过渡金属硫族化合物掺杂
二维过渡金属硫族化合物中的缺陷和相关载流子动力学的研究进展
二维过渡金属硫族化合物中的缺陷和相关载流子动力学的研究进展王云坤 李耀龙 高宇南Progress on defect and related carrier dynamics in two-dimensional transition metal chalcogenidesWANG Yun-kun, LI Yao-long, GAO Yu-nan引用本文:王云坤,李耀龙,高宇南. 二维过渡金属硫族化合物中的缺陷和相关载流子动力学的研究进展[J]. 中国光学, 2021, 14(1): 18-42. doi: 10.37188/CO.2020-0106WANG Yun-kun, LI Yao-long, GAO Yu-nan. Progress on defect and related carrier dynamics in two-dimensional transition metal chalcogenides[J]. Chinese Optics, 2021, 14(1): 18-42. doi: 10.37188/CO.2020-0106在线阅读 View online: https:///10.37188/CO.2020-0106您可能感兴趣的其他文章Articles you may be interested in新型二维材料在固体激光器中的应用研究进展Advances in new two-dimensional materials and its application in solid-state lasers中国光学. 2018, 11(1): 18 https:///10.3788/CO.20181101.0018酞菁化合物合成及光谱性能研究Synthesis and spectral properties of phthalocyanine compounds中国光学. 2018, 11(5): 765 https:///10.3788/CO.20181105.0765二维电子气等离激元太赫兹波器件Terahertz-wave devices based on plasmons in two-dimensional electron gas中国光学. 2017, 10(1): 51 https:///10.3788/CO.20171001.0051基于激光多普勒频移的钢轨缺陷监测Rail defect monitoring based on laser Doppler frequency shift theory中国光学. 2018, 11(6): 991 https:///10.3788/CO.20181106.0991基于激光诱导击穿光谱和拉曼光谱对四唑类化合物的快速识别和分类实验研究Fast recognition and classification of tetrazole compounds based on laser-induced breakdown spectroscopy and raman spectroscopy 中国光学. 2019, 12(4): 888 https:///10.3788/CO.20191204.0888卤化物钙钛矿光伏材料的优化设计研究进展Recent research progress on optimal design of halide perovskite photovoltaic materials中国光学. 2019, 12(5): 964 https:///10.3788/CO.20191205.0964文章编号 2095-1531（2021）01-0018-25二维过渡金属硫族化合物中的缺陷和相关载流子动力学的研究进展王云坤1，李耀龙1，高宇南1,2 *（1. 北京大学 物理学院 人工微结构和介观物理国家重点实验室，北京 100871；2. 北京大学 纳光电子前沿科学中心，北京 100871）摘要：原子级厚度的单层或者少层二维过渡金属硫族化合物因其独特的物理特性而被寄希望成为下一代光电子器件的重要组成部分。
二维层状过渡金属硫族化合物
二维层状过渡金属硫族化合物二维层状过渡金属硫族化合物研究与应用1. 引言在当今材料科学领域，二维层状过渡金属硫族化合物作为一类具有重要应用潜力的新型材料备受关注。
它们具有独特的结构和性质，在光电、磁学、能源等领域具有重要的潜在应用价值。
本文旨在通过对二维层状过渡金属硫族化合物的深度评估，探讨其在材料科学领域的发展和应用前景。
2. 二维层状过渡金属硫族化合物的基本概念二维层状过渡金属硫族化合物是一类具有层状结构的材料，主要由过渡金属和硫族元素组成。
其独特的二维结构赋予其一系列特殊的光学、电学、磁学和力学性质，使其在诸多领域具有广泛的应用潜力。
二维过渡金属二硫化物具有优异的光伏特性和储能性能，二维过渡金属氧化物则在催化和传感领域表现出卓越性能。
3. 二维层状过渡金属硫族化合物的研究进展近年来，科研人员对二维层状过渡金属硫族化合物进行了大量的研究，不断发现其新的性质和潜在应用。
以钼二硫化物（MoS2）为例，它在光电器件、催化剂、电子器件等方面都展现出卓越的应用潜力，并已经取得了一系列的研究进展。
钨二硫化物（WS2）、硒化铜（CuSe）、硒化铟（InSe）等二维层状过渡金属硫族化合物也引起了广泛的关注。
4. 二维层状过渡金属硫族化合物的应用前景基于其独特的结构和性质，二维层状过渡金属硫族化合物在光伏、催化、传感、电子器件等领域都展现出巨大的应用前景。
在光电领域，二维过渡金属硫族化合物具有优异的光电性能，可以用于制备高性能的光电器件；在能源领域，它们可以作为储能材料和光催化剂，实现能源的高效转化和存储；在传感领域，二维硫族化合物可以制备高灵敏度的传感器，用于检测环境污染物和生物分子等。
5. 个人观点和总结通过本文对二维层状过渡金属硫族化合物的深度评估，我深刻认识到这一类新型材料的巨大潜力和重要意义。
在未来的研究和应用中，需要继续深入挖掘其独特的性质，并开发新的制备和表征方法，以实现其在各个领域的广泛应用。
二维过渡金属硫族化合物的制备及其在柔性传感器中的应用研究
二维过渡金属硫族化合物的制备及其在柔性传感器中的应用研究摘要：本文通过溶剂热法和电化学沉积法制备了一系列二维过渡金属硫族化合物。
研究发现这些化合物具有优良的柔性和导电性能，可作为柔性传感器中的电极材料。
在气体传感器中，这些材料对于CO、NH3和NO2等气体具有较高的响应度和选择性。
在应变传感器中，这些材料也表现出较好的敏感性和稳定性。
因此，这些二维材料可以作为柔性传感器中的重要组成部分，具有广阔的应用前景。
关键词：二维过渡金属硫族化合物；制备；柔性传感器；应用研究。
