Herstellung hochwertiger Graphen/TMD-Heterostrukturen: Fertigung und Spektralanalyse

Zusammenfassung

Van-der-Waals (vdW)-Heterostrukturen, die aus zweidimensionalen Materialien bestehen, haben aufgrund ihrer attraktiven elektrischen und optoelektronischen Eigenschaften große Aufmerksamkeit erhalten. In dieser Arbeit wurde zunächst hochwertiger großflächiger Graphenfilm durch chemische Gasphasenabscheidung (CVD) hergestellt; anschließend wurde der Graphenfilm auf SiO₂/Si-Substrat transferiert; dann wurden Graphen/WS₂- und Graphen/MoS₂-Heterostrukturen durch atmosphärendruck-CVD hergestellt, was durch direktes Wachsen von WS₂- und MoS₂-Material auf Graphen/SiO₂/Si-Substrat erreicht werden kann. Schließlich wurde die Testcharakterisierung der Graphen/TMD-Heterostrukturen durch AFM, SEM, EDX, Raman- und PL-Spektroskopie durchgeführt, um Morphologie und Lumineszenzgesetze zu erhalten und zu verstehen. Die Testergebnisse zeigen, dass Graphen/TMD-vdW-Heterostrukturen eine sehr hervorragende Filmqualität und spektrale Eigenschaften aufweisen. An der Grenzfläche der Graphen/TMD-Heteroübergänge besteht ein eingebautes elektrisches Feld, das zu einer effektiven Trennung von photoerzeugten Elektron-Loch-Paaren führen kann. Monolagen WS₂ und MoS₂ Materialien haben starke breitbandige Absorptionsfähigkeiten; photoerzeugte Elektronen aus WS₂ können zum darunterliegenden p-Typ-Graphen transferieren, wenn Graphen/WS₂-Heterostruktur-Material dem Licht ausgesetzt wird, und die verbleibenden Löcher können den Licht-Gate-Effekt induzieren, was im Gegensatz zu herkömmlichen Halbleiter-Photoleitern steht. Die Forschung zu spektralen Eigenschaften von Graphen/TMD-Heterostrukturen kann den Weg für die Anwendung neuartiger optoelektronischer Geräte ebnen.

Einleitung

Die Größe traditioneller siliziumbasierter Metall-Oxid-Halbleiter (CMOS) Transistoren wird mit steigender Chip-Integration kleiner, und die Herstellungsprozesse von Bauelementen werden viel komplizierter, weshalb Forscher begonnen haben, sich auf ultra-dünne Heterostruktur-basierte Optoelektronik zu konzentrieren [1, 2]. Zweidimensionale (2D) Heterostrukturen können durch die schwache Van-der-Waals (vdW)-Kraft zwischen den Schichten und die starke kovalente Bindung innerhalb der Schichten kombiniert werden. Die Schichten können durch Brechen der schwachen Van-der-Waals-Bindung getrennt und dann leicht auf andere Substrate transferiert werden [3]. Die Bildung neuer atomarer 2D-vdW-Heterostrukturen kann durch Stapeln verschiedener 2D-Materialien erreicht werden, und die Synergieeffekte von 2D-Heterostrukturen werden sehr wichtig. Gleichzeitig gibt es Ladungs-Umverteilungen und strukturelle Veränderungen zwischen benachbarten Kristallen in Heterostrukturen, die durch Anpassen der relativen Orientierung jedes Elementmaterials reguliert werden können. Verschiedene Heterostrukturen können nicht nur die Eigenschaften einzelner Materialien beibehalten, sondern auch neue physikalische Eigenschaften unter dem Synergieeffekt erzeugen [4, 5, 6]. vdW-Heterostrukturen sind die Materialgarantie für die Erforschung neuer physikalischer Phänomene und Gesetze, die mehr Möglichkeiten für nanoelektronische Bauelemente mit hervorragenden photoelektrischen Eigenschaften bieten können.

Da 2D-kristalline Materialien starke Wechselwirkungen mit Licht haben, haben sie als fotosensitive Materialien umfangreiche Aufmerksamkeit erregt [7]. Graphen ist das atomare 2D-Material mit hervorragenden elektrischen, optischen und mechanischen Eigenschaften, das breite Anwendung in der Optoelektronik findet [8, 9, 10]. Allerdings begrenzt der Defekt der Null-Bandlücke die Anwendung und Entwicklung von Graphen. Die Struktur von 2D-Übergangsmetall-Dichalkogeniden (TMDs) Materialien ist der von Graphen ähnlich, und ihre Bandlückenbreite ändert sich mit Schichtzahl und Dicke [11, 12]. TMDs- und Graphen-Materialien mit komplementären Vorteilen, die zusammen überlagert werden, können die Anwendung von Graphen und TMDs-Materialien im photoelektrischen Detektionsbereich fördern [13, 14, 15]. Die hohe Mobilität von Graphen kann die schnelle Ansprechzeit von Bauelementen gewährleisten, und die Van-Hove-Singularität in der elektronischen Zustandsdichte von TMDs-Materialien gewährleistet die starke Wechselwirkung zwischen Licht und Materialien, was die Lichtabsorption und die Erzeugung von Elektron-Loch-Paaren effektiv verstärken kann [16, 17]. 2D-Heterostrukturen wurden in neuen elektronischen und optoelektronischen Bauelementen weit eingesetzt, aufgrund ihrer Ladungstransport-Eigenschaften durch Tunneln oder Ladungsakkumulation, flexibler Energieband-Engineering und einzigartiger Interlayer-Exziton-Eigenschaften. Daher kann die Interlayer-Synergie-Wechselwirkung zwischen Graphen und TMDs-Materialien Bandstruktur, magnetische Eigenschaften und Exziton-Eigenschaften von Heterostrukturen effektiv kontrollieren. Graphen/TMD-Heterostrukturen weisen hohe Photosensitivität und Lichtansprechverhalten auf, aufgrund des starken Quantenconfinement-Effekts [18, 19]. Derzeit gibt es wenige Studien zu kontrollierbaren Herstellungsmethoden für großflächige, großformatige und hochwertige Graphen/TMD-Heterostrukturen. Und die Herstellungsprozesse von Heterostrukturen sind kompliziert, was in Bezug auf Reproduzierbarkeit und Kontrollierbarkeit noch eine große Herausforderung darstellt [20, 21]. Zudem ist es schwierig, die spektralen Eigenschaften von Graphen/TMD-Heterostrukturen zu verstehen und zu erfassen, was die Anwendung von Graphen/TMD-Heterostrukturen in zukünftigen optoelektronischen Bauelementen weitgehend behindert [22].

