CN102674692A - 一种高浓度PbSe量子点硅酸盐玻璃的制备方法 - Google Patents

Abstract

本发明公开了一种高浓度PbSe量子点硅酸盐玻璃，由如下质量百分比的原料制成：SiO₂：45～70％；B₂O₃：3～10％；Al₂O₃：3～10％；ZnO：5～20％；AlF₃：1～7％；Na₂O：10～25％；PbO：3～10％；ZnSe：2～8％；按上述质量百分比称取原料，在球磨机中混合均匀后置于密闭坩埚中，然后在1380～1600℃高温熔融0.5～2h，将熔融体倾倒在金属模具上，在空气气氛中快速冷却，得到黄色透明玻璃，然后对黄色透明玻璃进行热处理，在500～650℃热处理1～20h，取出在空气中急冷至室温，得到黑色玻璃，即为高浓度PbSe量子点硅酸盐玻璃。本发明可到较高浓度的PbSe量子点硅酸盐玻璃。PbSe量子点在玻璃基质中的体积比可高达2～4％，高于采用Se作为硒源时的掺杂体积比。

Description

一种高浓度PbSe量子点硅酸盐玻璃的制备方法

(一)技术领域

本发明涉及光通信技术和纳米材料制备领域，具体涉及一种含较高浓度PbSe量子点的硅酸盐玻璃的制备方法。 

(二)背景技术

半导体量子点及其光学特性是人们的研究热点。在众多的量子点种类中，IV-VI族半导体量子点(例如PbSe、PbS)由于其强的光学吸收和荧光辐射特性，受到了人们的极大关注。研究表明，与天然稀土元素(如铒、铥等)掺杂的光纤器件比较，由PbSe量子点构成的光纤放大器具有宽带宽、增益平坦等优点；PbSe量子点光纤激光器具有泵浦效率高、饱和浓度低和光纤饱和长度短等特点，展现了PbSe量子点在光增益器件方面的广阔应用前景。 

制备量子点的方法很多，如分子束外延法、溶胶-凝胶法、本体聚合法、高温熔融法等。其中，熔融法是近年来人们关注的热点之一。融熔法通过热处理处理，直接在玻璃基质中生长量子点，形成了量子点与基底玻璃之间的介电限域效应，从而增强了量子点的荧光辐射。同时，玻璃基质为量子点提供了稳定的基底环境，使得量子点的热稳定性和化学稳定性都得到了提高。 

对熔融法制备PbSe量子点硅酸盐玻璃曾有一些报道。例如：Chang J，Liu C，Heo J.Optical properties of PbSe quantum dots doped in borosilicate glass[J].J.Non-Crys.Solids，2009，355(37-42)：1897～1899报道，将PbSe掺入到SiO₂-B₂O₃-ZnO-K₂O中，通过温度≤510℃条件下的热处理，获得了含PbSe量子点的硅酸盐玻璃。Silva R S，Morais P C，Alcalde A M，et al.Optical properties of PbSe quantum dots  embedded in oxide glasses[J].J.Non-Crys.Solids，2006，352(32-35)：3522～3524.以PbO₂和Se作为量子点前驱体，通过热处理制备得到了含PbSe量子点的硅酸盐玻璃(SiO₂-Na₂CO₃-Al₂O₃-B₂O₃)。由于上述两种方法的热处理温度较低(≤510℃)，因此，制备得到的量子点数密度较低，粒度分布较窄，其PL峰FWHM约为200～400nm。且它们没有涉及热处理条件对PL强度和FWHM的影响，因而人们也无从得知硅酸盐玻璃中PbSe量子点PL辐射强度的具体情况。而PL强度及其FWHM对于量子点光电子器件非常重要和必须要了解的参量。 

CN201010546623.0用PbO和Se作为前驱体，制备了含PbSe量子点的硅酸盐玻璃(SiO₂-B₂O₃-Al₂O₃-ZnO-AlF₃-Na₂O)。但由于在制备过程中硅酸盐玻璃熔融温度较高(＞1350℃)，而Se在高温下极易挥发，因此，在基础配料中可用来形成PbSe量子点的Se含量实际并不高。大量的实验表明，采用该技术路线所能得到的量子点的掺杂体积比一般很难超过1％。而量子点掺杂体积比或浓度对于增益型器件(例如：量子点光放大器、量子点激光器)至关重要，要产生激射，掺杂体积比必须要达到一个较高的阈值(例如＞2％)。因此，人们希望有更高的掺杂体积比，来实现激射或高增益的量子点光电子器件。 

