掺杂研究

掺杂研究（精选12篇）

掺杂研究 篇1

0 引言

随着集成电路的迅速发展, MOSFETs的尺寸不断减小。在MOS器件结构尺寸等比缩小的同时, 器件工作电压未能随之等比减小[1,2,3]。进入深亚微米, 传统的平面器件遇到了各种小尺寸效应和可靠性问题, 一些影响器件特性的效应, 如短沟道效应 (short channel effect, 简称SCE) 、漏致势垒降低效应 (drain induced barrier lowering, 简称DIBL) 、热载流子效应 (hot carrier effect, 简称HCE) 等问题更加明显, 很难仅仅通过缩小尺寸进一步发展。于是我们采用倒掺杂沟道MOSFETs的设计[4,5,6], 即沟道表面掺杂浓度低, 体内掺杂浓度高, 通过改变沟道区的掺杂浓度, 从而更好地改善小尺寸效应, 并获得合适的阈值电压[7]。较低的表面掺杂浓度还会因为库伦散射的减小而增加有效迁移率。

目前, 已经有很多研究倒掺杂沟道MOSFETs特性的文章[4,5,6]。文献[4]建立了阶梯沟道掺杂的MOSFETs的模型, 文献[5,6]则采用线性变掺杂的沟道掺杂。本文通过分析求解Possion方程, 得出器件表面电势以及漏极电流的表达式, 研究了垂直于沟道方向上倒掺杂的陡峭程度对漏极电流、饱和驱动电流以及表面电势的影响, 计算结果与二维仿真软件MEDICI模拟结果相符。

1 模型

三维MOSFET基本结构如图1所示。其中栅长为L, 宽为W, 氧化层厚度为tox。我们假设反型层厚度极小, 并且漏极电流是由漂移和扩散引起的。在假设是稳态并且迁移率恒定的情况下, 漏极电流IDS的表达式为:

图1三维MOSFETs结构示意图 (参见右栏)

式中 、 和 、 分别是源、漏端的表面电势以及每单位面积的反型电荷, 为电子迁移率, 为热电压, 。反型电荷

式中Cox为栅Si O2层的单位面积电容 , , 为栅Si O2的介电常数。VGB为栅压, VFB为平带电压, 为表面电势, 为衬偏系数, , 为Si的介电常数。

把式 (2) 代入式 (1) , 解方程得

体内的总电荷

忽略耗尽区内的多数载流子, 那么

在此模型中, 我们研究n型沟道MOSFET, p型衬底, 但是p型沟道MOSFET, n型衬底也同样适用。根据n沟道MOSFET体内的Possion方程, 得

我们取沟道表面掺杂浓度NS=0。一般情况下, NS不为零, 但是分析方法与以下的分析方法相同。衬底掺杂浓度为NB, 那么。

利用迁移率和扩散系数的爱因斯坦关系式, 体内电子的电流方程为:, 因为x方向上没有电流, 所以J=0, 即 。。

2 结果和分析

栅长L=10μm, 栅氧化层厚度tox=3nm, 体内掺杂浓度NB=1018cm-3。迁移率恒定并忽略速度饱和。

图3 (a) 给出了分别在0、10、20和30nm情况下, 漏极电流IDS与栅偏压VGS之间的关系。当=0时, 阈值电压最小;当=30时, 阈值电压最大。用二维器件仿真软件MEDICI[8]所模拟的结果由虚线表示, 仿真结果参照方程 (3) , 与计算结果之间的误差小于1.5%, 说明本文所提出的模型是可行的。

图3 (b) 给出了对数坐标下IDS与VGS之间的关系。当 =0时, 亚阈值斜率最大, 随着 的增大, 亚阈值斜率减小, 当 =20时, 亚阈值斜率达到最小, 继续增大 到30nm时, 亚阈值斜率又有所增大。图3 (c) 给出了 =0、10、20、30nm时, 漏极电流IDS与表面势 之间的关系。

与均匀掺杂的情况相比, 在该模型中唯一用到的新的参数只有倒掺杂深度 , 很明显 是反映垂直于沟道掺杂的陡峭程度的参数, 越小, 则掺杂斜率K越大, 陡峭程度越大。从图中可以看出, 掺杂的陡峭程度对该模型的阈值电压有影响, 掺杂斜率K越小, 陡峭程度越小, 即倒掺杂深度 越大, 则阈值电压越大。同时随着 从0nm增大到20nm, 掺杂的陡峭程度减小, 亚阈值斜率也逐渐减小, 说明器件导通和截止之间的转换越容易, 亚阈值特性越好。当倒掺杂深度 增大到20nm时, 亚阈值斜率达到最小值。但是, 超过20nm之后, 陡峭程度继续减小, 亚阈值的斜率却开始逐渐增大, 说明 =20nm为最优值, 此时亚阈值斜率最小, 器件的亚阈值特性最好。

图4中同样分别使倒掺杂深度 =0、10、20、30nm, 研究IDS随VGS的变化关系。随着 的增大, 由于阈值电压的增大, 饱和驱动电流减小。但是, 大于20nm以后, 饱和驱动电流减小变得不明显。说明增大沟道倒掺杂的陡峭程度可以有效提高饱和驱动电流。

3 结论

本文建立了倒掺杂沟道MOSFETs的模型。通过分析求解Possion方程, 得出器件表面电势以及漏极电流的表达式, 研究了垂直于沟道方向上倒掺杂的陡峭程度对漏极电流、饱和驱动电流以及表面电势的影响, 通过与二维仿真软件MEDICI的仿真结果的比较, 得出当 =20nm时, 器件的亚阈值特性最好, 同时也对提高饱和驱动电流有一定的作用, 此时为最优值。所以改变垂直于沟道方向上倒掺杂的陡峭程度, 能够有效地改善器件的亚阈值特性, 提高饱和驱动电流。

参考文献

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掺杂研究 篇2

金属掺杂多孔硅薄膜的制备及荧光光谱研究

用电化学方法对多孔硅薄膜进行了金属掺杂.用荧光分光光度计分析了样品的光致发光特性,结果表明,适量的金属掺杂增强了多孔硅的红光发射,氧化性金属掺杂还增强了多孔硅的蓝光发射,还原性金属掺杂却无此现象.红外吸收谱表明,金属掺杂多孔硅后Si-O-Si键振动增强.XRD谱表明,氧化性金属掺杂后多孔硅的无定形程度增强.对分析结果的.解释为:红光增强是金属掺杂引入新的缺陷和硅、氧、金属间新的键态Si-Metal,Metal-O,Metal-Metal所致,而蓝光增强是无定形程度增强,应力增大和进一步氧化所致.

作 者：孙小菁 马书懿 魏晋军 徐小丽 SUN Xiao-jing MA Shu-yi WEI Jin-jun XU Xiao-li 作者单位：西北师范大学,物理与电子工程学院,甘肃,兰州,730070刊 名：西北师范大学学报(自然科学版) ISTIC PKU英文刊名：JOURNAL OF NORTHWEST NORMAL UNIVERSITY(NATURAL SCIENCE)年，卷(期)：200743(6)分类号：O469 TB383关键词：金属掺杂多孔硅 电化学 光致发光 X射线衍射 红外吸收

掺杂研究 篇3

摘 要：采用传统的固相法和普通的烧结方法，制备了不同比例的ZnO掺杂的（Na0.48K0.48Li0.04）（Nb0.86Ta0.1Sb0.04）O3无铅压电陶瓷，通过改变烧结温度的高低，研究ZnO掺杂对锑酸钾钠基压电陶瓷的压电常数、介电常数和介电损耗的影响，从而获取最佳的掺杂比例和烧结温度。研究表明：当ZnO的掺杂量x<2.00mol%时，压电陶瓷的压电常数和介电常数均呈上升趋势，介电损耗呈下降趋势。当ZnO的掺杂量x> 2.00mol%时，压电陶瓷的压电常数和介电常数均呈下降趋势，介电损耗成上升趋势。压电常数d33、介电常数εr、介电损耗tanδ通过测定得到如下结论：当烧结温度T=1080℃，掺杂x=2.00mol%时，压电陶瓷的压电系数和介电常数达到最好，其中压电常数d33为77pC/N、介电常数εr为273.58、介电损耗tanδ为2.98%。

关键词：无铅压电陶瓷；烧结温度；固相法；ZnO掺杂 1 概述

压电陶瓷已在能源开发、电子技术、传感技术、激光技术、光电子技术、红外技术、生物技术、环境科学等方面有广泛应用[1]。由于铅基压电陶瓷PZT具有优良的压电性能，从而得到广泛的应用，但是此类压电材料中含有60%以上的有毒物质铅，在压电陶瓷的生产、使用和废弃处理过程中挥发的铅都会对生态环境和人们的健康造成不可估量的伤害，因此人们迫切期盼无铅压电时代的到来[2]。

无铅压电陶瓷是指不含铅的压电陶瓷，其更深层含义是指既具有较好的使用性又有良好的环境协调性的压电陶瓷。目前，无铅压电陶瓷可以分为：BNT基无铅压电陶瓷、KNN系无铅压电陶瓷、BZT系无铅压电陶瓷，其中KNN压电陶瓷因为具有优良的压电性能和机械性能，被认为是最具有可能替代PZT的无铅压电材料。

然而阻碍KNN压电陶瓷发展的主要问题是传统的方法无法烧结出致密的陶瓷体， 大大影响了压电和机械性能，本文选择能够有效降低烧结温度的ZnO作为掺杂对象。本文采用传统陶瓷工艺制备无铅压电陶瓷，详细探讨了不同比例ZnO掺杂对KNN陶瓷烧结特性，包括对显微结构以及电学性能等的影响。