In dieser Arbeit wurden Graphen/WS₂- und Graphen/MoS₂-Heterostrukturen aus drei Arten von Halbleitermaterialien mit unterschiedlicher Dielektrizitätskonstante, Bandlückenbreite und Absorptionskoeffizient zusammengesetzt. Die 2D-Materialien wurden direkt auf Einkristall-Graphenfilm auf SiO₂/Si-Substrat gewachsen, um Graphen/TMD-Heterostrukturen zu bilden, was saubere Grenzflächen und atomaren Niveau-Übergang der Heterostrukturen gewährleisten kann. Die Struktur von Graphen, MoS₂ und WS₂ kann durch AFM, SEM, EDX, Raman- und Photolumineszenz-Spektroskopie analysiert werden, um die spektralen Eigenschaften von Graphen/TMD-Heterostrukturen zu beherrschen, was zur Herstellung von High-Electron-Mobility-Transistoren (HEMT) und Photodetektoren verwendet werden kann [23, 24, 25].

Methoden

Herstellung und Transfer von Graphen

Der großflächige, hochwertige Graphenfilm wurde durch CVD-System hergestellt, das aus Röhrenofen, Gasmischsystem und Vakuumpumpe besteht. Zunächst wurde Kupferfolie mit einer Größe von 10 cm × 10 cm in 1 mol/L Salzsäurelösung für 3 min Ultraschallreinigung gelegt. Dann wurde sie nacheinander mit Wasser und Ethanol gewaschen. Anschließend wurde sie durch Argon-Gas-Blasen getrocknet. Schließlich wurde sie in die Mitte des Quarzrohrs eingesetzt, und wir installierten das System und korrigierten den Luftdruck [26] (Abb. 1).

a CVD-Systemdiagramm des Graphenwachstums und b Temperaturkurve während des Graphenwachstums.

Wie bekannt, würde polykristalline Kupferfolie die Qualität von Graphen beeinflussen, daher ist es notwendig, das Kupferfoliensubstrat vor dem Graphenwachstumsexperiment zu glühen. Die spezifischen Bedingungen der Glühprozesse in Stufe 1 waren: Glühtemperatur, Zeit und Flussrate von Wasserstoff (H₂) Gas betrugen 1000 °C, 20 min bzw. 30 sccm. Zu diesem Zeitpunkt würde sich auf der Kupferfolienoberfläche ein großflächiger Einkristall-Domäne bilden, und H₂-Gas kann Kupferoxid reduzieren, was hochreines Kupfersubstrat ermöglicht. Die Wachstumstemperatur bleibt konstant beim Eintritt in Stufe 2, die Flussrate von H₂-Gas wurde auf 10 sccm angepasst, gleichzeitig wurde 35 sccm Methan (CH₄) Gas eingeführt, Wachstumszeit und Wachstumsdruck wurden jeweils auf 10 min und 1,08 Torr gehalten, und die Wachstumsrate von Graphen betrug in unserem CVD-Experiment ca. 16 μm/s, was die Herstellung relativ gleichmäßiger Monolagen-Graphenfilme sicherstellen würde [27, 28]. Schließlich wurde der Röhrenofen mit einer bestimmten Rate auf Raumtemperatur abgekühlt, was Beschädigung der Substratoberfläche vermeiden kann.

Im Folgenden werden die spezifischen Transferprozesse von Monolagen-Graphenmaterial auf SiO₂/Si-Substrat beschrieben [29]. Zunächst wurde PMMA-Lösung mit 4 % Massenanteil gleichmäßig auf die Oberfläche von Monolagen-Graphenmaterial mit 1 cm × 1 cm Größe durch Spin-Coating aufgebracht, Drehgeschwindigkeit und Zeit betrugen 3000 U/min bzw. 1 min. Anschließend wurde das Kupferfoliensubstrat mit (NH₄)₂(SO₄)₂-Lösung mit 3 % Massenanteil geätzt, Behandlungsdauer 3–4 h. Dann wurde PMMA/Graphen mit Glasobjektträger wiederholt 2–3 mal in deionisiertem Wasser gespült, und PMMA/Graphen wurde auf 50 °C Konstanttemperaturtisch durch SiO₂/Si-Substrat gebracht, was Wasserdampf zwischen Monolagen-Graphenmaterial und SiO₂/Si-Substrat entfernen kann, und Monolagen-Graphenmaterial kann besser an SiO₂/Si-Substrat haften. In diesem Schritt wurde SiO₂/Si-Substrat mit 1 × 1 cm² Größe 15 min ultraschallgereinigt mit Aceton, Ethanol und Wasser, und die Oberfläche des SiO₂/Si-Substrats ist sehr sauber und einheitlich, was dem Wachstum von Graphen/TMD-Heterostrukturen förderlich ist. Schließlich wurde PMMA/Graphen/SiO₂/Si 3–4 h in Acetonlösung gegeben, um PMMA aufzulösen, und wiederholt mit Alkohol und deionisiertem Wasser gewaschen, um sicherzustellen, dass Monolagen-Graphenfilm auf SiO₂/Si-Substrat transferiert werden kann.