一、引言随着社会的不断发展和科学技术的不断进步，越来越多的人们开始关注人类和环境的健康问题。
传感器技术作为一种重要的检测手段，得到了广泛的应用。
其中，柔性传感器作为一种新型的传感器，具有很好的柔韧性、高灵敏度和高选择性等特点。
因此，其应用前景非常广泛。
二维过渡金属硫族化合物作为一种新型的材料，具有很好的电学特性和机械性能，因此成为了柔性传感器材料的研究重点。
二、实验方法硫族化合物。
制备方法如下：1. 溶剂热法将过渡金属盐和硫族元素按一定的比例混合，并加入适量的有机溶剂。
在加热条件下，化合物会溶解在溶剂中，并逐渐形成深色的溶液。
当溶液温度达到一定的程度时，化合物会在溶液中析出。
2. 电化学沉积法将过渡金属板作为阳极，在硫族元素的电化学反应中沉积过渡金属硫族化合物。
反应条件如下：电流密度为10mA/cm2，沉积时间为10min，溶液温度为25℃。
三、结果与讨论通过SEM、TEM、XRD等测试手段，我们发现所制备的二维过渡金属硫族化合物具有较高的结晶度和纯度。
同时，它们具有良好的柔性和导电性能。
在CO、NH3和NO2等气体传感器中，这些材料对于目标气体具有较高的响应度和选择性。
在应变传感器中，这些材料表现出较好的敏感性和稳定性。
因此，这些二维材料可以作为柔性传感器中的重要组成部分。
四、结论硫族化合物，并研究了它们在柔性传感器中的应用。
研究发现，这些化合物具有优良的柔性和导电性能，可作为柔性传感器中的电极材料，具有很好的应变传感和气体传感性能。
晶圆级过渡金属硫族化合物单晶薄膜
晶圆级过渡金属硫族化合物单晶薄膜下载提示：该文档是本店铺精心编制而成的，希望大家下载后，能够帮助大家解决实际问题。
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二维二硫化钼纳米薄膜材料的研究进展
二维二硫化钼纳米薄膜材料的研究进展李瑞东;张浩;潘志伟;白志英;孙俊杰;邓金祥;王建鹏【摘要】作为过渡金属硫族化合物,二硫化钼具有可调带隙的二维层状材料,其特有的性质引起科研工作者的广泛关注,在光电子领域有着广阔的应用前景.文章介绍了二硫化钼的结构及其性质,以及常见的制备二硫化钼纳米薄膜的方法.给出了表征二硫化钼纳米薄膜的常见手段.%As transition metal dichalcogenides , MoS2is two-dimensional layered material with tunable band gap .Its unique nature has attracted the attention of researchers and it has a wide application prospect in the field of optoe -lectronics.The structure and property of molybdenum disulfide were introduced , and the common methods for pre-paring molybdenum disulfide nano-films werepresented .Meanwhile,the common methods of characterizing molyb-denum disulfide nano-films were given.【期刊名称】《中国钼业》【年(卷),期】2018(042)003【总页数】5页(P6-10)【关键词】二硫化钼;结构和性质;材料制备;薄膜表征【作者】李瑞东;张浩;潘志伟;白志英;孙俊杰;邓金祥;王建鹏【作者单位】北京工业大学,北京100124;防灾科技学院,河北三河065201;北京工业大学,北京100124;北京工业大学,北京100124;北京工业大学,北京100124;北京工业大学,北京100124;北京工业大学,北京100124;河北省地矿局第七地质大队,河北三河065201【正文语种】中文【中图分类】TF125.2+410 引言二维材料是指由单原子层或少数原子层构成的晶体材料，其概念可以追溯到十九世纪初期。
层状过渡金属硫化物
层状过渡金属硫化物电化学能源存储与转换是解决当今社会能源危机和环境污染的一条重要途径，而开发性能优异的能源存储和电催化材料是推动能源存储与转换技术进步的核心。
过渡金属硫化物因其稳定的层状结构、丰富的元素组成和多样性的电子结构特点，为开发新型能源存储材料和电催化材料带来了新的希望。
本论文旨在结合过渡金属硫化物的结构特点与电子特性，通过复合杂化、层间距扩展、纳米结构化、表面缺陷设计及异质原子掺杂等特定手段，对过渡金属硫化物进行结构调控，进而实现对其电化学行为的优化和能源存储与转换性能的提升。
本论文主要包括如下几方面研究内容：1．开发出一种简单的用于合成MoS2/碳复合材料的一步固相通用合成策略，并成功合成出一种无粘合剂的MoS2/碳纤维三维网络结构复合电极。
作者首先通过溶液浸泡和冷冻干燥的方式将钼源和硫源的混合物负载在棉质纤维纸上，然后通过高温固相反应一步合成出一种具有三维多孔网络结构的MoS2/碳纤维网络复合材料，该材料由包覆有薄层MoS2的碳纤维交错构成三维网络结构，其中MoS2的负载百分比为68.8wt.%。
该材料作为锂电池负极在100mA/g电流密度下充放电100循环后其可逆比容量为261mAh/g（基于复合材料的总质量计算）；复合材料电极中MoS2贡献的可逆比容量为539mAh/g，显示出比商业MoS2更好的电化学储锂性能。
这种优异的储锂性能源于碳纤维网络的高导电性和碳纤维之间的空隙对充放电过程中MoS2体积膨胀的缓冲作用。
该一步固相合成策略可以实现碳纤维和MoS2的同步合成及原位负载，避免了先前文献报道中制备碳基体和修饰MoS2需要分步完成的复杂过程，具有工艺流程简单，成本低等优点。
2.通过简单的溶剂热合成结合氩氢气高温热处理策略，成功设计合成出一种VS2层间碳插层“三明治”夹层复合结构。
在溶剂热反应过程中，辛胺有机分子被成功嵌入VS2层间，通过氩氢气高温热处理，辛胺分子碳化分解为非晶碳留在层间形成“三明治”夹层复合结构。
原子替位掺杂对单层Janus WSeTe电子结构的影响
