3 знол: Заземляемые трансформаторы напряжения ЗНОЛ наружной установки

alexxlab | 27.05.1978 | 0 | Разное

Заземляемые трансформаторы напряжения ЗНОЛ наружной установки

Скачать опросные листы на трансформаторы напряжения

Скачать каталог на трансформаторы (pdf; 32 Мб)

Скачать каталог на трансформаторы ТВ (pdf; 3,5 Мб)

Скачать каталог “Трансформаторы для железных дорог” (pdf; 4,8 Мб)

 

ТУ16 – 2010 ОГГ.671 240.001 ТУ
взамен
ТУ16 – 2007 ОГГ.671 241.052 ТУ

Руководства по эксплуатации

Сертификаты

Версия для печати (pdf)

Требования к оформлению заказов трансформаторов предназначенных на экспорт

 

 

Назначение

Трансформаторы предназначены для установки в открытые распределительные устройства и служат для питания цепей измерения, автоматики, сигнализации и защиты в электрических установках переменного тока частоты 50 или 60 Гц в сетях с изолированной нейтралью. Допускается длительная эксплуатация трансформаторов как силовых. При этом мощность, отдаваемая трансформаторами, не должна превышать предельную мощность, и нагрузка должна подключаться к основной вторичной обмотке. Трансформаторы изготавливаются в климатическом исполнении “УХЛ” и “Т” категории размещения 1 по ГОСТ 15150.

Трансформаторы предназначены для эксплуатации при условиях:

• высота установки над уровнем моря не более 1000 м;
• температура окружающего воздуха от минус 60°С до плюс 50°С для исполнения “УХЛ1” и от минус 10°С до плюс 55°С для исполнения “Т1”.

Длина пути утечки – III по ГОСТ 9920.
Рабочее положение – вертикальное.

Патентная защита
Патент № 53930 на промышленный образец.

Внимание! При заказе трансформаторов напряжения для АИСКУЭ обязательно заполнение опросного листа.

Гарантийный срок эксплуатации

– 5 (пять) лет со дня ввода трансформатора в эксплуатацию, но не более 5,5 лет с момента отгрузки с завода-изготовителя.

Срок службы – 30 лет.

Таблица 1. Технические данные трансформаторов ЗНОЛ

Наименование параметров	Нормы для типов
	ЗНОЛ-3	ЗНОЛ-6	ЗНОЛ-10
Класс напряжения, кВ	3	6	10
Наибольшее рабочее напряжение, кВ	3,6	7,2	12
Номинальное напряжение первичной обмотки, В	3000/√3 3300/√3	6000/√3 6300/√3 6600/√3 6900/√3	10000/√3 10500/√3
Номинальное напряжение основной вторичной обмотки, В	100/√З или 110/√3
Номинальное напряжение дополнительной вторичной обмотки, В	100/3 или 100 или 110/√3 или 110 или 100/√3**
Номинальная мощность*** с коэффициентом мощности активно-индуктивной нагрузки 0,8, В·А, в классе точности:* 0,2 0,5 1 3	15 30 50 150	30 50 75 200	30 75 150 300
Номинальная мощность дополнительной вторичной обмотки с коэффициентом мощности активно-индуктивной нагрузки 0,8 в классе точности 3 или 3Р, В·А	150	200	300
Предельная мощность вне класса точности, ВА	250	400	630
Схема и группа соединения обмоток	1/1/1-0-0
Номинальная частота, Гц	50 или 60****
Испытательное напряжение, кВ: одноминутное промышленной частоты грозового импульса полного грозового импульса срезанного	24 40 50	32 60 70	42 75 90
Масса	36±1,5 кг	36±1,5 кг	38±1,5 кг

Примечание:
Трансформаторы для АСКУЭ поставляются по специальному заказу с одинаковым классом точности и номинальной мощностью, которые указываются в заказе.
*) высший класс точности указывается в заказе.

**) Используется как вторая основная вторичная обмотка (для питания измерительных приборов). Нагрузка на обе вторичные обмотки, а также классы точности оговариваются при заказе.

***) Наибольшая возможная мощность для заданного класса точности. Возможно изготовление трансформаторов с меньшими значениями номинальных мощностей вторичной обмотки, выбираемых из ряда: 10,15,25,30,50,75,100,150,200. Номинальная мощность оговаривается при заказе.

****) Для поставок на экспорт

Таблица 2. Основные технические характеристики трансформаторов ЗНОЛ.М

Наименование параметра	Значение
	ЗНОЛ.М-15
Класс напряжения, кВ	15
Наибольшее рабочее напряжение, кВ	18
Номинальное напряжение первичной обмотки, В	13800/3 15750/3
Номинальное напряжение основной вторичной обмотки, В	100/3
Номинальное напряжение дополнительной вторичной обмотки, В	100/3
Номинальная мощность основной вторичной обмотки, ВА: в классе точности 0,2 в классе точности 0,5 в классе точности 1 в классе точности 3	25 50 75 150
Номинальная мощность дополнительной вторичной обмотки в классе точности 3, ВА	200
Предельная мощность вне класса точности, ВА	400
Схема и группа соединения обмоток	1/1/1-0-0
Номинальная частота, Гц	50

Габаритные размеры трансформаторов ЗНОЛ-3; ЗНОЛ-6; ЗНОЛ-10; ЗНОЛ.М-15 одинаковые (см. чертеж ниже)

Общий вид трансформатора (чертеж)

Версия для печати (pdf)

СЗТТ :: Заземляемые трансформаторы напряжения 3НОЛ.06

Скачать опросные листы на трансформаторы напряжения

Скачать каталог на трансформаторы (pdf; 32 Мб)

Скачать каталог на трансформаторы ТВ (pdf; 3,5 Мб)

Скачать каталог “Трансформаторы для железных дорог” (pdf; 4,8 Мб)

 

ТУ16 – 2010 ОГГ.671 240.001 ТУ
взамен
ТУ16 – 2004 ОГГ.671 241.016 ТУ

Руководства по эксплуатации

Сертификаты

Версия для печати (pdf)

Требования к оформлению заказов трансформаторов предназначенных на экспорт

Назначение

Трансформаторы предназначены для установки в комплектные распределительные устройства (КРУ) внутренней установки или другие закрытые распределительные устройства (ЗРУ), а также для встраивания в токопроводы турбогенераторов и служат для питания цепей измерения, автоматики, сигнализации и защиты в электрических установках переменного тока частоты 50 или 60 Гц в сетях с изолированной нейтралью.

Допускается использование трансформаторов обоих исполнений при температуре окружающего воздуха в токопроводе до 65⁰С  при нагрузке трансформаторов не превышающей номинальную мощность класса точности 0,5.

Трансформаторы изготавливаются в климатическом исполнении “У” или “Т”
категории размещения 3 по ГОСТ 15150, предназначены для эксплуатации при условиях:

• высота установки над уровнем моря не более 1000 м;
• температура окружающей среды с учетом превышения температуры воздуха в токопроводе или КРУ при нагрузке трансформаторов предельной мощностью:
  • для исполнения “У3” от минус 45°С до плюс 50°С,
  • для исполнения “Т3” от минус 10°С до плюс 55°С;
  • для варианта ЗНОЛ.06Т (15-24 кВ) от минус 45°С до плюс 80°С
• окружающая среда невзрывоопасная, не содержащая агрессивных газов и паров в концентрациях, разрушающих металлы и изоляцию;
• рабочее положение – любое.

Гарантийный срок эксплуатации – 5 (пять) лет со дня ввода трансформатора в эксплуатацию, но не более 5,5 лет с момента отгрузки с завода-изготовителя.

Срок службы – 30 лет.

Патентная защита
Патент на изобретение No 2193252.

Внимание! При заказе трансформаторов напряжения для АИСКУЭ обязательно заполнение опросного листа.

Таблица 1. Технические данные

Наименование параметра	Значение для исполнений
	З Н О Л. 06-3	З Н О Л. 06-6	З Н О Л. 06-10	З Н О Л. 06-15	З Н О Л. 06М-15	З Н О Л. 06-20	З Н О Л. 06М-20	З Н О Л. 06-24	З Н О Л. 06М-24	З Н О Л. 06-27
Класс напряжения, кВ	3	6	10	15		20		24		27
Наибольшее рабочее напряжение, кВ	3,6	7,2	12	17,5		24		26,5		30
Номинальное напряжение первичной обмотки, В	3000/√3 3300/√3	6000/√3 6300/√3 6600/√3 6900/√3	10000/√3 10500/√3 11000/√3	13800/√3 15750/√3		18000/√3 20000/√3		24000/√3		27000/√3
Номинальное напряжение основной вторичной обмотки, В	100/√3 или 110/√3*
Номинальное напряжение дополнительной вторичной обмотки, В	100/3 или 100 или 110/3* или 110* или 100/√3**
Номинальная мощность основной вторичной обмотки*** с коэффициентом мощности активно-индуктивной нагрузки 0,8 в классах точности по ГОСТ 1983, В·А:
0,2	15	30	30		25	50	25	50	30	50
0,5	30	50	75		50	75	50	75	50	75
1	50	75	150		75	150	75	150	75	150
3	150	200	300		200	300	200	300	200	300
Номинальная мощность дополнительной вторичной обмотки с коэффициентом мощности активно – индуктивной нагрузки 0,8 в классе точности 3 или 3Р по ГОСТ 1983, В·А	150	200	300		200	300	200	300	200	300
Предельная мощность вне класса точности, ВА	250	400	630		400	630	400	630	400	630
Предельный допустимый длительный первичный ток, А	0,14	0,11	0,10	0,07	0,05	0,06	0,04	0,05	0,03	0,04
Схема и группа соединения обмоток	1/1/1-0-0
Номинальная частота, Гц	50 или 60****

Примечание:
* Для трансформаторов ЗНОЛ.06М не применяется.
** Используется как вторая основная вторичная обмотка (для питания измерительных приборов). Нагрузка на обе вторичные обмотки, а также классы точности оговариваются при заказе.
*** Наибольшая возможная мощность заданного класса точности. Возможно изготовление трансформтаоров с меньшими значениями номинальных мощностей вторичной обмотки, выбираемых из ряда: 10, 15, 25, 30, 50, 75, 100, 150, 200. Номинальная мощность оговаривается при заказе.
**** Для поставок на экспорт.

Таблица 2. Технические характеристики ЗНОЛ.06.4 (3 вторичных обмотки)

Наименование параметра	Значение для исполнения
	ЗНОЛ.06.4-6		ЗНОЛ.06.4-10		ЗНОЛ.06.4-20
Класс напряжения, кВ	6		10		20
Наибольшее рабочее напряжение, кВ	7,2		12		24
Номинальное напряжение первичной обмотки, В	6000/√3		10000/√3		20000/√3
Номинальное напряжение первой основной вторичной обмотки, В	100/√3
Номинальное напряжение второй основной вторичной обмотки, В	100/√3
Номинальное напряжение дополнительной вторичной обмотки, В	100/3	100	100/3	100	100/3	100
Номинальная мощность первой вторичной обмотки с коэффициентом мощности активно-индуктивной нагрузки 0,8 в классе точности 0,2 по ГОСТ 1983, В·А	10
Номинальная мощность второй вторичной обмотки с коэффициентом мощности активно-индуктивной нагрузки 0,8 в классе точности 0,5 по ГОСТ 1983, В·А	25	15	30	15	30	15
Номинальная мощность дополнительной вторичной обмотки с коэффициентом мощности активно-индуктивной нагрузки 0,8 в классе точности 3 или 3Р по ГОСТ 1983, В·А	200	50	200	50	200	50
Предельная мощность вне класса точности, В·А	400	160	400	160	400	160
Предельный допустимый длительный первичный ток, А	0,12	0,05	0,07	0,03	0,04	0,02
Схема и группа соединения обмоток	1/1/1-0-0-0
Номинальная частота переменного тока, Гц	50 или 60

Таблица 3. Габаритные размеры

Тип трансформатора	Размеры, мм					Масса, кг
	h2	h3	L1	L2	D
ЗНОЛ.06-3 ЗНОЛ.06-6 ЗНОЛ.06.4-6	298±5	287+5-3	328+5-3	153±2	160±3	26,5±1,5
ЗНОЛ.06-10* ЗНОЛ.06.4-10 ЗНОЛ.06М-15					175±3	28,5±1,5
ЗНОЛ.06-15 ЗНОЛ.06М-20	314±5	303+5-3			195±3	29,5±1,5
ЗНОЛ.06-20 ЗНОЛ.06.4-20 ЗНОЛ.06М-24	341±5	330+5-3			205±3	32,5±1,5
ЗНОЛ.06-24	348±5	337+5-3	338+5-3	163±2	240±3	40,5±1,5

*Трансформаторы с номинальным первичным напряжением 11000/√3В для АЭС изготавливаются с размерами, соответсвующими трансформаторам ЗНОЛ.06-15

Общий вид трансформаторов ЗНОЛ.06-3(-24) и ЗНОЛ.06.4-6(-20) и ЗНОЛ.06М-15(-24) (чертеж)

Общий вид трансформатора ЗНОЛ.06-27(чертеж)

Версия для печати (pdf)

ЗНОЛ.06Т

Конструкторами ОАО “СЗТТ” разработана линейка трансформаторов напряжения ЗНОЛ.06Т на классы напряжения 15-24 кВ с повышенной температурой эксплуатации. Эксплуатация трансформаторов предполагает температурный диапазон от минус 45 ºС до плюс 80ºС.
Возможен вариант исполнения ЗНОЛ.06КТ с выведенной термопарой для контроля температуры обмоток трансформатора.
Трансформаторы успешно прошли все испытания и с июня 2019 года готовы к массовому производству.
Габаритные размеры трансформаторов соответствуют ЗНОЛ.06.

Трансформаторы напряжения ЗНОЛ-3, ЗНОЛ-6, ЗНОЛ-10, ЗНОЛ.М-15.

Трансформаторы напряжения ЗНОЛ-3, ЗНОЛ-6, ЗНОЛ-10, ЗНОЛ.М-15 предназначены для установки в открытые распределительные устройства и служат для питания цепей измерения, автоматики, сигнализации и защиты в электрических установках переменного тока частоты 50 или 60 Гц в сетях с изолированной нейтралью. Допускается длительная эксплуатация трансформаторов как силовых. При этом мощность, отдаваемая трансформаторами, не должна превышать предельную мощность, и нагрузка должна подключаться к основной вторичной обмотке.

Трансформаторы изготавливаются в климатическом исполнении “УХЛ” и “Т” категории размещения 1 по ГОСТ 15150.

Трансформаторы напряжения ЗНОЛ-3, ЗНОЛ-6, ЗНОЛ-10, ЗНОЛ.М-15 предназначены для эксплуатации при условиях:

• высота установки над уровнем моря не более 1000 м;
• температура окружающего воздуха от минус 60°С до плюс 50°С для исполнения “УХЛ1” и от минус 10°С до плюс 55°С для исполнения “Т1”.

Длина пути утечки – III по ГОСТ 9920.
Рабочее положение – вертикальное.

Патентная защита:
Патент № 53930 на промышленный образец.

Технические данные трансформаторов напряжения ЗНОЛ-3, ЗНОЛ-6, ЗНОЛ-10, ЗНОЛ.М-15.

Наименование параметров	Значение
	ЗНОЛ-3	ЗНОЛ-6	ЗНОЛ-10	ЗНОЛ.М-15
ТУ	ТУ16 – 2007 ОГГ.671 241.052 ТУ
Класс напряжения, кВ	3	6	10	15
Наибольшее рабочее напряжение, кВ	3,6	7,2	12	18
Номинальное напряжение первичной обмотки, В	3000/√3 3300/√3	6000/√3 6300/√3 6600/√3 6900/√3	10000/√3 10500/√3	13800/3 15750/3
Номинальное напряжение основной вторичной обмотки, В	100/√З или 110/√3
Номинальное напряжение дополнительной вторичной обмотки, В	100/3 или 100 или 110/√3 или 110 или 100/√3**			100/3
Номинальная мощность с коэффициентом мощности активно-индуктивной нагрузки 0,8, В·А, в классе точности*:
0,2	15	30	50	25
0,5	30	50	75	50
1	50	75	150	75
3	150	200	300	150
Номинальная мощность дополнительной вторичной обмотки с коэффициентом мощности активно-индуктивной нагрузки 0,8 в классе точности 3, В·А	150	200	300	200
Предельная мощность вне класса точности, ВА	250	400	630	400
Схема и группа соединения обмоток	1/1/1-0-0
Номинальная частота, Гц	50 или 60
Испытательное напряжение, кВ:
– одноминутное промышленной частоты	24	32	42	–
– грозового импульса полного	40	60	75
– грозового импульса срезанного	50	70	90
Масса	42 кг макс			–

Примечание:

* –  высший класс точности указывается в заказе.
** –  Используется как вторая основная вторичная обмотка (для питания измерительных приборов). Нагрузка на обе вторичные обмотки, а также классы точности оговариваются при заказе.
Трансформаторы для АСКУЭ поставляются по специальному заказу с одинаковым классом точности и номинальной мощностью, которые указываются в заказе.

Габаритные и установочные размеры трансформаторов напряжения ЗНОЛ-3, ЗНОЛ-6, ЗНОЛ-10, ЗНОЛ.М-15.

Трансформатор напряжения 3*ЗНОЛ-НТЗ-10

Общее описание

Трансформатор напряжения 3*ЗНОЛ-НТЗ-10 изготавливается  в климатическом исполнении  «УХЛ» и «Т» категории размещения «2» по ГОСТ 15150

Характеристики

Общие характеристики
Марка	3*ЗНОЛ
Класс напряжения	10 кВ
Наибольшее рабочее напряжение	12 кВ
Номинальное напряжение первичной обмотки	10; 10,5; 11 кВ
Номинальное линейное напряжение на выводах основной вторичной обмотки	100 В
Номинальная мощность основной вторичной обмотки, В∙А в классах точности 0,2	30, 45, 75, 90
Номинальная мощность основной вторичной обмотки, В∙А в классах точности 0,5	90, 150, 225
Номинальная мощность основной вторичной обмотки, В∙А в классах точности 1,0	150, 225, 300, 450, 600
Номинальная мощность основной вторичной обмотки, В∙А в классах точности 3,0	450, 600
Номинальная частота	50 Гц
Группа соединения обмоток	УHR/УH/п – 0
Тип резисторов R1, R2, R3	HSC100 Tyco Electronics 2,2-2,5кОм( допуск. Замена на C5-35В, 100Вт, 2,4кОм ± 5%)
Предельная мощность трансформатора вне класса точности	1200 ВА
Мощность нагрузки на выводах разомкнутого треугольника дополнительной вторичной обмотки при напряжении 100В и коэффициенте мощности нагрузки 0,8 (характер нагрузки индуктивный)	400 ВА
Напряжение на выводах разомкнутого треугольника дополнительных вторичных обмоток При симметричном режиме работы сети, В, не более	3 В
При замыкании одной из фаз сети на землю	От 90 до 110 В
Вес	83 кг

Сертификат

К этому товару пока нет комментариев.
Ваш комментарий будет первым!

Ваш комментарий

Все поля обязательны для заполнения.

Заземляемые трансформаторы напряжения ЗНОЛ-3, ЗНОЛ-6, ЗНОЛ-10, ЗНОЛ.М — ИТСАР — Трансформаторы

Описание товара

Заземляемые трансформаторы напряжения ЗНОЛ предназначены для установки в открытые распределительные устройства, служат для питания цепей измерения, автоматики, сигнализации и защиты в электрических установках переменного тока частоты 50 или 60 Гц в сетях с изолированной нейтралью.            Допускается длительная эксплуатация трансформаторов как силовых. При этом мощность, отдаваемая трансформаторами, не должна превышать предельную мощность, и нагрузка должна подключаться к основной вторичной обмотке.

Климатическое исполнение «УХЛ» и «Т» категории размещения 1 по ГОСТ 15150.

  Трансформаторы предназначены для эксплуатации при условиях:

• высота установки над уровнем моря не более 1000 м;
• температура окружающего воздуха от минус 60°С до плюс 50°С для исполнения «УХЛ1» и от минус 10°С до плюс 55°С для исполнения «Т1».

Длина пути утечки — III по ГОСТ 9920.
Рабочее положение — вертикальное.

ТУ16 — 2010 ОГГ.671 240.001 ТУ
взамен
ТУ16 — 2007 ОГГ.671 241.052 ТУ

Срок службы — 30 лет.

 

Основные технические характеристики трансформаторов напряжения ЗНОЛ:

Наименование параметров	Нормы для типов
	ЗНОЛ-3	ЗНОЛ-6	ЗНОЛ-10
Класс напряжения, кВ	3	6	10
Наибольшее рабочее напряжение, кВ	3,6	7,2	12
Номинальное напряжение первичной обмотки, В	3000/√3 3300/√3	6000/√3 6300/√3 6600/√3 6900/√3	10000/√3 10500/√3
Номинальное напряжение основной вторичной обмотки, В	100/√З или 110/√3
Номинальное напряжение дополнительной вторичной обмотки, В	100/3 или 100 или 110/√3 или 110 или 100/√3**
Номинальная мощность с коэффициентом мощности активно-индуктивной нагрузки 0,8, В·А, в классе точности*: 0,2 0,5 1 3	15 30 50 150	30 50 75 200	50 75 150 300
Номинальная мощность дополнительной вторичной обмотки с коэффициентом мощности активно-индуктивной нагрузки 0,8 в классе точности 3, В·А	150	200	300
Предельная мощность вне класса точности, ВА	250	400	630
Схема и группа соединения обмоток	1/1/1-0-0
Номинальная частота, Гц	50 или 60
Испытательное напряжение, кВ: одноминутное промышленной частоты грозового импульса полного грозового импульса срезанного	24 40 50	32 60 70	42 75 90
Масса	42 кг макс

Основные технические характеристики трансформаторов ЗНОЛ.М:

Наименование параметра	Значение
	ЗНОЛ.М-15
Класс напряжения, кВ	15
Наибольшее рабочее напряжение, кВ	18
Номинальное напряжение первичной обмотки, В	13800/3 15750/3
Номинальное напряжение основной вторичной обмотки, В	100/3
Номинальное напряжение дополнительной вторичной обмотки, В	100/3
Номинальная мощность основной вторичной обмотки, ВА: в классе точности 0,2 в классе точности 0,5 в классе точности 1 в классе точности 3	25 50 75 150
Номинальная мощность дополнительной вторичной обмотки в классе точности 3, ВА	200
Предельная мощность вне класса точности, ВА	400
Схема и группа соединения обмоток	1/1/1-0-0
Номинальная частота, Гц	50

 

Габаритные размеры трансформаторов ЗНОЛ-3; ЗНОЛ-6; ЗНОЛ-10; ЗНОЛ.М-15 одинаковые (см. чертеж).

