Modulatie van morfologie en optische eigenschappen van multimetalen PdAuAg- en PdAg-legeringsnanostructuren

Resultaten en discussie

Figuur 1d–i tonen de evolutie van PdAuAg-nanostructuren van de Pd/Au/Ag-trimetaallagen zoals getoond in figuur 1a door het systematisch uitgloeien tussen 400 en 900 ° C gedurende 450 s. Zoals aangetoond door de AFM-bovenaanzichten en zijaanzichten, werden onderscheidende oppervlaktemorfologieën waargenomen, afhankelijk van de gloeitemperatuur, zoals overgroeide legerings-NP's, holtes, kronkelige nanostructuren en geïsoleerde PdAuAg-legerings-NP's. Het algemene evolutieproces van NP's van PdAuAg-legeringen kan worden besproken op basis van de solid-state dewetting (SSD) van drielagige metaalfilm. Over het algemeen transformeert de uniforme dunne film door de SSD in de geïsoleerde deeltjes ver onder het smeltpunt, wat kan worden veroorzaakt door de oppervlaktediffusie van de atomen bij uitgloeien. In het geval van een multimetaalsysteem kan de SSD worden beïnvloed door de atomaire interdiffusie en legering van atomen. Desalniettemin wordt de algehele SSD aangedreven door de minimalisering van de oppervlakte- en interface-energie van het thermodynamische systeem [21, 22]. Het SSD-proces hangt voornamelijk af van de eigenschappen van de samenstellende metaalfilms zoals oppervlakte-energieën, diffusiviteiten, interface-energieën en groeiparameters zoals temperatuur, duur, druk en initiële filmdikte. In dit geval bestaan ​​de metallische drielagen uit drie mengbare componenten Pd, Au en Ag, met dezelfde fcc-kristalstructuur met een iets andere roosterconstante [23]. De Pd-, Au- en Ag-films hebben verschillende oppervlakte-energieën en atomaire diffusiviteiten. In het bijzonder zijn de oppervlakte-energieën van Pd, Au en Ag 1808, 1363 en 1065 mJ/m ² respectievelijk [24]. Dus de oppervlaktediffusiviteit van Ag-atomen is het hoogst en dan de Au- en Pd-atomen in de volgorde Ag > Au > Pd. Dit verschil in de oppervlaktediffusie van Pd-, Au- en Ag-atomen kan het interdiffusieproces aanzienlijk beïnvloeden. Bij uitgloeien begint het atoom te diffunderen door het oppervlak en het grensvlak van verschillende metaallagen, wat aanleiding geeft tot het interdiffusieproces. Vanwege de hoge diffusie van Au- en Ag-atomen kan een hogere interdiffusie bij de Au-Ag-interface worden verwacht in vergelijking met de Pd-Au-interface. In de tussentijd kan de interdiffusie worden verbeterd door de gloeitemperatuur te verhogen zoals gegeven door de Arrhenius-relatie:interdiffusiecoëfficiënt \( (D)={D}_0\ \exp \left(-\frac{E_a}{ \mathrm{kT}}\right) \), waarbij D ₀ , E _een , T , en K zijn respectievelijk de pre-exponentiële diffusiviteit, activeringsenergie van interdiffusie, temperatuur en Boltzmann-constante. Dus, samen met de verhoogde gloeitemperatuur, kan de interdiffusie bij Au-Ag- en Au-Pd-interfaces worden verbeterd en uiteindelijk kunnen de Pd-, Au- en Ag-atomen allemaal met elkaar vermengen, wat resulteert in de vorming van PdAuAg-legering [21] ]. Vervolgens kan het ontvochtigingsproces worden gestart met de vorming van minuscule gaatjes en holtes op plaatsen met een lagere energie als gevolg van de samensmelting van atomaire vacatures [22]. Samen met de verhoogde temperatuur kan de diffusie van gelegeerde atomen verder worden verbeterd en als resultaat kan de leegte groter worden door de samensmelting van nabijgelegen atomen als gevolg van de capillaire krachten rond de randen van de lege ruimte. Deze lege randen worden uiteindelijk onstabiel