原子替位掺杂对单层Janus WSeTe电子结构的影响*张德贺1) 周文哲2) 李奥林2) 欧阳方平1)2)3)†1) (中南大学物理与电子学院, 长沙 410012)2) (中南大学粉末冶金研究院, 粉末冶金国家重点实验室, 长沙 410083)3) (新疆大学物理科学与技术学院, 乌鲁木齐 830046)(2020 年11 月9日收到; 2020 年12 月21日收到修改稿)基于第一性原理计算系统地研究了氮族、卤族和3d过渡金属元素(Ti, V, Cr, Mn, Fe, Co)替位掺杂对单层Janus过渡金属硫族化合物WSeTe电子结构的影响. 通过对能带结构、电荷转移以及磁性的分析, 发现氮(卤)族原子替位掺杂单层WSeTe会发生本征半导体-p (n)型半导体的转变, Ti, V原子替位掺杂单层WSeTe 会发生半导体-金属的转变. 由于电荷转移以及氮族原子掺杂时价带顶的能带杂化现象, 卤族和氮族非金属元素掺杂时价带顶G点附近的Rashba自旋劈裂强度在同一主族随着掺杂原子原子序数的增大而增大. 3d过渡金属元素掺杂会产生能谷极化和磁性, 其中Cr, Mn原子替位掺杂会产生高于100 meV的能谷极化, 并且Cr, Mn, Fe元素掺杂在禁带中引入了电子自旋完全极化的杂质能级. 研究结果对系统地理解单层WSeTe掺杂模型的性质具有重要意义, 可以为基于单层WSeTe的电子器件设计提供理论参考.关键词：第一性原理计算, Janus WSeTe, 替位掺杂PACS：63.20.dk, 73.22.–f, 73.20.Hb, 75.70.Tj DOI: 10.7498/aps.70.202018881 引 言石墨稀、六方氮化硼(h-BN)、过渡金属硫族化合物(TMDs)、过渡金属氧化物和磷稀等二维材料由于其卓越的性能和丰富的物理化学性质[1−5], 为其应用和基础研究提供了可能性, 在太阳能电池、晶体管(场效应晶体管)、发光二极管、光电探测器、激光等新型电子和光电子器件中有非常理想的应用前景[6−11]. 在这些二维材料中, TMDs因其可调节的带隙以及独特的电子、光学和机械性能而备受关注[12]. Janus过渡金属硫族化合物由于两种硫族原子的电负性以及它们与过渡金属原子之间的键长存在差异使得二维材料产生了面外非对称的电势梯度, 这种面外电势梯度的不对称性引入了Rashba自旋劈裂[13,14]. 与其他单层的Janus过渡金属硫族化合物相比, 研究表明WSeTe具有更大的自旋劈裂[15], Janus过渡金属硫族化合物独特的性质使其在压电效应和自旋电子器件等诸多领域具有很好的应用前景.通过化学气相沉积法, 用Se原子完全取代了MoS2的最上层所有S原子, 成功地合成了极性MoSSe[16]. 除此之外, 通过自下向上和自上向下的方法, 使用机械剥离、液相剥离、物理气相沉积、溶液化学过程和化学气相输运[17−20]等方法都可以成功制备Janus二维过渡金属硫族化合物. 已有的工作对单层Janus过渡金属硫族化合物在光催化剂、电子结构、磁性、声子输运以及析氢反应的催* 国家自然科学基金(批准号: 51272291, 52073308)和中南大学升华学者计划基金(批准号: 502033019)资助的课题.† 通信作者. E-mail: oyfp@© 2021 中国物理学会 Chinese Physical Society 化[21−25]等方面都进行了广泛的研究. 原子替位掺杂是一种改变低维体系电子结构十分简单且有效的方式. 例如Cd 掺杂使Bi 2Se 3薄膜由n 型半导体到p 型半导体的转变[26]. 在石墨烯中掺杂B 和N 原子在狄拉克点附近打开带隙[27]. 3d 过渡金属元素掺杂在非磁的二维材料中引入磁性[28,29]等.本文通过第一性原理计算系统地分析了VA (N, P, As, Sb)和VIIA (F, Cl, Br, I)非金属元素替换一个Se 原子以及3d 过渡金属(Ti, V, Cr, Mn,Fe, Co)元素替换一个W 原子掺杂单层WSeTe 超胞对电子结构的影响. VA (VIIA)非金属元素掺杂会引入空穴(电子); 3d 过渡金属元素掺杂会破坏时间反演对称性从而引入磁性和能谷极化现象[30].2 计算模型与方法本文使用基于密度泛函理论(DFT)的VASP 软件[31,32]包进行计算, 采用投影缀加平面波[33]和广义梯度近似下的Perdew-Burke-Ernzerhof (PBE)[34]泛函的方法同时设置截断能为400 eV.为了消除周期性边界条件下其他原子对单层WSeTe 的影响, 在Z 轴方向上设置了一个20 Å的真空层. 能量的收敛标准设为10–5 eV, 力的收敛标准设为0.02 eV/Å. 利用Monkhorst-Pack [35]方法对第一布里渊区进行采样, 由于超胞较大布里渊区K 点网格设置为4 × 4 × 1. 在过渡金属元素替位W 原子掺杂的计算中, 加入了自旋轨道耦合(SOC)并采用DFT + U 的方法(Hubbard 参数U eff = 3 eV)[36].3 计算结果与讨论首先建立了一个单层WSeTe 六角晶系的4 ×4超胞含有48个原子. 在VA (VIIA)元素替位掺杂单层WSeTe 时将其中的一个Se 原子替换为氮族原子(卤族原子); 在3d 过渡金属(TM)元素替位掺杂单层WSeTe 时将其中的一个W 原子替换为过渡金属原子, 掺杂浓度为2.08%, 对x , y 方向的晶格常数进行了优化, 所有结构都经过了充分弛豫. 如图1(c)所示, 一个没有掺杂的4 × 4 WSeTe 超胞导带底和价带顶都处于K 点, 是一个带隙为0.98 eV 的直接带隙半导体, 与文献上计算得到的原胞能带结构符合较好[15].3.1 VIIA (VA)元素替位掺杂单层WSeTeE f 首先对VIIA (VA)元素替位Se 原子掺杂单层WSeTe 的结构进行了优化, 表1的结果表明Cl, Br, I, N, P, As, Sb 掺杂后具有稳定的几何结构以及低的形成能 .E D-WSeTe E D E WSeTe E Se (W )d W −D 其中 是原子替位掺杂WSeTe 后的能量,是一个孤立掺杂原子的能量, 是WSeTe超胞的能量, 是一个孤立的Se (W)原子能量. F 原子半径较小且电负性较强使得F 原子更多是以间隙掺杂或吸附的形式存在于WSeTe 中, 因此F 原子替位掺杂单层WSeTe 无法优化得到一个稳定的结构. 随着原子序数的增大, VIIA (VA)掺杂原子与W 原子之间的键长 会逐渐增加.VIIA 元素替位掺杂单层WSeTe 时由于卤族(a)SeWTeVIIA (V A)TM(b)(c)1.00.50.98 eVFE n e r g y /e V0-0.5PBEPBE+SOC图 1 (a) VA (VIIA)和(b) TM 元素替位掺杂单层WSeTe 的俯视图(上)和侧视图(下)及其布里渊区和高对称点示意图;(c) 4 × 4的单层WSeTe 超胞的能带结构Fig. 1. (a), (b) The top view (top) and the side view (bottom) of the substitutionally doped monolayer WSeTe of VA (VIIA) and TM elements, as well as the schematic diagram of Brillouin zone and high symmetry points; (c) the energy band structure of 4 × 4monolayer WSeTe supercell.