Luận án Chế tạo các cấu trúc nano vàng, bạc dạng hoa, lá trên silic để sử dụng trong nhận biết một số phân tử hữu cơ bằng tán xạ raman tăng cường bề mặt

 trò quan trọng trong dung dịch lắng đọng. Cụ thể, sau quá 
trình phản ứng (3.3), SiO2 sẽ dần hình thành trên bề mặt tấm Si. Sau một khoảng 
thời gian nhất định lớp ôxít này sẽ bao phủ toàn bộ bề mặt tấm Si và nó ngăn cản sự 
chuyển điện tử từ bề mặt Si tới ion Ag+ và làm cho quá trình lắng đọng bị ngừng lại. 
Để quá trình lắng đọng Ag lên trên bề mặt Si được tiếp tục diễn ra thì trong dung 
dịch lắng đọng cần có thêm HF và HF sẽ hòa tan lớp SiO2 theo phương trình (3.4). 
Từ cơ chế trình bày ở trên ta có thể giải thích được sự thay đổi của hình thái 
các AgNPs khi các thông số chế tạo thay đổi. Theo đó, khi các điều kiện khác giữ 
cố định, nồng độ AgNO3 trong dung dịch lắng đọng tăng lên dẫn tới mật độ các ion 
Ag+ trong dung dịch lắng đọng tăng lên, tốc độ phản ứng xảy ra nhanh hơn làm kích 
thước và mật độ của các AgNPs tăng lên. Khi mật độ các AgNPs trở nên quá dày, 
khoảng cách giữa các hạt rất nhỏ, các hạt lân cận nhau sẽ có xu hướng liên kết với 
nhau để tạo thành các đám nano với kích thước lớn hơn (Hình 3.3 (b) và (c)). 
Tương tự, khi thời gian lắng đọng tăng, kích thước và mật độ hạt sẽ tăng dẫn tới sự 
xuất hiện của các đám nano Ag với kích thước lớn trên bề mặt Si khi thời gian lắng 
đọng là quá dài (Hình 3.4 (c)). 
3.4. Nghiên cứu chế tạo các cấu trúc cành lá nano bạc trên Si 
3.4.1. Chế tạo các cành lá nanô bạc trên Si bằng phương pháp lắng đọng hóa học 
Quy trình chế tạo các cành lá nanô bạc (AgNDs) trên Si bằng phương pháp 
lắng đọng hóa học được trình bày chi tiết trong mục 3.1. Các kết quả chế tạo thu 
được như sau: 
Hình 3.5 trình bày các ảnh SEM của bề mặt mẫu Si sau khi được lắng đọng 
hóa học Ag trong thời gian 15 phút ở nhiệt độ phòng trong dung dịch có chứa 4.8 M 
HF và AgNO3 với nồng độ AgNO3 thay đổi. Có thể dễ dàng thấy rằng hình thái cấu 
trúc của Ag được lắng đọng lên trên bề mặt Si phụ thuộc vào nồng độ AgNO3 trong 
dung dịch lắng đọng và các AgNDs cũng sẽ chỉ được tạo thành trên bề mặt Si khi 
nồng độ AgNO3 là đủ lớn. Cụ thể, khi nồng độ AgNO3 là thấp (0,25 mM), các 
AgNPs với kích thước trong khoảng 80 – 200 nm được hình thành với mật độ khá 
dày trên bề mặt Si (Hình 3.5 (a)). Khi nồng độ AgNO3 tăng lên 1 mM, các AgNPs 
sẽ lan rộng ra theo chiều ngang tạo thành một lớp Ag bao phủ gần như kín toàn bộ 
bề mặt Si (Hình 3.5 (b)). Khi nồng độ AgNO3 là 2,5 mM, một lớp các AgNPs mới 
62 
được hình thành và mọc chồng lên trên bề mặt của lớp Ag cũ (Hình 3.5 (c)). Khi 
nồng độ của AgNO3 là 5 mM, quá trình mọc chồng của các lớp Ag sẽ tiếp tục xảy ra 
cùng với đó kích thước của các hạt Ag cũng trở nên lớn hơn và bắt đầu hình thành 
các thanh nano Ag mọc vuông góc với bề mặt Si (Hình 3.5 (d)). Tại nồng độ 10 
mM AgNO3, chúng ta thấy rõ rằng các thanh nano Ag (với chiều dài vài chục µm) 
được hình thành trên bề mặt Si (Hình 3.5 (e)). Cuối cùng, tại nồng độ 20 mM 
AgNO3 (Hình 3.5 (f)), các nhánh phụ được mọc ra từ các thanh nano Ag và các 
AgNDs đã được hình thành trên bề mặt của Si. Có thể thấy rõ rằng cấu trúc AgNDs 
là một cấu trúc đa bậc (multi-hierarchical structure) và cấu trúc AgNDs mà chúng 
tôi chế tạo được có cấu trúc phân nhánh bậc 2. Nghĩa là mỗi AgNDs sẽ bao gồm 
một nhánh chính dài với các nhánh phụ ngắn mọc hai bên thân của nhánh chính. 