2 实验过程

采用传统的固相法[3，4]制备了（Na0.48K0.48Li0.04）（Nb0.86Ta0.1Sb0.04）O3-xZnO压电陶瓷（x = 1.00、1.50、2.00、3.00）。首先，按配比称量分析纯原料：K2CO3、Na2CO3、Li2O3、Nb2O5、Sb2O3、Ta2O5、ZnO、无水乙醇。将原料放入烘箱中在85℃干燥2～3h，充分去除水分后迅速放入干燥器皿中冷却至室温。将各原料按照化学式（Na0.48K0.48Li0.04）（Nb0.86Ta0.1Sb0.04）O3配比进行配料，然后装入研磨罐中，研磨介质为φ2mm的锆球进行研磨，以无水乙醇为媒介，用行星式球磨机球磨3～4h，取出烘干，在750℃保温2h完成预烧；再将粉料充分研磨，过筛，加入质量分数为10%左右的PVA进行造粒；在5MP压力下压制成直径15mm，厚l.5mm的圆片，并分别在1060℃、1080℃、1095℃、1100℃保温2h进行烧结，得到致密的陶瓷片。将陶瓷片的厚度控制在1.00mm左右，进行磨平。将磨好的陶瓷片均匀的涂上银浆，在750℃烧结陶瓷获得被上电极的陶瓷样品，并在90℃的硅油中极化，极化电压3～4kV/mm[5]，极化时间30min，放置1小时左右，进行测量其相关的性能。用JSM-5900LV型扫描电子显微镜（SEM[6]）对样品表面进行观察研究；采用准静态d33测量仪（ZJ-3AN型[7]）测量压电常数d33，用LCR电桥测试仪（YB2811型）测量损耗。

3 结论分析与讨论

3.1 显微结构分析

由SEM图可以看出压电陶瓷，在掺杂量相同（x=2.00mol%），烧结温度不同的情况下（1060℃、1080℃、1095℃、1100℃）同种陶瓷样品放大10000倍后的表面形貌图如图1所示。由图1（a）可以看出，温度在1060℃时，陶瓷表面有明显的孔洞，颗粒表面比较粗糙，致密度较差。从图1（a）、（b）、（c）、（d）可以看出，随着温度的升高致密度呈现先升高后降低的趋势，陶瓷表面的孔洞也呈现先减少后增加的趋势。一般而言，陶瓷晶粒大小会随着烧结温度的升高而增大，但是从陶瓷样品的表面SEM 图可以看出，陶瓷晶粒的大小并未发生太大的变化，这可能是由于掺杂的ZnO抑制了陶瓷晶粒的长大，在温度T=1100℃时，陶瓷表面出现大量的孔洞，这可能是晶体出现液化的原因。

3.2 压电性能分析

图2为室温下测量的无铅压电陶瓷压电常数随着ZnO掺杂比例的变化曲线图。由图2可以看出，随着掺杂量的增加，压电陶瓷的压电常数呈现先增加后降低的趋势。这可能是由于ZnO在一定程度上抑制了陶瓷晶粒的长大，从而使压电常数也随之增加；但当烧结温度超过一定范围时，ZnO的抑制作用降低，使晶粒继续增大并出现液化的现象，从而造成压电常数的降低。当T=1080℃，x=2.00mol%时，压电常数达到最（d33=77pC/N）。

3.3 介电性能分析

图3为室温下测量的无铅压电陶瓷介电常数和介电损耗随着掺杂量的变化曲线图。由图3（a）可以看出，随着掺杂量的增加，压电陶瓷的介电常数整体呈现先上升后下降的趋势。当T=1080℃，x=2.00mol%时，压电陶瓷的介电常数达到最大（εr=273.58）；这说明随着陶瓷体致密度的增加压电陶瓷的介电常数也会增加。反之介电常数也会降低。同时由图3（b）可以看出，压电陶瓷的介电损耗呈现先降低后增加的趋势。同时，当T =1080℃，x=2.00mol%时，介电损耗也达到最小（tanδ=2.98%）。压电陶瓷的介电损耗与陶瓷体的致密度有关，也与微观结构和显微形貌有关，晶粒排列紧密，晶界对电畴的夹持效应小，电畴转向过程中耗能少，介电损耗就会变小，反之介电损耗就会增加。

4 结论

采用传统固相法陶瓷工艺制备了（Na0.48K0.48Li0.04）（Nb0.86Ta0.1Sb0.04）O3无铅压电陶瓷；用SEM观测了样品的表面具体（10μm）形貌，并且测量了相关的压电和介电性能。研究结果表明：

①在ZnO的掺杂比例一定时，随着温度的升高，陶瓷的压电常数呈现先升高后下降的趋势，当T=1080℃，x=2.00mol%时，压电常数到达最大（d33=77pC/N）。这是由于ZnO在一定程度上抑制了晶粒的长大，从而使陶瓷的压电常数也随之增加；但当温度超过一定的范围时，ZnO的抑制作用降低，而使晶粒继续增大，从而造成压电常数的降低。

②通过改变ZnO的掺杂量，也使压电陶瓷的介电常数整体呈现先上升后下降的趋势，当T=1080℃，x=2.00时，压电陶瓷的介电常数达到最大（εr=273.58）。这是由于随着陶瓷体致密度的增加压电陶瓷的介电常数也会增加。反之介电常数也会降低。

③ZnO的添加一定程度上改善了陶瓷的介电损耗，介电损耗整体呈现先降低后升高的趋势，当T=1080℃，x=2.00时，介电损耗达到最小（tanδ=2.98%）。这是由于压电陶瓷的介电损耗与陶瓷体的致密度有关，同时也与微观结构和显微形貌有关，晶粒排列紧密，晶界对电畴的夹持效应小，电畴转向过程中耗能少，介电损耗就会变小，反之介电损耗就会增加。

参考文献：

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基金项目：

高温压电陶瓷掺杂研究现状 篇4

关键词：高温,压电陶瓷,掺杂

0 引言

压电材料具有正、逆压电效应,可制作超声换能器、压电变压器、滤波器、微位移器、驱动器和传感器等。与单晶相比,陶瓷材料具有工艺简单、成本较低等优点,因此压电陶瓷被广泛应用于通信、探测、雷达、医疗、家电等领域[1,2]。由于在石油、冶金、地质勘探等领域的环境温度往往较高,要求压电陶瓷不仅具有高压电系数(d33)、高机电耦合系数(kp)和低损耗(tanδ),而且能耐高温,因此高温压电陶瓷材料已成为压电材料的重要发展方向[3]。

高温压电陶瓷主要分为钙钛矿型结构、钨青铜结构、铋层状结构等类型。掺杂是提高材料性能的重要手段,近年来关于高温压电陶瓷掺杂已开展系列的研究。本文从离子取代、助烧剂掺杂及多元复合等方面综述高温压电陶瓷掺杂所取得的新进展。

1 离子取代

1.1 A位取代

压电陶瓷的居里温度和压电性能与A位、B位掺杂离子的半径大小及电负性有关。对于诸如(K0.5Na0.5)Nb O3(简称KNN)、Pb Ti O3等钙钛矿型结构的高温压电陶瓷,通过引入半径小的离子对A位进行等价取代,利用其与A位离子的半径差别大,引起的晶格畸变可使极化变得更容易,从而提高材料的压电活性[4,5,6]。A位离子掺杂的研究主要包括Li+、Ag+和碱土金属离子(Mg2+、Ca2+、Sr2+及Ba2+),其中研究最多的是Li+的掺杂。例如,山东大学王矜奉教授课题组对(K0.5-xNa0.5Lix)Nb O3(KNLN)高温压电陶瓷进行掺杂改性研究,发现Li+取代K+可以明显提高样品的居里温度,x=0.066时样品的TC高达510℃,比纯(K0.5Na0.5)Nb O3陶瓷高70℃左右;x=0.064时样品的d33高达212p C/N,kp为45.7%[5]。Yuji Hiruma等人研究了(Bi0.5Na0.5)Ti O3(BNT)高温压电陶瓷A位取代对其压电性能的影响,发现添加Li+A位取代后,BNT压电陶瓷的压电性能得到提高,且d33随着添加Li量的增加而不断提高[6]。山东大学赵明磊教授等采用(Li,Ce)混合离子对A位(Na0.5Bi0.5)+进行取代,显著提高了Na Bi0.5Ti5O18基陶瓷的压电性能(d33从18p C/N增大到26.5p C/N,提高了50%左右)[7]。

另外,研究比较活跃的A位掺杂离子为Ag+。四川大学肖定全教授课题组通过A位掺杂Ag+,使KNN陶瓷的TC和压电性能均得到提高[8]。Lei等研究结果表明:当Ag+掺杂量为18%时,陶瓷性能达到最佳,d33为186p C/N,kp和TC分别为0.425℃和355℃[9]。

关于碱土金属离子A位掺杂的研究相对较少。四川师范大学赁敦敏教授在研究(Bi0.5Na0.5)1-x-yz(Bi0.5K0.5)xBaySrzTi O3高温压电陶瓷中发现,Ba2+、Sr2+部分取代A位Pb2+离子,可极大提高其压电性能,当x=0.15、y=0.02、z=0.015时,d33=203p C/N,BNT陶瓷的d33仅为73~80p C/N,接近PZT压电陶瓷[10]。Watanabe Y等研究Ba2+,Ca2+,Sr2+对NBT高温压电陶瓷A位离子取代后材料的矫顽场EC较纯的BNT显著降低,使极化相对容易。但以Ba2+取代的效果最为明显,能使BNT的压电性能有明显的提高[11]。

