Identification optique rapide de la formation de défauts dans la monocouche WSe2 pour l'optimisation de la croissance

Introduction

TMDC ultrafins (MX₂ , M = Mo, W; X = Se, S, etc.) ont été largement appliqués dans les domaines d'applications photoniques et optoélectroniques, tels que les photodétecteurs [1,2,3,4], les transistors ultrafins [5, 6], les dispositifs photovoltaïques [7, 8], capteurs [9, 10] et électrocatalyse [11]. Par rapport à la méthode d'exfoliation mécanique, le dépôt chimique en phase vapeur (CVD) présente de grands avantages dans la production massive, la morphologie et le contrôle de la structure [12,13,14,15], qui sont fortement souhaités pour le développement de matériaux flexibles sur de grandes surfaces et les applications de dispositifs optoélectroniques [ 2, 16, 17, 18]. Cependant, la formation de défauts de réseau dans les matériaux bidimensionnels (2D) au cours de la croissance CVD est préjudiciable à ses propriétés photoélectriques, à ses performances et même à sa stabilité cristalline. Par exemple, la mobilité des trous de WSe₂ transistor à effet de champ fabriqué à l'aide d'une monocouche développée par CVD est bien en deçà des prédictions théoriques [19]. La distribution d'émission de photoluminescence (PL) non uniforme induite par la formation de défauts a été largement observée dans la monocouche de TMDC développées [20,21,22,23,24]. La monocouche de TMDC cultivés par CVD montre une mauvaise stabilité du réseau dans l'air [25]. La densité élevée de défauts dans les matériaux 2D cultivés par CVD limite considérablement les performances et la stabilité de leurs appareils, en particulier pour les appareils exposés à l'air pendant une longue période.

Les méthodes les plus directes et les plus efficaces pour la détection des défauts des matériaux 2D sont la microscopie électronique à transmission (MET) [26] et la technique de microscopie à effet tunnel (STM) [27]. Mais ces méthodes nécessitent généralement un transfert d'échantillons, ce qui peut provoquer de nouveaux défauts. De plus, ces méthodes prennent du temps et ne détectent les défauts que dans une petite zone. Pour l'optimisation de la croissance, une méthode d'évaluation rapide et non destructive est très demandée. La spectroscopie Raman est une méthode importante et non destructive pour sonder la vibration du réseau, la distorsion du réseau et les propriétés électroniques des matériaux [28, 29]. Par exemple, le XeF₂ défauts induits par le traitement dans WSe₂ ont été étudiées en comparant les E ¹ _2g l'intensité du pic, le décalage du pic et la pleine largeur à mi-hauteur (FWHM) [30]. La spectroscopie PL montre des avantages pour déterminer rapidement les propriétés optiques et détecter les TMDC de la structure électronique sans endommager. Il est donc largement utilisé pour étudier les propriétés optiques des TMDC [2, 31, 32]. De plus, la PL est assez sensible aux excitons, trions et défauts dans les TMDC monocouches [33,34,35,36]. Rosenberger et al. montrent une relation inverse entre l'intensité PL de la monocouche WS₂ et la densité de défauts [21]. D'autres recherches montrent que le faible PL est principalement dû à la formation d'excitons chargés négativement [37]. Par conséquent, la caractérisation optique offre une méthode rapide et non destructive pour évaluer les défauts localisés et la qualité cristalline des TMDC.

Le temps de croissance et la température de croissance sont les deux paramètres les plus importants affectant la croissance des matériaux 2D. Ces effets sur la durée de croissance des WSe₂ cultivés par CVD monocouche ont été rapportés auparavant [38]. Par conséquent, dans ce travail, nous essayons de nous concentrer sur la différence de propriété optique de WSe₂ cultivées à différentes températures et étudier les différences de stabilité cristalline induites par les défauts. Les performances optiques et la qualité du réseau sont examinées à l'aide des techniques confocales Raman et PL pour l'optimisation de la croissance. Les défauts cristallins affaiblissent l'intensité d'émission PL et conduisent à une distribution d'émission non uniforme dans le triangle WSe₂ domaine en raison de la différence de densité de défauts. De plus, ces défauts provoquent un pic d'émission à faible énergie dans le spectre PL, comme observé à la fois dans les spectres PL à température ambiante et à basse température. En plus de l'effet négatif sur les performances optiques, les défauts détériorent la stabilité cristalline dans l'air, entraînant une vitesse de décomposition plus rapide de WSe₂ . Sur la base des résultats de la caractérisation optique, nous avons constaté qu'il existe une température de croissance optique pour WSe₂ . Dans notre cas, cette température est de 920°C. La réduction ou l'augmentation de la température de croissance a un impact sur les propriétés optiques et la stabilité cristalline de la monocouche WSe₂ . Ces résultats nous fournissent une approche pour optimiser les propriétés optiques et la stabilité cristalline des matériaux 2D [39].