Đường kính của nhánh chính là khoảng một vài trăm nm, và chiều dài của nó lên 
đến hàng chục µm, các nhánh phụ có độ dài khoảng vài µm. 
Hình 3.5. Ảnh SEM bề mặt của các cấu trúc nanô Ag được lắng đọng hóa 
học lên trên Si trong 15 phút ở nhiệt độ phòng trong dung dịch 4.8 M 
HF/AgNO3 với nồng độ AgNO3 thay đổi: (a) 0,25 mM, (b) 1 mM, (c) 2,5 
mM, (d) 5 mM, (e) 10 mM và (f) 20 mM. 
Ảnh SEM với độ phóng đại thấp hơn của bề mặt Si sau khi được lắng đọng 
hóa học trong dung dịch 4.8 M HF và 20 mM AgNO3 (Hình 3.6) cho thấy rằng mật 
độ các AgNDs trên bề mặt Si là khá dày và phân bố đồng đều trên toàn bộ bề mặt 
của Si. Quá trình chế tạo cũng cho thấy rằng, khi nồng độ của AgNO3 lớn hơn 
20 mM, mật độ AgNDs trên Si sẽ trở nên quá dày, xuất hiện các nhánh Ag bị 
gẫy ra trên bề mặt đồng thời chúng cũng dễ bị bong ra khỏi đế Si khi tiến 
63 
hành rửa mẫu sau chế tạo. Do vậy, chúng tôi đã chọn nồng độ AgNO3 bằng 
20 mM cho các nghiên cứu tiếp theo của mình. 
Hình 3.6. Ảnh SEM bề mặt với độ phóng đại khác nhau của các AgNFs được lắng 
đọng hóa học trên Si trong dung dịch 4.8 M HF và 20 mM AgNO3. 
Để xác định cấu trúc tinh thể của các cành lá được hình thành trên bề mặt Si 
sau quá trình lắng đọng chúng tôi đã tiến hành ghi phổ nhiễu xạ tia X (XRD) của 
mẫu chế tạo được. Kết quả XRD thu được (Hình 3.7) chứng tỏ rằng các cành lá trên 
bề mặt Si chính là Ag ở dạng tinh thể. Cụ thể hơn, giản đồ XRD cho thấy các đỉnh 
(111), (200) và (220) của tinh thể Ag với cấu trúc lập phương tâm mặt [39,40,164]. 
Các đỉnh nhiễu xạ có cường độ mạnh và sắc nét cho thấy rằng các AgNDs được kết 
tinh tốt. Cường độ của đỉnh Ag (111) mạnh hơn nhiều so với các đỉnh khác chứng 
tỏ rằng sự mọc các AgNDs chủ yếu theo hướng tinh thể (111). 
Hình 3.7. Giản đồ nhiễu xạ tia X (XRD) của đế Si sau khi được lắng đọng các 
AgNDs trong 15 phút ở nhiệt độ phòng trong dung dịch 4.8 M HF/20 mM AgNO3. 
