Auswirkung einer einfachen p-Dotierung auf die elektrischen und optoelektronischen Eigenschaften von ambipolaren WSe2-Feldeffekttransistoren

Hintergrund

Zweidimensionale (2D) Materialien haben als vielversprechende Kandidaten für Elektronik und optoelektronische Geräte der nächsten Generation großes Interesse auf sich gezogen [1, 2]. Obwohl Graphen eines der am besten untersuchten 2D-Materialien ist, fehlt ihm eine intrinsische Bandlücke, was seine breite Anwendung einschränkt. Inzwischen 2D-Übergangsmetall-Dichalkogenide (TMDs), wie MoS₂ , MoSe₂ , WS₂ , und WSe₂ , haben den Vorteil, dass sie aufgrund ihrer intrinsischen Bandgap-Eigenschaften, guter Trägerbeweglichkeit und hohem An/Aus-Verhältnis als Kanalmaterial von Feldeffekttransistoren (FETs) verwendet werden können [2, 3]. Daher werden TMDs häufig in verschiedenen Geräten verwendet, wie z. B. in Transistoren [4,5,6], Sensoren [7,8,9,10], Logikschaltungen [11], Speichergeräten [12], Feldemissionsgeräten [ 13] und Photodetektoren [14, 15]. Insbesondere FETs basierend auf WSe₂ haben hervorragende ambipolare Eigenschaften wie hohe Trägermobilitäten, hervorragende photoresponsive Eigenschaften, ausgezeichnete mechanische Flexibilität und Haltbarkeit gezeigt [16,17,18]. Trotzdem Doping WSe₂ wird benötigt, um Feldeffektmobilitäten oder Kontakteigenschaften weiter zu verbessern, die in einer Vielzahl von elektronischen Anwendungen essentiell sind [16, 19]. Unter vielen Ansätzen für die Dotierung ist das thermische Glühen in der Umgebung zur Bildung von WO₃ Ebenen auf einem WSe₂ Es hat sich gezeigt, dass die Oberfläche sowohl ein einfacher als auch ein effizienter p-Dotierungsprozess ist [20,21,22]. Liu et al. thermisch geglühtes WSe₂ Filme in Umgebung ohne Verwendung zusätzlicher Substanzen, um die Filme p-Typ zu dotieren und die Lochbeweglichkeit auf 83 cm ² . zu verbessern V ⁻¹ s ⁻¹ mit einem hexagonalen Bornitrid-Substrat [20]. Gründliche Studien zu den optischen und optoelektronischen Eigenschaften von WSe₂ dotiert von WO₃ sind für optoelektronische Anwendungen wie Fototransistoren, Fotodioden und Leuchtdioden erwünscht [17, 18, 23, 24].

In dieser Arbeit haben wir die elektrischen, optischen und optoelektronischen Eigenschaften von ambipolarem WSe₂ . untersucht FETs vor und nach dem thermischen Glühen in der Umgebung. Die oxidierte Schicht (WO₃ ) gebildet auf einem WSe₂ Oberfläche während des Temperns erfolgreich eingeführte p-Dotierung auf das ambipolare WSe₂ FETs, was zu einer Verschiebung der Transferkurve in die positive Gatespannungsrichtung führt. Interessanterweise verschwand die lang anhaltende Photoleitfähigkeit, die ein Phänomen der Aufrechterhaltung der Leitfähigkeit nach dem Abschalten der Lichtbestrahlung ist, nach dem Tempern. Darüber hinaus führten wir verschiedene Experimente wie Röntgen-Photoelektronenspektroskopie (XPS), Photolumineszenz (PL)-Spektroskopie und Raman-Spektroskopie durch, um den Ursprung der Änderungen der elektrischen und photoschaltbaren Eigenschaften des ambipolaren WSe_{2 FETs.}

Methoden

WSe₂ Flocken wurden durch das mikromechanische Peeling-Verfahren aus einer Bulk-WSe₂ . hergestellt Kristall, und wurden auf ein 270 nm dickes SiO₂ Schicht auf einem stark dotierten p++ Si-Wafer (Widerstand ~ 5 × 10 ⁻³ Ω cm), das als Backgate der FET-Bauelemente verwendet wurde. Die Dicke des WSe₂ Flocken wurden unter Verwendung eines Rasterkraftmikroskops (NX 10 AFM, Park Systems) gemessen. Um Elektrodenmuster zu erzeugen, haben wir Poly(methylmethacrylat) (PMMA) 495K (11% Konzentration in Anisol) als Elektronenresistschicht bei 4000 U/min aufgeschleudert. Nach dem Spin-Coating wurden die Proben auf einer Heizplatte bei 180 °C für 90 s gebacken. Wir entwarfen die Elektrodenmuster mit einem Elektronenstrahllithographiegerät (JSM-6510, JEOL) und entwickelten die Muster mit einer Methylisobutylketon/Isopropylalkohol (1:3)-Lösung für 120 s. Schließlich wurden Elektroden aus Titanmetall (30 nm dick) unter Verwendung eines Elektronenstrahlverdampfers (KVE-2004L, Korea Vacuum Tech) abgeschieden.