Herstellung von Graphen/TMD-Heterostrukturen

In CVD-Dual-Temperaturzonen-Röhrenofen wurde Graphen/SiO₂/Si-Substrat für das Wachstum von MoS₂- und WS₂-Material verwendet. MoO₃, WO₃ und Schwefelpulver wurden als Molybdänquelle, Wolframquelle und Schwefelquelle verwendet. Hochreines Ar-Gas wurde ebenfalls verwendet, um Graphen/MoS₂- und Graphen/WS₂-Heterostrukturen herzustellen. Zunächst wurde das Quarzboot mit 100 mg Schwefelpulver am oberen Ende des Röhrenofens platziert. Dann wurden 2 mg MoO₃-Pulver (oder WO₃-Pulver) in ein anderes Quarzboot gefüllt, und das Graphen/SiO₂/Si-Substrat wurde umgekehrt auf MoO₃-Pulver (oder WO₃-Pulver) gelegt. Dann wurde das mit Graphen/SiO₂/Si-Substrat und MoO₃-Pulver (oder WO₃-Pulver) ausgestattete Quarzboot in den Hochtemperaturbereich des Röhrenofens eingesetzt. Der Heizgurt wurde um das Quarzrohr gewickelt, um das Schwefelpulver zu erhitzen, was sicherstellt, dass Schwefelpulver gut kontrolliert und gleichmäßig verdampft, wie in Abb. 2a gezeigt. Anschließend wurde hochreines Ar-Gas mit 50 sccm Flussrate als Trägergas verwendet, die Verdampfungstemperatur des Schwefelpulvers wurde auf 150 °C kontrolliert, Wachstumstemperatur und Wachstumszeit von MoS₂ und WS₂ betrugen 750 °C, 920 °C und 10 min. Gleichzeitig wurde die Temperatur der ersten Stufe 10 min bei 100 °C gehalten, um Wasserdampf des Röhrenofens zu entfernen. Das spezifische Temperaturänderungsdiagramm ist in Abb. 2b dargestellt. Anschließend begann Schwefelpulver zu sublimieren zu Schwefeldampf, und der Schwefeldampf erreicht den Hochtemperaturbereich des Röhrenofens, getrieben durch Ar-Gas. Er kann vollständig mit MoO₃- und WO₃-Pulver reagieren, und das Produkt wurde auf Graphen/SiO₂/Si-Substrat abgeschieden. Daher war die Wachstumsrate von Graphen/TMD-Heterostrukturen konsistent mit der von TMDs-Materialien [30]. Nach dem Wachstum von MoS₂- und WS₂-Material wurde der Röhrenofen natürlich auf Raumtemperatur abgekühlt, und die Farbe des Substrats wurde hellgelb.

a Herstellungsschema von Graphen/TMD-Heterostrukturen und b Beziehungskurve zwischen Wachstumstemperatur und Zeit.

Testcharakterisierung von Graphen/TMD-Heterostrukturen

In dieser Arbeit umfassen die Test- und Charakterisierungsmethoden von Graphen/TMD-Heterostrukturen hauptsächlich optisches Mikroskop (OM), Raman- und Photolumineszenz (PL) Spektroskopie, Feldemissions-Rasterelektronenmikroskop (FESEM), energiedispersive Röntgenspektroskopie (EDX) und Rasterkraftmikroskop (AFM). Zunächst kann die Oberflächenmorphologie von Graphen/TMD-Heterostrukturen durch optisches Mikroskop, SEM und AFM beobachtet werden. Die Schichtzahl der Heterostrukturen kann anhand des unterschiedlichen Kontrasts der Heterostruktur-Probe beurteilt werden. Dann wurden die spektralen Eigenschaften von Graphen/TMD-Heterostrukturen getestet und charakterisiert. Wachstumsmorphologie, Wachstumsmuster und Wachstumsmechanismus von TMDs-Materialien auf Graphenoberfläche wurden basierend auf den Charakterisierungsergebnissen analysiert und spekuliert [31]. Als Nächstes hat Raman-Spektroskopie Vorteile in Schnelligkeit, hoher Effizienz und geringer Zerstörung bei der Charakterisierung von 2D-Materialien. Sie kann die Wechselwirkung von Elektronen-Phononen auf der Probenoberfläche direkt beobachten, was sehr breite Anwendung in 2D-Materialien hat. Schichtzahl und Kristallqualität von 2D-Materialien können effektiv durch Analyse der charakteristischen Peak-Position von Raman-Spektren, der charakteristischen Peak-Position Wellenzahl-Differenz und anderer Eigenschaften von Graphen/TMD-Heterostrukturen beurteilt werden. Schließlich waren PL-Spektren auch eine wichtige Methode zur Charakterisierung und Analyse von 2D-Materialien. Wenn Bulk-Material zu Monolagen-Material verdünnt wird, ändert sich die Bandlückenbreite von TMDs-Material von indirektem Bandlücken-Halbleiter zu direktem Bandlücken-Halbleiter. Gleichzeitig wurde der Fluoreszenzeffekt signifikant verstärkt, und es gibt offensichtliche charakteristische Peaks in den PL-Spektren. Wenn jedoch die Kristallqualität von Graphen/TMD-Heterostrukturen nicht hoch war, wäre die charakteristische Peak-Intensität der PL-Spektren gering, selbst wenn die Probe wenige Schichten oder Monolagen hat. Daher können Schichtdicke und Kristallqualität der Probe auch durch PL-Spektren beurteilt werden. Zusätzlich können Verteilung, Elementartyp und Konzentrationsprozentsatz von Graphen/TMD-Heterostruktur-Filmen durch FESEM und EDX erhalten werden. Gleichzeitig wurde AFM-Test auch verwendet, um Oberflächensauberkeit, Rauheit und Materialdicke von Heterostruktur-Filmproben zu erfassen.

Sowohl PL- als auch Raman-Spektren wurden mit dem LabRAM HR Evolution Hochauflösungs-Raman-Spektrometer gesammelt, hergestellt von HORIBA Jobin Yvon (französisches Unternehmen) [32, 33]. Der Bereich von Raman- und PL-Spektren betrug 300 cm⁻¹–3000 cm⁻¹ bzw. 550–800 nm. Raman- und PL-Spektren waren 10 % bzw. 5 % Leistung. Folgende spezifische Testbedingungen: Spektrale Auflösung ≤ 0,65 cm⁻¹; räumliche Auflösung: horizontal ≤ 1 μm, vertikal ≤ 2 μm; 532 nm Laser, 50× Objektiv (Strahlfleckdurchmesser 1,25 μm, 100 % Laserleistung äquivalent 7500 μW/cm²); Scanzeit 15 s, kumulative Anzahl 2.