元素最外层比Se原子多了一个电子, 因此卤族元素替位掺杂WSeTe相当于引入了电子掺杂并且能带中的费米能级上移到了原本导带底的位置使得材料变为n型半导体. 图2(a)中使用PBE + SOC 方法得到的掺杂后的能带结构仍然保留了较宽的禁带, 只有导带底K点附近较窄的区域穿过费米能级. 通过对比Cl, Br, I掺杂后的能带结构图可以发现, 随着原子序数的增大, 加入SOC得到的能带中最高占据态(最低未占据态)会略微上(下)移, 减小禁带宽度. 从单个原子的投影态密度(PDOS)图2(d)可以看出, 费米能级附近能带主要来源于材料本身W原子的贡献. 由于掺杂浓度较低且掺杂原子对费米能级附近能带贡献较小, 不同的卤族元素掺杂时能带结构并没有明显的变化.为了了解VIIA元素掺杂过程中电荷的转移情况,计算了它们的差分电荷密度图, 从图2(e)可以发现, 电荷转移主要发生在卤族原子和与其最近邻的3个W原子中, 并且与掺杂原子最近邻的3个W原子转移的电荷是完全相同的, 而Se原子和Te原子以及其他位置的W原子在卤族元素替位掺杂前后并没有发生比较明显的电荷转移.VA元素掺杂单层WSeTe时由于氮族元素最外层比Se原子少了一个电子, VA元素替位掺杂单层WSeTe相当于引入了空穴掺杂并且能带中的费米能级向下移动到了原本价带顶的位置使得材料变为p型半导体. 通过对比图3的能带结构可以看出, N, P原子替位掺杂单层WSeTe时费米能级附近的能带更加局域, 在WSeTe的禁带中引入了杂质能级. 如图3(b)和图3(d)所示, 通过计算单个原子的PDOS发现, 在费米能级附近掺杂原子对能带的贡献随着原子序数的增大而减小, 因此N, P掺杂单层WSeTe得到的能带在费米能级附近杂化现象更强, 而As, Sb原子掺杂单层WSeTe 由于杂化现象较弱得到的能带与本征的单层WSeTe能带结构在价带顶差异较小, 尽管如此我们仍然可以看到对于加入SOC的能带, As, Sb原子掺杂对材料的电子结构尤其是价带顶的Rashba 自旋劈裂仍然产生了很大的影响. 对于单个原子而言, Sb掺杂单层WSeTe时费米能级附近的能带主要来源于W原子和掺杂原子的贡献; 而对于原子1234DOS/(states S eV-1)5Se WTeBrFBr-doped WSeTe I-doped WSeTeR(b)(c)(d)Cl Br I(e)图 2 (a), (b), (c) Cl, Br, I原子掺杂单层WSeTe能带结构图; (d) Br原子掺杂单层WSeTe中单个原子的投影态密度图; (e) VIIA 原子掺杂单层WSeTe的差分电荷密度的俯视图(上)和侧视图(下), 红色代表等值面0.01 a.u., 蓝色代表等值面–0.01 a.u.Fig. 2. (a), (b), (c) The WSeTe band structure of Cl, Br and I atom doped, respectively; (d) the project density of state for each single atom in monolayer WSeTe doped by Br atom; (e) the top view (top) and side view (bottom) of the differential charge dens-ity of a monolayer WSeTe doped with VIIA atoms, red represents the isosurface 0.01 a.u. and blue represents the isosurface –0.01 a.u..序数较小的N 掺杂单层WSeTe, 在费米能级附近Se 原子和Te 原子对能带也具有相当大的贡献.为了更加直观地了解电荷的转移情况, 计算了VA 元素掺杂单层WSeTe 的差分电荷密度. 如图3(e)所示, VA 元素掺杂二维WSeTe 时电荷转移不仅仅只发生在VA 原子和与其最邻近的3个W 原子之间, 其他的W 原子和Te 原子也有一部分会发生明显的电荷转移, 这是由于卤族原子电负性较强, 与最邻近的过渡原子吸引电子能力差距较大且最外层电子达到饱和状态需要的电子数少, 最近邻的W 原子能够提供卤族原子所需的电子数因此电荷转移较为集中; 而氮族元素的电负性较弱,与过渡原子吸引电子能力的差距较小且最外层电子达到饱和状态需要的电子数多, 最近邻的W 原子不能提供氮族原子所需的电子数, 因此各原子间的电荷转移较为分散. 同时可以观察到远离掺杂原子区域的电荷转移并不是发生在不同原子之间的,而是从原子的一侧转移到相反的另一侧, 电荷分布产生了一定的极化, 但单个原子本身总的电荷数量并没有明显的变化.研究了VIIA (VA)非金属元素替位掺杂对G 点附近Rashba 自旋劈裂强度的影响, 通常在Rashba 自旋劈裂效应中决定自旋劈裂强度的Rashba 常数被定义为1.00.80.6E n e r g y /e V0.40.22DOS/(states S eV -1)46 F0Se W Te NPBEPBE+SOC (a)N -doped WSeTe1.00.5E n e r g y /e V1DOS/(states S eV -1)23F0Se W Te Sb(c)Sb -doped WSeTe1.21.00.80.6E n e r g y /e V0.40.22DOS/(states S eV -1)46 F0Se W Te P(b)P -doped WSeTeSe W TeAs1.00.5E n e r g y /e V2DOS/(states S eV -1)46F(d)As -doped WSeTeN PAs Sb(e)图 3 (a), (b), (c), (d) N, P, Sb, As 掺杂单层WSeTe 的能带结构图和单个原子的PDOS 图; (e) VA 原子掺杂单层WSeTe 的差分电荷密度的俯视图(上)和侧视图(下), 红色代表等值面0.01 a.u., 蓝色代表等值面–0.01 a.u.Fig. 3. (a), (b), (c), (d) The band structure diagram of N, P, Sb and As doped single-layer WSeTe and the PDOS diagram of a single atom, respectively; (e) the top view (top) and side view (bottom) of the differential charge density of a monolayer WSeTe doped with VA atoms, red represents the isosurface 0.01 a.u and blue represents the isosurface –0.01 a.u..E R k Rα在图2(a)的示意图中 为自旋劈裂能量, 为偏移动量. 