Méthodes

Synthèse de la monocouche WSe₂

Monocouche WSe₂ a été synthétisé à l'aide de poudre de Se de haute pureté (Alfa-Aesar 99,999%) et de WO₃ poudre (Aladdin 99,99 %) à l'aide d'un four à tube de quartz de 2 pouces de diamètre. Les poudres de Se (30µmg) ont été placées dans une nacelle en quartz au niveau de la première zone de chauffage. WO₃ des poudres (100µmg) ont été placées dans une nacelle en quartz au niveau de la seconde zone de chauffage. La distance entre la poudre Se et WO₃ la poudre est d'environ 25 cm. c -les substrats de saphir plan (0001) ont été nettoyés et placés en aval (5~10 cm) du WO₃ sources solides. Avant les expériences, la chambre a été pompée environ 10 min et rincée avec un gaz porteur Ar de haute pureté (99,9999 %) sous un débit de 200 centimètre cube par minute (sccm) à l'état standard à température ambiante pour éliminer la contamination par l'oxygène. Après cela, 10% H₂ et un mélange d'Ar gazeux avec un débit de 50 µsccm a été introduit dans le four à pression ambiante. La seconde zone de chauffage a été chauffée à la température cible (860 à 940 °C) à une vitesse de montée de 20 °C/min. Après cela, la température a été maintenue à la température de croissance pendant 6 min. Pendant ce temps, la première zone de chauffage a été maintenue à 320°C. Après croissance, le four a été refroidi à température ambiante.

Caractérisation

La morphologie du WSe₂ tel que cultivé a été examiné en utilisant une microscopie optique (NPLANEPi100X). Les mesures de diffusion Raman et de micro-PL ont été effectuées à l'aide d'un système Renishaw (inVia Qontor). L'excitation a été pompée à travers une lentille d'objectif (× 100) avec un laser vert (532 nm) et un réseau 1800 lignes/mm. Les mesures au microscope à force atomique (AFM) ont été effectuées à l'aide d'un système Agilent (Agilent 5500, Digital Instruments, mode tapping). Les changements de morphologie de la monocouche WSe₂ ont été examinés par microscopie électronique à balayage (MEB, TESCAN MIRA3 LMU).

