Verbetering van fotoluminescentie en elektronen-fonon koppeling in Sn(IV)-gedoopte CdS nanodraden: Impact van dopantconcentratie

Samenvatting

Hoogkwalitatieve Sn(IV)-gedoopte CdS nanodraden werden gesynthetiseerd via een thermische verdampingsroute. Zowel XRD als Raman verstrooiingsspectrum bevestigden het doping effect. De kamertemperatuur fotoluminescentie (PL) toonde aan dat zowel nabij-bandgap emissie als discrete valkuiltoestandsemissie simultaan en significant verschenen, wat toegeschreven werd aan de sterke exciton valkuilvorming door onzuiverheden en elektronen-fonon koppeling tijdens het lichttransport. De PL intensiteitsverhouding van nabij-bandgap emissie tot valkuiltoestandsemissie kon worden afgestuurd via gedopte Sn(IV) concentratie in de CdS nanodraden. Het is interessant dat de valkuiltoestandsemissie goed gescheiden pieken toont met de hulp van 1LO, 2LO, 4LO fononen, wat de versterkte elektronen-fonon koppeling in deze gedopte CdS nanodraden demonstreert. De invloed van Sn(IV) dopant wordt verder onthuld door PL levensduur vervalprofiel. De optische micro-caviteit speelt ook een belangrijke rol in dit emissieproces. Onze resultaten zullen nuttig zijn voor het begrijpen van doping gemoduleerde dragerinteractie, valkuilvorming en recombinatie in eendimensionale (1D) nano-structuren.

Inleiding

Recent waren eendimensionale (1D) nanodraden aantrekkelijk omdat ze kunnen functioneren als zowel bouwblokapparaten als geïntegreerde nanosystemen. Speciaal werden 1D einkristijne wijd-bandgap II-VI halfgeleiders, zoals CdS met een directe bandgap van 2,6 eV bij kamertemperatuur, wijd bestudeerd vanwege hun uitstekende fotonische, elektronische en optoelektronische eigenschappen. Er zijn veel rapporten over CdS nanodraad/nanoriem lasers, optische golffgeleiders, fotodetectoren, veld-effect transistors en logica apparaten. Veel intrinsieke dragerinteracties, zoals: elektronen-gaten plasma, elektronen-fonon koppeling, exciton-fonon verstrooiing, exciton-exciton interactie en excitonische polariton, treden op een nieuwe manier in op de nanometerschaal. De sterkte van gerelateerde interactie hangt sterk af van de grootte van nano-structuren, daardoor de optische/optoelektronische eigenschappen sterk beïnvloedend. Zoals, het quantumconfinement effect en elektronen-fonon koppeling zouden met name belangrijk worden bij het introduceren van gelokaliseerde toestanden.

Bandgap engineering via aanpassen van grootte of samenstelling wordt meestal toegepast om de variabele lasing en luminescentie golfengte/kleur te realiseren. Als een polaire halfgeleider met de elektronen-LO fonon koppelingsconstante van 0,65, wordt excitonenergiewijziging in CdS nano-structuren verwacht door de sterke Fröhlich interactie en deformatiepotentieel. Zoals, Zou et al. rapporteerden bipolaire excitons gestimuleerde emissie in enkele CdS nanodraden bij kamertemperatuur. Lieber et al. rapporteerden een exciton-exciton interactie voor lasing in CdS nanodraden tot 75 K, terwijl een exciton-fonon proces bij hogere temperatuur. Daarnaast konden elektronen-gaten plasma (EHP) en Fabry-Pérot (F-P) optische resonantieprocessen ook verantwoordelijk zijn voor gestimuleerde emissie van uitgelijnde CdS nanodraden, hoewel de afstelbare golfengterek klein is en de EHP de nanodraden vaak beschadigt. Deze voorbeelden toonden aan dat het afstemmen van Fröhlich elektronen-fonon koppeling langs de 1D axiale lichtvooruitgang een plausibele manier was om variabele emissie of lasing golfengte te realiseren. Recent zijn vertakte CdS nanodraden gekweekt via Sn nanodraad-sjabloon route onder thermische annealing en tonen interessante optische golffgeleider eigenschappen.