Das thermische Glühen bei Umgebungstemperatur wurde auf einer heißen Platte bei bestimmten Temperaturen durchgeführt. Das thermische Glühen im Vakuum wurde unter Verwendung eines schnellen thermischen Glühsystems (KVR-4000, Korea Vacuum Tech) bei 4,5 × 10 ^-4 . durchgeführt Torr und 200 °C für 1 h.

Photolumineszenz- und Raman-Spektroskopie-Messungen wurden unter Verwendung eines konfokalen Abbildungssystems (XperRamn 200, Nanobase) mit einer einfallenden Laserwellenlänge von 532 nm durchgeführt. Röntgenphotoelektronenspektroskopiemessungen wurden unter Verwendung eines Elektronenenergieanalysators (AXIS SUPRA, Kratos) durchgeführt. Die elektrischen Eigenschaften der Geräte wurden unter Verwendung einer Sondenstation (JANIS, ST-500) und eines Halbleiterparameteranalysators (Keithley 4200-SCS) gemessen. Die Photoreaktionen der Geräte wurden unter Laserbeleuchtung (MDE4070V) gemessen.

Ergebnisse und Diskussion

Abbildung 1a zeigt die optischen Bilder einer WSe₂ Flocke und ein fabriziertes WSe₂ FET. Die WSe₂ Flocken wurden mechanisch von einem Bulk-WSe₂ . abgezogen Kristall und übertragen auf ein 270 nm dickes SiO₂ Oberfläche auf einem stark dotierten p++ Si-Wafer, der als Backgate des FET verwendet wurde. Auf der WSe₂ . wurden Metallmuster aus Titan als Source- und Drain-Elektroden abgeschieden Oberfläche. Der detaillierte Prozess der Geräteherstellung wird in der Zusatzdatei 1 erläutert:Abbildung S1. Ein Schema des hergestellten ambipolaren WSe₂ FET ist in Fig. 1b gezeigt. Alle elektrischen und photoschaltbaren Eigenschaften von WSe₂ FETs wurden im Vakuum gemessen (~ 3,5 × 10 ⁻³ Torr), da die Sauerstoff- und Wassermoleküle in der Luft die Eigenschaften von WSe₂ . beeinflussen können FETs. Zum Beispiel wurde berichtet, dass der halbleitende Typ von WSe₂ FETs können durch Lufteinwirkung vom n- auf den p-Typ geändert werden [25]. Ein Rasterkraftmikroskop (AFM)-Bild des WSe₂ Flocke ist in Abb. 1c mit dem topographischen Querschnittsprofil dargestellt. Die gemessene Dicke des WSe₂ Flocke über der blauen Linie wurde mit ~ 1.2 nm gefunden (einer Einschub in Abb. 1c), entsprechend der Doppelschicht WSe₂ (die Dicke einer Monoschicht WSe₂ ist ~ 0,7 nm) [16]. Abbildung 1d zeigt das Raman-Spektrum eines WSe₂ zeigt zwei klare Peaks (der Peak bei 520 cm ⁻¹ wird dem Si-Substrat zugeordnet). Der Raman-Peak bei 245 cm ⁻¹ entspricht der In-Plane (E ¹ _2g Modus) oder außerhalb der Ebene (A_1g .) Modus) Schwingungen von WSe₂ , und der Raman-Peak bei 308 cm ⁻¹ entspricht dem B ¹ _2g Modus, der nur in Multilayer-WSe₂ . erscheint aufgrund der zusätzlichen Wechselwirkung zwischen den Schichten [26]. Dieser Befund sichert die gute Qualität des WSe₂ Flocken, die in diesen Experimenten verwendet wurden. Die E ¹ _2g und A_1g Peaks von WSe₂ konnten in dieser Studie mit dem Raman-Spektroskopie-Instrument nicht unterschieden werden, da sie nahezu entartet sind [27]. Abbildung 1e zeigt die Übertragungskurve (Source-Drain-Strom versus Gate-Spannung; I _DS -V _GS Kurve) der ambipolaren WSe₂ FET. Ein solches ambipolares Transportverhalten einer WSe₂ FET liegt an der Anzahl von WSe₂ Schichten (Doppelschicht), die den Hauptträgertyp in FETs bestimmen können [28, 29].

