二硫化钼与二维过渡金属碳化物氮化物(MXenes)范德华异质结的理论计算研究
二硫化钼与二维过渡金属碳化物/氮化物（MXenes）范德华异质
结的理论计算研究
本论文采用基于密度泛函理论的第一性原理方法,使用投影缀加平面波PAW,Perdew-Burke-Ernzerhof形式的广义梯度近似和修正范德华相互作用的BEEF-vd W函数,研究二维二硫化钼(Mo S2)和二维过渡金属碳化物/氮化物(MXenes)范德华异质结的电催化析氢反应特性。组装二维Mo S2与二维
M2XO2,M2XO2中M=Sc、Ti、V、Cr、Mn、Y、Zr、Nb、Mo、Hf、Ta、和W,X=C或N。组装缺陷Mo S2(x)和Mo2CO2(y),Mo S2(x)指含有硫空位Mo S2,Mo2CO2(y)指含有氧空位Mo2CO2。
构建各种范德华异质结,旨在优化异质结界面相互作用以增强异质结中MXenes基面催化析氢反应能力。近年来,使用过渡金属二硫化物作为电化学析氢反应中催化剂的应用迅速增加。丰富的化学成分和一系列MXenes结构使MXenes 存在许多潜在应用。
MXenes作为电催化剂的应用已经引起科学家的重视。我们通过第一性原理计算证明了组装Mo S2和MXenes范德华异质结可以激活MXenes惰性基面的催化活性。将Mo S2与各种二维纳米结构的MXenes相结合,旨在微调MXenes氢吸附自由能,增加MXenes电催化活性。
研究结果证明了范德华异质结的潜力,为过渡金属电催化剂材料设计提供理论指导。
碳化物
Mo2C形成的过程与金属储氧的过程相似，可以预测C原子进入体心立方的Mo 的结构后，形成了更小的，可能更适合原子储存的间隙。 人们己经发现很多碳化物具有良好的储氧性能：如在低温，高压的条件下，SiC纳米管、BC纳米管的储氢容量分别可高达、并且WC纳米管储氢的理论可行性也已经被报道. 根据Mo2C性质与结构可以推测材料可能具有可观的电化学储氢性能，经过电化学储氢测试与循环伏安测试，表明二者均具有很高的电化学储氢容量，其充放电循环性能有待进一步加强。二者均是潜在的储氢材料，潜在的电池的负极材料。 金属间化合物材料分为两大类：结构材料和功能材料。结构材料是以强度、韧性、刚度、耐磨性的等力学性能为主要特征，用以制造以受力为主的结构器件；功能材料则是具有特殊物理性能、化学性能、生物性能等而主要作为制作功能器件的材料。 理论计算表明碳化物中的成键同时包含金属键、共价键和离子键的成分。金属键与金属-金属的键合有关，共价键源于碳原子的2s轨道与金属的d轨道的相互作用，而离子键和金属原子与碳原子的相互作用有关。过渡金属碳化物的离子性取决于金属组分的电负性，从ⅣB到ⅥB族，电负性增加，碳
化物中离子性成分也增加。对于碳化钼(或钨)，XPS等表征结果显示电子是由金属原子向碳原子转移，碳原子获得电子就意味着碳化物中碳原子周围的电子密度有所增加。这一结果是与用APW理论计算的结果相一致的，但却与简单的原子轨道线性组合(LCAO)的计算结果不相符。电子从金属原子转移到碳原子就减小了金属原子核外d电子的填充程度，但金属与间歇碳原子形成合金时，金属原子间距M-M增加，导致d带产生收缩，d带收缩就会使得d带的填充程度增大其费米能级附近的d带态密度数字增高且类似于Ⅷ族金属，尽管有电子从金属原子向外转移。d带收缩就会导致金属原子核外电子的局域化，使得在催化过程中不易被化学吸附的分子的重叠轨道所获得，于是就减小了它们的结合能，这就会导致被化学吸附的分子的活化所需要的能量减小。 根据过渡金属碳化物的一些性能，讨论了在结构材料或结构增强材料和功能材料方面的应用。 （稀土碳化钼和碳化钼的制备）
异质结发展现状及原理
异质结发展现状及原理 pn结是组成集成电路的主要细胞。50年代pn结晶体管的发明和其后的发展奠定了这一划时代的技术革命的基础。pn结是在一块半导体单晶中用掺杂的办法做成两个导电类型不同的部分。一般pn结的两边是用同一种材料做成的(例如锗、硅及砷化镓等)，所以称之为“同质结”。如果把两种不同的半导体材料做成一块单晶，就称之为“异质结“。结两边的导电类型由掺杂来控制，掺杂类型相同的为“同型异质结”。掺杂类型不同的称为“异型异质结”。另外,异质结又可分为突变型异质结和缓变型异质结,当前人们研究较多的是突变型异质结。 1 异质结器件的发展过程 pn结是组成集成电路的主要细胞,50年代pn结晶体管的发明及其后的发展奠定了现代电子技术和信息革命的基础。 1947年12月,肖克莱、巴丁和布拉顿三人发明点接触晶体管。1956年三人因为发明晶体管对科学所做的杰出贡献,共同获得了科学技术界的最高荣誉——诺贝尔物理学奖。 1949年肖克莱提出pn结理论,以此研究pn结的物理性质和晶体管的放大作用,这就是著名的晶体管放大效应。由于技术条件的限制,当时未能制成pn结型晶体管,直到1950年才试制出第一个pn结型晶体管。这种晶体管成功地克服了点接触型晶体管不稳定、噪声大、信号放大倍数小的缺点。 1957年,克罗默指出有导电类型相反的两种半导体材料制成异质结,比同质结具有更高的注入效率。 1962年,Anderson提出了异质结的理论模型,他理想的假定两种半导体材料具有相同的晶体结构,晶格常数和热膨胀系数,基本说明了电流输运过程。 1968年美国的贝尔实验室和联的约飞研究所都宣布做成了双异质结激光器。 1968年美国的贝尔实验室和RCA公司以及联的约飞研究所都宣布做成了GaAs—AlxGal—。As双异质结激光器l；人5)．他们选择了晶格失配很小的多元合金区溶体做异质结对． 在70年代里，异质结的生长工艺技术取得了十分巨大的进展．液相夕随(LPE)、气相外延(VPE)、金属有机化学气相沉积(MO—CVD)和分子束外延(MBE)等先进的材料生长方法相继出现，因而使异质结的生长日趋完善。分子束外延不