1.2 B位取代

通过B位取代离子,陶瓷出现准同型相界(Morphotropic Phase Boundary,简称MPB),并在MPB附近陶瓷可获得优异的压电性能。目前B位掺杂常有Ga3+、In3+、Mn4+、Zr4+、V5+、Nb5+、Ta5+、W6+等离子。四川大学肖定全教授课题组发现In3+、Ga3+替换Bi Sc O3-Pb Ti O3(BSPT)陶瓷中B位Sc3+离子后,在其准同型相界附近,d33分别到达350p C/N、475p C/N,kp分别为52%、52.3%,且掺入Ga3+可提高TC,而掺入In3+对对BSPT体系的居里温度影响则不明显[12]。北京科技大学张梅教授等研究B位掺杂Ta对K0.5Na0.5Nb O3基陶瓷(K0.5Na0.5Nb1-xTaxO3)压电性能的影响,通过添加Ta提高了KNN陶瓷的铁电、压电及介电性能。当Ta掺杂量x=0.3时,在准同型相界附近获得最大的压电系数d33=210p C/N(为掺杂前的3倍左右),kp=0.3[13]。Alp Sehirlioglu等研究发现:Bi Sc O3-Pb Ti O3(BS-PT)高温压电陶瓷中Zr取代B位的Sc后,明显提高了陶瓷的d33(从335p C/N增加到430p C/N),TC略有降低[14]。V5+、Nb5+和W6+等分别对Ca Bi4Ti4O15陶瓷进行B位取代,则可改善其烧结性能、提高陶瓷的致密度,并显著降低高温电导率和介电损耗、提高压电性能,其中以V5+掺杂效果最明显,tanδ下降幅度最大可达到11倍,电导率σ可最大降低2个数量级,d33、kp分别从7p C/N、0.05增加到12p C/N、0.09,提高了近1倍[15]。中科院上海硅酸盐研究所李国荣研究员课题组研究发现添加Mn取代Ca Bi4Ti4O15(CBT)B位Ti4+可显著降低其介质损耗tanδ和提高机械品质因数(Qm),同时压电性能也得到显著提高(d33从7p C/N提高到14.5p C/N)[16]。华中科技大学周东祥教授研究组等选用Cd、Nb、W等复合离子对Pb Ti O3进行B位取代,制取0.2PCNW-0.8PT-x Mn O2陶瓷。这种陶瓷材料在x=1.0%时,系统的kt可达0.45,TC≥480℃,是一种很有前途的,压电性能优良的高温高频压电陶瓷材料[17]。

1.3 A/B位复合取代

A/B位复合掺杂可以提高高温压电陶瓷的综合性能。Saito等人通过Li+、Ta5+、Sb5+A/B位复合取代的(K0.5N0.5)Nb O3(KNN)压电陶瓷体系,使(K0.44Na0.52Li0.04)(Nb0.84Ta0.lSb0.06)O3(LF4)陶瓷具有优异的压电性能,d33=300p C/N,比掺杂前提高近50%[18]。清华大学汪晓慧研究员等研究了Li+、Ta/Sb A/B位复合掺杂KNN基压电陶瓷,发现掺杂后陶瓷的压电性能随烧结温度升高,d33和kp先增大后减小[19]。并研究了(Bi1/2Na1/2)(In1/2Nb1/2)O3对钛酸铅进行A、B位同时取代,从而获得居里点为446℃的0.2BNIN-0.8PT陶瓷,其使用温度350℃,kp=0.11。这种材料具有较高的居里点及优异的压电性能,对在汽车工业中开发和制备高温传感器具有重要意义[20]。采用Y、Mn分别对Pb(Zr0.52Ti0.48)O3 A位Pb2+和B位Ti4+复合掺杂,其陶瓷的压电性能(d33>200p C/N,Qm=730)和居里温度TC均得到提高[17]。

2 多元复合

化合物作为第二、第三组元的形式加入克服了采用传统陶瓷工艺时难以获得致密陶瓷的缺点,同时研究还发现,随着化合物添加量的变化陶瓷中将伴有MPB的出现,并且在MPB附近陶瓷均获得了优异的压电性能,但TC略有降低,陶瓷材料的综合性能得到提高。四川大学肖定全教授小组采用y Bi Ga O3-(1-x-y)Bi Sc O3-x Pb Ti O3(BG-BS-PT)体系,当x=0.56、y=0.155时陶瓷具有较高的居里温度(494℃)和较优的压电性能(d33=180p C/N,机电耦合系数kp=0.30)[21]。同时还研究了Ca Ti O3化合物对KNN掺杂后其居里温度和压电性能的影响,结果表明,掺杂后KNN基陶瓷的TC降低,压电性能提高,其影响程度与Ca Ti O3添加的量有关[22]。西北工业大学田长生教授小组研究发现:随着Bi Yb O3含量从0.05增加至0.2,x Bi Yb O3-(1-x)Pb Ti O3(BY-PT)陶瓷的d33从28p C/N降低至12p C/N,TC则先增加至494℃然后降低[23]。武汉理工大学刘韩星教授课题组采用Bi(Al0.5Fe0.5)O3对x Bi(Al0.5Fe0.5)O3-(1-x)Pb Ti O3(BAF-PT,x=0.05~0.5)掺杂改性,发现BAF-PT,陶瓷的压电性能得到改善和提高(d33=50~60 p C/N,kp=478℃),其居里点温度较高(TC=480℃)[24]。山东大学王矜奉教授课题组对(1-y)[(Na0.80K0.16Li0.04)0.5Bi0.5]Ti O3-y Ba(Zr0.055Ti0.945)O3体系无铅压电陶瓷的压电性能进行研究,当y=0.06时,可获得压电系数高达185p C/N的0.94[(Na0.80K0.16Li0.04)0.5Bi0.5]Ti O3-0.06 Ba(Zr0.055Ti0.945)O3压电陶瓷[25]。中国地质大学(武汉)黄焱球教授课题组研究了添加Na Ta O3对K0.5Na0.5Nb O3-Bi0.5Na0.5Ti O3-Li Sb O3无铅压电陶瓷结构和性能的影响,结果表明,Na Ta O3可以改善其晶体结构,使其相分布更均匀,使正交-四方转变温度(TO-T)转移到室温下,KNN系压电陶瓷的铁电、压电性能也得到提高(x=0.06时,d33=249p C/N,kp=0.442,tanδ=0.023)[26]。

3 助烧剂掺杂

为了降低高温压电陶瓷的烧结温度、改善其烧结特性和压电性能,在高温压电陶瓷中添加助烧剂是常用且有效的措施之一。聊城大学徐志军教授课题组采用La2O3、Dy2O3、Nd2O3稀土氧化物对(Bi0.5Na0.5)0.94Ba0.06Ti O3压电陶瓷的掺杂后均提高了陶瓷的压电性能(d33=170 p C/N左右,kp=0.30左右)、介电性能(Qm=118左右,tanδ=0.055左右,)铁电性能(Pr增加,EC减小),但居里温度TC略有下降[27,28,29]。Cu O作为助烧剂,在不降低其压电性能同时可提高KNN陶瓷的烧结特性、致密度和Qm[30]。景德镇陶瓷学院江向平教授等人研究Mn O对0.97K0.5Na0.5Nb O3-0.03(Bi0.5K0.5)Ti O3高温压电陶瓷掺杂,可大幅度提高陶瓷的压电(d33从180p C/N增加到252 p C/N,kp=49%)、介电性能(εr=1432,tanδ=2.2%)[31]。四川师范大学高道江教授等研究发现,Ce O2掺杂可提高KNN陶瓷的压电、介电性能以及致密度,但Tc减小,当Ce O2%=0.75 mol%,d33=130 p C/N,εr=820,kp=0.38,tanδ=3%[32]。

4 结语

掺杂研究 篇5

锌掺杂纳米TiO2光催化剂制备条件研究

采用sol-gel法制备Zn2+掺杂纳米TiO2光催化剂,以气态甲苯为模型污染物, 考察了掺杂前驱体、掺杂浓度、焙烧温度及焙烧时间等制备条件对Zn2+-TiO2光催化性能的影响,并通过XRD对其结构进行了表征.结果表明:Zn2+掺杂显著提高了TiO2光催化活性;Zn2+-TiO2的最佳制备条件为硝酸锌为掺杂前驱体,r(Zn:Ti)为0.01,焙烧温度500 ℃、焙烧时间3.5 h.

作 者：曹振娟 董帆 赵伟荣 吴忠标 CAO Zhen-juan DONG Fan ZHAO Wei-rong WU Zhong-biao 作者单位：浙江大学,环境工程系,浙江,杭州,310027刊 名：电子元件与材料 ISTIC PKU英文刊名：ELECTRONIC COMPONENTS AND MATERIALS年，卷(期)：200726(8)分类号：O643关键词：无机非金属材料 纳米二氧化钛 锌掺杂 光催化性能 sol-gel

掺杂研究 篇6



关键词：聚酰亚胺；氧化铝；热老化寿命；热降解动力学

中图分类号： O63122 文献标识码：A

随着聚酰亚胺（PI）材料在电子设备、航空航天、化工等方面的广泛应用，越来越多的学者开始对其性能展开深入的探究，由于无机Al2O3纳米粒子的高导热、高强度等性能可以弥补有机材料性能上的不足，近年来广大学者不断地尝试利用无机Al2O3纳米粒子掺杂技术，通过有机相与无机相的键合作用来提高聚酰亚胺的力学、电学、热学等性能.纳米粒子实现性能提高的关键在于纳米粒子在聚酰亚胺基体中良好的分散性.

目前，国内外关于聚合物热降解动力学的研究方法很多， 但是总体来说还是根据G X. Guar等人 [1]提出的动力学三因子比较求解法来进行计算，首先用半衰期法求出反应级数n，再利用Kissinger法[2]和CoatsRedfern法[3]求出活化能E和碰撞因子A，然后将热分析法获得的实验数据带入到积分方程中进行计算.

