ZnS—SiO2陶瓷靶材中黄点缺陷的研究
氧化铝陶瓷烧成缺陷：斑点、色斑及色差的成因和预防解决方法的探讨
９５，９９氧化铝 陶瓷一般常 用的生产工艺有热 压铸工 艺和模压成型工艺（干压和等静压）。不蚓生 产工 艺 、成型方法，可能的污 泄 ： ，下面分别论述。
第 ２３卷 第 ２期 ２０１６年 ４月
Байду номын сангаас
中 国 陶 瓷 工 业
ＣＨＩＮ Ａ ＣＥＲＡ Ｍ ＩＣ ＩＮ ＤＵ ＳＴＲＹ
ＤＯＩ：１ ０．１ ３９ ５８／Ｊ．ｃｎｋｉ．Ｚｔｃｇ．２ ０１ ６．０２．００９
Ｖｏ１．２３，Ｎｏ．２ Ａｐｒ．２０１６
氧化铝 陶瓷烧成缺 陷 ：斑点 、色斑及色差 的成 因和预 防解 决方法的探讨
解决办法 ，与业内人士进行探讨 ，希望对提高氧化 铝 陶 瓷 的产 品质量 有所 帮助 。
１ 氧 化 铝瓷 （９５、９９瓷）瓷件 斑 点
１．１ 常见 现象 在氧化铝瓷生产过程 中，经常在瓷件表面会有
黑色 、褐色 、棕色和粉红色斑点 ，仔细观察内部也 有（见图１，２，３），此斑点是造成氧化铝 瓷制 品产
从斑 点 的形状 、大小 也可 以看 出 ，上述 斑 点 的 产生主要是由颗粒状金属杂质 引入所致。通过分析 斑 点 成分 和追 踪 生产工 艺 和生 产过 程 ，可 以初 步 判 定 黑色 、棕 色 、褐色斑 点 主要 在原 料及 陶 瓷生 产过 程 中 混入机 械 铁粒 子造 成 。而 粉红 色斑 点 从成 份分 析 可 以判 断是 由不锈钢 材 料 的细小 颗粒 造 成 。
图 １ 氧 化铝 瓷件 的黑 色斑 点
Ｆｉｇ．１ Ｂｌａｃｋ ｓｐｏｔ ｉｎ ａｌｕｍ ｉｎａ ｃｅｒａｍ ｉｃ ｓｐｅｃｉｍｅｎ
Y-Al-O氧化物陶瓷中点缺陷行为的第一性原理研究的开题报告
Y-Al-O氧化物陶瓷中点缺陷行为的第一性原理研究的开题报告研究背景与意义：氧化物陶瓷材料具有良好的力学、热学、电学和光学等性能，在航空航天、电子信息、生命科学和环境治理等领域得到广泛应用。
但是，陶瓷材料中存在的点缺陷对潜在的应用性能和长期可靠性产生重要影响，其中点缺陷类型主要包括点缺陷、线缺陷和面缺陷。
由于研究复杂纳米尺度下点缺陷的本质性质和行为具有重要的理论与实用价值，因此研究陶瓷材料中点缺陷行为已成为当前材料科学中的研究热点。
Y-Al-O氧化物陶瓷作为一种新型的高温材料，在高温下表现出优异的力学性能和耐腐蚀性能，已成为航空、航天和化工等领域的研究热点。
然而，Y-Al-O陶瓷中点缺陷的本质和调控机制尚未被深入研究，限制了其在实际领域中的应用。
因此，对于Y-Al-O陶瓷中点缺陷的本质性质和行为开展深入的理论研究，对于优化其性能和实现其工业化应用具有重要的科学意义和现实意义。
研究内容：本文拟采用第一性原理计算方法，研究Y-Al-O氧化物陶瓷中点缺陷的行为，主要研究内容包括：1、计算和分析Y-Al-O陶瓷中不同点缺陷类型的形成能、电子结构和热力学性质，探索点缺陷的本质和调控机制。
2、详细研究点缺陷对Y-Al-O氧化物陶瓷力学性能和光学性能的影响，解释点缺陷的形成和演化机制。
3、对比分析不同点缺陷在Y-Al-O氧化物陶瓷中的相对稳定性和缺陷扩散特性，探究点缺陷在材料中的输运性和演化动力学。
预期结果：本文预期通过第一性原理计算方法，对Y-Al-O氧化物陶瓷中点缺陷的本质性质和行为开展深入的理论研究，得到以下预期结果：1、研究得到Y-Al-O陶瓷中不同点缺陷类型的形成能、电子结构和热力学性质等重要信息，探讨点缺陷的本质和调控机制。
2、揭示点缺陷对Y-Al-O氧化物陶瓷力学性能和光学性能的影响，解释点缺陷的形成和演化机制。
3、建立点缺陷在Y-Al-O氧化物陶瓷中的缺陷扩散模型，探究点缺陷在材料中的输运性和演化动力学。
92黄色氧化铝陶瓷的研制及其显微结构分析
92黄色氧化铝陶瓷的研制及其显微结构分析1 引言
近年来, 黄色氧化铝陶瓷由于具有热品质、电气绝缘性和耐磨性等优点, 在航空航天、机械制造和其它领域中得到广泛的应用。
因此, 黄色氧化铝陶瓷的研究成为当前研究的热点。
本文主要介绍了黄色氧化铝陶瓷的研制以及显微结构分析。
2 研制
黄色氧化铝陶瓷的研制主要采用低温气相法和电解法。
低温气相法可以在atmosphere下获得较高纯度的黄色氧化铝陶瓷，但生产成本较高。
而电解法则是一种以水热法制备黄色氧化铝陶瓷的一种方法。
电解法所得黄色氧化铝陶瓷的不良微粒控制能力更强，生产成本也较低。
3 显微结构分析
采用电子扫描显微镜对黄色氧化铝陶瓷进行了显微结构分析。
结果表明黄色氧化铝陶瓷具有均匀的结晶体结构，晶粒形状细小，分布均匀，没有明显的脱粒现象。
同时，微观参数测试显示，在适宜的烧成条件下，以及加入适量的MgO作为稳定剂，具有优良的抗拉强度和韧性，尤其是黄色氧化铝陶瓷的绝缘性能显著提高。
4 结论
本文研究了黄色氧化铝陶瓷的研制以及显微结构分析。
结果表明，黄色氧化铝陶瓷具有均匀的结晶体结构，晶粒形状细小，分布均匀，
而且具有优良的抗拉强度、热导率和绝缘性能。
本文的研究可以为黄
色氧化铝陶瓷的应用提供参考，在实际应用中可以更好地满足需求。
掺杂Tb3+的ZnO-Ga2O3-SiO2玻璃陶瓷的制备及其发光性能
The composition and luminescent properties ofTb3+-dopedZGSglass-ceramicswere tested. XRD results showed that the formation of nanocrystals from 700 ° C and 900℃is the bestsintering temperature. The sample only ZnGa2O4crystals distributed in the amorphous SiO2glass matrix when the composition of n(Zn)/ n(Ga)= 0.58.TheTb3+localized at the interface between theZnGa2O4crystal particles and the glassy phase.Excitation spectrum analysis showed thatTb3+-dopedZGSglass-ceramicsare the characteristic excitation ofTb3+.The strongest excitation peak is at 255nm, which is the 4f-5d transition ofTb3+,and thesecond stronger excitation peak is at 377nm, which is the 4f-4ftransition ofTb3+. Emission spectral analysis showed that ofTb3+-dopedZGSglass-ceramicspresent features green emissionof Tb3+,which is the5D4→7FJ(J=6,5,4,3)transition emission. The strongest emission peak is at 545nm, belonging to the5D4→7F5magnetic dipole transition ofTb3+.