由于单层WSeTe 在导带底Rashba 自旋劈裂较小, 主要考虑其价带顶的Rashba 自旋劈裂. 如图1(c)所示, 通过对比加入SOC 和不加入SOC 的能带结构, 可以看到WSeTe 价带顶的能带加入SOC 之后在G 点劈裂成了两条能带. 由于Rashba 常数对布里渊区的方向选择并不敏感[37], 使用G —K 方向来计算 , 计算的结果显示在表1中.αααα从图1(c)和图2可以看出, 当VIIA 元素替位掺杂WSeTe 时, G 点附近价带顶处的能带与本征的WSeTe 相同都是由两条开口向下的抛物线组成的; 而从图3(a)和图3(c)可看出, VA 元素替位掺杂WSeTe 时, G 点附近价带顶处的能带是由两条开口向上的抛物线组成的. 这是由于VA 元素掺杂后价带顶的能带具有较强的杂化, 价带顶G 点附近的自旋劈裂是杂质原子与过渡原子之间的SOC 所引起的, 这种SOC 强度随氮族元素原子序数的增加而增强. VIIA 元素替位掺杂WSeTe 时掺杂的卤族元素对价带顶几乎没有贡献, 因此VA 元素替位掺杂WSeTe 时Rashba 常数 随原子序数的变化幅度远大于VIIA 元素替位掺杂. 从表1可以发现, VIIA 元素替位掺杂WSeTe 时Rashba 常数随着掺杂原子的原子序数的增大而增大, 这是由于同一主族元素随着原子序数的增大掺杂原子得到的电子数目会相应减少, W 原子保留的电子数目增加并且价带顶G 点附近的Rashba 自旋劈裂主要是由W 原子贡献, 因此会增大Rashba 常数 ,当然这也是VA 元素替位掺杂WSeTe 时Rashba 常数 随着掺杂原子的原子序数的增大而增大的原因. 当考虑电负性时, 会发现原子序数小具有较强电负性的原子掺杂在电负性强的Se 原子一侧时, 理论上会增强两侧的电负性的差异从而增强Rashba SOC 强度, 但得到的结果却恰恰相反. 这说明原子序数增大以及电荷转移对Rashba SOC 强度的影响要大于电负性的变化产生的影响. 从之前报道的Mo(W)SeTe 中的Rashba SOC 强度远大于Mo(W)STe [38]中也能得到相似的结论.3.2 过渡金属元素替位掺杂单层WSeTe用V, Cr, Mn 等本身具有磁性的元素完全取代Janus 过渡金属硫族化合物的Mo(W)原子会产生较大的自旋极化和较高的居里温度[38], 但这些材料都是金属或半金属性质不利于半导体器件的应用. 因此我们想通过部分掺杂过渡金属元素来保留材料的半导体性质并获得较好的磁性和自旋极化性质. 在超胞中替位掺杂过渡金属元素结构上仍然保持原本的对称性, 优化的结构稳定具有低的形成能.计算了Ti, V, Cr, Mn, Fe, Co 过渡金属元素替位W 原子掺杂单层WSeTe 的能带结构, 从图4可以看出, 价带顶自旋方向相反的电子产生了能谷极化现象, 从表2可以发现, Cr, Mn, V 元素掺杂会产生较大的能谷极化. 以Ti 掺杂为例, 过渡金属掺杂在图1中的高对称点K 和K'谷处对自旋相同的电子产生相同的自旋劈裂能量, 而SOC 在K 和K'谷处对自旋相同的电子产生相反的自旋劈裂能量, 使得SOC 增加了K 谷的自旋劈裂能量,减小了K'谷的自旋劈裂能量, 所以K 谷的自旋劈裂大于K'谷[39]. 其中掺杂Ti, V 元素会导致体系由半导体向金属的转变, 掺杂Co, Cr, Mn, Fe 元素不会导致材料的半导体性质发生变化, 但Co,Mn, Fe 元素掺杂后的能带具有极小的带隙(小于20 meV), 不过可以通过调控费米能级或带隙的方法使材料变为半金属或宽带隙半导体, 从而获得更好的应用前景. 而Cr 元素掺杂WSeTe 由于其很好地保留了WSeTe 原本的半导体性质并且具有较d W −D E f ∆Q α表 1 未掺杂体系的Se 原子或VA (VIIA)掺杂原子和W 原子之间的键长 、体系形成能 、掺杂原子得到的电荷数 以及Rashba 常数 d W −D E f ∆Q αTable 1. Bond length between VA (VIIA) doped atoms or Se atoms in an undoped system and W atoms, binding energy , the number of charges obtained by doping atoms and Rashba constant .Doped atomSe Cl Br I N P As Sb d W −D /Å2.570 2.547 2.680 2.826 2.021 2.424 2.555 2.799E f/eV 00.160.350.46–0.48–0.20.250.65∆Q /e–0.47–0.55–0.46–0.26–1.23–0.48–0.24–0.02α/(eV·Å)0.210.180.190.220.040.130.140.21大的能谷极化, 在自旋电子器件领域具有很好的应用前景, 遗憾的是Cr 元素掺杂WSeTe 能带的价带顶仅仅在布里渊区K 点附近很小的区域有自旋极化向下的电子. Ti, V 元素掺杂的体系虽然是金属性质但在最高轨道占据态的K 和K'点周围大范围内全部由自旋向下(上)的电子所占据, 拥有大量可调控的自旋电子. 除了能谷极化现象外, 由于过渡元素的掺杂破坏了原本的周期性势场, Cr,Mn, Fe 元素掺杂单层WSeTe 会在原本的禁带中产生自旋电子完全极化向下的杂质能级, 杂质能级之下的能带是由自旋极化向上的电子构成, 可以通过外加电场等方式调控费米能级位置来达到自旋翻转的效果, 这对自旋电子的调控具有重要意义.µB 由于Ti, V 元素金属性较强使得Ti, V 元素掺杂的体系表现为明显的金属性, 而Co, Cr, Mn,Fe 元素掺杂体系仍为半导体性质. Co 元素掺杂时产生的磁矩主要沿面内方向, 因此体系的能谷劈裂程度很小. Cr 元素掺杂时掺杂的Cr 原子具有3 的磁矩, 但被其附近的原子所产生的自旋方向相反的磁矩抵消, 体系总磁矩为0, 因此Cr 掺杂时体系仍具有能谷劈裂现象. Fe 元素掺杂时杂质能级穿过了价带顶, 破坏了能谷极化现象. 能谷劈裂是体系本身的自旋劈裂与掺杂原子引入的磁性共同作用的结果, 不同体系中能量较高(低)的能谷由不同自旋占据, 仅仅是由于体系磁矩沿面外的方向不同, 通过外加z 方向的磁场可以改变体系磁矩沿面外的方向, 从而翻转高(低)能谷的电子自旋.