Ergebnisse und Diskussion

Optisches Mikroskopbild und Charakterisierung von Graphen/WS₂-Heterostruktur

Die Morphologie von Heterostrukturen kann durch das hochauflösende Mikroskop des Raman-Spektrometers unterschieden werden. Abb. 3a zeigt optische Mikroskopbilder von Graphen/WS₂-Heterostruktur an verschiedenen Positionen des SiO₂/Si-Substrats. Da die Farbe des auf SiO₂/Si-Substrat transferierten Graphenfilms nicht stark unterschiedlich war, ist der Graphenfilm relativ gleichmäßig und vollständig. Die Oberfläche von Graphen/SiO₂/Si-Substrat war abgesehen von wenigen Partikeln sauber, was auf bessere Graphenfilmqualität hinweist. Gleichzeitig wurde die Keimbildungsdichte von WS₂ maximal, wenn die Gaskonzentration im WS₂-Wachstumsexperiment ausreichend war. Und das auf Graphen/SiO₂/Si-Substrat gewachsene WS₂ war dreieckige Strukturkörner mit gleichmäßiger Kornoberfläche und einer Seitenlänge von ca. 120 μm. Die Form von WS₂ war regelmäßig und vollständig, und die Dicke war gleichmäßig, was viel größer ist als die Größe mechanisch exfolierter Proben [34]. In Abb. 3b ist die Fluoreszenzintensität der WS₂-Probe hoch und gleichmäßig verteilt, was darauf hindeutet, dass der dreieckige Monolagen-WS₂-Film höhere Qualität und weniger Defekte aufweist. Aus Abb. 3c, d ist ersichtlich, dass die Morphologie des WS₂-Filmproben dreieckig ist, und die Dicke des WS₂-Films beträgt 0,83 nm, was die Herstellung von Monolagen-WS₂-Film anzeigt. Zusätzlich wurde SEM zur Analyse der Morphologie des WS₂-Probenfilms verwendet, und die Morphologie war regelmäßiges Dreieck mit gleichmäßiger Dicke, wie in Abb. 3e gezeigt. In Abb. 3f sind Wolfram-, Schwefel- und Kohlenstoffelemente im EDX-Spektrum dargestellt, was zeigt, dass Graphen/WS₂-Heterostruktur-Material erfolgreich transferiert und hergestellt wurde.

a Optisches Mikroskopbild, b Mapping-Bild, c AFM-Bild, d Höhenprofilbild, e FE-SEM-Bild und f EDX-Spektrum von Graphen/WS₂-Heterostrukturen auf SiO₂/Si-Substrat.

Molekulare Schwingungs- und Rotationsinformationen des Materials können durch Raman-Spektroskopie erhalten werden, die Fingerabdruck-Schwingungsspektren zur Identifizierung der Materialstruktur sind. Schichtzahl und Kristallqualität von WS₂-Probe können effektiv durch charakteristische Peak-Position und Wellenzahldifferenz von Raman-Spektren beurteilt werden. Abb. 4a zeigt Raman-Spektren von WS₂-Probe an verschiedenen Positionen, die E¹₂g- und A₁g-charakteristischen Peaks befanden sich bei 350,4 cm⁻¹ bzw. 416,1 cm⁻¹. Wenn Bulk-WS₂ zu Monolagen-Material wird, erscheinen E¹₂g- und A₁g-charakteristische Peaks blau- bzw. rotverschoben. Daher kann die Schichtzahl durch die Wellenzahldifferenz zwischen zwei charakteristischen Peaks beurteilt werden, und die Wellenzahldifferenz betrug 65,7 cm⁻¹, so dass die dreieckigen WS₂-Körner Monolagen-Material waren. In Abb. 4b befand sich das stärkste Lumineszenzmaximum bei 626 nm, und die entsprechende Bandlücke betrug 1,98 eV, was mit der Bandlückenbreite von Monolagen-WS₂ konsistent ist. Wie bekannt, hängt die PL-Intensität von 2D-Material von Kristallqualität und Schichtzahl ab. Je weniger Defekte und Schichten das 2D-Material hat, desto höher die Leuchtintensität, was auf bessere Kristallqualität hinweist [35]. Variable-Leistungs-Charakterisierung kann auf nW-Niveau durchgeführt werden, um Laserbeschädigung der Probe zu verhindern. Aus Abb. 4c ist ersichtlich, dass die Peak-Position des E¹₂g-Ebenenschwingungsmodus mit zunehmender Anregungsleistung im Wesentlichen unverändert bleibt, und der A₁g-Schwingungsmodus zwischen den Ebenen in Richtung kürzerer Wellenzahl verschiebt. Dies liegt daran, dass der A₁g-Schwingungsmodus in starkem Zusammenhang mit Elektronenkonzentration steht, und die Erhöhung der Elektronenkonzentration zur Reformation der Bandlücke führen würde. Wie in Abb. 4d gezeigt, nimmt die PL-Spektren-Intensität von WS₂ mit zunehmender Laserleistung zu, und es existiert Fluoreszenz-Quenching-Phänomen, was auf Reformation der Bandlücke und Interlayer-Wechselwirkung von Heterostrukturen zurückzuführen ist. Gleichzeitig kann festgestellt werden, dass die lokale Temperatur des Materials sich mit zunehmender Laserleistung fast nicht ändert. Dies liegt daran, dass WS₂ atomares Schicht-Nanomaterial ist.

Spektrale Charakterisierung von WS₂. a Raman-Spektren an verschiedenen Positionen, b PL-Spektren an verschiedenen Positionen, c Leistungsabhängige Raman-Spektren und d Leistungsabhängige PL-Spektren.

