Ultraviolett-Ozon-Abbau von MoS₂-Monolagen: Polycrystalline CVD-Filme vs. Exfoliierte Einkristall-Flocken

Zusammenfassung

Wir berichten über das unterschiedliche Oxidationsverhalten zwischen polykristallinen chemisch-gasphasenabgeschiedenen (CVD) und mechanisch exfoliierten einkristallinen MoS₂-Monolagen unter Ultraviolett-Ozon-Behandlung. Mit zunehmender UV-Ozon-Behandlungszeit von 0 auf 5 min verschwanden Photolumineszenz-Emission und Raman-Moden beider MoS₂, was strukturellen Abbau durch Oxidation nahelegt. Analysen mit optischer Absorption und Röntgenphotoelektronenspektroskopie (XPS) wiesen auf die Bildung von MoO₃ in beiden MoS₂ nach UV-Ozon-Behandlung hin. Zusätzlich führte UV-Ozon-Behandlung bei CVD-MoS₂ möglicherweise zur Bildung von Sauerstoffvacanzen, Molybdän-Oxysulfid oder Molybdän-Sulfaten. Die Messung des elektrischen Widerstands nach UV-Ozon-Behandlung deutete auf die Transformation von CVD-MoS₂ in dotiertes MoO₃ und von exfoliiertem MoS₂ in vernachlässigbar dotiertes MoO₃ hin. Diese Ergebnisse zeigen, dass die Kristallinität von Monolagen MoS₂ den Effekt der UV-Ozon-Behandlung stark beeinflussen kann, was wichtige Implikationen für die Bauelementintegration von MoS₂ und anderen zweidimensionalen Halbleitern hat.

Einleitung

Es besteht großes Interesse an Übergangsmetall-Dichalkogeniden (TMDs) wie MoS₂, da sie attraktive Möglichkeiten für verschiedene Bauelementanwendungen bieten, einschließlich Transistoren, optoelektronischen Bauelementen, Heterostrukturen, Sensoren und Elektrokatalyse [1, 2]. Die Existenz direkter Bandlücken in Monolagen TMDs macht diese zweidimensionalen Halbleiter besonders vielversprechend für optoelektronische Bauelemente [3, 4]. Kritische Herausforderungen bei der Fertigung TMD-basierter optoelektronischer Bauelemente wie Phototransistoren umfassen die Abscheidung von High-k-Dielektrika auf TMDs und das Dotieren von TMDs. Aufgrund der Abwesenheit von Dangling Bonds auf der TMD-Oberfläche ist es schwierig, High-k-Dielektrika auf TMDs abzuscheiden [5]. Zudem ist das Dotieren von TMDs herausfordernd, da die für Bulk-Halbleiter wie Silicium verwendete Substitutionsdotierung die zweidimensionale Struktur und Eigenschaften von Monolagen TMDs verändert [6].

Um diese Schwierigkeiten zu überwinden, wurde die Oberflächenfunktionalisierung von TMDs durch O₂-Plasma [7, 8] oder Ultraviolett-Ozon (UV-O₃) [9,10,11] vorgeschlagen. Obwohl diese Methoden die MoS₂-Oberfläche durch Oxidation funktionalisieren können, beeinflussen sie gleichzeitig Struktur und Eigenschaften von Monolagen MoS₂ [12,13,14,15,16]. Beispielsweise veränderten Oxidation durch O₂-Plasma oder UV-O₃-Behandlung die Raman-Schwingungsmoden und Photolumineszenz (PL) Emission von Monolagen MoS₂ [12, 16]. Da die meisten Studien auf Mikrometer-skalen Monolagen MoS₂-Flocken basierten, die durch mechanische Exfoliation aus Bulk-Einkristallen gewonnen wurden, ist wenig über ihre Wechselwirkung mit großflächigen Monolagen MoS₂-Dünnfilmen bekannt, die typischerweise polykristallin sind. Korngrenzen in polykristallinen Monolagen MoS₂ könnten höhere Reaktivität mit UV-O₃ erlauben als Einkristalle, was zu unterschiedlichem Oxidationsverhalten führt. Daher untersuchen wir in dieser Studie den Effekt von UV-O₃-Behandlung auf MoS₂-Monolagen, indem wir das Oxidationsverhalten von polykristallinen CVD-Dünnfilmen und mechanisch exfoliierten Einkristall-Flocken direkt vergleichen. Wir untersuchen systematisch die PL- und Raman-Spektren beider MoS₂-Monolagen für verschiedene Dauer der UV-O₃-Exposition. Wir untersuchen auch das Oxidationsverhalten beider MoS₂-Monolagen während UV-O₃-Behandlung mit Röntgenphotoelektronenspektroskopie (XPS). Wir messen weiterhin den elektrischen Widerstand von pristine und UV-O₃-behandelten MoS₂-Monolagen, um den Effekt der UV-O₃-Behandlung auf MoS₂-Monolagen zu verstehen.