 

Стоимость уточняйте у наших менеджеров по телефонам/e-mail или в прайс-листе.

Более подробную информацию Вы можете посмотреть в каталоге.

Скачать каталог на трансформаторы ЗНОЛ

Опросный лист на трансформаторы напряжения

Руководство по эксплуатации трансформаторов ЗНОЛ

Требования к заказам трансформаторов на экспорт

Сертификаты:

Сертификат соответствия

Декларация о соответствии

Описание типа средств измерений

Свидетельство об утверждении типа средств измерений (РФ)

 

 

ЗАЗЕМЛЯЕМЫЙ ТРАНСФОРМАТОР НАПРЯЖЕНИЯ ЗНОЛ.06-3 УЗ

Трансформатор ЗНОЛ.06-3 УЗ предназначен для установки в комплектные распределительные устройства (КРУ) внутренней установкиили другие закрытые распределительные устройства (ЗРУ), а также длявстраивания в токопроводы турбогенераторов и служит для питания цепейизмерения, автоматики, сигнализации и защиты в электрических установкахпеременного тока частоты 50 или 60 Гц в сетях с изолированной нейтралью.Допускается длительная эксплуатация трансформатора как силового. Приэтом мощность, отдаваемая трансформатором, не должна превышать предельнуюмощность, и нагрузка должна подключаться к основной вторичной обмотке.
Трансформатор изготавливается в климатическом исполнении “У” или “Т” категори и размещения 3 по ГОСТ 15150

Условия работы:

• высота над уровнем моря не более 1000 м –
• температура окружающей среды: при эксплуатации –от минус 45 С до плюс 50 С-
• окружающая среда невзрывоопасная, не содержащая агрессивных газов и паров вконцентрациях, разрушающих металлы и изоляцию-
• рабочее положение – любое.

Технические характеристики:

Наименование параметра	ЗНОЛ.06-3УЗ
Класс напряжения, кВ	3
Наибольшее рабочее напряжение, кВ	3,6
Номинальное напряжение первичной обмотки,В	3000/Ц3 3300/Ц3
Номинальное напряжение осн, вторичнойобмотки, В	100/Ц3
Номинальное напряжение доп. вторичнойобмотки, В	100/Ц3 или 100
Номинальная мощность, В-А, в классеточности: 0,2 0,5 1,0 3,0	15 30 50 150
Номинальная мощность доп. вторичной обмотки в классеточности 3, В-А	150
Предельная мощность вне класса точности,В-А	250
Схема и группа соединения обмоток	1/1/1-0-0
Номинальная частота, Гц	50 или 60
Испытательное напряжение, кВ: одноминутноепромышленной частоты грозового импульса грозового импульса срезанного	24 40 50

Чертеж:

Габаритныеразмеры:

Наименование трансформатора		h3, мм	h4, мм	D, мм	L, мм	L1, мм	Масса, кг.
Трансформатор ЗНОЛ.06-3УЗ	298	287	153	160	328	105	26,5

Варианты обозначения: трансформатор ЗНОЛ.06-3УЗ,ЗНОЛ06-3 УЗ, ЗНОЛ-06-3УЗ

ЗАЗЕМЛЯЕМЫЙ ТРАНСФОРМАТОР НАПРЯЖЕНИЯ ЗНОЛ-6 III

Трансформатор ЗНОЛ-6 III предназначен для установкив открытые распределительные устройства и служит для питания цепейизмерения, автоматики, сигнализации и защиты в электрических установкахпеременного тока частоты 50 или 60 Гц в сетях с изолированной нейтралью.Допускается длительная эксплуатация трансформатора как силового. Приэтом мощность, отдаваемая трансформатором, не должна превышать предельнуюмощность, и нагрузка должна подключаться к основной вторичной обмотке. Трансформатор изготавливается в климатическом исполнении “УХЛ” и “Т” категорииразмещения 1 по ГОСТ 15150.

Условия работы:

• высота над уровнем моря не более 1000 м –
• температура окружающего воздуха – от -60 С до+50С –
• окружающая среда невзрывоопасная, не содержащая агрессивныхгазов и паров в концентрациях, разрушающих металлы и изоляцию-
• рабочее положение – вертикальное-
• Длина пути утечки – III по ГОСТ 9920.

Технические характеристики:

Наименование параметров	ЗНОЛ-6-III
Класс напряжения, кВ	6
Наибольшее рабочее напряжение, кВ	7,2
Номинальное напряжение первичной обмотки, В	6000/Ц3 6300/Ц3 6600/Ц3 6900/Ц3
Номинальное напряжение основной вторичной обмотки,В	100/Ц3
Номинальное напряжение дополнительной вторичнойобмотки, В	100/Ц3 или 100
Номинальная мощность с коэффициентом мощности активно-индуктивнойнагрузки 0,8, В-А, в классе точности: 0,2 0,5 1 3	30 50 75 200
Номинальная мощность дополнительной вторичной обмоткис коэффициентом мощности активно-индуктивной нагрузки 0,8 в классеточности 3, В-А	200
Предельная мощность вне класса точности, В-А	400
Схема и группа соединения обмоток	1/1/1-0-0
Номинальная частота, Гц	50 или 60
Испытательное напряжение, кВ: одноминутное промышленной частоты грозового импульса полного грозового импульса срезанного	32 60 70

Чертеж:

Варианты обозначения: трансформатор ЗНОЛ6III, ЗНОЛ6III, 3НОЛ-6

Трансформатор напряжения ЗНОЛ-3

>> купить недорого у Производителя

Внимание !!! Доставка всех инструментов, представленных на сайте, осуществляется по всей территории следующих стран: Россия, Украина, Беларусь, Казахстан и другие страны СНГ.

По России существует налаженная система доставки в города: Москва, Санкт-Петербург, Сургут, Нижневартовск, Омск, Пермь, Уфа, Норильск, Челябинск, Новокузнецк, Череповец, Альметьевск, Волгоград, Липецк, Магнитогорск, Тольятти, Когалым. Кстово Новый Уренгой Нижнекамск, Нефтеюганск, Нижний Тагил, Ханты-Мансийск, Екатеринбург, Самара, Калининград, Надым, Ноябрьск, Выкса, Нижний Новгород, Калуга, Новосибирск, Ростов-на-Дону, Верхний Чеарскма, Казань, Пышкма, Мурманский, Красноярский, Красноярский , Всеволожск Ярославль, Кемерово, Рязань, Саратов, Тула, Усинск, Оренбург, Новотроицк, Краснодар, Ульяновск, Ижевск, Иркутск, Тюмень, Воронеж, Чебоксары, Нефтекамск, Новгород, Тверь, Астрахань, Новомосковск, Пеномосковск, Ульяновск Первоуральск, Белгород, Курск, Таганрог, Владимир, Нефтегорск, Киров, Брянск, Смоленск, Саранск, Улан-Удэ, Владивосток, Воркута, Подольск, Красногорск, Новоуральск, Новороссийск, Хабаровск, Железногорск, Зеленогорск, Кострома ол, Светогорск, Жигулевск, Архангельск и другие города РФ.

Украина имеет налаженную систему доставки в городах: Киев, Харьков, Днепр (Днепропетровск), Одесса, Донецк, Львов, Киев, Николаев, Луганск, Винница, Симферополь, Херсон, Полтава, Чернигов, Черкассы, Сумы, Житомир, Кировоград, Хмельницкий, Ровно, Черновцы, Тернополь, Ивано-Франковск, Луцк, Ужгород и другие города Украины.

На территории Беларуси налажена система доставки в города: Минск, Витебск, Могилев, Гомель, Мозырь, Брест, Лида, Пинск, Орша, Полоцк, Гродно, Жодино Молодечно и другие города Беларуси.

В Казахстане налажена система доставки в города Астана, Алматы, Экибастуз, Павлодар, Актобе, Караганда, Уральск, Актау, Атырау, Аркалык, Балхаш, Жезказган, Кокшетау, Костанай, Тараз, Шымкент, Кызылорда, Петропавтовск, Лисаковск, Шахтинск. , ридер, Руда, Семьи, Талдыкорган, Темиртау, Усть-Каменогорск и другие города Казахстана. Продолжаются поставки устройств в такие страны: Азербайджан (Баку), Армения (Ереван), Кыргызстан (Бишкек), Молдова (Кишинев), Таджикистан ( Душанбе), Туркменистан (Ашхабад), Узбекистан (Ташкент), Литва (Вильнюс), Латвия (Рига), Эстония (Таллинн), Грузия (Тбилиси).

Иногда заказчики могут ввести название нашей компании неправильно – например, западприбор, западприлад, западприбор, западприлад, західприбор, західприбор, захидприбор, захидприлад, захидприбор, захидприбор, захидприлад. Правильно – Западприбор или західприлад.

Компания принимает активное участие в таких процедурах, как электронные торги, тендеры, аукционы.

Если на сайте нет нужной описательной информации по устройству, вы всегда можете обратиться к нам за помощью.Наши квалифицированные менеджеры обновят для вас технические характеристики устройства из его технической документации: руководство пользователя, сертификат, форма, инструкция по эксплуатации, схема. При необходимости мы сфотографируем ваше устройство или подставку под устройство. Вы можете оставить отзыв о приобретенном у нас устройстве, счетчике, приборе, индикаторе или продукте. Ваш отзыв для утверждения будет опубликован на сайте без контактной информации.

Описание приборов взято из технической документации или технической литературы.Большинство фотографий товаров делается непосредственно нашими специалистами перед отгрузкой товара. В описании прибора приведены основные технические характеристики прибора: номинальный диапазон измерения, класс точности, шкала, напряжение питания, габариты (габариты), вес. Если на сайте вы увидите несоответствие названия устройства (модели) техническим характеристикам, фото или приложенных документов – сообщите нам – вы получите полезный подарок вместе с проданным устройством.

При необходимости уточнить общий вес и размер или размер отдельного счетчика вы можете в нашем сервисном центре.При необходимости наши инженеры помогут подобрать наиболее полный аналог или подходящую замену интересующему вас устройству. Все аналоги и замены будут проверены в одной из наших лабораторий на полное соответствие вашим требованиям.

В технической документации на каждое устройство или изделие указывается перечень и количество содержания драгоценных металлов. В документации указан точный вес в граммах драгоценных металлов: золота Au, палладия Pd, платины Pt, серебра Ag, тантала Ta и других металлов платиновой группы (МПГ) на единицу единицы.Эти драгоценные металлы встречаются в природе в очень ограниченном количестве и поэтому имеют такую ​​высокую цену. На нашем сайте вы можете ознакомиться с техническими характеристиками устройств и получить информацию о содержании драгоценных металлов в устройствах и радиодетали, произведенных в СССР. Обращаем ваше внимание, что зачастую фактическое содержание драгоценных металлов на 10-25% отличается от эталонного в меньшую сторону! Цена на драгоценные металлы будет зависеть от их стоимости и массы в граммах.

Вся текстовая и графическая информация на сайте носит информативный характер. Цвет, оттенок, материал, геометрические размеры, вес, комплектация, комплект поставки и другие параметры товаров, представленных на сайте, могут различаться в зависимости от партии и года выпуска. За дополнительной информацией обращайтесь в отдел продаж.

ООО «Западприбор» – огромный выбор измерительного оборудования по оптимальной цене и качеству. Так что вы можете покупать недорогие устройства, мы следим за ценами конкурентов и всегда готовы предложить более низкую цену.Мы продаем только качественную продукцию по лучшим ценам. На нашем сайте вы можете недорого купить как последние новинки, так и проверенное оборудование от лучших производителей.

На сайте действует специальное предложение «купи по лучшей цене» – если на других интернет-ресурсах (доска объявлений, форум или анонс другого онлайн-сервиса) в товарах, представленных на нашем сайте, цена ниже, то мы продадим вам ее еще дешевле. ! Покупателям также предоставляется дополнительная скидка за оставление отзыва или фото использования нашей продукции.

В прайс-листе указан не весь ассортимент предлагаемой продукции. О ценах на товары, не включенные в прайс-лист, можете узнать у менеджера. Также у наших менеджеров Вы можете получить подробную информацию о том, насколько дешево и выгодно купить КИП оптом и в розницу. Телефон и электронная почта для консультации по поводу покупки, доставки или получения указаны в описании товара. У нас самый квалифицированный персонал, качественное оборудование и лучшая цена.

ООО «Западприбор» – официальный дилер-производитель испытательного оборудования.Наша цель – продавать нашим покупателям товары высокого качества по оптимальным ценам и сервису. Наша компания может не только продать вам необходимый прибор, но и предложить дополнительные услуги по его калибровке, ремонту и установке. Чтобы у вас были приятные впечатления от совершения покупок на нашем сайте, мы предусмотрели специальные подарки для самых популярных товаров.

Завод «МЕТА» – самый надежный производитель оборудования для обследования. Тормозной стенд СТМ производится на этом заводе.

Производитель ТМ «Инфракар» – производитель многофункциональных приборов газоанализатора и дымомера.

Также мы обеспечиваем такие метрологические процедуры: калибровка, тара, градуировка, поверка средств измерений.

По запросу каждому измерительному устройству предоставляется метрологическая аттестация или поверка. Наши сотрудники могут представлять ваши интересы в таких организациях, как метрологический Ростест (Росстандарт), Госстандарт, Государственный стандарт (Госпоживстандарт), ЦЛИТ, ОГМетр.

Если вы можете произвести ремонт устройства самостоятельно, наши инженеры могут предоставить вам полный комплект необходимой технической документации: принципиальную схему ТО, ЭР, ФД, ПС.Также у нас есть обширная база технических и метрологических документов: технические условия (ТЗ), техническое задание (ТЗ), ГОСТ (ДСТУ), методика испытаний отраслевого стандарта (ОСТ), метод аттестации, схема поверки на более 3500 наименований измерительной техники от производителя данного оборудования. С сайта вы можете скачать все необходимое программное обеспечение (драйверы программного обеспечения), необходимое для приобретенного продукта.

Наша компания выполняет ремонт и обслуживание измерительной техники на более чем 75 различных заводах бывшего Советского Союза и СНГ.

У нас также есть библиотека юридических документов, относящихся к нашей сфере деятельности: закон, кодекс, постановление, указ, временная должность.

ООО «Западприбор» является поставщиком амперметров, вольтметров, измерителей мощности, частотомеров, фазометров, шунтов и других устройств таких производителей измерительной техники, как: ПО «Электроточприбор» (М2044, М2051), г. Омск, ОАО «Прибор». -Завод «Вибратор» (М1611, Ц1611), г. Санкт-Петербург, ОАО «Краснодарский ЗИП» (Е365, Е377, Е378), ООО «ЗИП Партнер» (Ц301, Ц302, Ц300) и «ЗИП» Юримов »(М381, г. C33), г. Краснодар, ОАО «ВЗЭП» («Витебский завод электротоваров») (E8030, E8021), г. Витебск, ОАО «Электроприбор» (M42300, M42301, M42303, M42304, M42305, M42306), г. Чебоксары, ОАО «Электроизмеритель» (Ц4342, Ц4352, Ц4353) Житомир, ПАО «Уманский завод« Меггер »(F4102, F4103, F4104, M4100), г. Умань.

Простой синтез и определение характеристик наночастиц ZnO, выращенных на нанотрубках галлуазита, для улучшения фотокаталитических свойств

Метод выращивания с помощью затравок был рассмотрен как простой и экономичный подход к приготовлению нанокомпозитов. В настоящем исследовании мы использовали этот метод для синтезированных нанокомпозитов HNTs @ ZnO через ZnO, успешно нанесенных на поверхность HNT, вдохновленных поверхностной гидроксильной группой HNT, которая связана с ионами Zn ²⁺ через O-Zn ^{2 +} координационная связь при комнатной температуре ²⁴ .Продукт прокаливали в течение 2 часов при 500 ° C для получения нанокомпозитов HNTs @ ZnO, как показано на рис. 1.

Рисунок 1

Иллюстрация процесса формирования нанокомпозитов HNTs @ ZnO.

Рентгеновская дифракция (XRD) была проведена для исследования структуры и состава нанокомпозитов HNTs @ ZnO, как показано на рис. 2. В случае HNTs @ ZnO, помимо характерных дифракций моноклинной системы HNTs (PDF 29- 1487) очевидные дифракционные пики при 2 θ = 31.68 °, 34,38 °, 36,25 °, 47,53 ° и 68,03 ° можно отнести к тетрагональной фазе ZnO (PDF 65-3411), что свидетельствует об успешной кристаллизации ZnO на поверхности HNT. Кроме того, нельзя обнаружить никаких дополнительных пиков для других фаз, что указывает на отсутствие реакции между ядром и оболочкой во время процесса синтеза.

Рис. 2

Рентгенограммы предварительно приготовленных нанокомпозитов HNTs @ ZnO.

Структура и морфология нанокомпозитов HNTs и HNTs @ ZnO охарактеризованы с помощью сканирующей электронной микроскопии (SEM).Как показано на рис. 3A и B, HNT состоят из цилиндрических трубок диаметром в диапазоне 30–50 нм и длиной до 1 мкм. СЭМ-изображение показывает типичную трубчатую структуру HNT (см. Стрелку на рис. 3B) с гладкой поверхностью. После модификации поверхности путем покрытия оболочки ZnO нанокомпозиты HNTs @ ZnO сохранили свою цилиндрическую трубчатую морфологию с отсутствием агрегации (рис. 3C, D). Цвет нанокомпозитов HNTs @ ZnO стал светлее. Наночастицы ZnO наносятся на поверхность нанотрубок HNT, что делает поверхность HNT более шероховатой и рыхлой (рис.3D). Эти результаты предполагают, что наночастицы ZnO были нанесены на поверхность нанотрубок HNTs.

Рисунок 3

СЭМ-изображения ( A , B ) HNTs и ( C , D ) HNTs @ ZnO нанокомпозитов. На вставке ( D ) показано СЭМ-изображение с большим увеличением.

Морфология полученных нанокомпозитов HNTs @ ZnO была охарактеризована с помощью просвечивающей электронной микроскопии (ПЭМ) и ПЭМ высокого разрешения (ПЭМВР), как показано на рис.4. Нанокомпозиты HNTs @ ZnO демонстрируют типичную трубчатую наноструктуру с внешним диаметром и внутренним диаметром приблизительно 10 нм и 5 нм соответственно (рис. 4A, B). Вставка, показанная на рис. 4B, представляет собой картину SAED, взятую из образцов HNTs @ ZnO, которая показывает поликристаллические дифракционные кольца, состоящие из дискретных дифракционных пятен. Измерены и рассчитаны диаметры дифракционных колец. Было обнаружено, что дифракционные кольца хорошо соответствуют гексагональному ZnO, этот результат хорошо согласуется с приведенным выше XRD.Приведенные выше наблюдения демонстрируют, что наночастицы HNTs @ ZnO ядро-оболочка успешно изготавливаются методом, использованным в данной работе.

Рис.4

( A , B ) ПЭМ и ( C ) HRTEM изображения HNTs @ ZnO, ( D ) гистограмма размеров частиц ZnO.

Изображение нанокомпозитов HNTs @ ZnO (рис. 4C), полученное методом просвечивающей электронной микроскопии (HRTEM), ясно демонстрирует, что эти наночастицы имеют полусферическую форму и прочно связываются с поверхностью HNT. Их шаг решетки был около 0.26 нм, что соответствует плоскости (002) ZnO, подтверждая, что эти наночастицы являются кристаллами ZnO ²⁴ . Предполагается, что HNT играют важную роль в процессе роста in situ частиц ZnO на поверхности HNT. В нанокомпозитах HNTs @ ZnO многие наночастицы с размерами в диапазоне 3-5 нм (рис. 4D) равномерно покрыты поверхностью HNTs. Ионы Zn ²⁺ сначала адсорбируются на отрицательно заряженной поверхности HNT, а затем зарождение и рост ZnO происходит на поверхности HNT после прокаливания при 500 ° C в течение 2 часов (рис.1). Из-за поверхностного ограничения HNT рост и агрегация ZnO ингибируются, что приводит к образованию однородных наночастиц ZnO ²⁵ .

Кроме того, HNT демонстрируют отчетливую решетку, что указывает на то, что они хорошо кристаллизованы после прокаливания при 500 ° C в течение 2 часов. Примечательно, что не наблюдалось никаких голых HNT или отслоившихся наночастиц ZnO, даже несмотря на то, что нанокомпозиты HNTs @ ZnO обрабатывались ультразвуком в течение 1 часа до определения характеристик ПЭМ. Здесь предполагается, что наночастицы ZnO образуют ковалентные связи с HNT после процесса роста in situ , а не слабых физических взаимодействий.

Для дальнейшей идентификации структуры нанокомпозитов HNTs @ ZnO было обнаружено соответствующее EDX-картирование образца HNTs @ ZnO для анализа элементов, как показано на рис. 5 (A – D). На рис. 5 (B – D) показано отображение элементов Al, Si и Zn соответственно. Видно, что все элементы были распределены в образце однородно. Это указывает на то, что наночастицы ZnO диффундировали после отжига при 500 ° C. Из EDX-картирования и ПЭМ мы можем дополнительно подтвердить образование нанокомпозитов HNTs @ ZnO.

Рис. 5

( A ) ПЭМ-изображения нанокомпозитов HNTs @ ZnO; ( B – D ) Энергодисперсионное рентгеновское картирование (EDX) нанокомпозитов HNTs @ ZnO.

