Croissance épitaxiale de pouce

Nature Communications volume 13, Numéro d'article : 3238 (2022) Citer cet article

8187 Accès

17 citations

1 Altmétrique

Détails des métriques

Les semi-conducteurs bidimensionnels (2D), en particulier les dichalcogénures de métaux de transition (TMD), ont été considérés comme des candidats prometteurs pour étendre la loi de Moore. Pour y parvenir, la croissance contrôlable de monocristaux de TMD à l’échelle d’une tranche ou de motifs monocristaux périodiques sont des questions fondamentales. Nous présentons ici une voie universelle pour synthétiser des réseaux de rubans TMD monocouches orientés unidirectionnellement (par exemple, MoS2, WS2, MoSe2, WSe2, MoSxSe2-x), en utilisant les bords en escalier des facettes Au à indice de Miller élevé comme modèles. Des calculs de théorie fonctionnelle de la densité concernant la cinétique de croissance de bords spécifiques ont été effectués pour révéler la transition morphologique des domaines triangulaires aux rubans à motifs. Plus intrigant, nous constatons que les rubans de TMD uniformément alignés peuvent fusionner en films monocristallins grâce à un mode de croissance épitaxiale de bord unidimensionnel. Ce travail propose ici une voie alternative pour la synthèse directe de monocristaux ou de rubans à motifs de TMD monocouches uniformes à l'échelle du pouce, ce qui devrait promouvoir leurs applications en tant que matériaux de canal dans l'électronique haute performance ou dans d'autres domaines.

Les dichalcogénures de métaux de transition (TMD) semi-conducteurs bidimensionnels (2D) ont suscité un énorme intérêt en raison de leurs applications à large spectre en électronique, optoélectronique, catalyse, etc.1,2,3. La morphologie ou la dimensionnalité des TMD est un facteur critique pour déterminer leurs propriétés physiques. Par exemple, le ruban MoS2 monocouche unidimensionnel (1D) devrait posséder de nouvelles propriétés telles que des états de bord métalliques4, des plasmons confinés 1D5, des comportements ferromagnétiques6, etc. En outre, il peut présenter une propriété catalytique améliorée dans la réaction de dégagement d'hydrogène (HER) en raison de les nombreux sites de bordure actifs7 et, plus important encore, le maintien d’une mobilité élevée des porteurs8. Jusqu’à présent, la fabrication de rubans TMD monocouches dépendait largement d’approches de micro-nanofabrication, en utilisant des techniques de structuration par faisceau d’électrons ou par lithographie optique9. Cependant, ces méthodes descendantes sont évidemment fastidieuses et nécessitent généralement de commencer avec des films ou des cristaux continus uniformes de grande surface.

Récemment, plusieurs stratégies ont été développées pour la synthèse directe de rubans de TMD monocouches, telles que la croissance pilotée par des gouttelettes de Na-Mo-O sur des monocristaux de NaCl, la synthèse dirigée sur des substrats de Si (001) prétraités à la phosphine, ainsi que la synthèse dirigée par des substrats de Si (001) prétraités à la phosphine. -épitaxie dirigée sur β-Ga2O3 (100)13. Ces stratégies ont permis individuellement de contrôler leur épaisseur, leur orientation et leur dimensionnalité, néanmoins, la synthèse de rubans TMD possédant tous les avantages ci-dessus n'a pas été réalisée.

Les monocristaux TMD monocouches à l’échelle d’une tranche, caractérisés par une cristallinité intrinsèquement élevée et une propriété extrêmement uniforme, sont recherchés depuis longtemps. Cependant, en raison des structures non centrosymétriques des TMD, des domaines antiparallèles et des limites de jumeaux ont généralement évolué sur la plupart des substrats de croissance, similaires à ceux rencontrés lors de la préparation du h-BN. Dernièrement, la croissance à l'échelle d'une tranche d'un monocristal de h-BN monocouche a été réalisée en utilisant de l'Au liquide comme substrat via l'auto-collimation de grains circulaires de h-BN . Des monocristaux de h-BN monocouches à l'échelle d'une tranche ont également été réalisés sur des substrats Cu (110) 18 et Cu (111) 19, où la nucléation et la croissance des domaines de h-BN étaient principalement guidées par les bords des étapes du substrat. Très récemment, notre groupe a réalisé la croissance épitaxiale de monocristaux de MoS2 monocouches à l'échelle du pouce sur des films d'Au (111), démontrant le potentiel de croissance unidirectionnelle des grains de TMD. Malgré ces réalisations, les tentatives réussies concernant la croissance de monocristaux de TMD monocouches à l’échelle d’une tranche sur des substrats d’Au restent très limitées. Parallèlement, la croissance guidée par étapes des TMD monocristallins a également été explorée sur des substrats isolants en saphir . En particulier, des monocouches monocristallines MoS2 et WS2 à l'échelle du pouce ont été réalisées sur des substrats de saphir plans CA et A, dans lesquels la nucléation de MoS2 et WS2 se fait le long des bords <10\(\bar{1}\)0> de saphir, prouvant en outre l'effet des bords de marche sur l'alignement des domaines TMD. Cependant, la direction du bord du saphir dépend fortement de la direction de la mauvaise coupe, et il est plutôt difficile de maintenir un angle de coupe fixe avec une telle précision (par exemple 1°) sur une échelle en pouces.

0, bottom left region), the S-zz edge becomes the dominating edge and the resulted MoS2 flake shows quasi ribbon-like shape. e Schematic view showing the morphology variations of monolayer MoS2 islands with decreasing the S/Mo ratio. Orange and yellow spheres indicate Mo and S atoms, while the orange and yellow lines represent Mo and S terminated edges, respectively./p> step during the atomic accretion process, i.e., S-zz and reconstructed Mo-terminated zigzag (Mo’-zz) edges due to their higher nucleation barriers than those of armchair, and Mo-zz (see details in Supplementary Figs. 5‒7). Using Mo atoms and S2 dimers as the feeding units, the relative nucleation barriers (ΔE) for these two edges under different chemical potentials of Mo and S (labeled as μMo and μS, respectively) were calculated. For the case of high μS and low μMo (bottom right in Fig. 1d), the nucleation barriers of S-zz are smaller than that of Mo’-zz edges (ΔE < 0). Hereby, Mo-oriented edges should be prevalent in parallel with the evolution of triangular-shaped domains. As μS decreases (ΔE > 0, bottom left in Fig. 1d), the growth velocity of S-zz edge declines significantly, and S-zz edge becomes the dominating one. Following our previous results20, the minimum energy configuration corresponds to Mo-zz edges docking to Au <110> steps on the (111) surface. Thereby, the ribbons terminated with Mo-zz edges along the Au <110> steps (on one side) and terminated with free S-zz edges on the terraces (on the other side) should be more preferentially evolved. The schematic diagram in Fig. 1e depicts the shape evolutions of MoS2 from triangles to isosceles trapezoid or quasi stripes with the change of S/Mo ratios./p>

Nouvelles