Schichtzahl-Charakterisierung und Qualitätsinformationen von Graphenmaterial können durch Raman-Spektroskopie erhalten werden. In Abb. 5a haben die Raman-Beugungsspektren von Graphen an verschiedenen Positionen drei Hauptcharakteristika: D-Peak, G-Peak und 2D-Peak, die sich bei 1330 cm⁻¹, 1583 cm⁻¹ bzw. 2674 cm⁻¹ befinden. Der D-Peak hängt mit der Unordnung der Graphen-Gitterstruktur zusammen, und die Position des D-Peaks ist blauverschoben, wenn Graphenmaterial mehr Gitterdefekte hat, was Defekte und Verunreinigungsgehalt des Kristalls reflektieren kann. Der 2D-Peak ist der Zwei-Phonon-Zweitordnungs-Resonanz-Raman-Peak, der die Anordnung der Kohlenstoffatome von Graphenmaterial anzeigen kann. Außerdem wird der G-Peak durch den E₂g-Modus des ersten Brillouin-Zonen-Zentrums verursacht, die Peak-Höhe nimmt fast linear mit der Schichtzahl von Graphen zu, und die G-Peak-Intensität steht in gewissem Maße mit dem Doping von Graphen in Verbindung. Das relative Verhältnis von 2D-Peak und G-Peak kann verwendet werden, um die Schichtzahl von Graphen grob zu bestimmen, und das Verhältnis von D-Peak zu G-Peak würde abnehmen, wenn die Defektdichte zunimmt. Der schwache D-Peak erscheint in den Raman-Spektren von Graphen, wenn das Wachstum von MoS₂ (oder WS₂) Material abgeschlossen war, was darauf hindeutet, dass die Graphen-Domäne noch hohe Qualität beibehält. Die 2D-Peak-Intensität des exponierten Graphenbereichs schwächte sich ab, was durch den Hochtemperatur-Wachstumsprozess beeinflusst wird. Die volle Breite bei halber Maxima (FWHM) des Graphen-2D-Peaks nimmt allmählich mit zunehmender Schichtzahl zu, und die Peak-Position des 2D-Peaks ist blauverschoben, was mit der Energieband-Beziehung von Graphenmaterial zusammenhängen könnte. Die elektronische Energiebandstruktur spaltet sich mit zunehmender Schichtzahl auf, und verschiedene Phonon-Resonanz-Streuungsprozesse würden auftreten. Der Exziton-Peak würde durch Absorption mehr Energie angeregt, was zur Blauverschiebung der 2D-Peak-Position führen würde. Die Peak-Intensität des G-Peaks an Punkt C und E ist signifikant höher als die des 2D-Peaks. Das I₂D/I_G-Verhältnis nimmt mit zunehmender Dicke ab, und der transferierte Graphen in diesem Experiment war nicht sehr gleichmäßig, was im zulässigen Bereich liegt. Abb. 5b zeigt die leistungsabhängigen Raman-Spektren von Monolagen-Graphen. Die G- und 2D-Peak-Intensität von Graphen nimmt allmählich mit zunehmender Laserleistung und Temperatur zu, und es gibt im Wesentlichen keine Änderung der Peak-Position und FWHM. G-Peak und 2D-Peak befanden sich bei 1581 cm⁻¹ bzw. 2672 cm⁻¹, und die Intensität der beiden charakteristischen Peaks unterscheidet sich stark. Aufgrund der Wechselwirkungsänderung zwischen Graphen und darunterliegendem SiO₂ verringert sich das charakteristische Peak-Verhältnis I₂D/I_G. Gleichzeitig gab es keine D-Defekt-Peaks in den Raman-Spektren, was darauf hindeutet, dass der ausgewählte Graphenbereich hohe Qualität hat und die Kohlenstoffatome hochgeordnet sind.

Spektrale Charakterisierung von Graphen. a Raman-Spektren an verschiedenen Positionen und b Leistungsabhängige Raman-Spektren.

Raman-Spektroskopie wurde verwendet, um Graphen/WS₂-Heterostruktur-Material zu charakterisieren und zu analysieren, und es gab zwei Spektren von 300 cm⁻¹ ≤ ω ≤ 500 cm⁻¹ und 1400 cm⁻¹ ≤ ω ≤ 3000 cm⁻¹, die durch Lorentz-Funktion gefittet wurden. Es gab die E¹₂g- und A₁g-Moden charakteristischen Peaks von WS₂ im Bereich 300 cm⁻¹ ≤ ω ≤ 500 cm⁻¹. Der E¹₂g-Phonon-Modus ist die in-plane Verschiebung von Schwefel- und Wolframatomen, während der A₁g-Phonon-Modus die out-of-plane Verschiebung von Schwefelatomen ist, die obigen Phonon-Modus-Positionen und Intervalle variieren mit Schichtzahl. G- und 2D-Peaks von Graphen erscheinen im Spektralbereich 1400 cm⁻¹ ≤ ω ≤ 3000 cm⁻¹, und Schichtzahl und Kristallqualitätsinformationen von Graphen können gemäß Intensitätsverhältnis und Peak-Position der charakteristischen Peaks erhalten werden.

Die Frequenzdifferenz zweier verschiedener Davydov-Splitting-Peaks kann die Wechselwirkungsstärke von vdW-Heterostrukturen reflektieren. Daher hängt die intralayer schwingende Phonon-Modus-Frequenz von mehrschichtigen 2D-Materialien auch von Interlayer-Kopplung und Schichtzahl ab. Abb. 6a zeigt die Raman-Spektren-Testcharakterisierung von Graphen/WS₂-Heterostruktur an verschiedenen Punkten unter 532 nm Laser. Es zeigte sich, dass die Intensität des E¹₂g-charakteristischen Peaks höher war als die des A₁g-charakteristischen Peaks, und die E¹₂g- und A₁g-charakteristischen Peaks befanden sich bei 349,3 cm⁻¹ bzw. 417,1 cm⁻¹. Die Raman-Spektren 2D- und G-Peaks von Graphen/WS₂-Heterostruktur befanden sich bei 1591,5 cm⁻¹ bzw. 2680,9 cm⁻¹, und die Peak-Positionen von 2D- und G-Peaks stiegen im Vergleich zu reinem Graphen an, was mit effektiver Interlayer-Kopplung von WS₂-Nanoschichten und Spannungseffekt durch Hochtemperaturerhitzung während CVD-Wachstum zusammenhängen könnte. Die Raman-Spektren von Graphen/WS₂-Heterostruktur-Material sind nur die Summe der einzelnen separierten WS₂- und Graphen-Spektren, was die Bildung von vdW-Heteroübergangs-Grenzfläche bestätigen kann. Die PL-Spektren-Intensität hängt von Kristallqualität und Schichtzahl ab. Raman-Spektroskopie konzentriert sich auf den Einfluss der Heterostruktur-Bildung auf Schwingungsmodi, und die elektronische Bandstruktur von TMDs-Heterostruktur-Material kann hauptsächlich durch PL-Spektren erhalten werden. Abb. 6b zeigt die PL-Spektren von Graphen/WS₂-Heterostruktur an verschiedenen Punkten. Das stärkste Lumineszenzmaximum befand sich bei 624 nm, und die entsprechende Bandlücke betrug 1,99 eV, was mit der Bandlückenbreite von Monolagen-WS₂ konsistent ist. Das Graphen/WS₂-Heterostruktur-Material an verschiedenen Positionen hat unterschiedliche Intensität und Form der PL-Spektren, und die Kristallqualität ist nicht sehr gut. Daher müssen die Herstellungsprozesse von Heterostrukturen weiter verbessert werden. Die PL-Spektren-Intensität von Graphen/WS₂-Heterostruktur ist schwächer als die von WS₂. Dies liegt daran, dass die Interlayer-Kopplung von Graphen/WS₂-Heterostruktur die Exziton-Fluoreszenz des Heterostruktur-Bereichs ändert, was zur Trennung von Elektron-Loch-Paaren und Reduktion der Fluoreszenz führen würde. Gleichzeitig verschiebt sich die Peak-Position, wenn Graphen/WS₂-Heterostruktur gebildet wird, und der Ladungstransfer kann Verschiebung der Fermi-Fläche verursachen, was freie Exzitonen in geladene Exzitonen umwandeln kann. Abb. 6c zeigt die leistungsabhängigen Raman-Spektren von Graphen/WS₂-Heterostruktur. Der in-plane Phonon-Modus E¹₂g charakteristische Peak und der out-of-plane Phonon-Modus A₁g charakteristische Peak befanden sich bei 356 cm⁻¹ bzw. 418 cm⁻¹, wo der obige charakteristische Peak mit zunehmender Laserleistung zunimmt. Die Peak-Position und Form des charakteristischen Peaks waren innerhalb des Einkristalls gleichmäßig, und die elektronischen Eigenschaften von WS₂ auf Graphen/SiO₂/Si-Substrat waren gleichmäßig. Die Dicke von WS₂-Schicht kann gemäß Frequenzdifferenz zwischen A₁g- und E¹₂g-charakteristischen Peaks bestimmt werden, und der durchschnittliche Abstand betrug 62 ± 0,2 cm⁻¹, was mit der Dicke von Monolagen-WS₂ konsistent ist. Im Vergleich zu den Peak-Positionen von intrinsischem Graphen änderten sich G-Peak und 2D-Peak-Positionen von Graphen/WS₂-Heterostruktur von 1578,7 cm⁻¹ und 2685,8 cm⁻¹ zu 1582,2 cm⁻¹ bzw. 2689,5 cm⁻¹. Außerdem wird die Intensität des G-Peaks stärker als die des 2D-Peaks mit zunehmender Laserleistung, und Abnahme des I₂D/I_G-Verhältnisses, was durch Wechselwirkungsänderung zwischen Graphen und SiO₂/Si-Substrat verursacht wird [36, 37]. Aus Abb. 6d ist ersichtlich, dass die PL-Intensität von Graphen/WS₂-Heterostruktur mit zunehmender Laserleistung zunimmt, die FWHM der PL-Spektren ebenfalls zunimmt, und die Form der PL-Spektren sich ändert. Der Grund ist, dass die Testtemperatur um die Heterostruktur herum steigt, und es auch starke Interlayer-Kopplung an der Grenzfläche von Graphen/WS₂-Heteroübergang gibt.