en evolueert als een kronkelige nanostructuur bij verhoogde temperatuur als gevolg van de anisotropie van de oppervlakte-energie. Ten slotte kan de kronkelige nanostructuur bij hoge gloeitemperatuur breken in geïsoleerde legerings-NP's vanwege de Rayleigh-achtige instabiliteit op basis van de minimalisering van oppervlakte-energie [25]. In dit geval werden aanvankelijk de overgroeide NP's waargenomen bij 400 ° C, zoals weergegeven in figuur 1d, d-1. Deze overgroeide NP's kunnen gedeeltelijk gelegeerde AuAg-NP's zijn die kunnen worden gevormd vanwege de verbeterde interdiffusie en snelle accumulatie van de Au- en Ag-atomen aan de bovenste interface, d.w.z. Au-Ag-interface [21, 24]. De typische overgroeide legerings-NP's hadden een breedte van ongeveer 200 nm en een hoogte van 30 nm, zoals blijkt uit het lijnprofiel in dwarsdoorsnede in figuur 1d-2. Wanneer de temperatuur werd verhoogd tot 500 ° C, kan de interdiffusie tussen Pd-, Au- en Ag-atomen op Ag-Au- en Au-Pd-interfaces verder worden verbeterd en kan zo een PdAuAg-legeringssysteem worden gevormd. Tegelijkertijd kunnen de atomaire vacatures in de film worden samengevoegd, wat resulteert in de formatieleegte, vooral rond de locaties met lage energie, zoals weergegeven in figuur 1e, e-1. De overgroeide gelegeerde NP's werden geleidelijk ondergedompeld in de holtes, wat kan worden gecorreleerd met de verbeterde diffusie van gelegeerde atomen. De diepte van de leegte was ~  17 nm, zoals te zien is in figuur 1e-2. Bij een verhoogde gloeitemperatuur tot 600 ° C begonnen de holtes groter te worden, zoals weergegeven in Fig. 1f-f-2. Dit kan worden gecorreleerd met de samensmelting van de nabijgelegen holtes als gevolg van de capillaire krachten op het oppervlak. Tegelijkertijd verzamelden de diffunderende atomen zich rond de randen van de lege ruimte, waardoor grote hobbels en troggen op het oppervlak ontstonden, zoals weergegeven in de lijnprofielen in figuur 1f-2. Samen met de verhoogde temperatuur bij 700 ° C, werden de kronkelige nanostructuren ontwikkeld omdat de lege randen kunnen worden gebroken vanwege de Rayleigh-achtige stabiliteit, zoals duidelijk blijkt uit het AFM-beeld in Fig. 1g en SEM-beeld in Fig. 2a. Als gevolg hiervan werd de oppervlaktedekking drastisch verminderd en werd de hoogte van de nanostructuur aanzienlijk verhoogd in vergelijking met het voorgaande monster. Ten slotte werden bij een hoge uitgloeitemperatuur tussen 800 en 900 ° C de geïsoleerde PdAuAg-legering NP's gevormd samen met de verbeterde diffusie van legeringsatomen zoals weergegeven in Fig. 1h, i en Fig. 2b, c. De kronkelige nanostructuren raakten geleidelijk geïsoleerd en regelmatig van vorm vanwege de minimalisering van oppervlakte / interface-energie zoals besproken [25]. Verder werd de oppervlaktemorfologie van verschillende nanostructuren geanalyseerd door de RMS-ruwheid (Rq) en oppervlakteverhouding (SAR) zoals weergegeven in figuur 2d en samengevat in aanvullend bestand 1:tabel S1. De Rq geeft de gemiddelde hoogte-evolutie van nanostructuren aan, \( \mathrm{Rq}=\sqrt{\frac{1}{\mathrm{n}}\sum \limits_1^{\mathrm{n}}{\mathrm{Z }}_{\mathrm{n}}^2} \), waarbij de Zn het hoogteprofiel op elke pixel is. Anderzijds geeft de SAR de percentieltoename van de oppervlakte als \( \mathrm{SAR}=\frac{A_g-{A}_s}{A_g}\times 100\% \), waarbij de A _g is geometrisch (2D) en A _s is het oppervlak van nanostructuren (3D), respectievelijk. De Rq en SAR van overeenkomstige nanostructuren werden geleidelijk verhoogd samen met de