Для дальнейшего определения структуры поверхности ZnO @ HNTs и HNTs были использованы измерения адсорбции-десорбции N ₂ . На рисунке 6 показаны изотермы адсорбции / десорбции N ₂ и размер пор ZnO @ HNTs и HNTs. Как показано на фиг. 6A, все изотермы показали типичную петлю гистерезиса типа IV, как определено IUPAC.Временное запирание жидкости N ₂ и отсроченное испарение на изотерме десорбции указывает на то, что продукт ведет себя аналогично петлям гистерезиса типа h4, что предполагает обильное присутствие иерархических пор. Видно, что ZnO ​​@ HNT продемонстрировали самую большую площадь поверхности (55,3 м ² г ^-1 ), намного превышающую площадь поверхности HNT (44,9 м ² г ^-1 ), что связано с поверхностью HNT. нагружены наночастицами ZnO небольшого размера, что приводит к увеличению его удельной поверхности.Распределение пор, полученное с использованием теории Барретта – Джойнера – Халенды (BJH), указывает на характеристики пористости ZnO @ HNTs и HNTs (рис. 6B). Из рис. 6В видно, что размер пор HNT в основном распределен примерно в 12 нм и 60 нм, что соответствует цилиндрическому отверстию нанотрубки и отверстию для накопления. В распределении пор по размерам ZnO @ HNT появились сильные пики при 17 нм, а пик накопительного отверстия уменьшился, что указывает на то, что ZnO ​​@ HNT сформировали более концентрированное и однородное распределение пор по размерам.Объем пор HNTs и ZnO @ HNTs составлял 0,20 см ³ / г и 0,37 см ³ / г соответственно.

Рис. 6

N ₂ изотермы адсорбции-десорбции и распределение пор по размерам ZnO @ HNTs и HNTs.

Фотокаталитическая активность нанокомпозитов HNTs, ZnO и HNTs @ ZnO была проведена для разложения МБ под воздействием ультрафиолетового излучения, и результаты показаны на рис. 7. На рис. 7 показано разложение 20 мл раствора МБ на HNT, ZnO и Нанокомпозиты HNTs @ ZnO при моделировании светового облучения.После выдерживания HNT в диспергированном растворе MB при световом облучении в течение 90 мин концентрация раствора MB снижается примерно на 40%, что следует приписать поглощению MB на HNT. По сравнению с HNT, ZnO проявляет определенную фотокаталитическую активность в отношении МБ. После 90 минут облучения максимальная скорость разложения достигает 85%, что почти в девять раз выше, чем у HNT. Удивительно, но нанокомпозиты HNTs @ ZnO демонстрируют значительно более высокую фотокаталитическую активность в отношении разложения МБ после включения источника света в течение 60 минут, достигая 78%.

Рисунок 7

( A ) Кривые фотокаталитического разложения МБ над HNT, ZnO и HNT @ ZnO в ультрафиолетовом свете и ( B – D ) соответствующие кривые кинетического моделирования. На вставке в ( C ) показан соответствующий цвет раствора. ( E ) Влияние циклов нанокомпозитов HNTs @ ZnO на деградацию МБ. ( F ) Спектры фотолюминесценции (ФЛ) ZnO и HNTs @ ZnO.

Как показано на рис.7, скорость разложения МБ по нанокомпозитам HNTs @ ZnO достигает 99% после 90 мин времени облучения, что в 10 и 1,2 раза выше, чем у HNT и ZnO соответственно. Максимальная скорость разложения МБ по нанокомпозитам HNTs @ ZnO составляет до 99%, демонстрируя отличную световую фотокаталитическую активность. На рис. 7 (B, C, D) показаны спектры поглощения в УФ и видимой областях MB над HNT, ZnO и нанокомпозитами HNTs @ ZnO после разного времени облучения. Как легко заметить, типичный пик поглощения МБ в УФ-видимой области составляет 665 нм в УФ-видимом спектре.В отличие от МБ, высота характеристического пика поглощения в УФ-видимой области раствора МБ, обработанного HNT за 90 минут облучения ультрафиолетовым светом, слегка уменьшается примерно на 40%, что близко к указанному выше значению поглощения. Раствор МБ при облучении в УФ-видимой области около 90 мин в присутствии катализаторов ZnO, высота типичного пика поглощения МБ в УФ-видимой области почти уменьшается примерно на 85%. Однако после облучения в УФ-видимой области около 90 мин полосы поглощения раствора МБ с нанокомпозитами HNTs @ ZnO практически исчезли.Эти результаты согласуются с приведенной выше скоростью деградации. Эти результаты показывают, что большая часть МБ над нанокомпозитами HNTs @ ZnO была обесцвечена и разложена благодаря активному свободнорадикальному окислению гидроксила ( · OH), это будет гидрофобное (-s-) окисление хромофорной группы до сульфоновой группы (длина волны поглощения <180 нм ). Превосходная фотокаталитическая активность нанокомпозитов HNTs @ ZnO может быть приписана комбинированному эффекту наночастиц ZnO и носителя HNT в качестве адсорбента, т.е.е. интегрированные фотокаталитические адсорбенты. Наиболее важно то, что HNT снизили скорость рекомбинации поверхностных электронов-дырок ZnO и запрещенную зону, иммобилизация активных наночастиц ZnO на HNT для создания новых интегрированных фотокаталитических адсорбентов более перспективна для практического применения при удалении вредных органических соединений из сточных вод.

Хотя полученные нанокомпозиты HNTs @ ZnO демонстрируют более высокую фотокаталитическую активность под действием света, стабильность во время фотокаталитических реакций также важна с точки зрения их применения.Для оценки стабильности и эффективности нанокомпозитов HNTs @ ZnO также были исследованы циклы фотокаталитического разложения МБ под действием света. Как показано на фиг. 7E, можно видеть, что фотокаталитическая активность нанокомпозитов HNTs @ ZnO не показывает никаких очевидных потерь после четырех циклов фотодеградации МБ. Это говорит о том, что нанокомпозиты стабильны и не подверглись фотокоррозии в процессе фотокаталитической деградации молекул модельного красителя, что очень важно для его практического применения.

Для дальнейшего изучения роли поддержки HNT в производительности ZnO, мы провели эксперименты по фотолюминесценции (ФЛ) с импульсным лазером с длиной волны 350 нм в качестве источника возбуждения. Спектры ФЛ часто используются для исследования поверхностных процессов электронно-дырочной рекомбинации полупроводников. Широкополосное излучение около 395 нм, как показано на рис. 7F, можно отнести к рекомбинации фотовозбужденных дырок с электронами, занимающими однократно ионизированные кислородные вакансии в ZnO ^26,27,28 .По-видимому, интенсивность ФЛ HNTs @ ZnO заметно снижается по сравнению с ZnO, что можно объяснить уменьшением процесса рекомбинации после HNTs в качестве носителя.

Рост с помощью электрического поля и механические бактерицидные свойства наноразмеров ZnO с градиентной морфологией

В ответ на широко распространенную бактериальную угрозу уже много лет появляются сообщения о механических бактерицидных наноструктурах с различной морфологией. Однако взаимосвязь между морфологией и бактерицидными свойствами еще предстоит выяснить из-за отсутствия справедливого сравнения при одинаковой плотности наноструктур.Для этого был использован метод гидротермального выращивания с помощью электрического поля, чтобы приготовить наномассивы ZnO с аналогичной плотностью массива (1,9 × 10 ⁹ стержень · см ² -2,4 × 10 ⁹ стержень · см ² ) но градиентные морфологии от гексагональной призмы, гексагональной призмоиды до гексагональной пирамиды на листах из нержавеющей стали. Более того, в темноте бактерицидная активность наблюдалась на поверхности наночастиц ZnO в течение 30 минут контакта как для E. coli , так и для S.aureus клеток. Степень бактерицидности быстро увеличивалась по мере уменьшения средней ширины кончика наностержней с 137 до 38 нм. Эти результаты предполагают, что наномассивы ZnO с гексагональной пирамидой обладают быстрой, эффективной бактерицидной активностью широкого спектра, что может способствовать стратегиям борьбы с водными патогенами следующего поколения.

Ссылки

[1] Глинель К., Тибо П., Хамблот В., Прадье К.М., Жуэнн Т., Антибактериальные поверхности, разработанные на основе методов биологического вдохновения, Acta Biomater., 2012, 8, 1670–1684. Искать в Google Scholar

[2] Ли Б., Логан Б. Э., Бактериальная адгезия к стеклянным и металлооксидным поверхностям, Colloids Surf. В Биоинтерф., 2004, 36, 81-90. Искать в Google Scholar

[3] Сперанца Г., Готтарди Г., Педерзолли К., Лунелли Л., Кантери Р., Паскардини Л., Карли Э., Луи А., Маниглио Д., Брюгнара М., Андерле М., Роль химических взаимодействий в адгезии бактерий к полимерным поверхностям, Биоматериалы, 2004, 25, 2029-2037. Искать в Google Scholar

[4] Flemming H.К., Вингендер Дж., Матрица биопленок, Nat. Ред. Microbiol., 2010, 8, 623-633. Ищите в Google Scholar

[5] Данн В.М., Бактериальная адгезия: видели какие-нибудь хорошие биопленки в последнее время? Clin. Microbiol. Ред., 2002, 15, 155-166. Искать в Google Scholar

[6] Линь Н., Хуанг Х., Чжан Х., Фан А., Цинь Л., Тан Б., Оценка in vitro бактериальной адгезии и коррозионных характеристик покрытия TiN на синтезированном титановом сплаве Ti6Al4V многодуговым ионным покрытием, Appl. Серфинг. Наук, 2012, 258, 7047-7051.Поиск в Google Scholar

[7] Ма Й., Лю Дж., Инь Х., Сюй Х., Се Й., Чен Д., Ван З., Хуэй Д., Чжоу З., Значительное улучшение антибактериальной активности углеродных нанотрубок путем гибридизации с серебряными нанотрубками, J. Nanosci. Нанотехнологии, 2018, 18, 5704-5710. Поиск в Google Scholar

[8] Нагди С., Ри К., Хуэй Д., Парк С., Обзор проводящих металлических наноматериалов как проводящих, прозрачных и гибких покрытий, тонких пленок и проводящих наполнителей: различные методы осаждения и применения, покрытия, 2018, 8.1-27 Поиск в Google Scholar

[9] Ансельм К., Дэвидсон П., Попа А.М., Джаззон М., Лили М., Плукс Л., Взаимодействие клеток и бактерий с поверхностями, структурированными в нанометровом масштабе, Acta Biomater., 2010, 6, 3824-3846. Искать в Google Scholar

[10] Эпштейн А.К., Айзенберг Дж., Биомиметические наноструктурированные поверхности с конструктивной механикой и геометрией для широких приложений, MRS Proc., 2011, 1236. Искать в Google Scholar

[11] Цао З., Ми Л., Мендиола Дж., Элла-Менье Дж.Р., Чжан Л., Сюэ Х., Цзян С. Обратимое переключение функции поверхности между атакой и защитой от бактерий, Angew. Chem. Int. Эд. Engl., 2012, 51, 2602-2605. Поиск в Google Scholar

[12] Гироар Б.П., Сканнон П.Дж., Левин М., Бактерицидный белок, повышающий проницаемость – уроки, извлеченные из рандомизированного клинического исследования фазы III rBPI21 для дополнительного лечения детей с тяжелой менингококкемией, Crit. Care Med., 2001, 29, S130-135. Искать в Google Scholar

[13] Baier G., Кавалларо А., Фридеманн К., Мюллер Б., Глассер Г., Васильев К., Ландфестер К., Ферментативная деградация наночастиц поли (L-лактида) с последующим высвобождением октенидина и их бактерицидные эффекты, Nanomed., 2014 , 10, 131-139. Искать в Google Scholar

[14] Агнихотри С., Мукхерджи С., Мукхерджи С., Иммобилизованные наночастицы серебра увеличивают контактное уничтожение и демонстрируют наивысшую эффективность: выяснение механизма бактерицидного действия серебра, Nanoscale, 2013, 5, 7328- 7340. Искать в Google Scholar

[15] Almasi H., Джафарзаде П., Мехриар Л., Изготовление новых наногибридов путем импрегнации наночастиц CuO в нановолокна бактериальной целлюлозы и хитозана: характеристика, антимикробные и высвобождающие свойства, Carbohydr. Polym., 2018, 186, 273-281. Искать в Google Scholar

[16] Базрафшан А.А., Гаеди М., Хаджати С., Нагиха Р., Асфарам А., Синтез материалов на основе наностержней ZnO для обеспечения антибактериальной и противогрибковой активности, расщепления ДНК и эффективной адсорбции красителей с помощью ультразвука , Ecotoxicol.Environ. Саф., 2017, 142, 330-337. Искать в Google Scholar

[17] Ахаван О., Длительная антибактериальная активность нанокомпозитных тонкопленочных фотокатализаторов Ag-TiO2 / Ag / a-TiO2 под воздействием солнечного света, J. ​​Colloid Interface Sci., 2009, 336, 117-124. Искать в Google Scholar

[18] Аль-Батаинех С.А., Лугинбюль Р., Текстор М., Ян М., Ковалентная иммобилизация антибактериальных фуранонов посредством фотохимической активации перфторфенилазида, Langmuir, 2009, 25, 7432-7437. Искать в Google Scholar

[19] Cannon R.Д., Лэмпинг Э., Холмс А.Р., Ниими К., Танабе К., Ниими М., Монк Б.С., Лекарственная устойчивость Candida albicans – еще один способ справиться со стрессом, Microbiol., 2007, 153, 3211-3217. Искать в Google Scholar

[20] Магиоракос А.П., Сринивасан А., Кэри Р.Б., Кармели Ю., Фалагас М.Э., Гиске К.Г. et al., бактерии с множественной лекарственной устойчивостью, широкой лекарственной устойчивостью и устойчивостью к лекарственным препаратам: международное предложение экспертов по временным стандартным определениям приобретенной устойчивости, Clin. Microbiol. Инфекция., 2012, 18, 268-281.Поиск в Google Scholar

[21] Шолунд К.М., Реймер А., Фолстер Дж. П., Уокер М., Дауру Г.А., Батра Д.Г., Мартин И. и др., Механизмы устойчивости к лекарственным средствам в штамме вспышки холерного вибриона O1, Гаити, 2010 г. , Emerg. Заразить. Дис., 2011, 17, 2151-2154. Искать в Google Scholar

[22] Сингх А.В., Вьяс В., Патил Р., Шарма В., Скопеллити П.Е., Бонджорно Г. и др., Количественная характеристика влияния наноразмерной морфологии наноструктурированных поверхностей на адгезию бактерий и образование биопленок, PLoS ONE, 2011, 6, e25029.Искать в Google Scholar

[23] Webb H.K., Boshkovikj V., Fluke C.J., Truong V.K., Hasan J., Baulin V.A. и др., прикрепление бактерий на субнанометрически гладких титановых субстратах. Биообрастание 2013, 29, 163-170. Искать в Google Scholar

[24] Иванова Е.П., Чыонг В.К., Уэбб Х.К., Баулин В.А., Ван Дж.Й., Мохаммоди Н. и др. Дифференциальное притяжение и отталкивание Staphylococcus aureus и Pseudomonas aeruginosa на молекулярно гладких пленках титана // Науки. Респ., 2011, 1, 165.Искать в Google Scholar

[25] Хасан Дж., Уэбб Х.К., Труонг В.К., Погодин С., Баулин В.А., Уотсон Г.С. и др. Селективная бактерицидная активность супергидрофобных поверхностей крыла цикады Psaltoda Claripennis с нанопокрытием, Appl. Microbiol. Biotechnol., 2013, 97, 9257-9262. Искать в Google Scholar

[26] Иванова Е.П., Хасан Дж., Уэбб Х.К., Гервинскас Г., Юодказис С., Труонг В.К. и др., Бактерицидная активность черного кремния, Nat. Commun., 2013, 4, 2838. Искать в Google Scholar

[27] Dickson M.Н., Лян Э.И., Родригес Л.А., Воллеро Н., Йи А.Ф., Полимерные наноразмерные поверхности с бактерицидными свойствами, Биоинтерфазы, 2015, 10, 021010. Искать в Google Scholar

[28] Бандара С.Д., Сингх С., Афара И.О., Вольф А., Тесфамикл Т., Остриков К. и др., Бактерицидные эффекты естественной нанотопографии крыла стрекозы на Escherichia coli, ACS Appl. Матер. Интерфейс, 2017, 9, 6746-6760. Искать в Google Scholar

[29] Эльбурн А., Кроуфорд Р.Дж., Иванова Е.П., Наноструктурированные антимикробные поверхности: от природы к синтетическим аналогам, J.Colloid Interface Sci., 2017, 508, 603-616. Искать в Google Scholar

[30] Трипати А., Сен П., Су Б., Бриско У. Х., Натуральные и биоинспирированные наноструктурированные бактерицидные поверхности, Adv. Colloid Interface Sci., 2017, 248, 85-104. Искать в Google Scholar

[31] Трипати А., Пахал С., Мудакави Р.Дж., Райчур А.М., Варма М.М., Сен П., Влияние биовдохновленной нанотопографии на антибактериальную и антибиотикопленочную эффективность хитозана, Биомакромол., 2018, 19, с. 1340-1346. Искать в Google Scholar

[32] Ю. Х., Чжан З., Хань М., Хао Х., Чжу Ф., Общий низкотемпературный способ крупномасштабного изготовления высокоориентированных массивов наностержней / нанотрубок ZnO, J. Am. Chem. Soc., 2005, 127, 2378-2379. Искать в Google Scholar

[33] Zhu S. B., Chen XN, Zuo FB, Jiang M., Zhou ZW, Hui D., Контролируемый синтез нанотравы ZnO различной морфологии и повышенной эффективности в сенсибилизированных красителями солнечных элементах, J Химия твердого тела, 2013, 197, 69-74. Искать в Google Scholar

[34] Xu S., Wang Z.Л., Одномерные наноструктуры ZnO: рост раствора и функциональные свойства, Nano Res., 2011, 4, 1013-1098. Поиск в Google Scholar

[35] Охьяма М., Козука Х., Йоко Т., Золь-гель приготовление пленок ZnO с чрезвычайно предпочтительной ориентацией вдоль плоскости (002) из ​​раствора ацетата цинка, Thin Solid Films, 1997, 306, 78-85. Искать в Google Scholar

[36] Чен Л.Ю., Инь Ю.Т., Чен С.Х., Чиу Дж.В., Влияние полиэтиленимина и аммония на рост нанопроволок ZnO гидротермальным методом, J.Phys. Chem. C, 2011, 115, 20913-20919. Искать в Google Scholar

[37] Эймер В., Пекора Р., Вращательная и поступательная диффузия коротких стержнеобразных молекул в растворе: олигонуклеотиды, J. Chem. Phys., 1991, 94, 2324-2329. Искать в Google Scholar

[38] Кишикава Ю., Шинохара Х., Маеда К., Накамура Ю., Виганд С., Кита Р., Температурная зависимость термодиффузии для водных растворов моносахаридов, олигосахаридов и полисахаридов, Phys . Chem. Chem. Phys., 2012, 14, 1014710153. Поиск в Google Scholar

[39] Perry CC, Weatherly M., Beale T., Randriamahefa A., Исследование антимикробной активности водного раствора чеснока-суампициллина против Escherichia coli и Staphylococcus aureus с помощью атомно-силовой микроскопии, J , Sci. Food Agric., 2009, 89, 958-964. Искать в Google Scholar

[40] Ли Ю., Чжан В., Ниу Дж., Чен Ю., Механизм фотогенерированных активных форм кислорода и корреляция с антибактериальными свойствами инженерных наночастиц оксидов металлов, ACS Nano, 2012, 6 , 5164-5173.Искать в Google Scholar

[41] Брайнер Р., Феррари И.Р., Бривуа Н., Джедиат С., Бенедетти М.Ф., Фивет Ф., Исследования токсикологического воздействия на бактерии Escherichia coli в коллоидной среде ультратонких наночастиц ZnO, Nano Lett., 2006, 6, 866-870. Искать в Google Scholar

[42] Xu X., Chen D., Yi Z., Jiang M., Wang L., Zhou ZW, Fan X., Wang Y., Hui D., Антимикробный механизм на основе H ₂ O ₂ Генерация кислородных вакансий в кристаллах ZnO, Langmuir, 2013, 29, 5573-5580.Поиск в Google Scholar

[43] Али А., Фулл А.Р., Зия М., От элементарного цинка к наночастицам цинка: важны ли НЧ ZnO для жизни? Синтез, токсикологические и экологические проблемы, Nanotechnol. Ред., 2018, 7, 413-441. Искать в Google Scholar

[44] Дас С., Сривастава В.К., Обзор синтеза нанокомпозита CuO-ZnO для экологических и других приложений, Nanotechnol. Ред., 2018, 7, 267-282. Искать в Google Scholar

[45] Сувальский М., Новоа В., Виллена Ф., Сотомайор С.П., Агилар Л.Ф., Роновска А., Шутович А., Структурные эффекты Zn ²⁺ на клеточные мембраны и молекулярные модели, J. Inorg. Биохимия, 2009, 103, 797-804. Искать в Google Scholar

[46] Хан К., Ромеро Н., Фишер С., Дукран Дж., Бергер А., Дойрон А. Л., Последние разработки в области использования наночастиц для обработки биопленок, Nanotechnol. Ред., 2017, 6, 383-404. Искать в Google Scholar

Синтез и характеристика фотокатализатора на гетеропереходе ZnO / mpg-C3N4 с повышенной фотоактивностью в видимом свете

Композитный фотокатализатор ZnO / mpg-C ₃ N ₄ с высокой активностью в видимом свете был успешно синтезирован простым сольвотермическим методом и охарактеризован термогравиметрическим анализом (TGA), дифракцией рентгеновских лучей (XRD), просвечивающая электронная микроскопия (TEM), просвечивающая электронная микроскопия высокого разрешения (HRTEM) и УФ-видимая спектроскопия диффузного отражения (DRS).Результаты показали, что частицы ZnO равномерно диспергированы на листе mpg-C ₃ N ₄ . Фотокаталитическая активность ZnO / mpg-C ₃ N ₄ для фотодеградации МБ была намного выше, чем у чистого mpg-C ₃ N ₄ как в видимом свете и моделирование солнечного излучения. Оптимальное содержание ZnO для фотокаталитической активности композитов ZnO / mpg-C ₃ N ₄ составляет 24.9%, что почти в 2,3 раза выше, чем у чистого MPG-C ₃ N ₄ в видимом свете и в 1,9 раза выше, чем при моделированном солнечном облучении. Повышение фотокаталитической активности следует отнести к эффективному разделению и переносу фотогенерированных зарядов, исходящих из хорошо подобранной перекрывающейся полосовой структуры между mpg-C ₃ N ₄ и ZnO. Эксперименты с радикальной ловушкой показывают, что и ZnO / mpg-C ₃ N ₄ композиты и mpg-C ₃ N ₄ имеют одинаковый механизм фотодеградации, и отверстия являются их основными окислительные формы для разложения МБ.

