Кристаллография, 2019, T. 64, № 4, стр. 590-595
Структура цинковых нанотрубок
М. В. Здоровец 1, 2, 3, *, А. Л. Козловский 1, 2
1 Институт ядерной физики Министерства энергетики Республики Казахстан
Алматы, Казахстан
2 Евразийский национальный университет
Астана, Казахстан
3 Уральский Федеральный университет имени первого Президента России Б.Н. Ельцина
Екатеринбург, Россия
* E-mail: mzdorovets@gmail.com
Поступила в редакцию 27.09.2017
После доработки 31.01.2018
Принята к публикации 26.04.2018
Аннотация
Рассмотрено получение нанотрубок на основе Zn путем электрохимического синтеза в поры шаблонных полимерных матриц. Установлено, что с уменьшением среднего размера кристаллитов в синтезированных нанотрубках снижается количество дефектов, а также происходит увеличение степени кристалличности. Количество дефектов напрямую влияет на структурные свойства Zn-нанотрубок. Однако при разности потенциалов 2.0 В наблюдается неконтролируемый процесс роста нанотрубок, в результате которого происходит формирование аморфных включений в кристаллическую структуру нанотрубок, что приводит к их частичному разрушению.
ВВЕДЕНИЕ
В настоящее время значительные усилия исследовательских групп направлены на синтез и изучение свойств металлических одномерных материалов или металлических нанотрубок (НТ)/нанопроволок [1–5]. Это связано с перспективностью их применения в оптоэлектронике, фотоэлектрохимии, катализе, медицине и т.д. Возможность контроля и регулирования физических и химических свойств таких наноструктур вызывает к ним все больший интерес, что способствует расширению области использования наноматериалов.
Одним из наиболее перспективных материалов для получения наноструктур является Zn, так как он относительно безопасен биологически, обладает низкой токсичностью и биосовместимостью. Поэтому он может применяться в различных конфигурациях наноструктур (нанопроволоки, наночастицы, НТ) [6–14]. Также для Zn-наноматериалов характерны как полупроводниковые, так и пьезоэлектрические свойства. Это явление служит основой для создания электромеханически связанных датчиков и преобразователей. Практическое применение сенсоров на основе цинка или оксида цинка ограничивается лишь отсутствием метода, обеспечивающего возможность контролируемого получения НТ с кристаллической структурой стенок. Для получения наноструктур на основе Zn и ZnO используют в основном методы химического осаждения металлов из паровой фазы, дугового разряда, лазерного испарения и шаблонный синтез. Среди них самым привлекательным является шаблонный синтез из-за удовлетворения требований стабильности и химической инертности. Шаблонный синтез позволяет получать округлые поры одинакового диаметра от десятков до сотен нанометров в шаблонных матрицах, которые являются удобным материалом для получения структурно однородных нанореплик.
В данной работе описан метод синтеза НТ на основе Zn путем электрохимического осаждения, а также изучена их морфология и проведена характеризация проводящих свойств. В качестве шаблона используется трековая мембрана на основе полиэтилентерефталата (ПЭТФ) толщиной 12 мкм с диаметрами пор 380 ± 10 нм. Успешное изготовление Zn-НТ открывает возможность их полномасштабного применения в качестве новых материалов в электронных и оптоэлектронных схемах [13–15] благодаря большой ширине запрещенной зоны (3.37 эВ), пьезоэлектрическим свойствам и высокой энергии связи экситонов (60 МэВ).
ЭКСПЕРИМЕНТАЛЬНАЯ ЧАСТЬ
Синтез Zn-НТ проводился в порах трековых мембран на основе ПЭТФ типа Hostaphan® производства фирмы Mitsubishi Polyester Film (Германия) толщиной 12 мкм с плотностью пор 4 × 107 см–2 и диаметром 400 нм. Активирование связей с группой СООН, образующихся на поверхности стенок пор в результате химического травления треков тяжелыми ионами, проводилось при УФ-сенсибилизации ПЭТФ-шаблонов. Эта процедура позволила создать на стенках пор локализованные заряженные состояния, которые способствовали получению трубчатой формы на этапе электрохимического осаждения.
Электрохимическое осаждение в треки шаблонной матрицы проводилось при разности потенциалов 1.25–2.0 В с шагом 0.25 В в потенциостатическом режиме. Состав электролита для получения Zn-НТ: ZnSO4 · 7H2O – 360 г/л; NH4Cl – 30 г/л; 3H2O · CH3COONa – 15 г/л; аскорбиновая кислота – 120 г/л.