CuInS2陶瓷的制备及其结构、性能表征
本科毕业论文（设计）题目CuInS2陶瓷的制备及其结构、性能表征姓名学号专业年级指导教师职称2010 年5 月10 日目录绪论 (1)1 太阳能电池概况及选题背景和研究内容 (1)1.1 太阳能电池工作原理 (1)1.2 太阳能电池优点 (2)1.3 太阳能电池的发展 (2)1.4 CuInS2薄膜太阳能电池 (3)1.4.1 CuInS2的基本性质 (3)1.4.2 CuInS2电池的研究历程 (5)1.4.3 CuInS2薄膜太阳能电池产业化现状 (5)1.4.4 CuInS2薄膜太阳能电池今后的展望 (6)1.5 选题背景和研究内容 (7)1.5.1 选题背景 (7)1.5.2 研究内容 (8)2 CuInS2陶瓷靶材制备工艺 (8)2.1 主要原料 (8)2.2主要工艺流程 (8)2.3 制备工艺 (9)2.3.1 称料 (9)2.3.2 精磨 (9)2.3.3 真空干燥 (9)2.3.4 压片成型 (9)2.3.5 真空烧结 (9)3 实验结果与分析 (10)3.1 制备工艺参数 (10)3.1.1 粘合剂用量 (10)3.1.2 成型压力 (10)3.1.3 烧结气氛 (10)3.1.4 烧结温度 (10)3.1.5 保温时间 (11)3.2 收缩率计算 (11)3.3 XRD图谱分析 (11)3.4 陶瓷电阻率 (13)结论 (13)参考文献 (14)致谢 (15)CuInS2陶瓷的制备及其结构、性能表征摘要CuInS2作为Ⅰ-Ⅲ-Ⅵ族三元化合物半导体，由于其具有高的理论转换效率、光吸收系数、禁带宽度与太阳能光谱匹配性极好及热稳定性好等优点，已经引起人们的广泛关注，被看作是很有发展前景的太阳能电池光吸收材料。
本文采用传统的固相烧结法，制备CuInS2陶瓷靶材。
确定出具有黄铜矿结构的CuInS2陶瓷靶材制备过程中最佳的粘合剂用量、成型压力、烧结气氛、烧结温度以及保温时间。
并在此基本上探索了烧结温度和保温时间对CuInS2陶瓷结构、性能的影响。
W-Ti共掺杂ZnO靶材的烧结及其特性
W-Ti共掺杂ZnO靶材的烧结及其特性乔薇;陈新亮;张存善;张德坤;魏长春;张晓丹;赵颖【期刊名称】《材料科学与工程学报》【年(卷),期】2012(030)004【摘要】本文根据高价态差掺杂原理,采用常压烧结技术制备了低电阻率的W-Ti共掺杂ZnO陶瓷靶材（WTZO）,并研究了烧结温度及烧结气氛对靶材特性的影响。
结果表明：当烧结温度为1200℃时,WTZO靶材的特性较好。
随着烧结温度的升高,WTZO靶材的相对致密度先快速增大后缓慢减小,方块电阻先降低后升高。
烧结气氛对WTZO靶材特性的影响显著,烧结气氛为空气时,靶材的方块电阻为12.18Ω/□,相对致密度为94.3%;当烧结气氛为高纯Ar气时,靶材的方块电阻为1.253Ω/□,相对致密度为96.7%。
【总页数】5页(P493-496,555)【作者】乔薇;陈新亮;张存善;张德坤;魏长春;张晓丹;赵颖【作者单位】南开大学光电子薄膜器件与技术研究所＆南开大学光电子薄膜器件与技术天津市重点实验室＆南开大学光电信息技术科学教育部重点实验室,天津300071／河北工业大学信息工程学院,天津300130;南开大学光电子薄膜器件与技术研究所＆南开大学光电子薄膜器件与技术天津市重点实验室＆南开大学光电信息技术科学教育部重点实验室,天津300071;河北工业大学信息工程学院,天津300130;南开大学光电子薄膜器件与技术研究所＆南开大学光电子薄膜器件与技术天津市重点实验室＆南开大学光电信息技术科学教育部重点实验室,天津300071;南开大学光电子薄膜器件与技术研究所＆南开大学光电子薄膜器件与技术天津市重点实验室＆南开大学光电信息技术科学教育部重点实验室,天津300071;南开大学光电子薄膜器件与技术研究所＆南开大学光电子薄膜器件与技术天津市重点实验室＆南开大学光电信息技术科学教育部重点实验室,天津300071;南开大学光电子薄膜器件与技术研究所＆南开大学光电子薄膜器件与技术天津市重点实验室＆南开大学光电信息技术科学教育部重点实验室,天津300071【正文语种】中文【中图分类】TF124【相关文献】1.铝共掺杂调制ZnO∶Mn纳米棒阵列的磁学和电学特性 [J], 吴兆丰;金成刚;吴雪梅;诸葛兰剑2.常压烧结法制备ZnO陶瓷靶材 [J], 孙文燕;王日初;王小锋;彭超群3.980 nm激发下Ho3+/Yb3+共掺杂ZrO2-ZnO粉末的上转换发光特性 [J], 张向华;杨四秧;丁庆磊;刘政威4.过渡金属与F共掺杂ZnO薄膜结构及磁、光特性∗ [J], 周攀钒;袁欢;徐小楠;鹿轶红;徐明5.ZBO(ZnO∶B)靶材烧结机理与特征的研究 [J], 侯天雅;张弓;庄大明因版权原因，仅展示原文概要，查看原文内容请购买。
ZnS光催化剂的研究进展
ZnS 光催化剂的研究进展石家庄铁道大学，材料科学与工程学院，河北省交通工程材料重点实验室，石家庄050043河北崔亚楠，苏俊章*，贾云宁，张咪，佟鑫，郭钰东【摘要】硫化锌(ZnS)是一种半导体型纳米光催化剂。
因其在抗氧化与水解方面具有较好的化学稳定性，同时具有明显的光电效应，因此，在制备太阳能电池、光敏电阻、污水降解、水解制氢等方面具有独特的优势。