a Optische Bilder einer WSe₂ Flocken (links) und hergestelltes WSe₂ FET (rechts). b Schema des hergestellten WSe₂ FET mit Ti-Kontakten. c AFM-Bild und d Raman-Spektren von WSe₂ . e Ich _DS -V _GS Kurven der ambipolaren WSe₂ FET

Abbildung 2a zeigt das I _DS -V _GS Kurven der WSe₂ FET vor und nach einem thermischen Tempern in Umgebungstemperatur bei 200 °C für 1 h. Die Ausgangskurven (Source-Drain-Strom versus Source-Drain-Spannung; I _DS -V _DS Kurve) des gleichen WSe₂ FET vor und nach dem Glühen sind in der Zusatzdatei 1 dargestellt:Abbildung S2. Hier werden mehrere Punkte erwähnt. Zuerst die Spannung, bei der sich der Typ der Majoritätsträger ändert (V _{n ↔p} ) verschoben von − 15 auf − 5 V nach dem Tempern in Umgebung (dargestellt durch den grünen Pfeil in Abb. 2a). Zweitens, das Ich _DS deutlich erhöht am V _GS wobei die Majoritätsträger Löcher sind (V _GS <V _{n ↔p} ) und am V . verringert _GS wobei die Majoritätsträger Elektronen sind (V _GS > V _{n ↔p} ) nach dem Tempern (dargestellt durch die blauen Pfeile in Abb. 2a). Dieses Verhalten wird dem WO₃ . zugeschrieben durch das Glühen gebildete Schicht, die eine p-Dotierung in das WSe₂ . einführt FETs [20]. Drittens erhöhte sich die Lochmobilität nach dem Tempern von 0,13 auf 1,3 cm ² . V ⁻¹ s ⁻¹ , und die Elektronenmobilität nahm von 5,5 auf 0,69 cm ² . ab V ⁻¹ s ⁻¹ . Wir haben die Formel μ . verwendet =(dich _DS /dV _GS ) × [L /(WC _ich V _DS )] um die Trägermobilität zu berechnen, wobei L (~ 1,5 μm) ist die Kanallänge, W (~ 2,8 μm) ist die Kanalbreite und C _ich =ε ₀ ε _r /d =1,3 × 10 ⁻⁴ F m ⁻² ist die Kapazität zwischen WSe₂ und der p++ Si-Wafer pro Flächeneinheit. Hier, ε _r (~ 3.9) ist die Dielektrizitätskonstante von SiO₂ und d (270 nm) ist die Dicke des SiO₂ Schicht. Diese Veränderungen der elektrischen Eigenschaften nach dem Glühen sind deutlicher in den Konturdiagrammen zu beobachten, die das I . zeigen _DS als Funktion von V _GS und V _DS vor (obere Tafel) und nach (untere Tafel) dem Glühen bei Umgebungstemperatur (Abb. 2b). Diese Konturdiagramme wurden basierend auf vielen I . erstellt _DS -V _GS Kurven gemessen im V _GS Bereich von − 70 bis 70 V mit einer 1,25-V-Stufe und V _DS Bereich von 3 bis 6 V mit einem 0,25-V-Schritt. Die blauen Regionen in den Konturdiagrammen sind in Richtung des positiven V . verschoben _GS Richtung nach dem Glühen. Diese Verschiebung stimmt mit der durch den grünen Pfeil in Abb. 2a gezeigten Verschiebung der Übertragungskurve überein. Die Farbänderung am positiven und negativen V _GS (Abb. 2b) nach dem Tempern zeigt die Änderung des Kanalstroms des WSe₂ FET (Abb. 2a). Andere WSe₂ FETs zeigten auch die gleiche Änderung der elektrischen Eigenschaften nach dem Glühen in der Umgebung (siehe Zusatzdatei 1:Abbildungen S3 und S4 in der Zusatzdatei). Außerdem die Änderung der elektrischen Eigenschaften durch das Glühen des WSe₂ FET im Vakuum (~ 4,5 × 10 ⁻⁴ Torr) bei 200 °C für 1 h untersucht (Abb. 2c, d). Im Gegensatz zu den Ergebnissen des FET, der in Umgebungstemperatur geglüht wurde, ist das I _DS erhöht bei beiden V _GS Bedingungen von V _GS > V _{n ↔p} und V _GS <V _{n ↔p} . Das gesteigerte I _DS durch Glühen im Vakuum erhalten wird auf die verbesserte WSe₂ . zurückgeführt -Ti-Kontakte ohne Bildung von WO₃ [30]. Aus den Vergleichsergebnissen kann erwartet werden, dass eine p-Dotierung durch Wechselwirkung mit den Sauerstoffmolekülen während des Temperns in der Umgebung eingeführt wurde. Die Ursprünge der Änderung der elektrischen Eigenschaften werden durch die anschließende Analyse der XPS-Daten genauer besprochen.