Hier in dit papier rapporteren we over de synthese van Sn-CdS nanodraden door gebruik te maken van SnO₂ als katalysator en dopant, en hun anomale PL en elektronen-fonon koppeling eigenschappen. Zowel de nabij-bandgap emissie als in-gap emissies verschijnen simultaan in de PL van als-gesynthetiseerde nanodraden. De laatste tonen zelfs kaviteit-gerelateerde golffgeleider modi. De redenen voor deze fenomenen ontstaan uit Sn(IV) doping in CdS nanodraden om veel valkuilcentra te produceren. De koppeling van elektronen met fononen leidt tot anomale emissieversterking met golffgeleider en kleurafstemming in een zeer groot bereik.

Methodes

Synthese van Sn-Gedopte CdS Nanodraden

Thermische verdamping werd gebruikt om de Sn-gedopte CdS nanodraden te synthetiseren. Commerciële CdS en SnO₂ poeder met 1:1 gewichtsverhouding werden volledig gemengd door 30 min te malen en vervolgens gebruikt als bronmateriaal, dat op een alumina keramische schuit werd geladen en in het midden van de kwartsbuis geplaatst. Het veranderen van de gewichtsverhoudingen van CdS tot SnO₂ poeder werd gebruikt om CdS nanodraden met verschillende Sn dopantconcentratie te kweken. Schone Si wafers zonder katalysator werden in de downstream zone geplaatst om product te verzamelen. Een mengsel dragergas van Ar(95%)/H₂(5%) werd in de kwartsbuis geïntroduceerd met een constante stroomsnelheid van 10 SCCM (standaard kubieke centimeters per minuut) om O₂ binnenin te verwijderen voordat verhit werd. H₂ kan een reductieve atmosfeer produceren en oxidatie voorkomen en de opbrengst van CdS nanodraden verbeteren. De oven werd snel verhit tot 1000 °C binnen 10 min en op die temperatuur 60 min gehandhaafd zonder enige condities te veranderen voordat natuurlijk afkoelde tot kamertemperatuur. De gesynthetiseerde producten werden gevonden op het oppervlak van Si substraat en binnenwand van kwartsbuis in een zone 5 cm verwijderd van het bronmateriaal, waar de lokale groeitemperatuur in het bereik was van 400–450 °C.

Structuur en Optische Eigenschappen Karakterisatie

De structuur, morfologie en samenstelling van de verkregen producten werden gekarakteriseerd met poeder X-stralen diffractie (XRD, Bruker D8 Advance), scanning elektronenmicroscopie (SEM, JSM-6700F), energie-dispersieve spectroscopie (EDS). Raman verstrooiingsspectrum werd uitgevoerd in een confocale microscoop (LABRAM-010) met behulp van He-Ne laser (632,8 nm) als excitatielichtbron, die gefocust werd in een punt met diameter van 3 μm op de monsters. Optische golffgeleider en PL werden uitgevoerd met behulp van commerciële scanning near-field optische microscopie (SNOM, Alpha 300, WITec). SNOM heeft de capaciteit om een hoge ruimtelijke resolutie optische afbeelding van nano-structuren te bereiken en tegelijkertijd het PL spectrum te meten. Met deze apparatuur, verlichte een gefocuste Ar⁺ laser (488 nm) bundel op de enkele nanodraad die vooraf gedeponeerd was op het kwarts substraat. Een chromatische kleur CCD door een objectieflens werd gebruikt voor het verzamelen van de optische afbeelding. PL spectra van een heel individuele Sn-gedopte CdS nanodraad werden direct verzameld en gekoppeld in de fluorescentiespectrometer. In alle optische experimenten, verlichte het excitatiesignaal loodrecht op het monsteroppervlak.