У вас есть доступ к этой статье

Подождите, пока мы загрузим ваш контент… Что-то пошло не так. Попробуйте снова?

Трехмерный иерархический Ag / ZnO @ CF для синергетического удаления фенола и Cr (VI): гетерогенный или гомогенный фотокатализ

https: // doi.org / 10.1016 / j.jcis.2019.09.105Получить права и контент

Основные моменты

•

Были изготовлены 3-D Ag / [защищенные по электронной почте] фотокатализаторы с улучшенным массопереносом.

•

Иерархическая структура и загруженные сокатализаторы улучшили разделение фотоносителей.

•

Сложный эфир фенола-Cr (VI) способствует гомогенному самоудалению загрязняющих веществ.

•

Синергетическое удаление фенола и Cr (VI) с помощью гетеро- и гомогенного фотокатализа.

Abstract

Синергетический фотокатализ предлагает большой потенциал для одновременной обработки органических загрязнителей и тяжелых металлов. Хотя был достигнут значительный прогресс, эта технология серьезно ограничена из-за плохой фотоактивности гетерогенных катализаторов, а вклад гомогенных межмолекулярных соединений не учитывается. В этой статье Ag / [защита электронной почты] с трехмерной иерархической пористой структурой была изготовлена ​​и использована для синергетического удаления фенола и Cr (VI) из воды.Благодаря улучшенному массопереносу и разделению зарядов с помощью сокатализаторов, трехмерные фотокатализаторы продемонстрировали значительно улучшенную активность в отношении гетерогенного фотокатализа. Кроме того, как экспериментальные характеристики, так и расчеты методом DFT свидетельствуют об образовании сложных эфиров фенола и хромата (VI) с переносом заряда лиганда на металл от бензольного кольца к центральному иону хрома при фотовозбуждении. После этого было исследовано влияние гетерогенного и гомогенного фотокатализа на эффективность очистки от множественных загрязнителей.В идеальном сценарии скорость удаления фенола и Cr (VI) в 2,4 и 2,3 раза выше по сравнению с одиночными каталитическими реакциями. Эта работа не только предлагает новую материальную стратегию для исследования фотокатализаторов, но также дает новое понимание многофазного гомогенного катализа, вносимого межмолекулярными взаимодействиями.

Ключевые слова

Фотокатализ

Иерархическая пористая структура

Мультиплексное загрязнение

LMCT

Сложный эфир фенолхромата (VI)

Рекомендуемые статьи Цитирующие статьи (0)

Полный текст

© 2019 Elsevier Inc.Все права защищены.

Рекомендуемые статьи

Ссылки на статьи

Frontiers | Светоактивируемое обнаружение NO2 в суб-миллионных долях гибридными наноматериалами ZnO / QD в сравнении с локализацией заряда в ядре-оболочке QD

Введение

Полупроводниковые газовые датчики из оксидов металлов перспективны для интеграции в мобильные устройства и информационные сети из-за их чрезвычайно высокой чувствительности, стабильности и возможности миниатюризации. Принцип их работы основан на хемосорбции молекул из газовой фазы и химических реакциях на поверхности полупроводникового оксида металла, которые приводят к значительным изменениям зонной структуры в узком приповерхностном слое и формированию энергетических барьеров на граница раздела твердое тело-газ (Bârsan, Weimar, 2001; Sun et al., 2015). Это влияет на концентрацию и подвижность носителей заряда в полупроводнике, что генерирует обнаруживаемый электрический сигнал. Газовые сенсоры на основе оксидов полупроводников могут обнаруживать основные загрязнители воздуха при соответствующих пороговых значениях, однако только при относительно высоких рабочих температурах 150–350 ° C (Кривецкий и др., 2013; Воробьева и др., 2013; Wang et al. , 2018). Это значительно увеличивает потребление энергии, что является основным ограничением для подключения газовых датчиков к портативным и мобильным устройствам.

Эффективные стратегии снижения энергопотребления металлооксидных газовых сенсоров в основном включают модификацию поверхности, аддитивное легирование и световую активацию (Wang et al., 2017; Xu and Ho, 2017; Zhu and Zeng, 2017). В большинстве публикаций, касающихся газовых сенсорных свойств полупроводниковых материалов при освещении, обсуждаются эффекты, наблюдаемые в УФ-свете (Saura, 1994; Mishra et al., 2004; Malagu et al., 2005; De Lacy Costello et al., 2008; Peng et al., 2008, 2009; Prades et al., 2009а, б; Carotta et al., 2011; Wang et al., 2011; Cui et al., 2013; Wagner et al., 2013; Клаус и др., 2015; Ильин и др., 2016; Накате и др., 2016; Saboor et al., 2016; Trawka et al., 2016; Wongrat et al., 2016; Да Силва и др., 2017; Эспид и Тагипур, 2017; Hsu et al., 2017; Хёдо и др., 2017; Wu et al., 2018). УФ-излучение с энергией, превышающей ширину запрещенной зоны, генерирует электронно-дырочные пары и, таким образом, увеличивает проводимость. В поликристаллических полупроводниках фотовозбуждение может изменять заряд поверхностных состояний, что приводит к уменьшению высоты межзеренных барьеров и влияет на толщину обедненного слоя на границе раздела.Это изменит вероятность туннелирования носителей заряда через межзеренные барьеры. В то же время освещение изменяет заселенность поверхностных состояний электронами и дырками, что влияет на концентрацию активных центров адсорбции на поверхности полупроводника.

Дальнейшее снижение энергопотребления чувствительного элемента возможно за счет фотоактивации видимым светом. Однако для этого необходимо сместить оптическую чувствительность полупроводниковых оксидов с УФ-диапазона на более длинные волны.Этого можно добиться, создавая дефекты в полупроводниковой матрице (Han et al., 2012, 2013; Varechkina et al., 2012; Geng et al., 2013; Zhang et al., 2017) или используя сенсибилизаторы, поглощающие свет. в видимом диапазоне (Peng et al., 2011; Васильев и др., 2013; Чижов и др., 2014, 2016, 2018; Yang et al., 2014; Zhang et al., 2015; Geng et al., 2016a) , б; Paolesse et al., 2017; Румянцева и др., 2018). В последнем случае согласованность уровней энергии оксида металла и сенсибилизатора является необходимым условием, обеспечивающим возможность передачи фотовозбужденных носителей заряда от сенсибилизатора к полупроводниковой матрице (Minami et al., 1998; Иванов и др., 2007; Ким и др., 2009; Васильев и др., 2011; Мордвинова и др., 2014). A ^II B ^VI и A ^III B ^V полупроводниковые квантовые точки (КТ) (Васильев и др., 2013; Чижов и др., 2014, 2016, 2018; Yang et al., 2014; Geng et al., 2016a, b) и органические красители (Peng et al., 2011; Zhang et al., 2015; Paolesse et al., 2017; Rumyantseva et al., 2018) являются подходящими сенсибилизаторами видимого света для широкозонных полупроводниковых металлов. оксиды.

Таким образом, для достижения улучшенных характеристик сенсора необходимо понимать, какие процессы ответственны за формирование отклика сенсора в таких гибридных системах при освещении.В данной работе величина отклика сенсора была выбрана в качестве характеристики, которая должна быть оптимизирована, и влияние пространственного разделения носителей заряда в сенсибилизаторах полупроводниковых наночастиц (КТ) ядро ​​/ оболочка (КТ) на сенсорный сигнал гибридных материалов на основе ZnO / КТ. был изучен. Основными проблемами при использовании полупроводниковых квантовых точек в качестве фотосенсибилизаторов являются рекомбинация носителей заряда внутри нанокристаллов и захват заряда дефектами на их поверхности (Васильев и др., 2011).Использование наночастиц ядро ​​/ оболочка открывает новые возможности для повышения эффективности фотосенсибилизации. Например, ядро ​​наночастицы может быть покрыто оболочкой из полупроводника с более широким зазором, т.е. гетероструктурами I типа со встречной щелью, такими как CdS (оболочка) @CdSe (core) (Васильев и др., 2011 ). Это увеличивает эффективность переноса заряда на оксидную матрицу за счет пассивации поверхностных дефектов для уменьшения захвата фотовозбужденных зарядов (Дроздов и др., 2013). Гетероструктуры II типа, такие как ZnSe (оболочка) @CdS (ядро), имеют шахматный зазор (Васильев и др., 2011). Это приводит к пространственному разделению фотовозбужденных электрона и дырки в разных областях наночастицы. Например, для CdS / ZnSe фотовозбужденные электроны будут локализованы в CdS, который имеет более высокое сродство к электрону. Пространственное разделение носителей заряда снижает вероятность излучательной рекомбинации, что приводит к увеличению времени жизни фотовозбужденной пары и, таким образом, способствует переносу заряда между наночастицей и оксидной матрицей.Кроме того, гетероструктуры типа II имеют меньшую эффективную запрещенную зону, чем составляющие их полупроводники, образующие гетеропереход, что позволяет дополнительно сдвигать полосу поглощения в более длинноволновую область. Однако эти интересные особенности до сих пор использовались в оптических приложениях и в нескольких фотокаталитических приложениях (O’Connor et al., 2012), но их возможности в качестве датчиков никогда не тестировались.

В данной работе исследуются фотосенсибилизированные нанокомпозиты, содержащие нанокристаллические гетероструктуры с пространственным разделением зарядов, в качестве материалов для сенсоров NO ₂ , работающих при комнатной температуре в условиях фотоактивации видимым светом, и показано, что такой подход значительно улучшает фотоэлектрические и сенсорные свойства полупроводникового оксида. .

Материалы и методы

Материалы

Полупроводниковая матрица – нанокристаллический оксид цинка – была получена методом осаждения (Воробьева и др., 2013). Раствор ацетата цинка Zn (CH ₃ COO) ₂ медленно добавляли к перемешиваемому раствору NH ₄ HCO ₃ при 60 ° C. После старения в течение 1 ч при комнатной температуре белый осадок гидроксикарбоната цинка Zn _x (OH) _2y (CO ₃ ) _{x − y} · nH ₂ O центрифугировали, промывали деионизированной водой до удаляют остаточные ионы, сушат на воздухе при 50 ° C в течение 24 часов и окончательно отжигают на воздухе при 300 ° C в течение 24 часов.

Для получения нанокристаллов CdSe и CdS, стабилизированных олеиновой кислотой, предварительно синтезированный анионный предшественник три- n -октилфосфин селенид (TOPSe) или три- n -октилфосфинсульфид (TOPS) и свежеприготовленный катионный предшественник кадмия были (Васильев и др., 2013). Для синтеза анионных предшественников 0,01 моль измельченного селена или серы добавляли к 10 мл три- n -октилфосфина (C ₈ H ₁₇ ) ₃ P (TOP, чистота 90%, Fluke).Реакционную смесь нагревали до 100 ° C в токе аргона до полного растворения халькогена. Для получения олеата кадмия 7 мл 1-октадецена (чистота 90%, Aldrich), 0,15 ммоль олеиновой кислоты C ₁₇ H ₃₃ COOH (чистота 90%, Aldrich) и 0,5 ммоль ацетата кадмия Cd ( CH ₃ COO) ₂ * 2H ₂ O (аналитическая чистота, Aldrich) добавляли в кварцевую колбу на 15 мл и нагревали при 180 ° C в течение 1 ч в потоке аргона (15-20 мл / мин. ). Затем температуру реакционной смеси повышали до 230 ° C и 0 ° C.Быстро вводили 5 мл TOPSe (или TOPS). Нанокристаллы CdSe или CdS выращивались в течение 35 с. Затем реакцию останавливали путем быстрого охлаждения колбы в сосуде с холодной водой. Для выделения нанокристаллов CdSe или CdS к охлажденной реакционной смеси добавляли ацетон и этиловый спирт (96%). Осажденные нанокристаллы отделяли центрифугированием, сушили при 50 ° C и повторно диспергировали в гексане. Эту процедуру повторяли 3 раза для удаления непрореагировавших предшественников и избытка стабилизатора олеиновой кислоты.

Для создания нанокристаллов CdS @ CdSe ядро-оболочка оболочка CdS была выращена на ядрах CdSe, синтезированных при 240 ° C в течение 300 с, путем медленного добавления TOPS к раствору, содержащему нанокристаллы CdSe, олеиновую кислоту и олеат кадмия. Температуру реакционной смеси поддерживали на уровне 200 ° C, по каплям добавляли 1 М раствор TOPS в три- n -октилфосфине со скоростью ~ 0,3 мл / ч. В этих условиях небольшое пересыщение раствора приводит к равномерному росту оболочки.Нанокристаллы CdS @ CdSe ядро-оболочка очищали и повторно диспергировали в гексане, как описано выше.

Для получения нанокристаллов ZnSe @ CdS ядро-оболочка рост оболочки ZnSe на зародышах CdS проводился аналогичным образом. Катионный предшественник олеата цинка получали из ацетата цинка Zn (CH ₃ COO) ₂ * 2H ₂ O (аналитическая чистота, Aldrich) по методике, аналогичной той, что использовалась для получения олеата кадмия. В процессе выращивания оболочки из ZnSe поддерживалась температура 240 ° C.Аликвоты были взяты из реакционной смеси для исследования эволюции спектров оптического поглощения и люминесценции.

Для измерений газового сенсора нанокристаллический порошок ZnO был смешан с носителем (α-терпинеол в этаноле) и нанесен в виде толстых пленок на функциональные подложки, снабженные контактами Pt на передней стороне и Pt-нагревателем на задней стороне. . Толстые пленки сушили при 30 ° C в течение 24 ч и спекали при 300 ° C (с использованием Pt-нагревателя) в течение 10 ч на воздухе. Полученные таким образом покрытия образованы агломерированными частицами и имеют пористую структуру.Пленки сплошные и однородные по всей подложке. Расчетная средняя толщина пленки составляет около 1 мкм (Чижов и др., 2016). Для получения нанокомпозитов QD / ZnO (QD = CdSe, CdS @ CdSe, ZnSe @ CdS) толстые пленки ZnO, нанесенные на функциональные подложки, погружались в гексановый золь, содержащий соответствующие КТ (4 ^* 10 ⁻⁴ M) на 24 ч. промывают гексаном и сушат на воздухе. В результате пленки приобрели оранжевый цвет.

Методы

Фазовый состав исследовали методом порошковой рентгеновской дифракции (XRPD) на дифрактометре Rigaku [длина волны λ = 1.54059 Å (излучение Cu K _α1 )]. Размер кристаллитов ( d _XRD ) рассчитывали по уширению наиболее интенсивных пиков XRPD с использованием уравнения Шеррера. Удельную поверхность порошка ZnO измеряли по адсорбции азота на приборе Chemisorb 2750 (Micromeritics).

Чтобы подготовить образец ZnO для анализа ПЭМ, материал был смешан с толуолом с использованием ультразвуковой ванны. Несколько капель полученной суспензии наносили на сетку Cu TEM, покрытую углеродом.Изображения с помощью сканирующей просвечивающей электронной микроскопии в темном поле с большим углом кольцевого поля (HAADF-STEM) получали с использованием микроскопа FEI Osiris, работающего при 200 кВ. ПЭМ-образец нанокристаллов ZnSe @ CdS был приготовлен путем нанесения капель суспензии наночастиц в гексане на дырчатые углеродные сетки. Изображения HAADF-STEM и спектры потерь энергии электронов (EELS) были получены с помощью электронного микроскопа Titan G ³ , работающего при 120 кВ, оснащенного корректором аберрации зонда и спектрометром GIF QUANTUM.

Морфология и размер нанокристаллов CdSe, CdS @ CdSe и ZnSe @ CdS были исследованы с помощью просвечивающей электронной микроскопии (ПЭМ) на микроскопе LEO Omega 912AB. Спектры поглощения КТ в гексановом золе в диапазоне длин волн 300–800 нм регистрировали на спектрометре Varian Cary 50.

Спектральная зависимость фотопроводимости толстых пленок QD / ZnO исследовалась в диапазоне 430–700 нм с шагом 5 нм. Для получения освещения на заданной длине волны с узкой спектральной полосой излучение от источника белого света мощностью 100 Вт пропускалось через монохроматор MDR-206.Время освещения на каждой длине волны 20 с. Темный интервал между последовательными измерениями составлял 60 мин. Электропроводность образцов измеряли на приборе Keithley 6517. Фотопроводимость рассчитывалась как отношение проводимости:

Δσσ0 = σ (λ) -σ0σ0 (1)

где σ (λ) – проводимость пленки при освещении соответствующей длиной волны, σ ₀ – проводимость пленки в темноте. Измерения проводились на воздухе при комнатной температуре.

Измерения газового сенсора проводились in situ в проточной ячейке объемом 100 мл в условиях контролируемого потока газа 100 ± 0.1 мл / мин при комнатной температуре (25 ± 2 ° C). Газовые смеси, содержащие 0,12–2 ppm NO ₂ в воздухе, были созданы путем разбавления сертифицированной газовой смеси (20,4 ± 0,9 ppm NO ₂ в N ₂ ) сухим синтетическим воздухом с использованием электронных регуляторов расхода газа Bronkhorst. Диапазон концентраций NO ₂ выбран в соответствии с Рекомендацией Научного комитета по предельным значениям воздействия на рабочем месте для диоксида азота (2014) (8-часовое TWA составляет 0,5 ppm, STEL 15 минут составляет 1 ppm) и руководящими принципами ВОЗ ( 2010) для NO ₂ в воздухе помещений (в среднем за 1 час 0.1 ppm, в среднем 0,02 ppm). Измерения проводимости на постоянном токе проводились с помощью электрометра Keithley 6517A в условиях периодического освещения зеленым светодиодом (20 мВт / см ² , длина волны излучаемого света лежит в диапазоне 500–600 нм, λ _max = 535 нм). Проточный увлажнитель P-2 (Cellkraft AB) использовался для регулировки влажности (RH ₂₅ = 0–40%) газов, проходящих через камеру датчика.

Результаты и обсуждение

Данные порошковой рентгеновской дифракции показывают, что отжиг гидроксикарбоната цинка приводит к образованию ZnO со структурой вюрцита (дополнительный рисунок 1).Средний размер кристаллитов, рассчитанный по уширению рефлексов по формуле Шеррера, составляет 15 ± 2 нм. Удельная поверхность была оценена по данным низкотемпературной адсорбции азота с использованием модели БЭТ и составила 30 ± 5 м ² / г. Согласно изображениям HAADF-STEM (рис. 1), материал состоит из кристаллических частиц ZnO произвольной формы, агрегированных в агломераты в основном стержневой формы. Размер частиц ZnO варьируется от 8 до 33 нм при среднем размере 21 ± 5 нм.

Рисунок 1 . HAADF-STEM изображение (A) и распределение частиц по размерам (B) нанокристаллической матрицы ZnO.

Синтезированные нанокристаллы CdSe имеют кристаллическую структуру цинковой обманки (дополнительный рисунок 2). Размер кристаллитов, оцененный по формуле Шеррера, составляет 3,0 ± 0,5 нм. ПЭМ-изображения с малым увеличением (рис. 2) показывают, что нанокристаллы CdSe, полученные при 230 ° C в течение 35 с, имеют почти сферическую форму и имеют узкое распределение по размерам, равное 2.8 ± 0,2 нм (рисунок 2). Увеличение температуры и продолжительности синтеза приводит к росту кристаллов CdSe до 3,3 ± 0,1 нм. В результате образования оболочки CdS средний размер нанокристаллов увеличивается до 4,2 ± 0,5 нм при сохранении узкого распределения по размерам (рис. 2). Таким образом, толщина оболочки составляет около 0,5 нм, что соответствует ~ 1 монослою CdS.

Рисунок 2 . Слева: распределение частиц по размерам нанокристаллов CdSe (а) , CdS @ CdSe (б) и ZnSe @ CdS (в) .Для гетероструктур CdS @ CdSe и ZnSe @ CdS также представлено распределение по размерам для ядра CdSe и CdS. Правые панели: ПЭМ-изображения с малым увеличением нанокристаллов CdSe (d) , CdS @ CdSe (e) и ZnSe @ CdS (f) .

Спектр поглощения нанокристаллов CdSe имеет серию экситонных переходов, характерных для сферических квантовых точек, с отчетливым низкоэнергетическим максимумом поглощения, соответствующим первому экситонному переходу 1S _{h4 / 2} –1S _e на λ = 536 нм ( Рисунок 3).Увеличение размера частиц с 2,8 до 3,3 нм приводит к красному смещению этого максимума поглощения на 40 нм при сохранении полосы пропускания из-за узкого разброса размеров. Образование оболочки CdS на ядрах CdSe приводит к дальнейшему смещению экситонного максимума в красную область (λ = 590 нм) и сохраняет резкую экситонную полосу, подтверждающую образование гетероструктуры I типа. Небольшое, но отчетливое красное смещение соответствует делокализации электрона по всему объему наночастицы ядро ​​– оболочка.В то же время дырка остается локализованной в ядре CdSe, что подтверждается сильным усилением люминесценции.

Рисунок 3 . Спектры оптического поглощения нанокристаллов CdSe и CdS @ CdSe.

Средний размер синтезированных нанокристаллов CdS, определенный методом ПЭМ, составил 3,6 ± 0,8 нм. Согласно данным дифракции рентгеновских лучей, синтезированные нанокристаллы CdS имеют структуру цинковой обманки (дополнительный рисунок 3) и средний размер 4,0 ± 0,5 нм в зависимости от уширения рефлексов.Наращивание оболочки ZnSe на поверхности ядер CdS приводит к увеличению среднего размера частиц до 4,2 ± 1,2 нм, что сопровождается значительным расширением распределения частиц по размерам (рис. 2). Таким образом, толщина оболочки ZnSe не превышает 1 нм, что объясняет, почему она не обнаруживается методом дифракции рентгеновских лучей. Отражения фазы CdS гетероструктур ZnSe @ CdS смещены в сторону больших углов (дополнительный рисунок 3). Это соответствует уменьшению межплоскостных расстояний и, следовательно, параметра элементарной ячейки, что может быть связано с сжатием ядра CdS оболочкой ZnSe с меньшим параметром элементарной ячейки.