Tiếp theo, chúng tôi khảo sát ảnh hưởng của thời gian lắng đọng lên hình 
thái cấu trúc của các AgNDs được lắng đọng hóa học lên trên bề mặt Si. Các kết 
quả thu được được trình bày trên Hình 3.8. Có thể thấy rằng, thời gian lắng đọng 
64 
ảnh hưởng chủ yếu đến mật độ của các AgNDs được hình thành trên Si. Cụ thể, khi 
thời gian lắng đọng là 10 phút, các AgNDs đã được hình thành trên bề mặt Si, tuy 
vậy mật độ các AgNDs lúc này còn khá thưa (Hình 3.8 (a)). Khi thời gian tăng lên 
đến 15 phút, mật độ các AgNDs được hình thành trên bề mặt Si tăng lên khá dày 
(Hình 3.8 (b)). Khi thời gian lắng đọng tiếp tục tăng lên 20 phút, do mật độ các 
AgNDs trở nên quá dày, các AgNDs nằm chồng chất lên nhau làm cho các nhánh 
phụ bị gãy tạo ra sự không đồng đều trên bề mặt, đồng thời các AgNDs lúc này rất 
dễ bị bong ra khỏi bề mặt Si trong quá trình rửa mẫu sau khi chế tạo. Như vậy, thời 
gian lắng đọng tối ưu đối với các mẫu AgNDs mà chúng tôi chế tạo được là 15 phút 
(Hình 3.8 (b)). Các kết quả về chế tạo AgNDs bằng phương pháp lắng đọng hóa học 
đã được công bố trên Adv. Nat. Sci.: Nanosci. Nanotechnol năm 2016 [100]. 
Hình 3.8. Ảnh SEM của các AgNDs trên Si được lắng đọng hóa học 
trong dung dịch 4.8 M HF/20 mM AgNO3 với thời gian lắng đọng 
thay đổi: (a) 10; (b) 15; và (c) 20 phút. 
3.4.2. Chế tạo các cành lá nanô Ag trên Si bằng phương pháp lắng đọng điện hóa 
Mặc dù đã thu được kết quả khá khả quan trong việc chế tạo các AgNDs trên 
Si bằng phương pháp lắng đọng hóa học, nhưng hình dạng của các AgNDs mà 
chúng tôi chế tạo được vẫn chưa đạt được cấu trúc đa bậc như mong muốn. Đồng 
thời, từ các kinh nghiệm nghiên cứu trong lắng đọng và ăn mòn Si, chúng tôi cho 
rằng có thể cải thiện được hình dạng cấu trúc của các AgNDs bằng việc sử dụng 
thêm một điện thế áp đặt ngoài để thúc đẩy và làm ổn định quá trình lắng đọng. 
Chính vì vậy chúng tôi đã sử dụng phương pháp lắng đọng điện hóa để tạo ra các 
AgNDs trên bề mặt Si. Quy trình chế tạo các AgNDs trên Si bằng phương pháp 
lắng đọng điện hóa đã được trình bày chi tiết trong mục 3.2. Các kết quả thu được 
được minh họa trong Hình 3.9. 
65 
Hình 3.9. Ảnh SEM bề mặt của các đế AgNDs@Si được chế tạo bằng lắng đọng 
điện hóa 15 phút ở nhiệt độ phòng trong dung dịch 4.8 M HF/20 mM AgNO3 với 
điện thế ngoài tương ứng là: (a) 5; (b) 10, (c) 12 và (d) 15V. 
Hình 3.9 là ảnh SEM của các AgNDs trên Si được chế tạo bằng phương pháp 
lắng đọng điện hóa ở chế độ ổn thế với các điện thế đã sử dụng khác nhau (5, 10, 12 
và 15V), trong dung dịch 4.8 M HF/20 mM AgNO3 (dung dịch mà chúng tôi đã 
dùng để chế tạo được các AgNDs trên Si bằng phương pháp lắng đọng hóa học), 
trong thời gian 15 phút ở nhiệt độ phòng. Có thể thấy rằng khi điện thế ngoài áp đặt 
là 5V, các AgNDs đã được tạo ra trên bề mặt Si. Các AgNDs có hình thái cấu trúc 
giống như lá cây dương xỉ và sự phân nhánh của các AgNDs mới ở cấp 2 (một 
nhánh chính và các nhánh phụ mọc hai bên nhánh chính) (Hình 3.9 (a)). Khi điện 
thế ngoài tăng lên đến 10V, các AgNDs lúc này bắt đầu có sự phân nhánh bậc 3. Cụ 
thể, như được chỉ ra trong Hình 3.9 (b), các nhánh phụ mọc hai bên của nhánh chính 
lúc này bắt đầu trở thành một nhánh chính bậc 2 để cho các nhánh phụ nhỏ hơn mọc 
lên ra từ hai bên nó. Tiếp theo, khi hiệu điện thế là 12V (Hình 3.9 (c)), lúc này các 
AgNDs đã hoàn toàn phân nhánh bậc 3 tạo ra một cấu trúc cành lá khá đẹp và đồng 
đều. Tuy vậy, khi tiếp tục tăng điện thế ngoài lên 15V, sự đồng đều về cấu trúc và 
trật tự của AgNDs lúc này bị phá vỡ và có một số nhánh phụ bị gãy ra khỏi nhánh 
chính (Hình 3.9 (d)). Như vậy, có thể thấy rằng mẫu chế tạo ở điện thế ngoài 12V sẽ 
có được cấu trúc hình thái đẹp nhất. 