gloeitemperatuur, wat de verhoogde gemiddelde hoogte en oppervlakte aangeeft. In het bijzonder werd de Rq verhoogd van 5,7 naar 25,3 nm en de SAR werd verhoogd van 1,13 naar 11,36% wanneer de uitgloeitemperatuur werd gevarieerd tussen 400 en 900 °C. Bovendien werd de EDS-spectraalanalyse geïmplementeerd om de elementaire samenstelling (Pd, Au en Ag) van nanostructuren van PdAuAg-legeringen bij verschillende temperaturen te analyseren, zoals weergegeven in figuur 2e, f en aanvullend bestand 1:figuur S5. De EDS-spectra suggereren de aanwezigheid van Pd, Au en Ag met varianttelling zoals weergegeven in figuur 2e-1. Over het algemeen geven de EDS-tellingen het aantal röntgenstralen aan dat uit de verschillende banen van atomen komt. De Au Mα1-piektellingen zijn relatief hoger dan die van Ag Lα1 en Pd Lα1-piek, wat waarschijnlijk te wijten kan zijn aan het hogere atoomnummer van Au in vergelijking met Ag en Pd. Bovendien laat de EDS-tellingsgrafiek in figuur 2f zien dat de Pd-telling bijna identiek was voor alle monsters die bij verschillende temperaturen waren gegloeid. De Au-telling was echter vergelijkbaar tot 800 °C, maar nam licht af bij 900 °C, en de Ag-telling was vergelijkbaar tot 500 °C, maar nam geleidelijk af tussen 600 en 900 °C. De vermindering van Au- en Ag-tellingen kan te wijten zijn aan de sublimatie bij specifieke verdampingstemperaturen [26,27,28]. Op basis van de dampcurve van Pd-, Au- en Ag-atomen kunnen de Ag- en Au-atomen respectievelijk ~ -500 ° C en ~ -800 ° C worden verdampt, terwijl de Pd niet kan desorberen binnen dit uitgloeibereik, dwz tot 900 ° C[26,27,28]. De sublimatie van Au en Ag kan ook de evolutie van legerings-NP's bij hoge temperatuur beïnvloeden, zoals configuratie-overgang en volumevermindering.

een –c SEM-beelden van tri-metallic PdAuAg NP's gegloeid tussen 700 en 900 ° C (drielagen). d Percelen van RMS oppervlakteruwheid (Rq) en oppervlakteverhouding (SAR) van overeenkomstige monsters als functie van de gloeitemperatuur. e Energiedispersieve röntgenspectroscopie (EDS) volledig spectrum van monster gegloeid bij 400 ° C. v Plots van Pd-, Au- en Ag EDS-tellingen

Figuur 3 toont de reflectiespectra van verschillende nanostructuren van PdAuAg-legeringen op saffier (0001), vervaardigd bij verschillende temperaturen tussen 400 en 900 °C met 15 nm dikke Pd/Au/Ag-drielagen. In het bijzonder worden de originele (experimenteel gemeten) reflectiespectra van alle legeringsnanostructuren weergegeven in figuur 3a, die over het algemeen een piek vertoonde in het UV-gebied bij ~ -380 nm, een dip in het zichtbare gebied bij ~ -500 nm, en een brede schouder in het NIR-gebied van ~ 900 tot 1000 nm. In termen van de gemiddelde reflectie werd deze geleidelijk verminderd samen met de evolutie van geïsoleerde legerings-NP's uit de metallische drielagen door uitgloeien bij verhoogde temperatuur, zoals samengevat in figuur 3b. Dit kan worden gecorreleerd aan de verminderde oppervlaktedekking van het sterk reflecterende metalen oppervlak. Verder werden de originele spectra genormaliseerd op 300 nm om de spectrale respons duidelijker te analyseren, zoals de trend van pieken en dalen in specifieke golflengte, zoals weergegeven in figuur 3c. De genormaliseerde reflectiespectra tonen duidelijk de vorming van sterke pieken in het UV- en NIR-gebied en dips in het zichtbare gebied, wat kan worden gecorreleerd met de gelokaliseerde oppervlakteplasmonresonantie (LSPR) van de nanostructuren van de legering. De reflectiepiek in het UV-gebied (~ -380 nm) kan