Résultats et discussion

L'effet de la température de croissance sur le WSe₂ a été réalisée dans la plage de température de 860 à 940 °C. L'analyse statistique des images de microscopie optique et des performances PL indique que la température de croissance optimale est de 920°C, comme le montrent les Fig. 1a, c. De plus, à 920°C, l'effet du temps de croissance sur les tailles et la densité des WSe₂ cultivés par CVD les flocons ont été étudiés. La taille de WSe₂ flocons augmente progressivement avec le temps (3–20 min), et les résultats obtenus sont assez similaires à ceux publiés auparavant [38]. Lorsque le temps de croissance est de 20 min, même un WSe₂ à l'échelle millimétrique le film peut être cultivé. Après la formation du film, une deuxième couche est formée (plus d'images de microscopie optique et de statistiques PL sont présentées dans le fichier supplémentaire 1 :Figure S1-S3 dans les informations complémentaires (SI)). Sous les 920°C, une forte densité de WSe₂ triangulaire domaine avec une taille uniforme est formé avec une longueur de bord moyenne de ~ 35 μm. La caractérisation AFM montre une épaisseur d'environ 0,9 nm (voir Fig. 1b). De plus, la diffusion Raman détecte les modes de vibration caractéristiques (E ¹ _2g et A_1g ) de WSe₂ être à ~ 249.5 et ~  260 cm ⁻¹ , respectivement (voir Fig. 1d), qui ont également été observés dans des rapports précédents [38, 40]. Non B_2g (308 cm ⁻¹ ) qui représente la vibration entre les différentes couches est détecté [30, 41]. Ces résultats indiquent que le WSe₂ tel que cultivé est monocouche. L'abaissement ou l'augmentation de la température de croissance entraîne une baisse à la fois de la densité et de la taille de WSe₂ domaines. A basse température de croissance (860 °C), la densité de WSe₂ est beaucoup plus faible et la taille des grains est réduite à ~ 5 μm. L'amélioration de la température de croissance à 920°C augmente la densité de nucléation et la vitesse de croissance cristalline (voir Fig. 1c) [42]. La taille du domaine chute à nouveau lorsque la température dépasse 920°C, ce qui est probablement dû à une vitesse de décomposition plus élevée. Malgré la différence de morphologie, le WSe₂ cultivé pendant la plage de température étudiée (860 à 940 °C) sont tous monocouches. L'intensité d'émission de photons et la tendance d'évolution de la taille du domaine avec la température sont assez similaires, posant la plus forte intensité d'émission PL à 920°C (voir Fig. 1c). Cette différence d'intensité d'émission suggère que même si la monocouche WSe₂ peuvent être obtenus sous différentes températures de croissance, cependant, leurs performances optiques varient considérablement. La raison de cette différence d'émission PL peut également être révélée par la diffusion Raman. La figure 1d compare les spectres Raman de WSe₂ à différentes températures de croissance, de 860 à 940 °C (plus de statistiques de spectroscopie Raman sont présentées dans le fichier supplémentaire 1 :Figure S4). L'absence de B_2g mode indique que WSe₂ est monocouche cultivée à différentes températures [30, 41]. Le E ¹ _2g la fréquence et l'intensité sont liées au niveau de contrainte et à la qualité cristalline [23, 43, 44], et la FWHM du pic Raman peut refléter la qualité cristalline des matériaux 2D. Le FWHM plus étroit indique une qualité cristalline supérieure des matériaux 2D [12]. Les expériences et les calculs théoriques démontrent que E ¹ _2g pics autour de 249,5 cm ⁻¹ pour un WSe₂ idéal cristal monocouche [41, 45]. La figure 1e montre le E ¹ _2g fréquence et intensité en fonction de la température. Le E ¹ _2g la fréquence chute de 251,5 cm ⁻¹ à un minimum de 249,5 cm ⁻¹ à 920°C avant d'augmenter à nouveau pendant la plage de température étudiée, et le FWHM montre une tendance similaire à E ¹ _2g fréquence (voir Fig. 1f). De plus, le E ¹ _2g l'intensité maximale pose une intensité maximale à 920°C. Considérant l'intensité de diffusion Raman la plus élevée, la FWHM la plus étroite, le pic Raman parfaitement adapté (le E ¹ _2g le pic est d'environ 249,5 cm ⁻¹ pour la monocouche idéale WSe₂ ), et la plus forte intensité d'émission PL, nous démontrons que la monocouche WSe₂ cultivé à 920°C montre la qualité cristalline puriste [12, 30].

L'optimisation de la croissance du monocouche WSe₂ sur substrat saphir. un Optique et b les images AFM correspondantes de la monocouche triangulaire WSe₂ cultivé à 920°C. c La taille moyenne du domaine et l'intensité PL intégrée. d spectres Raman. e Le E ¹ _2g fréquence et intensité avec f FWHM de E ¹ _2g pic pour monocouche WSe₂ cultivé de 860 °C à 940 °C. Tous les spectres Raman et PL ont été prélevés dans la région similaire de la monocouche triangulaire WSe₂ , comme indiqué par un point rouge dans a