本文通过对无机纳米粒子杂化的聚酰亚胺薄膜材料进行热重分析，利用热降解理论、动力学补偿效应等[4]，对聚酰亚胺薄膜热老化寿命进行估算，并对CoatsRedfern法和Kissinger法计算结果进行对比，在二者中选取适当的计算方法估算热老化寿命.

由表4可以看出，随着氧化铝的加入，PI杂化薄膜在热降解过程中随着温度的升高，部分温度被氧化铝吸收并传到试样皿和周围环境中，阻止了由于温度过高而产生的聚酰亚胺自身分解现象这说明当有机相与无机相之间达到完善的结合时，高分子复合材料的耐热性也会随之大幅度提高.但从图表中可以发现，热老化寿命温度并非随着氧化铝的增加而提高，而是出现温度降低的现象这是因为伴随着氧化铝含量的增加，出现了纳米粒子间的团聚现象，使得纳米粒子在基体中的分散性降低，导致PI杂化薄膜的整体性能不一致，出现局部先发生热降解及燃烧，而影响到整体的性能.

由表4还可以看出，氮气气氛中和空气气氛中热老化寿命呈现出不规律的交错现象这是因为高分子聚合物大多数降解属于热氧化降解（即解聚、无规断裂、基团脱除等），而空气中的氧气分子会夺取芳环上的氢分子形成水，产生的游离基可以与另一个氧分子的攻击结合形成过氧化游离基，两个苯游离基复合形成稳定的联苯型交联分子结构，热氧化交联现象的出现再次提高了聚酰亚胺的热稳定性.而在氮气气氛下，高分子聚合物则只是单纯的解聚和无规断裂两种降解反应.

3 结 论

众所周知，纯PI膜的耐热等级为H级，即长期使用温度为180 ℃根据表4的预测值，PI/ Al2O3杂化薄膜的长期使用上限温度在300 ℃左右，可以看出掺杂Al2O3提高了PI膜的上限温度相关文献报到，Kapton 100 CR长期使用温度为400 ℃，与本文预测值基本相符，这表明CoatsRedfern方法是预测材料长期使用上限温度的可靠方法之一.本研究为新材料在长期使用过程中热老化研究方面奠定了基础.

参考文献

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氧化锌掺杂改性研究进展 篇7

ZnO的结构相对来说是开放的, 全部的八面体间隙和半数的四面体间隙是空的, 因此, 将杂质掺到ZnO格点中较为容易。为了改善氧化锌某些特性或者使其具有新的特性、新的功能, 目前研究得最多的方法是掺杂电负性和半径与本体不同的元素, 使其形成位错、取代、填隙等缺陷从而得到不同的特性。目前被研究的掺杂元素达60多种, 本文综述元素掺杂对氧化锌各种特性的影响, 介绍掺杂元素、掺杂方法以及掺杂后的氧化锌在光、电、磁、气敏性以及变阻性等方面表现出的新特性。

1 掺杂对光学性能的影响

1.1 光催化特性

半导体光催化剂能够利用氧化还原反应分解有机污染物, 因而被广泛应用于污水处理、杀菌以及空气净化等方面。ZnO半导体材料的初始活性率大、高表面反应活性点多、价格低廉以及无污染, 是一种很重要的光催化剂。但半导体光催化剂也存在明显的缺点, 例如光生电子和空穴对的复合速度快、在水溶液中发生的光催化反应的光量子产量低、光催化活性受可见光的影响大等。早前研究者发现比表面积和晶格缺陷是决定金属氧化物半导体电催化活性的主要因素, 后来也有研究者发现掺杂能改变比表面积和带隙能、产生晶格缺陷和杂质能级, 提高光量子效率和氧化还原能力, 从而提高电催化活性[3], 因此掺杂是简单有效的提高氧化锌半导体电催化活性的方法。目前, 已研究了多种元素掺杂后的氧化锌半导体, 它们都表现出各种良好的电催化活性 (见表1) 。

1.2 发光特性

纳米氧化锌发光性能主要受微观结构、内部缺陷、结晶度及产物形貌等因素影响。一般认为其发光原理主要是近导带 (3.3eV) 边的一个较强的紫外发光和缺陷发光[15]。通过掺杂过渡金属元素可以有效改变氧化锌的发光性能。朋兴平等[16]采用磁控溅射工艺制备了不同Cu掺杂量的ZnO薄膜, 所有样品的PL谱中均观察到435nm左右的蓝光发光带, 其发光特性与Cu掺杂量有关, 当溅射功率为150 W, Cu掺杂量为2.5%时, ZnO薄膜的PL谱中出现了较强的蓝光双峰, 而溅射功率为100W, Cu掺杂量为1.5%时, 出现了位于437nm (2.84eV) 处较强的蓝光峰。陈建华等[17]的研究表明随着氧化锌的Ni掺杂量增加, 紫外吸收边红移, 能带宽度逐渐降低, 紫外光区的吸收减弱而可见光区的吸收增强, PL光谱发射峰强度减弱、宽化, 并出现一些新的发射峰。刘凯鹏等[18]研究了Ag掺杂对ZnO薄膜发光性质的影响, 结果表明低浓度的Ag掺杂可以进一步提高ZnO的紫外发光性能, 掺杂3% (原子分数) 浓度的Ag可以使ZnO的紫外/可见发光强度比达到700, 但过高浓度的掺杂反而会降低紫外发光强度。孙晓绮等[19]通过低温化学方法制备了Eu掺杂ZnO纳米棒阵列结构, 室温荧光光谱测试结果表明:ZnO∶Eu纳米棒阵列可实现从紫外光到蓝-绿光的宽谱带发射, 其中发光中心位于约380nm的紫外光源于ZnO的带边发射, 位于450~570nm的蓝-绿光源于ZnO的本征缺陷发光, 而位于约615nm的红光发光则源于Eu离子核外电子4f壳层结构。Jia等[20]用简单的湿化学法制备了Y和Tb掺杂氧化锌并研究了产品的发光特性, 室温下在激发波长为340nm和368nm时测试了样品的光致发光谱, 见图1 ( (a) ZnO, (b) 4%Y-ZnO (原子分数) , (c) 和 (d) 2%Tb-ZnO (原子分数) ) [20]。从图1 (a) 可以看出, 纯氧化锌的强光发射中心为387nm左右, 图1 (b) 和 (c) 中钇和铽掺杂ZnO的光致发光中心红移至398nm, 经分析认为掺杂后PL谱红移的原因是Y和Tb的加入引起了缺陷和浅能级的形成。

Tsuji等[21]采用溅射化学气相沉积法制备了Sm掺杂氧化锌薄膜, 研究了光致发光谱, 在激发能高于ZnO的带隙能时观察到从Sm离子的4f轨道内转换的尖锐发射线。发光强度与Sm的浓度有关 (见图2[21]) , 由图2可知价带边缘PL谱强度随钐浓度的增大而减小, Sm3+的PL谱强度在钐的浓度为0.4%时最大。研究还发现当钐浓度超过0.4%时, 其光致发光的时间明显缩短。

1.3 透光特性

可见光透过率是光学性质一个重要方面, 作为光电器件的窗口材料, 一般要求导电薄膜的可见光透过率至少达到80%以上[2]。前人研究了各种掺杂元素对氧化锌透光特性的影响。

Cao等[22]用脉冲激光沉淀法制备的F掺杂氧化锌薄膜, 在整个可见光区域内的平均透光率达到了90%以上。Pan等[23,24,25,26,27]发现铝锡、铝镍、钠氮、锂钠和氟锡双元素共掺杂的氧化锌薄膜可有效提高可见光的透过率, 其都达到90%以上。

2 掺杂对电学性能的影响

透明导电氧化物薄膜 (TCO) 一般指电阻率小于10-3Ω·cm, 透过率大于80%的材料, 其应用范围广。ITO是典型的透明导电材料, 但由于其价格贵且电性能不稳定, 研究者们发现掺杂氧化锌具有更稳定的电学性质, 且能得到符合要求的电阻率[28]。

吴木营等[28]通过固相反应、常压烧结法制备了镓掺杂ZnO导电陶瓷, 研究发现预烧温度700℃, 烧结温度1300℃时的产品电阻率最低。在此条件下进一步研究了掺杂浓度对电阻率的影响 (见图3[28]) , 可以看出镓掺杂浓度为2%的导电陶瓷达到了0.84×10-4Ω·cm的低电阻率。

郝晓涛[29]采用射频磁控溅射技术制备的AZO透明导电膜的晶化程度随着淀积时间的延长而提高, 同时导致薄膜电阻率降低, 载流子浓度增加。淀积时间为30min的薄膜的电阻率为2.55×10-3Ω·cm。Thambidurai等[30]用溶胶-凝胶法制备了不同In掺杂量的氧化锌薄膜, 实验研究表明6.74%铟掺杂的氧化锌的电阻率最低 (1.95×10-3Ω·cm) , 流动性最高 (2.19cm2·V-1·s-1) 。Cao等[22]用脉冲激光沉淀法制备的高透明和高导电性的F掺杂氧化锌 (FZO) 薄膜, 在适宜的条件下电阻率为4.83×10-3Ω·cm。Sridhar等[31]用喷雾热解技术制备了不同Ti掺杂氧化锌导电薄膜, 随着掺杂量的增加, 粒径明显减小, 用蒸发金欧姆表 (Evaporating gold ohmic) 测试样品顶部表面边沿的电阻得到了样品的V-I线性曲线 (见图4[31]) , 用斜率计算出各样品的电阻率随着Ti浓度的增加降低了1个数量级, 达到9×104Ω·cm, 但当掺杂量大于9%后电阻率开始增大。Geng等[32]用原子层沉积法在220℃下制备了Hf掺杂氧化锌 (HZO) 膜, 当铪的浓度为4.6% (原子分数) 时, 电阻率低至1.6×10-3Ω·cm。