Spektrale Charakterisierung von Graphen/WS₂-Heterostruktur. a Raman-Spektren an verschiedenen Positionen; b PL-Spektren an verschiedenen Positionen; c Leistungsabhängige Raman-Spektren; und d Leistungsabhängige PL-Spektren.

Die Raman-Spektren von Graphen/WS₂-Heterostruktur unterschieden sich signifikant von denen des exponierten Graphenbereichs, wie in Abb. 7a gezeigt. Erstens steigt der spektrale Hintergrund mit zunehmender Wellenzahl an, und der Hintergrund stammt von den PL-Spektren von WS₂, was das Vorhandensein von Graphen/WS₂-Heterostruktur bestätigt. Zweitens kann WS₂-Material die 2D-charakteristische Peak-Intensität von Graphen unterdrücken. Drittens verschieben sich sowohl G-Peak als auch 2D-Peak von Graphen/WS₂-Heterostruktur nach oben im Vergleich zu den Spektren von nacktem Graphenmaterial. Aufgrund der Interlayer-Kopplung zwischen Graphen und WS₂ würde sich auch der 2D-Peak nach oben verschieben, und mechanische Spannung hat auch Einfluss auf Raman-Verschiebung von Graphen. Der Enhancement-Faktor (EF) ist das Verhältnis der maximalen Peak-Intensität von Graphen/WS₂-Heterostruktur geteilt durch die maximale Peak-Intensität von Graphen. Die maximale Peak-Intensität des G-Peaks steigt von 460 auf 830, und die maximale Peak-Intensität des 2D-Peaks steigt von 340 auf 1460, und die entsprechenden EF betrugen 1,8 bzw. 4,3. Das D-Peak-Signal ist signifikant verstärkt, wenn Graphen/TMD-Heterostrukturen gebildet werden. Daher ist das I_D/I_G-Verhältnis von Monolagen-Graphen schwächer als das von Graphen/WS₂-Heterostruktur. Dies liegt daran, dass die Extrusion von WS₂ auf Graphen Einfluss auf die Struktur von Graphen hat, was zur Erscheinung einer kleinen Anzahl von Defekten führen würde. In Abb. 7b ist die PL-Intensität von Graphen/WS₂-Heterostruktur höher als die von nacktem Graphen, was mit effektiver Interlayer-Kopplung und Spannungseffekt zusammenhängen könnte. Gleichzeitig stieg die maximale Intensität der PL-Spektren von 270 auf 1410, und der entsprechende EF beträgt 5,23. Die Intensitätsverstärkung des charakteristischen Peaks kann der Kopplung von Graphen/WS₂-Heterostruktur zugeschrieben werden.

a Raman-Spektren und b PL-Spektren Charakteristikvergleich von Graphen vor und nach WS₂-Wachstum.

Raman-Spektroskopie kann verwendet werden, um Kristallqualität und Filmdicke von 2D-Materialien zu bewerten. Der Raman-Spektren-Vergleich von WS₂ und Graphen/WS₂-Heterostruktur ist in Abb. 8a gezeigt. Im Vergleich zu Raman-Spektren von WS₂ war die A₁g-Moden charakteristische Peak-Position von Graphen/WS₂-Heterostruktur blauverschoben, und die Intensität der E¹₂g- und A₁g-Moden charakteristischen Peaks war höher als die von WS₂, und der Graphen/WS₂-Heterostruktur-Film hat hervorragende Kristallinität. Der Grund ist, dass die Kopplung zwischen Schichten verstärkt werden kann, wenn zwei Materialien gestapelt werden, um Heterostruktur zu bilden, was Interlayer-Wechselwirkungskräfte erzeugen würde. Die maximale E¹₂g- und A₁g-charakteristische Peak-Intensität steigt von 3400 und 1100 auf 6500 bzw. 2950. Und die Enhancement-Faktoren (EF) betragen 1,9 bzw. 2,7. Zusätzlich sind Monolagen-WS₂ und Mehrschicht-WS₂ direkte bzw. indirekte Bandlücken-Halbleitermaterialien. Daher kann PL-Spektroskopie verwendet werden, um Schichtzahl von WS₂-Probe zu identifizieren. In Abb. 8b zeigen die beiden Materialien, dass die stärkste PL-Emission bei ca. 626 nm lag, und die Bandlücke lag bei ca. 1,98 eV, was mit Bandlücke von mechanisch exfoliertem Monolagen-WS₂ konsistent ist. Die PL-Intensität von Graphen/WS₂-Heterostruktur war stärker als die von Monolagen-WS₂. Die Gründe sind: Erstens stimmt die Austrittsarbeit zwischen Graphen und WS₂ nicht überein. Zweitens wurde internes Feld gebildet. Drittens können Photoelektronen von WS₂ zu Graphen transferieren. Viertens behält WS₂-Material Löcher. Die maximale Intensität des stärksten Peaks steigt von 7450 auf 19.320, und die EF der PL-Spektren beträgt 2,6. Die Zunahme der Peak-Intensität ist auf die Kopplung zwischen Graphen- und WS₂-Materialien zurückzuführen.