Структура нанокристаллов ZnSe @ CdS была подробно исследована с помощью высокоразрешающей сканирующей электронной микроскопии кольцевого темного поля с высоким разрешением (HAADF-STEM) и спектроскопии потерь энергии электронов (EELS). Образец состоит из частиц с кристаллическим ядром и аморфной оболочкой (рис. 4). Изображение нанокристаллов ZnSe @ CdS с помощью HAADF-STEM (рис. 4) показывает идеальную кристаллическую структуру ядра CdS с четкой проекцией атомных столбцов. Соответствующее быстрое преобразование Фурье (БПФ) выбранной области (отмеченной белым квадратом) может быть проиндексировано как структура F4¯3m с цинковой обманкой с осью зоны [001].

Рис. 4. (a, b) изображение HAADF-STEM нанокристаллов ZnSe @ CdS и преобразование Фурье выбранной области, проиндексированной в структуре цинковой обманки; (c – f) Изображение HAADF-STEM нанокристаллов ZnSe @ CdS, карты сигналов EELS Zn-L и Cd-M и карта смешанного состава с цветовой кодировкой.

Размер кристаллического ядра колеблется от 3 до 14 нм со средним значением 6 ± 2 нм. Толщина аморфного слоя 1-2 нм. Согласно составному картированию STEM-EELS, кристаллическое ядро ​​частиц содержит Cd, тогда как аморфный слой вокруг ядра содержит Zn (рис. 4).

Анализ оптических свойств во время роста оболочки нанокристаллов ZnSe @ CdS был использован для подтверждения образования гетероструктуры II типа. Изменение спектров поглощения нанокристаллов ZnSe @ CdS показано на рисунке 5A как функция времени роста (0–180 мин) оболочки ZnSe на поверхности ядер CdS. В спектре поглощения нанокристаллов CdS наблюдается первый экситонный максимум в области 440–460 нм. С увеличением времени роста оболочки ZnSe полосу, соответствующую электронному переходу в гетероструктуре типа II со спектральным положением 550–620 нм, можно выделить в полулогарифмических координатах (рис. 5А, вставка).Профиль спектров показывает появление, рост интенсивности и смещение этой полосы в красную область. Форма спектра в коротковолновой области практически не изменилась. Перегиб, соответствующий экситонному поглощению на спектре исходных ядер CdS, сохраняется на спектрах нанокристаллов ZnSe @ CdS.

Рисунок 5. (A) Эволюция спектров оптического поглощения аликвот реакционной смеси во время роста оболочки ZnSe на ядрах CdS в зависимости от времени роста (0–180 мин).Данные представлены в виде спектральной зависимости коэффициента экстинкции ε. На вставке: спектры поглощения в полулогарифмических координатах. (B) Эволюция спектров люминесценции аликвот, взятых из реакционной смеси при росте оболочки ZnSe на ядрах CdS в зависимости от времени роста (0–180 мин).

В спектре люминесценции нанокристаллов CdS присутствуют узкая экситонная полоса (520 нм, 2,38 эВ) и широкая полоса дефектов в длинноволновой области спектра (550–700 нм) (рис. 5В).Как и в случае спектров поглощения, изменение спектров люминесценции со временем роста оболочки ZnSe свидетельствует о принадлежности исследуемой системы к гетероструктурам II типа. В спектрах люминесценции наблюдается появление и рост интенсивности полосы люминесценции в длинноволновой области (600–625 нм). Энергия этой полосы меньше ширины запрещенной зоны материала сердцевины (E _g (CdS) = 2,42 эВ, ~ 512 нм) и материала оболочки (E _g (ZnSe) = 2.82 эВ, ~ 440 нм), что подтверждает образование гетероструктуры II типа (Иванов и др., 2007). При этом полоса люминесценции, вызванная рекомбинацией носителей заряда на дефектах, практически полностью исчезает, что свидетельствует о пассивации поверхностных дефектов CdS.

Для определения влияния нанокристаллов CdSe, CdS @ CdSe и ZnSe @ CdS на электрические свойства ZnO при освещении видимым светом были построены спектральные зависимости фотопроводимости QD / ZnO (QD = CdSe, CdS @ CdSe, ZnSe @ CdS) были исследованы нанокомпозиты (рис. 6).Фотопроводимость чистого ZnO ​​в этих условиях пренебрежимо мала (Чижов и др., 2014, 2016). Внешний вид и максимумы на кривой фотоотклика нанокомпозитов хорошо совпадают с началом и максимумами в спектрах поглощения КТ. Для всех нанокомпозитов ZnO / QD наблюдается значительное увеличение фотопроводимости в видимом диапазоне (λ <600 нм) при освещении энергией фотонов 2,06 эВ, что намного меньше ширины запрещенной зоны ZnO (3,3 эВ). Это указывает на перенос электронов, фотовозбужденных на квантовых точках, в зону проводимости оксида полупроводника.

Рисунок 6 . Спектры поглощения и спектральные зависимости фотопроводимости нанокомпозитов ZnO / КТ.

Наши предыдущие исследования фотопроводимости и газосенсорных свойств нанокристаллического ZnO, сенсибилизированного квантовыми точками CdSe и InP, показали, что периодический режим подсветки удобнее постоянного (Чижов и др., 2018). Этот периодический режим заключается в чередовании коротких (2 мин) периодов включения / выключения света, что приводит к соответствующему периодическому изменению фотопроводимости.При многократном повторении цикла освещения система переходит в стационарное состояние, которое можно охарактеризовать минимальным сопротивлением датчика R _λ , которое достигается при освещении, и максимальным сопротивлением датчика R _{в темноте.} , что достигается в темное время суток.

При освещении зеленым светодиодом (λ _max = 535 нм) снижение сопротивления наблюдается для всех нанокомпозитов (рис. 7, вставка).Когда свет выключается, сопротивление нанокомпозитов увеличивается. Такое изменение электрофизических характеристик нанокомпозитов связано с одновременным протеканием сложной совокупности процессов. Когда нанокомпозит освещается излучением, соответствующим энергии первого экситонного перехода 1S _h -1S _e , в квантовой точке генерируется электронно-дырочная пара, и электрон возбуждается на соответствующий энергетический уровень. Основным механизмом передачи фотовозбуждения от квантовых точек оксиду металла является инжекция (перенос) носителей заряда.С термодинамической точки зрения возможность инжекции носителей заряда обеспечивается снижением свободной энергии системы из-за этого процесса. В первом приближении можно предположить, что условием инжекции электронов из квантовой точки в оксид металла является положение уровня 1S _e над дном зоны проводимости (Чижов и др., 2016). Этот случай наблюдается при сенсибилизации оксидов, таких как In ₂ O ₃ , SnO ₂ , ZnO, с A ^II B ^VI , A ^IV B ^VI , A ^III B ^V квантовые точки и т. Д.Перенос электрона в обратном направлении – от оксида металла к фотовозбужденной КТ возможен, если положение уровня 1S _h находится ниже дна зоны проводимости, что также можно рассматривать как инжекцию дырок из фотовозбужденной КТ в валентная зона оксида металла. Этот случай менее распространен и наблюдается, например, при сенсибилизации NiO квантовыми точками CdSe (Zheng et al., 2014). Таким образом, предпочтительное направление фотоиндуцированного переноса электронов между оксидом металла и квантовой точкой определяется взаимным расположением их электронных уровней.

Рисунок 7 . Электрическое сопротивление нанокомпозитов (A), ZnO / CdSe, (B) ZnO / (CdS @ CdSe) и (C) ZnO / (ZnSe @ CdS) при комнатной температуре при периодическом освещении зеленым светом (λ _макс. = 535 нм) в зависимости от содержания NO ₂ в газовой фазе (в ppm). На вставке: изменение сопротивления чувствительного слоя при периодическом включении светодиода.

Другой процесс, вызывающий изменение электрофизических свойств полупроводника при освещении, – это фотостимулированная десорбция адсорбированных молекул.Известно, что взаимодействие атмосферного кислорода с поверхностью полупроводниковых оксидов типа n приводит к образованию молекулярных и атомарных хемосорбированных форм кислорода. При температуре ниже 200 ° C преобладающей формой является молекулярный ион O2 (адс) -:

O2 (газ) + e-↔O2 (адс) -, (2)

, где O _{2 ( газ )} – молекула кислорода в газовой фазе. Локализация электронов на хемосорбированных частицах приводит к образованию обедненного электронами слоя вблизи поверхности оксида полупроводника и к увеличению сопротивления полупроводника в темноте.При освещении фотовозбужденные дырки могут переноситься из квантовых точек в оксид металла путем переключения на локальные уровни энергии внутри его запрещенной зоны (другими словами, электрон переносится с локального уровня оксида металла на квантовую точку, в результате чего возникает восстановление его электронейтральности). Перенесенные таким образом дырки могут рекомбинировать с электронами, локализованными хемосорбированным кислородом на поверхности оксида полупроводника:

O2 (адс) – + h + ↔O2 (газ). (3)

Как следствие, молекула кислорода переходит в нейтральную физически адсорбированную форму, которая может быть возвращена в газовую фазу, в то время как электрон, захваченный кислородом, возвращается в полупроводник.Итак, поглощение одного фотона фактически приводит к переносу двух электронов в зону проводимости оксида металла (Медведь, 1961).

Свойства сенсора в детекторе NO ₂ с периодическим освещением были измерены при комнатной температуре для всех нанокомпозитов. Концентрацию NO ₂ изменяли ступенчато, сначала увеличивая, затем уменьшая. Продолжительность каждой стадии составляла 60 мин, поэтому для каждой концентрации NO ₂ было записано 15 циклов «темнота – освещение».

По мере роста концентрации NO ₂ оба сопротивления R _λ и R _темный увеличиваются (Рисунок 7). На примере SnO ₂ авторы (Sergent et al., 2007) с помощью спектроскопии комбинационного рассеяния показали, что электропроводность полупроводниковых оксидов типа n в присутствии NO ₂ коррелирует с концентрацией поверхностных бидентатных нитритные группы. Итак, исходя из предположения, что хемосорбция молекул NO ₂ происходит с захватом электрона проводимости, а хемосорбированные частицы NO ₂ не диссоциируют, следующие процессы могут быть ответственны за формирование сенсорного ответа на NO ₂ :

NO2 (газ) + e-↔NO2 (реклама) – (4) NO2 (газ) + O2 (адс) -NO2 (адс) – + O2 (газ) (5)

Из-за значительной разницы в сродстве к электрону E _aff O ₂ и NO ₂ молекул (0.45 и 2,27 эВ соответственно), равновесие (5) смещено вправо, и хемосорбированные частицы NO ₂ должны образовывать более глубокие локальные уровни в запрещенной зоне оксида цинка, на которых локализуются электроны. Следовательно, даже при избытке кислорода концентрация NO ₂ в воздухе становится определяющим фактором, влияющим на проводимость полупроводника.

При освещении зеленым светом, когда происходит фотовозбуждение квантовых точек, фотовозбужденные электроны инжектируются из КТ в оксидную матрицу, но фотовозбужденные дырки остаются на КТ.Благодаря взаимодействию с локальными уровнями в запрещенной зоне ZnO эти фотовозбужденные дырки также могут быть инжектированы в оксидную матрицу, где они затем рекомбинируют с электронами, локализованными в хемосорбированных молекулах O ₂ (уравнение 3) и NO ₂ :

NO2 (адс.) – + h + ↔NO2 (газ) (6)

Результатом этого процесса является высвобождение электрона, захваченного хемосорбированными молекулами, переход молекул, участвующих в рекомбинации, в физически адсорбированную форму с последующей их десорбцией и восстановление электрической нейтральности квантовой точки.Принципиальная схема взаимодействия между ZnO-матрицей, QD и молекулами NO ₂ показана на рисунке 8.

Рисунок 8 . Принципиальная схема взаимодействия матрицы ZnO с КТ и молекулами NO ₂ и O ₂ .

Сравнение гибридных материалов может быть выполнено на основе диаграммы, отражающей положение энергетических зон и уровней в исследуемых системах (рис. 9). Положения зон валентности ZnO (E _V ) и проводимости (E _C ) были взяты из Stevanović et al.(2014), а положения уровней энергии 1S _h и 1S _e в квантовых точках CdSe и гетероструктурах CdS @ CdSe и ZnSe @ CdS рассчитывались по спектрам оптического поглощения. Для этого расчета мы предположили, что при уменьшении размера нанокристаллов смещение краев валентной зоны и зоны проводимости обратно пропорционально эффективной массе электронов и дырок в этом материале (Климов, 2000; Васильев и др., 2011). . В предлагаемой нами модели наиболее неопределенной информацией является энергия электронов, локализованных в хемосорбированных молекулах O ₂ и NO ₂ .В литературе утверждается, что уровни электронов в молекулах O ₂ , хемосорбированных на поверхности ZnO, находятся на 1,1–0,8 эВ ниже края зоны проводимости (Киселев, Крылов, 2012). Информация об энергии захваченных электронов в хемосорбированных молекулах NO ₂ отсутствует. Однако, поскольку для нанокомпозитов ZnO / CdSe полное восстановление проводимости до базового значения происходит в экспериментах с NO ₂ при постоянном освещении (Чижов и др., 2014), можно предположить, что это связано с полным NO ₂ фотодесорбция.Это тот случай, когда локальные уровни захваченных электронов в хемосорбированных молекулах NO ₂ близки по энергии с уровнем энергии 1S _h в КТ. Из диаграммы на рис. 9 видно, что в этом случае предполагаемое положение электронных уровней в NO2 (адс) – может находиться в диапазоне 1,2–2,3 эВ ниже края зоны проводимости ZnO.

Рисунок 9 . Зонная диаграмма для систем ZnO / CdSe, ZnO / (CdS @ CdSe) и ZnO / (ZnSe @ CdS). Показано совмещение полос для нанокристаллов ядро-оболочка с радиусом ядра R и толщиной оболочки H.Параметры диапазона взяты из O’Connor et al. (2012) и Ян и др. (2014). Разделение электронов и дырок показано красными стрелками.

При выполнении измерений газовым датчиком в условиях периодического освещения сигнал датчика может быть рассчитан разными способами: (i) как отношение сопротивлений темноте S = R _темный / R _{темный 0} , где R _темный – темновое сопротивление при данной концентрации NO ₂ , R _{темное 0} – темное сопротивление в чистом воздухе; (ii) как амплитуда эффективного фотоотклика P _eff = R _dark / R _λ при данной концентрации NO ₂ .Изменение этих параметров с увеличением и уменьшением концентрации NO ₂ в воздухе представлено на рисунке 10. Для нанокомпозитов ZnO / CdSe и ZnO / (CdS @ CdSe) концентрационные зависимости сигнала датчика линейны в двойных логарифмических координатах (рисунок 10А), что свидетельствует об их степенной природе, характерной для датчиков резистивного типа (Yamazoe, Shimanoe, 2008):

Аппроксимация экспериментальных зависимостей (при увеличении концентрации NO ₂ ) степенной функцией дает m = 0.5 и м = 1 для ZnO / CdSe и ZnO / (CdS @ CdSe) соответственно. Для последней системы идеальная пассивация дефектных состояний ядра CdSe устраняет побочные эффекты (Дроздов и др., 2013). Это обеспечивает максимальную концентрацию электронов, фотогенерированных на квантовой точке и передаваемых в зону проводимости полупроводника при освещении, которые затем могут быть захвачены в темноте молекулами акцептора NO ₂ в соответствии с реакцией (4). Концентрационная зависимость сенсорного сигнала нанокомпозита ZnO / (ZnSe @ CdS) не линеаризуется в двойных логарифмических координатах.Такое несходство может быть вызвано тем, что рост оболочки на ядре нанокристалла приводит к образованию гетероструктур с различной пространственной локализацией электронов и дырок. В нанокристаллах CdS @ CdSe фотогенерированная дырка сильно локализована внутри ядра CdSe, тогда как фотовозбужденный электрон делокализован по всему нанокристаллу ядро ​​/ оболочка. Напротив, в нанокристаллах ZnSe @ CdS электрон локализован внутри ядра CdS, а дырка – внутри оболочки ZnSe.

Рисунок 10 .Сигнал датчика S = R _темный / R _{темный 0} (A) и эффективный фотоотклик P _eff = R _темный / R _λ (B) нанокомпозитов ZnO / CdSe, ZnO / (CdS @ CdSe) и ZnO / (ZnSe @ CdS) при периодическом освещении зеленым светом (λ _max = 535 нм) с увеличением ( открытые символы) и убывающей (закрашенные символы) NO ₂ концентрации в газовой фазе.

Как видно из энергетической диаграммы (рис.9), образование гетероструктуры ZnSe @ CdS типа II не приводит к кардинальному изменению положения уровней 1S _h и 1S _e дырки и электрон, соответственно, по сравнению с квантовой точкой CdSe и гетероструктурой типа I CdS @ CdSe. В то же время вероятность процессов переноса электронов и дырок между сенсибилизатором и матрицей ZnO принципиально различается. Преимущественная пространственная локализация отверстия в оболочке ZnSe (Иванов и др., 2007) обеспечивает его более эффективный перенос от сенсибилизатора ZnSe @ CdS к матрице ZnO. Это приводит к увеличению вероятности туннелирования электронов, локализованных на акцепторных уровнях хемосорбированных молекул NO ₂ , на уровень 1S _h на сенсибилизаторе, способствуя десорбции NO ₂ . Другими словами, в квазиравновесном состоянии в условиях фотовозбуждения большая эффективность переноса дырок с оболочки ZnSe на локализованные уровни в запрещенной зоне ZnO по сравнению с переносом электрона от ядра CdS в зону проводимости ZnO приведет к частичная отрицательная зарядка нанокристаллов ZnSe @ CdS.Это, в свою очередь, приведет к разрядке акцепторных уровней в запрещенной зоне ZnO, соответствующих электронам, захваченным хемосорбированными молекулами NO ₂ .

Таким образом, в нанокристаллах ZnSe @ CdS оболочка играет двойную роль. С одной стороны, как и в случае гетероструктуры I типа CdS @ CdSe, образование оболочки приводит к идеальной пассивации дефектных состояний сердцевины CdS, обеспечивая максимальную концентрацию фотогенерированных электронов, переданных в зону проводимости ZnO и захваченных акцептором. NO ₂ молекул в темном интервале цикла измерения.С другой стороны, локализация дыры в оболочке ZnSe обеспечивает эффективный перенос заряда от хемосорбированных молекул NO ₂ и их последующую десорбцию в световом интервале цикла измерения. Синергетическое сочетание этих факторов приводит к значительному увеличению чувствительности светоактивированного сенсора к NO ₂ в случае нанокомпозитов ZnO / ZnSe @ CdS по сравнению с образцами ZnO / CdSe и ZnO / (CdS @ CdSe).

Справедливость этих аргументов подтверждается характером концентрационной зависимости эффективного фотоотклика NO ₂ для различных нанокомпозитов (рис. 10Б).Локализация дырок в ядре CdSe снижает эффективность его переноса на матрицу ZnO, что приводит к снижению фотоотклика нанокомпозита ZnO / (CdS @ CdSe) по сравнению с ZnO / CdSe. Напротив, локализация дырок в оболочке ZnSe способствует переносу электронов с акцепторных уровней в запрещенной зоне ZnO. Следовательно, эффективный фотоотклик нанокомпозита ZnO / (ZnSe @ CdS) быстро растет с увеличением концентрации NO ₂ в воздухе.

В то же время, как видно из рисунка 7, сенсоры, содержащие наночастицы ядро-оболочка CdS @ CdSe и ZnSe @ CdS, демонстрируют значительный дрейф сигнала.Причины такого дрейфа можно обсудить следующим образом. Формирование гетероструктуры типа I CdS (оболочка) @CdSe (сердцевина) со встречной щелью приводит к идеальной пассивации дефектных состояний сердцевины CdSe и локализации фотогенерированных дырок внутри сердцевины CdSe. Первый фактор определяет повышение чувствительности сенсора к NO ₂ , второй – к снижению эффективного фотоотклика при данной концентрации NO ₂ и увеличению времени восстановления сигнала ZnO / (CdS @ CdSe) по сравнению с гибридным материалом ZnO / CdS.В гибридном материале ZnO / (ZnSe @ CdS) локализация дырок в оболочке наночастицы CdS @ CdSe приводит к увеличению вклада от захвата фотовозбужденных зарядов на поверхностных ловушках. Это изменяет процессы инжекции заряда на границе нанокристалл-матрица. Это может привести к накоплению долгоживущего заряда, а увеличение времени релаксации приведет к изменению стационарной проводимости.

Влияние влажности на значения чувствительности сенсора и эффективного фотоотклика в зависимости от концентрации NO ₂ было изучено для гибридных материалов ZnO / CdSe.На рисунке 11 показано изменение электрического сопротивления нанокомпозитов ZnO / CdSe при комнатной температуре при периодическом освещении зеленым светом в зависимости от содержания NO ₂ в сухом (RH ₂₅ = 0%) и влажном (RH ₂₅ = 20% и RH ₂₅ = 40%) воздух. Следует отметить следующее: с увеличением влажности: (i) сопротивление ZnO / CdSe в чистом воздухе уменьшается, и (ii) отклик сенсора и эффективный фотоотклик ZnO / CdSe возрастают. Это может быть связано с адсорбцией водяного пара на поверхности ZnO, что приводит к увеличению концентрации свободных носителей заряда (электронов) в оксидах полупроводников типа n (Bârsan, Weimar, 2001).В свою очередь, это стимулирует адсорбцию NO ₂ по реакции (4), что приводит к увеличению сигнала датчика и увеличению эффективного фотоотклика (Рисунок 12). Значения нижнего предела обнаружения (ЛПНП) были рассчитаны по калибровочным кривым как концентрация NO ₂ , соответствующая минимальному измеряемому сигналу датчика (R _av + 3σ) / R _av , где R _av – среднее значение темноты. сопротивление в чистом воздухе с заданной влажностью, σ – стандартное отклонение среднего темнового сопротивления в чистом воздухе с заданной влажностью.Увеличение влажности воздуха сопровождается снижением ЛПНП с 58 частей на миллиард (RH ₂₅ = 0%) до 49 частей на миллиард (RH ₂₅ = 40%).