L'uniformité de l'intensité d'émission du WSe₂ cultivé La monocouche est examinée par cartographie PL, comparée à la Fig. 2, montrant une distribution d'intensité d'émission dépendante de la température. L'émission de photons de WSe₂ couche cultivée à 920°C se distribue uniformément pour toute la monocouche, à l'exception de la région centrale où WO_3-x et WO_3-x Se_y se forment sous une atmosphère déficiente en Se en tant que centre de nucléation pour le WSe₂ continu croissance [46,47,48]. Les résultats de balayage de ligne d'intensité PL en médaillon confirment en outre l'intensité d'émission constante et l'énergie d'émission. Cependant, l'intensité d'émission de PL devient inhomogène pour les autres températures de croissance (voir Fig. 2d–f). Pour une température de croissance inférieure (900 °C), l'intensité d'émission de la région du triangle concave interne est beaucoup plus faible que celles proches du bord du triangle. Selon le WSe₂ arrangement des atomes dans un domaine triangulaire [49, 50], l'émission faible se fait dans la direction du fauteuil. Sous une température de croissance plus élevée (940°C, voir Fig. 2f), la carte d'intensité PL pose un autre modèle d'intensité. L'intensité PL la plus forte se produit dans la zone centrale et diminue progressivement jusqu'au bord du triangle (voir plus d'exemples dans le fichier supplémentaire 1 :Figure S5). Cette différence d'émission ne peut pas être observée par des mesures optiques ou AFM. L'émission de PL dans les cristaux de TMDC monocouches est généralement non uniforme et a été observée plusieurs fois dans les couches cultivées par CVD [21,22,23, 51,52,53] et mécaniquement exfoliées [24, 54,55,56]. Les principales causes d'émission non uniforme de PL incluent les défauts du réseau (y compris les impuretés [56, 57] et les lacunes [27]), les états électroniques localisés [52, 58], la déformation [43] et l'effet de bord [22]. Dans notre expérience, aucune caractéristique similaire due à des états électroniques localisés ou à un effet de bord n'est observée. La contrainte ne doit pas être le principal facteur provoquant la distribution de l'intensité PL pour les raisons suivantes. Premièrement, pour WSe₂ cultivée à 900°C, le centre et les bords subissent le même traitement thermique; le niveau de contrainte résultant doit être le même [59]. Deuxièmement, Kim et al. comparé le PL de WS₂ avant et après le transfert à la grille de cuivre de microscopie électronique à transmission (MET), excluant la possibilité que le substrat ait causé une distribution PL et Raman non uniforme [58]. Troisièmement, le E ¹ _2g est sensible à la déformation et est utilisé pour estimer le niveau de déformation [44]. Le E ¹ _2g pic du centre et de la région marginale dans la monocouche WSe₂ la croissance à 900 °C est la même (249 cm ⁻¹ ) sans aucun signe de décalage de pic (comme le montre la Fig. 3a), indiquant une distribution de niveau de contrainte presque constante entre le substrat et WSe₂ . D'après les discussions ci-dessus, nous supposons que l'émission inhomogène est le reflet de la distribution de densité de défauts. L'intensité d'émission de la région d'émission lumineuse des échantillons cultivés à différentes températures est assez similaire, indiquant une qualité de cristal similaire dans ces régions malgré la différence de température de croissance.

Cartographie intégrale PL (plage 725–785 nm) de la monocouche WSe₂ cultivées sous différentes températures avec les images optiques correspondantes. un , d 900°C. b , e 920°C. c , f 940°C. L'encart dans a est une illustration atomique du WSe₂ couche indiquant la direction du fauteuil. La puissance d'excitation pour la cartographie PL est de 50 μW

un Spectres Raman obtenus à partir de la région centrale et de la région marginale à des niveaux de puissance laser d'excitation de 50 W. Les spectres PL confirment l'existence de défauts cristallins dans WSe₂ cultivé à 900°C. Spectres PL à température ambiante du b centre et c bord du WSe₂ avec des spectres ajustés à l'aide de l'équation de Voigt (50 % gaussien, 50 % lorentzien). d Spectres PL à basse température (77 K) à partir de la position centrale et de la position marginale montrant un pic fort lié aux défauts à partir de la région centrale. Le spectre PL à 77 K de la région centrale est équipé de trois pics

