430nm的光致发光能量略低于带隙能量，因此预计这是由于电子从导带跃迁到受主能级所致。然而，目前尚不清楚哪种缺陷是碘化铜中的受主。

最近，利用计算化学中的密度泛函理论（DFT）讨论了碘化铜中受主能级的起源。图7-9显示了碘化铜中缺陷形成的能量与密度泛函理论计算的费米能量的关系。

根据该图，碘化铜中最稳定的受体是铜空位（VCu）。8因此，可以得出结论，430 nm处发光的起源是铜空位。

相反，已经报道了来自碘化铜深陷阱能级的光致发光信号；例如，Gao等人10报告了在紫外线照射下单晶碘化铜在680 nm处的发光。最近，Xia等人和Lin等人报告称，退火气氛（真空或碘蒸汽；图1b）改变了碘化铜薄膜在700 nm附近发射的光致发光强度。11,12然而，这些缺陷的来源当时仍不清楚。

2019年，通过实验研究碘化铜单晶的光学特性和使用合理模型进行DFT计算，我们的团队报告700 nm附近的光致发光起源可能归因于碘空位。在碘蒸汽中退火的碘化铜在约2.7 eV下表现出可见光吸收（图2a）。根据仔细研究，这种吸收的起源被指定为铜位上的取代碘原子。通常，由于铜离子（+1）和碘离子（-1）之间的电荷差，如图2b所示的碘化铜中的抗蚀结构是不稳定的。然而，离子松弛计算表明，反位缺陷通过c轴方向上的碘原子扩散而稳定，并且与相邻的碘原子形成共价键，如图2c所示。

这种结构类似于三碘化物离子，可以用“三中心四电子键”来解释

该模型可以很好地解释实验观察到的光学特性。然而，最近，Zang等人报道，710 nm处光致发光能量的来源是从VI到CuI的转变。这与我们的结论15不同，表明点缺陷引起光致发光的机制可能并不那么简单。这些研究人员专注于孤立点缺陷。然而，最近，密度泛函理论计算提出了VCu缺陷聚集的可能性。16因此，碘化铜中缺陷行为的研究仍然具有挑战性。

这些研究部分揭示了纯碘化铜中的荧光和着色源自特定缺陷。阐明荧光和着色的起源可以通过合成条件对光学性质进行主动控制。然而，实际器件的制造需要通过掺杂对光学或电学特性进行更严格的控制。作者认为，这些揭示本征缺陷行为的研究应有助于阐明掺杂碘化铜的荧光和电学性质。最近，有一些关于碘化铜掺杂的计算研究报道。

文献[18,19]中发现了CuI薄膜中VI、VCu、CuI和ICu的缺陷水平，并与实验结果进行了比较。表1显示了每种点缺陷的跃迁能级。

通过将实验结果中的发光峰与文献中点缺陷能级的能量进行匹配，可以清楚地看出404 nm处的发射是近带边发射，而412 nm处的发射对应于电子从导带底部的跃迁至VCu缺陷水平。

在Irich条件下，VCu的点缺陷更容易出现，在富铜条件下，缺陷密度大大降低。710nm处的发射对应于电子从VI缺陷能级到CuI缺陷能级的转变。根据表1，VI缺陷水平的位置为2.723 eV，CuI缺陷水平的位置为0.880 eV。

这两种点缺陷能级之间的能量极限为1.84ev，接近710nm处的发射峰能量。在居里条件下，VI和CuI的点缺陷数量很大，因此在710nm处发射很明显，但在富I条件下，这些点缺陷快速减少，使710 nm处的发射几乎消失。

测量了CuI薄膜的低温光致发光谱以验证我们的理论。图6（a）显示了CuI薄膜在285和215 K之间的低温PL光谱。随着温度降低，710 nm处的发射逐渐减弱，而其他发射峰保持相对稳定。图6（b）显示了CuI薄膜在205到95 K之间的低温PL光谱。710 nm处的缺陷发射进一步减弱并最终消失，而412 nm处的发射逐渐增强。图6（c）提供了图6（b）在390和450 nm之间的更多细节。

图2b显示了不同厚度的CuI薄膜的光致发光（PL）光谱。光致发光光谱显示出特征性的蓝光发射，在409 nm和418 nm处分别出现两个不同的峰。409 nm峰值与价带和导带之间的直接带间跃迁引起的近带边激子跃迁有关。11,26,27而418 nm处的发光峰被广泛认为来自缺陷，缺陷发射（DE）产生于导带到靠近价带最大值（VBM）的浅能级之间的过渡。浅层缺陷的潜在来源是铜空位，28尽管一些研究提出碘空位和碘填隙是其来源。29值得注意的是，从图2b的插图中可以看出，作为CuI膜厚度的函数，激子跃迁和DE的强度比有明显的调制，随着膜厚度的增加，DE减小，这强烈表明缺陷密度调制是膜厚度的函数，在较薄的膜中缺陷浓度相对较大。