66 
Ảnh SEM so sánh hai mẫu Si được lắng đọng hóa học (Hình 3.10 (a) và (b)) 
và lắng đọng điện hóa (ổn thế 12V) (Hình 3.10 (c) và (d)) các AgNDs lên trên bề 
mặt Si trong cùng dung dịch lắng đọng (HF/AgNO3 = 4.8 M/20 mM) và thời gian 
lắng đọng (15 phút) ở nhiệt độ phòng cho thấy rõ rằng trong cùng một điều kiện chế 
tạo, các AgNDs được lắng đọng điện hóa có cấu trúc hình thái tốt hơn hẳn so với 
các mẫu được lắng đọng hóa học. Cụ thể, sự phân nhánh của các AgNDs được lắng 
đọng điện hóa (bậc 3 – hai loại nhánh chính và các nhánh phụ hai bên) là tốt hơn so 
với các AgNDs được lắng đọng hóa học (bậc 2 – 1 nhánh chính và các nhánh phụ 
hai bên), cho nên trong cùng một đơn vị diện tích số lượng các nhánh phụ của các 
AgNDs được lắng đọng điện hóa sẽ nhiều hơn. Bên cạnh đó, các AgNDs được lắng 
đọng điện hóa cũng cũng sắp xếp lại với nhau theo một trật tự tốt hơn, đồng đều 
hơn. Đây là một kết quả rất đáng chú ý vì cho tới nay các AgNDs trên Si chủ yếu 
được chế tạo bằng lắng đọng hóa học. 
Hình 3.10. Ảnh SEM bề mặt của các đế AgND trên Si được chế tạo 
bằng lắng đọng hóa học (a, b) và lắng đọng điện hóa (ổn thế 12 V) (c, d) 
trong 15 phút trong cùng một dung dịch lắng đọng. 
Kết quả XRD của các mẫu sau quá trình lắng đọng điện hóa (Hình 3.11) 
chứng minh được thành phần hóa học và chất lượng tinh thể của các cành lá hình 
thành trên bề mặt Si. Tương tự như mẫu được lắng đọng hóa học, giản đồ XRD của 
mẫu được lắng đọng điện hóa cũng cho thấy rõ các đỉnh (111), (200) và (220) với 
67 
cường độ khá mạnh và nhọn của tinh thể Ag với cấu trúc lập phương tâm mặt 
[35,38,152]. Cường độ của đỉnh Ag (111) mạnh hơn nhiều so với các đỉnh khác, 
cho thấy sự mọc của các AgNDs chủ yếu theo hướng của mặt phẳng tinh thể (111). 
20 30 40 50 60 70
(220)
C
­
ên
g 
®
é 
(®
.v
.t
.y
)
2 (®é)
(111)
(200)
Hình 3.11. Giản đồ XRD của AgNDs được lắng đọng điện hóa lên trên bề mặt Si. 