(三)发明内容

为了解决单质Se组分的高温易挥发的问题，本发明提供一种较高浓度PbSe量子点硅酸盐玻璃的制备方法，关键在于用高温下不易挥发的ZnSe来代替Se单质，制备得到较高浓度PbSe量子点的硅酸盐玻璃(PbSe QD SiO₂-B₂O₃-Al₂O₃-ZnO-AlF₃-Na₂O)。 

本发明采用的技术方案是： 

一种高浓度PbSe量子点硅酸盐玻璃的制备方法，所述高浓度PbSe量子点硅酸盐玻璃由如下质量百分比的原料制成： 

SiO₂：45～70％；B₂O₃：3～10％；Al₂O₃：3～10％；ZnO：5～20％；AlF₃：1～7％；NaO₂：10～25％；PbO：3～10％；ZnSe：2～8％； 

所述高浓度PbSe量子点硅酸盐玻璃由上述原料按以下方法制成：按上述质量百分比称取原料，混合均匀后置于密闭坩埚中，然后在1380～1600℃(优选1400～1500℃)高温熔融0.5～2h(优选1h)，将熔融体倾倒在金属模具上，在空气气氛中快速冷却，得到黄色透明玻璃，此时，玻璃中应无PbSe晶体生成。然后对黄色透明玻璃进行热处理，在500～650℃热处理1～20h(优选在530℃～600℃热处理处理5～10h)，取出在空气中急冷至室温，得到黑色玻璃，即为所述高浓度PbSe量子点硅酸盐玻璃。 

所述PbO、ZnSe的物质的量之比为1∶0.8～3，优选1∶1～2，最优选1∶1。 

所述各原料组分的配方优选为：SiO₂：56.50％；B₂O₃：4.33％；Al₂O₃：3.85％；ZnO：8.57％；AlF₃：2.12％；NaO₂：15.11％；PbO：3.78～6.78％；ZnSe：2.74～5.74％。 

更进一步，本发明所述高浓度PbSe量子点硅酸盐玻璃优选由如下质量百分比的原料制成：SiO₂：56.50％；B₂O₃：4.33％；Al₂O₃：3.85％；ZnO：8.57％；AlF₃：2.12％；Na₂O：15.11％；PbO：5.78％；ZnSe：3.74％。 

或优选所述高浓度PbSe量子点硅酸盐玻璃由如下质量百分比的原料制成：SiO₂：56.50％；B₂O₃：4.33％；Al₂O₃：3.85％；ZnO：8.57％； AlF₃：2.12％；Na₂O：15.11％；PbO：4.78％；ZnSe：4.74％。 

或优选所述高浓度PbSe量子点硅酸盐玻璃由如下质量百分比的原料制成：SiO₂：56.50％；B₂O₃：4.33％；Al₂O₃：3.85％；ZnO：8.57％；AlF₃：2.12％；Na₂O：15.11％；PbO：3.78％；ZnSe：5.74％。 

本发明采用熔融法制备含高浓度PbSe量子点的硅酸盐玻璃。玻璃基质配方选用SiO₂、B₂O₃、Al₂O₃、ZnO、AlF₃和NaO₂，选用PbO和ZnSe作为PbSe量子点的前驱体。与CN201010546623.0相比，主要区别在于采用ZnSe代替Se作为PbSe量子点的硒源，主要考虑以下两个因素：(1)单质Se易挥发(熔点：217℃，沸点：684.9℃)，而ZnSe熔点较高，可达1520℃，因此经高温熔融后，ZnSe基本都可留存在玻璃基质中，从而有利于形成PbSe量子点；(2)残余Zn形成的ZnO在玻璃体系中是中间体氧化物，这有利于玻璃中PbSe量子点晶体的形成。因此，经过这样处理，就可以得到较高浓度的PbSe量子点玻璃。 

本发明的原料组成：SiO₂和B₂O₃为网络形成体，Al₂O₃、ZnO为网络中间体，NaO₂为网络外体。Al₂O₃用来调节玻璃的形成能力，ZnO有助于量子点合成，能减少硫族元素的挥发，使玻璃中的量子点尺寸分布均一化，NaO₂作为助溶剂，AlF₃加速玻璃形成反应，降低玻璃液的黏度和表面张力，促进玻璃液的澄清和均化，并且作为量子点生长的有效晶核剂。PbO和ZnSe作为PbSe量子点的引入体或前驱体。 