超导材料及应用
超导材料 摘要：简要介绍了超导材料的发展历史、现状，对未来的超导材料的发展作了展望，并对目前超导材料的主要研制方法进行了分析。 关键词：超导体研究进展高温低温应用 一前言 超导材料是在低温条件下能出现超导电性的物质。超导材料最独特的性能是电能在输送过程中几乎不会损失。超导材料的发展经历了从低温到高温的过程，经过无数科学家的努力，超导材料的研究已经取得了巨大的发展。近年来，随着材料科学的发展，超导材料的性能不断优化，实现超导的临界温度也越来越高。高温超导材料的制备工艺也得到了长足的发展，一些制备高温超导材料的材料陆续被科学家发现。现在，超导材料的研究主要集中在超导输电线缆，超导变压器等电力系统方面，还有，利用超导材料可以形成强磁场，是超导材料在磁悬浮列车的研究上有了用武之地，另外，超导材料在医学，生物学领域也取得了很大的成就。超导材料的研究未来，超导材料的研究将会努力向实用化发展。一旦室温超导体达到实用化、工业化，将对现代文明社会中的科学技术产生深刻的影响。 二研究现状 1.超导材料的探索与发展 探索新型超导材料在超导材料研究中始终起着关键的作用，同时也是一项高风险、高投入的研究工作。自1911年荷兰物理学家卡麦林·昂尼斯发现汞在4.2K附近的超导电性以来，人们发现的新超导材料几乎遍布整个元素周期表，从轻元素硼、锂到过渡重金属铀系列等。超导材料的最初研究多集中在元素、合金、过渡金属碳化物和氮化物等方面。至1973 年，发现了一系列A 15型超导体和三元系超导体，如Nb 3 Sn、V 3 Ga、Nb 3 Ge，其中Nb 3 Ge超导 体的临界转变温度(T c)值达到23.2K。以上超导材料要用液氦做致冷剂才能呈现超导态，因而在应用上受到很大限制。1986年，德国科学家柏诺兹和瑞士科学家穆勒发现了新的金属氧化物超导材料即钡镧铜氧化物(La-BaCuO)，其T c为35K，第一次实现了液氮温区的高温超导。铜酸盐高温超导体的发现是超导材料研究上的一次重大突破，打开了混合金属氧化物超导体的研究方向。1987年初，中、美科学家各自发现临界温度大于90K的YBacuO超导体，已高于液氮温度(77K)，高温超导材料研究获得重大进展。后来法国的米切尔发现了第三类高温超导体BisrCuO，再后来又有人将Ca掺人其中，得到Bis尤aCuO超导体，首次使氧化物超导体的零电阻温度突破100K大关。1988年，美国的荷曼和盛正直等人又发现了T 1 系高温超导体，将超导临界温度提高到当时公认的最高记录125K。瑞士苏黎世的希林等发现在HgBaCaCuO超导体中，临界转变温度大约为133K，使高温超导临界温度取得新的突破。 2.超导材料的研究 2.1低温超导阶段 在梅斯勒发现超导体的抗磁性之后(相继有荷兰物理学家埃伦弗斯特根据有关的超导体在液氦中比热不连续现象(提出热力学中二级相变的概念)柯特和卡西米尔提出超导的二流体模型)德国物理学家F·伦敦和H·伦敦兄弟提出超导电性的电动力学唯相理论（即伦敦
异质结太阳能电池综述
异质结太阳能电池研究现状 一、引言： 进入21世纪，传统的化石能源正面临枯竭，人们越来越认识到寻求可再生能源的迫切性。据《中国新能源与可再生能源发展规划1999白皮书统计，传统化石能源随着人们的不断开发已经趋于枯竭的边缘，各种能源都只能用很短的时间，石油：42年，天然气：67年，煤：200年。而且，由于大量过度使用这些能源所造成的环境污染问题也日益严重，每年排放的二氧化碳达210万吨，并呈上升趋势，二氧化碳的过度排放是造成全球气候变暖的罪魁祸首；空气中大量二氧化碳、粉尘含量已严重影响人们的身体健康和人类赖以生存的自然环境。正是因为这些问题的存在，人们需要一种储量丰富的洁净能源来代替石油等传统化石能源。而太阳能作为一种可再生能源正符合这一要求。太阳能每秒钟到达地面的能量高达80万千瓦，若把地球表面0.1%的太阳能转为电能，转变率5%，每年发电量就可达5.6×1012千瓦小
时。而我国太阳能资源非常丰富，理论储量达每年1700亿吨标准煤，太阳能资源开发利用的前景非常广阔。在太阳能的有效利用中,太阳能光电利用是近些年来发展最快,最具活力的研究领域,是其中最受瞩目的项目之一。太阳能电池的研制和开发日益得到重视。本文简要地综述了各种异质结太阳能电池的种类及其国内外的研究现状。 二、国外异质结太阳能电池 1、TCO/TiO2/P3HT/Au三明治式结构的p-n异质结的太阳能电池 2005年5月份，Kohshin Takahashi等发表了TCO/TiO2/P3HT/Au三明治式结构的p-n异质结的太阳能电池，电池结构如图1。 图1 ITO/PEDOT:PSS/CuPc/PTCBI/Al结构太阳能电池 简图 图2 TCO/TiO2/P3HT/Au电池结构示意图 同时采用了卟啉作为敏化剂吸收光子，产生的电子注入
SBA-15分子筛
