。薄膜中N主要以Si - N,N-H键存在,而Si-N键主要影响富硅- 氮化硅薄膜的特性。从图中可以看到随着氮气的减少Si-N的含量逐渐增多。
根据Lanford和Rand的方法, 薄膜中各种键合结构的密度Cx可由对应伸展振动模的积分强度确定[12]:
其中x表示Si-N键合模式, A、 和分别为校正因子、吸收系数和波数,Si - N键密度的校正因子A近似为6.3×1018 cm-2。
由图2 所示,我们计算的S i - N键的密度随N2流量的增加从1.75×1022. cm -3 到4.2×1020.c m -3 逐渐减小,表明进入薄膜中的氮原子逐渐减少。图1 所示:当氮气流量小于50sccm时,Si-N键的非对称伸缩模式向高波方向移动,这说明随着氮气流量的减少, 氮原子掺杂特性消失,与一个Si原子结合的N原子数目增多, 逐渐靠近了近S i3N4 相[11],由于氮原子具有较高的电负性使得S i - N键的非对称伸缩模式发生了蓝移。同时,随氮气流量的减少,S i - H键的摇摆振动模式逐渐减弱,当氮气流量为30s ccm时S i - H消失,说明析出更多的硅原子与氮原子结合形成Si - N。当氮气流量为30sccm时,Si-H键伸缩振动模式展宽也发生了蓝移, 这是因为进入薄膜中的氮原子与硅原子趋向形成H2Si NSi, H2Si N2 和HSi N3 键[12],使得Si-H键伸缩振动模式更加复杂。以上结果表明,随着氮气流量的增加进入薄膜中的氮原子反而减少。
2.2 薄膜的光学吸收谱
光吸收主要是电子从基态跃迁到激发态所导致,而这种跃迁与能带结构有关,所以通过研究其光学吸收谱可以更好地了解薄膜的能带结构。对在玻璃片上所沉淀氮化硅薄膜材料的透射谱进行了测试,所选的透射光谱波长 λ 测量范围为200-1400n m,通过连续振动相干的波峰来估算出薄膜的厚度d,得出了透射系数,将其转换成(αhυ)1/2 与hυ 之间的关系。然后通过Tauc公式[13]计算出光学带隙Eg:
其中 α 为吸收系数,h为普朗克常量,υ 为光子频率,B与带尾态密度相关参数, 计算得出a-Si Nx:H的光学带隙Eg如图3 所示。图中可以看到氮气流量分别为50,100,200s c c m时,带隙宽度的变化很小,可见氮气流量为50s c c m时,进入薄膜中的氮原子几乎达到饱和,这与上文中的FTIR光谱所计算Si-N键密度的变化保持一致。氮气流量变为30sccm时,带隙宽度为2.11ev, 不加氮气时,带隙宽度变为3.56e v。薄膜光学带隙的展宽可归咎于S i - N键反键态与N孤对能级[14]的引入。
薄膜微观结构无序度会引起光吸收的吸收边变化, 对应Urbach能参量EU和光学吸收系数关系表示为[12]
其中对应薄膜光学带边处的光学吸收系数,E0对应该处光子能量。 通过(3) 式得出了样品的EU值。图3 是不同氮气流量下制备的薄膜对应的光学带隙E g和E U的能值,从图中可看到,当氮气流量为零时,所制备的薄膜的光学带隙为3.56ev,但小于理想的Si3N4 的光学带隙(4.6e v)[15]。随着氮气流量的增加,薄膜的E U呈逐渐减小的趋势,该结果说明随着氮气的增加,所制备薄膜结构的有序度进一步增加。随着氮气流量的减少使薄膜结构的无序程度增加, 使得价带和导带的间距变大[12], 薄膜带尾吸收边变窄也会导致光学带隙增大。