Resultaten en Discussie

Figuur 1a, b toont de morfologieafbeeldingen van nanodraden gevormd in vroege stadia en 60 min groeitijd, respectievelijk. De nanodraden in vroege stadia bevatten meestal een grote bal aan de tip en een lange draad verbonden met de bal. De nanodraaddiameter varieert van 200 nm tot 2 μm en lengte tot honderden micrometers. EDS analyse geeft aan dat de bal Sn is (Fig. 1c), terwijl de draad CdS dominant is (Fig. 1d). Het is verrassend dat de Cd:S verhouding altijd minder is dan 1. De shake-up piek boven het Cd element geeft de mogelijke Sn distributie in de draden aan, hoewel niet direct te onderscheiden via EDS. Het is bekend dat SnO₂ kan decomponeren in Sn of Sn(IV) en O₂, terwijl CdS poeder Cd, S en CdS damp vormt bij hoge temperatuur. De gevormde Sn na decompositie kan bestaan in de vorm van gas of kleine vloeistofdruppels (smeltpunt 232 °C, kookpunt 2602 °C). Deze gas of druppels worden dan getransporteerd naar de lage temperatuurzone door dragergas en depositeren als een vloeistof laag, die reageert met aangekomen CdS damp en resulteert in Sn-CdS vloeistof legeringslaag voor initiatie-gedopte CdS nanodraden groei. Daarom volgen de nanodraden het damp-vloeistof-solide (VLS) groeiproces, waar de Sn katalysator deeltjes of druppels verantwoordelijk zijn voor de groei van CdS nanodraden zolang de legeringslaag blijft verzamelen van de Sn en CdS damp. De nanodraden hebben een kaulkop-achtige morfologie in vroege stadia, en het oppervlak is glad. Liu et al. synthetiseerden vertakte CdS nano-structuren door dergelijke kleine Sn als katalysator en tweede nucleatieplaats te gebruiken. In ons experiment, diffundeerde Sn en doopte in het rooster van CdS nanodraden en had nog niet de superverzadiging bereikt om te neerslaan als tweede nucleatieplaats. Dus de bereide producten bezitten rechte morfologie in plaats van vertakkingsknooppunt.

Het X-stralen diffractiepatroon van de als-bereide nanodraden wordt getoond in Fig. 2. De kristallografische fase is in goede overeenstemming met wurtziet hexagonale CdS (JCPDS kaart: 41-1049) met roosterconstanten van a = 4,141 Å en c = 6,720 Å. Daarom kunnen de als-bereide nanodraden worden aangewezen als wurtziet CdS. Daarnaast worden de diffractiepieken van Sn (JCPDS kaart: 4-673 voor tetragonaal met roosterconstanten van a = 5,831 Å en c = 3,182 Å) duidelijk waargenomen, wat aangeeft dat een grote hoeveelheid Sn bestaat op de kop van CdS nanodraden. Deze sterke en scherpe diffractiepieken tonen hoge kristalkwaliteit van de als-bereide nanodraden.