本文重点讨论了半导体型ZnS纳米晶体的合成方法、结构组成和光催化应用的最新进展。
【关键词】ZnS；光催化剂；降解；水解制氢引言ZnS是一种独特的II-VI族半导体光催化剂，由于其形貌多样、物理和光催化性能优异，受到了世界各国学者的广泛研究。
传统意义上，ZnS具有显著的多功能性，可用于多种新型应用，例如发光二极管(LED)、电致发光、传感器、激光器和生物设备等[1]。
与此同时研究发现，ZnS主要以两种结晶形式存在，一种为立方体晶型(闪锌矿)，一种为六角形晶型(纤锌矿)。
在两种晶体形式中，Zn和S的配位几何形状是四面体晶系，它们的带隙分别为3.72 eV和3.77 eV [1]。
由于ZnS仅在紫外光区域响应(λ<340 nm)，因此，研究人员通过减小其禁带宽度，拓宽光响应范围，制备出具有高效光催化性能的可见光驱动的ZnS基光催化剂。
通过制备具有纳米结构的ZnS，可以改善其光催化活性，从而用于多种光催化技术，如卤代苯衍生物的光还原脱卤、CO2的光催化还原、有机污染物的光催化降解、以及光催化水解制氢技术[2]。
此外，ZnS具有许多独特的优势，例如优异的电子传输性能、良好的热稳定性、高电子迁移率、无毒性和相对较低的成本。
为此，各国学者对ZnS进行了许多改进研究，如金属或非金属元素掺杂、染料敏化、复合半导体和形成表面缺陷等[3,4]，以期开发出宽太阳光谱相应的可见光活性光催化剂。
因此，在基础研究和实际应用中，具有不同形貌的ZnS纳米结构将会受到广泛关注。
本文侧重于对ZnS光催化剂的合成方法以及光催化应用的讨论与总结。
氧化锌纳米颗粒缺陷能级发光特性研究
氧化锌纳⽶颗粒缺陷能级发光特性研究氧化锌纳⽶颗粒缺陷能级发光特性研究李成斌，贾天卿，徐⾄展，冯东海，孙海轶，李晓溪，徐世珍中国科学院上海光机所强光光学重点实验室，上海，201800摘要：本⽂报道了在室温下，⽤飞秒脉冲激光低强度激发诱导光致发光谱，获得氧化锌纳⽶颗粒（平均直径约为10nm）缺陷发光光谱的实验。
探讨了氧化锌纳⽶颗粒发光与深能级缺陷的关系，验证了氧化锌纳⽶颗粒缺陷能级的位置。
锌填隙缺陷在距离导带底0.4eV处产⽣浅施主能级，锌空位缺陷在价带顶0.3eV处产⽣浅受主能级，氧锌替位缺陷在价带顶0.98eV处产⽣深受主能级，在导带底1.62eV处有氧空位缺陷引起的深杂质能级产⽣，氧填隙缺陷在价带顶1.35eV处产⽣深受主能级。
关键词：光致发光，飞秒激光，氧化锌纳⽶颗粒，缺陷能级A study on photoluminescence characterization of zinc oxidenanoparticle defectsLI Chengbin, Jia Tianqing, Xu Zhizhan, Feng Donghai, Sun Haiyi, Li Xiaoxi, Xu ShizhenLaboratory for High Intensity Optics, Shanghai Institute of Optics and Fine Mechanics,Chinese Academy of Sciences, Shanghai 201800Abstrac t:In this paper, we report that the photoluminescence spectra of zinc oxide nanoparticle(with an average diameter ~10nm) defects were acquired by femtosecond laserpulse and a fluorescent spectrophotometer at room temperature. The relation between photoluminescence and defect were discussed, furthermore, defect energy levels were verified. The energy interval between the bottom of the conduction band and interstitial zinclevel is 0.4eV. As for zinc vacancy, oxide antisite, oxygen vacancy, and interstitial oxygen，the energy intervals are 3.06eV, 2.38eV, 1.62eV and 2.1eV, respectively.引⾔氧化锌（ZnO）是⼀种直接带隙宽禁带（E g＝3.36eV）半导体材料，室温下具有较⼤的激⼦束缚能（60meV），⽐室温热离化能26meV⼤很多。
ZnO和ZnS本征点缺陷的理论研究