Methoden

Monolagen MoS₂-Dünnfilme wurden auf (0001)-orientierten Saphirsubstraten (~ 1,5 × 1 cm²) durch CVD in einem Zweizonen-Rohrofen abgeschieden. MoO₃ (99,98 %, Sigma-Aldrich) und S (99,98 %, Sigma-Aldrich) Pulver in zwei separaten Al₂O₃ Booten dienten als Vorläufer. MoO₃ Pulver (14 mg) wurde stromaufwärts in Zone 1 (750 °C) platziert und S Pulver (1,4 g) am stromaufwärtigen Eintritt des Ofens. Substrate wurden stromabwärts in Zone 2 (700 °C) platziert. MoO₃ Pulver wurde mit einer Rate von 15 °C min⁻¹ erhitzt und Substrate mit 38 °C min⁻¹. Nach 30-minütiger Abscheidung wurde der Ofen langsam auf Raumtemperatur abgekühlt. Ar-Fluss von 100 sccm und ein Druck von ~ 0,5 Torr wurden während der Abscheidung aufrechterhalten. Monolagen MoS₂-Flocken wurden durch die Gold-vermittelte Exfoliationsmethode [17] aus Bulk-MoS₂-Kristallen (2D Semiconductors) gewonnen und auf hochdotierte Si-Substrate mit thermisch gewachsenem SiO₂ (300 nm) transferiert. Abbildung 1 zeigt schematische Strukturen beider MoS₂-Monolagen auf Substraten. Die Dicke der Monolagen MoS₂ wurde mittels Rasterkraftmikroskopie (AFM, Park Systems XE-100) gemessen. Die Kristallinität von Bulk-MoS₂-Kristallen und CVD-MoS₂-Dünnfilmen wurde durch Röntgenbeugung (XRD, Bruker D8 Discover mit Cu-Kα-Strahlung) und Transmissionselektronenmikroskopie (TEM, FEI Titan 80-300 bei 300 kV) untersucht.

Schematische Strukturen von MoS₂-Monolagen: a mechanisch exfoliierte Flocken auf SiO₂/Si-Substraten und b CVD-Dünnfilme auf Saphir-Substraten.

MoS₂-Monolagen wurden UV-O₃ (SEN LIGHTS PL16-110, 185 nm und 254 nm) für 0–5 min bei einer Bestrahlungsstärke von 58 mW cm⁻² ausgesetzt. Optische Absorption wurde durch UV-Vis-Spektroskopie (PerkinElmer Lambda 35) gemessen. Raman/PL-Spektroskopie (Horiba Jobin-Yvon LabRam Aramis) wurden an pristine und UV-O₃-behandelten MoS₂-Monolagen mit einem 532-nm-Laser und einer Strahlleistung von 0,5 mW durchgeführt. XPS (Thermo Scientific K-Alpha) wurde mit einer monochromatischen Al K_α Röntgenquelle (hν = 1486,7 eV) durchgeführt mit einem Abnahmewinkel von 45°, einer Passenergie von 40 eV und einem Spotdurchmesser von 400 µm. Für alle Proben wurden C 1s und O 1s beobachtet, vermutlich weil sie vor dem Laden in die Ultrahochvakuumkammer der Atmosphäre ausgesetzt waren. Adventitious Kohlenstoff (C 1s bei 284,8 eV) wurde als Ladungskorrekturreferenz für XPS-Spektren verwendet. Die Energieauflösung beträgt 0,7 eV gemessen an der vollen Breite bei halber Maximiumintensität des Ag 3d_5/2 Peaks. MoS₂-Proben waren der Atmosphäre ausgesetzt, während sie zum XPS-Gerät gebracht wurden. Obwohl in-situ XPS-Analyse genauere Informationen liefern könnte, war sie in dieser Arbeit nicht verfügbar. Für Peak-Deconvolution und Hintergrundsubtraktion wurde die Thermo Scientific Avantage Data System Software verwendet. Gauß-Funktionen wurden zum Anpassen der XPS-Spektren verwendet.