3 掺杂对磁学特性的影响

纳米氧化锌自身不具备磁性, 很多研究报道了向氧化锌掺杂其它能产生磁性的元素, 使其具备室温磁性。

袁明霞等[33]和Bououdina等[34]分别用水热法和溶胶-凝胶法制备的Mn掺杂ZnO纳米晶体都具有室温铁磁性, 总磁通量随着锰含量的增加而增大。当锰的含量大于2%时, 长程铁磁有序不会改变但是会提高顺磁性, 顺磁磁化率随着锰含量的增加而线性增大, 由此推断可能形成了非耦合磁矩, 每个Mn原子的磁矩估计为2μB~3.5μB。刘振华等[35]以ZnO、Sm2O3粉体为原料, 采用常压固相烧结法制备了Zn1-xSmxO陶瓷, 用振动样品磁强计 (VSM) 测量陶瓷样品磁化强度与磁场强度之间的关系, 表明Sm掺杂后ZnO在室温下呈现顺磁行为。Huang等[36]采用射频磁控溅射法制备了具有室温铁磁性的K掺杂氧化锌膜, 并结合第一性原理计算结果研究了掺杂材料的磁性能。当钾的掺杂量为8%时其饱和磁化强度最大, 为8emu/cm3, 退火处理可使铁磁性稳定, 磁特性来源于未成对的2p电子之间的强烈的p-p相互作用。Ylmaz等[37]用喷雾热解法制备了B掺杂氧化锌微米棒, 比较了在600℃退火8h制备的纯氧化锌和B掺杂氧化锌与退火24h制备的B掺杂氧化锌的铁磁性 (见图5 (M-H曲线, 插图为未掺杂氧化锌的磁滞回线) [37]) 。从图5可以看出未掺杂氧化锌不具备室温铁磁性, B掺杂后的氧化锌有明显的磁滞现象, 具有室温铁磁性。退火8h和24h的样品的饱和磁化强度 (Ms) 值分别为0.89emu/cm3和0.45emu/cm3, 说明退火时间的长短会影响样品的铁磁性, 可能是因为退火时间增加使载流子浓度降低和本征缺陷浓度增大, 从而导致Ms值减小。Barick等[38]和Babu等[39]分别用不同方法制备的Co和Cu掺杂氧化锌都具有室温铁磁性。

4 掺杂对气敏特性的影响

半导体材料对监测环境中有毒、有害、可燃性气体及有机挥发性液体有重要作用, 如H2S、SO2、CO、H2、氨气、天然气、汽油、乙醇、甲醛等[40]。而纯氧化锌制备的气体传感器存在不稳定、灵敏度不高等缺点, 因此常掺入一些其它元素。掺杂不同元素的氧化锌传感器表现出的气敏特性列于表2。

5 掺杂对变阻特性的影响

目前市场上主流的Flash存储器件存在擦写速度与可靠性的矛盾以及栅介质漏电等问题, 因此基于二元过渡金属氧化物的非挥发性阻变存储器引起人们的关注[50]。掺杂ZnO是典型的二元过渡金属氧化物, 且掺杂的ZnO制备简单, 具有低设置和重置电压以及可调电子等特性, 引起了研究者们极大的兴趣[51]。

董清臣等[50]对具有Au/ZnO/FTO和Au/ZnO∶Cu/FTO三明治结构的器件进行了阻变特性测试。结果显示:两种器件在室温电场作用下均显示出双极可逆变阻特性;Cu掺杂使ZnO薄膜的开关比大幅增加, V-I曲线拟合结果显示这是由Schottky结界面机制产生的高低阻态引起的。Xu等[51]在Pt/Ti/SiO2/Si基底上沉积得到了Cr掺杂氧化锌薄膜, 铬掺杂量从1%增加到5%, 其高阻与低阻的比值从17提高到7×103。掺杂铬的阻性开关记忆装置具有稳定的阻性开关性能和好的记忆特性, 另外多晶的铬掺杂氧化锌薄膜还具有双极电阻切换行为。Xu等[52]用溶胶-凝胶法制备了V掺杂氧化锌多晶薄膜, 其表现出双极和单极电阻开关的共存模式, 且这两种模式能可逆转换, 在85℃时, 保留时间可达104 s, 均匀性高, 耐久性好。Tang等[53]用化学溶液沉积法制备的La掺杂氧化锌多晶薄膜, 表现出可逆、可控和非常稳定的单极电阻开关 (RS) 的行为。

除了光、电、磁、气敏和变阻特性外, 还有文献报道了掺杂氧化锌的其他特殊性质。丁艳等[54]发现了Cu、Ag、Cd掺杂氧化锌对大肠杆菌、金黄色葡萄球菌和白色念珠菌的抗菌性能, 其可能是由于掺杂金属离子置换Zn2+生成了晶格缺陷和电荷缺陷, 阻止了光生电子和光生空穴对的复合, 从而增强了光催化活性和抗菌活性。Dakhel等[55]在空气气氛中氧化制备了绝缘的Pr掺杂的氧化锌薄膜, 其应用于肖特基势垒二极管具有很好的整流特性。

6 结语

通过化学方法或物理方法使氧化锌结合其他金属或非金属元素原子, 提高了氧化锌的半导体特性, 扩大了氧化锌潜在应用领域, 但笔者认为某一方面特性的提高和应用还需要更艰巨的工作, 主要有:

(1) 掺杂原子的选择定则研究文献报道不同元素掺杂能提高氧化锌的某些性能, 但都是通过实验验证, 目前还缺乏针对具体性能的掺杂原子选择标准。

(2) 加强掺杂氧化锌材料的应用研究掺杂氧化锌一般以粉体、薄膜的形式存在, 应用过程中多数以器件的形式应用, 不同的器件制备工艺会产生不同的应用效果。

稀土元素掺杂氧化锌研究 篇8

Zn O是Ⅱ—Ⅵ族宽带隙半导体氧化物, 在自然条件下最稳定的存在结构为六角锌矿结构, 目前, Zn O已经成为继Zn Se和Ga N之后最受关注的短波长半导体材料。Zn O室温条件禁带宽度约为3.37e V, 激子束缚能高达60me V, 而且由于氧化锌物理化学性质相对稳定, 具有优异的光电、压电、气敏等方面的综合特性, 因而在很多应用领域具有广阔的发展空间, 例如紫外探测器、发光二极管、表面声波器材、传感器、太阳能电池等。

目前, Zn O研究仍然是光电子器件材料领域的重点方向之一, Zn O原料容易得到、且价格不贵、又没有毒性, 制备方法简单多样, 而且其性能稳定, 所以成为目前研究的热点之一, 尤其关于它发光性能的研究更是倍受重视, 因此氧化锌也被誉为“第三代半导体材料”。

1 选用稀土元素作为Zn O掺杂剂的依据

掺杂通过使Zn O能带结构和载流子浓度发生变化, 实现掺杂后Zn O具有区别于本征Zn O的新特性。在众多掺杂元素研究中稀土掺杂是掺杂体系研究中的重点方向, 这与稀土元素自身的原子结构密不可分。稀土元素原子具有特殊的4f层电子结构, 原子磁矩相对较大、自旋耦合较强, 由于其4f组态未配对电子的自旋运动和轨道运动的相互作用, 导致大量的磁性信息的产生, 而电子在f-f组态内或在f-d之间的能级对跃迁, 将产生大量的吸收和荧光信息。由于具备这些特有的磁信息和光信息, 使得稀土元素具有区别于一般元素的磁、电、光等特性, 这些性质成为合成具有特定功能的新型材料的重要保障。

2 稀土掺杂Zn O研究方法

目前, 关于运用稀土元素掺杂氧化锌的制备方法的研究还不多, 主要有以下几种:物理气相沉积法 (包括射频磁控溅射法、直流磁控溅射法、离子辅助沉积法及离子镀等) 、化学气相沉积法、脉冲激光沉积法、分子束外延法、溶胶凝胶法和溶剂热法等。

沉淀法是在含有离子的可溶性盐溶液中加入沉淀剂, 诱发水解反应形成不溶性的氢氧化物、水合氧化物或盐类析出物, 通过水洗或其他溶剂清洗去除溶剂或溶液中原有的阴离子, 在通过热水解或脱水处理, 最终得到Zn O纳米颗粒材料.沉淀法工艺简单, 成本低, 反应时间短, 反应温度低。吴莉莉, 吴佑实等—共沉淀法制备了稀土镧 (La) 、铈 (Ce) 掺杂的Zn O半导体纳米晶实验。辛显双, 周百斌等用该法制备了掺铕 (Eu) 纳米Zn O。范学运, 王艳香等用沉淀法制备了稀土镧 (La) 和钇 (Y) 掺杂Zn O纳米粉。虽然沉淀法受到研究者的喜爱, 但这种方法仍有许多不足之处, 比如它的产物纯度偏低, 而且颗粒粒径偏大, 沉淀物常常是胶状物, 因而清洗、过滤非常困难, 导致产物易发生团聚。

溶剂热法通常在密闭的不锈钢反应釜中进行, 常见采用水溶液作为反应体系, 在高温环境下, 在反应体系中产生高压环境, 这是无机合成与材料制备的一种有效方法。溶剂热法较一般湿化学法制备的样品纯度相对较高、分散性好, 而且不需要进行高温煅烧处理, 避免了粉体硬团聚的产生。郎集会、李雪等研究了稀土元素Ce掺杂Zn O纳米棒的水热法制备实验。