2.3 PL谱
P L光谱常被用来探究薄膜中是否存在硅纳米颗粒,通过对样品P L光谱研究也能够更好的了解薄膜的缺陷态和硅量子点的生长情况。图4 为室温条件下用氙灯325n m波长激发测得在单晶硅片上沉积的薄膜的P L谱,其波长范围350-600n m。图中,三个样品的PL谱在靠近350nm处的曲线,为氙灯325n m波长激发光的峰位展宽引起的,这里不予考虑。当氮气流量为100s c c m时,没有明显的荧光发光现象,当氮气流量为30s c c m时,薄膜只在波长418nm(2.97ev) 和438nm(2.83ev)附近出现了荧光发光现象,未见其它缺陷态发光,表明制备的薄膜为氢含量较高的氮化硅薄膜,氢原子对薄膜起到钝化作用。对于2.97e v发光峰是由于氮悬键所引起的[14], 随着氮气流量的减少由氮悬键所引起发光峰位增强,其原因归咎于样品中氮原子含量的增加所引起的。随着通入氮气流量的减少进入薄膜中的氮原子含量增加取代了样品中一些硅原子的位置,使得薄膜结构发生了变化,导致了缺陷态发光峰位的增强。 对于2.8e V的发光峰, 被认为来自≡ Si0 →≡ S i - S i ≡所产生的辐射复合发光[16],由≡ Si0 →≡ Si-Si ≡所产生的辐射复合发光峰位减弱,这是因为薄膜中硅团簇的集聚导致硅悬键减少。图中并没有出现与硅团簇有关的发光峰,说明所沉淀的样品中并没有形成较小的硅团簇或者硅量子点的分布[17],而是形成了较大的硅晶粒, 通过下面的SEM图可以看到。
2.4 薄膜的SEM图
单晶硅片上所沉积的富硅- 氮化硅薄膜可以通过扫描电镜清晰的观察在其表面的结构。图5a是氮气流量为0sccm的S E M图片, 由图可以看到大部分晶粒尺寸接近于400n m,少量晶粒大于400n m,且晶粒分布不均匀,薄膜的表面较平整。同时可以观察到晶粒是镶嵌于基质之中,而非浮在样品表面,可以排除是杂质的干扰。图6b , c是氮气流量为50sccm的SEM图片,图b是放大倍数为30u m拍摄的照片,从图可以观察到大部分晶粒尺寸在2000n m左右,晶粒分布密度较大且均匀,晶粒以某个晶核为中心不断增大。图c是放大倍数为2u m拍摄的照片,可以看到所沉积的颗粒是有规则的,是由于硅团簇聚集形成的,而不是由于单晶硅片上的杂质引起的。通过扫描电镜观察可以知道随着氮气流量的增加更有利于硅团簇的集聚,造成薄膜的有序度局部的增加,形成了硅硅团簇和氮化硅的两相结构,与上面随着氮气流量的增加EU减小薄膜的有序度增加相一致。氮气流量的增加促进了硅团簇晶粒的增大,从侧面也能反映了随着氮气流量的增加进入薄膜中的氮原子减少,与前面红外透射光谱测试随着氮气的增加Si-N键密度减少相一致。
3 结论
薄膜性质 篇6
当前制备三氧化钨薄膜的方法主要有:蒸发法[4]、溅射法[5]、溶胶-凝胶法[6]、电子束沉积法、阳极氧化法、电沉积法[7,8]等。由于其中很多方法技术复杂、工艺条件苛刻、成本高昂、不易形成大面积膜,因此其应用受到限制。溶胶-凝胶法制备材料具有工艺简单、成本较低、低温合成、高度化学均匀性和材料形状多样性等特点。目前溶胶-凝胶法制备三氧化钨薄膜有:钨酸盐酸化法[9]、钨粉过氧化聚钨酸法[10]、钨酸盐的离子交换法[11]、钨的醇盐水解法和氯化钨的醇化法等类型。