Zur Messung des elektrischen Widerstands der MoS₂-Monolagen wurden Au-Kontakte (100 × 100 µm², 70 nm dick) durch Elektronenstrahlverdampfung auf MoS₂ aufgebracht. Spin-coated Photoresist auf der Au-Schicht wurde dann durch konventionelle Photolithografie strukturiert, um Öffnungsbereiche für nachfolgendes Ätzen zu bilden. Nach Entfernen des Au in den Öffnungsbereichen durch Nassätzen in Königswasser wurde der verbleibende Photoresist in Aceton entfernt. Anschließend wurden die Bauelemente bei 200 °C für 2 h in einem Rohrofen (100 sccm Ar und 10 sccm H₂) geglüht, um Photoresist-Rückstände zu entfernen und Kontaktwiderstand zu verringern. Der elektrische Widerstand wurde mit Strom-Spannungs-(I-V)-Messung (Keithley 4200-SCS) in atmosphärischen Umgebungen berechnet.

Ergebnisse und Diskussion

Neben AFM-Messung wurden PL- und Raman-Spektren gemessen, um die Bildung von MoS₂-Monolagen zu bestätigen. Aufgrund seiner direkten Bandlücke erlauben MoS₂-Monolagen PL-Emission bei ~ 1,88 eV [3, 4]. Zusätzlich beträgt die Frequenzdifferenz zwischen den zwei charakteristischen Raman A_1g und E¹_2g Moden von MoS₂-Monolagen weniger als 20 cm⁻¹ [18]. In Abb. 3 zeigt die PL-Emission von pristine MoS₂ bei ~ 1,88 eV an, dass beide MoS₂ Monolagen sind. In Abb. 4 zeigt pristine MoS₂ eine Frequenzdifferenz zwischen 19,6 und 19,9 cm⁻¹, was Monolagen MoS₂ impliziert. XRD- und TEM-Analysen wiesen auf die Einkristall-Natur von Bulk-MoS₂-Kristallen und polykristalline Natur unserer Monolagen MoS₂-Dünnfilme hin (Zusatzdatei 1: Abbildung S1). Die Korngröße der Monolagen MoS₂-Dünnfilme beträgt ~ 10 nm [19].

Nach UV-O₃-Behandlung ändern MoS₂-Monolagen ihre Farbe und werden transparent. In Abb. 2a, b werden sowohl exfoliierte Flocken als auch CVD-Dünnfilme nach 5-min UV-O₃-Behandlung transparent. Das Absorptionsspektrum der MoS₂-Dünnfilme in Abb. 2c zeigt den Unterschied nach UV-O₃-Behandlung deutlich. (Die Absorption exfoliierter MoS₂-Flocken konnte nicht mit UV-Vis-Spektroskopie gemessen werden, da die Flockengröße zu klein war.) Während pristine MoS₂-Dünnfilme Absorptionspeaks aufgrund von Exziton-Übergängen (A und B) [3, 4] zeigen, weisen 5-min UV-O₃-behandelte MoS₂-Dünnfilme keine Absorptionspeaks im gleichen Wellenlängenbereich auf. Da sich hellgelb-grüne MoS₂-Dünnfilme nach 5-min UV-O₃-Behandlung in transparente für sichtbares Licht verwandeln, erwarten wir, dass die Energiebandlücke von pristine Monolagen MoS₂ (~ 1,88 eV) nach UV-O₃-Behandlung breiter wird (> ~ 3 eV). Da dies gut mit der breiten Bandlücke von MoO₃ (> 2,7 eV) [20] übereinstimmt, deutet das transparente UV-O₃-behandelte MoS₂ auf die Bildung von MoO₃ nach 5-min UV-O₃-Behandlung hin.