本发明的目标是要形成高密度PbSe量子点，并且量子点的尺寸可控，从而具备所需的光学性能。技术关键是热处理过程中的热处理温度的高低和热处理时间的长短，以保证生成较高密度和一定尺寸的量子点晶粒。热处理过程即玻璃析晶过程是Pb²⁺和Se^2-离子扩散的过程，包括晶核形成和晶体生长两个阶段，热处理温度越高，晶核生长 速度越快，热处理时间越长，玻璃中的PbSe量子点尺寸越大。因此，通过优化控制热处理时间的长短和热处理温度的高低，可以得到高密度和所需尺寸PbSe量子点。 

与现有技术相比，本发明的技术效果在于：本发明采用高温熔融-热处理法，以ZnSe作为PbSe量子点的硒源，制备得到较高浓度的PbSe量子点硅酸盐玻璃。PbSe量子点在玻璃基质中的体积比可高达2～4％，高于采用Se作为硒源时的掺杂体积比。量子点有强烈的荧光发射，发光波长覆盖1400～2600nm，半高全宽FWHM可达530～570nm，其PL峰值强度和FWHM大于以Se为硒源时的情形。以ZnSe代替Se作为PbSe量子点的硒源，可有效避免Se组分的高温挥发，同时，残余Zn形成的ZnO有利于玻璃中PbSe量子点的析晶，从而提高了PbSe量子点在玻璃中的含量。本发明技术制备的PbSe量子点玻璃，可用来进一步制备成超带宽、高增益的红外光纤放大器。 

因此，本发明方法具有量子点尺寸可控、工艺简单、价格低廉等特点，可以通过与现今光纤制备技术相兼容的方式——光纤棒拉制，来直接拉制成量子点光纤，从而可进一步制备出量子点光纤放大器，具有比常规光纤放大器更优异的性能，具有宽光谱等特点。 

(四)附图说明

图1为实施例1、2、3制得的PbSe量子点硅酸盐玻璃的荧光光谱图，热处理时间为5h，图中G₂’、G₃’曲线来自于对比文献CN201010546623.0的图2、图4。 

图2为实施例4、5、6制得的PbSe量子点硅酸盐玻璃的荧光光谱图，热处理时间为10h。 

图3为实施例4、5、6制得的PbSe量子点硅酸盐玻璃的XRD图。 

图4为实施例4、5、6制得的PbSe量子点硅酸盐玻璃的TEM图。 

(五)具体实施方式

下面结合具体实施例对本发明进行进一步描述，但本发明的保护范围不限于此。 

实施例1： 

玻璃基质配方选用SiO₂、B₂O₃、Al₂O₃、ZnO、AlF₃和NaO₂，选用PbO和ZnSe作为PbSe量子点的前驱体，质量分数比为：SiO₂∶B₂O₃∶Al₂O₃∶ZnO∶AlF₃∶NaO₂∶PbO∶ZnSe＝56.50％∶4.33％∶3.85％∶8.57％∶2.12％∶15.11％∶5.78％∶3.74％。称取原料SiO₂：56.50g；B₂O₃：4.33g；Al₂O₃：3.85g；ZnO：8.57g；AlF₃：2.12g；NaO₂：15.11g；PbO：5.78g；ZnSe：3.74g，将上述化学原料置于球磨机搅拌均匀，取出后置于密闭的刚玉坩埚中，而后放入箱式电炉中，在1400℃高温熔融1h，然后将熔体倾倒在金属模上，急速冷却到室温，得到黄色玻璃。 

接着将玻璃放入箱式电炉中，在530℃热处理5h，取出在空气中急冷至室温，得到颜色纯黑的PbSe量子点硅酸盐玻璃样品(记为G₁)。由XRD、TEM测量等可知量子点尺寸约为5.68nm，掺杂体积比约为1％。荧光发射谱图如附图1中G₁曲线所示。 