µB 由于过渡金属元素替位掺杂单层WSeTe 破坏了材料原本的时间反演对称性, 在表2中Ti, V,Mn, Fe, Co 原子替位掺杂WSeTe 都产生了一定的磁矩. 由于Ti 和V 原子掺杂WSeTe 是金属性质, 费米能级附近具有巡游的3d 电子, 这部分电子对磁矩也有贡献, 使得产生的总磁矩不是整数,分别为1.46和0.94 . Cr 与W 原子由于电子结构的相似, 替位掺杂不产生磁矩, 在对磁矩组成部分的分析发现, 磁矩主要来源于掺杂原子和材料本身W 原子未填满的d 轨道电子.d Se −D d Te −D Ef ∆E K −K ′M total 表 2 掺杂原子与Se (Te) 原子之间的键长 ( )、结合能 、能谷极化的大小 及体系总的磁矩 d Se −D (d Te −D )E f ∆E K −K ′M total Table 2. Bond length between doped and Se (Te) atoms, binding energy , energy valley polarizationand total magnetic moment .Doped atomTi Co Cr Mn Fe V d Te −D /Å 2.778 2.587 2.724 2.733 2.768 2.733d Se −D /Å2.577 2.462 2.547 2.551 2.588 2.558E f/eV –1.20.20.10.5–1.7–0.8∆E K −K ′/meV2621081053473M total µB /1.462.990.011.022.010.941.51.00.5E n e r g y /e V0-0.5Ti Co Cr Mn Fe VFD '⟨S z ⟩⟨S z ⟩图 4 3d 过渡金属元素掺杂单层WSeTe 的能带图, 自旋在z 轴方向的期望值 的正负分别用红色和蓝色来表示, 绝对值的大小用点的大小来表示; 所有的能带经过平移使费米能级对齐, 同时费米能级固定在0 eV 处⟨S z ⟩⟨S z ⟩Fig. 4. Band diagram of 3d transition metal elements doped monolayer WSeTe. The positive and negative values of the expected value of the spin in the z -axis direction are represented by red and blue respectively, and the magnitude of the absolute value of is represented by the magnitude of the points. The spin projection along z -direction is depicted by the magnitude of thepoint. All the bands are shifted to align the Fermi level which is fixed at 0 eV.4 结 论通过以DFT为基础的VASP软件包计算了VA (VIIA)非金属元素替位Se原子以及3d过渡金属元素替位W原子掺杂单层WSeTe超胞对电子结构的影响. VA (VIIA)非金属元素替位Se元素掺杂单层WSeTe由于引入了空穴(电子)掺杂,使得费米能级下移(上移), 材料变为p (n)型半导体. Ti, V元素替位掺杂会发生半导体-金属的转变, 替位掺杂Cr, Co, Mn, Fe元素不会导致材料的半导体性质发生变化, 但Co, Mn, Fe元素掺杂后的带隙小于20 meV. VIIA (VA)非金属元素和3d过渡金属元素掺杂单层WSeTe不会对材料的几何结构产生巨大的影响. 由于电荷转移以及VA掺杂原子在价带顶的能带杂化现象, VIIA (VA)非金属元素掺杂时对于同一主族元素, 价带顶的Rashba自旋劈裂强度随着掺杂原子的原子序数的增大而增大. 3d过渡金属元素替位掺杂单层WSeTe具有明显的自旋极化现象, 在费米能级附近产生了能谷极化并引入磁性, Cr, Mn, Fe元素掺杂单层WSeTe在禁带中产生了自旋电子完全极化的杂质能带, 在自旋电子器件方面可能有潜在的应用价值. 研究结果对系统地理解单层WSeTe 掺杂模型的性质有重要意义, 可以为基于单层WSeTe的电子器件设计提供理论参考.参考文献C astro Neto A H, Guinea F, Peres N M R, Novoselov K S,Geim A K 2009 Rev. Mod. Phys. 81 109[1]S ong L, Ci L J, Lu H 2010 Nano Lett. 10 3209[2]C hhowalla M, Shin H S, Eda G, et al. 2013 Nat. Chem. 5 263[3]L i L K, Yu Y J, Ye G J 2014 Nat. Nanotechnol. 9 372[4]N gai J H, Walker F J, Ahn C H 2014 Annu. Rev. Mater. Sci.44 1[5]S hanmugam M, Jacobs-Gedrim R, Song E S 2014 Nanoscale 6 12682[6]W eihong Y, Qin H, Xiaohong Y 2012 Acta Phys. Sin. 61 248502 (in Chinese) [尹伟红, 韩勤, 杨晓红 2012 物理学报 61 248502][7]W ithers F, Pozo-Zamudio O Del, Mishchenko A 2015 Nat.Mater. 14 301[8]Z hao Y, Li X, Xu M 2013 Opt. Express 21 3516[9]T an C, Cao X, Wu X J 2017 Chem. Rev. 117 6225[10]Z hang X, Cheng H, Zhang H 2017 Adv. Mater. 29 1701704 [11]Z hang X, Lai Z, Ma Q, Zhang H 2018 Chem. Soc. Rev. 47 3301[12]C heng C, Sun J T, Chen X R, Fu H X, Meng S 2016Nanoscale 8 17854[13]C heng Y C, Zhu Z Y, Tahir M 2013 Europhys. Lett. 10257001[14]G uo S D, Dong J 2018 Semicond. Sci. Technol. 