Les spectres d'émission Raman et PL du centre et du bord de la monocouche WSe₂ cultivés à 900 °C sont comparés sur la figure 3. Les spectres PL obtenus à partir de la position centrale sont déconvolués en trois pics :exciton neutre à ~  1,624  eV (marqué A) [51, 52], trion à 1,60  eV (marqué A ⁺ ) [29, 52], et un pic d'émission inconnu (marqué comme D) autour de 1,53  eV (les bases d'ajustement détaillées sont présentées dans le fichier supplémentaire 1 :Figures S6–S8). La figure 3b montre que l'émission PL est dominée par le A ⁺ en position centrale. L'énergie de liaison pour A ⁺ est estimée à environ 24 meV, ce qui correspond à la différence d'énergie entre les trions et l'exciton neutre [36]. Il correspond parfaitement à la valeur du trion positif dans la littérature [33, 35], où le trion est constitué de deux trous (h ⁺ ) et un électron (e ⁻ ). En effet, des études récentes révèlent que le WSe₂ cultivé par CVD est généralement de type p en raison de la formation de lacunes de tungstène [27]. Ces résultats sont cohérents avec les règles générales des effets de dopage dans les semi-conducteurs. Au cours des expériences PL dépendantes de la puissance, l'émission D sature rapidement (voir Fichier supplémentaire 1 :Figure S7 dans le SI), suggérant que l'émission inconnue est en fait causée par les défauts du réseau, comme observé dans d'autres rapports [24, 33, 51, 52]. En comparaison, l'émission du bord ne contient pas ce pic lié au défaut. Au lieu de cela, le pic d'émission est beaucoup plus étroit et plus fort, composé principalement d'un pic d'exciton neutre avec un pic de trion comme épaule. Au cours des expériences PL dépendantes de la puissance, la FWHM de WSe₂ au centre et au bord ne change pas avec la puissance, ce qui n'indique aucun signe d'effet de chauffage local (voir Fichier supplémentaire 1 :Figure S8 dans le SI) [51, 60]. Ce pic d'émission lié aux défauts devient plus évident à basse température (77 K), par rapport à la Fig. 3d. Le spectre PL à 77 K de la région centrale se compose de trois pics d'émission. Par des calculs, les énergies de liaison de la monocouche WSe₂ pour trion (A ⁺ ) et les émissions liées aux défauts sont respectivement d'environ 24 meV et 100 meV, ce qui est cohérent avec nos résultats d'ajustement PL à température ambiante.

Ces résultats confirment l'existence du défaut cristallin dans le WSe₂ cultivé par CVD monocouche. Ces défauts sont des centres de recombinaison non radioactive, diminuant ainsi l'efficacité d'émission de photons [24, 61]. De plus, la densité de défauts dépend de la position et des conditions de croissance, ce qui conduit à un modèle de distribution d'émission différent sur la figure 2. Dans de mauvaises conditions de croissance, la monocouche WSe₂ peut encore se former. Cependant, une grande partie de la zone est fortement défectueuse et ne contient qu'une petite zone avec une pureté cristalline élevée. Le spectre et la cartographie PL fournissent une méthode rapide pour évaluer sa qualité cristalline et guider l'optimisation de la croissance. Selon l'analyse ci-dessus, la monocouche WSe₂ la croissance à une température de croissance inférieure montre une qualité cristalline plus faible, ce qui pourrait être dû à une réaction insuffisante entre le WO_3-x et Se gaz [62, 63]. L'amélioration de la température pourrait ainsi surmonter la barrière de réaction et former WSe₂ avec une haute qualité de cristal (920°C). Cependant, continuer à augmenter la température (940°C) pourrait conduire à la décomposition de la monocouche WSe₂ formée. sous une protection insuffisante du gaz Se [64]. Ainsi, le mécanisme de formation de défauts pourrait varier à différentes températures de croissance, conduisant ainsi à différents schémas de distribution des émissions. Nous avons constaté que l'intensité PL de la région intérieure du triangle est la plus faible. La diminution de l'intensité PL suggère que les défauts cristallins du WSe₂ ont été produits à partir du centre du triangle, ce qui est cohérent avec les rapports précédents [51]. De plus, la probabilité de distorsion du réseau le long de la direction du fauteuil (voir Fig. 2a) est plus grande pour la monocouche WSe₂ à 900°C. En tant que WSe₂ grandi du centre du triangle aux trois bords angulaires du triangle, la qualité cristalline de WSe₂ s'améliore.

