中，形成固溶CUu6S纳米颗粒。Au原子半径要小于CUu 6S的原 子半径，当Au固溶进CuL 96S纳米材料内部时，形成固溶Cu1J6S纳米材料，使Cu1J 6S纳米 材料的晶格常数变小，从而导致XRD衍射峰向高角度偏移。并且纳米Au的催化氧化性促使 Cu2S氧化转换为热力学更为稳定的CUl.96S。又由于XRD仅能分析出固溶体母相成分，因此 固溶进入Cuh96S相中形成固溶体的Au相无法从XRD数据中表现；此外，由于Au-CuS_T_FW 中Au的含量相对于CuS的含量本身就较低，再加上450°C真空烧结后Au相固溶进入Cu1.96S 相中，使的Au含量降低，从而使存留的Au含量过低使XRD无法显示出Au相的存在。因此， Au-CuS_T_FW经过450°C真空烧结后所获得的Cuh96S-Cu2SOCJ^FW的XRD衍射峰表现为正 方相Cu 1.9βδ 和六方相Cu2S。
[0067] 为了进一步说明高温碳化烧结过程中金纳米的催化氧化性促使Cu2S氧化转换为 热力学更为稳定的CUl.96S，并且金纳米颗粒固溶进CUl. 96S形成固溶体，与以上（1)-(4)步 骤制备的Au-CuS_T_FW相比，本实施例增加 Au颗粒含量，制备Au (12min) -CuS_T_FW的对比 样，并且通过相同的高温碳化烧结工艺对Au (12min) -CuS_T_FW进行碳化，获得碳基固溶半 导"蝶翅"（CUl.96S@C_T_FW)，其XRD衍射图如图2 (c)所示。由图2 (c)所示，Cu2S的XRD衍 射峰基本消失，Cu1.96S的衍射峰更为明显。从而说明了金纳米颗粒催化氧化性促使Cu 2S氧 化转换为热力学更为稳定的CUl.96S。其中CUl.96S@C_T_FW的Cu h96S的（104)、（200)、（215) 和（109)晶面衍射峰相对于CUl.96S-Cu2S@C_T_FW的XRD衍射峰进一步向右偏移。从而说明 了更多Au纳米颗粒固溶进CUu6S形成更多的Cu1^6S固溶体，进一步减小Cu 1^6S晶格常数， XRD衍射峰向高角度偏移。
[0068] 图3为碳基复合固溶半导体纳米颗粒薄膜（CUl^S-Cu2S@C_T_FW)的透射电镜图， 透射电镜通过形貌观察和高分辨、衍射环的分析对Cu1.96S-Cu2S@C_T_FW的形貌及物相进行 了更为直观和深入的分析。由图3(a)、（b)和（d)所示，CUl.96S-Cu2S复合成分纳米颗粒均 匀覆盖在T_FW的AQPS表面，紧密排列聚集成纳米薄膜。由图3 (c)所示，从HRTEM图中可 以清晰的观察到晶面间距dCu2S(102) = 0· 24nm、dCUl.96S(110) = 0· 28nm的高分辨晶格条 纹。由 CuL96S-Cu2S@C_T_FW 的 SAED 图（图 3(d)插图）所示，CuL96S-Cu2S@C_T_FW 透射电 镜衍射环分别对应于六方相Cu2S (JCPDS card no. 26-1116)的（002)、（110)晶面和正方相 CUl.96S(JCPDS card ηο·29-0578)的（110)、（104)、（115)晶面。综上所述，所制备的碳基复 合固溶半导体"蝶翅"为纳米Cu196S和Cu2S复合功能材料。
[0069] 本实施例的文中和图中各简写和标号的含义为：
[0070] Au-CuS_T_FW为：具有减反射微观结构的沉积有Au-CuS纳米颗粒的蝶翅；
[0071 ] CuS_T_FW为：具有减反射微观结构的沉积有CuS纳米颗粒的蝶翅；
[0072] CUl.96S/Cu2S@C_T_FW为：具有减反射微观结构的碳基复合半导体纳米颗粒系统 (对比例）；
[0073] CUl^S-Cu2S@C_T_FW为：具有减反射微观结构的复合固溶半导体耦合的碳基纳米 颗粒薄膜（实施例）；
[0074] CUl.96S@C_T_FW为：具有减反射微观结构的碳基固溶半导纳米颗粒系统（对比 例）；
[0075] Au (12min) -CuS_T_FW :相比Au-CuS_T_FW，增加 Au含量的具有减反射微观结构的 Au-CuS纳米颗粒系统；
[0076] T_FW为：具有减反射微观结构的裳凤蝶前翅；
[0077] C_T_FW为：具有减反射微观结构的碳基裳凤蝶前翅；
[0078] AQPS为：减反射准周期性微纳结构；
[0079] BlueTec eta plus_Cu为：德国布鲁斯铜基蓝膜。