Mechanisch exfoliierte Flocken und CVD-Dünnfilme von MoS₂-Monolagen a vor und b nach 5-min UV-O₃-Behandlung (punktierte Region zeigt Monolage), c optische Absorption von CVD-Dünnfilmen vor und nach 5-min UV-O₃-Behandlung.

Wir untersuchen dann den Effekt der UV-O₃-Behandlung auf die PL-Emission von MoS₂-Monolagen. Abbildung 3 zeigt die PL-Spektren von CVD-MoS₂-Dünnfilmen und exfoliierten MoS₂-Einkristall-Flocken nach UV-O₃-Exposition für 0, 1, 3 und 5 min. Die Intensität der PL-Emission nimmt signifikant mit UV-O₃-Behandlungszeit ab und wird schließlich für die 5-min-behandelten MoS₂-Monolagen vollständig gequencht. Diese Ergebnisse deuten auf die Bildung von Oxiden oder Defekten hin, die nicht-radiative Rekombination nach UV-O₃-Behandlung ermöglichen. Da MoS₂-Monolagen nach UV-O₃-Behandlung transparent werden, ist die Bildung des breitbandigen Halbleiters MoO₃ vernünftig zu erwarten. Die Energie der PL-Emission von pristine MoS₂ beträgt 1,88 eV für exfoliierte Flocken und 1,86 eV für CVD-Filme. Dieser geringe Unterschied ist wahrscheinlich auf den Effekt der zugrundeliegenden Substrate zurückzuführen, da Substrate die Raman- und PL-Emission stark beeinflussen können [21]. Die breitere Breite des PL-Emissionspeaks in CVD-Monolagen deutet auf höhere Defektdichte hin. Interessanterweise wird ein weiterer negativer Shift des PL-Emissionspeaks in Einkristall-MoS₂-Flocken (~ 50 meV) im Vergleich zu CVD-Dünnfilmen (~ 10 meV) nach UV-O₃-Behandlung beobachtet. Da der negative Shift der PL-Emission vergleichbar mit der Trion-Bindungsenergie (10–40 meV) von MoS₂ [22] ist, könnte dies auf unterschiedliche Konzentrationen von Trionen (neutrale Exzitonen, die ein Elektron oder Loch akzeptieren) zurückzuführen sein, die durch oxidationsinduziertes Dotieren gebildet werden [23, 24]. (In dieser Arbeit ist Einkristall-MoS₂-Flocke leitfähiger als CVD-MoS₂, was höhere Dotierungslevel in Einkristall-MoS₂ nahelegt.) Der höhere Dotierungslevel in Einkristall-MoS₂-Flocken ermöglicht hohe Konzentrationen von Trionen, deren Rekombination ihre PL-Emission dominiert. Im Gegensatz dazu ermöglicht der niedrigere Dotierungslevel in CVD-MoS₂-Dünnfilmen niedrige Trionenkonzentrationen. Daher wird ihre PL-Emission von der Rekombination neutraler Exzitonen dominiert. Da der negative Shift der PL-Emission jedoch auch mit dem Effekt der zugrundeliegenden Substrate oder Spannungen zusammenhängen könnte, ist zukünftig systematischere Untersuchung nötig.

PL-Spektren von MoS₂-Monolagen a mechanisch exfoliierte Flocken auf SiO₂/Si-Substraten und b CVD-Dünnfilme auf Saphir-Substraten nach UV-O₃-Behandlung für 0, 1, 3 und 5 min.

Als Nächstes untersuchen wir den strukturellen Abbau durch UV-O₃-Behandlung, indem wir die Raman-Spektren von MoS₂-Monolagen nach UV-O₃-Behandlung für 0, 1, 3 und 5 min messen (Abb. 4). Die Intensität sowohl der E¹_2g als auch der A_1g Moden nimmt mit zunehmender Behandlungszeit ab. Während die Frequenzdifferenz zwischen E¹_2g und A_1g Moden für 0–5 min UV-O₃-Behandlungszeit unverändert bleibt, verschwinden die beiden Raman-Moden nach 5-min-Behandlung fast vollständig, was schwere strukturelle Verzerrung und Degradation suggeriert. AFM-Analyse zeigt eine Zunahme der Oberflächenrauheit nach UV-O₃-Behandlung (Zusatzdatei 1: Abbildung S2), was mit der Oxidation von MoS₂ [23] konsistent ist.