实施例2： 

玻璃基质配方选用SiO₂、B₂O₃、Al₂O₃、ZnO、AlF₃和NaO₂，选用PbO和ZnSe作为PbSe量子点的前驱体，质量分数比为：SiO₂∶B₂O₃∶Al₂O₃∶ZnO∶AlF₃∶NaO₂∶PbO∶ZnSe＝56.50％∶4.33％∶3.85％∶8.57％∶2.12％∶15.11％∶5.78％∶3.74％。称取原料SiO₂：56.50g；B₂O₃：4.33g； Al₂O₃：3.85g；ZnO：8.57g；AlF₃：2.12g；NaO₂：15.11g；PbO：5.78g；ZnSe：3.74g，将上述化学原料置于球磨机搅拌均匀，取出后置于密闭的刚玉坩埚中，而后放入箱式电炉中，在1400℃高温熔融1h，然后将熔体倾倒在金属模上，急速冷却到室温，得到黄色玻璃。 

接着将玻璃放入箱式电炉中，在550℃热处理5h，取出在空气中急冷至室温，得到颜色纯黑的PbSe量子点硅酸盐玻璃样品(记为G₂)。由XRD、TEM测量等可知量子点尺寸约为7.53nm，掺杂体积比约为1.5％。荧光发射谱图如附图1中G₂曲线所示，其中G₂’曲线为对比文献CN201010546623.0实施例1所制得的PbSe量子点掺杂光纤材料的荧光发射图，即其说明书附图中的图2曲线，两者的热处理条件相同。 

实施例3： 

玻璃基质配方选用SiO₂、B₂O₃、Al₂O₃、ZnO、AlF₃和NaO₂，选用PbO和ZnSe作为PbSe量子点的前驱体，质量分数比为：SiO₂∶B₂O₃∶Al₂O₃∶ZnO∶AlF₃∶NaO₂∶PbO∶ZnSe＝56.50％∶4.33％∶3.85％∶8.57％∶2.12％∶15.11％∶5.78％∶3.74％。称取原料SiO₂：56.50g；B₂O₃：4.33g；Al₂O₃：3.85g；ZnO：8.57g；AlF₃：2.12g；NaO₂：15.11g；PbO：5.78g；ZnSe：3.74g，将上述化学原料置于球磨机搅拌均匀，取出后置于密闭的刚玉坩埚中，而后放入箱式电炉中，在1400℃高温熔融1h，然后将熔体倾倒在金属模上，急速冷却到室温，得到黄色玻璃。 

接着将玻璃放入箱式电炉中，在600℃热处理5h，取出在空气中急冷至室温，得到颜色纯黑的PbSe量子点硅酸盐玻璃样品(记为G₃)。由XRD、TEM测量等可知量子点尺寸约为8.09nm，掺杂体积比约为 2％。荧光发射谱图如附图1中G₃曲线所示，其中G₃’曲线为对比文献CN201010546623.0的实施例2所制得的PbSe量子点掺杂光纤材料的荧光发射图，即其说明书附图中的图4曲线，两者的热处理条件相同。 

实施例4： 

玻璃基质配方选用SiO₂、B₂O₃、Al₂O₃、ZnO、AlF₃和NaO₂，选用PbO和ZnSe作为PbSe量子点的前驱体，质量分数比为：SiO₂∶B₂O₃∶Al₂O₃∶ZnO∶AlF₃∶NaO₂∶PbO∶ZnSe＝56.50％∶4.33％∶3.85％∶8.57％∶2.12％∶15.11％∶5.78％∶3.74％。称取原料SiO₂：56.50g；B₂O₃：4.33g；Al₂O₃：3.85g；ZnO：8.57g；AlF₃：2.12g；NaO₂：15.11g；PbO：5.78g；ZnSe：3.74g，将上述化学原料置于球磨机搅拌均匀，取出后置于密闭的刚玉坩埚中，而后放入箱式电炉中，在1400℃高温熔融1h，然后将熔体倾倒在金属模上，急速冷却到室温，得到黄色玻璃。 

接着将玻璃放入箱式电炉中，在530℃热处理10h，取出在空气中急冷至室温，得到颜色纯黑的PbSe量子点硅酸盐玻璃样品(记为G₄)。由XRD、TEM测量等可知量子点尺寸约为5.99nm，掺杂体积比约为1％。PbSe量子点硅酸盐玻璃的XRD图如附图3中G₄曲线所示，透射电镜TEM图如附图4中图(a)、(d)所示，荧光发射谱图如附图2中G₄曲线所示。 