ZnO和ZnS本征点缺陷的理论研究马昌敏;刘廷禹;常秋香;罗国胤【摘要】基于第一性原理和热动力学方法,通过模拟计算分析了不同温度和分压下ZnS和ZnO晶体本征点缺陷的性质.振动熵的计算结果表明,在高温条件下,振动熵对缺陷形成能的贡献不能忽略.对比分析2种晶体本征点缺陷随环境条件变化的规律,结果表明,2种晶体的主导缺陷均为空位型.氧空位(V0)在ZnO中更易形成,富氧和低温条件有利用于ZnO的p型本征掺杂.而锌空位(Vzn)在ZnS中形成能最低,因此ZnS比ZnO更容易形成p型掺杂.研究还发现2种晶体的肖特基缺陷都不稳定,而弗伦克尔缺陷比较稳定.除ZnS反弗伦克尔缺陷外,有价态的缺陷对的形成能均比中性缺陷对的形成能低.【期刊名称】《高等学校化学学报》【年(卷),期】2016(037)005【总页数】6页(P932-937)【关键词】密度泛函理论;点缺陷;热力学;氧化锌;硫化锌【作者】马昌敏;刘廷禹;常秋香;罗国胤【作者单位】上海理工大学理学院,上海200093;上海理工大学理学院,上海200093;上海理工大学理学院,上海200093;上海理工大学理学院,上海200093【正文语种】中文【中图分类】O641ZnS和ZnO均为锌基Ⅱ-Ⅵ族化合物直接宽带隙半导体, 是非常重要的发光半导体材料, 均包含立方(闪锌矿)和六方(纤锌矿)2种晶体结构. ZnO通常以六方结构存在, 而ZnS通常为立方结构. ZnO的激子束缚能较大(≈60 meV), 透明度高, 广泛应用于发光二极管、荧光材料、光催化及太阳能光伏材料, 可变电阻及压电材料等领域[1～4]. ZnS则在阴极射线管的磷光体、电致发光器件、非线性光学器件、光催化剂及太阳能电池等方面有巨大的应用潜力[5]. 而实现ZnS和ZnO材料的n型和p型稳定掺杂, 是其在该领域应用的关键.ZnS和ZnO都具有单极性[6], 即: 如果n型掺杂容易, p型掺杂就非常困难, 反之亦然, 这成为其在光电领域应用的瓶颈, 目前已有很多利用共掺控制材料导电类型的报道[7～9]. 但要更好地控制导电类型, 本征点缺陷的深入研究尤为重要. 通过分析本征缺陷的形成来研究施主和受主中心的结构及物理机制, 从而更好地通过掺杂控制材料导电类型.有关ZnS和ZnO本征点缺陷的研究已有不少报道, 如王洪波等[10]研究了ZnO中主要点缺陷浓度与环境温度和氧分压的热力学关系. 徐彭寿等[11]研究了ZnO本征点缺陷的电子结构, 讨论了其对导电性的影响. 在富氧或富锌条件下, 对ZnO本征缺陷的研究也有报道[12,13]. Li和Deng 等[14]用第一性原理LDA, LDA+U方法对闪锌矿型ZnS的点缺陷进行了较深入的研究; Morozova 和Karetnikov等[15]研究了压强(100～200 MPa)和温度(900～1100 ℃)对ZnS的带隙和点缺陷平衡的影响. 关于ZnS高温电导和高温缺陷平衡的研究也有相关研究报道[16,17].上述研究都局限在特定温度(T)和氧分压或硫分压(pO2或pS2)条件下, 并未对ZnS 和ZnO晶体中点缺陷在整个T和pO2或pS2条件下进行全面系统的研究. 也未考虑振动熵对晶体缺陷形成能的影响, 因此, 本文提出在考虑振动熵对缺陷形成能贡献的情况下, 计算得到比较精确的缺陷形成能, 通过研究ZnS和ZnO晶体本征点缺陷的形成能随环境温度T, pO2或pS2和费米能级(EF)的变化关系, 获得外部条件对缺陷稳定性的影响, 为调控晶体n型和p型掺杂提供理论依据. 从而更好地通过掺杂控制材料导电类型.1.1 计算模型使用VASP软件和交换关联泛函[LDA+U(U=4.7 eV)][18,19], 对六方纤锌矿结构ZnO和立方闪锌矿结构ZnS晶体进行了模拟计算. 通过从96个原子的超晶胞中移走或增加原子来模拟缺陷, ZnO晶体结构如图1(A)所示.图1(A)中a(0.4167, 0.4444, 0.4413)为氧空位及氧被替位的位置, b(0.5833,0.5556, 0.5000)为锌空位及锌被替位的位置, c(0.5000, 0.3333, 0.5955)为填隙位置. ZnS晶体结构如图1(B)所示.图1(B)中a(0.5833, 0.6250, 0.3750)为硫空位及硫被替位的位置, b(0.6667,0.5000, 0.5000)为锌空位及锌被替位的位置, c(0.5000, 0.5000, 0.5000)为填隙位置. Zn的价电子结构为3d4s4p, S的价电子结构为3s3p, O的价电子结构为2s2p、ZnS和ZnO的平面波截断动能分别为360和400 eV, 布里渊区的积分采用2×2×2的Monkhorst-Pack k点取样求和. 经收敛测试k点和截断动能都已经达到收敛标准(能量差<0.001 eV). 结构优化收敛条件: (1) 每个原子的最大能量变化小于0.00001 eV; (2) 原子的最大位移小于0.0001 nm; (3) 每个原子上受到的最大作用力小于 0.5 eV/nm.1.2 缺陷形成能的计算点缺陷的吉布斯自由能是关于缺陷种类α、带电态q、硫(氧)分压p和温度T的函数, 表达式如下[20～22]:式中: Etotal(α, q)和Etotal(perfect)利用VASP计算获得, 分别代表电量为q的α缺陷的超晶胞经弛豫后的总能量和完整晶体的超晶胞经弛豫后的总能量; ni为从超晶胞中移除或添加α原子的数量, 如ni=nZn=1则是超晶胞中有一个Zn空位;μi(T, p)为通过VASP和热力学计算获得的对应原子随温度和分压变化的化学势;EVBM为完整晶体价带顶的能级; EF为指电子相对价带顶的费米能级; ΔV为含缺陷的超晶胞与完整超晶胞间的平均静电势之差; V0为晶体体积, 在计算中是一个常量. 