a , c Ich _DS -V _GS Kurven auf der halblogarithmischen Skala eines WSe₂ FET vor dem Tempern und nach dem Tempern bei 200 °C für 1 h. b , d Konturdiagramme von I _DS als Funktion von V _GS und V _DS vor dem Glühen (oberes Blech) und nach dem Glühen bei 200 °C für 1 h (unteres Blech)

Als nächstes haben wir die Photoswitching-Eigenschaften des WSe₂ . gemessen FET vor und nach dem thermischen Glühen in Umgebung (Abb. 3a, b). Die elektrischen Eigenschaften dieses FET sind in der Zusatzdatei 1 dargestellt:Abbildung S3. Der Laser wurde auf die WSe₂ . gestrahlt FET und wurde ausgeschaltet, als der Source-Drain-Strom gesättigt zu sein schien. Beachten Sie, dass die Photoswitching-Experimente bei festen V . durchgeführt wurden _GS =0 V, V _DS =10 V, die Laserwellenlänge von 405 nm und die Laserleistungsdichte von 11 mW/cm ² . Abbildung 3a, b zeigt die Photoschalteigenschaften vor bzw. nach dem Tempern in Umgebungsluft. In dieser Studie ist die Anstiegszeitkonstante (τ _Aufstieg ) ist definiert als die für den Photostrom benötigte Zeit (Differenz zwischen den im Dunkeln und unter Bestrahlung gemessenen Strömen, d. h. I _ph =Ich _irra – Ich _dunkel ) von 10 auf 90 % des Maximums zu ändern, und die Abklingzeit (τ _Zerfall ) ist der Zeitpunkt, zu dem der Photostrom auf 1/e . absinkt seines Anfangswertes. Die violetten Bereiche in Abb. 3a, b zeigen die Zeit unter der Laserbestrahlung. Wir haben eine dramatische Änderung der Reaktionszeiten des Photoswitchings des WSe₂ . beobachtet FET nach dem thermischen Glühen. Sowohl τ _Aufstieg und τ _Zerfall von 92,2 bzw. 57,6 s auf weniger als 0,15 s bzw. 0,33 s (entsprechend einer Abnahme um mehr als 610 bzw. 170) verringert. Beachten Sie, dass τ _Aufstieg und τ _Zerfall nach dem Glühen konnte aufgrund von Gerätebeschränkungen nicht genau gemessen werden. Um zu überprüfen, ob die Änderung der Reaktionszeiten der Photoschaltung auf den Effekt der Oxidation des WSe₂ . zurückzuführen ist Schichten verglichen wir das Photoswitching-Verhalten der WSe₂ FET vor und nach dem thermischen Glühen im Vakuum (~ 4,5 × 10 ⁻⁴ Torr) bei 200 °C für 1 h (Abb. 3c, d). Im Gegensatz zu der dramatischen Abnahme der Reaktionszeiten des Photoschaltens für den FET, der in der Umgebung geglüht wurde, ist eine relativ kleine Änderung von τ _Aufstieg (von 148 bis 131 s) und τ _Zerfall (von 166 bis 102 s) wurden für die im Vakuum getemperte Probe beobachtet. Dieses Ergebnis bedeutet, dass die Oxidation des WSe₂ Oberfläche durch Tempern in Umgebungsluft ist ein Hauptgrund für die schnelle Photoschaltreaktion. Der Grund für das verbesserte Photoschaltverhalten durch Tempern in der Umgebung ist, dass die Gitterfehlanpassung zwischen den WSe₂ und WO₃ Strukturen bieten Fallen und Rekombinationsstellen in der Bandlücke von WSe₂ , das die Rekombinationsprozesse von photogenerierten Trägern fördern kann.