 Bên cạnh việc sử dụng chế độ ổn thế để lắng đọng các AgNDs lên trên bề 
mặt Si, chúng tôi cũng tiến hành lắng đọng điện hóa các AgNDs lên trên Si ở chế độ 
ổn dòng, với mật độ dòng điện được thay đổi từ 1-4 mA/cm2. Dung dịch được 
chúng tôi sử dụng để lắng đọng vẫn là dung dịch chứa 4.8 M HF và 20 mM AgNO3 
và thời gian lắng đọng là 15 phút. Trên Hình 3.12 là ảnh SEM bề mặt của các 
AgNDs được lắng đọng lên trên bề mặt Si trong các thí nghiệm trên. Có thể dễ dàng 
thấy một lần nữa rằng, điện áp ngoài có ảnh hưởng đến cấu trúc hình thái và sự 
phân nhánh của các AgNDs được lắng đọng lên trên bề mặt Si. Cụ thể, khi mật độ 
dòng điện lắng đọng còn thấp (1 mA/cm2 - Hình 3.12 (a)), các AgNDs được tạo ra 
trên bề mặt Si mới chỉ bắt đầu có sự phân nhánh bậc 2. Khi mật độ dòng tăng lên 
đến 2 mA/cm2 (Hình 3.12 (b)), các AgNDs bắt đầu có sự phân nhánh bậc 3. Khi 
mật độ dòng điện lắng đọng tăng lên 3 mA/cm2, các AgNDs được hình thành trên 
bề mặt Si lúc này hầu như đã phân nhánh bậc 3 hoàn toàn và bắt đầu có sự phân 
nhánh bậc 4, điều này làm cho mật độ các nhánh trên một cành lá trở nên rất dày 
(Hình 3.12 (c)). Tiếp theo, khi mật độ dòng tăng lên đến 4 mA/cm2 (Hình 3.12 (d)), 
các lớp AgNDs tiếp tục được hình thành và chồng lên nhau tạo ra một sự mất đồng 
đều, mặt khác do mật độ các nhánh được hình thành trên một cành lá là quá dày dẫn 
68 
đến một số nhánh phụ nhỏ bị gãy. Các kết trên cho thấy mật độ dòng điện lắng đọng 
là 3 mA/cm2 sẽ cho các lá bạc đồng đều nhất. 
Hình 3.12. Ảnh SEM bề mặt của các AgNDs trên Si được chế tạo bằng lắng 
đọng điện hóa trong 15 phút trong dung dịch nước chứa 4.8 M HF/20 mM 
AgNO3 với các mật độ dòng tương ứng: (a) 1; (b) 2; (c) 3; và (d) 4 mA/cm
Hình 3.13. Ảnh SEM bề mặt của các đế AgND trên Si được chế tạo bằng lắng 
đọng điện hóa ở chế độ ổn thế 12 V (a, b) và ổn dòng 3mA/cm2 (c, d) trong 15 
phút trong cùng một dung dịch lắng đọng. 
Chúng tôi đã tiến hành so sánh hình thái cấu trúc của các AgNDs được lắng 
đọng điện hóa lên trên bề mặt Si ở chế độ ổn thế (12 V) với các mẫu được lắng 
đọng ở chế độ ổn dòng (3mA/cm2) và thấy rằng các AgNDs chế tạo bằng ổn dòng 
69 
có hình thái tốt hơn. Điều này có thể được quan sát thấy trong Hình 3.13. Cụ thể, 
như quan sát thấy trong Hình 3.13 ((a) và (b)), các AgNDs được lắng đọng ổn thế 
trên bề mặt Si có sự phân nhánh bậc 3 trong khi đó các cành lá Ag được lắng đọng 
ổn dòng thì bắt đầu có sự phân nhánh bậc 4. Chính vì vậy, trên một thân cây, số 
lượng nhánh của mẫu được lắng đọng ổn dòng trở nên lớn hơn nhiều. 
Như vậy, bằng việc sử dụng phương pháp lắng đọng điện hóa (ở cả hai chế độ 
ổn thế và ổn dòng), chúng tôi đã chế tạo thành công các AgNDs với cấu trúc hình 
dạng giống như các lá dương xỉ với các cấp độ phân nhánh khác nhau và có thể điều 
khiển được thông qua việc thay đổi các điều kiện chế tạo. Các AgNDs được lắng 
đọng điện hóa có được sự phân nhánh đa bậc và trật tự sắp xếp tốt hơn rất nhiều so 
với mẫu lắng đọng hóa học trong cùng điều kiện chế tạo và do đó hứa hẹn sẽ trở 
thành một loại đế SERS có được sự tăng cường tín hiệu Raman lớn. Đây cũng là 
một kết quả mới của chúng tôi trong công nghệ chế tạo các đế SERS. Các kết quả 
về chế tạo AgNDs bằng phương pháp lắng đọng điện hóa đã được công bố trên 
Adv. Nat. Sci.: Nanosci. Nanotechnol. năm 2016 [100] và J. Electron. Mater. năm 
2017 [102]. 