a Raman-Spektren und b PL-Spektren Charakteristikvergleich zwischen WS₂ und Graphen/WS₂-Heterostruktur.

Optisches Mikroskopbild und Charakterisierung von Graphen/MoS₂-Heterostruktur

Die optischen Mikroskopbilder von Graphen/MoS₂-Heterostruktur auf SiO₂/Si-Substrat sind in Abb. 9a gezeigt. Wir fanden, dass die Farbe des auf SiO₂/Si-Substrat transferierten Graphens nicht stark vom Original abwich. Die Oberfläche war abgesehen von wenigen Partikeln in einigen Bereichen relativ sauber. Diese Ergebnisse zeigen, dass der Graphenfilm einheitlich und vollständig gebildet ist. Der MoS₂-Dünnfilm bedeckt Graphen/SiO₂/Si-Substrat, was zu kontinuierlichem Graphen-Dünnfilm über Korngrenzen hinweg verbunden werden kann. Die hergestellte Graphen/MoS₂-Heterostruktur war kontinuierlich und intakt, und die Probenoberfläche war relativ sauber, was gute Oberflächengleichmäßigkeit aufweist. Die lokale Fluoreszenzintensitätsverteilung ist nicht einheitlich, wenn viele Defekte vorhanden sind. Abb. 9b zeigt die in-plane Fluoreszenzintensitätsverteilung von dreieckigem Monolagen-MoS₂-Film. Das Kristallgitter der Probe hat weniger Defekte. In Abb. 9c, d wird der Oberflächenzustand des Materials durch AFM beobachtet, und der Höhenunterschied zwischen Materialkante und Graphen/SiO₂/Si-Substrat wird gemessen, um Materialdicke zu beurteilen, die Dicke von Monolagen-MoS₂-Material beträgt ca. 0,81 nm. Aus SEM-Testergebnis ist die Morphologie des MoS₂-Filmproben dreieckiger Flocken, wie in Abb. 9e gezeigt. Aus Abb. 9f ist ersichtlich, dass Molybdän-, Schwefel- und Kohlenstoffelemente im EDX-Spektrum gleichmäßig verteilt sind, was anzeigt, dass Graphen/MoS₂-Heterostruktur erfolgreich hergestellt wurde.

a Optisches Mikroskopbild, b Mapping-Bild, c AFM-Bild, d Höhenprofilbild, e FE-SEM-Bild und f EDX-Spektrum von Graphen/MoS₂-Heterostruktur auf SiO₂/Si-Substrat.

Die Interlayer-Wechselwirkung schwächt sich mit abnehmender Filmdicke ab. Der A₁g-Moden charakteristische Peak ist rotverschoben, während der charakteristische Peak des E¹₂g-Modus blauverschoben ist. Als Ergebnis wird der Frequenzabstand zwischen A₁g- und E¹₂g-Schwingungsmoden kleiner, was zur Identifizierung der Dicke von 2D-Materialien verwendet werden kann. Abb. 10a zeigt Raman-Spektren von MoS₂ an verschiedenen Positionen. Die charakteristischen Peaks des E¹₂g-Modus und A₁g-Modus befanden sich bei 381,2 cm⁻¹ bzw. 400,5 cm⁻¹. Und der Peak-Abstand betrug 19,3 cm⁻¹, was das Vorhandensein von Monolagen-MoS₂ anzeigt. Aufgrund der Van-der-Waals-Kraft zwischen den Schichten sind die Frequenzen der beiden Schwingungsmoden, die sich in gleicher oder entgegengesetzter Richtung zwischen benachbarten Atomen in den Schichten bewegen, leicht unterschiedlich. PL-Spektren werden verwendet, um Lichteigenschaften von MoS₂-Film zu erhalten, wie in Abb. 10b gezeigt. Wie bekannt, war die Leuchtintensität von Monolagen-MoS₂ viel größer als die von Mehrschichten, und die elektronische Bandstruktur änderte sich von indirekter zu direkter Bandlücke, als die Schichtzahl von MoS₂-Material von Mehrschicht zu Einzelschicht wechselte. Daher gab es nur den starken Emissionspeak von Monolagen-MoS₂. Zusätzlich war der stärkste PL-Peak bei 678,5 nm, und die entsprechende direkte Bandlücke betrug 1,83 eV, was nahe am Bandlückenwert von mechanisch exfoliertem MoS₂-Film liegt. Aus Abb. 10c ist ersichtlich, dass die charakteristische Peak-Intensität der Raman-Spektren mit zunehmender Laserleistung zunimmt und die Peak-Positionen des E¹₂g- und A₁g-Modus charakteristischen Peaks blauverschoben sind. Dies liegt daran, dass die Raman-Peak-Linie mit zunehmender Temperatur und Laserleistung eine gewisse Frequenzverschiebung hätte. Abb. 10d zeigt die leistungsabhängigen PL-Spektren von MoS₂, die Leuchtintensität nimmt entsprechend mit zunehmender Laserleistung zu, und die stärkste PL-Peak-Position war blauverschoben.

Spektrale Charakterisierung von MoS₂. a Raman-Spektren an verschiedenen Positionen, b PL-Spektren an verschiedenen Positionen, c Leistungsabhängige Raman-Spektren und d Leistungsabhängige PL-Spektren.