Photoswitching-Antworten von ambipolarem WSe₂ FETs a , c vor und nach dem Tempern b in Umgebungstemperatur bei 200 °C für 1 h und d im Vakuum bzw. Alle Daten wurden bei V . gemessen _GS =0 V und V _DS =10 V

Für die weitere Untersuchung des Ursprungs der lang anhaltenden Photoschalteigenschaften nach dem Ausschalten des Lasers werden außerdem die Photoschalteigenschaften bei mehreren V _GS untersucht (Abb. 4). Die elektrischen Eigenschaften dieses FET sind in der Zusatzdatei 1 dargestellt:Abbildung S4. Das angewandte V _GS =5 V, V _GS =− 15 V und V _GS =− 90 V entsprechen dem Bereich von V _GS > V _{n ↔p} , V _GS ~ V _{n ↔p} , und V _GS <V _{n ↔p} , bzw.. Ein bemerkenswerter Punkt ist, dass die Photoswitching-Reaktionen stark vom Bereich von V . abhängen _GS ob es geglüht wurde oder nicht. Als abnehmendes V _GS von 5 bis − 90 V vor dem Tempern verschwindet die lang anhaltende Photoleitfähigkeit (in Abb. 4 als gestrichelte Kreise markiert) bei V _GS =− 15 V (Abb. 4c) und tauchte dann bei V . wieder auf _GS =− 90 V (Abb. 4e). Dieses V _GS -abhängige Photoschalteigenschaften sind hauptsächlich auf die veränderte Ladungsträgerdynamik durch die angelegte V . zurückzuführen _GS [31]. Je nach angewendetem V _GS Einfluss auf die Position des Fermi-Niveaus (E_F ) kann die Menge der injizierten Träger nach Abschalten der Bestrahlung bestimmt werden (Zusatzdatei 1:Abbildung S5) [31]. Wir haben die Banddiagramme zur Erklärung dieser komplexen V . vorgeschlagen _GS -abhängige Fotoschalteigenschaften im Detail beim Ein- und Ausschalten der Bestrahlung (siehe Abschnitt 4 in Zusatzdatei 1).

a W und b Se-Peaks in XPS-Spektren von WSe₂ vor und nach dem Tempern in Umgebungstemperatur bei 250 °C für 1 h und 5 h. c Schemata der strukturellen Veränderungen im WSe₂ verursacht durch thermisches Glühen in der Umgebung

Abbildung 4a, b zeigt, dass die Photoschalteigenschaften bei V . verbessert wurden _GS =5 V (V _GS > V _{n ↔p} ) durch das thermische Annealing, was mit den Ergebnissen in Abb. 3 übereinstimmt. Dieses Verhalten kann auch durch die geförderten Rekombinationsprozesse an den induzierten Rekombinationsstellen zwischen WSe₂ . erklärt werden und WO₃ Schnittstelle. Das PL-Ergebnis zeigte die Existenz nichtstrahlender Rekombinationsstellen bei WO₃ /WSe₂ , die im Anschluss besprochen werden. Bei V _GS =− 15 V (V _GS ~ V _{n ↔p} ), konnten wir die deutliche Änderung nach dem thermischen Tempern aufgrund der sehr schnellen Photoschalteigenschaften nicht beobachten (Abb. 4c, d). Dieses schnelle Photoswitch-Verhalten stammt von der Position von E_F mitten in WSe₂ Bandlücke, die die zusätzliche Ladungsinjektion nach dem Abschalten der Bestrahlung unterdrückt (siehe Abschnitt 4 in Zusatzdatei 1 für Details). Für den Fall von V _GS =− 90 V (Abb. 4e, f), τ _Zerfall und τ _lang wurden beibehalten bzw. verkürzt, obwohl der Strom nach dem Glühen viel höher war als der vor dem Glühen (mehr als 20 Mal). Wichtig ist, dass bei Fototransistoren ein Kompromiss zwischen dem photoinduzierten Strom und den Abklingzeitkonstanten besteht, da die eingefangenen photogenerierten Minoritätsträger ein zusätzliches elektrisches Feld erzeugen können, was zu einem erhöhten Kanalstrom führt und auch nach der Bestrahlung eine kontinuierliche Ladungsinjektion erfordert ist ausgeschaltet [32, 33]. In diesem Zusammenhang ist die Erhaltung von τ _Zerfall und verkürztes τ _lang trotz des deutlich erhöhten photoinduzierten Stroms bedeutet die verbesserte Photoschaltcharakteristik durch das Tempern in Umgebung, wie in Fig. 4e, f gezeigt. Bezüglich τ _Aufstieg , die Position von E_F bewegt sich durch p-Dotierung in das Valenzband, was bewirkt, dass die Nichtladungsneutralität aufgrund der verringerten Lochfallenstellen, an denen die photogenerierten Löcher besetzen können, stärker wird (zusätzliche Datei 1:Abbildung S6a). Aufgrund der starken Nicht-Ladungsneutralität werden unter der Bestrahlung umso mehr Ladungen injiziert, um die Ladungsneutralität zu erfüllen. Und photogenerierte Ladungsträger werden beim Durchgang durch den Kanal stärker mit freien Ladungsträgern gestreut, um zum Photostrom beizutragen, so dass τ _Aufstieg die Zeit kann länger werden. Aus diesem Grund ist die τ _Aufstieg wird länger bei V _GS =− 90 V nach dem thermischen Glühen wie in Abb. 4e, f gezeigt (siehe Abschnitt 4 in Zusatzdatei 1 für weitere Details).