La stabilité cristalline est toujours un problème pour le cristal TMDC monocouche, et l'existence d'un défaut cristallin aggrave généralement cette situation. Une relation directe entre les défauts cristallins et la décomposition de WSe₂ est révélé sur la figure 4. Après avoir conservé les échantillons mesurés dans des conditions atmosphériques pendant 90 jours supplémentaires, l'intensité des émissions de PL pour les échantillons cultivés sous 900 °C et 940 °C est remarquablement réduite comme prévu en raison de la décomposition rapide tandis que le modèle de distribution de l'intensité des émissions ne change pas radicalement. Cette détérioration du cristal peut même être observée en utilisant la microscopie optique, comme le montre la Fig. 4d, e. La région décomposée correspond parfaitement à la région d'émission à faible PL de la figure 2d. Cette observation suggère que les défauts formés dans WSe₂ agir comme un centre pour le processus de décomposition, réduisant considérablement la stabilité des cristaux dans l'air. En revanche, WSe₂ cultivé à une température optimale avec la qualité cristalline puriste présente une bien meilleure stabilité cristalline. La baisse d'intensité d'émission n'est pas évidente et montre toujours une forte émission de PL. Cependant, l'intensité d'émission devient inhomogène avec une faible émission au centre du bord du triangle (voir plus d'exemples dans le fichier supplémentaire 1 :Figure S5). Cela suggère que le processus de décomposition ou de détérioration des cristaux dans le WSe₂ de haute qualité commence à partir du centre du bord du triangle. Les spectres PL et Raman de WSe₂ cultivés à 900 °C avant et après 90 jours sont comparés dans la Fig. 4f, g. Le E ¹ _2g le mode de vibration de la région centrale est décalé vers le rouge de ~ 3,7 cm ⁻¹ alors que ce décalage n'est que de ~ 1,9 cm ⁻¹ à la région de bord. Comme indiqué sur la figure 1, les résultats montrent que la qualité du cristal se détériore plus rapidement dans la région avec une densité plus élevée de défauts de réseau. L'existence de défauts de réseau abaisserait la barrière énergétique pour WSe₂ décomposition et accélérer le processus de décomposition. La région avec une densité de défauts plus élevée peut facilement se combiner avec O et OH, détériorant sa stabilité de réseau [25]. Ce processus se propage ensuite progressivement dans toute la monocouche WSe₂ . Ce processus d'évolution du réseau correspond parfaitement aux processus de notre expérience de vieillissement (voir les figures 4e et 5). Par conséquent, WSe₂ cultivé à 900°C commence à se décomposer à partir de la région centrale. En comparaison, WSe₂ cultivé à 920°C se décompose plus lentement en raison d'une meilleure qualité de cristal. Et la décomposition commence à partir des régions les plus chimiquement actives, telles que les bords et les joints de grains [65], comme cela a été démontré sur la figure 4b.

La corrélation directe entre la stabilité cristalline et le défaut de réseau de WSe₂ . Mappage PL de WSe₂ monocouche cultivée à a 900 °C, b 920°C, et c 940°C, respectivement, après avoir été placé dans l'air pendant 90 jours. Images optiques de WSe₂ cultivé à 900 °C d avant et e après 90 jours. f Raman et g Comparaison des spectres PL du centre et du bord du WSe₂ échantillon cultivé à 900°C avant et après 90 jours. La puissance d'excitation pour les mesures PL est de 50 μW

Images SEM de a monocouche fraîche WSe₂ cultivée à 900 °C, mise à l'air b 30 jours, c 90 jours, et d 180 jours, respectivement. La vue agrandie du centre et de l'angle f en d . Tous les échantillons ont été conservés à 25°C. e , f Vues agrandies du centre et du sommet de la monocouche d , respectivement