Рисунок 11 . Электрическое сопротивление нанокомпозитов ZnO / CdSe при комнатной температуре при периодическом освещении зеленым светом (λ _max = 535 нм) в зависимости от содержания NO ₂ в газовой фазе (в ppm) при (A) RH ₂₅ = 0 %, (B) RH ₂₅ = 20%, (C) RH ₂₅ = 40%.

Рисунок 12 . Сигнал датчика S = R _темный / R _{темный 0} (A) и эффективный фотоотклик P _eff = R _темный / R _λ (B) нанокомпозита ZnO / CdSe при периодическом освещении зеленым светом (λ _max = 535 нм) при увеличении (белые символы) и уменьшении (темные символы) концентрации NO ₂ в газе фаза при разной влажности.

Выводы

Мы исследовали фотопроводимость и свойства датчика активированного видимым светом при комнатной температуре NO ₂ газовых сенсоров гибридных материалов на основе нанокристаллического ZnO, сенсибилизированных двумя типами наночастиц ядро ​​/ оболочка с различной локализацией фотовозбужденной электронно-дырочной пары между ядром и оболочкой. Формирование гетероструктуры типа I CdS (оболочка) @CdSe (сердцевина) со встречной щелью приводит к локализации фотогенерированных дырок внутри сердцевины CdSe и к полной пассивации дефектных состояний сердцевины CdSe.Эти факторы определяют повышение чувствительности сенсора к NO ₂ и уменьшение эффективного фотоотклика при заданной концентрации нанокомпозитов ZnO / (CdS @ CdSe) NO ₂ по сравнению с гибридным материалом ZnO / CdS. В гетероструктурах типа II ZnSe (оболочка) @CdS (ядро) с шахматной щелью формирование оболочки также обеспечивает идеальную пассивацию дефектных состояний ядра CdS, но в этом случае локализация фотогенерированных дырок в оболочке ZnSe обеспечивает эффективный перенос заряда от хемосорбированного NO ₂ молекул и их последующая десорбция при освещении.По сравнению с образцами ZnO / CdSe и ZnO / (CdS @ CdSe), в случае нанокомпозитов ZnO / ZnSe @ CdS синергетическое сочетание этих факторов приводит к значительному увеличению светоактивируемой чувствительности сенсора к NO ₂ и быстрому увеличению рост эффективного фотоотклика при увеличении концентрации NO ₂ в воздухе.

Таким образом, использование гетероструктур с различным пространственным разделением фотогенерированных зарядов открывает новые возможности в управлении фотоэлектрическими и светоактивированными газовыми сенсорными свойствами гибридных наноматериалов на основе широкозонных полупроводниковых оксидов с квантовыми точками узкозонных полупроводников в качестве фотосенсибилизаторов.

Заявление о доступности данных

Все наборы данных, созданные для этого исследования, включены в рукопись / дополнительные файлы.

Авторские взносы

AC, RV, MR и AG внесли свой вклад в концепцию и дизайн исследования. AC и RV осуществили синтез всех материалов. RV произвел оптические характеристики материалов. AC проводил сенсорные измерения. ИК и К.Д. провели фотоэлектрическую характеризацию материалов. MB, JH и AA провели анализ HAADF-STEM и EELS.MR и RV написали первый черновик рукописи. Все авторы внесли свой вклад в доработку рукописи, прочитали и одобрили представленную версию.

Финансирование

Работа поддержана грантом РФФИ № 16-53-76001 (РФФИ – ERA.Net FONSENS 096) и частично грантом Санкт-Петербургского государственного университета – Event 3-2018 (id: 26520408). АК благодарит за поддержку грант РФФИ № 18-33-01004.

Конфликт интересов

Авторы заявляют, что исследование проводилось при отсутствии каких-либо коммерческих или финансовых отношений, которые могут быть истолкованы как потенциальный конфликт интересов.

Дополнительные материалы

Дополнительные материалы к этой статье можно найти в Интернете по адресу: https://www.frontiersin.org/articles/10.3389/fmats.2019.00231/full#supplementary-material

Список литературы

Bârsan, N., and Weimar, U. (2001). Модель проводимости металлооксидных газовых сенсоров. Дж. Электрокерамика . 7, 143–167. DOI: 10.1023 / A: 1014405811371

CrossRef Полный текст | Google Scholar

Каротта, М. К., Черви, А., Фиораванти, А., Герарди, С., Гиберти, А., Вендемиати, Б. и др. (2011). Новое обнаружение озона при комнатной температуре с помощью толстопленочных датчиков ZnO с УФ-светодиодами. Тонкие твердые пленки 520, 939–946. DOI: 10.1016 / j.tsf.2011.04.173

CrossRef Полный текст | Google Scholar

Чижов А., Румянцева М., Васильев Р., Филатова Д., Дроздов К., Крылов И. и др. (2016). Активация видимым светом комнатной температуры NO ₂ газовых сенсоров на основе ZnO, SnO ₂ и In ₂ O ₃ сенсибилизированных квантовыми точками CdSe. Тонкие твердые пленки 618, 253–262. DOI: 10.1016 / j.tsf.2016.09.029

CrossRef Полный текст | Google Scholar

Чижов А.С., Мордвинова Н.Е., Румянцева М.Н., Крылов И.В., Дроздов К.А., Ли X. и др. (2018). Влияние квантовых точек CdSe и InP на взаимодействие ZnO с NO ₂ при облучении видимым светом. Русс. J. Inorg. Chem. 63, 512–518. DOI: 10.1134 / S0036023618040071

CrossRef Полный текст | Google Scholar

Чижов, А.С., Румянцева М. Н., Васильев Р. Б., Филатова Д. Г., Дроздов К. А., Крылов И. В. и др. (2014). Видимый свет активирует газовые сенсоры комнатной температуры на основе нанокристаллического ZnO, сенсибилизированного квантовыми точками CdSe. Сенсорные приводы B 205, 305–312. DOI: 10.1016 / j.snb.2014.08.091

CrossRef Полный текст | Google Scholar

Цуй, Д., Ван, Д., Се, Т., и Лин, Ю. (2013). Исследование фотоэлектрических свойств газочувствительности и поведения фотогенерированных носителей Ag – ZnO при комнатной температуре.Приводы датчиков B 186, 165–171. DOI: 10.1016 / j.snb.2013.05.088

CrossRef Полный текст | Google Scholar

Да Силва, Л. Ф., М’Пеко, Ж.-К., Катто, А. К., Бернардини, С., Мастеларо, В. Р., Агир, К., и др. (2017). УФ-усиленный отклик гетеропереходов ZnO-SnO ₂ при обнаружении озона при комнатной температуре. Приводы Sens. B 240, 573–579. DOI: 10.1016 / j.snb.2016.08.158

CrossRef Полный текст | Google Scholar

Де Лейси Костелло, Б.П. Дж., Юэн, Р. Дж., Рэтклифф, Н. М., и Ричардс, М. (2008). Высокочувствительные датчики комнатной температуры на основе активации наночастиц оксида цинка УФ-светодиодами. Приводы датчиков B 134, 945–952. DOI: 10.1016 / j.snb.2008.06.055

CrossRef Полный текст | Google Scholar

Дроздов К.А., Кочнев В.И., Добровольский А.А., Попело А.В., Румянцева М.Н., Гасков А.М. и др. (2013). Фотопроводимость структур на основе пористой матрицы SnO ₂ в сочетании с квантовыми точками CdSe / CdS ядро-оболочка. Заявл. Phys. Lett. 103: 133115. DOI: 10.1063 / 1.4823549

CrossRef Полный текст | Google Scholar

Эспид Э. и Тагипур Ф. (2017). УФ-светодиоды фотоактивированные химические газовые сенсоры: обзор. Крит. Rev. Solid State Mater. Sci . 42, 416–432. DOI: 10.1080 / 10408436.2016.1226161

CrossRef Полный текст | Google Scholar

Гэн, К., Хе, З., Чен, X., Дай, В., и Ван, X. (2013). Газочувствительность ZnO при облучении видимым светом при комнатной температуре.Приводы датчиков B 188, 293–297. DOI: 10.1016 / j.snb.2013.07.001

CrossRef Полный текст | Google Scholar

Гэн, X., Ю, Дж., И Чжан, C. (2016a). Микроструктура и сенсорные свойства покрытий CdS-ZnO _{1 − x} , нанесенных распылением жидкой плазмы и обработанных раствором перекиси водорода для обнаружения диоксида азота при комнатной температуре. J. Сплавы Compd. 687, 286–293. DOI: 10.1016 / j.jallcom.2016.06.079

CrossRef Полный текст | Google Scholar

Geng, X., Чжан, К., и Деблики, М. (2016b). Активированные сульфидом кадмия покрытия из оксида цинка, нанесенные распылением жидкой плазмы, для обнаружения диоксида азота при комнатной температуре при освещении видимым светом. Ceram. Int. 42, 4845–4852. DOI: 10.1016 / j.ceramint.2015.11.170

CrossRef Полный текст | Google Scholar

Хан, Л., Ван, Д., Цуй, Дж., Чен, Л., Цзян, Т., и Лин, Ю. (2012). Исследование газочувствительности формальдегида In ₂ O ₃ -сенсибилизированных наноцветов ZnO при облучении видимым светом при комнатной температуре. J. Mater. Chem. 22, 1295–12920. DOI: 10.1039 / c2jm16105b

CrossRef Полный текст | Google Scholar

Хан, Л., Ван, Д., Лу, Ю., Цзян, Т., Чен, Л., Се, Т. и др. (2013). Влияние температуры отжига на фотоэлектрическое зондирование газа ZnO, легированного Fe, при облучении видимым светом. Приводы Sens. B 177, 34–40. DOI: 10.1016 / j.snb.2012.10.096

CrossRef Полный текст | Google Scholar

Hsu, C.-L., Chang, L.-F., and Hsueh, T.-J. (2017). Активируемое светом определение влажности и газа с помощью нанопроволок ZnO, выращенных на светодиодах при комнатной температуре. Сенсорные приводы B 249, 265–277. DOI: 10.1016 / j.snb.2017.04.083

CrossRef Полный текст | Google Scholar

Хёдо, Т., Урата, К., Камада, К., Уэда, Т., и Симидзу, Ю. (2017). Полупроводниковые датчики на основе SnO ₂ NO ₂ работали при комнатной температуре под воздействием УФ-излучения. Сенсорные приводы B 253, 630–640. DOI: 10.1016 / j.снб.2017.06.155

CrossRef Полный текст | Google Scholar

Ильин А., Мартышов М., Форш Э., Форш П., Румянцева М., Абакумов А. и др. (2016). УФ-воздействие на NO ₂ чувствительные свойства нанокристаллического In ₂ O ₃ . Приводы датчиков B 231, 491–496. DOI: 10.1016 / j.snb.2016.03.051

CrossRef Полный текст | Google Scholar

Иванов, С.А., Пирятински, А., Нанда, Дж., Третьяк, С., Завадил, К.Р., Уоллес, В.О. и др. (2007). Нанокристаллы CdS / ZnSe типа II ядро ​​/ оболочка: синтез, электронная структура и спектроскопические свойства. J. Am. Chem. Soc. 129, 11708–11719. DOI: 10.1021 / ja068351m

PubMed Аннотация | CrossRef Полный текст | Google Scholar

Ким, Ю.-С., Хаммер, К., Кресс, Г. (2009). Точные зонные структуры и эффективные массы для InP, InAs и InSb с использованием гибридных функционалов. Phys. Ред. B 80: 035203. DOI: 10.1103 / PhysRevB.80.035203

CrossRef Полный текст | Google Scholar

Киселев, В.Ф., Крылов О. В. (2012). «Адсорбция и катализ на переходных металлах», в Адсорбция и катализ на переходных металлах и их оксидах (Springer Series in Surface Sciences), Vol. 9 , ред. Г. Эртль, Р. Гомер и Х. К. В. Лотч (Берлин; Гейдельберг: Springer; Springer Science + Business Media), 136–265.

Google Scholar

Клаус Д., Клавински Д., Амрен С., Тиманн М. и Вагнер Т. (2015). Светоактивируемое резистивное зондирование озона при комнатной температуре с использованием нанопористых частиц In ₂ O ₃ частиц: влияние размера частиц, Sens.Приводы B 217, 181–185. DOI: 10.1016 / j.snb.2014.09.021

CrossRef Полный текст | Google Scholar

Климов, В. И. (2000). Оптические нелинейности и сверхбыстрая динамика носителей в полупроводниковых нанокристаллах. J. Phys. Chem. B 104, 6112–6123. DOI: 10.1021 / jp9944132

CrossRef Полный текст | Google Scholar

Кривецкий В.В., Румянцева М.Н., Гасков А.М. (2013). Химическая модификация нанокристаллического диоксида олова для селективных газовых сенсоров. Русс. Chem. Ред. 82, 917–941. DOI: 10.1070 / RC2013v082n10ABEH004366

CrossRef Полный текст | Google Scholar

Малагу К., Каротта М. К., Комини Э., Фалья Г., Гиберти А., Гуиди В. и др. (2005). Фотоиндуцированное открепление уровня Ферми в WO ₃ . Датчики 5, 594–603. DOI: 10.3390 / s5120594

CrossRef Полный текст | Google Scholar

Медведь Д. (1961). Фотопроводимость и кинетика хемосорбции в спеченном полупроводнике из оксида цинка. J. Phys. Chem. Твердые тела 20, 255–267. DOI: 10.1016 / 0022-3697 (61)

-9

CrossRef Полный текст | Google Scholar

Минами Т., Мията Т. и Ямамото Т. (1998). Работа выхода прозрачных проводящих тонких пленок многокомпонентного оксида, полученных методом магнетронного распыления. Surf. Пальто. Technol. 108–109, 583–587. DOI: 10.1016 / S0257-8972 (98) 00592-1

CrossRef Полный текст | Google Scholar

Мишра, С., Ганшьям, К., Рам, Н., Баджпай, Р.П. и Беди Р. К. (2004). Механизм обнаружения металлооксидного газового сенсора в УФ-излучении. Приводы Sens. B 97, 387–390. DOI: 10.1016 / j.snb.2003.09.017

CrossRef Полный текст | Google Scholar

Мордвинова Н. Е., Винокуров А. А., Дорофеев С. Г., Кузнецова Т. А., Знаменков К. О. (2014). Особенности пути синтеза фосфина и постсинтетическая обработка квантовых точек InP. J. Сплавы Compd. 582, 43–49. DOI: 10.1016 / j.jallcom.2013.08.003

CrossRef Полный текст | Google Scholar

Накате, У.Т., Патил, П., Булахе, Р. Н., Лоханде, К. Д., Кале, С. Н., Наушад, М. и др. (2016). Напыленные пленки оксида цинка: обратимая смачиваемость поверхности, индуцированная ультрафиолетовым светом, и улучшенная реакция сжиженного нефтяного газа благодаря сенсибилизации платиной. J. Colloid Interface Sci . 480, 109–117. DOI: 10.1016 / j.jcis.2016.07.010

PubMed Аннотация | CrossRef Полный текст | Google Scholar

О’Коннор, Т., Панов, М.С., Мерещенко, А., Тарновский, А.Н., Лорек, Р., Перера, Д., и другие. (2012). Влияние границы раздела зарядов на динамику экситонов в фотокаталитических коллоидных гетеронанокристаллах. САУ Нано 6, 8156–8165. DOI: 10.1021 / nn302810y

PubMed Аннотация | CrossRef Полный текст | Google Scholar

Паолесс Р., Нардис С., Монти Д., Стефанелли М. и Ди Натале К. (2017). Порфириноиды для химических сенсоров. Chem. Ред. 117, 2517–2583. DOI: 10.1021 / acs.chemrev.6b00361

PubMed Аннотация | CrossRef Полный текст | Google Scholar

Пэн, Л., Qin, P., Zeng, Q., Song, H., Lei, M., Mwangi, J. J. N., et al. (2011). Повышение чувствительности наностержней ZnO к формальдегиду путем модификации Ru (dcbpy) ₂ (NCS) ₂ . Приводы датчиков B 160, 39–45. DOI: 10.1016 / j.snb.2011.07.008

CrossRef Полный текст | Google Scholar

Peng, L., Xie, T., Yang, M., Wang, P., Xu, D., Pang, S., et al. (2008). Повышение светочувствительности оксида цинка, легированного медью, при комнатной температуре. Сенс.Приводы B 131, 660–664. DOI: 10.1016 / j.snb.2007.12.060

CrossRef Полный текст | Google Scholar

Peng, L., Zhao, Q., Wang, D., Zhai, J., Wang, P., Pang, S., et al. (2009). Газовое зондирование с помощью ультрафиолета: потенциальный подход к обнаружению формальдегида при комнатной температуре на основе наностержней оксида цинка. Сенсорные приводы B 136, 80–85. DOI: 10.1016 / j.snb.2008.10.057

CrossRef Полный текст | Google Scholar

Прадес, Дж. Д., Диас, Р. Дж., Эрнандес-Рамирес, Ф., Барт, С., Сирера, А., Романо-Родригес, А., и др. (2009a). Эквивалентность откликов газовых сенсоров на основе индивидуальных нанопроволок SnO ₂ , модулируемых тепловым и УФ-светом при комнатной температуре. Приводы датчиков B 140, 337–341. DOI: 10.1016 / j.snb.2009.04.070

CrossRef Полный текст | Google Scholar

Прадес, Дж. Д., Хименес-Диас, П., Мансанарес, М., Эрнандес-Рамирес, Ф., Сирера, А., Романо-Родригес, А., и др. (2009b). Модель реакции фотоактивированных сенсоров на окисляющие газы на основе индивидуальных нанопроволок SnO ₂ . Phys. Chem. Chem. Phys. 11, 10881–10889. DOI: 10.1039 / b_6a

PubMed Аннотация | CrossRef Полный текст | Google Scholar

Румянцева М., Насриддинов А., Владимирова С., Токарев С., Федорова О., Крылов И. и др. (2018). Фоточувствительные органо-неорганические гибридные материалы для газовых датчиков комнатной температуры. Наноматериалы 8: 671. DOI: 10.3390 / nano80

PubMed Аннотация | CrossRef Полный текст | Google Scholar

Сабур, Ф.H., Ueda, T., Kamada, K., Hyodo, T., Mortazavi, V., Khodadadi, A.A., et al. (2016). Улучшенные характеристики обнаружения газа NO ₂ голыми и Pd-содержащими толстопленочными датчиками SnO ₂ при облучении УФ-светом при комнатной температуре. Приводы датчиков B 223, 429–439. DOI: 10.1016 / j.snb.2015.09.075

CrossRef Полный текст | Google Scholar

Саура, Дж. (1994). Газочувствительные свойства пиролитических пленок SnO ₂ при воздействии ультрафиолетового излучения. Сенсорные приводы B 17, 211–214. DOI: 10.1016 / 0925-4005 (93) 00874-X

CrossRef Полный текст | Google Scholar

Сержент, Н., Эпифани, М., Комини, Э., Фалья, Г., и Паньье, Т. (2007). Взаимодействие нанокристаллического порошка оксида олова с NO ₂ : спектроскопическое исследование комбинационного рассеяния света. Приводы датчиков B 126, 1–5. DOI: 10.1016 / j.snb.2006.10.013

CrossRef Полный текст | Google Scholar

Стеванович, В., Лани, С., Джинли, Д.С., Тумас, В., Зунге, А. (2014). Оценка способности полупроводников расщеплять воду с использованием только потенциалов ионизации и сродства к электрону. Phys. Chem. Chem. Phys. 16, 3706–3714. DOI: 10.1039 / c3cp54589j

PubMed Аннотация | CrossRef Полный текст | Google Scholar

Sun, Z., Huang, D., Yang, Z., Li, X., Hu, N., Yang, C., et al. (2015). Переносной газоизмерительный электронный прибор NH ₃ на основе гибридов оксида графена с восстановлением нанопроволок ZnO. IEEE Electron Device Lett. 36, 1376–1379. DOI: 10.1109 / LED.2015.2496177

CrossRef Полный текст | Google Scholar

Травка, М., Смулко, Дж., Хассе, Л., Гранквист, К.-Г., Аннануш, Ф. Э., и Ионеску, Р. (2016). Детектирование газа с улучшенными флуктуациями с помощью датчиков газа в виде наночастиц на основе WO ₃ , модулируемых УФ-светом на выбранных длинах волн. Приводы датчиков B 234, 453–461. DOI: 10.1016 / j.snb.2016.05.032

CrossRef Полный текст | Google Scholar

Варечкина, Е.Н., Румянцева М. Н., Васильев Р. Б., Константинова Е. А., Гасков А. М. (2012). УФ-видимая фотопроводимость нанокристаллического оксида олова. J. Nanoelectron. Оптоэлектрон. 7, 1–6. DOI: 10.1166 / jno.2012.1399

CrossRef Полный текст | Google Scholar

Васильев Р., Бабынина А., Маслова О., Румянцева М., Рябова Л., Добровольский А. и др. (2013). Фотопроводимость нанокристаллического SnO ₂ , сенсибилизированного коллоидными квантовыми точками CdSe. Дж.Матер. Chem.? 1, 1005–1010. DOI: 10.1039 / C2TC00236A

CrossRef Полный текст | Google Scholar

Васильев Р. Б., Дирин Д. Н., Гасков А. М. (2011). Полупроводниковые наночастицы с пространственным разделением носителей заряда: синтез и оптические свойства. Русс. Chem. Ред. 80, 1139–1158. DOI: 10.1070 / RC2011v080n12ABEH004240

CrossRef Полный текст | Google Scholar

Воробьева Н., Румянцева М., Филатова Д., Константинова Е., Гришина Д., Абакумов А. и др. (2013). Нанокристаллический ZnO (Ga): парамагнитные центры, кислотность поверхности и газовые сенсорные свойства. Сенсорные приводы B 182, 555–564. DOI: 10.1016 / j.snb.2013.03.068