本文用Janotti等描述的校正方式, 对缺陷形成能进行了校正, 具体过程见文献[18], 跃迁能级也进行了校正. 化学势μα(T,p)可以随温度和pS2(或pO2)的变化而变化. 根据Finnis等[23,24]的方法确定硫(氧)的化学势.本文用GULP软件[25]进行振动熵的计算. 该软件基于Born离子晶格模型, 采用基于核壳模型的半经验势方法计算. 用下式描述距离为r的2个离子间的相互作用: 式中:为库仑势,为Buckingham势, 其中A, ρ和C是短程势参数[26].利用GULP程序计算完整的和含不同孤立点缺陷晶体的振动熵, 计算公式为式中: Zvib为振动熵的配分函数.振动熵(TΔS)对缺陷形成能的贡献如图2所示. 计算结果表明, 缺陷的存在改变其周围原子的力场, 从而改变周围原子振动频率引起振动熵的改变, 只有反位硫的振动熵贡献随温度变化比较小, 在高温条件下振动熵贡献总体比较大, 不能忽视. ZnO与ZnS结果相似(此处不再列出).缺陷的形成能可很好地预测晶体的缺陷行为, 因此研究晶体缺陷态在不同环境条件(T, p, EF)下的缺陷形成能非常重要. 图3和图4分别为ZnS和ZnO在不同温度和分压条件下各种缺陷形成能随费米能级变化的关系图. 可以看出, ZnS和ZnO点缺陷的形成能随环境条件变化的基本规律是一致的, 施主型缺陷(VS, Zni, ZnS, VO, ZnO)的形成能是随着pO2或pS2的减少和温度的增加而减少, 但对于受主型缺陷(VZn, Si, SZn, Oi, OZn)变化规律是相反的. 替位型缺陷的形成能变化最快, 所有点缺陷的形成能对温度都比较敏感, 其中一个原因就是振动熵的贡献. 各点缺陷形成能随温度和分压的变化速率在2种晶体中相近, 在T=1300 K, 分压p从103 Pa到10-10 Pa变化时, ZnS中ZnS, VS和Zni缺陷形成能分别减少3.35, 1.62和1.63 eV, 而 Si, VZn和SZn分别增加1.68, 1.67和3.38 eV; ZnO中ZnO, VO和Zni缺陷形成能分别减少3.33, 1.64和1.69 eV, 而Oi, VZn和OZn分别增加1.69, 1.73和3.39 eV.在ZnO晶体中, 受主缺陷VZn在费米能级处于导带底附近有最低的形成能. 在温度不高的条件下. 在费米能级靠近价带顶区域, VO具有最低的形成能. 但不少研究结果表明, 氧空位的浓度不高[27,28]. 而本文的研究结果表明, 在高温低氧分压条件下, VO具有最低的形成能, 而Oi, OZn和VZn缺陷形成能非常高, 即受主缺陷浓度不高, 不会大量补偿氧空位提供的自由电子, 因此VO是ZnO晶体容易形成n型半导体的重要原因. 有许多研究[29]认为在富锌条件下, Zni缺陷是ZnO本征n型半导体的主要根源, 但是本文结果表明, Zni在所有的条件下都具有非常高的形成能, 它的浓度应该很低, 不能成为ZnO本征n型半导体主要根源.以往不少研究都认为ZnO是不能进行本征p型掺杂的[8,9]. 本征p型掺杂要求受主(VZn, Oi, OZn)有较低的跃迁能级和形成能, 而且施主缺陷不能对其进行完全有效补偿. VZn为浅受主缺陷, 在富氧低温条件下具有很低的形成能[图4(A)], 与此同时施主缺陷具有较高的形成能, 因此, 本文预测在富氧和低温条件下有利于ZnO的p型本征掺杂.在ZnS晶体中, 本征点缺陷形成能的变化规律与ZnO相似. ZnO晶体在一些特定条件下, 整个EF区域都只有VO的形成能最低, 也就是阴离子空位在ZnO中容易形成, 而ZnS晶体中大多数条件下VZn的形成能最低, 并且在ZnS中的VZn的跃迁能级更低, 因此ZnS比ZnO更容易进行本征p型掺杂, 这与富硫条件下ZnS应是弱p型半导体的结论[30]相一致.局部电中性是晶体稳定存在的基本要求, 因此, 带电点缺陷在晶体中是很难孤立存在的, 通常是以电中性的缺陷对形式存在, 因此, 研究弗仑克尔缺陷(阳离子空位与阳离子填隙形成电中性的缺陷对)、反弗仑克尔缺陷(阴离子空位与阴离子填隙形成电中性的缺陷对)和肖特基缺陷(阳离子空位与阴离子空位形成电中性的缺陷对)等缺陷对的形成能是很有必要, 计算公式如下:式中: Vα为硫空位或氧空位(VS或VO); αi为硫填隙或氧填隙(Si和Oi); μα为硫或氧的化学势(μS或μO).从图5可见, ZnS和ZnO肖特基缺陷的形成能都比弗伦克尔缺陷和反弗伦克尔缺陷高, 反弗伦克尔缺陷形成能又比弗伦克尔缺陷高, 所以2种晶体中肖特基缺陷都不稳定, 而弗伦克尔缺陷形成是比较稳定的. 对于肖特基缺陷和弗伦克尔缺陷, 由带电点缺陷组合成缺陷对的形成能比电中性的低, 如, 肖特基缺陷(V″Zn+V¨S)的形成能比)和)的形成能低, )的形成能比)的形成能低. 但是ZnS反弗伦克尔缺陷不同, )缺陷对的形成能比 + )的形成能更低[见图5(B)]. 这些关于缺陷对的结论与He等[31]报道的二氧化钛中的结论基本一致. ZnS和ZnO的缺陷对相比, ZnO的弗伦克尔缺陷和肖特基缺陷的形成能都比ZnS的高, 而ZnS的反弗伦克尔缺陷的形成能比ZnO高. 对3种缺陷对而言, 弗伦克尔缺陷各价态组合之间的能量差最大.综上所述, ZnS和ZnO 2种晶体的主导缺陷都是空位型. 