实施例5： 

玻璃基质配方选用SiO₂、B₂O₃、Al₂O₃、ZnO、AlF₃和NaO₂，选用PbO和ZnSe作为PbSe量子点的前驱体，质量分数比为：SiO₂∶B₂O₃∶Al₂O₃∶ZnO∶AlF₃∶NaO₂∶PbO∶ZnSe＝56.50％∶4.33％∶3.85％∶8.57％∶ 2.12％∶15.11％∶4.78％∶4.74％。称取原料SiO₂：56.50g；B₂O₃：4.33g；Al₂O₃：3.85g；ZnO：8.57g；AlF₃：2.12g；NaO₂：15.11g；PbO：4.78g；ZnSe：4.74g，将上述化学原料置于球磨机搅拌均匀，取出后置于密闭的刚玉坩埚中，而后放入箱式电炉中，在1400℃高温熔融1h，然后将熔体倾倒在金属模上，急速冷却到室温，得到黄色玻璃。 

接着将玻璃放入箱式电炉中，在550℃热处理10h，取出在空气中急冷至室温，得到颜色纯黑的PbSe量子点硅酸盐玻璃样品(记为G₅)。由XRD、TEM测量等可知量子点尺寸约为7.91nm，掺杂体积比约为2％。PbSe量子点硅酸盐玻璃的XRD图如附图3中G₅曲线所示，透射电镜TEM图如附图4中图(b)、(e)所示，荧光发射谱图如附图2中G₅曲线所示。 

实施例6： 

玻璃基质配方选用SiO₂、B₂O₃、Al₂O₃、ZnO、AlF₃和NaO₂，选用PbO和ZnSe作为PbSe量子点的前驱体，质量分数比为：SiO₂∶B₂O₃∶Al₂O₃∶ZnO∶AlF₃∶NaO₂∶PbO∶ZnSe＝56.50％∶4.33％∶3.85％∶8.57％∶2.12％∶15.11％∶3.78％∶5.74％。称取原料SiO₂：56.50g；B₂O₃：4.33g；Al₂O₃：3.85g；ZnO：8.57g；AlF₃：2.12g；NaO₂：15.11g；PbO：3.78g；ZnSe：5.74g，将上述化学原料置于球磨机搅拌均匀，取出后置于密闭的刚玉坩埚中，而后放入箱式电炉中，在1400℃高温熔融1h，然后将熔体倾倒在金属模上，急速冷却到室温，得到黄色玻璃。 

接着将玻璃放入箱式电炉中，在600℃热处理10h，取出在空气中急冷至室温，得到颜色纯黑的PbSe量子点硅酸盐玻璃样品(记为G₆)。 由XRD、TEM测量等可知量子点尺寸约为8.93nm，掺杂体积比约为4％。PbSe量子点硅酸盐玻璃的XRD图如附图3中G₆曲线所示，透射电镜TEM图如附图4中图(c)、(f)所示，荧光发射谱图如附图2中G₆曲线所示。 

PbSe量子点的尺寸可用以下公式估算： 

$E_g\left(d\right)=E_g(\∞)+\frac{1}{{0.0105d}^2+0.2655d+0.0667}---\left(1\right)$

上式中d是PbSe量子点的有效直径，E_g(d)是PbSe量子点的有效带隙能，E_g(∞)是PbSe体材料的有效带隙能，E_g(∞)＝0.26eV。 

(1)式右边第2项中，包含了量子受限项(∞d^-2)、电子-空穴间库仑作用项(∞d^-1)和常数项(有效Rydberg能量)。取PL峰值波长能量为E_g(d)，将PL峰值波长代入公式(1)，即可计算得到量子点的直径d，计算结果与TEM的分析结果基本相符。 

由图1可见，随着热处理温度的升高，PbSe量子点的PL峰值波长红移，峰值强度逐渐降低。本技术制备的样品中，G₂和G₃中的量子点PL峰值强度和FWHM均大于CN201010546623.0同样热处理条件下的对比例，其增大倍数约为1.5～3。由于PL辐射强度正比于量子点数密度或浓度，因此，本文制备的量子点浓度高于CN201010546623.0，这与TEM图的结果一致。 

其中，本发明实施例1、2、3、4、5、6的PbO及ZnSe百分比用量要高于CN201010546623.0的实施例1和2的PbO和Se，这是CN201010546623.0配方中采用的原料的组成以及局限性所致。CN201010546623.0的配方中使用单质Se，而Se在高温下极易挥发。在高温熔融过程中，由于Se的挥发，在基础配料中可用来形成PbSe 量子点的剩余的Se含量实际并不高，因此无法有效利用Se，使用更多的Se也只是浪费。而本发明的配方采用熔点更高的ZnSe，使得玻璃基础配料中的Se得以留存，从而提高了合成的PbSe量子点的浓度，达到具有更高光学增益的性能效果。 