本课题组在前期的工作中利用偏钨酸铵前驱体制备了WO3薄膜,并研究了其光电化学性质[12,13]。根据Klaartje的报道,pH值对偏钨酸铵水溶液中钨酸根离子的结构具有显著影响[14]。当溶液pH值较低时,偏钨酸铵溶液钨酸根主要以Y[W10O32]4-结构存在;当pH值增大,离子结构转变为Keggin结构的偏钨酸根与由[WO6]八面体构成的仲钨酸根团簇;当pH>9时,又转变为四面体结构的[WO4]2-。因此本实验在前期工作的基础上,进一步考察了pH值对前驱体溶胶的稳定性及WO3薄膜结构和光电性质的影响。
1 实验
1.1 WO3薄膜的制备
室温下,称取9.49g偏钨酸铵((NH4)6H2W12O40·xH2O)溶解于二次去离子水中,加入4.75g聚乙二醇(PEG)1000,分别用氨水和硝酸溶液调节pH值。磁力搅拌4h,60℃水浴静置24h,用去离子水调节前驱液体积,控制W浓度为1mol/L。采用Dip-coating法镀膜,以4cm/min的速度将预处理过的FTO(2cm×1.5cm)导电玻璃从制好的前驱液中提拉出来,室温静置15min,放入70℃的烘箱干燥1h,然后程序控温炉以2℃/min的升温速度升至450℃,保温3h后关掉电源让其自然冷却至室温后得到WO3薄膜。
1.2 测试方法
采用日本理学Rigaku D/MAX PC2200型X射线衍射仪对样品进行物相分析,扫描范围为10～70°,扫描速度为0.02(°)/s,Cu Kα 辐射(λ=0.154056nm),管电压40kV,管电流40mA。采用JEOL JSM6700F型场发射扫描电子显微镜观察薄膜表面的形貌特征。采用Thermo Evolutiom 600紫外可见光谱仪对样品进行吸收光谱测试。采用500W氙灯光源(CHF-XM35,北京畅拓)直接照射样品,用FZ-2A辐射计(北京师范大学)测量光强,所得值为100mW/cm2。未镀膜的导电玻璃部分用导电银胶与长条形紫铜片粘接,铜片与导电玻璃四周连接处用环氧树脂密封制作电极。采用德国Zahner公司的Zennium型电化学工作站控制电位,在三电极体系中进行电化学测试,制备电极为工作电极,大面积Pt片为辅助电极,Ag|AgCl|为参比电极,本实验所述电位均相对于此参比电极,支持电解质为0.5mo/L的H2SO4。实验所用溶液均用分析纯化学试剂和去离子水配制,用配有石英窗口的玻璃容器作为电解池。
2 结果与讨论
2.1 pH值对前驱液稳定性的影响
由于不同pH值条件下偏钨酸铵溶液的钨酸根结构不同,为了考察其对前驱体溶液的影响,制备了4组不同pH值的前驱体溶液样品,其稳定性如表1所示。根据实验结果,当pH值为1和2.8时,前驱体溶液为透明亮清溶液,且能够持续稳定;在pH值为6.9时开始出现少量白色絮状物质;当pH值增大到9时,开始出现白色沉淀,所得前驱液无法镀膜。可见较低的pH值有利于提高前驱液的稳定性。这与Hong等[15]的工作有所区别,他们以十六烷基三甲基溴化铵(CTAB)和偏钨酸铵为原料制备了WO3纳米粉体,将前驱体溶液的pH值调到8～9时,钨酸根为四面体结构的[WO4]2-且前驱液透明稳定。本课题组认为这是加入的表面活性剂不同所致。
2.2 XRD表征