worden toegeschreven aan de quadrupolaire resonantie en een andere piek in het NIR-gebied wordt toegeschreven aan de dipolaire resonantie van de PdAuAg-nanostructuren [29, 30]. Aan de andere kant was de reflectie in het zichtbare gebied sterk verzwakt, waardoor een dip ontstond tussen 450 en 550 nm, wat te wijten kan zijn aan de absorptie van de zichtbare golflengte door het LSPR-effect van legeringsnanostructuren. De UV-piek vertoonde vrij consistent gedrag, terwijl de zichtbare dip en NIR-schouder significant werden gemoduleerd, afhankelijk van de oppervlaktemorfologie van PdAuAg-nanostructuren bij verschillende temperaturen, die verder werden onderzocht door de overeenkomstige secties te vergroten zoals weergegeven in Fig. 3c-1, -c- 2. De absorptiedip werd geleidelijk blauw verschoven van ~ -510 tot ~ -475 nm met de verhoogde gloeitemperatuur, wat te wijten kan zijn aan de verminderde gemiddelde grootte en grotere afstand tussen legeringsnanostructuren [31]. Evenzo vertoonde de reflectieschouder tussen 600 en 800 nm ook een duidelijke blauwe verschuiving bij verhoogde temperatuur, zoals weergegeven in figuur 3c-2. Tegelijkertijd werd de NIR-schouder breder met de verhoogde temperatuur, wat kan worden gecorreleerd met het verlies van Ag-atomen als gevolg van de sublimatie.

Reflectiespectra van overeenkomende PdAuAg-nanostructuren gegloeid bij verschillende temperaturen tussen 400 en 900 ° C tri-lagen. een Reflectie spectra. b Plot van de gemiddelde reflectie als functie van de gloeitemperatuur. c Genormaliseerde reflectiespectra bij 300 nm. c-1 –c-2 Vergrote reflectiespectra op specifieke locaties om de verschuiving van dips en schouders te laten zien:omkaderde gebieden in b

Figuur 4 toont de groei van nanostructuren van PdAuAg-legeringen met meerdere lagen Pd-, Au- en Ag-films met een totale dikte van 15 nm, uitgegloeid onder een identieke groeiconditie als de vorige set. Met behulp van de meerlaagse filmsamenstelling zoals getoond in Fig. 1b, werd een scherp onderscheid van de ontvochtigingssequentie waargenomen in vergelijking met de drielaagse monsters. Meer specifiek was het ontvochtigingsproces significant verbeterd bij lage gloeitemperatuur en resulteerde in de vorming van meer geïsoleerde en regelmatige legering NP's bij hoge temperatuur. De individuele dikte van de samenstellende metaalfilms kan het ontvochtigingsproces aanzienlijk beïnvloeden, zodat de interdiffusie van atomen en legeringen kan worden vergemakkelijkt door de afzetting van een dunnere laag. Door de dunnere en meerlaagse samenstelling van metallische dunne films aan te passen, kan daarom de atomaire diffusie worden verbeterd, en dus kan een hogere ontvochtigingssnelheid worden verwacht [21]. In dit geval was de totale filmdikte 15 nm die bestond uit 15 lagen van 1 nm dik Pd, Au en Ag door de afzetting te herhalen zoals weergegeven in figuur 1b. Omdat de algehele diffusie van de atomen samen met de temperatuur kan worden verbeterd, kan het ontvochtigingsproces zelfs bij lagere temperatuur worden versneld. Bijvoorbeeld, zoals getoond in Fig. 4a, werden de grote holtes gevormd zelfs bij 400 °C waarvan de diepte ~-15 nm was en de breedte ~-100 nm, zoals duidelijk wordt weergegeven door het lijnprofiel in Fig. 4a-2. Dit resultaat toonde duidelijk een scherp onderscheid met het drielaagse monster dat alleen overgroeide NP's vormde bij dezelfde temperatuur. Bovendien werden de holtes geleidelijk groter samen met de verhoogde gloeitemperatuur tussen 500 en 600 ° C als gevolg van