3.4.3. Cơ chế hình thành cành lá nano bạc 
Hình 3.14. a) Mô phỏng tập hợp giới hạn bởi khuếch tán của 3000 hạt ngẫu nhiên 
[172]; b) Minh họa quá trình gắn vào có định hướng của các hạt nano [173]. 
Cơ chế hình thành nguyên tử Ag trên Si đã được trình bày tại mục 3.3.2. 
Tiếp theo, chúng tôi trình bày cơ chế hình thành cấu trúc nano kim loại dendrites 
(cành lá nano bạc – AgNDs) trên Si. Cho đến nay, cơ chế hình thành các AgNDs 
vẫn chưa thực sự được làm rõ. Tuy nhiên, hầu hết các nhà nghiên cứu đều cho rằng 
sự hình thành của các cấu trúc nano kim loại dendrites có thể được giải thích thông 
qua mô hình tập hợp giới hạn bởi khuếch tán (Diffusion-limited aggregation - DLA) 
70 
và sự gắn vào có định hướng (Oriented attachment - OA). Hai mô hình này được 
minh họa trong Hình 3.14. 
Mô hình DLA (Hình 3.14 (a)) được đề xuất bởi Witten năm 1981 [172]. 
DLA thường được sử dụng để mô tả sự phát triển của cấu trúc dendrites (cành lá) 
được điều khiển bởi quá trình khuếch tán trong một điều kiện không cân bằng liên 
quan đến một cụm hạt mà các hạt khác liên tục được bổ sung từ dung dịch và gắn 
một lần tại một điểm rìa của cụm. Các hạt tiếp theo được bổ sung cũng sẽ tiến đến 
và gắn vào cụm. Mô hình DLA cung cấp cho chúng ta cái nhìn thực sự hữu ích cho 
sự hình thành cấu trúc Ag nano dendrites mà không cần có sự trợ giúp từ các yếu tố 
bên ngoài, chẳng hạn điện trường hoặc từ trường bên ngoài [174]. DLA cũng có thể 
giải thích tốt cho mô hình phân dạng (fractal) trong các phản ứng không cân bằng 
[175]. Cấu trúc được hình thành như trên được đặt tên là cây Brown (Brownian tree 
- BT). Trong số các thông số khác nhau kiểm soát sự hình thành của một cây BT 
trong DLA, quãng đường đi tự do trung bình hoặc kích thước hạt ngẫu nhiên của 
một hạt khuếch tán là chìa khóa để xác định kích thước của một BT [178]. Chẳng 
hạn, một hạt có quãng đường tự do trung bình lớn hơn có thể có khả năng tiếp cận 
trung tâm của cây BT kết quả làm cho kích thước của cây BT nhỏ hơn. Hệ số 
khuếch tán và kích thước hạt tham gia vào quá trình tập hợp được biểu diễn bằng 
biểu thức sau [178,179]: 
 = 4 D.t (3.6) 
D = (kBT)/(6 a) (3.7) 
Trong đó là trung bình bình phương khoảng cách di chuyển của hạt 
tham gia DLA, D là hệ số khuếch tán, t là thời gian di chuyển của hạt, kB là hằng số 
Boltzmann, T là nhiệt độ (0K), μ là độ nhớt của dung dịch, a là bán kính hạt tham 
gia tập hợp DLA. 
Trong khi đó mô hình OA (Hình 3.14 (b)) được đề xuất bởi Penn và Banfield 
năm 1998 [176]. Hiện nay OA được chấp nhận rộng rãi như một lĩnh vực trong vật 
liệu nano, từ chấm lượng tử, dây nano, ống nano cho đến các cấu trúc phân nhánh 
phức tạp [177]. OA đề cập đến một chế độ mà theo đó các hạt nano tinh thể ở gần 
nhau sẽ căn chỉnh hướng tinh thể trước khi kết hợp lại với nhau thành một tinh thể 
đồng nhất giống như mô tả trong Hình 3.14 (b). 