尹贻彬, 邵鑫等研究了镧掺杂Zn O纳米颗粒的水热法制备。虽然水热法操作简单, 但水热法所得产物的发光强度较弱, 所以还有待改进。

溶胶-凝胶法的主要原理如下:将金属醇盐或无机盐类水解得到均相溶胶, 而后通过加入溶剂、催化剂、螯合剂等形成水溶胶, 在通过加热或其他条件下转为均匀凝胶, 最后进行干燥、热处理, 得到纳米粉体产物。赵桂英, 潘丽珍等研究了稀土铕 (Eu) 掺杂的Zn O薄膜。用二水乙酸锌和硝酸铕作前驱物, 选用乙二醇甲醚、无水乙醇作为溶剂, 单乙醇胺用作稳定剂, 最终成果得到Eu掺杂的Zn O薄膜, 并对产物的基本性质进行了研究。溶胶-凝胶法的优点是过程容易控制, 可以精确控制掺杂量, 无需高温条件即可得到纯度较高、粒径分布均匀的单、多组分混合物。但溶胶-凝胶法还存在不足之处, 如反应时间较长, 煅烧过程容易使产物发生团聚和断裂。

通过上面介绍的, 全部关于制备氧化锌的例子我们可以发现每一种方法都有它的优点和缺点, 比如沉淀法就比较适合在普通实验室进行, 是一种适合初学研究者的方法, 而如果实验需要高纯度和高精确性时, 就可以用到溶胶-凝胶法。研究者可以通过自己的需要以及实验的条件来合适的选择实验方法, 从而达到事半功倍的效果。

3 结语

稀土元素掺杂Zn O材料由于潜在的应用性能而广受关注, 随着研究的展开, 目前此方面的制备技术正在不断发展和完善, 已经通过众多的物理和化学方法制备出各种各样的Zn O材料。但还有诸多制备问题有待解决, 如Zn O纳米颗粒中激活剂的分布、分凝问题, 越过界面时能量传递机制的改变, 声-电子的相互作用与体材料的不同等。因而, 通过发展改进, 采用多种制备技术复合的手段, 辅助高分辨率的光谱研究, 探索和建立稀土元素掺杂Zn O稀磁材料的理论和实验制备体系研究, 得到颗粒小且分布均匀、晶度高、物理化学稳定性好、光学性质优异的Zn O材料仍是今后努力的方向。

摘要：概述了近几年稀土元素掺杂氧化锌制备的研究进展, 着重介绍了稀土掺杂氧化锌纳米材料和氧化锌薄膜的制备方法, 并对其未来发展趋势及应用前景进行了展望。

关键词：稀土元素,氧化锌,掺杂,制备方法

参考文献

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银离子掺杂DNA的拉曼光谱研究 篇9

1 实验方法和仪器

将1.6mg/ml的小牛胸腺DNA与20mM的Ag+溶液混合反应15分钟后, 置入显微镜下进行拉曼光谱测量。

拉曼光谱测定采用英国Renishaw公司生产的2000型共聚焦显微拉曼光谱仪上进行, 仪器的分辨率为2cm-1, 波长为782nm、功率为25mw的半导体激光器为激发光源。

2 结果和讨论

小牛胸腺DNA (a) 和Ag+-DNA (b) 的拉曼谱线如图1所示。可见, 加入银离子后指定为碱基鸟嘌呤和腺嘌呤的伸缩振动峰1576, 1487, 1375, 和727cm-1向低波数移动了4-10cm-1, 并且指定为碱基之间氢键的拉曼谱峰1665cm-1明显变宽。说明银离子打破了A和T与G和C之间的共价氢键并与其发生螯合, 银离子可能结合在AT和GC碱基对之间, 也有可能与DNA的每个单链共价化合, 导致DNA双链解旋。DNA骨架中PO2-的对称伸缩振动峰1091和788cm-1分别移到了1085和781cm-1, 说明DNA的单链或双链已经受到了影响, 双螺旋结构由有序变为无序。标识液态DNA呈现出B构象的拉曼谱峰830cm-1位置基本不变, 但强度却明显降低, 说明DNA的构象已经改变。另外胸腺嘧啶的振动谱线1249cm-1和糖环中C-O伸缩振动谱峰1047cm-1保持不变。综上所述, 银离子的加入, 使DNA的结构发生转变, 这一转变主要表现在碱基堆积、氢键、和构象上, 使DNA变得无序。

3 结束语

拉曼光谱表明:加入后银离子后鸟嘌呤以及腺嘌呤的伸缩振动峰1576, 1487, 1375, 和727cm-1向低波数移动了4-1 0 cm-1, 碱基之间的氢键拉曼谱峰1665cm-1明显变宽, DNA中ν, 对称伸缩;deo, 脱氧核糖;的PO2-对称伸缩振动峰1091和hyd bond, 碱基之间氢键788cm-1分别移动到1085和781cm-1, B构象830cm-1谱峰强度降低。这说明银离子和DNA的碱基之间的氢键产生了相互作用, 打破了A和T与G和C的共价氢键并与其发生螯合, 银离子可能结合在AT和GC碱基对之间, 也有可能与DNA的每个单链共价化合, 导致DNA双链解旋, 同时DNA的构象也发生了改变。实验结果对银离子和DNA相互作用机制的研究提供了一定的参考。

参考文献

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纳米掺杂SnO2的计算研究 篇10

现代计算机技术己经在理论和实验之间建立了很好的桥梁。利用计算机模拟可对实验结果进行定量的分析,从而对实验中的物理过程加以理解。SnO2作为禁带宽度达3.6 eV的半导体材料,其导电率主要由载流子浓度和迁移率两部分决定。通过掺杂使掺杂元素进入金红石型SnO2的晶格中,形成P型或N型半导体,为SnO2提供导电载流子;同时产生大量氧空位导电载流子,使得SnO2粉体的导电性明显提高,从而减小AgSnO2电触头材料的接触电阻。本文通过Castep软件包,采用第一性原理的计算方法[1~4],从理论上计算了不同掺杂比例下SnO2材料的电子结构和导电性质,分析其电子态密度分布与电子结构的关系,以揭示掺杂比例和掺杂元素对体系导电性的影响,为制备性能优良的AgSnO2材料提供理论依据。

2 理论模型和计算方法

理想的SnO2是四方相金红石结构,属于136P42/MNM空间群,对称性D4H-14,晶格常数a=b=0.473 7 nm,c=0.318 6 nm,α=β=γ=90°。其中作近似六方最紧密堆积填充其半数的八面体空隙,Sn占据晶胞的顶角和中心,阴阳离子配位数为6∶3。其单晶胞结构如图1所示,超晶胞2×2×2结构如图2所示。

计算由Castap软件完成。Castap[1]软件是一个基于密度泛函方法的从头算量子力学程序,利用总能量平面波赝势方法,将离子势用赝势替代,电子波函数通过平面波基组展开,电子-电子相互作用的交换相关势由局域密度近似(LDA)或广义体度近似(GGA)进行校正,它是目前较为准确的电子结构计算的理论方法。

首先利用GGA对计算模型进行结构优化,使结构能量达到最低,然后在此基础上利用LDA对模型进行单点能计算,与此同时计算能带结构、总体态密度、分波态密度以及差分电荷密度,并根据计算结果分析不同掺杂比例和不同掺杂元素对SnO2导电性改善的情况。

3 计算结果与讨论

3.1 SnO2体相计算结果与讨论

计算理想SnO2晶体的电子结构。选择SnO2超晶胞结构进行计算包括能带结构和总体态密度,计算结果见图3、4。

从图中可以看出,SnO2的价带基本上分为两个区域,即-8.0~-4.0 eV的下价带区和-4.0~0 eV的上价带区。显然SnO2上价带区主要由O2P4态形成,而下价带区主要由Sn5S2+O2P4态共同贡献。对于O2S2态贡献的在-20.0~-15.0 eV处的价带部分,由于与其它两个价带之间的相互作用较弱,将不作讨论。对于导带部分,其主要来源于Sn5S2态的贡献,且电子具有明显的从Sn5S2态到O2P4态的跃迁过程,引起氧位置处的局域态密度的引力中心向低能级方向移动,表明理想的SnO2是一个离子性较强而共价键较弱的混合键金属氧化物半导体材料。

3.2 Co掺杂SnO2体系计算结果与讨论

3.2.1 掺杂后SnO2的晶体结构

对3种不同掺杂情况进行结构优化,优化后的晶胞参数见表1。

从优化后的数据可以看出,Sn1_xCoxOcx晶胞参数的理论计算结果与已有试验数据基本相符,优化后的晶体结构可以用于进一步计算,优化结果有效。Co掺杂后,在较低的掺杂比率下,SnO2晶胞的体积略有膨胀,且膨胀随着Co含量的增加而减少,但超过5%后,优化后的体积小于优化前的体积。实际上,Co2+离子的半径(0.065 nm)较Sn4+离子半径(0.071 nm)要小,离子半径小的Co2+取代离子半径大的Sn4+,而且,Co_O键(约0.199 6 nm)也小于Sn_O键(约0.208 1 nm),按量子化学理论应该是随着Co含量的增加晶胞体积减少。对于这种反常现象,本研究认为,在掺入少量的Co2+后没有形成CoO,引起了晶格畸变,在结晶过程中产生了残余应力,造成Co2+离子多余的正电荷之间的相互排斥作用增加、系统能量升高而引起体积增大。当掺杂到一定数量后,Co2+离子不断向Co3+离子转化,逐渐形成新的化合物Co2O3,且Co3+离子半径(0.063nm)小于Co2+(0.065 nm)离子半径,减少了结晶过程中的残余应力,消除了Co2+离子多余正电荷相互排斥的作用,所以掺杂后的晶胞体积有所下降。这种情况在Sn掺杂In2O3宽禁带半导体材料及Ga掺杂ZnO宽禁带材料中也已被发现。