CrossRef Полный текст | Google Scholar

Wagner, T., Kohl, C.-D., Malagù, C., Donato, N., Latino, M., Neri, G., et al. (2013). Ультрафиолетовое излучение NO ₂ мезопористое зондирование In ₂ O ₃ : интерпретация результатов с помощью новой модели зондирования.Приводы датчиков B 187, 488–494. DOI: 10.1016 / j.snb.2013.02.025

CrossRef Полный текст | Google Scholar

Wang, C.Y., Becker, R.W, Passow, T., Pletsche, W., Kohler, K., Cimalla, V., et al. (2011). Фотонно-стимулированный сенсор на основе наночастиц оксида индия I: мониторинг озона в воздухе в широком диапазоне концентраций. Сенсорные приводы B 152, 235–240. DOI: 10.1016 / j.snb.2010.12.014

CrossRef Полный текст | Google Scholar

Ван Т., Sun, Z., Huang, D., Yang, Z., Ji, Q., Hu, N., et al. (2017). Исследования по обнаружению газа NH ₃ нанокомпозитами из оксида графена, восстановленного нанопроволокой из оксида цинка. Приводы датчиков B 252, 284–294. DOI: 10.1016 / j.snb.2017.05.162

CrossRef Полный текст | Google Scholar

Wang, T., Xu, S., Hu, N., Hu, J., Huang, D., Jiang, W., et al. (2018). Приготовление с помощью микроволн и замечательные свойства определения этанола частиц ZnO с контролируемой морфологией в бинарной системе растворителей вода-этиленгликоль. Сенсорные приводы B 252, 1006–1014. DOI: 10.1016 / j.snb.2017.08.099

CrossRef Полный текст | Google Scholar

Вонграт, Э., Чанлек, Н., Чуэайарром, К., Самрансуксамер, Б., Хонгсит, Н., и Чупун, С. (2016). Повышение чувствительности сенсора наноструктур ZnO, украшенного наночастицами золота, при воздействии УФ-излучения на низкотемпературный этанол. Приводы датчиков A 251, 188–197. DOI: 10.1016 / j.sna.2016.10.022

CrossRef Полный текст | Google Scholar

Ву, Т., Ван, З., Тиан, М., Мяо, Дж., Чжан, Х., и Сунь, Дж. (2018). УФ возбуждение NO ₂ датчик газа, сенсибилизированный квантовыми точками ZnO при комнатной температуре. Приводы датчиков B 259, 526–531. DOI: 10.1016 / j.snb.2017.12.101

CrossRef Полный текст | Google Scholar

Ямазоэ, Н., Шиманоэ, К. (2008). Теория степенных законов для полупроводниковых газовых сенсоров. Приводы датчиков B 128, 566–573. DOI: 10.1016 / j.snb.2007.07.036

CrossRef Полный текст | Google Scholar

Ян З., Го, Л., Цзу, Б., Го, Ю., Сюй, Т., и Доу, X. (2014). Пленки из CdS / ZnO с ядром / оболочкой из нанопроволоки для улучшенного фотодетектирования и оптоэлектронного обнаружения газов. Adv. Опт. Матер. 2, 738–745. DOI: 10.1002 / adom.201400086

CrossRef Полный текст | Google Scholar

Чжан, К., Гэн, X., Ли, Дж., Ло, Ю., и Лу, П. (2017). Роль кислородной вакансии в настройке оптических, электрических и чувствительных свойств NO ₂ покрытий ZnO _{1 − x} при комнатной температуре.Приводы датчиков B 248, 886–893. DOI: 10.1016 / j.snb.2017.01.105

CrossRef Полный текст | Google Scholar

Чжан К., Ван Дж., Оливье М.-Г. и Деблики М. (2015). Датчики диоксида азота комнатной температуры на основе сенсибилизированных красителем N719 аморфного оксида цинка, выполненные при освещении видимым светом. Приводы датчиков B 209, 69–77. DOI: 10.1016 / j.snb.2014.11.090

CrossRef Полный текст | Google Scholar

Чжэн, К., Ídek, K., Abdellah, M., Zhang, W., Chábera, P., Lenngren, N., et al. (2014). Сверхбыстрая передача заряда от квантовых точек CdSe к NiO p-типа: инжекция дырок против захвата дырок. J. Phys. Chem. C 118, 18462–18471. DOI: 10.1021 / jp506963q

CrossRef Полный текст | Google Scholar

Чжу, Л., и Цзэн, В. (2017). Газовое зондирование при комнатной температуре газовым датчиком на основе ZnO: обзор. Приводы датчиков A 267, 242–261. DOI: 10.1016 / j.sna.2017.10.021

CrossRef Полный текст | Google Scholar

материалов | Бесплатный полнотекстовый | Структурные свойства тонких пленок ZnO, осажденных методом ALD в условиях роста с высоким содержанием кислорода и цинка, и их взаимосвязь с электрическими параметрами

3.1. XRD: текстура пленки / предпочтительная ориентация и плотность дислокаций

Si (100) и a-ориентированные подложки Al ₂ O ₃ подложек были выбраны для систематического и сравнительного исследования с целью изучения структурных свойств тонких пленок ZnO и их связи с теми, которые ранее сообщались для более толстых пленок ALD-ZnO / Al ₂ O ₃ [21]. Как правило, поликристаллические пленки ALD-ZnO при нанесении на различные подложки имеют сильную тенденцию к росту в полярном c-направлении, в то время как другие предпочтительные ориентации редко сообщаются для конкретных подложек и условий осаждения [21,34,35,36, 37].Для текстурированных образцов дифрактограммы, полученные в режиме Брэгга – Брентано, предоставляют основную информацию о предпочтительной ориентации кристаллитов (но не о распределении ориентации кристаллитов). Дифракционные эффекты наблюдаются для тех кристаллитов, у которых направление низких индексов Миллера не отклоняется более чем на 1-2 градуса от нормали к поверхности. Кристаллиты, которые не соответствуют этим условиям, не вносят вклад в дифракционные пики. Предпочтительная ориентация относится к наиболее распространенному направлению; Обычно предпочтительную ориентацию получают путем анализа значений относительных интенсивностей I / I _и (I _rand – это интенсивность в эталонном порошковом образце).Дифрактограммы всех исследованных пленок, как выращенных, так и отожженных (Рисунок 1 и Рисунок 2, Рисунки S1 и S2 в дополнительных данных) подтверждают, что поликристаллические пленки ZnO со структурой вюрцита (w) образуются при каждой T _g , но с разными предпочтительная ориентация кристаллитов. Никаких дополнительных дифракционных пиков, соответствующих Zn или другим фазам, не обнаружено.

Несмотря на то, что параметры кристаллической решетки не совпадают, на дифрактограммах наблюдается корреляция между ориентацией слоев и типом подложки.Две доминирующие ориентации, [100] и [001], наблюдаются для ALD-ZnO / Si (100), и только одна предпочтительная ориентация, [101], в случае ALD-ZnO / a-Al ₂ O ₃ , за исключением T _g = 160 ° C, где имеет место только ориентация [001].

Пленки ZnO / Si (100) As, выращенные при выращивании, показывают рефлексы ZnO при 31,7 ° и 34,4 °, которые связаны с ориентациями [100] и [001] соответственно. При низкой T _g (100 и 130 ° C, рис. 1a) большая часть кристаллитов растет в направлении [100], а интенсивность пика от ориентированных [001] кристаллитов ниже.Однако из-за различной скорости роста в зависимости от температуры (более высокой для кристаллитов с ориентацией [001] по сравнению с кристаллитами [100] [38]), кристаллиты с ориентацией [001] предполагают преобладание над кристаллитами [100] при температуре температура 160 ° C (рисунок 1b), и при T _g = 250 и 300 ° C, наблюдается только ориентация [001] (рисунок 1c). Другими словами, пленки ZnO / Si показывают переключение с ориентации [100] на [001] при температуре роста от 160 ° C до 200 ° C (рисунок S1c, f в дополнительных данных).Смена ориентации кристаллитов сопровождается значительным уменьшением интенсивности всех дифракционных пиков. В то время как для диапазона температур роста от 100 до 160 ° C интенсивность дифракционных пиков увеличивается с T _g , для температуры переключения 200 ° C мы наблюдаем спад, за которым следует скачок интенсивности при самом высоком T _g (см. Рисунок S1 в дополнительном материале). Эти результаты согласуются с литературными данными, сообщающими о поведении переключения между ориентациями [100] и [001] при температуре переключения, T _sw , в диапазоне от 155 ° C до 220 ° C [ 34,38].Подобно этим предыдущим исследованиям, в настоящей работе мы также обнаружили три зоны, основанные на преобладании ориентации [100] или [001]: (a) Зона 1: 100–160 ° C, где и [100], и [001] ] в пленках присутствовали ориентированные кристаллиты; (b) Зона 2: 160–200 ° C, где наблюдалось переключение ориентации кристаллитов на преобладание [001]; и (c) Зона 3: 250–300 ° C, где преобладает направление [001]. Явление переключения можно понять, рассматривая изменяющееся содержание кислорода в растущей пленке; содержание O уменьшается с увеличением T _г [27].Можно предположить, что рост по предпочтительным ориентациям в пленках ZnO / Si зависит от отношения O / Zn. При 100 ° C, т.е. когда пленки ZnO богаты O, кристаллиты с ориентацией [100] с осью c, параллельной подложке, обычно растут, а при температуре выше 160 ° C, когда пленки богаты Zn, преобладают кристаллиты с осью c, перпендикулярной подложке [21,34,37,38]. О феномене переключения ориентации сообщили Pung et al. и относился к преждевременной диссоциации DEZn, которая могла происходить в интервале температур 155–220 ° C [38].Вероятно, преждевременная диссоциация DEZn могла произойти в интервале температур 155–220 ° C. В этом процессе диссоциированная этильная группа может быть далее разбита на фрагменты этильной группы, такие как Ch4Ch3- и Ch4-. Эти анионы могли прилипать к положительно заряженной поверхности Zn- [001]. В результате направление роста оси c подавлялось, заставляя кристаллы расти в ориентации [100]. В диапазоне высоких температур осаждения (зона 3) эти анионы могут далее разлагаться на CO, CO ₂ и H ₂ O или десорбироваться с поверхности подложки [30].Таким образом, подавление роста кристаллов ZnO в ориентации [001] стало невозможным. Следовательно, тонкая пленка ZnO демонстрирует высокую предпочтительную ориентацию [001] с усилением пика [001] в зоне 3. Однако следует помнить, что температура диссоциации прекурсора чувствительна к таким параметрам, как давление в камере и так далее. что объясняет относительно более высокий диапазон температур переключения в наших пленках. Также стоит отметить, что кристаллическая структура ZnO имеет максимальную скорость роста вдоль направления [001] при T _g ≅ 160 ° C, поскольку она попадает в окно ALD.Следовательно, как было обнаружено ранее [34], преимущественный рост с осью c, перпендикулярной поверхности, связан с более высокой скоростью роста пленок ZnO. В случае тонких после выращивания ZnO / a-Al ₂ O ₃ , присутствовали два отражения под углом 36,5 ° и 34,4 °, что согласуется с ориентацией [101] и [001] кристаллитов соответственно (рис. 2a – c и рис. S2a – f в дополнительном материале). При самой низкой температуре T _g (100–130 ° C) большая часть кристаллитов растет с ориентацией [101], в то время как количество кристаллитов с ориентацией [001] относительно невелико (рис. 2а и рис. S2a, b в дополнительном материале). ).При температуре роста 160 ° C наблюдается резкий переход от ориентации [101] к ориентации [001], аналогичный тому, что наблюдался в случае подложки Si (100). Что удивительно, при более высоких температурах роста ( т.е. зона 3, T> 200 ° C) наблюдалась только низкая интенсивность ориентации [001], в то время как кристаллиты с ориентацией [101] доминируют в спектрах XRD, как это происходит в случае области низких температур роста. Различная эволюция предпочтительной ориентации пленок ZnO / Si (100) и ZnO / a-Al ₂ O ₃ с T _g является отпечатком взаимодействия между растущим слоем ZnO и подложкой, которое существует несмотря на отсутствие согласования решеток.В такой ситуации на скорость роста определенной ориентации анизотропно влияет наличие деформации между тонкой пленкой ZnO и границей раздела подложки [36]. Ориентация сапфировой подложки с осью, перпендикулярной поверхности, ограничивает ориентацию [101] кристаллитов в тонких пленках ZnO. Следует отметить, что в случае исследованных нами ранее пленок ZnO / Al ₂ O ₃ толщиной 900 нм, где ожидается более слабое взаимодействие с подложкой, четыре кристаллографические ориентации ([100], [101], [ 110] и [001]) наблюдались для диапазона 100–200 ° CT _g [21].

Анализ деформации, представленный далее в этом подразделе, выявляет деформацию при растяжении как для слоев ZnO / Si, так и для ZnO / a-Al ₂ O ₃ слоев. Однако эволюция деформации с T _g была разной для обеих подложек, что могло быть причиной разной предпочтительной ориентации ZnO, нанесенного на эти две подложки в области с высокой T _g .

Никаких дополнительных фаз не наблюдалось после послеростового RTP по сравнению с выращенными пленками (Рисунок 1 и Рисунок 2), но для обеих подложек интенсивность сигналов XRD значительно увеличилась во всем диапазоне T _g (100–300 ° C) по сравнению с выращенными образцами, тогда как значение FWHM большинства дифракционных пиков значительно уменьшилось, что указывает на увеличение размера кристаллитов.

3.1.1. АСМ: морфология поверхности

Было обнаружено, что морфология поверхности оксидных пленок сильно зависит от кристаллографической ориентации и размера кристаллитов (рис. 3). Максимальное среднеквадратичное значение шероховатости поверхности было найдено для пленок, выращенных при T _g ≅ 100 ° C – 130 ° C (5,4 нм ZnO / Si и 5,6 нм для ZnO / a-Al ₂ О ₃ ). Среднеквадратичное значение постепенно уменьшается с T _g до минимального значения 2 нм для Si (100) и 0,9 нм для Al ₂ O ₃ субстрата, наблюдаемого при 200 ° C, что согласуется с предыдущим результатом АСМ для Пленки ZnO / Si, нанесенные методом ALD [34].После послеростового отжига увеличение шероховатости поверхности наблюдалось для пленок, выращенных при T _g , равных 100, 200 и 250 ° C, но уменьшение для пленок, выращенных при T _g , равных 130, 160 и 300 ° C. для пленок как ZnO / Si, так и ZnO / a-Al ₂ O ₃ . Однако пленки, выращенные в диапазоне температур выше 200 ° C, показали более высокую шероховатость, которая дополнительно увеличилась с T _g до значений, наблюдаемых для самого низкого диапазона температур (Рисунок 3). Следует отметить, что для всех пленок самые низкие значения RMS наблюдаются при 160–200 ° C, когда происходит переключение кристаллографической ориентации.Было обнаружено, что интенсивность пиков дифракции рентгеновских лучей чрезвычайно мала при температуре переключения, что указывает на значительный вклад аморфной фазы. Этот результат согласуется с предыдущими сообщениями об оксидах с высоким k, нанесенных методом ALD, которые намеренно осаждаются в аморфном состоянии для достижения гладкости на атомном уровне [39].

3.1.2. Размер кристаллитов

Анализ данных XRD с использованием модели Шеррера [40,41,42] показывает, что средний размер кристаллитов для свежевыращенных пленок увеличивается с 15 нм до 30-40 нм для ZnO / a-Al ₂ O ₃ и от 20 до 30 нм для ZnO / Si.В частности, размер кристаллитов для образцов ZnO / Si после выращивания составляет 15–37 нм и 26–32 нм для кристаллитов с ориентацией [001] и [100], соответственно, в зависимости от T _g (рис. 4 ), тогда как для образцов ZnO / a-Al ₂ O ₃ размер зерна варьируется от 14 до 20 нм, а для кристаллитов с ориентацией [101] и [001] – от 20 до 48 нм соответственно, как функция T _g (рис. 5). После этого был проведен процесс быстрого термического отжига (RTP) в атмосфере кислорода при 800 ° C в течение 3 мин (см. рис. 4 и рис. 5).После процесса RTP размер кристаллитов в пленках ZnO / Si увеличивается до 100 нм и 80 нм для кристаллитов с ориентацией [100] и [001] соответственно. Для отожженных пленок ZnO / a-Al ₂ O ₃ размер кристаллитов увеличивается до 31–43 нм для кристаллитов с ориентацией [101] и уменьшается до 25 нм для кристаллитов с ориентацией [001] (рис. 5). . Это указывает на то, что эффект отжига более выражен в пленках ZnO / Si (100), чем в пленках ZnO / a-Al ₂ O ₃ .В то же время интенсивность пика [002] значительно уменьшается в пленках ZnO / a-Al ₂ O ₃ , так что в отожженных образцах сапфира наблюдаются в основном кристаллиты с ориентацией [101] (см. Рисунок S2g – h, в дополнительном материале). Таким образом были получены пленки ZnO / a-Al ₂ O ₃ , показывающие только кристаллиты с ориентацией [101] (за исключением T _g = 160 ° C , где появляется только пик [002]). Насколько нам известно, это само по себе беспрецедентное сообщение о термически стабильных тонких пленках ZnO, показывающих только кристаллиты с ориентацией [101], поскольку для таких пленок обычно указывается ориентация [001] [43].

3.1.3. Структурные дефекты и плотность дислокаций

Размер кристаллитов, рассмотренный в предыдущем абзаце, обычно используется для оценки плотности дислокаций (δ), которая является важным параметром, описывающим структурное качество монокристаллических твердых тел. Первоначально он использовался на основе рентгеноструктурных исследований обработанных металлов методом рентгеновской дифракции [44], а в последнее время также применялся для поликристаллических пленок ZnO [45]. Данные экспериментов с микропучком показали, что металл разбит на блоки, причем дислокации расположены на границах между двумя соседними блоками.В этих предположениях плотность дислокаций оценивается по формуле: δ = nD2, где n равно 1 для изотропного распределения дислокаций, а D – размер блока [46]. Вышеупомянутая формула применялась для неметаллических монокристаллических твердых веществ и эпитаксиальных пленок, где D рассматривается как размер кристаллитов. Для поликристаллического материала предположения модели обычно не выполняются, и расчетное значение δ = 1D2 нельзя рассматривать строго как плотность дислокаций; однако указанная выше формула также использовалась в этом случае [46].Фактически, величина δ зависит от размера кристаллитов, поэтому δ можно рассматривать как параметр, описывающий количество структурных дефектов и структурное качество пленки, обеспечивая удобный инструмент для сравнения между различными слоями. Следуя этой интерпретации, мы определили δ для всех исследованных пленок ZnO и обработали полученные значения δ с указанными выше оговорками. В случае пленок ZnO оценка качества поликристаллической пленки на основе δ создает интересный критерий, поскольку границы зерен и дислокации влияют на оптические и электрические свойства, так как некоторые собственные дефекты, такие как вакансии Zn, могут накапливаться вблизи границ зерен и ядер дислокаций [47], а взаимодействие точечных дефектов со структурными дефектами может приводить к образованию «комплексов точечный дефект-дислокация» [47]. 48,49], которые отвечают за определенные локализованные уровни энергии в этом материале и играют роль центров безызлучательной рекомбинации.В исследованных пленках ZnO появлялись один или два рефлекса с относительной интенсивностью и FWHM в зависимости от подложки и T _g . Соответственно, в пленках наблюдались один или два типа кристаллитов с различной ориентацией, каждый с определенной интенсивностью и размером кристаллитов. Во многих случаях интенсивность двух дифракционных пиков была сопоставимой (см. Рисунок S1a – d), поэтому невозможно было указать предпочтительную ориентацию. Чтобы учесть это разнообразие, мы рассчитали значение δ = 1D2 для каждой ориентации отдельно, а затем рассчитали средневзвешенное значение δ _avg для всех пленок.Для пленок ZnO / Si (100) (рис. 1a – c) значение δ _avg было рассчитано следующим образом:

δavg = δ100I100 ∗ I1000 + δ002I002 ∗ I0020

где δ100 = 1D1002, δ002 = 1D0022, I100 ∗ = I100I100 + I002 и I002 ∗ = I002I100 + I002, а I1000 и I0020 – относительные интенсивности, перечисленные в файле данных JCPDS [файл № 36-1451]. Для пленок ZnO / Al ₂ O ₃ использовалась та же формула с соответствующими параметрами пиков [101] и [002], наблюдаемых в этих пленках (см. Рис. 2). Средние плотности дислокаций, рассчитанные в соответствии с описанной выше процедурой, приведены в Таблице 1 и Таблице 2.Для выращенных пленок, нанесенных на обе подложки, было найдено значение δ _avg , равное 10 ¹¹ линий / см ² , что аналогично значениям, полученным ранее для поликристаллических пленок ZnO [45,50], и ZnO / Al ₂ O ₃ эпитаксиальных слоев [51]. Однако величина δ _avg сильно различается для обеих подложек и в 2–3 раза ниже для подложки Si по сравнению с сапфиром для каждого T _g , за исключением температурный диапазон 160–200 ° C, когда наблюдается переключение кристаллографической ориентации.После RTP значение δ _avg падает для обеих подложек, но этот эффект гораздо более выражен для Si (100), потому что в этом случае наблюдается уменьшение более чем на один порядок, что приводит к плотности дислокаций. около 10 ¹⁰ линий / см ² . Для отожженных пленок ZnO / a-Al ₂ O ₃ значение δ _avg падает примерно в три раза и в большинстве случаев примерно в 5-10 раз выше, чем для подложки Si (см. Таблицу 1 и Таблицу 2. ).

Следует отметить, что вблизи температуры переключения наблюдались существенные изменения средней плотности дислокаций. Для подложки Si (100) трехкратное увеличение значения δ _avg с последующим резким уменьшением произошло при T _g ≅ 200 ° C, что также наблюдалось после процесса RTP. Для субстрата a-Al ₂ O ₃ увеличение с последующим резким уменьшением значения δ _avg наблюдалось при T _g 160 ° C и 200 ° C в результате аберрации дислокации, происходящие от переключения предпочтительной ориентации.