Figuur 3a, b toont de micro-Raman verstrooiingsspectra van enkele nanodraden met verschillende dopantconcentratie bij kamertemperatuur. De twee sterke pieken bij 296 en 592 cm⁻¹ worden toegeschreven aan de 1LO en 2LO van CdS, respectievelijk. De polarisatie in de Z-as koppelt sterk met het elektronen of exciton. De sterkte van elektronen-LO fonon koppeling in 1D halfgeleiderstructuren kan sterk worden versterkt door de fononconfinement in dwarsrichtingen en het gemakkelijke transport van elementaire excitaties (exciton en foton) in longitudinale richting. De sterkte van elektronen-fonon koppeling in halfgeleiders kan worden beoordeeld door de intensiteitsverhouding van overtoon fonon tot fundamentele fonon (I₂LO/I₁LO). In ons resultaat reflecteert de grote intensiteitsverhouding van I₂LO/I₁LO (1,67) een sterkere elektronen-LO fonon koppeling in deze Sn-CdS nanodraden dan de 1D zuivere CdS nanodraden met I₂LO/I₁LO van 1,52. Vier andere fononmodi (208, 320, 337, 357 cm⁻¹) werden waargenomen in het Raman verstrooiingsspectrum, wat niet de intrinsieke fononmodi van CdS zijn. Na zorgvuldig onderzoek werden deze modi toegewezen aan Eg, A1g, A2u(TO), A2u(LO) onzuiverheidstrillingsmodi van gedopte Sn(IV)S₂, respectievelijk. Erg interessant kunnen we zelfs de IR-actieve modi (A2u(TO), A2u(LO)) van SnS₂ in het Raman spectrum waarnemen, wat een significante ontspanning van overgangsregel onder elektronische hulp aangeeft, namelijk drager valkuilvorming. Aangezien de kristallen uniaxiaal zijn en wanneer de fononvoorplantingsrichting niet langs de hoofdas van het kristal is, kunnen sommige infrarood en Raman modi beide actief zijn simultaan door elektronen-fonon of exciton-fonon interactie. De verhoogde kristalvervorming en omgevende structurele fluctuaties door Sn dopant in de CdS nanodraden dragen deels bij aan de zwak actieve infrarood modi. A2u is akoestische modus, wiens voorkomen de prominente interactie van elektronen met lokale akoestische fonon impliceert en daarin deels bijdraagt aan de anomale emissie-eigenschappen in Sn-CdS nanodraden. De waargenomen onzuiverheidstrillingsmodi suggereren verder de succesvolle doping van Sn(IV) met een bepaald bedrag in de nanodraden, wat de optische eigenschappen aanzienlijk wijzigde. We voerden X-stralen foto-elektronspectroscopie (XPS) meting uit op deze Sn-CdS nanodraden. Echter, het kan niet onderscheiden dat de gedetecteerde Sn inhoud afkomstig was van de getippelde bal of de ruggengraat nanodraad vanwege de lage ruimtelijke resolutie van XPS. Daarnaast is de Sn inhoud te laag om te detecteren met behulp van energie-dispersieve spectroscopie (EDS). Hier hebben we kwalitatief de hogere of lagere Sn concentratie in de ruggengraat nanodraad bepaald door gebruik te maken van Raman spectra. Zoals getoond in de Raman spectra, neemt de intensiteitsverhouding van CdS modus tot SnS₂ modus af met verhoogde verhouding van SnO₂ tot CdS in het bronpoeder, wat de hoog gedopte Sn concentratie kwalitatief aangeeft.

