CsPbX3鈣鈦礦納米晶中Mn（Ⅱ）離子的可控摻雜及其發光性能研究

陳潔， 訚哲， 王立瑾， 李宇， 王帥冰， 林歐陽， 唐愛偉， 滕楓

（北京交通大學 物理科學與工程學院， 北京 100044）

1 引言

全無機鹵化鈣鈦礦最早是由Loredana Protesescu等于2015年采用高溫熱注射法合成[1]，由于其簡單的合成工藝、高光致發光量子產率（PLQY）、較窄的半峰寬以及可調諧的PL光譜成為當前最具潛力的光電材料之一[2-5]，相比于制備成本較高的硒化鎘（CdSe）[6]和磷化銦（InP）[7-8]等納米晶表現出獨特的優勢。過去的十年中，CsPbX3（X= Cl，Br，I）全無機鈣鈦礦蓬勃發展，不論在制備方面，還是在發光二極管、光電探測以及太陽能電池等應用領域均取得了巨大進展，具有非常廣闊的前景[9-13]。然而，其穩定性和Pb毒性問題極大地限制了該材料的實際應用[14-16]。因此，科研人員致力于尋找無毒或低毒的化學元素以替代傳統鈣鈦礦中有毒的Pb元素。目前最常用的替代元素包括Sn、Ge、Bi和Sb等[17-19]，通過將Pb全部取代，合成了多種具有相似結構的無鉛鈣鈦礦材料。然而，Pb的高離子電導率是鈣鈦礦納米晶具有高離子性的關鍵因素[20]，有助于Pb基鈣鈦礦保持高PLQY和穩定性[21]；此外，由于CsPbX3鈣鈦礦具有較小的Stokes位移，其發射譜比較單調，存在較強的重吸收效應[1]。因此，使用其他金屬離子部分替代Pb是一個可取途徑。

近幾年來，使用過渡金屬離子部分取代CsPbX3鈣鈦礦中的Pb多有報道[22-24]。其中，使用Mn2+進行部分摻雜的方法得到了廣泛關注。Mn2+的摻雜既可以減少鈣鈦礦中的Pb含量，降低毒性，又可以提高鈣鈦礦材料的穩定性以及光致發光效率，還能夠引入新的激子躍遷途徑從而改變材料的發射特性[25-28]。雖然在實驗過程中原料的投入量是一定的，但實際參與反應的量、Mn2+的摻雜比例根據實驗條件而定，不易控制。因此，探索納米晶的制備過程實現Mn2+的可控摻雜具有重要意義。此外，摻雜結構與合金結構在組成與發光方式方面均存在明顯不同，但目前尚未有研究在CsPbCl3∶Mn2+體系中的摻雜與合金化過程進行明確區分[29-31]。本文通過一步和兩步熱注射法合成了不同Pb∶Mn投料比的CsPbCl3∶Mn2+納米晶（NCs），對Mn2+的實際摻雜含量進行了大范圍和精確調控，有效控制了Mn2+的摻雜速率和實際摻雜含量，同時將所得樣品納米晶明確區分為合金結構和摻雜結構。合金結構中引入離子較多，且由多種物質組成；而摻雜結構只是微量引入摻雜離子，只會稍改變其晶格參數，而不會改變其原有的晶體結構。兩種結構中Mn2+的引入均顯著提高了材料的穩定性和光致發光量子產率，由3%分別提高至77%和66%。同時對兩種方法調控Mn2+摻雜量的反應機制進行了探究。為了實現光譜的可調性，使用一步熱注射法合成了一系列不同Br-含量的CsPb-（Clx/Br1-x）3∶Mn2+，將納米晶發光顏色從藍色調至橙色。

2 實驗

2.1 油酸銫前驅體的合成

CsPbCl3∶Mn2+鈣鈦礦均采用熱注射法合成，根據原料MnCl2加入的時間不同，將其分為一步法和兩步法。將2.5 mmol碳酸銫（Cs2CO3）、2.5 mL油酸（OA）與40 mL十八碳烯（ODE）混合置于四口燒瓶中，溫度升至120 ℃，真空環境下加熱30 min，之后通N2，保持120 ℃加熱，直至完全溶解。使用前需120 ℃預熱。