71 
Theo nhóm nghiên cứu của W. F. Cai, chúng ta không thể phủ nhận khuếch 
tán của tiền chất Ag đóng vai trò quan trọng trong quá trình hình thành cấu trúc 
dendrites [175]. Sự hình thành các cụm nguyên tử Ag xảy ra bằng cách kết dính các 
hạt ngẫu nhiên để tạo thành mầm Ag và sau đó các mầm tạo thành là cơ sở cho sự 
phát triển tiếp theo của cấu trúc dendrites. Với sự gia tăng của tốc độ khuếch tán 
(được quyết định bởi nồng độ tiền chất AgNO3), cấu trúc dendrites trở nên dài hơn 
và góc giữa thân và nhánh lớn hơn so với trường hợp tốc độ khuếch tán thấp. 
Khuếch tán nhanh tạo điều kiện cho tất cả các mặt (góc, cạnh) đều nhân được hạt 
Ag; trong khi điều kiện khuếch tán chậm hơn số lượng các hạt Ag cung cấp cho sự 
phát triển của cấu trúc dendrites bị hạn chế. Cùng với đó, theo các nhà nghiên cứu, 
động lực chính cho quá trình phát triển tinh thể là làm giảm năng lượng bề mặt 
[173,181,182]. Theo đó, hình thái học bề mặt của Ag được khuyến khích mọc theo 
hướng làm giảm năng lượng bề mặt. Đối với Ag tinh thể (FCC) của chúng tôi thứ tự 
năng lượng bề mặt là {110} > {100} > {111}. Như vậy, các mặt {111} có năng 
lượng thấp hơn sẽ có điều kiện tốt hơn để mọc thành các thân (nhánh) của cấu trúc 
dendrites. Theo thời gian nồng độ AgNO3 giảm, các hạt Ag mới sẽ liên tục xuất 
hiện, đồng thời cũng bị khuếch tán liên tục về phía nhân ban đầu và gắn vào với 
nhau có định hướng (ở đây là theo cùng một hướng tinh thể) trên các bề mặt {111} 
của nhân để tạo ra cấu trúc dendrites [181]. 
Hình 3.15. Sơ đồ minh họa quá trình hình thành AgNDs trên đế [181]. 
Bằng phân tích trên, cơ chế hình thành cấu trúc Ag nano dendrites (cành lá) 
có thể minh họa trên Hình 3.15. Đầu tiên các ion Ag+ sẽ được khử thành Ag nguyên 
tố trực tiếp trên bề mặt Si. Tiếp theo, các nguyên tử Ag khác khuếch tán liên tục về 
72 
phía các hạt Ag ban đầu để hình thành nên các đám AgNPs (nhân) với kích thước 
lớn hơn. Cuối cùng các nhân sẽ gắn vào với nhau có theo cùng định hướng tinh thể 
để hình thành nên các thanh và dây nano Ag. Các thanh và dây này sẽ trở thành các 
nhánh chính (xương sống - backbone) của các cành lá. Khi nhánh chính mọc dài ra 
thì các nhánh phụ ngắn mới cũng sẽ liên tục được hình thành trên nhánh chính tạo 
ra một cấu trúc có dạng giống như là lá cây dương xỉ. Đặc biệt hơn, các nhánh phụ 
này cũng có thể trở thành một nhánh chính để mọc ra các nhánh phụ ngắn hơn. Điều 
này giúp cho cấu trúc cành lá trở nên là một cấu trúc đa bậc (multi-hierarchical 
structure) [183]. Cũng cần lưu ý thêm rằng, đối với trường hợp lắng đọng điện hóa 
cựa âm (Si) và cực dương (platin) được đặt song song và đối diện với nhau, nên khi 
có điện áp ngoài áp đặt, điện trường giữa hai cực dương và âm có thể coi như là 
điện trường đều. Điện trường đều này tác dụng lực culong như nhau lên các ion Ag+ 
nằm trong phần không gian giữa hai điện cực, làm cho các io