PL meting is zeer krachtig voor het bepalen van de structuurdefect en onzuiverheid in halfgeleider nano-structuren. Voor zwakke Fröhlich elektronen-fonon koppeling systeem, wordt de PL gewijzigd door het introduceren van dopant, wat de vormingspotentieel en foton-fonon koppelingscoëfficiënt zal beïnvloeden. De emissieband kan multi-fonon replica tonen wanneer de dopant op diep niveau ligt. De exciton emissieband kollapseert zelfs in brede band of satellietbanden van diepe valkuiltoestand in sterk koppeling systeem. We maatten de optische golffgeleider en PL spectrum van enkele rechte Sn-CdS nanodraad (dopantconcentratie < 0,01%) om het doping effect en elektronen-fonon koppeling te verkennen volgens de intensiteitsverhouding van nabij-bandgap emissie tot valkuiltoestandsemissie. De in situ PL van enkele Sn-CdS nanodraad was zo sterk dat het gemakkelijk kon worden geïmageerd met een kleur CCD camera en zichtbaar was voor het blote oog (Fig. 4a). Het heldere-veld optische beeld van de corresponderende Sn-CdS nanodraad wordt getoond in de inset van Fig. 4a. Een deel van de emissie kan zich voortplanten langs de as en emitteren aan het einde van de nanodraad zelfs onder lage excitatievermogen, wat de uitstekende optische golffgeleider eigenschap van gedopte CdS nanodraad toont. We kunnen waarnemen dat de in situ emissiekleur geel-groen is, terwijl de emissiekleur aan het einde rood is na lange afstand transport (Fig. 4a). Pan et al. rapporteerden de emissiekleur verandert met verschillende afstanden in Se dicht gedopte CdS 1D nano-structuren en schreven het toe aan bandstaartverschuiving door samenstelling en kristallisatiegraad veranderingen. In feite kan het effect van elektronen-fonon koppeling versterking niet worden genegeerd. In de huidige Sn zeldzaam gedopte CdS nanodraden, is de reden voor emissiekleurverandering afkomstig van gegijzelde excitonen door onzuiverheden en versterkte e-p koppeling tijdens lichttransport langs c-as. Figuur 4b is ver-veld excitatievermogen-afhankelijke PL. De emissie bij 509 nm wordt toegeschreven aan nabij-bandgap emissie, terwijl de andere brede emissiebanden bij lagere energie toegeschreven worden aan valkuiltoestandsemissie. De intensiteiten van alle emissiebanden nemen snel toe met excitatievermogen, terwijl de nabij-bandgap emissie slechts iets sneller toeneemt dan de valkuiltoestandsemissie. Dit fenomeen verschilt van de traditionele diepe valkuiltoestand, waar de nabij-bandgap emissie-intensiteit sterk toeneemt onder toenemende excitatievermogen. De energieruimtes tussen aangrenzende valkuiltoestandsbanden zijn 229,7, 239,8, 267,3, 268,3, 277, 318,6, 312,1, 300,6 cm⁻¹, wat iets toeneemt naar de langere golflengte en nadert aan de energie van LO fonon (296 cm⁻¹). Dit multi-fonon profiel wijst op een niet-lineaire e-p koppeling van valkuiltoestand. De gegijzelde excitonen behouden nog steeds hun coherentie tijdens het lichttransport en verstrooien met gedopte tin ionen om coherent te emitteren. Dus de lichte afwijking van energieruimtes van LO fononenergie kan zijn door de toenemende lichtafstand, wat de onvolledige lokalisatie van diepe-valkuiltoestanden aangeeft. Deze excitonen prefereren om zich uit te lijnen langs een lijn in de 2D confinements nano-structuren en koppelen om nieuwe exciton aggregatie te vormen. Duidelijk vertegenwoordigt aggregatie zelf een niet-lineaire correlatie tussen excitonen en leidt tot reuzematige oscillatorsterkte, wat niet-lineaire optische responsen oplevert. Voor onvolmaakte nanomaterialen met overvloed van onzuiverheden of defecten, kunnen de onzuiverheden of defecten-geïnduceerde kristalvervorming de elektronen-fonon koppeling aanzienlijk wijzigen en altijd nLO fonon-geassisteerde emissie induceren, naast de nabij-bandgap emissie. Dit multi-fonon emissieprofiel is vergelijkbaar met de hoge-orde gestimuleerde Raman processen in een silice vezel en hun verschil ligt in de echte toestandsbijdrage voor de emissieband. Het is gerapporteerd dat het aantal (n) van meervoudige fononverstrooiingsprocessen evenredig is met de polaron koppelingscoëfficiënt α, dat wil zeggen, de maximale frequentieverschuiving nωLO is evenredig met de deformatieenergie (0,5 αħωLO). Daarom wijzen de huidige PL spectra op een zeer grote deformatiepotentieel en sterke elektronen-fonon koppeling in Sn-CdS nanodraden.

De concentratie van gedopte Sn(IV) in CdS nanodraden nam toe met de verhouding van SnO₂ tot CdS in precursor, wat resulteerde in vergelijkbare PL spectra met veel zwakkere nabij-bandgap emissie terwijl sterkere onzuiverheidsemissie, zoals getoond in Fig. 5. Dit vertegenwoordigt versterkte e-p koppeling in dit systeem. Anders dan Fig. 4b, dalen de intensiteitsverhoudingen van nabij-bandgap tot valkuiltoestandsemissie tot 0,05–0,10 met variabele excitatievermogen. De valkuiltoestandsemissie-intensiteit gaat sneller omhoog dan de nabij-bandgap emissie onder toenemende excitatievermogen, wat de sterkere verstrooiing relatief door onzuiverheid en fonon demonstreert. De energieruimtes tussen aangrenzende onzuiverheidsbanden zijn 272,7, 325, 324, 311,9, 364,3, 372,6, 309,1, 297,1, 371,5, 375,4, 410,7, 387,1 cm⁻¹, wat nadert aan de LO fononenergie (296 cm⁻¹). Deze grotere afwijking weerspiegelt de stap-voor-stap excitatie in de actieve golffgeleider en demonstreert meer Sn ionen gedopt in de nanodraden om sterkere elektronen-fonon koppeling te produceren.