Raman-Spektren von MoS₂-Monolagen a mechanisch exfoliierte Flocken auf SiO₂/Si-Substraten und b CVD-Dünnfilme auf Saphir-Substraten nach UV-O₃-Behandlung für 0, 1, 3 und 5 min.

Um den strukturellen Abbau von MoS₂-Monolagen durch UV-O₃-Behandlung weiter zu untersuchen, messen wir XPS-Spektren von MoS₂. Da der Strahldurchmesser von XPS viel größer ist als die Größe von Einzelschicht-MoS₂-Flocken, werden XPS-Spektren für Einkristall-MoS₂-Flocken aus großflächigen MoS₂-Einkristallen (~ 1 cm Größe und ~ 100 µm Dicke) erhalten. Abbildung 5 zeigt die XPS-Spektren in Mo 3d und S 2p Bereichen für Bulk-Einkristall und CVD-MoS₂-Dünnfilme. Die Existenz des Mo⁴⁺-Zustands von pristine MoS₂ kann aus der Bindungsenergie der Mo 3d_3/2 und Mo 3d_5/2 Orbitale beobachtet werden. Nach UV-O₃-Exposition nimmt die Intensität des Mo⁶⁺-Zustands bei 235,9 eV mit UV-O₃-Behandlungszeit weiter zu, was die erweiterte Bildung von Mo-O-Bindungen und MoO₃ anzeigt. Es gibt vier distinkte Unterschiede zwischen Abb. 5a und b im Mo 3d Bereich. (1) In Abb. 5b ist der Mo⁶⁺-Zustand bei 235,9 eV in pristine MoS₂-Dünnfilmen wahrscheinlich auf Restoxide zurückzuführen, die während oder nach dem CVD-Prozess gebildet wurden. (2) Die Intensität der Mo⁴⁺- und S 2s-Peaks nimmt in CVD-MoS₂-Dünnfilmen mit längerer UV-O₃-Exposition ab. Allerdings ändert sich die Intensität der Mo⁴⁺- und S 2s-Peaks nicht mit UV-O₃-Behandlungszeit in großen MoS₂-Einkristallen, da XPS noch Mo⁴⁺- und S 2s-Peaks von MoS₂ unter der oxidierten Oberfläche detektieren kann. (3) In Einkristall-MoS₂ zeigt die Bindungsenergie des Mo⁴⁺-Zustands einen weiteren positiven Shift als in CVD-MoS₂-Dünnfilmen, was höheres n-Typ-Dotieren suggeriert [25]. Der Peak-Shift nach der Oxidation von MoS₂ in dieser Arbeit (0,41–1,09 eV) ist vergleichbar mit der Literatur (0,6–1,1 eV) [23, 24]. (Um Ladungseffekte zu vermeiden, die ähnliche positive Shifts induzieren könnten, wurde eine Flutkanone während der XPS-Messung verwendet.) (4) In CVD-MoS₂-Dünnfilmen erscheinen auch Peaks des Mo⁵⁺-Zustands mit UV-O₃-Behandlung, was möglicherweise die Bildung von Sauerstoffvacanzen [26] oder Molybdän-Oxysulfid MoO_xS_y [27] andeutet. Diese Ergebnisse können durch die Oxidation des Mo⁴⁺-Zustands in MoS₂ in höhere Oxidationszustände (Mo⁵⁺ und Mo⁶⁺) mit UV-O₃-Exposition verstanden werden. Dies ist auch konsistent mit XPS-Ergebnissen an polykristallinen Mehrschicht-MoS₂-Dünnfilmen nach O₂-Plasma oder UV-O₃-Behandlung [26, 28, 29].

XPS-Spektren von MoS₂ a Bulk-Einkristall und b CVD-Dünnfilme auf Saphir-Substraten nach UV-O₃-Behandlung für 0, 1, 3 und 5 min.