Abbildung 5a, b zeigt die XPS-Analysen zur Untersuchung der Veränderungen der elementaren Zusammensetzung des WSe₂ durch das thermische Glühen in der Umgebung. Obwohl das Tempern bei 200 °C für 1 h ausreichend war, um sowohl die elektrischen als auch die Photoschalteigenschaften zu ändern, wie in den Abb. 2 und 3, diese Glühtemperatur und -zeit reichten nicht aus, um die Änderung der elementaren Zusammensetzung des WSe₂ . zu beobachten . So wird das mechanisch abgeblätterte WSe₂ Flocken wurden bei 250 °C für 1 h und 5 h in Umgebungstemperatur für XPS-Analysen getempert, wie in Abb. 5a, b gezeigt. Es sollte beachtet werden, dass die Intensitäten der beiden Wolframpeaks (bezeichnet als W ⁶⁺ in Fig. 5a) bei den Bindungsenergien von 35,5 eV und 37,8 eV mit zunehmender Temperzeit allmählich zu, während keine Veränderungen der Intensitäten der Selen-Peaks beobachtet wurden. Die Wolframpeaks von W ⁶⁺ die durch das thermische Glühen erzeugt wurden, weisen auf die Bildung von WO₃ . hin aufgrund der Reaktion von WSe₂ mit Luftsauerstoff während des Glühens [20, 34]. Andererseits wird die Bildung von Selenoxiden wie Se₂ O₃ , war nicht auffällig (Abb. 5b). Abbildung 5c ​​zeigt die schematische Darstellung der mikroskopischen Struktur vor und nach WSe₂ Oxidation durch Glühen, und diese werden basierend auf der tatsächlichen geometrischen Struktur von WSe₂ . gezeichnet und kubischer WO₃ (W-Se-Bindungslänge 2.53 , Se-Se-Bindungslänge 3.34 und W-O-Bindungslänge 1.93 ) [20, 35, 36]. Seit WSe₂ hat eine hexagonale Struktur, während WO₃ hat eine kubische Struktur, die WSe₂ -WO₃ Struktur ist ein gesteppter In-Plane-Heteroübergang, wie in Abb. 5c gezeigt [20]. Daher kann der Ursprung der veränderten elektrischen Eigenschaften nach dem Tempern in Umgebung (Abb. 2a, b) durch die Bildung von WO₃ . erklärt werden . Das gebildete WO₃ kann aufgrund des Unterschieds zwischen den Arbeitsfunktionen von WSe₂ . als Akzeptor dienen (~ 4,4 eV) und WO₃ (~ 6,7 eV), die zu einem erhöhten I . führt _DS im negativen V _GS Region (V _GS <V _{n ↔p} ) und das verringerte I _DS im positiven V _GS Region (V _GS > V _{n ↔p} ) [20, 37, 38]. Ähnlich wie bei unseren Ergebnissen gab es mehrere Berichte, dass ein WO₃ Schicht, die entweder auf einem WSe₂ . aufgebracht oder darin eingebettet ist Blatt eingeführt p-Dotierung in ein WSe₂ FET [20,21,22].