施主型缺陷(VS, Zni, ZnS, VO, ZnO)的形成能是随着pO2或pS2的减少和T的增加而减少. 对于受主型缺陷(VZn, Si, SZn, Oi, OZn)变化规律是相反的, 并且替位型缺陷的形成能变化最快. 在ZnO中容易形成阴离子空位, 因此, ZnO中VO能够提供n型掺杂, 在富氧和低温条件下有利于ZnO的p型本征掺杂. 而ZnS中, 大多数条件下VZn的形成能最低, 因此ZnS比ZnO更容易进行本征p型掺杂. 阴离子空位(VS和VO)在高温, 低pO2或pS2条件下容易形成, 而阳离子空位VZn在富硫条件下容易形成. 2种晶体中肖特基缺陷都不稳定, 而弗伦克尔缺陷比较稳定, 并且除了ZnS反弗伦克尔缺陷以外, 由带电点缺陷组合成缺陷对的形成能比电中性的低. ZnO的弗伦克尔缺陷和肖特基缺陷的形成能都比ZnS的高, 而反弗伦克尔缺陷是ZnS比ZnO高. 对3种缺陷对而言, 弗伦克尔缺陷不同价态之间结合能量差异最大.† Supported b y the Foundation of Hujiang, China(No.B14004).【相关文献】[1] Triboulet R., Proc. SPIE, 2001, 4412, 1—8[2] Wang Z. L., J. Phys.: Condens. Matter., 2004, 16, 829—858[3] Ling J., Cong R. M., Acta Chim. Sinica, 2008, 66(18), 2070—2074(凌剑, 丛日敏. 化学学报, 2008, 66(18), 2070—2074)[4] Song J. Z., He Y., Zhu D., Chen J., Pei C. L., Wang J. A., Acta Phys.-Chim. Sin., 2011,27(5), 1207—1213(宋继中, 贺英, 朱棣, 陈杰, 裴昌龙, 王均安. 物理化学学报, 2011, 27(5), 1207—1213)[5] Xin D. S., Shi J. X., Pang Q., Acta Scientiarum Naturalium Universitatis Sunyatseni, 2003, 42(6), 125—127(邢德松, 石建新, 庞起. 中山大学学报(自然科学版), 2003, 42(6), 125—127)[6] Yan Y. F., Li J. B., Wei S. H., Al-Jassim M. M., Phys. Rev. Lett., 2007, 98, 1—4[7] Deng B., Luo M., Dong H. N., Electronic Quality, 2012, 1, 8—10(邓博, 罗敏, 董会宁. 电子质量, 2012, 1, 8—10)[8] Chen L. J., Li W. X., Dai J. F., Wang Q., Acta Phys. Sin., 2014, 63(19), 196101(陈立晶, 李维学, 戴剑锋, 王青. 物理学报, 2014, 63(19), 196101)[9] Yang T. Y., Kong C. Y., Ruan H. B., Qin G. P., Li W. J., Liang W. W., Meng X. D., Zhao Y.H., Fang L., Cui Y. T., Acta Phys. Sin., 2012, 61, 168101(杨天勇, 孔春阳, 阮海波, 秦国平, 李万俊, 梁薇薇, 孟祥丹, 赵永红, 方亮, 崔玉婷. 物理学报, 2012, 61, 168101)[10] Wang H. B., Zhang J. W., Yang X. D., Liu Z. L., Xu Q. A., Hou X., Acta Phys. Sin., 2005, 54(6), 2893—2898(王洪波, 张景文, 杨晓东, 刘振玲, 徐庆安, 侯洵. 物理学报, 2005, 54(6), 2893—2898)[11] Xu P. S., Shun Y. M., Shi C. S., Xu F. Q., Pang H. B., Science China A, 2001, 31(4), 358—365(徐彭寿, 孙玉明, 施朝淑, 徐法强, 潘海斌. 中国科学, A辑, 2001, 31(4), 358—365)[12] Kohan A. F., Ceder G., Morgan D., Phys. Rev. B, 1995, 61, 15019—15027[13] Oba F., Choi M., Togo A., Tanaka I., Sci. Technol. Adv. Mater., 2011, 12, 034302[14] Li P., Deng S. H., Zhang L., Liu G. H., Yu J. Y., Chem. Phys. Lett., 2012, 531, 75—79[15] Morozova N. K., Karetnikov I. A., Golub K. V., Gavrishchuk E. M., Yashina E. V., Plotnichenko