L'émission PL de la figure 4g montre une tendance similaire. Par rapport aux données mesurées 90 jours auparavant, la position du pic PL et l'intensité d'émission de la région centrale sont décalées vers le bleu d'environ 60 meV et diminuées de 7 fois, respectivement. De plus, la FWHM est élargie de ~ 17 meV. En revanche, la position du pic PL et la FWHM du bord sont presque les mêmes et l'intensité d'émission ne chute qu'à la moitié de l'intensité mesurée 90 jours auparavant. En utilisant la même approche, nous avons constaté que le processus de détérioration du cristal dans la monocouche WSe₂ cultivé à 940°C montre le même mécanisme :plus la qualité du cristal est élevée, plus la décomposition est lente.

Afin de mieux comprendre le processus de vieillissement, l'évolution de la morphologie de la monocouche WSe₂ cultivée à 900 °C avec le temps est illustrée à la figure 5. La région vieillie commence à partir du centre du triangle (voir la figure 5b). Au fur et à mesure que le temps de vieillissement augmente, WSe₂ se décompose progressivement du centre au sommet du triangle comme le montre la figure 5c. Après 180 jours, WSe₂ au centre du triangle et les trois positions angulaires ont été sensiblement complètement décomposées. A ce moment, le PL au centre et au triangle s'est éteint. La diffusion Raman dans ces zones décomposées ne montre aucun signal de mode de vibration de WSe₂ , confirmant la décomposition complète de WSe₂ cristal. L'étude du vieillissement d'une seule couche de WSe₂ cultivé à 900 °C démontre en outre que l'emplacement de la décomposition est en très bon accord avec nos résultats de cartographie PL précédemment mesurés. Selon les discussions ci-dessus, le facteur critique affectant la stabilité de WSe₂ est la formation de défauts indésirables au cours de la croissance CVD. Les spectres PL et Raman offrent une approche simple pour examiner rapidement la qualité du cristal afin de guider l'optimisation de la croissance vers une couche 2D avec la qualité cristalline la plus pure.

Conclusion

En résumé, nous étudions le rôle de la température de croissance sur la formation de défauts cristallins et la stabilité cristalline de la monocouche WSe₂ sur un substrat de saphir. Les techniques de spectroscopie PL et Raman sont appliquées pour identifier rapidement la qualité cristalline, la stabilité et la distribution des défauts de la monocouche WSe₂ telle que cultivée. à des conditions différentes. Grâce à cette approche de caractérisation, la température de croissance optimale pour la monocouche WSe₂ est obtenu à 920°C. La réduction ou l'augmentation de la température de croissance conduit à la formation d'une densité de défauts plus élevée. À une température de croissance plus basse, la formation de défauts est probablement due au WO_{3-x mal décomposé} précurseur. Les défauts commencent à se former au centre du noyau, puis progressent le long de la direction du fauteuil du cristal, formant une forme triangulaire interne avec une densité élevée de défauts et une intensité d'émission PL plus faible. Au-dessus de la température de croissance optimale, la distribution des défauts montre un autre motif et commence à partir du bord, probablement en raison de la décomposition de WSe₂ à une température aussi élevée. L'émission PL montre que l'émission de photons dans la région défectueuse est dominée par les trions tandis que l'émission d'excitons neutres est prédominante dans le WSe₂ monocouche avec une meilleure qualité de cristal. L'expérience de vieillissement a en outre prouvé que la région avec une densité de défauts plus élevée peut facilement se combiner avec O et OH, détériorant la stabilité de son réseau. Ces résultats offrent un aperçu de la synthèse optimale de divers matériaux 2D et des applications potentielles dans le domaine de l'optoélectronique.

Disponibilité des données et des matériaux

Toutes les données sont entièrement disponibles sans restriction.

Abréviations

2D :

bidimensionnel

AFM :

Microscope à force atomique

CVD :

Dépôt chimique en phase vapeur

FWHM :

Pleine largeur à mi-hauteur

PL :

Photoluminescence

sccm :

centimètre cube par minute à l'état standard

SEM :

Microscope électronique à balayage

STM :

Microscopie à effet tunnel

TEM :

Microscopie électronique à transmission

TMDC :

Dichalcogénures de métaux de transition