SBA-15分子筛改性方法进展 摘要：介孔分子筛SBA-15在分离、催化及纳米组装等方面具有很大的应用价值,可是由于存在化学反应活性不高等内在的缺点,大大限制了它的实际应用范围。为实现介孔分子筛SBA-15的潜在应用价值,依靠化学改性来提高它的化学反应活性。按照SBA-15负载组分的不同，SBA-15改性方法可分为：金属改性方法，酸改性方法，氧化物改性方法及其他改性方法。 关键词：SBA-15分子筛改性方法 Abstract:Mesoporous molecular sieve SBA-15 in separation, catalysis and nano-assembly has great application value.However, because of its shortcomings,for example its chemical reactivity , its practical application is limited.To realise the potential application of SBA-15,we can increase its chemical reactivity through chemical modification . The modifided methods include modified method of metal,acid modification,Oxide modification and other methods. Keywords: Mesoporous molecular sieve SBA-15 modification SBA-15具有较大的孔径（最大可达30 nm），较厚的孔壁（壁厚可达6.4 nm），因而具有较好的（水）热稳定性，在催化、分离、生物及纳米材料等领域都有广阔的应用前景，但由于它是纯氧化硅介孔材料，没有催化活性，需要负载活性组分。借助SBA-15优良的物理化学性质和结构特点，通过负载活性组分对其进行修饰改性，使其具有催化活性。 SBA-15的改性原理：介孔氧化硅材料SBA-15表面含有3种硅羟基：孤立的、孪式的和氢键的羟基。只有那些自由的硅羟基（孤立的硅羟基—SiOH和孪式的硅羟基=SiOH）具有高的化学反应活性，氢键的硅羟基则没有化学活性，但氢键硅羟基受热可以转变成自由硅羟基。具有化学活性的硅羟基是介孔材料表面化学改性的基础，通过表面硅羟基与活性组分相互作用，把催化活性位引入孔道或骨架。对介孔分子筛SBA-15进行改性的方法大体可分为直接合成法和后合成法两大类。直接合成法是指在分子筛合成的同时完成改性过程，后合成法是指在分子筛合成之后再对其进行改性。 按照SBA-15负载组分的不同，可分为金属改性的SBA-15系列催化剂，酸改性的SBA-15系列催化剂，氧化物改性的等SBA-15系列催化剂。 一、金属改性的SBA-15系列催化剂 1、SBA-15负载贵金属系列催化剂 如银建中等「1」利用超临界流体沉积法合成Ag/SBA-15纳米复合材料。超临界流体沉积法（Supercritical Fluid Deposition,SCFD)是近年来发展的一种制 的溶剂特性,备纳米复合材料方法.它克服了其它方法的缺点,充分利用超临界CO 2 零表面张力、高扩散性,将前驱物溶解并运输到基材或多孔材料的孔道内部,经过简单的泄压、还原处理,即得到担载金属的纳米复合材料。银建中等以超临界二氧化碳为溶剂，以乙醇为共溶剂，AgNO3为前驱物, SBA-15为载体,在50℃、23～
金属及其氧化物化学方程式总结
一、金属 2Na+H2＝2NaH 4Na+O2＝2Na2O 2Na2O+O2△ 2Na2O2 2Na+O2＝Na2O2 2Na+S＝Na2S(爆炸) 2Na+2H2O＝2NaOH+H2↑2Na+2NH3＝2NaNH2+H2 4Na+TiCl4(熔融)＝4NaCl+Ti Mg+Cl2＝MgCl2 Mg+Br2＝MgBr2 2Mg+O2点燃 2MgO Mg+S＝MgS Mg+2H2O＝Mg(OH)2+H2↑ 2Mg+TiCl4(熔融)＝Ti+2MgCl2 Mg+2RbCl(熔融)＝MgCl2+2Rb 2Mg+CO2点燃 2MgO+C 2Mg+SiO2点燃 2MgO+Si Mg+H2S＝MgS+H2 Mg+H2SO4＝MgSO4+H2↑ 2Al+3Cl2△ 2AlCl3 4Al+3O2点燃 2Al2O3(钝化) 4Al(Hg)+3O2+2xH2O＝2(Al2O3.xH2O)+4Hg 4Al+3MnO2高温 2Al2O3+3Mn 2Al+Cr2O3 高温 Al2O3+2Cr 2Al+Fe2O3 高温 Al2O3+2Fe 2Al+3FeO △ Al2O3+3Fe 2Al+6HCl＝2AlCl3+3H2↑ 2Al+3H2SO4＝Al2(SO4)3+3H2↑ 2Al+6H2SO4(浓) △ Al2(SO4)3+3SO2↑+6H2O (Al、Fe、C在冷、浓的H2SO4、HNO3中钝化) Al+4HNO3(稀)＝Al(NO3)3+NO↑+2H2O 2Al+2NaOH+2H2O＝2NaAlO2+3H2↑ 2Fe+3Br2＝2FeBr3 Fe+I2 △ FeI2 Fe+S △ FeS 3Fe+4H2O(g) 高温 Fe3O4+4H2 Fe+2HCl＝FeCl2+H2↑ Fe+CuCl2＝FeCl2+Cu 二、金属氧化物 (1)、低价态的还原性 6FeO+O2 △ 2Fe3O4 FeO+4HNO3＝Fe(NO3)3+NO2↑+2H2O (2)、氧化性 Na2O2+2Na＝2Na2O(此反应用于制备Na2O) MgO、Al2O3几乎没有氧化性、很难被还原为 Mg、Al. 一般通过电解熔融态的MgCl2和Al2O3制Mg和Al. Fe2O3+3H2＝2Fe+3H2O (制还原铁粉)
nature上柔性衬底核壳结构的量子点敏化和PN异质结结构电池的制备
CdT e Cu/Au Superstrate CdS nanopillar Electron Hole Figure 1|CdS/CdTe SNOP cells.a ,Energy band diagram of a CdT e/CdS photovoltaic.b ,Cross-sectional schematic