Im S 2p Bereich kann die Existenz des S^2--Zustands aus der Bindungsenergie der S 2p_1/2 und S 2p_3/2 Orbitale in pristine MoS₂ beobachtet werden. Die Bindungsenergie des S^2--Zustands in Einkristall-MoS₂ zeigt einen weiteren positiven Shift als in CVD-MoS₂-Dünnfilmen, was höheres n-Typ-Dotieren suggeriert [25]. Obwohl S-O-Bindung bei ~ 165 eV in UV-O₃-behandeltem Einkristall-MoS₂ beobachtet wird, liegt sie in CVD-Dünnfilmen unter der Detektionsgrenze. Stattdessen erscheint ein neuer Doppelpeak des Schwefel-Oxidationszustands bei höherer Bindungsenergie (~ 169 eV) in CVD-Dünnfilmen nach UV-O₃-Behandlung für 3 min. Dieser neue Doppelpeak entspricht den S 2p Peaks von oxidiertem Schwefel S⁶⁺, was möglicherweise die Bildung verschiedener Molybdän-Sulfate Mo (SO₄)_x [28] andeutet. Während die Intensität des S^2- Doppelpeaks mit längerer UV-O₃-Exposition weiter abnimmt, nimmt die Intensität des S⁶⁺ Doppelpeaks nach 5-min UV-O₃-Behandlung weiter zu, was weitere Umwandlung von S^2- in höheren Oxidationszustand (S⁶⁺) durch Oxidation suggeriert. Ähnlich wie bei Mo⁴⁺ Peaks ändert sich die Intensität der S^2- Peaks nicht mit UV-O₃-Behandlungszeit in großen MoS₂-Einkristallen. Die Existenz von S⁶⁺-Zustand nach O₂-Plasma oder UV-O₃-Behandlung ist in der Literatur inkonsistent. Seine Existenz wurde in polykristallinen Mehrschicht-MoS₂-Dünnfilmen nach O₂-Plasma-Behandlung [28] berichtet. In anderen polykristallinen Mehrschicht-MoS₂-Dünnfilmen [26, 29] oder Einkristallen [9, 16, 30] nach O₂-Plasma oder UV-O₃-Behandlung wurde es jedoch nicht beobachtet. Während diese Inkonsistenz mit Dosis- und Zeitabhängigkeit der MoS₂-Oxidation [30] zusammenhängen könnte, ist zukünftig systematischere Untersuchung nötig, um dies zu klären.

Das unterschiedliche XPS-Verhalten könnte mit dem Unterschied in Zusammensetzung und Kristallinität zwischen Einkristallen und CVD-Dünnfilmen zusammenhängen. Die Zusammensetzung von Mo:S beträgt 1:1,97 in Bulk-Einkristallen und 1:1,5 in CVD-Dünnfilmen, was höhere Konzentration von S-Vakanzen in CVD-Dünnfilmen suggeriert. Die höhere Konzentration von S-Vakanzen, kombiniert mit der Existenz von Korngrenzen in CVD-Dünnfilmen, könnte höhere Reaktivität gegenüber Sauerstoff erlauben als in Einkristallen.

Um die Oxidation von MoS₂-Monolagen durch UV-O₃-Behandlung weiter zu verstehen, messen wir den elektrischen Widerstand von pristine und UV-O₃-behandelten MoS₂-Monolagen. Da es Proben-zu-Proben-Variationen des elektrischen Widerstands gibt, verwenden wir das relative Verhältnis des elektrischen Widerstands (R_After/R_Before), wobei R_After und R_Before der elektrische Widerstand nach und vor UV-O₃-Behandlung sind. Abbildung 6 zeigt R_After/R_Before als Funktion der UV-O₃-Behandlungszeit. Während R_After/R_Before von exfoliierten MoS₂-Einkristall-Flocken signifikant mit längerer Behandlungszeit zunimmt, nimmt R_After/R_Before von CVD-MoS₂-Dünnfilmen mit längerer Behandlungszeit ab. Diese Ergebnisse suggerieren, dass MoO₃, gebildet durch UV-O₃-Behandlung von CVD-MoS₂-Dünnfilmen, einen höheren Dotierungslevel besitzt als jenes von MoS₂-Einkristall-Flocken. Dies wird durch XPS-Analyse gestützt, die die mögliche Existenz von Sauerstoffvacanzen, MoO_xS_y oder Mo (SO₄)_x in CVD-MoS₂-Monolagen andeutet. Dies scheint dem höheren Dotieren in Einkristall-MoS₂, wie in Abb. 5a vorgeschlagen, zu widersprechen. Da Abb. 5a jedoch auf Bulk-Einkristallen basiert, können wir nicht ausschließen, dass es keine genauen Informationen über die oberste Monolage liefert. Daher könnte die Oberflächenoxidation von Bulk-MoS₂-Einkristall möglicherweise nur das darunter liegende MoS₂ dotieren und den oberen Oberflächenbereich in vernachlässigbar dotiertes MoO₃ transformieren. Konsistent mit diesen Ergebnissen erhöhte sich der elektrische Widerstand auch, als Monolagen-MoS₂-Einkristall-Flocken durch O₂-Plasma oxidiert wurden [12]. Da Einkristall-MoS₂ ohne Korngrenzen oxidations-toleranter sein könnte als polykristallines MoS₂, könnte der Effekt von oxidationsinduziertem Dotieren in polykristallinem MoS₂ stärker sein als in Einkristall-MoS₂. Weitere Untersuchung ist jedoch nötig, um diesen Unterschied in Zukunft zu verstehen.