de samensmelting van aangrenzende holtes zoals weergegeven in Fig. 4b-b-2, c-c-2. Tijdens de temperatuurverhoging nam de grootte van de holtes significant toe als gevolg van de verbeterde diffusie en accumulatie van legeringsatomen, zoals besproken. Bovendien resulteerde uitgloeien bij hoge temperatuur tussen 700 en 900 ° C meer isolatie tussen PdAuAg NP's in vergelijking met de drielaagse monsters. In het bijzonder werden de verbonden nanostructuren gevormd bij 700 ° C, zoals weergegeven in Fig. 4d-d-2, die meer gefragmenteerd en iets groter waren dan een drielaags monster. Dientengevolge werd de onregelmatige configuratie geleidelijk omgezet in de bolvormige NP's samen met de temperatuur zoals weergegeven in Fig. 4e, f. Deze vormtransformatie van de geïsoleerde NP's kan worden bepaald door de minimalisering van de oppervlakte-energie en de evenwichtsconfiguratie [32]. Aan de andere kant, als gevolg van de samensmelting van aangrenzende NP's, werd de dichtheid van de NP's geleidelijk verminderd, terwijl de grootte toenam. Bovendien worden de Rq-, SAR-, elementaire en optische analyse van overeenkomstige PdAuAg-nanostructuren vervaardigd met meerlaagse monsters weergegeven in Fig. 5a-c. De Rq en SAR werden geleidelijk verhoogd met de gloeitemperatuur zoals weergegeven in Fig. 5a, b. In vergelijking met het monster met drie lagen waren de Rq- en SAR-waarden over het algemeen hoger voor het monster met meerdere lagen vanwege de vorming van grotere holtes en legeringsnanostructuren. Verder vertoonde de plot van Pd-, Au- en Ag-telling in Fig. 5c een vergelijkbare trend van tellingen met de drielaagse monsters omdat de totale afgezette hoeveelheid van elk metaal identiek was. De reflectiespectra van nanostructuren van PdAuAg-legeringen in deze set worden weergegeven in Fig. 5d-f. De algemene trend van reflectiespectra was vrij gelijkaardig met de vorige set, zoals getoond in de originele en genormaliseerde reflectiespectra in respectievelijk Fig. 5d, f. De specifieke piekintensiteit, positie en schakelgedrag waren echter significant veranderd. Deze set monsters vertoonde ook een piek bij ~ -380 nm, een dynamische dip in het zichtbare gebied en een brede schouder in het NIR-gebied vanwege het LSPR-effect van de PdAuAg-legering NP's zoals besproken. Evenzo werd de gemiddelde reflectie geleidelijk verlaagd door de vorming van geïsoleerde legerings-NP's uit de metalen meerlagen, zoals weergegeven in figuur 5e. Over het algemeen was de gemiddelde reflectie iets lager dan bij de vorige set, wat kan worden geassocieerd met het veel kleinere oppervlak door de verbeterde ontvochtiging met het meerlagenschema. De genormaliseerde en vergrote reflectiespectra tonen duidelijk de dynamische spectrale vorm, piek / dippositie en breedte zoals getoond in Fig. 5f-1-f-3. Samen met de geleidelijke evolutie van holtes, verbonden nanoclusters en geïsoleerde NP's van legeringen tussen 400 en 900 ° C, werd de absorptiedip geleidelijk blauw verschoven van ~ -520 naar ~ -465 nm [31]. Deze blauwe verschuiving van absorptiedip kan te wijten zijn aan de geleidelijke vermindering van de gemiddelde grootte toen de verbonden nanoclusters werden ontwikkeld tot geïsoleerde bolvormige NP's, zoals besproken. Verder waren de reflectieschouders in het algemeen blauw verschoven samen met de verhoogde gloeitemperatuur. De absorptiedip die in het zichtbare gebied werd waargenomen, werd smaller tussen 400 en 900 ° C, samen met de verbeterde grootte-uniformiteit van legeringsnanostructuren [31, 33].