2.2 一步法

將0.7515 mmol氯化鉛（PbCl2）、0.7515 mmol氯化錳（MnCl2）和20 mL ODE、2 mL OA、2 mL油胺（OM）混合置于四口燒瓶中，在真空環境下升溫至120 ℃，并保持1 h；隨后將溫度升至180 ℃，快速注入1.6 mL油酸銫，立即冰水浴。將所得液體在6000 r/min的速度下離心15 min，倒掉上清液，將所得沉淀用5 mL正己烷溶解，再離心一次，將上清液倒入西林瓶中進行保存。

2.3 兩步法

首先使用上述一步法合成純CsPbCl3樣品。然后準備MnCl2的前驅體溶液：將MnCl2（0.7515 mmol）與7.5 mL ODE、1.5 mL OA、1.5 mL OM混合，真空情況下120 ℃加熱至完全溶解，使用前120 ℃預熱。最后將CsPbCl3加熱至120 ℃并保持5 min，向其中快速注入MnCl2的前驅體溶液，立即冰水??；隨后6000 r/min離心15 min，倒掉上清液，使用6 mL正己烷溶解沉淀，再離心一次，將上清液放在西林瓶中進行保存。調整MnCl2的使用量，得到不同Pb∶Mn的樣品。也可先合成CsMn-Cl3后加入PbCl2。

2.4 CsPb（Clx/Br3-x）∶Mn2+的合成

基于一步法，固定反應物Pb2+與Mn2+的量均為0.7515 mmol，調整鹵素比例（Cl∶Br），使得Br-取代Cl-的含量分別為25%、50%、75%、100%。

2.5 樣品表征

材料的形貌和尺寸使用JEM-1400（100 kV）透射電子顯微鏡（TEM）和JME-F200（200 kV）高分辨率透射電子顯微鏡（HRTEM）進行表征。材料的X射線衍射（XRD）譜使用輻射源為Cu Kα（λ= 0.154056 nm）的Bruker D8 Advance X射線衍射儀測定。樣品的X射線光電子能譜（XPS）使用輻射源為300 W、Al Kα的VG ESCALAB 220i-XL能譜儀進行表征。樣品的元素含量采用Nex-ION300x電感耦合等離子體質譜（ICP-MS）測定。材料的吸收光譜通過Ocean Optics USB 2000 分光光度計進行測量。材料的熒光壽命使用FLS1000瞬態穩態熒光光譜儀測量。材料的發光光譜和相對光致發光量子產率（PLQY）均采用FLUORAT-02-PANORAMA熒光光譜儀測定。以羅丹明B為標準參比物（QY為97%，溶劑為乙醇）測定PLQY，計算公式如下：

其中，η為量子產率；I為PL強度測量的積分面積；n為折射率（正己烷為1.375，乙醇為1.362）；A為激發波長處的吸光度，通常小于0.10。下標R表示羅丹明B, S表示所得樣品，所有數據均在365 nm激發波長下測量。所有測量均在室溫下進行。

3 結果與討論

3.1 CsPbCl3∶Mn2+ NCs的組分調控及發光性能

研究發現，Pb2+與Mn2+的投料比對于CsPbCl3∶Mn2+納米晶的合成起著決定性作用。因此，在本工作中，保持油酸銫的注入量一致，首先采用一步熱注射法合成了不同Pb∶Mn的納米晶。圖1（a）為所制備的CsPbCl3∶Mn2+鈣鈦礦納米晶的TEM和HRTEM圖像，隨著Mn2+投料量的增加，納米晶的尺寸明顯減小。一方面是由于半徑較小的Mn2+已經成功取代Pb2+，導致晶格收縮；另一方面是由于Mn2+引入后，表面電荷密度增加，由于電荷斥力的影響，帶負電荷的Cl-向表面擴散的過程會被抑制，從而導致尺寸減小[32]。HRTEM圖像顯示清晰的晶格條紋，表明所得納米晶具有良好的結晶性。Pb∶Mn=1∶1.0時的晶格間距（d=0.39 nm）略小于Pb∶Mn=1∶0時的晶格間距（d=0.40 nm）[21]，更加表明了Mn2+的引入。為了驗證引入Mn所處的狀態，我們對其進行了結構和成分分析。圖1（b）顯示了所得納米晶的XRD圖像，與標準卡片（PDF#180036）相比，含有Mn2+的CsPb-Cl3與不含Mn2+的CsPbCl3均具有相同的四方結構。我們可以明顯觀察到，隨著Mn含量的增加，衍射峰向大角度移動，這表明半徑較小的Mn2+取代了NCs中半徑較大的Pb2+，導致晶格收縮。這也進一步證明了Mn2+的成功引入。此外，隨著Mn2+投料量的增加，出現了CsMnCl3的衍射峰（紅色虛線框標注），兩種物質相互混合，這說明采用一步法合成的納米晶為合金結構。利用XPS對樣品中各元素的表面組成和化學狀態進行了分析（如圖1（c）、（d）所示）。不同Pb∶Mn投料比所合成的CsPbCl3∶Mn2+NCs都出現了額外的Mn信號，并且Mn和Pb均以二價形式存在。隨著Mn2+含量的增加，Pb2+的信號向高結合能輕微紅移，這主要是由于Mn2+取代Pb2+后晶場環境發生了改變。以上結果有力地證明了Mn2+進入晶格，占據了Pb2+的位置。