由图2可见，衍射峰对应PbSe立方晶体。随着热处理温度升高，量子点的衍射强度逐渐增加，表明量子点的结晶浓度随温度提高而增大。 

由图4可见，经过热处理后，玻璃中析出了分布较均匀并具有一定数密度分布的PbSe量子点，量子点与基质的体积比约为1%（图4a）、2%（图4b）和4%（图4c），对应量子点数密度分别为8.02×10²²m^-3（图4a）、9.05×10²²m^-3（图4b）和1.24×10²³m^-3（图4c），即在相同的热处理时间的条件下，随着热处理温度的升高，量子点的掺杂体积比增大。 

由公式(1)可知，在热处理时间为5h的条件下，G₁、G₂、G₃量子点的平均尺寸分别约为5.68nm、7.53nm、8.09nm；在热处理时间为10h的条件下，G₄、G₅、G₆量子点的平均尺寸分别约为5.99nm、7.91nm、8.93nm。因此，在相同的热处理时间的条件下，量子点的尺寸随着热处理温度的升高而增大。 

附表1列出了上述实施例所得到的结果。 

表1PbSe量子点硅酸盐玻璃的荧光光谱特性 

^*根据公式(1)计算。 

Claims (8)

1.一种高浓度PbSe量子点硅酸盐玻璃的制备方法，其特征在于所述高浓度PbSe量子点硅酸盐玻璃由如下质量百分比的原料制成：

SiO₂：45～70％；B₂O₃：3～10％；Al₂O₃：3～10％；ZnO：5～20％；AlF₃：1～7％；Na₂O：10～25％；PbO：3～10％；ZnSe：2～8％；所述高浓度PbSe量子点硅酸盐玻璃由上述原料按以下方法制成：按上述质量百分比称取原料，在球磨机中混合均匀后置于密闭坩埚中，然后在1380～1600℃高温熔融0.5～2h，将熔融体倾倒在金属模具上，在空气气氛中快速冷却，得到黄色透明玻璃，然后对黄色透明玻璃进行热处理，在500～650℃热处理1～20h，取出在空气中急冷至室温，得到黑色玻璃，即为所述高浓度PbSe量子点硅酸盐玻璃。

2.如权利要求1所述的方法，其特征在于所述高温熔融的温度为1400～1500℃。

3.如权利要求1所述的方法，其特征在于所述PbO、ZnSe的物质的量之比为1∶0.8～3。

4.如权利要求1所述的方法，其特征在于所述高浓度PbSe量子点硅酸盐玻璃由如下质量百分比的原料制成：SiO₂：56.50％；B₂O₃：4.33％；Al₂O₃：3.85％；ZnO：8.57％；AlF₃：2.12％；Na₂O：15.11％；PbO：3.78～6.78％；ZnSe：2.74～5.74％。

5.如权利要求1所述的方法，其特征在于所述高浓度PbSe量子点硅酸盐玻璃由如下质量百分比的原料制成：SiO₂：56.50％；B₂O₃：4.33％；Al₂O₃：3.85％；ZnO：8.57％；AlF₃：2.12％；Na₂O：15.11％；PbO：5.78％；ZnSe：3.74％。

6.如权利要求1所述的方法，其特征在于所述高浓度PbSe量子点硅酸盐玻璃由如下质量百分比的原料制成：SiO₂：56.50％；B₂O₃：4.33％；Al₂O₃：3.85％；ZnO：8.57％；AlF₃：2.12％；Na₂O：15.11％；PbO：4.78％；ZnSe：4.74％。

7.如权利要求1所述的方法，其特征在于所述高浓度PbSe量子点硅酸盐玻璃由如下质量百分比的原料制成：SiO₂：56.50％；B₂O₃：4.33％；Al₂O₃：3.85％；ZnO：8.57％；AlF₃：2.12％；Na₂O：15.11％；PbO：3.78％；ZnSe：5.74％。

8.如权利要求1所述的方法，其特征在于所述对黄色透明玻璃进行热处理，在530℃～600℃热处理5～10h，取出在空气中急冷至室温，得到黑色玻璃，即为所述高浓度PbSe量子点硅酸盐玻璃。

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