[0080] 图4为本实施例产物Cuh96S-Cu2SOCJ^FW以及其他样品C_T_FW、T_FW和BlueTec eta plus_Cu在波长范围为300-2500nm的光吸收图谱。为了研究Cuh96S-Cu2SOCJ^FW的光 学性能，在此对比了 Cuh96S-Cu2SOdFWh C_T_FW、T_FW 和 BlueTec eta plus_Cu 在波长范 围为300-2500nm的光吸收图谱。如图4所示，与图中其他样品相比，Cu1.96S-Cu 2S@C_T_FW在 近红外光波段具有最优异的光吸收性能。并且在476nm和608nm处具有一个较小的光吸收 峰和一个宽峰腰的光吸收峰（示于图4插图），其中476nm处的较小光吸收峰来自于Cu2S纳 米材料的光吸收，608nm处的宽峰腰光吸收峰来自于Cu1J6S纳米材料的光吸收。同时，由于 Cu2S和CUl.96S半导体纳米材料的载荷子的等离子体震荡效应，促使其在近红外光波段具有 良好的吸收性能。此外Cu2S和CUl.96S半导体载荷子等离子振荡、激子跃迀，及近邻等离子 体相互作用与碳基AQPS耦合，实现功能结构与功能材料一体化，从而进一步加强宽波段光 吸收，特别是加强宽波段红外光吸收。与具有优异太阳能光吸收、光热转换性能的BlueTec eta plus_Cu相比，在300-2500nm的光波长范围内，Cuh96S-Cu2SOCJ^FW的平均光吸取提高 了 78. 5%。
[0081 ] 图5 (a)为不同光功率的980nm红外光照射下Cu1.96S-Cu2S@C_T_FW红外传感薄 膜的光电流随时间变化曲线图，在测试过程中设定5V偏压；(b)为在光功率分别为0和 0. 166mW/mm2的980nm的红外光照射下Cu U6S-Cu2SOCJ^FW红外传感薄膜的光电流随时间 变化曲线图，在测试过程中设定5V偏压。为了研究CUl.96S-Cu2S@C_T_FW的红外探测性能， 本研究采用980nm红外激光器正入射照射CUl.96S-Cu2S@C_T_FW红外传感薄膜的中心位置， 光斑直径为5mm。由图5(a)所不，随着入射光的光功率增加，光电流逐渐升高。并且表现 出良好的可重复性。并且由图5(a)可见，在光照初期，电流迅速升高，特别是在关闭光源 时，电流几乎直线下降，从而说明了光生电流的产生。在光照中、后期，电流增长速度逐渐减 慢，出现缓慢增长趋势；并且在红外激光关闭的中、后期，电流降低速度也逐渐减缓，电流缓 慢降低，其电流变换趋势近似于温度变化趋势，从而说明了光热效应导致材料温度升高，电 阻降低，电流增加。CUl.96S-Cu2S@C_T_FW红外传感材料的红外光电效应过程如下：1.吸收光 子，产生激子（电子-空穴对）；2.热致或电场作用致光生激子的电子-空穴对分离，形成 光生电流，增加电导；3.光热效应促使材料温度升高，导致电导增加，同时光热效应，提升 热致光生激子的电子-空穴对分离促进光生电流的产生。综上所述，当980nm的红外光照 射CUl.96S-Cu2S@C_T_FW红外传感薄膜时，由光电效应和光热效应共同促使C Ul.96S-Cu2S@C_ T_FW红外传感薄膜的电流升高，从而形成光热辅助光电效应。在非不对称照射下，入射光功 率为20. 8mW/mm2时，Cu U6S-Cu2SOCJ^FW红外传感材料的红外响应变化达44. 9%。比碳纳 米管0. 7%、4. 26%的红外光响应变化值要大的多，比单壁碳纳米管-硫化铜复合材料在对 称红外照射时的28. 7%的红外光响应变化值大，比还原氧化石墨烯-硫化铅复合材料对称 红外照射时的43%的红外光响应变化值也要大。此外，当入射光功率为20. 8mW/mm2时仅光 照25s(总照射时间的8. 3% )的时候电流增加到了总增加电流的50%。由图5(b)所示， 当光功率降低至0. 166mW/mm2时，依然具有较明显的光电响应。
[0082] 图6为Cu1.96S-Cu2S@C_T_FW红外传感材料在红外光照（980nm，12. lmW/mm2)和非红 外光照的情况下的I-V曲线对比图。由图6所示，产物Cuu6S-Cu2SOCLI^FW表现出"线"型 金属特性I-V曲线。当红外光照射时，I-V线的斜率明显增大（电导升高），当关闭光源使， I-V线恢复至照射前的状态。并且通过连续3次重复性光源开启与关闭I-V曲线测试，其相 互覆盖的I-V线进一步表面了 CUl.96S-Cu2S@C_T_FW红外传感薄膜的红外响应的可重复性。 图7为CUl.96S-Cu2S@C_T_FW红外传感薄膜的光电流vs. 9