PdAuAg-nanostructuren gebaseerd op de meerlagen van 15 nm Pd/Au/Ag-films (15 lagen) met elk 1 nm. De gloeitemperatuur werd gedurende 450 s systematisch gevarieerd tussen 400 en 900 °C (meerlagen). een –f Topweergaven van de AFM (3 × 3 μm ² ). a-1 –f-1 Vergrote zijaanzichten van de AFM (750 × 750 nm ² ). a-2 –f-2 Dwarsdoorsnede lijnprofielen

Morfologische, elementaire en optische analyse van corresponderende PdAuAg-nanostructuren (meerlagen). een , b Percelen van Rq en SAR. c Plots van Pd-, Au- en Ag EDS-tellingen. d Reflectie spectra. e Samenvatting plot van gemiddelde reflectie. v Genormaliseerde reflectiespectra bij 300 nm. f-1 –f-2 Vergrote regio's omkaderd in f . f-3 Genormaliseerde reflectiespectra om de variatie in de absorptiedipbreedte weer te geven

Afbeelding 6 toont de evolutie van nanostructuren van PdAg-legeringen op saffier (0001) door de controle van de gloeitijd bij een vaste gloeitemperatuur van 850 °C met de Pd_{150 nm} /Ag_{80 nm} dubbellaags. Deze reeks monsters werd voorbereid om de tijdsevolutie van NP's van bimetaallegeringen te observeren door gebruik te maken van de hoogste (Ag) en laagste diffusiviteit (Pd) metalen onder Au, Ag en Pd. Zoals blijkt uit de SEM- en AFM-afbeeldingen in Fig. 6, werden de wiggly verbonden nanostructuren geleidelijk getransformeerd in de geïsoleerde ronde NP's samen met de verhoogde gloeitijd bij vaste temperatuur. Bovendien toonde dit resultaat een scherp onderscheid in de morfologische evolutie van Pd NP's van ons eerdere werk bij vergelijkbare groeiomstandigheden en dikte van Pd-film [34]. Waarbij de 150 nm dikke Pd-film alleen de vorming van holtes vertoonde bij 850 ° C, wat te wijten kan zijn aan de lage diffusie- en ontvochtigingssnelheid van dikke Pd-film [34]. Dit geeft duidelijk aan dat de ontvochtigingssnelheid van de metalen met een lage diffusie kan worden verbeterd door de toevoeging van metaalfilms met een hoge diffusie [21, 35]. De verbetering van de ontvochtiging kan worden gecorreleerd aan de interdiffusie en legering van Pd- en Ag-atomen, wat de algehele diffusie van atomen verhoogt [36]. Zoals getoond in Fig. 6a, werden de kronkelige nanostructuren gevormd bij 850 ° C gedurende 0 s omdat de significante ontvochtiging al had plaatsgevonden. De typische hoogte van de nanostructuren was ~ -300 nm, zoals duidelijk wordt aangetoond door het lijnprofiel in dwarsdoorsnede in figuur 6a-2. Samen met de verhoogde gloeitijd tot 240 s bij een vaste temperatuur, werden de verbonden nanostructuren getransformeerd in de geïsoleerde NP's met een gemiddelde hoogte van ~ -500 nm. Deze morfologische transformatie kan worden gecorreleerd aan de Rayleigh-achtige instabiliteit en minimalisering van de oppervlakte-energie, samen met de verbeterde diffusie van legeringsatomen. Bovendien werd de geleidelijke afname van de grootte van geïsoleerde legerings-NP's waargenomen wanneer de gloeiduur verder toenam tussen 1800 en 3600 s, wat te wijten kan zijn aan de sublimatie van Ag-atomen zoals eerder besproken [37]. De analyse van Rq en SAR werd uitgevoerd op grootschalige AFM-afbeeldingen zoals weergegeven in Fig. 6e, f en werd samengevat in Aanvullend bestand 1:Tabel S4. De Rq werd sterk verhoogd van 0 naar 240 s door de vorming van geïsoleerde NP's uit grote verbonden nanostructuren. Het werd echter geleidelijk verminderd tussen 1800 en 3600 s, omdat de grootte van NP's werd verminderd als gevolg van de sublimatie van Ag. Ondertussen werd de SAR geleidelijk verminderd met de langere gloeitijd als gevolg van de geleidelijke afname van het oppervlak van PdAg-legering NP's.