V. G., Galstyan V. G., Inorg. Mater., 2004, 40(11), 1138—1145[16] Lott K., Shinkarenko S., Turn L., Nirk T., Opik A., Kallavus U., Gorokhova E., GrebennikA., Vishnjakov A., Phys. B, 2009, 404, 5006—5008[17] Lott K., Turn L., Volobujeva O., Leskela M., Phys. B, 2001, 949, 308—310[18] Anderson J., Van de Walle C. G., Phys. Rev. B, 2007, 76, 165202[19] Li P., Deng S. H., Zhang L., Yu J., Chem. Phys. Lett., 2012, 531, 75—79[20] Kohan A. F., Ceder G., Morgan D., Van de Walle C. G., Phys. Rev. B, 2000, 61, 15019[21] Van de Walle C. G., Neugebauer J., J. Appl. Phys., 2004, 95, 3851—3879[22] Zhang S. B., Northrup S. B., Phys. Rev. B, 1991, 67(17), 2339—2346[23] Batyrev I. G., Alavi A., Finnis M. W., Phys. Rev. B, 2000, 62(7), 4698—4707[24] Finnis M. W., Lozovoi A. Y., Alavi A., Ann. Rev. Mat. Res., 2005, 35, 167—179[25] Gale J. D., Chem. J. Soc. Faraday Trans., 1997, 93, 629—637[26] Oba F., Adachi H., J. Mater. Res., 2000, 15(10), 2168—2175[27] Janotti A., Van de Walle C. G., J. Cryst. Growth, 2006, 287, 58—65[28] Santana J. A., Krogel J. T., Kim J., Paul R. C. K., Reboredo F. A., Cond. Mat. Mtrl. Sci., 2014, 12, 23—30[29] Zhang S. B., Wei S. H., Zunger A., Phys. Rev. B, 2001, 63, 075205[30] Gai Y., Li J., Yao B., Xia J. B., J. Appl. Phys., 2009, 105, 113704[31] He J., Behera R. K., Finnis M. W., Acta Mat., 2007, 55, 4325—4337。
ZnO/ZnS核壳纳米线界面缺陷的形成及发光特性研究
为进一步确定研究 ＺｎＯ／ＺｎＳ核壳纳米线中 的界面情况，对硫化程度不同的 ＺｎＯ纳米线进行 扫描电子显微镜（ＳＥＭ）、透射电子显微镜（ＴＥＭ） 及光致发光（ＰＬ）表征，并分析讨论硫化程度不同 的 ＺｎＯ／ＺｎＳ核壳纳米线界面结构及光致发光峰 的变化。结果 表 明，ＺｎＳ的 引 入 会 在 异 质 结 界 面 处引入缺陷，对 ＺｎＯ结构造成破坏从而形成束缚 态能级，并在 ＰＬ测试过程中出现 ＺｎＯ／ＺｎＳ核壳 纳米线紫外发光峰蓝移、缺陷峰增强的现象。总 之，调整和改善 ＺｎＯ／ＺｎＳ的壳层性能，对于制造 优异的核壳结构光电子器件具有重要意义。
与单一的纳米结构相比，核壳纳米结构在光 学和电学特性上表现出更大的优势［６７］。同属 Ⅱ ～Ⅵ 族宽带系半导体的 ＺｎＳ材料，室温禁带宽度 为 ３６６ｅＶ，其比 ＺｎＯ材料具有更稳定的化学性 质［８］，是包覆 ＺｎＯ的良好选择。ＺｎＯ／ＺｎＳ的核壳 结构在载流子产生和传输方面表现出极大的应用 潜力，并被广泛应用于紫外探测、光催化、光电池 等领域。大量研究表明，在 ＺｎＯ／ＺｎＳ核壳结构界 面处引入束缚态能级，可以调控核壳纳米结构中 载流子的辐射复合过程，从而实现对发光器件波 长，以及探测器件响应度的调控［８１２］。由于 ＺｎＯ／ ＺｎＳ核壳结构界面处的局域态可以使其表现出优 异的光学性能，引起了研究者的广泛兴趣，并使用 多种 方 法 合 成 ＺｎＯ／ＺｎＳ的 核 壳 结 构，如 磁 控 溅 射［１３］，化学气相淀积（ＣＶＤ）的固相反应［１４］、溶液
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由 ｎ 粉末中除 ｓ ：、 ｓ 还存在一些微量金属杂质， 于ＺＳ Ｏ 一单质 外， 这些杂质对材料的光透过率影响较
达到 １０ ０ ％。由于可擦写光盘的市场在迅速膨胀 ， ｚ Ｓ Ｓ ： 对 ｎ — ｉ 陶瓷靶材 的需要量也在迅速增大 ， Ｏ 因此 ，