a Raman-Spektren des WSe₂ nach dem Tempern in Umgebungstemperatur bei 200 °C für 60 min (schwarze Linie), bei 350 °C für 60 min (rote Linie) und bei 500 °C für 5 min (blaue Linie). Die eingefügten Bilder entsprechen den optischen Bildern vor bzw. nach dem Tempern bei 500 °C. Maßstabsbalken =15 µm. b Raman-Mapping-Bilder nach dem Annealing bei 500 °C, Integration mit Banden bei 712 cm ⁻¹ und 806 cm ⁻¹ , bzw. Maßstabsbalken =10 µm. c Optische Bandlücke des WSe₂ vor, nach dem Tempern in Umgebungstemperatur bei 250 °C für 30 min und für 60 min. Ein eingefügtes Bild ist das optische Bild einer Monoschicht WSe₂ Flocke (beschriftet als Probe 1) mit Maßstabsbalken =10 µm. d Maximale PL-Intensität und entsprechende PL-Mapping-Bilder mit einem Maßstabsbalken von 10 μm

Wir führten Raman- und PL-Spektroskopie-Experimente durch, um den optischen Einfluss durch die Bildung von WO₃ . zu untersuchen . Abbildung 6a zeigt Raman-Spektren des WSe₂ nach dem Tempern in Umgebungstemperatur bei 200 °C für 60 min (schwarze Linie), bei 350 °C für 60 min (rote Linie) und bei 500 °C für 5 min (blaue Linie). Das Auftreten neuer Peaks um 712 cm ⁻¹ und 806 cm ⁻¹ durch das Tempern bei 500 °C, die sehr nahe an den Raman-Peaks von WO₃ . liegen (709 cm ⁻¹ und 810 cm ⁻¹ ) [39], unterstützen die Bildung von WO₃ Schicht auf WSe₂ Oberfläche. Eingefügte Bilder sind die optischen Bilder vor und nach dem Tempern bei 500 °C für 5 min. Raman-Mapping-Bilder, die in die Bänder von 712 cm ⁻¹ . integriert sind und 806 cm ⁻¹ in Abb. 6b zeigen die einheitlichen WO₃ Bildung auf WSe₂ Oberfläche.

a Raman-Spektren des WSe₂ nach dem Tempern in Umgebungstemperatur bei 200 °C für 60 min (schwarze Linie), bei 350 °C für 60 min (rote Linie) und bei 500 °C für 5 min (blaue Linie). Die eingefügten Bilder entsprechen den optischen Bildern vor bzw. nach dem Tempern bei 500 °C. Maßstabsbalken =15 µm. b Raman-Mapping-Bilder nach dem Annealing bei 500 °C, Integration mit Banden bei 712 cm ⁻¹ und 806 cm ⁻¹ , bzw. Maßstabsbalken =10 µm. c Optische Bandlücke des WSe₂ vor, nach dem Tempern in Umgebungstemperatur bei 250 °C für 30 min und für 60 min. Ein eingefügtes Bild ist das optische Bild einer Monoschicht WSe₂ Flocke (beschriftet als Probe 1) mit Maßstabsbalken =10 µm. d Maximale PL-Intensität und entsprechende PL-Mapping-Bilder mit einem Maßstabsbalken von 10 μm

Die PL-Spektroskopieanalyse wurde für zwei verschiedene Monolayer-WSe₂ . durchgeführt Flocken (beschriftet als Probe 1 und Probe 2), wie in Fig. 6c gezeigt. Der Einschub von Fig. 6c entspricht einem optischen Bild der Probe 1. Jedes WSe₂ Flocken wurden 30 min und 60 min bei 250 °C in Umgebungstemperatur getempert. Die optischen und PL-Mapping-Bilder der anderen Monoschicht WSe₂ Flocken (beschriftet als Probe 2) sind in der Zusatzdatei 1 enthalten:Abbildung S7. Mit zunehmender Ausheilzeit wurden die optischen Bandlücken des WSe₂ wurde breiter. Die optische Bandlücke wurde aus der Photonenenergie der maximalen Intensität im PL-Spektrum extrahiert, da dies der Resonanzfluoreszenz entspricht, die aus der Bandlücke stammt. Während die optische Bandlücke der Probe 1 vor dem Tempern mit ~ 1,60 eV gemessen wurde, entsprechend der Bandlücke der Monoschicht WSe₂ [27] änderte sich der Bandlückenwert nach 60 min Tempern auf ~ 1.61 eV. Obwohl die Zunahme (~ 10 meV) der optischen Bandlücke gering ist, kann dieses Phänomen durch die Bildung des WSe₂ . erklärt werden -WO₃ In-Plane-Heteroübergänge und der dielektrische Abschirmeffekt. Seit WO₃ hat eine größere Bandlücke von 2,75 eV im Vergleich zu WSe₂ (1.60 eV für eine Monoschicht) [40], die optische Bandlücke der Monoschicht WSe₂ Flocken nahmen durch das Glühen in Umgebungsluft zu. Darüber hinaus ist die Bildung von WO₃ auf WSe₂ kann aufgrund der größeren Dielektrizitätskonstante von WO₃ . einen stärkeren dielektrischen Abschirmeffekt erzeugen (~ 90) im Vergleich zu WSe₂ (~ 22) [41, 42]. Folglich führt der stärkere dielektrische Abschirmeffekt zu einer verringerten Exzitonenbindungsenergie und einer geringfügig erhöhten optischen Bandlücke während des thermischen Temperns [43].