圖1 PbCl2定量時，一步法所合成的不同Pb∶Mn投料比的CsPbCl3∶Mn2+ NCs的TEM圖像（標尺為100 nm）和HRTEM圖像（a）、XRD譜（b）、XPS譜（（c）～（d））以及吸收光譜和光致發光光譜（λex=365 nm） （e）；（f）Pb∶Mn=1∶1.0時，不同反應時間下所合成的CsPbCl3∶Mn2+ NCs的光致發光光譜Fig.1 TEM images（the scale bar is 100 nm） and HRTEM images（a）， XRD pattern（b）， XPS patterns（（c）-（d）） and photoluminescence spectra（e） of CsPbCl3∶Mn2+ NCs with different Pb∶Mn feeding ratios synthesized by one-step method during PbCl2 quantification. （f）Photoluminescence spectra of CsPbCl3∶Mn2+ NCs synthesized by rough control method at different reaction time when Pb∶Mn=1∶1.0

另外對所得鈣鈦礦納米晶的發光性質進行了表征。圖1（e）為所合成的CsPbCl3∶Mn2+納米晶溶液的吸收光譜和在365 nm激發光下的光致發光光譜，所有樣品在365 nm處具有相同的吸光度?？梢钥闯?，隨著Mn2+投料量的增加，Mn2+與CsPbCl3合金化，使得納米晶尺寸減小，帶隙增大，激子吸收峰逐漸藍移。合成的CsPbCl3∶Mn2+NCs除了CsPbCl3固有的400 nm的激子發光峰外，均出現了610 nm左右的橙光發射，這來源于Mn2+的自旋禁止的4T1g→6A1gd-d躍遷[26-27]。但是，610 nm的發射峰強度明顯高于400 nm的發射峰，而且610 nm的發光峰強度隨著Mn2+投料量的增加先升高后降低，在Pb∶Mn=1∶1.0時達到最高，之后強度下降主要是由于Mn晶體場中交叉弛豫引起的非輻射躍遷[29]。我們還探究了反應時間對反應過程的影響，圖1（f）為Pb∶Mn=1∶1.0時所得樣品隨時間變化的光致發光圖像。反應時間為0 h時所得樣品的PL強度已經是最大值，說明該反應過程速率極快，不易控制，在注入油酸銫前驅體一瞬間即可完成反應，增加反應時間反而不利于該反應過程，只能對Mn2+的摻雜量進行大范圍調控。