WO3薄膜的晶体结构非常复杂,其结晶行为易受到制备方法、镀膜衬底以及前驱体中添加剂等因素影响[16,17,18]。Vogt等[16]研究表明,块状WO3的晶相随温度变化的转变过程为三斜晶相(30℃)→单斜晶相(330℃)→正交晶相(740℃)→四方晶系。但是因空间尺寸效应等的影响,薄膜材料的晶相变化与块状材料会有所不同。为了考察不同pH值对WO3薄膜晶体结构的影响,利用不同pH值的前驱体溶胶镀膜。图1为450℃煅烧3h后得到的样品的X射线衍射谱,图谱显示所有样品的衍射峰位置基本一致,说明不同pH值对WO3薄膜的晶体结构没有很大影响。扣除衬底FTO(SnO2)后,2θ为23.4°、34.0°、42.1°、49.0°、55.3°处的衍射峰分别与立方晶相WO3的标准图谱(JCPDS Card 41-0905)相对应。根据XRD结果计算晶面间距为0.3685nm,稍小于立方晶相(JCPDS Card 41-0905)标准晶面间距(a=0.3714nm)。立方晶相的WO3是一种亚稳态相,并不稳定,在高温下易发生晶格扭曲转变为其它晶相[19,20]。根据2θ=23.4°,利用Scherrer公式D(hkl)=kλ/βcosθ(hkl)(D(hkl)是垂直于(hkl)晶面的晶粒尺寸,k是常数,λ为X射线波长,β是(hkl)晶面衍射峰的半高宽,θ(hkl)是(hkl)晶面的Bragg衍射角),可以估算出pH值为1、2.8、6.9时各样品晶粒的平均粒度分别约为45nm、38nm、28nm。
2.3 不同pH值条件下薄膜的形貌
图2为以不同pH值条件下的前驱液镀膜,450℃煅烧3h后得到的WO3薄膜表面的SEM图。
从图2可以看出,随着溶胶pH值的增加,薄膜平均颗粒尺寸和表面粗糙度逐渐变小。pH=1时,薄膜表面为一些大块颗粒,最大为250nm,在这些大颗粒之间分布的较小颗粒尺寸基本都在50nm以下;pH=2.8时,样品颗粒平均尺寸为60nm左右;pH=6.9时,样品颗粒平均尺寸为45nm。可以推测,低pH值条件下的Y[W10O32]4-有利于大尺寸WO3晶粒的生成;反之,pH值增大,钨酸根团簇结构变小,更有利于小尺寸WO3晶粒的生成。
2.4 UV-Vis 吸收光谱
图3为不同pH值条件下样品的紫外-可见吸收光谱。由图3可知,所有样品的光吸收范围没有明显区别,均在470nm以下,与WO3理论禁带宽度2.7eV相吻合。此禁带宽度值与文献[21]报道值一致。在相同条件下,pH=2.8时的薄膜样品光吸收率最大,这主要与薄膜表面颗粒尺寸有关。Usami A等[22,23]的研究发现,大颗粒纳晶的散射效应增加了光子在纳晶薄膜中的传播路程,提高了薄膜吸收光子的概率,有利于提高光能吸收效率。大尺寸颗粒对光散射小,能有效吸收光子;而小尺寸颗粒由于表面缺陷较多,且电子运动的平均自由路程短,不利于光能的吸收,从而降低了光能吸收效率。薄膜表面颗粒尺寸对光吸收率的影响是上述两种因素共同作用的结果。
2.5 光电流测试
采用三电极体系,以H2SO4溶液作为电解液,通过测试光电流来研究pH值对WO3薄膜光电性能的影响。图4为不同pH值条件下溶胶镀膜制备的WO3光电极在500W氙灯光源(光强为100mW/cm2)照射下的光电流-电压特性图,电压扫描速度为10mV/s。由图4可以看出,光照条件下,在所选电位范围内均产生了明显的阳极光生电流,并且光电流随电压的升高而逐渐增大。当电压为1.2V时,pH值为1、2.8和6.9的光电流分别为1.1mA/cm2、2.1mA/cm2和2.7mA/cm2。这与晶体颗粒尺寸和分布均匀度有关。