Структуру и характеристические размеры синтезированных НТ исследовали методом растровой электронной микроскопии (РЭМ) в микроскопе Hitachi TM3030 с системой энергодисперсионного анализа (ЭДА) Bruker XFlash MIN SVE при ускоряющем напряжении 15 кВ. Изучение диаметров пор и внутренних диаметров, находящихся в ПЭТФ-шаблонах НТ, проводили манометрическим методом определения газопроницаемости, основанном на измерении изменения давления газа в замкнутой камере при давлении в интервале от 8 до 20 кПа с шагом 4 кПа. Рентгеноструктурный анализ (РСА) проводили на дифрактометре D8 ADVANCE ЕСО с использованием рентгеновской трубки с медным анодом и графитового монохроматора. Дифрактограммы записывали в диапазоне углов 2θ: 30°–110° с шагом 0.01°.
Для проведения эксперимента НТ освобождали от полимерной матрицы путем растворения ее в щелочном растворе. Для стравливания пленки использовали 9 М раствор NaOH.
РЕЗУЛЬТАТЫ И ИХ ОБСУЖДЕНИЕ
Немаловажную роль в процессе формирования наноструктур играет прикладываемая разность потенциалов, от которой напрямую зависят скорость образования ионов металла и скорость их диффузии в растворе. Изменение разности прикладываемых потенциалов влияет на скорость роста наноструктур. При разности потенциалов 1.25–1.5 В согласно двухкомпонентной модели формирования НТ преобладает поперечная составляющая скорости роста, которая отвечает за рост стенки. При увеличении разности потенциалов выше 1.5 В в процессе роста преобладает продольная составляющая скорости роста трубок, в результате чего трубки растут вдоль стенок пор быстрее, чем в ширину. Однако этот процесс сопровождается негативными факторами. При увеличении плотности тока за счет увеличения разности потенциалов на электродах в процессе роста наноструктур наблюдается адсорбция примесей водорода, анионов солей, а также гидроксидов, часть которых выпадает в осадок на поверхность шаблонной матрицы, но часть из образовавшегося осадка включается в кристаллическую структуру растущих в порах НТ. При этом с увеличением разности потенциалов в процессе электрохимического синтеза до 1.75 В и выше наблюдалось обильное выделение водорода, появление которого в растворе в процессе синтеза приводит к пассивированию анода. На рис. 1 представлены РЭМ-изображения поверхности шаблонной матрицы после осаждения при разных потенциалах осаждения.
При этом примеси, попавшие в структуру НТ, способны деформировать решетку кристаллитов. Образовавшиеся примеси на поверхности мембраны блокируют движение ионов металлов и тем самым пассивируют катод. Так как при электрохимическом синтезе ионы металлов подводятся по нормали к поверхности катода, блокировка мест роста способна изменить движение ионов к катоду и снизить скорость роста, что в свою очередь приводит к неравномерному заполнению пор металлом. Это подтверждается показанными на рис. 2 РЭМ-изображениями Zn-НТ, полученных при разных условиях осаждения.
Исходя из РЭМ-изображений была определена высота НТ, составившая 12 мкм, диаметры НТ соответствовали диаметру пор шаблонных матриц. Как видно из представленных РЭМ-изображений, с увеличением разности потенциалов до 2.0 В наблюдается частичное разрушение НТ, которое может быть обусловлено частичной аморфизацией структуры. При разности потенциалов 2.0 В в процессе синтеза наблюдается бурное выделение водорода, что препятствует полноценному формированию кристаллической структуры НТ.
Для определения влияния разности потенциалов на элементный состав НТ был применен метод ЭДА. На рис. 3 представлены ЭДА-спектры Zn-НТ, осажденных при различных разностях потенциалов.
Как видно из полученных данных, в результате процесса осаждения при разности потенциалов 1.25 В происходит образование оксидной фазы цинка с атомным соотношением Zn : O = 73 : 27. С увеличением прикладываемой разницы потенциалов происходит вытеснение оксидной фазы за счет преобладания полупотенциала восстановления Zn над образованием оксидной фазы ZnO. Однако при увеличении разности потенциалов до 2.0 В в структуре НТ наблюдается резкий рост содержания кислорода. Результаты ЭДА представлены в табл. 1.
Таблица 1.