与此同时,在相同的计算条件下,以优化后的模型为基础,分别计算了4种情况下的单点能。由表1数据可以看出,随着掺杂浓度的增加总体能量在降低,晶体的稳定性不断增强。当浓度超过一定值(5%)后总能量增加,SnO2晶体稳定性下降。但是晶体结构仍然保持四方相金红石结构不变。

3.2.2 掺杂后SnO2的电子结构

图5为3种Co掺杂情况下的能带图。表2为SnO2带隙参数。由图5可以看出,3种掺杂情况的能带结构非常相似,能带都发生了简并化,在价带顶引入了宽约0.17的能带。与没有掺杂的能带图1相比,能带向低能方向移动,光学带隙展宽。

由表2可知,掺杂后的直接禁带宽度有所增加,但增大幅度较小。Co掺杂导致SnO2吸收带红移,使禁带宽度变宽;但由于出现了中间能级,实际电子跃迁的禁带宽度反而降低。掺杂比率为5%的实际禁带宽度仅为0.630 eV。因此,载流子由价带顶激发到中间能级所需能量减小,有利于载流子的迁移,即导电能力加强。同样,由中间能级到导带底宽度以5%最小。综上所述,Co掺杂比率为5%的SnO2具有最优导电性的能带结构。

根据半导体导电理论[4,5],经过Co掺杂后的SnO2成为典型的P型半导体,由Co3d贡献的中间能级成为受主能级,价带电子被激发到中间能级,在中间能级处电子继而被激发到导带而形成空穴导电。因为受主能级很靠近价带,被称之为浅能级杂质,这种类氢杂质能级的束缚能很小,对于产生电子和空穴特别有效,它们是在SnO2材料中决定导电性的主要杂质,所以电子由价带激发到受主能级比直接激发到导带容易得多,尽管经掺杂后直接禁带宽度有所增加,但是从价带到中间能级以及由中间能级到导带宽度都明显小于未掺杂情况下的直接禁带宽度,因此导电性得到改善,并且由于满带中有些电子激发到受主能级而产生许多空穴,而半导体导电主要依靠空穴。

图6为纯SnO2和3种掺杂比例的差分电荷密度分布图。

由图6可见,在未掺杂和掺杂情况下,其原子间的成键性质差异很大,原子间的相互作用存在不同,体系中的电荷发生重新分配。对未掺杂的SnO2而言,Sn和O之间形成包含离子键成分的共价键,原子周围的电子云显示具有方向性的共价键特征。而对掺杂体系而言,电荷分布发生了很大的变化,图6反映了掺杂原子与其临近原子之间存在相互作用的电荷分布特征,掺杂体系电子共有化程度提高,金属性增强。当Co原子置换Sn原子后,Co原子与周围原子间的相互作用加强,Co原子与其临近原子间存在强电荷密度重叠区,且电荷向低能方向转移。从图6中不同掺杂比率的差分电荷分布的对比可以看出,掺杂比率为5%时,其Co原子与其临近原子间的强电荷重叠更强一些,电荷转移特征明显,电子云向Co原子方向偏聚,键合能力增强。

对制得的纳米掺杂SnO2粉末的电导率进行测试,结果表明,纳米掺杂的SnO2与未掺杂的SnO2相比,其导电性明显提高,电导率提高了3个数量级,说明溶胶-凝胶法制备纳米掺杂的SnO2,掺杂元素进入晶格,为SnO2提供中间能级,降低了电子跃迁所需能量,并且掺杂元素与SnO2形成了固溶体。

4 结论

(1)利用Castep软件对宽禁带半导体SnO2进行计算,采用局域密度近似(LDA)对优化后的结构进行能量计算,得到纯SnO2能带结构和电子态密度。

(2)纯SnO2是一种包含离子键的共价键直接禁带半导体,通过掺杂能够在一定程度上改变成键性质,使其具有金属键性质,提高了SnO2的导电性。

(3)3种Co掺杂比率(4.17%、5%、8.34%)都能在一定程度上提高SnO2的导电性。其中,掺杂比率为5%的价带到中间能级宽度最小,掺杂原子与其邻近原子的电荷重叠区更明显,系统电子共有化程度最高,因此Co掺杂比率为5%的SnO2的导电性最好

参考文献

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纯洁的友情里为何掺杂了一丝嫉妒 篇11

少女叶紫来信向我诉说了她在和异性交往过程中的困惑与烦恼。

我是一名初三学生。所有人对我的第一印象都是文静内向，其实，熟悉了之后，大家都觉得我是个特别开朗爽直的女孩。也许就是因为我外冷内热的性格，从小到大，我的同性朋友不少，可异性朋友只有一两个。

刚上初一的时候，我几乎不跟班里的男生来往，连说话都很少。我就像一株不起眼的无名野草，默默地生长在班级的角落里。

初二时，老师给我安排了新同桌杰，他成为我上初中以来交的第一个异性朋友。杰的个子不高，皮肤有点黑，小眼睛，长相不算帅，不过他人很机灵，说话也逗，我们相处得不错。杰在班里人缘很好，无论男生女生，大家都挺喜欢他。而且，那个时候，大家也都脱去了小学时的稚气，男女生之间的交往慢慢多了起来。我也一改之前的拘谨内向，变得开朗了许多，和男生的交往渐渐多了起来。

升入初三后，我的个头又往上蹿了一截。一次调座位时，老师把我的座位换到了杰的右后方。那天放学，在学校门口，杰很激动地拦住我，说老师这么做是存心的。我莫名其妙地看着怒气冲冲的杰，愣了好半天。总是和我一路上学放学的小薇捂着嘴在一旁偷偷地乐。我纳闷地问小薇，杰是怎么了？小薇撇撇嘴，说：“傻瓜，这你都看不出来？杰是喜欢上你了！”停顿了一下，小薇又说：“其实我觉得你也蛮喜欢杰的喔！老是在我面前说他聪明，多才多艺……”“你说什么呀？”我又羞又气，拿包往小薇嘴上堵。

这怎么可能呢？我们是同学，是很好的异性朋友，我们之间就是纯真的友情，为什么会被人误解呢？

换座位一个星期后，我发现一个有趣的事情。我坐在杰的右后方，他稍稍歪过头就能看到我。不知为什么，他有意无意地总是回头看我，而且一句话也不说。一来二去，我也就习惯了。

上初二时，我就知道杰喜欢班里的一个女生。那个女生和我闹过点小矛盾，我们一直不说话。现在，我并不知道他还喜不喜欢那个女生，可每次他和那个女生说话之前，总要先看看我。私底下，他还问过我几次：“我跟她说话，你不生气吧？”我觉得很好笑，也很幼稚，便故意打岔，说起了别的事情。

这都哪跟哪啊？我们只不过是同学、朋友，我又生哪门子气呢？后来，杰又找我谈了好几次，说希望我和那个女生能和好。说实在话，我和那个女生就是脾气不对，谁看谁都不顺眼，干吗非要往一起凑呢？互不答理，互不侵犯就可以了。杰听了我的想法，有些失望，说：“我希望我的朋友们都能开开心心地在一起，跟你玩，不理她，或是跟她在一起，把你抛在一边，我都不舒服，可是你们为什么都这么固执呢？”

其实，以前我从没想这么多，杰的话真让我有点郁闷了。之后，再看到杰和那个女生聊得热火朝天的样子，看到那个女生故意向我瞟来的挑衅的眼神，我心里别扭极了。

老师，我这是怎么了？难道我真的早已在心里悄悄喜欢上了杰？我该怎么保持和杰纯真的友情，并且不受其他外因的影响？我该如何正确面对友情和爱情呢？

苦恼的叶紫

从叶紫的倾诉中，我看到了一个女孩心理成长的过程。叶紫是个比较内向的女生，没有更多的人关注她，与她主动交流，而她在人际交往中也是很被动，很孤独的。初中二年级时，和男生杰成为同桌，叶紫开始了和男生的接触。到了初中三年级时，许多男生和叶紫接触，这种局面使叶紫变得开朗和快乐，她体会到被同学重视，尤其是被男生重视的重要性。这并不是说叶紫“重色轻友”，处于那个年龄段的孩子都这样，在异性中有人缘的人就特别容易建立自信。

在众多的男生中，叶紫和杰的关系看起来是最亲密融洽的，叶紫的好朋友小薇认为两个人互相喜欢，甚至误解他们是男女朋友关系。

不再是同桌之后，杰总是有意无意地注视着叶紫，没有太多与男生交流经验的叶紫不明白杰的这种关注是什么意思。杰不向叶紫明确地说明，但他又不停地向叶紫暗示着什么。比如杰与那位女生说话的时候，眼睛却看着叶紫，还问叶紫：“我跟她说话你不生气吗？”他希望以此来激发或强化叶紫对两个人关系向恋人方向发展的感觉，而他并没有因此断绝与那位女生的交往，他要体会一下被两个女生同时喜欢的滋味。这并不能说他道德品质恶劣，这也只是这个年龄孩子的一种好奇心而已，但是否就范则是叶紫自己的选择。

每当这个时候，叶紫的心情是复杂的，于是便“故意打岔”转移话题。因为，在潜意识里，对叶紫来说，这是一个敏感的不愿涉及的话题。可叶紫一再强调她并不生气，既然真的不生气就直接和杰说明，为什么叶紫不明确地将这种感觉讲给杰听呢？答案是叶紫担心说明了之后，杰就没有与她继续交往的兴趣了。