0.31 nm (112) (111) –a b c 2 μm 500 nm Figure 2|SNOP cell at different stages of fabrication.a ,b ,SEM images of an as-made AAM with perfectly ordered pores (a )and a CdS nanopillar array after partial etching of the AAM (b ).c ,Transmission electron micrograph of the interface between a single-crystalline CdS nanopillar and a polycrystalline CdT e thin ?lm.Inset:The corresponding diffraction pattern for which the periodically symmetric spots and multi-rings can be found.The symmetric spots are originated from the single-crystalline CdS nanopillar and the multi-rings are originated from the polycrystalline CdT e thin ?lm. generation of carriers is significant in the entire device thickness and the 3D structure facilitates the efficient EHPs separation and collection.In addition,3D structures have been shown to enhance the optical absorption efficiency of the material 13,17,18.Specifically,photoelectrochemical studies of Cd(Se,Te)nanopillar arrays have shown that the nanopillar-array photoelectrodes exhibit enhanced collection of low-energy photons absorbed far below the surface,as compared with planar photoelectrodes 17.These results demonstrate the potential advantage of non-planar cell structures,especially for material systems where the bulk recombination rate of carriers is larger than the surface recombination rate.However,so far the conversion efficiency of the fabricated photovoltaics based on coaxial nanopillar arrays,grown by VLS,have been far from the simulation limits 16,with the highest reported efficiency of ～0.5%(ref.11)arising from un-optimized nanopillar dimensions,poor nanopillar density and alignment,and/or low pn junction interface quality 12,13,although single-nanowire devices have demonstrated better efficiencies 5,14.Furthermore,controlled and cost-effective process schemes for the fabrication of large-scale solar modules that use highly dense and ordered arrays of single-crystalline nanopillar arrays have not been demonstrated.Here,some of the challenges summarized above are addressed through novel device structure engineering and fabrication process development. The fabrication process of our proposed 3D solar nanopillar (SNOP)cell uses highly periodic anodic alumina membranes (AAMs)as the template for the direct synthesis of single-crystalline nanostructures.This approach has been widely used for fabrica-tion of dense arrays of metallic,semiconductor and organic 1D nanostructures,owing to the ease of membrane fabrication and nanostructure