Ein hochfrequenter Schicht-Schwingungs-Phonon-Modus von Monolagen-2D-Material würde in N entsprechende hochfrequente Moden in N-Schicht-2D-Material aufspalten, was zu Davydov-Splitting führen würde. Abb. 11a zeigt Raman-Spektren von Graphen/MoS₂-Heterostruktur, und es gab G-, 2D-Peaks von Graphen und E¹₂g- und A₁g-Peaks von MoS₂, was die Bildung von geschichtetem Graphen/MoS₂-Heterostruktur-Material anzeigt. Die E¹₂g- und A₁g-Raman-charakteristischen Peaks von MoS₂ befanden sich bei 375,5 cm⁻¹ bzw. 394,4 cm⁻¹. Und der Peak-Abstand betrug 18,9 cm⁻¹. Im Vergleich zu intrinsischem Graphen verschieben sich G-Peak und 2D-Peak-Positionen von Graphen/MoS₂-Heterostruktur zu größeren Wellenzahlen, und G-Peak und 2D-Peak bewegen sich von 1581 und 2672 cm⁻¹ zu 1587 bzw. 2674 cm⁻¹. Zusätzlich ist die Intensität des G-Peaks stärker als die des 2D-Peaks. Der Anstieg der 2D- und G-Peaks-Positionen hängt mit effektiver Interlayer-Kopplung und Spannungseffekt zusammen. Im Vergleich zu Raman-Spektren von MoS₂-Material sind die Spektren von Graphen/MoS₂-Heterostruktur-Material signifikant verschoben aufgrund der Verstärkung der Interlayer-Atomwechselwirkung, und die Peak-Intensität kann auch signifikant verstärkt werden. Aus Abb. 11b ist ersichtlich, dass Graphen/MoS₂-Heterostruktur zwei Absorptionspeaks bei 621 nm und 683 nm hat und die entsprechenden Bandlücken 1,99 eV bzw. 1,82 eV nach Umrechnungsbeziehung zwischen Wellenlänge und Elektronenvolt waren. Die Leuchtintensität von Graphen/MoS₂-Heterostruktur war niedriger als die von intrinsischem MoS₂. Die Gründe für diese Phänomene sind, dass Graphenmaterial einen abschwächenden Effekt auf Fluoreszenz von MoS₂-Material hat und dass elektronische Energieband und elektronische Verteilung durch Interlayer-Kopplung geändert werden können, was PL- und Raman-Spektren stark verändern kann.

Spektrale Charakteristika von Graphen/MoS₂-Heterostruktur. a Raman-Spektren an verschiedenen Positionen, b PL-Spektren an verschiedenen Positionen, c Leistungsabhängige Raman-Spektren und d Leistungsabhängige PL-Spektren.

Abb. 11c zeigt die leistungsabhängigen Raman-Spektren von Graphen/MoS₂-Heterostruktur, die Raman-Peak-Intensitäten von G, 2D, E¹₂g und A₁g nehmen mit zunehmender Laserleistung zu. Der Peak-Positionsunterschied zwischen E¹₂g und A₁g wird allmählich mit zunehmender Schichtzahl von MoS₂-Material verstärkt. Die charakteristischen Peak-Positionen von E¹₂g und A₁g betrugen 377,2 cm⁻¹ bzw. 396,7 cm⁻¹. Und der Peak-Positionsunterschied betrug 19,5 cm⁻¹, was beurteilt werden kann, dass MoS₂-Material Monolage ist. Gleichzeitig wurden G- und 2D-Peaks von Graphen rot- bzw. blauverschoben. Dies liegt daran, dass Graphenmaterial mit MoS₂ dotiert ist. Aus Abb. 11d ist ersichtlich, dass es zwei PL-Peaks von Graphen/MoS₂-Heterostruktur gab. Diese PL-Peaks entsprechen dem Komplexübergang von A- und B-Exzitonen, wobei die Lichtemission entsprechend der direkten Bandlücken-Exziton-Rekombination 1,84 eV betrug, während der Peak entsprechend der indirekten Bandlücken-Exziton-Rekombination bei 2,0 eV lag. Die Leuchtintensität des stärksten Peaks nimmt mit zunehmender Laserleistung zu, und die Peak-Position der stärksten PL-Spektren ist rotverschoben. Dies ist auf die p-Typ-Leitfähigkeit von Graphen und die Änderung der Bandstruktur zurückzuführen, wenn Graphen- und MoS₂-Materialien gestapelt wurden. Zusätzlich ermöglicht die Anordnung der Energiebänder an der Grenzfläche den Transfer von Elektronen aus elektronenreichem MoS₂ zu p-Typ-Graphenmaterial.

Schlussfolgerung

Graphen/TMD-basierte Heterostrukturen, bei denen WS₂ und MoS₂ als TMDs-Material verwendet wurden, wurden erfolgreich direkt auf Graphenfilmen durch APCVD synthetisiert. Morphologie, spektrale Eigenschaften und Lumineszenzgesetze von Heterostrukturen können durch AFM, SEM, EDX, Raman- und PL-Spektroskopie erhalten werden, und die Heterostrukturen zeigen hervorragende Photosensitivität. Im Vergleich zu intrinsischem Graphenmaterial sind die G- und 2D-Peak-Positionen von Graphen/TMD-Heterostrukturen blauverschoben, die Intensität des G-Peaks ist stärker als die des 2D-Peaks mit zunehmender Laserleistung und Abnahme des I₂D/I_G-Verhältnisses. Aufgrund des Vorhandenseins eines internen elektrischen Feldes können photoerzeugte Elektron-Loch-Paare an der Grenzfläche von Graphen/TMD-Heterostrukturen effektiv getrennt werden, was das Lichtansprechen stark verbessern könnte. Diese Forschung könnte effektiv die Verbesserung der Herstellungsprozesse für großflächige, hochwertige Heterostrukturen leiten und auch den Weg für die Anwendung von Graphen/TMD-Heterostrukturen im optoelektronischen Bauelementebereich ebnen.

Verfügbarkeit von Daten und Materialien

Die Experimentaldaten, die die Schlussfolgerung dieses Manuskripts stützen, wurden in diesem Manuskript gegeben.

Abkürzungen

2D TMDs:

Zweidimensionale Übergangsmetall-Dichalkogenide

vdWs:

Van der Waals

HEMT:

High-Electron-Mobility Transistoren (Hochbeweglichkeits-Transistoren)

PMMA:

Polymethylmethacrylat

MoS₂:

Molybdändisulfid

APCVD:

Atmosphärendruck-Chemische Gasphasenabscheidung

WO₃:

Wolframtrioxid

OM:

Optische Mikroskopie

PL:

Photolumineszenz

MoO₃:

Molybdäntrioxid