Для визуализации этого эффекта плотность дислокаций δ построена в зависимости от T _g относительно предпочтительных ориентаций, [001] для Si (100) и [101] для a-Al ₂ O ₃ (Рисунок 6a , б). Можно ожидать, что количество границ зерен, выраженное величиной δ _ср. , влияет на концентрацию структурных дефектов и дефектных комплексов, встречающихся в ZnO / Si (100) и ZnO / a-Al ₂ O ₃ пленки, и, таким образом, может быть причиной наблюдаемых различий проводимости / концентрации носителей заряда в исследуемых пленках.Более подробно этот вопрос будет рассмотрен в разделе 3.3.

3.1.4. Анализ деформации

Наличие различных кристаллографических ориентаций в зависимости от типа подложки и температуры осаждения побуждает нас исследовать роль деформации в слое ZnO, которая, как ожидается, влияет на электрические и оптические свойства. Естественно, что в пленках ZnO сосуществуют как внешний, так и собственный тип деформации. Кристаллографические дефекты кристаллической решетки ZnO, вызванные высокой плотностью (i) водорода и связанных с ним комплексов, (ii) кислородных вакансий (V _O ), (iii) межузельных атомов цинка (Zn _и ), (iv) цинка вакансии, (v) различные типы дислокаций и (vi) границы зерен (ГЗ) могут быть ответственны за внутреннюю деформацию [5,7,47].

Большое несоответствие постоянных решетки и различия в коэффициентах теплового расширения между пленкой ZnO и подложкой приводят к внешним деформациям. Следовательно, ожидается появление встроенной внешней деформации из-за разницы тепловых свойств между подложками ZnO и Si или a-Al ₂ O ₃ во время роста при T _g > RT и после постростового отжига. . Встроенная деформация вызывает сдвиг пиков XRD по сравнению со значениями, наблюдаемыми для монокристаллического ZnO, а величина деформации зависит от толщины пленки.Поскольку исследуемые пленки имеют толщину 100–150 нм, внутри слоев ожидается появление значительных деформаций.

Деформация в направлении [001] (вдоль оси c), присутствующая в кристаллитах, показывающих дифракционный пик 002, была рассчитана с использованием следующего выражения:

εfilm = [d001 (пленка) −d001 (объемная) d001 (объемная)] · 100%

(1)

где d _{001 (объемный)} = 5,205 Å – расстояние между плоскостями (001) в монокристалле ZnO, а d _{001 (пленка)} – расстояние между плоскостями (001), рассчитанное по данным XRD.Деформация вдоль направления [101] рассчитывалась аналогично значению d _{101 (объем)} = 2,476 Å, полученному по основной формуле: 1d2 = 43 (h3 + hk + k2a2) + l2c2, используемое для гексагональной решетки (с = 3,249 Å и c = 5,205 Å) [52]. Предыдущие исследования [53] пленок ZnO с использованием подложки из кварцевого стекла показали, что внешняя деформация обычно уменьшается с увеличением T _g и может быть дополнительно ослаблена после высокотемпературного отжига или увеличения толщина пленки. Для исследованных пленок ZnO / Si была обнаружена аналогичная зависимость.Для выращенного ZnO ​​/ Si деформация вдоль оси c (направление [001]) оказалась растягивающей, и ее величина уменьшилась с 0,4 до 0,1% с повышением T _g от 100 до 300 ° C. Напряжение значительно снижается после отжига, как показано на рисунке 7. Для выращенных пленок ZnO / a-Al ₂ O ₃ деформация растяжения была обнаружена в предпочтительном направлении [101]. Деформация растяжения постепенно увеличивалась с T _g от 0,3% до 0,9% при T _g = 200 ° C, а затем постепенно снижалась (см. Рисунок 7b).Примечательно, что, в отличие от отожженных пленок ZnO / Si (100), деформация в направлении [101] увеличивалась до значения 0,5–0,8% после отжига ZnO / a-Al ₂ O ₃ фильмы. Кристаллиты оставались преимущественно ориентированными в направлении [101], и тип деформации вдоль этого направления оставался растягивающим. Деформация сильно увеличилась при Т _g = 160 ° C, когда предпочтительная ориентация изменилась на [001], и она была немного ослаблена для образцов, выращенных при T _g = 200 ° C (см. Фиг. 7b).

Трудно найти прямую связь между деформацией слоев и плотностью дислокаций как для выращенных, так и для отожженных образцов. Ожидается, что отжиг повлияет и на то, и на другое, что приведет к увеличению размера кристаллов и уменьшению границ зерен. С другой стороны, на границе раздела во время отжига могут возникать дополнительные деформации / дислокации из-за различий в коэффициенте теплового расширения между пленкой и материалом подложки.

Для пленок ZnO / a-Al ₂ O ₃ , как выращенных, так и отожженных, значение δ _ср. было намного выше, чем для пленок ZnO / Si, и эволюция деформации в случае этих двух подложек отличается.Следует отметить, что для ZnO / Si с предпочтительной ориентацией [001] все кристаллиты значительно увеличились после отжига и достигли значения 80–100 нм (рис. 4). В случае пленок ZnO / a-Al ₂ O ₃ после RTP наблюдалось увеличение размера кристаллита (101), но размер кристаллитов достигал всего 30-40 нм. Кристаллиты (001) отсутствовали или уменьшились (T _g = 160 ° C). Можно предположить, что повышенная деформация, возникающая в отожженных пленках ZnO / a-Al ₂ O ₃ , ингибировала рост зерен в этом кристаллографическом направлении.Таким образом, можно предположить, что величина деформации повлияла на уменьшение или увеличение размера кристаллитов после отжига.

3.2. Связь между XRD и оптическими данными

Локализованные состояния в полупроводниках могут быть образованы структурными дефектами, примесями, напряжением / деформацией или дислокациями. Эти состояния могут вносить беспорядок в электронную структуру, что приводит к уменьшению ширины запрещенной зоны. Энергия хвоста полосы называется энергией Урбаха (E _u ) [30,54,55] и определяется следующим образом:

α = αo ехр [(hν) / Eu]

(2)

где α – коэффициент поглощения, α _o – постоянная величина, а энергия Урбаха характеризует ширину локализованных состояний хвоста и позволяет оценить влияние беспорядка на ширину запрещенной зоны.Оптическая ширина запрещенной зоны и энергия Урбаха, рассчитанные для выращенных и отожженных образцов, осажденных на a-Al ₂ O ₃ , были получены на основе спектров пропускания в УФ (350 нм 30). Было обнаружено, что Urbach изменяется с T _g и выше для образцов после выращивания, чем для отожженных. Последний результат может быть связан с улучшением качества пленки ZnO после отжига, о чем также свидетельствует дифракционная картина на рисунке 2. Сравнение оптических и структурных свойств выращенных пленок показало корреляцию между деформациями, присутствующими в пленки как вдоль кристаллографических ориентаций [101], так и [001] с энергией Урбаха в пленках ZnO / a-Al ₂ O ₃ (рис. 8).Процесс отжига обычно уменьшает границы зерен и минимизирует деформацию решетки, одновременно увеличивая размер кристаллов, что также приводит к более низкому значению E _u (рис. 8a). Однако в случае ZnO / a-Al ₂ O ₃ вместо ожидаемого восстановления после послеростового отжига наблюдалось увеличение деформации (рис. 8а). Как видно на рисунке 8, корреляция между E _u и деформацией была более слабой после отжига, особенно для T _g = 160 ° C, когда произошло переключение с ориентации [101] на ориентацию [001].Это означает, что увеличение (уменьшение) величины деформации сопровождается соответствующим увеличением (уменьшением) структурного беспорядка в пленках ZnO / a-Al ₂ O ₃ . Исходя из этого, можно было бы предположить, что развитая деформация и высокая концентрация водородной примеси создает тонкое возмущение плотности состояний у края зоны, вызванное беспорядком электронной структуры, и влияет на экспоненциальную зависимость края поглощения, приводя к увеличение хвоста в запрещенную зону (увеличенная энергия Урбаха (E _u )) [54,56,57].Это приводит к корреляции деформации и значения δ по сравнению с E _u . Противоположное поведение деформации и E _u между выращенными и отожженными пленками ZnO / a-Al ₂ O ₃ снова можно объяснить более низкой концентрацией примесей водорода или углерода, которые доминируют в снижении энергии Урбаха. и увеличение оптической запрещенной зоны. Для пленок ZnO / a-Al ₂ O ₃ , выращенных и отожженных (см. Рисунок 8), такая интерпретация подтверждается.Дислокации и границы зерен также могут вводить определенные локализованные состояния внутри зазора и, таким образом, влиять на E _u [48]. Действительно, энергия Урбаха для выращенных пленок ZnO / a-Al ₂ O ₃ показывает аналогичную зависимость по сравнению с T _g , как и средняя плотность дислокаций, δ _avg (рис. 9a). Такая корреляция также была обнаружена после отжига, но она соответствует δ ₁₀₁ , а не тенденции средней плотности дислокаций, как показано на рисунке 9b. Это означает, что двойное значение δ ₀₀₁ для образца, осажденного при 160 ° C, не отражается на энергии Урбаха (таблица 2).Было обнаружено, что E _u , а также оптическая ширина запрещенной зоны пленок ZnO / a-Al ₂ O ₃ , выращенных при самой высокой температуре (T _g ≅ 300 ° C), не претерпевают значительных изменений после отжига. [58]. Сообщалось, что концентрация примеси водорода относительно выше при самой низкой температуре роста ALD (100 ° C) [21], что, по крайней мере, частично объясняет исходное высокое значение деформации и E _u для пленок, выращенных при этих температурах. . Результаты ВИМС, представленные в следующем абзаце, подтверждают эту интерпретацию.

3.3. Электрические свойства и концентрация примесей

В случае ALD существует несколько вариантов систематической регулировки электропроводности, поскольку изменения проводимости до трех порядков величины наблюдались в пленках ZnO только при изменении T _g [21, 26,55,59], и этот диапазон может быть расширен за счет постростового отжига. Причина изменения проводимости все еще обсуждается. Это было предварительно отнесено к комплексам, включающим собственные дефекты и примесь водорода [21,60,61].Электротранспортные и холловские измерения показали, что в свежевыращенных пленках ZnO / Al ₂ O ₃ (см. Таблицу 3) концентрация носителей увеличивалась до 1–2 порядка в исследованном диапазоне T _g . т.е. от 3,5 × 10 ¹⁸ до 1,2 × 10 ²⁰ см ⁻³ (рисунок 10a), в то время как значение подвижности варьировалось от 1,2 до 29,2 см ² / Vs (см. таблицу 3). Следовательно, удельное сопротивление уменьшилось с T _g (Рисунок 10b). В отожженных пленках ZnO / a-Al ₂ O ₃ концентрация носителей упала на 1-2 порядка, но также показала такое же поведение, т.е.е., увеличивается с Т _г . Единственным исключением стала пленка, осажденная при 160 ° C, где появилось переключение в ориентацию [001].

Подвижность обычно показывала более низкие значения после отжига, что было довольно неожиданным, поскольку размер кристаллитов увеличивался, а значение δ _ср. уменьшалось после RTP. Это может быть связано с более высокой деформацией, которая возникла в пленках ZnO / a-Al ₂ O ₃ после отжига.

В случае выращенных пленок ZnO / Si (100) концентрация носителей увеличилась с 10 ¹⁸ до 10 ¹⁹ с последовательным увеличением T _g (рис. 10a), в то время как удельное сопротивление уменьшилось с 1 до 10 ⁻³ Ом · см (рисунок 10b).Диапазон подвижности исходных пленок ZnO / Si варьировался от 15 до 31,9 см ² / Vs и впоследствии увеличивался с T _g . После отжига удельное сопротивление увеличилось на 1-2 порядка и достигло значений от 0,29 до 8,68 Ом · см. Плотность носителей, измеренная после процесса RTP, значительно уменьшилась на 3–4 порядка до значений 10 ¹⁵ –10 ¹⁶ см ^–3 по сравнению с исходными образцами. Однако эти значения следует рассматривать с оговоркой, поскольку сопутствующие значения подвижности находились на уровне 200–1000 см ² / Vs, что не было разумным значением, поскольку они значительно выше, чем указанные для монокристалла ZnO [62] .Можно предположить, что процесс RTP, проводимый при 800 ° C, хотя и длится 3 минуты, влияет на границу раздела ZnO / Si, приводя к образованию 2D электронного газа [63]. Из-за этого значения подвижности отожженных образцов ZnO / Si (100) не показаны в таблице 4.

В целом, электрические измерения показали, что плотность носителей увеличивалась с T _g для обеих подложек, а удельное сопротивление уменьшалось. Более того, после отжига при 800 ° C в течение 3 мин для пленок ZnO / Si, а также ZnO / a-Al ₂ O ₃ наблюдалось значительное падение сопротивления (на 1–3 порядка), причем сопротивление соответствовало значению Такая же тенденция после отжига относительно Т _г .

Сравнение уровня концентрации носителей с плотностью дислокаций для обеих подложек показало, что средняя плотность дислокаций примерно в три раза ниже в пленках ZnO / Si после выращивания по сравнению с пленками ZnO / a-Al ₂ O ₃ . Это также сопровождалось более высокой подвижностью электронов. Единственное исключение возникло при T _g = 160 ° C, где произошло изменение кристаллографической ориентации на [001], и плотность дислокаций упала в несколько раз. Это падение δ _ср. может объяснить значительное увеличение подвижности электронов, наблюдаемое при этой температуре T _g для образцов ZnO / a-Al ₂ O ₃ после выращивания.В более высоком диапазоне T _g (200–300 ° C) корреляция между подвижностью электронов и плотностью дислокаций не была столь четкой, и можно было предположить, что другие эффекты, такие как примеси, также влияют на подвижность электронов. С другой стороны, можно ожидать, что значение плотности дислокаций, δ _avg , которое для поликристаллических пленок может рассматриваться как параметр, описывающий количество структурных дефектов, связанных с границами зерен, может быть связано с более высокой концентрацией электронов. , поскольку дефекты и дефектные комплексы легко прикрепляются к границам зерен.Действительно, более высокая концентрация электронов, наблюдаемая в слоях ZnO / a-Al ₂ O ₃ по сравнению с пленками ZnO / Si (100), сопровождалась более высокой плотностью дислокаций в этих пленках (см. Таблицу 1, Таблицу 2, Таблица 3 и Таблица 4). После отжига, когда размер кристаллитов увеличился, а δ _avg уменьшилось, концентрация носителей также была ниже в слоях ZnO / a-Al ₂ O ₃ . Исследования примесей необходимы для более глубокого понимания проблемы различий проводимости .Мониторинг примесей водорода неизбежен, потому что оба используемых прекурсора (DEZn, H ₂ O) содержат водород, который может непосредственно, как внедренный водород, H _и , или косвенно, как часть водорода с естественным точечным дефектом. -примесные комплексы, влияют на электропроводность слоев ZnO [2,21]. Измерения с помощью СИМС показали, что концентрация водорода как в пленках ZnO / Si, так и в ZnO / a-Al ₂ O ₃ составляла 10 ²¹ см ⁻³ (выше для T _g = 100 ° C) и уменьшилась примерно на два порядка (10 ¹⁹ –10 ¹⁸ см ⁻³ ) после отжига (рис. 11а), что вероятно, объясняет уменьшение концентрации носителей на два и более порядков после отжига.Аналогичные результаты были получены для толстых пленок ZnO [21], где мы также наблюдали корреляцию между концентрацией электронов и водорода. Однако следует подчеркнуть, что в каждом случае концентрация водорода была выше электронной плотности, что указывает на то, что по крайней мере часть водорода не играет роли донора. В нашей недавней работе [64] она уже была Было продемонстрировано, что водород, полученный из прекурсора кислорода (H ₂ O), может быть полностью удален за счет быстрого термического отжига, в то время как водород, полученный из прекурсора DEZn, является более устойчивым.Следует отметить, что в отожженных образцах ZnO / Si концентрации водорода и углерода были практически на одном уровне. Можно предсказать, что водород, остающийся после отжига, находится в форме углеводородных групп, а это означает, что DEZn может быть основным источником водорода в отожженных тонких пленках ALD-ZnO [64].

Стоит отметить, что для тонких пленок ZnO / a-Al ₂ O ₃ , выращенных при экстремальной температуре T _g (100 и 300 ° C), хотя средний размер кристаллитов увеличился, а концентрация водорода значительно уменьшилась после постобработки. При ростовом отжиге концентрация носителей оставалась на уровне, сравнимом с измеренным для свежевыращенных пленок.

Концентрация углерода оказалась на порядок ниже, чем концентрация водорода (рис. 11а, б). Она составляла 1–3 × 10 ¹⁹ см ^–3 для слоев ZnO / Si (100) и примерно в 2–3 раза выше (2–9 × 10 ¹⁹ см ^–3 ) для слоев ZnO / a-Al ₂ O ₃ слоев (Рисунок 11b). После отжига концентрация углерода в обеих пленках уменьшается, но это уменьшение более существенно в слоях ZnO / a-Al ₂ O ₃ , чем в пленках ZnO / Si, и, следовательно, концентрация углерода ниже в первых. слои.Следует отметить, что при более высоких T _g (200–300 ° C) концентрация углерода практически такая же, как и у выращенных пленок. Тем не менее отжиг повлиял на концентрацию углерода в пленках ZnO / Si гораздо меньше, чем пленки ZnO / a-Al ₂ O ₃ , для которых после отжига наблюдалась на два порядка меньшая концентрация углерода.

Концентрация азота в обоих типах пленок находилась в диапазоне 10 ¹⁷ –10 ¹⁸ ат / см ^–3 и не меняется после отжига (здесь не показано).

3.4. Влияние границ зерен на электропроводность

Основной механизм описания электропроводности (δ) в поликристаллических пленках основан на модели рассеяния на границах зерен (GB) [65,66]. Границы зерен (ГЗ) существуют в поликристаллической пленке на границах раздела кристаллитов и могут играть решающую роль в определении проводимости поликристаллической пленки. Потенциальные энергетические барьеры существуют вокруг ГЗ в результате изгиба зон, индуцированного основными носителями (например,ж., электроны), захваченные на поверхностных состояниях. Модель GB утверждает, что уменьшение размера кристаллитов вызывает увеличение рассеяния GB, что приводит к снижению электропроводности. В этой модели изменение электропроводности с температурой в значительной степени определяется тем, полностью или частично обеднены зерна носителями заряда. Когда зерна обеднены лишь частично, распределение носителей заряда сильно неоднородно, поскольку барьеры обедненного слоя примыкают к границам зерен.В этом режиме коэффициент Холла (R _H ) и концентрация не связаны более простым соотношением, то есть R _H ∝ 1 / n _c , что больше не действует. В этом режиме модель GB дает следующее выражение для электропроводности σ = (De2n2m ∗ kBT) exp [- (EbkBT)]; где e – заряд электрона, D – средний размер кристаллитов, Eb – энергетический барьер на границе зерен, определяемый формулой Eb = EC − EF + eϕ = D2e2Nd8, k _B – постоянная Больцмана, а m * – эффективная масса носителей заряда, E _C – энергия минимума зоны проводимости, E _F – уровень Ферми, ϕ – потенциальный барьер на границе зерен, N _d – концентрация доноров, ε – низкочастотная диэлектрическая проницаемость ( для ZnO ≈ 8.Влияние ГЗ на электрические параметры можно оценить, сравнив длину Дебая (L _D ) со средним размером зерна (D). Длина Дебая – это масштаб длины, на котором локальное электрическое поле влияет на распределение свободных носителей заряда в полупроводнике. Она уменьшается с увеличением концентрации свободных носителей заряда, и ее величину можно оценить [59] как LD = (kBT0Nde2) 1/2, где ε ₀ – диэлектрическая проницаемость вакуума. Можно с уверенностью предположить, что концентрация доноров составляет N _d , поскольку нелегированный ZnO является материалом в значительной степени n-типа.Приблизительное значение L _D и половинного размера зерна (D / 2) для выращенных и отожженных образцов, осажденных при различных T _g , представлено в таблице 5. В режиме, когда D / 2> L _D , состояния межфазных ловушек создают потенциальные барьеры в областях ГБ. В этих поликристаллических пленках можно ожидать появления большого количества локализованных дефектных состояний вблизи границ зерен, действующих как центры рассеяния для носителей заряда.

Когда L _D больше, чем D / 2, потенциальные барьеры отсутствуют, и зона проводимости становится плоской, что приводит к постоянной концентрации носителей (n) поперек зерна, и рассеяние GB не является доминирующим.

Сравнение длины Дебая с концентрацией носителей и размером зерна (таблица 5) показывает, что все выращенные пленки не удовлетворяют условию L _D > D / 2. Это означает, что во всех исследуемых выращенных пленках носители заряда испытывают зернограничные потенциальные барьеры. Однако после отжига в области низких температур (T _g 100–160 ° C) выполняется условие L _D > D / 2 выполняется для образцов ZnO / Si (100), а не для образцов ZnO / a-Al ₂ O ₃ , а также для ZnO / Si (100), осажденных при высоких T _г диапазон (200–300 ° C).Это означает, что в отожженных пленках ZnO / Si (100), выращенных ниже 160 ° C, рассеяние ГЗ, вероятно, не является доминирующим. Более высокая плотность дислокаций, наблюдаемая для пленок ZnO / Si, выращенных при T _g > 160 ° C a (таблица 1), может быть объяснена явлением переключения. Повышенная плотность дислокаций, вероятно, повлияла на концентрацию носителей в этих пленках, которая выше. Следовательно, мы можем предположить, что явление переключения, происходящее при T _g 160 ° C, изменяет механизм рассеяния в пленках ZnO / Si (100).

Для всех выращенных и отожженных пленок ZnO / a-Al ₂ O ₃ условие L _D > D / 2 не выполняется во всем диапазоне T _г . Это означает, что всегда следует учитывать влияние потенциального барьера ГЗ на проводимость. Эти результаты отличаются от предыдущих отчетов о пленках ZnO / Al ₂ O ₃ толщиной 900 нм, выращенных методом ALD, где условие L _D > D / 2 выполнялось для пленок, осажденных при температуре ниже 200 ° C. Можно сделать вывод, что близость границы раздела существенно влияет на рассеяние носителей заряда, которое зависит от поверхности раздела и отжига.Более того, однородность распределения носителей заряда различна для отожженных слоев ZnO / Si и ZnO / Al ₂ O ₃ .