在光电化学池体系中,半导体在外加偏压的作用下,光生电子-空穴对易分离。表面复合对光电极性能有一定的影响,而对光电性能起决定作用的是光生电子向薄膜电极迁移过程的复合空间和半导体/电解质界面的空穴扩散。通过式(1)可以得到WO3光阳极空穴扩散长度Lp[24]。
undefined)1/2 (1)
式中:μe为电子迁移率,μp为空穴迁移率,ε为真空介电常数,ND为载流子浓度。WO3的空穴扩散长度Lp可根据ε和ND值算出,约为150nm。当颗粒尺寸小于Lp时,空穴较易到达电极/电解质界面而较少发生复合,而对于颗粒尺寸大于Lp的粒子,空穴较难到达电极/电解质界面从而使光生电子-空穴对的复合几率增加,另外,粒径小于Lp的WO3颗粒,粒径越小,薄膜的晶界越多,光电性能也随之下降。一般认为在光电化学池体系中存在一个最佳颗粒尺寸。本研究中pH=1时,样品颗粒粒径不均,最大的为250nm,最小的小于50nm;而pH为2.8和6.9时平均粒径分别为60nm和45nm。由此可知pH=2.8时粒径60nm为本实验的最佳颗粒尺寸,因此光电性能最好。
3 结论
以偏钨酸铵(NH4)6H2W12O40·xH2O为钨源,聚乙二醇1000为配位聚合物,采用不同pH值的前驱体溶液制备了WO3薄膜。实验结果表明,较低的pH值有利于提高前驱液的稳定性。另外,pH值对WO3薄膜的晶体结构没有明显影响,均为立方相晶体结构。由于尺寸效应,当pH=2.8时,薄膜样品的光电流最大,为4.6mA/cm2。
摘要：以偏钨酸铵为钨源,聚乙二醇1000为配位聚合物合成了前驱体溶胶,并用浸渍提拉法在FTO导电玻璃上制备了WO3薄膜,研究了不同pH值对WO3薄膜结构和光电性质的影响。实验结果表明,降低pH值有利于提高溶胶的稳定性;不同pH值条件下制得的薄膜均为立方晶相,且具有不同的颗粒尺寸;在500W氙灯照射下,pH=2.8时,颗粒尺寸为60nm,样品的光电流密度达到最大。
薄膜性质 篇7
由此可见, 溶剂的挥发速度对聚合物的结晶有一定的影响, 而聚合物的表面结晶相貌对光伏器件的性能也有影响, 所以我们研究不同的溶剂对P3HT和MEH-PPV薄膜性质的影响具有极其重要的意义。
通过将P3HT和MEH-PPV两种共轭聚合物分别溶解于氯仿、四氢呋喃、二硫化碳、甲苯四种溶剂中, 来研究不同溶剂对这两种聚合物薄膜性质的影响, 从而找出一种比较适合的溶剂作为研究P3HT和MEH-PPV薄膜性质的溶剂。
1实验部分
1.1原料
P3HT:采用FeCL3催化氧化法制备;MEH-PPV采用脱卤化氢路线以对甲氧基苯酚为原料进行合成反应, 再利用超声振荡方法合成。
溶剂:氯仿、四氢呋喃、二硫化碳、甲苯。
1.2仪器
UV-3501S紫外可见分光光度计, 天津市港东科技发展有限公司;金相显微镜, 上海光学仪器六厂;SSX-550扫描电子显微镜, 日本岛津。
1.3实验方法
(1) 配制相同浓度的P3HT氯仿、四氢呋喃、二硫化碳、甲苯的溶液, 用匀浆机将溶液旋涂在石英玻璃上, 测试紫外吸收光谱。将滴涂的薄膜在晶相显微镜下进行观察。