為了對Mn2+的摻雜含量進行更精細的調控，控制反應速率，我們采用兩步熱注射法在相同Pb∶Mn投料比的情況下合成了CsPbCl3∶Mn2+NCs。圖2（a）為所得納米晶的TEM圖像，可以看出隨著Mn2+投料量的增加，納米晶的尺寸減小，說明Mn2+成功摻入；但在相同Pb∶Mn投料比下，兩步法所得納米晶的尺寸略大于一步法所得納米晶。進一步對兩步法所得納米晶的發光性質進行了研究，其PL光譜如圖2（b）所示，與一步法所得納米晶相同，均含有400 nm的激子發射峰和610 nm的Mn2+特征峰，且隨著Mn2+投料量的增加，400 nm的發射峰強度增強，但610 nm處Mn2+的特征峰強度明顯較低。對Pb∶Mn=1∶0和Pb∶Mn=1∶0.5的樣品分別測試其發光壽命，如圖2（c）、（d）所示，使用三指數衰減函數擬合本征激子發光和Mn2+特征發光的壽命（LT）衰減曲線，發現摻雜Mn2+后本征激子發光壽命下降（從33.5 ns下降到22.8 ns）。這也歸因于Mn2+摻雜使納米晶的光載流子復合路徑發生改變，部分能量從宿主激子轉移到Mn2+的摻雜能級上，從而加速了激子復合過程；另外，由于Mn2+離子的4T1g和6A1g電子態之間的自旋禁止躍遷，摻雜發光的壽命比本征激子發光的壽命長得多（0.637 msvs33.5 ns）。此外，對一步法和兩步法所得樣品的光致發光量子產率進行比較。圖2（e）為納米晶的PLQY曲線，與一步法相比，兩步法所得納米晶的PLQY略低，但仍能大幅提升CsPbCl3NCs的PLQY。這主要是因為Mn2+的摻雜引入了摻雜能級，激發到導帶的電子會部分轉移到摻雜能級，引起摻雜發光，進而減少非輻射復合消耗的電子數的緣故。以上現象與納米晶中實際Mn2+含量也密切相關，因此我們通過ICP對CsPbCl3∶Mn2+NCs中Mn2+的實際摻雜含量進行測定，如圖2（f）所示。在相同Pb∶Mn投料比的情況下，一步法比兩步法所得到的樣品納米晶中具有更高的Mn含量，且實際Mn2+含量與Mn2+投料量成正比。這合理解釋了與一步法所得納米晶相比，兩步法所得納米晶尺寸更大，610 nm的發射峰強度更弱；也進一步表明一步法是合金化過程，引入Mn2+較多，而兩步法是摻雜過程，只引入微量Mn2+。圖2（g）為所得納米晶溶液在紫外燈下的圖像。兩步法所得納米晶溶液能夠基本維持CsPbCl3NCs原有的發光顏色；而一步法在開始引入Mn2+時所得納米晶溶液就已經出現了Mn2+相關的明亮的橙色發光，掩蓋了CsPbCl3NCs在400 nm處的本征激子發光。這與兩種方法的實際Mn2+含量相一致。以上實驗均是在實驗體系中PbCl2定量的情況下進行的，通過單獨調控MnCl2的投料量即可實現對Mn2+摻雜量的調控。

圖2 PbCl2定量時，（a）兩步法合成的不同Pb∶Mn投料比的CsPbCl3∶Mn2+ NCs的TEM圖像（標尺為100 nm），（b）兩步法所合成的不同Pb∶Mn投料比的CsPbCl3∶Mn2+ NCs的光致發光光譜（插圖為放大圖），（c）兩步法合成的Pb∶Mn=1∶0和Pb∶Mn=1∶0.5的CsPbCl3∶Mn2+ NCs的本征激子發光壽命圖譜，（d）兩步法合成Pb∶Mn=1∶0.5的CsPbCl3∶Mn2+ NCs的Mn2+特征發光壽命圖譜；一步法和兩步法合成的CsPbCl3∶Mn2+ NCs的PLQY（e）、實際Mn含量與Pb∶Mn投料比的關系曲線（f）、正己烷溶液熒光照片（365 nm激發）（g）及兩種不同的形成機制示意圖（h）Fig.2 （a）TEM images（the scale bar is 100 nm） of CsPbCl3∶Mn2+ NCs with different Pb∶Mn feeding ratios synthesized by twostep method during PbCl2 quantification. （b）Photoluminescence spectra of CsPbCl3∶Mn2+ NCs with different Pb∶Mn feeding ratios synthesized by two-step method during PbCl2 quantification（inset is amplification of spectra）. （c）Intrinsic exciton luminescence lifetime of CsPbCl3∶Mn2+ NCs synthesized by two-step method with Pb∶Mn=1∶0 and Pb∶Mn=1∶0.5. （d）The characteristic luminescence lifetime of Mn2+ of CsPbCl3∶Mn2+ NCs synthesized by two-step method with Pb∶Mn=1∶0.5. PLQY（e）， the relationship between the real Mn content and the Pb∶Mn feeding ratio（f）， PL image of n-hexane solution NCs under 365 nm irradiation（g）， and schematic illustration of mechanisms（h） of CsPbCl3∶Mn2+ NCs synthesized by one-step and two-step methods