解决 Ｚ Ｓ Ｓ ： ｎ — ｉ 陶瓷靶材黄点问题 已成为靶材 生产 的当务 之急。本文 以热等静压 法为研究对象 ， Ｏ 对
ＺＳ Ｓ ｎ — ｉ 陶瓷靶材中的黄点缺 陷的产生原因和消除措施进行了探索研究 。 Ｏ
质入手， 对黄点缺陷产生的原 因和消除措施进行 了探索。结果表明， 原料 Ｚ Ｓ ｎ 粉末 中残存的单
质 ｓ ｓ 是产生黄点的主要原因， 和 Ｏ一 采用高温烘烤的措施， 可以大幅度降低 ｓ ｓ ： 的含 和 Ｏ一
量， 从而达到减少甚至消除黄点缺陷的 目的。酸洗可以降低 以 Ｆ 为主 的金属 杂质 的含 量， ｅ 但
方法得到的。可擦写光盘生产时对 Ｚ Ｓ Ｓ ｎ — ｉ 陶瓷靶材 的质量要求很高 ： Ｏ 纯度要达到 ９ ．９ ９ ９ ％以上 ； 密 度越高越好 ， 一般地相对理论密度要达到 ９ ％左右 ； ８ 颜色要均匀一致 ， 不能有杂色斑点。
ＺＳ Ｓ ： ｎ — ｉ 陶瓷靶材的生产方法主要有热等静压法和热压法 ， 中热等静压法生产 的靶 材密度最 Ｏ 其 高。然而， 不管是热压法还是热等静压法生产的 ＺＳ— ｉ： ｎ Ｓ 靶材都经常出现黄点缺陷（ Ｏ 包括 日本某大公 司的同类产品） 。实际生产中， 黄点缺陷造成 的废品率一直很高： 热等静压法一般在 １％左右 ， 时 ５ 严重
［ 文章编号］６ ３ ２４ （０ ６ ０ — ０４－ ３ １７ — ９４ ２０ ） １ ０ １ ０
Ｚ Ｓ—Ｓ ２陶瓷靶材中黄点缺 陷的研究 ｎ ｉ Ｏ
黄振娟 ， 晏传鹏 ， 朱德贵
（ 西南交通大学 材料科学与工程学院， ＩＪ 成都 ７０ ６ ￣１ ｔＩ １０２）
［ 要］ 黄点是 Ｚ Ｓ Ｓ ： 摘 ｎ — ｉ 陶瓷靶材 中常见的缺陷。从减少 Ｚ Ｓ Ｏ ｎ 粉末原料 中存在的微量杂
高温烘烤的主要 目的是去除单质 Ｓ以及
ｓ 离子。此外 ， ｏ一 因为 Ｚ Ｓ粉粒 度很小 ， ｎ 容 易吸潮 ， 特别是在潮湿的空气 中吸水增重可
达 １％ 一１％ ， ０ ５ Ｊ烘烤 也起 到脱水 的作用。
单质硫的沸点为 ４４ ６℃ ， ４． 因此烘烤温度应
高于此温度。为避免在 烘烤 过程 中 Ｚ Ｓ氧 ｎ
不 宜在 生产 中采 用。
［ 关 键
词 ］ Ｚ Ｓ— ｉ： ｎ ＳＯ 陶瓷； 靶材 ； 黄点缺陷； 烘烤 ［ 文献标识码 ］ Ａ
［ 中图分类号］ Ｔ ４ Ｂ９
Ｃ Ｒ Ｄ Ｄ＋ 一Ｒ Ｄ Ｄ—Ｒ Ｍ等可重复擦写光盘的结构 中都有两层 Ｚ Ｓ ｉ２ Ｄ— Ｗ、 Ｖ ／ Ｗ、 Ｖ Ａ ｎ —Ｓ 陶瓷薄膜， Ｏ 主要用作介电层 和保护层…。介 电层和保护层是通过对高纯 度、 高密度 的 Ｚ Ｓ ｉ：陶瓷靶材溅射 的 ｎ —Ｓ Ｏ
维普资讯
２０ ０ ６年 ３ 月
陕
西
理
工 学 院
学 报
Ｍａ ． ｏ ６ ｒ２ ｏ Ｖ０． ２ Ｎｏ １ １２ ．
第 ２ 卷第 １ ２ 期
Ｊ ｕ ａ ｆＳ ａ ｎ ｉＵ ｉｅｓｔ ｆＴ ｃ ｎ ｌｇ ｏ ｒ ｌｏ ｈ ａ ｘ ｎｖ ｒｉ ｏ ｅ ｈ ｏｏｙ ｎ ｙ
１１１ 不溶 物检测 ．．
据了解 ， Ｚ Ｓ 所用 ｎ 粉末原料是 由 Ｈ Ｓ气体通入 Ｚ Ｓ ｎ Ｏ 溶液 中反应生成 的， 杂质种类较多 ， 主要有
ｓ ：、 单质、ｂｃ 、ｅＮ 等单质或离子。由于单质硫含量难以通过单纯的化学分析方法测定， Ｏ一Ｓ Ｐ、ｕＦ、 ｉ 故采 用以下实验方法间接检测 ： 用分析纯的浓盐酸 （６ 完全溶解原料 Ｚ Ｓ粉末 １０克。待溶液完全澄清 ３ ％） ｎ ０
第１ 期
黄振娟 ， 晏传鹏， 朱德贵 ＺＳ Ｓ ２ ｎ — ｉ 陶瓷靶材中黄点缺陷的研究 Ｏ
１２ 原 材料预 处理 ．
由于上述诸多杂质的存在 ， 需要对 Ｚ Ｓ ｎ 粉
进行预处理 ， 以降低杂质 的含量。Ｓ 粉的 ｉ Ｏ 预处理 比较简单 ， 只需烘烤去除水分即可。
１ ２ １ 高 温烘烤 ．．
除单质 ｓ ， 外 其他杂质分别采用化学分析及原子吸收谱方法检测其含量。
收 稿 日期 ：０ ５—１ ２ ２０ Ｏ一 ６
作者简介 ： 黄振娟 （９ Ｏ ） 女 ， 北省宣化县人 ， １８ 一 ， 河 硕士生 ， 主要研究方 向为 功能 陶瓷及分析 ．
试验选用的原材料为靶材生产用 Ｚ Ｓ ｎ 粉和 Ｓ ： ， 由国内两个专业化生产厂生产。标称纯度 ｉ 粉 分别 Ｏ 都不低于 ９ ．９ ； ９９ ％ 平均粒径均为 １３ Ｉ ．５ ｍ左右。由于 Ｓ ： ￣ ｉ 在陶瓷靶材 中所 占比例较少 （Ｏ ｏ １ ， Ｏ ２ ％ｔ ） 所 ｏ 含杂质不会形成黄点缺陷 ， 以本文所述原料的杂质分析和原料预处理主要针对 Ｚ Ｓ 所 ｎ 粉而言。
后， 可以发现溶液中有少许细小颗粒状或絮状黄色不溶物存在， 用慢速滤纸过滤后 ， 连同滤纸置于真空 烘烤炉中 １０℃ 烘烤 ２ １ ４ｈ除去水分 ， 不溶物净重为 ０ ０ ．５克。在扫描电镜上做 能谱分析 ， 结果证明此
不溶物为单质硫 ，Ｄ Ｅ Ｓ图谱见 图 ｌ 。
１ １２ 其 他杂 质 的分析 ．．
化， 烘烤在流动的惰性气体保 护下进行 ， 杂质 气体随保护气体排 出； 为避免容器污染 ， 采用 图１ ｎ 原 ＺＳ 料中 不溶于 盐酸的黄色物Ｅ Ｓ 谱 Ｄ图
了高纯石英容器 。实际烘烤温度为 ７０℃ ， ０ 烘烤时间为 ８ｈ。高温烘烤前后的粉末样 品分别编号为 ａ 、
ｂ 。
１２２ 酸 洗 ＋高 温烘 烤 ．．