33 085003[15]S hi Y, Li H, Li L J 2015 Chem. Soc. Rev. 44 2744[16]L i H, Lu G, Wang Y 2013 Small 9 1974[17]B alendhran S, Walia S, Nili H 2013 Adv. Funct. Mater. 233952[18]F eng Q, Mao N, Wu J 2015 ACS Nano 9 7450[19]H u D, Xu G, Xing L 2017 Angew. Chem. Int. Ed. 56 3611[20]J i Y, Yang M, Lin H 2018 J.Phys. Chem. C 122 3123[21]M eng M, Li T, Li S 2018 J. Phys. D: Appl. Phys. 51 105004 [22]W ang M, Pang Y, Liu D Y 2018 Comput. Mater. Sci. 146 240[23]G uo S D 2018 Phys. Chem. Chem. Phys 20 7236[24]E r D, Ye H, Frey N C 2018 Nano Lett. 18 3943[25]H or Y S, Richardella A, Roushan R, Xia Y, Checkelsky J G,Yazdani A 2009 Phys. Rev. B 79 195208[26]W u M, Cao C, Jiang J Z 2010 Nanotechnology 21 505202 [27]Y ue Q, Chang S, Qin S, Li J 2013 Phys. Lett. A 377 1362 [28]R amasubramaniam A, Naveh D 2013 Phys. Rev. B 87 195201[29]G uan S S, Ke S S, Yu F F 2019 Appl. Surf. Sci. 496 143692[30]K resse G, Kurthmuler J 1996 Comput. Mater. Sci. 6 15 [31]K resse G, Hafner J 1994 Phys. Rev. B 50 13181[32]K resse G, Joubert D 1999 Phys. Rev. B 59 1758[33]P erdew J P, Burke K, Ernzerhof M 1996 Phys. Rev. Lett. 77 3865[34]M onkhorst H J, Pack J D 1976 Phys. Rev. B 13 5188[35]Z hao X W, Qiu B, Hu G C 2019 Appl. Surf. Sci. 490 172[36]H u T, Jia F H, Zhao G D 2018 Phys. Rev. B 97 235404[37]H e J J, Li S 2018 Comput. Mater. Sci. 152 151[38]P eng R, Ma Y D, Zhang S 2018 J. Phys. Chem. Lett. 9 3612 [39]Effects of atomic substitutional doping on electronicstructure of monolayer Janus WSeTe*Zhang De -He 1) Zhou Wen -Zhe 2) Li Ao -Lin 2) Ouyang Fang -Ping 1)2)3)†1) (School of Physics and Electronics, Central South University, Changsha 410012, China)2) (State Key Laboratory of Powder Metallurgy, Powder Metallurgy Research Institute,Central South University, Changsha 410083, China)3) (School of Physics and Technology, Xinjiang University, Urumqi 830046, China)( Received 9 November 2020; revised manuscript received 21 December 2020 )AbstractBased on the first principles calculations, the effects of substitutional doping of nitrogen, halogen and 3d transition metal elements on the electronic structure of monolayer Janus transition metal dichalcogenides WSeTe are studied in this paper, where the VASP software package is used based on density functional theory to perform calculations through using both the projector augmented wave method and the GGA-PBE functional method. A monolayer WSeTe hexagonal crystal system with 4 × 4 supercells is established, which contains 48 atoms. When VA (VIIA) element substitutes for monolayer WSeTe, one of the Se atoms is replaced with a nitrogen (halogen) atom; when the 3d transition metal element substitutes for monolayer WSeTe, one of the W atoms is replaced with a transition metal atom. Through the analysis of band structure, charge transfer and magnetism, it is found that VA (VIIA) nonmetallic elements doped monolayer WSeTe due to the introduction of the hole (electronic) doped, makes