Образец | Атомное соотношение |
---|---|
Zn 1.25 В | Zn73O27 |
Zn 1.50 В | Zn86O14 |
Zn 1.75 В | Zn100 |
Zn 2.00 В | Zn62O38 |
Наличие кислорода в структуре НТ подтверждает предположение о влиянии оксидных соединений на неравномерный рост НТ при разности потенциалов 2.0 В. Для подтверждения изменения кристаллической структуры и образования аморфных состояний в результате синтеза НТ при различных разностях потенциалов был проведен их РСА. На рис. 4 представлены рентгеновские дифрактограммы Zn-НТ. На дифрактограммах 1, 2 и 4 наблюдается наличие рефлексов оксидной фазы ZnO при 37°, 58°, 68°. С увеличением прикладываемой разности потенциалов в кристаллической структуре наблюдается уменьшение интенсивности пика оксидной фазы ZnO и при разности потенциалов 1.75 В на дифрактограмме 3 ZnO отсутствует, что также подтверждается данными ЭДА. Таким образом, при разности потенциалов 1.75 В методом электрохимического синтеза можно получить НТ из чистого Zn, без примесей оксидных фаз. При этом при разности потенциалов 2.0 В наблюдается резкое увеличение пиков, характерных для оксидных соединений, а также снижение интенсивности пиков, характерных для Zn-фазы. В табл. 2 приведены рентгенометрические данные исследуемых образцов, параметры кристаллической решетки а и с, а также результаты расчетов средних размеров кристаллитов по уравнению Шеррера (1):
где k = 0.9 – безразмерный коэффициент формы частиц (постоянная Шеррера); λ = 1.54 Å – длина волны рентгеновского излучения; β – полуширина рефлекса на полувысоте (FWHM); θ – угол дифракции (угол Брегга).Таблица 2.
Образец | Параметры гексагональной ячейки образца, Å (фаза Zn) | Средний размер кристаллитов, нм |
---|---|---|
Zn 1.25 В | а = 2.6650 ± 0.0008, с = 4.9273 ± 0.0050 |
41.52 ± 1.3 |
Zn 1.50 В | а = 2.6648 ± 0.0009, с = 4.9289±0.0053 |
37.15 ± 1.5 |
Zn 1.75 В | а = 2.6655±0.0006, с = 4.9231±0.0045 |
16.22 ± 1.2 |
Zn 2.0 В | а = 2.6837 ± 0.0011, с = 4.9567 ± 0.0011 |
65.13 ± 1.5 |
Как видно из расчетов, при уменьшении размеров кристаллитов от 41.52 нм для 1.25 В до 16.22 нм для 1.75 В наблюдается снижение интенсивности линий оксидной фазы. Увеличение разности потенциалов до 2.0 В при синтезе приводит к резкому увеличению размеров кристаллитов до 65.13 нм, что обусловлено наличием оксидных соединений в структуре, которые приводят к ее аморфизации. Текстурные коэффициенты рассчитывались по формуле Харриса (2):
(2)
$TC(hkl) = {{\frac{{I(hkl)}}{{{{I}_{0}}(hkl)}}} \mathord{\left/ {\vphantom {{\frac{{I(hkl)}}{{{{I}_{0}}(hkl)}}} {\frac{1}{n}\sum {\frac{{I(hkl)}}{{{{I}_{0}}(hkl)}}} }}} \right. \kern-0em} {\frac{1}{n}\sum {\frac{{I(hkl)}}{{{{I}_{0}}(hkl)}}} }},$Таблица 3.
2θ, град | (hkl) | Текстурный коэффициент (hkl) | |||
---|---|---|---|---|---|
Zn73O27 | Zn86O14 | Zn100 | Zn62O38 | ||
36.296 | 002 | 0.840061 | 0.724619 | 0.703054 | 0.505704 |
38.992 | 100 | 1.045106 | 0.475531 | 1.047087 | 0.747537 |
43.231 | 101 | 3.408915 | 1.264461 | 3.278464 | 1.578647 |
82.102 | 112 | 0.535298 | 0.363604 | 1.083193 | 0.963223 |
83.765 | 200 | 0.356127 | 0.60911 | 0.674272 | |
86.557 | 201 | 0.58458 | 0.218961 | 1.10919 | 0.764732 |
109.12 | 203 | 0.169913 | 0.154211 |
Как видно из расчетов текстурных коэффициентов НТ, при разности потенциалов 1.75 В текстура поликристаллов многокомпонентна (101), (112), (201), а при разности потенциалов 2.0 В выделенные направления текстурированности НТ отсутствуют. При аппроксимации линий на рентгеновских дифрактограммах необходимым числом симметричных функций псевдо-Войта определена ширина зарегистрированных линий FWHM, которая позволила охарактеризовать совершенство кристаллической структуры и оценить степень кристалличности. На рис. 5 представлена диаграмма изменения степени кристалличности полученных образцов в зависимости от условий синтеза.