Verhältnis des elektrischen Widerstands von MoS₂-Monolagen als Funktion der UV-O₃-Behandlungszeit (R_After: elektrischer Widerstand nach UV-O₃-Behandlung, R_Before: elektrischer Widerstand vor UV-O₃-Behandlung).

Schlussfolgerungen

Zusammenfassend untersuchten wir den Effekt von UV-O₃-Behandlung auf polykristalline CVD-Dünnfilme und Einkristall-Flocken von Monolagen MoS₂. Monolagen MoS₂ wird nach UV-O₃-Behandlung transparent, was die Bildung des breitbandigen Halbleiters MoO₃ suggeriert. Mit zunehmender UV-O₃-Behandlungszeit nahm die Intensität von PL- und Raman-Spektren signifikant ab, was die Bildung von Oxiden oder Defekten nahelegt. In beiden MoS₂ zeigte XPS-Analyse die Bildung von Mo-O-Bindungen und MoO₃. Allerdings wurde in CVD-MoS₂-Dünnfilmen die Umwandlung von Mo⁴⁺- und S^2--Zuständen in Mo⁵⁺- und S⁶⁺-Zustände nach UV-O₃-Behandlung beobachtet, was die mögliche Existenz von Sauerstoffvacanzen, MoO_xS_y oder Mo (SO₄)_x andeutet. Da der elektrische Widerstand von Einkristall-MoS₂-Monolagen signifikant mit längerer UV-O₃-Behandlungszeit zunahm, scheint die Oxidation von Einkristall-MoS₂ in MoO₃ vernachlässigbares Dotieren zu liefern. Im Gegensatz dazu nahm der elektrische Widerstand von CVD-MoS₂-Monolagen mit längerer UV-O₃-Behandlungszeit ab, was suggeriert, dass die Oxidation von CVD-MoS₂ in MoO₃ Dotierung bereitstellt. Diese Ergebnisse demonstrieren den signifikanten Einfluss der Kristallinität auf den Effekt der UV-O₃-Behandlung auf MoS₂-Monolagen und liefern möglicherweise interessante Implikationen für die Fertigung von Heterostrukturen basierend auf zweidimensionalen Nanomaterialien.

Verfügbarkeit von Daten und Materialien

Alle Daten und Materialien können auf vernünftige Anfrage bereitgestellt werden.

Abkürzungen

CVD:

Chemical vapor deposition (Chemische Gasphasenabscheidung)

I-V:

Current-voltage (Strom-Spannung)

R_After :

Resistance measured after ultraviolet-ozone treatment (Widerstand nach UV-Ozon-Behandlung)

R_Before :

Resistance measured before ultraviolet-ozone treatment (Widerstand vor UV-Ozon-Behandlung)

TMDs:

Transition metal dichalcogenides (Übergangsmetall-Dichalkogenide)

UV-O₃ :

Ultraviolet-ozone (Ultraviolett-Ozon)

XPS:

X-ray photoelectron spectroscopy (Röntgenphotoelektronenspektroskopie)