(2) 配制相同浓度的MEH-PPV氯仿、四氢呋喃、二硫化碳、甲苯的溶液, 用匀浆机将溶液旋涂在石英玻璃上, 测试紫外吸收光谱。将滴涂的薄膜在晶相显微镜下进行观察。并将MEH-PPV的二硫化碳的薄膜在扫描电镜下进行观察。
2结果与讨论
2.1P3HT薄膜的光谱性质和结晶过程的研究
由实验方法1制得P3HT薄膜, 取石英玻璃上的薄膜在紫外可见分光光度计下进行测试, 得到图1。
如图1所示, P3HT的二硫化碳溶液比四氢呋喃、氯仿和甲苯的吸收峰高很多。二硫化碳的挥发速度很快, 实验过程中可以明显的看到, P3HT二硫化碳溶液旋涂成膜的颜色明显比其他三种深。
为了研究其表面形貌, 将溶液注膜在载玻片上, 一定时间后, 在晶相显微镜下, 放大200倍, 甲苯溶剂相比之下薄膜的表面比其它溶剂的薄膜都要平整, 结晶现象不明显, 氯仿溶剂的出现明显串晶, 四氢呋喃溶剂则出现了球晶, 而二硫化碳溶剂则因为挥发的速度很快, 溶剂在很多的结晶形态还没有形成就已经挥发掉, 所以呈现如2图中d中的比较致密的类似“粉末”的表面。正是二硫化碳的这个特性, 可能实现了上述专利中所描述的, 可以提高聚合物的有序结晶度, 这对提高P3HT薄膜的载流子的运输是极其有意义的。
(a:甲苯溶剂;b:氯仿溶剂;c:四氢呋喃溶剂;d:二硫化碳溶剂)
2.2MEH-PPV薄膜的光谱性质和结晶过程的研究
由实验方法2制得MEH-PPV薄膜, 取石英玻璃上的薄膜在紫外可见分光光度计下进行测试, 得到图3。
如图3所示, 四种溶剂对MEH-PPV薄膜的吸收峰的位置有红移现象, 甲苯的吸收峰最宽, 说明甲苯相邻链共轭π体系间的耦合作用强, 而且使电子能带加宽, 所以其紫外吸收光谱加宽。
如图4所示, 是MEH-PPV不同溶剂滴注成膜的200倍晶相图, MEH-PPV溶液的粘稠度要比P3HT的溶液相对要稠, 类似于油状, 所以在同样的条件下聚合物的结晶状态有所不同。
试验中发现, MEH-PPV的二硫化碳溶液的注膜与其他膜有明显的不同, 于是重新配制溶液, 并在干净的载玻片上注膜, 等薄膜完全干, 喷金在扫描电镜下的表面形貌图如5所示。图中a (1000倍) 和b (5000倍) 是成膜的较薄处的表面形貌, b图明显的呈现出网状, 而且大多是上下两层网相连在一起, 图中c (1000倍) 和d (5000倍) 是薄膜的较厚处, 与a, b完全不同, 则是聚合物被网状的东西包裹着。
3结论
通过对P3HT和MEH-PPV不同溶剂的溶液成膜情况的研究, 了解到两种聚合物的甲苯溶液制成的膜的紫外吸收峰最宽, 而二硫化碳的吸收峰的强度最大。通过晶相显微镜的观察, 各种溶剂的不同性质也使聚合物薄膜呈现不同的结晶状和表面形貌。综上所述, 根据甲苯、三氯甲烷、四氢呋喃和二硫化碳这四种溶剂制得的薄膜性质优缺点, 选取三氯甲烷作为溶剂最合适。这可能对研究聚合物的光伏性能会有很大的帮助。
参考文献
[1]黎立桂, 鲁广昊, 杨小牛, 等.聚合物太阳能电池研究进展[J].科学通报, 2006, 51 (21) :2457-2468.
[2]杨小丰, 鲁广吴.一种高有序聚噻吩薄膜及其制备方法[P].200610131641.6, 2007-7-18.