Согласно полученным данным, с уменьшением оксидных соединений в кристаллической структуре наблюдается увеличение степени кристалличности НТ, что обусловлено уменьшением количества аморфных включений в кристаллическую структуру. При этом с увеличением разности потенциалов до 2.0 В наблюдается резкая аморфизация кристаллической структуры НТ за счет образования оксидных соединений в структуре, что подтверждают РЭМ-изображения и результаты РСА. На рис. 6 представлены результаты детального изучения элементного состава аморфных областей в НТ, полученных при разности потенциалов 2.0 В.
Как видно из представленных данных, аморфные включения содержат большое количество кислорода, что приводит к неконтролируемому процессу аморфизации и частичному разрушению НТ. Также согласно литературным данным оксидные соединения Zn имеют большое количество собственных дефектов типа межузельных атомов Zn и вакансий кислорода, увеличение содержания которого может привести к сильной деформации кристаллической решетки [16, 17].
ЗАКЛЮЧЕНИЕ
Представлены результаты изучения влияния разности прикладываемых потенциалов на элементный состав и структурные свойства Zn-нанотрубок, полученных методом электрохимического осаждения. В результате проведенных исследований установлено, что изменение разности потенциалов приводит к изменению среднего размера кристаллитов и степени кристалличности НТ. Однако при разности потенциалов 2.0 В наблюдается неконтролируемый процесс роста НТ, в результате которого происходит формирование аморфных включений в кристаллическую структуру НТ, что приводит к их частичному разрушению.
Список литературы
Shao P., Ji G., Chen P. // J. Membr. Sci. 2005. V. 255. P. 1.
Edmondson M.J., Zhou W.Z., Sieber S.A. et al. // Adv. Mater. 2001. V. 13. P. 1608.
Nielsch K., Wehrspohn R.B., Barthel J. et al. // Appl. Phys. Lett. 2001. V. 79. P. 1360.
Murali K.R. // Mater. Lett. 2005. V. 59. P. 15.
Beard M.C., Turner G.M., Schmuttenmaer C.A. // Nano Lett. 2002. V. 2. № 9. P. 983.
Ramanathan S., Patibandla S., Bandyopadhyay S. et al. // J. Mater. Sci. Mater. Electron. 2006. V. 17. P. 651.
Han X.H., Wang G.Z., Tao Q. et al. // Appl. Phys. Lett. 2005. V. 86. P. 223106.
Hui Kyung Park, Bong Seob Yang, Sanghyun Park et al. // J. Alloys Compd. 2014. № 605. P. 124.
Park W.I., Kim J.S., Yi G.C., Lee H.J. // Adv. Mater. 2005. V. 17. P. 1393.
Mofor A.C., Bakin A., Chejarla U. et al. // Superlattices Microstruct. 2007. V. 42. P. 415.
Park D.J., Lee J.Y., Kim D.C. et al. // Appl. Phys. Lett. 2007. V. 91. P. 143115.
Studenikin S.A., Golege N., Cocivera M. // J. Appl. Phys. 1998. V. 83. № 4. P. 2104.
Asomoza R., Malodonado H., Olvera M.D. // J. Mater. Sci. Mater. Electron. 2000. V. 11. № 5. P. 383.
Fan Z.Y., Dutta D., Chien C.J. et al. // Appl. Phys. Lett. 2006. V. 89. P. 213110.
Martinson A.B.F., Elam J.W., Hupp J.T., Pellin M.J. // Nano Lett. 2007. V. 7. P. 2183.
Grundmann M., Zúñiga-Pérez J. // Phys. Status Solidi. B. 2016. V. 253. № 2. P. 351.
Yan Q., Rinke P., Winkelnkemper M. et al. // Appl. Phys. Lett. 2012. V. 101 № 15. P. 152105.
Дополнительные материалы отсутствуют.
Инструменты
Кристаллография