geometric control 19–22.Highly regular AAMs with a thickness of ～2μm and a pore diameter of ～200nm were first formed on aluminium foil substrates (Fig.1c)by using previously reported processes (see Supplementary Fig.S1)23,24.Figure 2a shows a scanning electron microscopy (SEM)image of an AAM with long-range and near-perfect ordering after the anodization.A barrier-thinning process was applied to branch out the pore chan-nels and reduce the alumina barrier layer thickness at the bottom of the pores to a few nanometres 19,21.A ～300-nm-thick Au layer was then electrochemically deposited at the bottom of the pore channels with an alternating current method (see the Methods section).The AAM with the electrodeposited Au catalytic layer was then placed in a thermal furnace to carry out the synthesis of the CdS nanopillar array by the VLS process (see the Methods section).To form the 3D nanopillar structures,the AAM was partially and controllably etched in 1N NaOH at room temperature.Notably,this etch solu-tion is highly selective and does not chemically react with the CdS nanopillars.Figure 2b shows a 3D nanopillar array with exposed depth,H ～500nm.The exposed depth was varied by tuning the etching time (see Supplementary Fig.S2)to enable a systematic study of the effect of the geometric configuration on the conversion efficiency.A p -type CdTe thin film with ～1μm thickness (see Supplementary Fig.S3)was then deposited by chemical vapour de-position (see the Methods section)to serve as the photoabsorption layer owing to its near-ideal bandgap (E g =1.5eV)for solar energy absorption 15.Finally,the top electrical contact was fabricated by the thermal evaporation of Cu/Au (1nm/13nm),which enables low barrier contacts to the p -CdTe layer owing to the high workfunction of Au.It is worth noting that although the deposited Cu/Au bilayer was thin,the optical transmission spectrum (see Supplementary Fig.S4)shows that it has only ～50%transparency,which results in a major cell performance loss because light is shone from the top during the measurements.Further top-contact optimization is required in the future,for instance,by exploring transparent conductive oxide contacts.The back electrical contact to the n -type CdS nanopillars was simply the aluminium support substrate,which greatly reduces the complexity of the fabrication.The entire device was then bonded from the top to a transparent