Er is een ander interessant PL spectrum van Sn-gedopte CdS nanodraden (Fig. 6). In de nanodraden met hogere dopingconcentratie, is de nabij-bandgap emissie zeer zwak, terwijl de valkuiltoestandsemissie een dominante rol speelt. De energieruimtes tussen aangrenzende onzuiverheidsemissiebanden zijn 488, 581,9, 655,4, 683,3, 683,8 cm⁻¹, wat iets toeneemt en zich nert 2LO fononenergie (592 cm⁻¹). De 2LO fonon-geassisteerde emissie-intensiteit toont significante toename met excitatievermogen. Het verschijnen van 2LO fonon-geassisteerde emissie suggereert sterke elektronen-2LO fonon koppeling, consistent met het Raman verstrooiingsspectrum dat sterke 2LO Raman modus toont. Dit interessante fenomeen kan niet duidelijk begrepen worden met gebruikelijke concepten. Het is gerapporteerd dat de longitudinale optische modus koppelt met elektronen binnen één picoseconde. Als Sn-Sn paren vormen in hoge dopingsituatie, kan de elektronen-1LO fonon koppeling leiden tot een gebonden paren als bipolaire excitons op de gebonden locatie. Dergelijke bipolaire excitons (elektronen-2LO fonon) toestanden kunnen licht coherent emitteren, wat vaak voorkomt bij het valkuilcentrum met lange levensduur, terwijl de 1LO-geassisteerde emissieband niet goed kan worden opgelost na een lange transportlengte en een korte-tijd relaxatie. Daarom kan de 2LO-geassisteerde emissie domineren in de hogere dopingconcentratie nanodraden. Meer doping veroorzaakte nog meer anomale fenomenen. Er kan structurele dislocatie initieën en mogelijke vorming van kubische fase. Figuur 6d toont een vergelijkbaar PL spectrum van gedopte nanodraad met verder toenemende Sn(IV) concentratie. De emissiebanden bij 530 nm en 541 nm kunnen toegeschreven worden aan nabij-bandgap emissie van wurtziet en zincblende fase CdS, respectievelijk. Het energieverschil ΔE^WZ-ZB is 0,048 eV in het huidige geval, in overeenstemming met het feit dat het bandgap energieverschil van WZ en ZB CdS minder is dan 0,1 eV. Het belangrijker is de energieruimte van aangrenzende valkuiltoestandsemissiebanden die waarden tonen van 1100,2, 1230,6, 1218,7 cm⁻¹, wat dicht bij 4LO fononenergie (1184 cm⁻¹) ligt. Dit overtooneffect suggereert hogere-orde elektronen-fonon koppeling in de Sn-CdS nanodraden.