Fabricage van bimetalen PdAg-nanostructuren op saaphire (0001) door de controle van de uitgloeitijd met de Pd_{150 nm} /Ag_{80 nm} bi-lagen gegloeid bij 850 ° C (bi-lagen). een –d SEM-afbeeldingen. a-1 –d-1 Overeenkomstige zijaanzichten van de AFM (10 × 10 μm ² ). a-2 –d-2 Dwarsdoorsnede lijnprofielen. e , v Plots van Rq en SAR

Afbeelding 7 toont de elementaire en optische eigenschappen van overeenkomstige PdAg-nanostructuren vervaardigd met Pd_{150 nm} /Ag_{80 nm} dubbellaags. De elementanalyse werd uitgevoerd op de wiggly verbonden PdAg-nanostructuren vervaardigd bij 850 ° C gedurende 0 s, zoals weergegeven in Fig. 7a-g. De SEM-afbeelding, 3D-kaart, afzonderlijke elementaire kaarten en EDS-lijnprofielen toonden duidelijk de elementaire distributie van wiggly-legeringen nanostructuren. For the detail analysis, the magnified Pd, Ag, and overlap map are demonstrated in Fig. 7c–e, which are acquired from the SEM image marked with blue rectangle. The Pd, Ag, and overlap maps were matched well, which indicates the formation of alloyed PdAg nanostructures. Furthermore, the elemental line-profile and EDS spectrum of PdAg nanostructure are shown in Fig. 7f–g. In the spectral line-profile, the Pd and Ag were originated from the PdAg nanostructure, which showed the comparatively higher intensity of Pd. This can be due to the high concentration of Pd atoms in the alloy NPs as the Ag were gradually sublimation. The corresponding reflectance spectra of PdAg nanostructures are presented in Fig. 7h–j. Depending upon the morphology of PdAg alloy nanostructures at various annealing time, the reflectance spectra showed a sharp distinction. By the formation of widely spaced large bimetallic PdAg nanostructures on sapphire, the absorption or reflectance can be significantly enhanced at specific wavelength as seen in the spectral shape of reflectance. For example, at 0 s, small peak at ~ 380 nm, strong absorption dip at ~ (500–600) nm, and another reflectance peak at NIR were developed due to the surface plasmon resonance of PdAg nanostructures as shown in Fig. 7h. Along with the formation of isolated PdAg alloy NPs between 240 and 3600 s, the NIR peak position and intensity were varied. In addition, the reflectance spectra of PdAg NPs between 240 and 3600 s were normalized at 300 nm as shown in Fig. 7i. The normalized spectra clearly revealed that the dipolar resonance peak was blue-shifted from ~ 990 to below 850 nm along with the reduction of NPs size from 240 to 3600 s as discussed [31]. In terms of average reflectance, the reflectance spectra at 0 s exhibited the highest reflectance and later significantly decreased with the formation of isolated NPs as shown in Fig. 7j. The average reflectance between 240 and 3600 s was almost similar and ~ 3%, which can be likely due to the highly absorbing nature of widely spaced PdAg NPs. Such behavior was also observed with monometallic Pd NPs, in which the wide spacing Pd NPs demonstrated the reduced reflectance in VIS region in the previous study [34].

Elemental and optical analysis of PdAg bi-metallic nanostructures (bi-layers). een SEM image of the 0 s sample. b Top view of corresponding 3D map. c –e Maps of Pd, Ag and Pd and Ag together, boxed region in a . v EDS spectral line profiles of Pd and Ag, arrow location in b . g EDS spectrum of the 0 s sample. u Reflectance spectra of various PdAg nanostructures. i Normalized reflectance spectra at 300 nm. j Plot of average reflectance