glass support substrate with epoxy to encapsulate the structures. One of the primary merits of our fabrication strategy is the ability to produce high-density,single-crystalline nanopillar arrays on an amorphous substrate with fine geometric control,without relying on epitaxial growth from single-crystalline substrates.The single-crystalline nature of the grown CdS nanopillars is confirmed by transmission electron microscopy analysis with a near 1:1stoichiometric composition observed by energy-dispersive X-ray spectroscopy (see Supplementary Fig.S5).Notably,abrupt atomic interfaces with the polycrystalline CdTe layer are observed (Fig.2c).In addition,3D nanopillar or nanowire arrays,similar to the ones used in this work,have been demonstrated in the past to exhibit unique optical absorption properties 13,18.Similarly,we have observed reduced reflectivity from CdS nanopillar arrays especially when the inter-pillar distance is small (see Supplementary Fig.S6).This observation suggests that 3D nanopillar-based cell modules can potentially improve the light absorption while enhancing the carrier collection. An optical image of a fully fabricated SNOP cell is shown in Fig.3a with an active surface area of 5×8mm.The performance was characterized by using a solar simulator (LS1000,Solar Light)without a heat sink.Figure 3b demonstrates the I –V characteristics of a typical cell under different illumination intensities,P ,ranging from 17to 100mW cm ?2(AM 1.5G).Specifically,an efficiency (η)of ～6%is obtained with an open circuit voltage V oc ～0.62V,short circuit current density J sc ～21mA cm ?2and fill factor FF ～0.43under AM 1.5G illumination.The I –V curves cross over each other
高中化学金属氧化物知识点总结
高中化学金属氧化物知识点总结 1、低价态的还原性: 6feo+o2===2fe3o4 feo+4hno3===fe(no3)3+no2+2h2o 2、氧化性: na2o2+2na===2na2o （此反应用于制备na2o） mgo，al2o3几乎没有氧化性，很难被还原为mg，al.一般通过电解制mg和al. fe2o3+3h2===2fe+3h2o (制还原铁粉) fe3o4+4h2===3fe+4h2o 3、与水的作用: na2o+h2o===2naoh 2na2o2+2h2o===4naoh+o2 (此反应分两步:na2o2+2h2o===2naoh+h2o2 ; 2h2o2===2h2o+o2. h2o2的制备可利用类似的反应: bao2+h2so4(稀)===baso4+h2o2) mgo+h2o===mg(oh)2 (缓慢反应) 4、与酸性物质的作用: na2o+so3===na2so4 na2o+co2===na2co3 na2o+2hcl===2nacl+h2o 2na2o2+2co2===2na2co3+o2 na2o2+h2so4(冷,稀)===na2so4+h2o2 mgo+so3===mgso4 mgo+h2so4===mgso4+h2o al2o3+3h2so4===al2(so4)3+3h2o (al2o3是两性氧化物: al2o3+2naoh===2naalo2+h2o) feo+2hcl===fecl2+3h2o fe2o3+6hcl===2fecl3+3h2o fe2o3+3h2s(g)===fe2s3+3h2o fe3o4+8hcl===fecl2+2fecl3+4h2o