Om de verschillende emissiemechanismen te onderzoeken, voerden we PL vervalmeting uit op de nabij-bandgap emissie en valkuiltoestandsemissie onder excitatie van ps kleurstof N₂ pulslaser bij 400 nm (Fig. 7). De nabij-bandgap emissie bevindt zich op 520 nm, terwijl de diepe-valkuil emissie varieert van 550 tot 750 nm en gecentreerd is op 609 nm (Fig. 7a), consistent met de PL van enkele nanodraad onderzocht door SNOM. De levensduur vervalprofielen van 520 nm en 609 nm, 625 nm, 640 nm worden getoond in Fig. 7b, c. De vervaltijd van 520 nm en 609 nm werden gefit met multi-exponentiële functie, tonend tijdsconstanten van 0,3227 ns (22,90%), 4,2585 ns (25,86%), 26,4584 ns (35,31%), 289,1292 ns (15,92%) en 0,1309 ns (60,41%), 0,6641 ns (8,39%), 24,8286 ns (20,86%), 194,1492 ns (10,35%), respectievelijk. De PL levensduur van 640 nm, 625 nm en 609 nm banden vertoonden bijna dezelfde profielen en levensduurparameters. Dergelijke resultaten zijn in contrast met de eerdere gerapporteerde. Het energierelaxatieproces van zuivere CdS nanodraad onder verschillende excitatievermogen ondergaat alleen elektronen-fonon en exciton-exciton interactie. Voor de Sn-gedopte CdS nanodraden, moeten andere interacties zoals diepe valkuiltoestand en caviteitseffect deelnemen aan het relaxatieproces. Een schematisch diagram van vervalprocessen wordt gegeven in Fig. 7d. De geladen dragers in de val en exciton coëxisteren en relaxeren naar het geleidingsbandrand van het hogere uitgebreide band na excitatie en veel van hen worden gevang door onzuiverheidstoestanden tot binnen de bandgap. De interacties tussen dragers van deze verschillende onzuiverheidsenergieniveaus of gepaarde toestandsniveaus zijn ook betrokken bij de recombinatie van exciton en emitteren bij de actieve optische caviteit, corresponderend met de waargenomen verschillende verval levensduur. Er zijn gedeeltelijke dragers om te worden verstrooid uit één diepe-valkuilniveau en opnieuw gevangen door het lage valkuilniveau (de (1), (2), (3), (4) recombinatieproces in Fig. 7d). Voor bandgap emissie, moet de snelle tijdconstante zoals 0,3227 ns corresponderen met de directe recombinatie van dragers, terwijl de andere tijdconstanten kunnen corresponderen met de radiatieve recombinatie van gebonden excitonen (4,2585 ns) en ondiepe-gevangen dragers tussen onzuiverheidsenergieband en valentieband (tientallen en honderden ns). Voor de valkuiltoestandsemissie, weerspiegelen de veel kortere levensduur van < 1 ns en andere componenten de rijke drager-drager en drager-fonon interacties, wat de typische kenmerken van valkuiltoestand demonstreert.

Conclusies

Samenvattend, synthetiseerden we de hoogkwalitatieve Sn-gedopte CdS nanodraden door een eenvoudige thermische verdampingsmethode en toonden hun interessante optische eigenschappen. XRD en Raman verstrooiingsspectrum bevestigden dat Sn(IV) met succes in CdS nanodraden gedopt was. Zowel nabij-bandgap emissie als valkuiltoestandsemissie werden simultaan waargenomen in gedopte enkele nanodraad. Verdere analyse van valkuiltoestandsemissie versus nabij-bandgap emissie wijst op een niet-lineaire elektronen-fonon koppeling. De gedopte CdS nanodraden met variabele Sn dopantconcentratie onthulden goed gescheiden multi-fonon replica (1LO, 2LO, 4LO)-geassisteerde emissiebanden, wat de versterkte elektronen-fonon koppeling en significante valkuiltoestand demonstreert. De levensduur verval suggereerde multi-component relaxaties en weerspiegelde variabele recombinatiekanalen van fotogegenereerde dragers. Deze Sn-gedopte CdS nanodraden kunnen potentiële toepassing vinden in lichtemitterende apparaten en nano-fotonica systemen.

Beschikbaarheid van data en materialen

De datasets gebruikt of geanalyseerd tijdens de huidige studie zijn beschikbaar bij de corresponderende auteur op redelijk verzoek.

Afkortingen

PL:

Fotoluminescentie

1D:

Eendimensionaal

EHP:

Elektronen-gaten plasma

F-P:

Fabry-Pérot

SCCM:

Standaard kubieke centimeters per minuut

VLS:

Damp-vloeistof-solide