以上結果表明，在相同Pb∶Mn投料量下Mn2+的實際摻雜量存在巨大差異，兩步法可以更加精確調控Mn2+的摻雜含量。因此，我們認為一步法和兩步法在調控CsPbCl3∶Mn2+NCs中Mn2+的實際摻雜含量時存在兩種反應過程（如圖2（h）所示）。采用一步法進行粗略調控時，PbCl2和MnCl2同時存在于反應溶液中，Pb2+和Mn2+同時形成一定數目的[PbCl6]4-和[MnCl6]4-，在高溫下和Cs+直接結合形成CsPbCl3∶Mn2+NCs。采用兩步法進行精細調控時，最初反應體系中只存在PbCl2，先合成CsPb-Cl3NCs，之后再單獨注入MnCl2的前驅體溶液，此時新加入的Mn2+要取代晶格中的Pb2+，就需要克服Pb與晶格中周圍Cs、Cl之間的結合力，將[Pb-Cl6]4-八面體打開[33-34]，所以Mn2+的摻雜會更加困難。因此在Pb∶Mn投料比相同的情況下，一步法合成的納米晶比兩步法合成的納米晶實際Mn2+摻雜量更高，第二種方案更容易達到精細調控CsPbCl3NCs中實際Mn2+摻雜量的目的。

同時，我們采用兩步法先合成CsMnCl3NCs，再注入PbCl2前驅體溶液。由圖3（a）的光致發光光譜可以看出，剛合成的CsPbCl3∶Mn NCs溶液在Pb含量較少時僅顯示400 nm處的激子發射峰，610 nm與Mn相關的發射峰隨著Pb含量增加才慢慢顯現，但仍然強度較低，最終400 nm的光占主導。這說明此時仍然可以實現對Mn2+的精細調控。兩步法中向先合成的CsMnCl3中加入Pb2+，除了要克服Mn2+與周圍離子之間的形成能外，Pb2+的半徑較大，容易誘發正應力畸變，導致形成能提高，使反應不易進行，從而可以達到精細調控的目的。我們對其晶體結構進行了表征，圖3（b）為兩步法所得樣品的XRD圖像，隨著Pb-Cl2注射量的增加，納米晶由CsMnCl3相逐漸轉變為純CsPbCl3相，與一步法明顯不同的是兩步法合成的納米晶沒有出現CsMnCl3的衍射峰，Mn2+的加入沒有改變納米晶的晶體結構，證明此時合成的納米晶并不是合金結構，而是Mn2+摻雜的CsPbCl3NCs。

圖3 MnCl2定量時，兩步法所得納米晶的光致發光光譜（a）及XRD譜（b）Fig.3 Photoluminescence spectra（a） and XRD pattern（b） of NCs synthesized by two-step method during MnCl2 quantification

3.2 CsPbCl3∶Mn NCs的穩定性

對所得樣品進行了穩定性分析，圖4（a）為一步法進行粗調時所得納米晶在室溫下存放四周后的TEM圖像。純CsPbCl3相對水氧極不穩定，放置四周后已有部分樣品解離；而少量Mn2+合金化后的樣品形貌無明顯變化，Mn2+過多時會導致鈣鈦礦加速解離，不利于鈣鈦礦穩定性的提升。放置四周后樣品的XRD譜顯示Pb∶Mn投料比為1∶0.5和1∶1.0時鈣鈦礦晶相相對穩定（如圖4（b）所示）。圖4（c）為相對應的PL光譜與剛合成樣品的PL光譜對比，與剛合成的樣品相比，四周后樣品的發射峰強度均降低。Pb∶Mn=1∶1.0的樣品610 nm處的發射峰強度明顯降低，與Pb∶Mn=1∶0.5的樣品610 nm處的發光強度一致，而Pb∶Mn=1∶2.0的樣品放置四周后不再發光；同時，四周后樣品的發射峰位置發生一定程度的藍移，可能是四周后Mn2+析出，Mn2+-Mn2+對數目減少所致[35]。另外，對兩步法合成的摻雜結構進行穩定性分析，以Pb∶Mn=1∶1.0時的樣品為例，圖4（d）為所得納米晶在室溫下放置兩周后的TEM圖像。兩周后該樣品納米晶尺寸明顯增大，且已有CsMnCl3相析出；同時，400 nm的激子發射峰和600 nm的與Mn相關的發射峰強度均明顯降低，Pb∶Mn=1∶0.5與Pb∶Mn=1∶1.5時的樣品放置兩周后Mn2+的特征峰消失，Pb∶Mn=1∶2.0時的樣品兩周后不再發光。無論是合金結構的納米晶還是摻雜結構的納米晶，放置一段時間后雙峰強度均降低，但是合金結構的納米晶本征激子發射峰強度比摻雜結構降低較少。以上結果表明，進入鈣鈦礦晶格中的Mn2+可以有效地提高鈣鈦礦的穩定性。這主要是由于適量的Mn2+引入后會導致晶格收縮，使納米晶形成能提高；而且Mn2+的來源是MnCl2，會額外引入Cl-，減少鹵素空位，鈍化納米晶原有的表面缺陷，從而抑制非輻射復合的發生。但是，過量的Mn2+容易破壞鈣鈦礦晶格，加速鈣鈦礦解離。此外，一步法形成的合金結構對于鈣鈦礦穩定性的提升比兩步法合成的摻雜結構更加有利，這可能是由于兩步法合成時Mn2+進入鈣鈦礦晶格需要打開[PbCl6]4-八面體對鈣鈦礦晶格本身產生了輕微破壞所導致的。