异质结发展概况
异质结发展概况 半导体异质结是由两种禁带宽度不同的半导体材料形成的结。两种材料禁带宽度的不同以及其他特性的不同使异质结具有一系列同质结所没有的特性，在器件设计中将实现某些同质结不能实现的功能。例如，在异质结晶体管中用宽带一侧做发射极将得到很高的注入比，因而可获得较高的放大倍数。 早在二十世纪三十年代初期，前苏联列宁格勒约飞技术物理研究所的学者们就开始了对半导体异质结的探索，到了1951年，由Gubanov首先提出了异质结的概念，并进行了一定的理论分析工作，但是由于工艺技术的困难，一直没有实际制成异质结。20世纪60年代初期，pn结晶体管取得了巨大的成功，人们开始关注对异质结的研究，对异质结的能带图、载流子在异质结中的输运过程以及异质结的光电特性等提出了各种理论模型并做了理论计算。但是由于制备工艺的原因，未能制备出非常理想的异质结，所以实验特性和理论特性未能达到一致，实验上也未能制备出功能较好的器件。在20世纪70年代里，异质结的生长工艺技术取得了十分巨大的进展。液相外延(LPE)、气相外延(VPE)、金属有机化学气相淀积(MO-CVD)和分子束外延(MBE)等先进的材料生长方法相继出现，使异质结的发展逐渐趋于完善。分子束外延技术不仅能生长出很完整的异质结界面，而且对异质结的组分、掺杂、各层厚度都能在原子量级的范围内进行精确控制。 工艺技术的进步促进了对异质结进一步深入研究，对异质结的宏观性质，如pn结特性、载流子输运过程、光电特性、能带图、结构缺陷、复合和发光等方面的问题，有了更细致的了解。这对异质结器件的原理和设计都有指导作用。在异质结器件方面，首先在异质结半导体激光器上取得了突破性进展。异质结的禁带宽度之差造成了势垒对注入载流子的限制作用和高注入比特性，都有助于实现粒子数反转分布。两种材料折射率的不同，有助于实现光波导，以减少光在谐振腔以外的损失，因而异质结激光器能在室温下实现连续工作。 1968年江崎和朱兆祥提出了超晶格的思想，自此，对异质结超晶格的研究也逐步深化。目前，已有多种异质结对做成了超晶格结构，并对他们的电学、光学及输运特性进行了广泛的理论和实验研究。近几年，对异质
碳化硼陶瓷制备工艺
碳化硼陶瓷制备工艺 碳化硼是一种新型非氧化陶瓷材料，因其具有熔点高、硬度高、密度低、热稳定性好，抗化学侵蚀能力强和中子吸收能力强等特点而被广泛应用于能源、军事、核能以及防弹领域。碳化硼又称黑钻石，是仅次于金刚石和立方氮化硼的第三硬材料，故成为超硬材料家族中的重要成员。 目前碳化硼防弹材料主要通过烧结法制备，不过碳化硼是共价键很强的陶瓷材料，共价键占90%以上，而且碳化硼的塑性差，品界移动阻力很大，固态时表面张力很小，从而决定了碳化硼是一种极难烧结的陶瓷材料。纯碳化硼在烧结过程中通常存在烧结温度高、烧结后所得陶瓷致密度低，断裂韧性较差等问题。工业上一般采用无压烧结、热压烧结、热等静压烧结、放电等离子烧结等技术，通过改进烧结工艺、添加烧结助剂提高碳化硼的力学性能，为进一步研究碳化硼的烧结工艺奠定基础。 1、无压烧结 纯B4C的无压烧结致密化非常困难，气孔缺陷和致密度是影响碳化硼陶瓷性能指标的关键因素。而烧结温度和粉末粒度是影响碳化硼陶瓷致密度的重要指标。研究表明，纯碳化硼无压烧结致密化最主要的条件是采用低氧含量的粒度≤3μm的超细粉末且温度范围在2250~2350℃。
无压烧结碳化硼制品工艺简单、加工成本低，对烧结条件没有太多要求，可适用于生产形状复杂的产品，适合大批量工业化生产，是制备陶瓷常用的烧结技术。但由于烧结温度高，晶粒容易异常生长，使烧结过程难以控制，产品性能不稳定。 2、热压烧结 热压是在高温条件下改善粉末塑性，具有成型压力低，变形阻力小，产品密度高，显微组织优良等优点，因而，降低碳化硼的烧结温度可以采用热压烧结工艺。 与单纯热压相比，将液相烧结和热压烧结相结合，烧结温度大大降低，致密度相对提高。 通常热压烧结条件为：真空或惰性气氛，压力20~40MPa，温度2200~2300℃，保温时间0.5~2h。碳化硼是共价键很强的化合物，在高温下烧结扩散速率慢，物质流动发生较少，使其致密化过程非常困难。 为了降低烧结温度和表面能，提高碳化硼陶瓷的综合性能，必须加入添加剂来促进碳化硼的热压烧结。添加剂包括烧结助剂或第二相反应烧结，在高温高压条件下，可以促进烧结，控制晶粒长大，提高力学性能，获得高致密度、高性能的碳化硼陶瓷产品。目前加入的添加剂主要包括金属单质（Fe、Al、Ni、Ti、Cu、Cr等）、金属氧化物（Al2O3、TiO2等）、过渡金属碳化物（CrC、VC、WC、TiC等）及其他添加剂（AlF3、MgF2、Be2C、Si等）。
纳米材料制备及其表征
MXene的制备及其相关性能研究 1.1 MXene研究背景及现状 石墨烯是一种由碳原子以sp2杂化轨道组成的具有二维蜂窝状晶体结构的单原子层晶体，具有相当优异的力学、电子、热及磁学性能，而且被视为当今在纳米技术这个领域很有前景的材料[1]。石墨烯是二维晶体这一类的其中一种。二维晶体是指仅有单个或者多个原子厚度的二维材料，这种材料因为其绝对的二维结构而具备独有的特性与功能。石墨烯是最为典型的二维晶体结构，具有优异的性能，不过石墨烯却不是二维原子晶体材料的尽头，一些具有特殊性能并且包含其它元素的二维晶体成为当今的研究焦点。二维晶体材料可分为石墨烯基和类石墨烯这两大类材料。石墨烯基材料[2]是指包括石墨烯在内的二维原子晶体或化合物，例如单原子层的六方BN、MoS2、WS2等[3]。大部分的二维晶体材料是通过化学刻蚀或机械剥离等方法剥离层间结合力较弱(范德华力)的三维层状前驱物得到的，而剥离层间结合力较强的三维层状化合物似乎是不可能的。