叶紫说与异性保持纯洁的友情很难，容易被人家误解，这是叶紫现在的想法。因为叶紫已经要配合杰将他们的感情向纵深发展了，所以才有这种担心，如果叶紫和杰真的是普通朋友的话，同学们又有什么可以误解的呢？

所以，我的建议是，叶紫不要过分地揣摩杰的感受和想法，而应该抓紧时间学习如何与男生正常地交流，而不迷失自己。正因为在这方面没有什么经验，所以一定要把握好交往的频率和亲密程度，不要出现偏差，在交往的过程中读懂异性，确立自己在异性中的形象。

无论杰对叶紫是什么感觉，叶紫必须明白，与杰发展成恋人关系绝对是不明智的。叶紫才上初三，没有任何感情经验，甚至连和异性接触的经验都很少。未来，当叶紫的眼界开阔了，接触的异性多了，肯定会对以往的选择不满意。但那个时候再想拥有更美好的情感就要经历一段艰难的破坏和退出过程，这个过程本身就会使下一段情感变得不美好，为了明天的美好，还是独守清净和安宁的好。

青春期少男少女到底该不该和异性交往，该如何与异性交往？这是令很多家长和老师头疼的问题。

单纯从生理方面讲，进入青春期后，体内骤然剧增的雄性激素（男）或雌性激素（女），使青少年无法抹掉对异性怀有的特殊敏感和关注。然而，并不是所有的青少年都知道这样的冲动是自然的、正常的。许多人会怀疑自己的感受，甚至怀疑自己是否是个“好人”。像文中的叶紫，她抗拒小薇说她和杰互相喜欢，可潜意识里，她在慢慢接受这一点。

学会与人交往，是个人成长不可缺少的内容，也是学生学习的任务之一，是一门意义重大的功课。这门课虽不在升学考试的科目之列，却会考人一辈子，学会与异性交往也是“青春期”最重要的社会目标之一。一个正常人从初中开始就需要建立异性友谊，如果等到离开学校走上社会以后才开始学习与异性交往，很可能就会因为缺乏锻炼而成为这方面的“困难户”。

很多家长和老师对青春期孩子的异性交往需求很反感，总觉得孩子太小，不成熟，万一陷入早恋，害人害己。青少年确实还不成熟，但是，人的心理成熟不可能靠坐等得到，与异性交往的技能也只能在实践中去摸索，去提高。事实上，一个没有学会与异性交往，没有达成异质社交性的人很难说是一个成熟的人。在一定的程度上，学习与异性交往是青少年走向成熟的一条重要途径。一个与异性交往很成功的人，往往情绪饱满，精力充沛，学习和工作的效率都很高。因此，与异性交往本身并不会对学生造成负面影响，相反还可能起到积极作用。

青少年之间异性交往的动机与目的，是观察和了解异性，锻炼自己对性别角色的适应能力。因此，青少年必须学会把握自己，与异性像兄弟姐妹一样融洽相处，互相尊重，互相信任，互相关心，在交往中应该不卑不亢，热情诚挚，举止有度，大方潇洒而不搞任何“特殊行动”。这是青春期异性交往的原则。

青春期健康的异性交往，应以学校集体活动或小组活动为主，尽量避免男女二人单独约会。在集体活动中锻炼自己的合作能力与合群性，是青春期人际交往的主要目的。只有通过广泛交往，才能够观察了解别人，也使别人了解你。与某一异性单独相处时应注意掌握分寸，冷静理智，并应主动避免频繁接触。

健康的异性交往，有益于增长知识，开阔眼界，锻炼性格，磨炼意志，这些对身心健康是有益的。例如，善于与异性交往的青少年一般都兴趣广泛，开朗活泼，热情诚恳，助人为乐。青春期纯洁健康的异性交往，是对青年期恋爱婚姻的准备。而青春期不健康的异性交往，一般是因为盲目模仿成人的恋爱，但实际上又缺乏成人的理智和情感方面的独立性，因而容易陷入情网而不能自拔，损害身心健康，影响学习，甚至影响以后的前途。

青春是美好的，而健康的异性交往，会使青春更有意义；尤其对于没有兄弟姐妹的独生子女，可在与异性交往中了解同龄人，弥补家庭中所缺少的兄弟姐妹的亲情友爱，以消除孤独感和寂寞感。已经开始与异性交往的青少年，应珍惜这种友谊，培养轻松活泼的个性，让异性朋友和你在一起时觉得愉快充实。在异性交往中存在问题或遇到不愉快的青少年，应冷静思索，寻找原因，及时调整自己，慎重选择朋友，学习正常健康的异性交往模式。

N掺杂ZnO的研究进展 篇12

1 N掺杂研究方法进展

N的掺杂方法主要有:化学气相沉积法, 磁控溅射法和溶液法等。化学气象沉积法:通常有无机金属盐, 氮气和氧气按一定比例, 在加热情况下在硅片上进行金属沉积和生长, 形成ZnO/N薄膜。这种方法只能在耐高温的硬底上进行生长ZnO薄膜, 受设备条件控制。优点是薄膜的厚度可以通过生长时间来进行控制。通过XPS对N掺杂的ZnO进行分析, 发现随着加热温度的升高, N的XPS谱峰随之向高键合能方向偏移。进一步研究发现, 加热温度高于400℃是N掺杂ZnO为N型半导体, 温度低于400℃时, N掺杂ZnO为P型半导体。温度为400℃时N掺杂ZnO为混合型半导体。结果表明, 随衬底温度的不同, 薄膜呈现出不同的生长机理, 从而影响薄膜的晶体结构和电学性能。磁控溅射法:通常以惰性气体Ar为载流气体, 氮气为掺杂源, 选择合适的气体室压强。磁控溅射法制备N掺杂的ZnO所需时间短, 目标产物薄膜厚度可以控制, 能够得到P型半导体。溶液法:以醋酸铵, 氨水为N的掺杂源, 在溶液中制备N掺杂ZnO, 所得到的N掺杂的ZnO形貌比较丰富, 颗粒尺寸较小。此种方法对设备要求低, 反应条件简单, 可操作性强。

目前N掺杂ZnO的方法较多, 这些方法各有优缺点, 需要解决的是N掺杂过程中H的钝化作用, 得到高质量的P型半导体。对N的掺杂含量能达到准确控制, 从而调控禁带宽度, 使其光学性质发生相应的改变。杨小组通过自制的反应装置, 以氨气为掺杂源, 在高温下对ZnO进行氮掺杂, 通过改变反应的温度, 氨气充入压力和反应时间来控制N的掺杂含量, 进一步控制ZnO的禁带宽度。

N掺杂对ZnO的影响: (1) N元素的掺杂造成了ZnO薄膜样品的荧光激发峰出现电子从受主能级和施主能级到价带顶的缺陷能级跃迁, 同时而造成了主峰峰位的红移以及宽化现象的出现。 (2) N掺杂导致ITO玻璃衬底沉积的ZnO薄膜的可见光区的光学透过率下降, 以及光学吸收边的红移, 同时表明N元素的掺杂使ZnO薄膜的光学禁带宽度变窄。 (3) N原子掺入ZnO晶格中后导致ZnO薄膜中缺陷激发的上升, 增加电子传输的散射中心。2008年, Kwang-Soon Ahn等人[4]的研究结果还表明:掺杂氮原子后ZnO纳米棒薄膜, 禁带宽度变小, 在3eV以下有紫外-可见吸收, 这是由于氮掺杂产生的杂质带引起的。2 0 1 0年, 杨等人用N掺杂的ZnO作为染料敏化太阳能电池的光阳极, 禁带宽度明显变小, 对光的吸收利用增加至可见光区, 载流子密度增大, 电池的光电转化效率增加。这些结果显示, 氮的掺杂会影响ZnO的光学性能。由于N掺杂可以有效减小ZnO的禁带宽度, 使其对可见光的吸收利用增强, 可将其用于催化剂, 增加其催化效果。氮掺杂纳米ZnO的防紫外线性能, 经过抗菌及防紫外测试, 水洗20次仍能保持高紫外防护性及抗菌性, 有望成为一类新型高效纺织品功能整理剂。对N掺杂ZnO的研究不仅仅停留在实验制备方法, 磁电和光电性质上, 一些科研小组对ZnO的理论计算开展了相关的计算工作。陈坤[5]等人开展了N掺杂P型ZnO的第一性原理计算, 计算了纤锌矿Z n O和N掺杂P型的晶体的电子结构, 分析了N掺杂P型ZnO的能带结构, 电子态密度, 差分电荷分布以及N分子对掺杂的影响。华南师范大学课题组对N和金属的共掺杂进行第一性原理计算计算结果表明:N掺杂Z n O在能隙中引入了深受主能级, 载流子 (空穴) 局域于价带顶附近。而加入激活施主In的In-N共掺杂ZnO, 受主能级向低能方向移动, 形成了浅受主能级.同时, 受主能级带变宽、非局域化特征明显、提高了掺杂浓度和系统的稳定性。赵慧芳等人[6]采用第一性原理的超软赝势方法, 研究了纤锌矿ZnO在本征及N-Ga, 2N-Ga共掺杂情况下的几何结构、能带、电子态密度。结果显示, 共掺杂N-Ga构型具有更稳定的结构。研究还发现:共掺杂2 N-G a的ZnO结构有效地提高了载流子浓度, 非局域化特征明显, 更有利于获得P型ZnO。

2 展望

N掺杂ZnO是改变其电子和光学性质的有效手段, 单纯进行N掺杂应该避免其他杂质的介入, 减少H对N掺杂的钝化作用。还可以和其他元素共同掺杂, 实现理想的掺杂效果。

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