3.3 CsPb（ClxBr3-x）∶Mn2+ NCs的合成及發光性能

根據以上研究結果可知，一步法熱注射法可以對Mn2+的實際摻雜含量進行大范圍調控，合成的納米晶中Mn2+含量更高，且發光性能更好，在此基礎上研究了鹵素離子對發光性能的影響。圖5（a）為CsPb（ClxBr3-x）∶Mn2+NCs的XRD譜，隨著Br-的增加，納米晶由CsPbCl3相逐漸向CsPbBr3相轉變。圖5（b）為CsPb（ClxBr3-x）∶Mn2+NCs光致發光光譜以及在紫外燈照射下的溶液圖像。通過觀察我們可以看到，隨著Br-含量由0%逐漸增加到100%，Br-和Cl-交換導致CsPbX3的激子發射峰逐漸紅移。然而，當Br-含量在0～50%時，存在Mn2+的特征峰；當Br-含量達到50%后，Mn2+的特征峰消失。這主要是由于CsPbBr3的能帶結構與Mn2+的4T1-6A1能級不匹配，因此在Br-含量較高的情況下不會出現Mn2+的特征峰。當Br-含量較低時，體系中以CsPbCl3為主要組成，大半徑的Br-的少量加入可以使鉛鹵八面體打開一個較大的空位，為Mn2+的摻雜提供了條件，從而使Mn的特征峰得以顯現。

圖5 Pb∶Mn=1∶1.0時，采用一步法熱注射法合成的不同Cl∶Br投料比的CsPb（ClxBr3-x）∶Mn2+ NCs的XRD圖像（a）和光致發光光譜（b），插圖為樣品的正己烷溶液在365 nm紫外燈照射下的圖片Fig.5 XRD pattern（a） and photoluminescence spectra（b） of CsPb（ClxBr3-x）∶Mn NCs with different Cl∶Br feeding ratios synthesized by one-step hot injection method during Pb∶Mn = 1∶1.0. Inset： colloidal solution in n-hexane under UV light（λ = 365 nm）

4 結論

本文揭示了CsPbCl3鈣鈦礦納米晶中Mn2+的可控摻雜途徑，通過控制反應體系中的Pb∶Mn投料比，采用一步法和兩步法對Mn2+的摻雜量進行了粗略和精細調控，有效控制Mn2+的摻雜速率，形成了合金和摻雜結構，分別將CsPbCl3鈣鈦礦納米晶的光致發光量子產率由3%提升到77%和66%，同時顯著提升了鈣鈦礦納米晶結構和發光的穩定性。進一步闡述了一步法和兩步法中CsPbCl3∶Mn2+NCs的形成過程，為Mn2+的可控摻雜提供了理論基礎，解決了Mn2+摻雜速率過快的問題。最后，通過對鹵素離子的調控，將CsPb-（ClxBr3-x）∶Mn2+NCs的發光顏色從藍光調至橙光，實現了發射光譜的可調性，為CsPbX3鈣鈦礦納米晶的顯示應用奠定了理論基礎。

本文專家審稿意見及作者回復內容的下載地址：http://cjl.lightpublishing.cn/thesisDetails#10.37188/CJL.20230278.