Interessanterweise nahm diese im Hinblick auf die PL-Intensität offensichtlich mit zunehmender Ausheilzeit ab, wie in Fig. 6d gezeigt. Das PL-Löschverhalten der Monoschicht WSe₂ kann leicht in PL-Mapping-Bildern beobachtet werden, die die PL-Intensität in der Peakregion integrieren, wenn die Annealing-Zeit erhöht wird (Einschub von Fig. 6d). Ein ähnliches Phänomen wurde im MoS₂ . beobachtet mit Sauerstoffplasma behandelt [44]. Diese Ergebnisse können wie folgt erklärt werden. Seit WO₃ hat eine indirekte Bandlücke [40], die Bandstruktur von WSe₂ kann teilweise zu einer indirekten Bandlücke geändert werden, was zu einer verringerten PL-Intensität führt. Darüber hinaus ist die Gitterfehlanpassung zwischen den WSe₂ und WO₃ Strukturen bieten Fallen und Rekombinationsstellen in der Bandlücke von WSe₂ die die elektrischen und optischen Eigenschaften des WSe₂ . beeinflussen können . Zum Beispiel können Unordnung, Defekte und Schwefelleerstellen flache oder tiefe Fallenstellen im MoS₂ . erzeugen Schichten, die den Rekombinationsprozess auslösen [31, 45]. Daher treten mit zunehmender Ausheilzeit Unordnung und Defekte aufgrund der Gitterfehlanpassung des WSe₂ . auf -WO₃ Struktur zu einer nicht-strahlenden (Shockley-Read-Hall) Rekombination [45] und zu einer verringerten PL-Intensität. Zusammengenommen zeigen die experimentellen Ergebnisse der XPS-, Raman- und PL-Spektroskopie die Bildung von WO₃ auf der WSe₂ Oberfläche durch Tempern in Umgebungstemperatur, und diese stimmen gut mit neueren Untersuchungen zur Oxidation von 2D-Materialien überein [20, 46]. Außerdem wurde durch die Analyse der PL-Spektroskopie bestätigt, dass durch WO₃ . induzierte nichtstrahlende Rekombinationsstellen Schicht könnte zu den verbesserten Photoswitching-Eigenschaften beitragen, indem sie die Rekombinationsprozesse fördert.

Schlussfolgerungen

Zusammenfassend haben wir ambipolares WSe₂ . hergestellt FETs und untersuchten die elektrischen Eigenschaften und das Photoschaltverhalten vor und nach dem thermischen Tempern bei Umgebungstemperatur. Wir haben beobachtet, dass die WSe₂ FETs wurden erfolgreich p-dotiert und die Photoschaltreaktionen wurden nach dem thermischen Tempern in der Umgebung erheblich schneller. Die XPS-, Raman- und PL-Studien haben gezeigt, dass die WO₃ Schicht gebildet auf der WSe₂ Oberfläche kann die Rolle einer p-Dotierungsschicht und nicht strahlender Rekombinationsstellen spielen, um ein schnelleres Photoschaltverhalten zu fördern. Diese Studie liefert ein tieferes Verständnis der Auswirkungen auf die elektrischen und optoelektronischen Eigenschaften von ambipolarem WSe₂ FETs durch den einfachen p-Dotierungsprozess über das thermische Glühen in Umgebung.

Verfügbarkeit von Daten und Materialien

Alle Daten sind uneingeschränkt verfügbar.

Abkürzungen

2D:

Zweidimensional;

AFM:

Rasterkraftmikroskopie

FET:

Feldeffekttransistor;

PL:

Photolumineszenz;

TMDs:

Übergangsmetalldichalkogenide;

XPS:

Röntgenphotoelektronenspektroskopie;