但是，2011 年Naguib和Barsoum等利用氢氟酸(HF)选择性刻蚀掉三维层状化合物Ti3AlC2中的Al原子层得到具有类石墨烯结构的二维原子晶体化Ti3C2材料，2012年他们采用同样的方法刻蚀若干与Ti3AlC2具有类似结构的陶瓷材料MAX相，成功的制备出了Ti2C、Ta4C3( Ti0.5Nb0.5)2C(V0.5Cr0.5)3C2、Ti3CN等相应的二维过渡金属碳化物或碳氮化物[4]。这种具有类石墨烯结构的新型二维晶体化合物被命名为MXene。其化学式为M n + 1X n，n =1、2、3，M为早期过渡金属元素，X为碳或氮元素[5]。MXene的母体材料MAX相是一类化学式为M n + 1AX n的三元层状化合物，其中M、X、n与上述一样，A为主族元素。目前已知MAX相大约有60多种，Ti3AlC2是其代表性化合物[6]。由于MAX相数量众多，且包含多种元素，所以通过刻蚀MAX相可以制备出大量具有特殊性能的MXene，这对于二维晶体材料的制 1.2 MXene的制备 制备MXene的前驱体是MAX相。MAX相是一类集陶瓷和金属的优良特性于一身的三元层状材料，既像陶瓷一样，具有高弹性模量、低密度、良好的热稳定性和抗氧化性能；又像金属一样，具备优良的导热和导电性能,以及较低的硬度，可以像金属和石墨一样进行机械加工,并在高温下具有良好的塑性，及自润滑性能。研究表明,MAX的晶体结构中，X原子填充于M原子形成的八面体空
异质结
异质结 百科名片 异质结，两种不同的半导体相接触所形成的界面区域。按照两种材料的导电类型不同，异质结可分为同型异质结（P-p结或N-n结）和异型异质(P-n 或p-N)结，多层异质结称为异质结构。通常形成异质结的条件是：两种半导体有相似的晶体结构、相近的原子间距和热膨胀系数。利用界面合金、外延生长、真空淀积等技术，都可以制造异质结。异质结常具有两种半导体各自的PN结都不能达到的优良的光电特性，使它适宜于制作超高速开关器件、太阳能电池以及半导体激光器等。 目录[隐藏] [编辑本段] 基本特性 所谓半导体异质结构，就是将不同材料的半导体薄膜，依先后 异质结 次序沉积在同一基座上。例如图2所描述的就是利用半导体异质结构所作成的雷射之基本架构。半导体异质结构的基本特性有以下几个方面。 (1) 量子效应：因中间层的能阶较低，电子很容易掉落下来被局限在中间层，而中间层可以只有几十埃（1埃＝10-10米）的厚度，因此在如此小的空间内，电子的特性会受到量子效应的影响而改变。例如：能阶量子化、基态能量增加、能态密度改变等，其中能态密度与能阶位置，是决定电子特性很重要的因素。 (2) 迁移率(Mobility)变大：半导体的自由电子主要是由于外加杂质的贡献，因此在一般的半导体材料中，自由电子会受到杂质的碰撞而减低其行动能力。然而在异质结构中，可将杂质加在两边的夹层中，该杂质所贡献的电子会掉到中间层，因其有较低的能量（如图3所示）。因此在空间上，电子与杂质是分开的，所以电子的行动就不会因杂质的碰撞而受到限制，因此其迁移率就可以大大增加，这是高速组件的基本要素。 (3)奇异的二度空间特性：因为电子被局限在中间层内，其沿夹层的方向是不能自由运动的，因此该电子只剩下二个自由度的空间，半导体异质结构因而提供了一个非常好的物理系统可用于研究低维度的物理特性。低维度的电子特性相当不同于三维者，如电子束缚能的增加、电子与电洞复合率变大，量子霍尔效应，分数霍尔效应[1]等。科学家利用低维度的特性，已经已作出各式各样的组件，其中就包含有光纤通讯中的高速光电组件，而量子与分数霍尔效应分别获得诺贝尔物理奖。
量子点知识
量子点的基本知识 量子点是继超晶格和量子阱之后，于上个世纪80年代中后期和量子线同时发展起来的一类新型低维量子结构。其历史最早可以追溯到作为光催化剂的半导体胶体【】。当时为了提高光催化性而减小粒子的尺寸时，就发现随着粒子尺寸的减小，粒子的颜色发生了变化。例如体相呈橙色的Cds随粒径的减小而逐渐变成黄色、浅黄色甚至白色，但当时并未对这一现象进行深入的研究。1962年，日本理论物理学家Kubo提出了金属颗粒的量子尺寸效应【】，使人们从理论上对这个效应有了一定的认识，并开始对包括半导体在内的一些材料进行了相应的研究。但直到上个世纪80年代初期，对半导体量子点材料的研究还形成规模。促使人们开始大规模对半导体量子点材料进行研究的起因，源于1983年美国Hughes研究所的R.K.Jain和R.C.Lind发表的一篇论文【】。它们在市售的CdS1-x Se x 半导体微晶掺杂的光学滤波玻璃上观测到了很高的三次非线性光学效应和快速的光响应（皮秒量级），可望在超高速的光运算、全光开关和光通信等方面具有广阔的应用前景。正是以这篇文章为契机，科学工作者们开始积极投身到这一研究领域中来。 量子点的定义 量子点通常是指由人工制造的尺寸为10nm-1μm的微小晶体结构，其中含有1~1000个可被控制的电子。顾名思义，量子点即是将材料的尺寸在三维空间进行约束，并达到一定的临界尺寸（抽象成一个点）后，材料的材料的行为具有了量子特性，结构和性质也随之发生从宏观到微观的转变。其典型特征是电子波函数的完全局域化和电子能谱的量子化。量子点材料的研究是一个涉及多科学的交叉领域研究，因而其名称也是多种多样的。例如，材料科学家称之为超细颗粒；晶体学家称之为微晶、纳米晶粒；原子分子物理学家称之为量子点。不同学科在量子点领域的交汇，一方面丰富了研究思想和方法，另一方面也开拓了应用领域和潜在的市场。 量子点的分类 量子点有很多种分类方法：按其集合形状可以分为箱形量子点、圆盘形量子点、球形量子点、四面体形量子点、圆柱形量子点、透镜形量子点和外场诱导量子点等；按其材料组成，可分为元素半导体量子点、化合物半导体量子点、半导