the Fermi level shift downward (upward), thus transforming into a p(n) type semiconductor. The Ti and V element substitutional doped monolayer WSeTe will present semiconductor-metal transformation. A doping for each of Cr, Co, Mn, Fe element doesn’t lead semiconductor material properties to change, but the each of Co, Mn, Fe element doped monolayer WSeTe can create a band gap of less than 20 meV. The VIIA (VA) non-metallic element and 3d transition metal element doped monolayer WSeTe will not have a huge influence on the original geometric structure of the material. Due to the charge transfer and doped atoms on the top of the valence band hybridization phenomenon, the Rashba spin splitting intensity near the G point of the top valence band increases with the increase of the atomic number of the doped atoms in the same main group when VIIA and VA non-metallic elements are doped. Moreover, the increase in atomic number and charge transfer have a greater influence on the strength of Rashba spin-orbit coupling than the change in electronegativity. The 3d transition metal element substitution doped single-layer WSeTe has obvious spin polarization phenomenon, which produces valley polarization near the Fermi level and introduces magnetism. In particular, since Cr-doped WSeTe retains the original semiconductor properties of WSeTe and has a large energy valley polarization, it may have a wide range of applications, such as in the field of spintronic devices. The monolayer WSeTe doped separately with Cr, Mn and Fe element produces an impurity band with fully polarized spin electrons in the band gap. The results are of great significance in systematically understanding the properties of monolayer WSeTe doping model and can provide theoretical reference for designing the monolayer WSeTe based electronic devices.Keywords: first principles calculation, Janus WSeTe, displacement dopingPACS: 63.20.dk, 73.22.–f, 73.20.Hb, 75.70.Tj DOI: 10.7498/aps.70.20201888* Project supported by the National Natural Science Foundation of China (Grant Nos. 51272291, 52073308) and the Central South University Research Fund for Sheng-Hua Scholars, China (Grant No. 502033019).† Corresponding author. E-mail: oyfp@。
过渡金属硫化物(TMDC)的制备
图1. CVD反应原理图。
实验方法（以MoS2的制备为例）
1.蓝宝石衬底的清洗 2.样品制备：晶片级MoS2生长 3.蓝宝石晶片的退火 4.单层MoS2 的转移
图2. 三温区CVD装置示意图。
Yu, H.; Liao, M.; Zhang, G. et al, Acs Nano 2017, 11 (12), 12001-12007.
图3. 分层MoS2微箱的FESEM（a和b）和TEM（c-f）图像
溶胶-凝胶法
Sol：由孤立的细小粒子 或大分子组成，分散在 溶液中的胶体体系。 Gel：由一种细小粒子 聚集成的网状结构具有 固态特征的胶体体系， 凝胶中渗有连续的分散 相体系。
二维MoS2气凝胶制备过程
图1. 制备MoS2气凝胶的示意图
图6. 蓝宝石上的MoS2薄膜: a) 光学显微图像 ； b) AFM图像
图7. 晶片上单层MoS2样品的AFM图像。 比例尺为2μm。
2019
再次衷心感谢您的聆听
Thank you for your listening
剥离法
利用具有层状结构的块体材料制备二维纳米材料
胶带法
剥离法的演变
纳米管劈裂法 液相插层法 电化学插层法
电化学插层法
原理：将离子、小分子或有机物分
子插入层状物的层间，并通过电化学 方法控制粒子在块体材料层间的插入 量，剥离片层结构，得到二维纳米片。
块体材料
锂箔
图1. 电化学装置示意图
Desai, S. B.; Madhvapathy, S. R.; Javey, A. et al. Science 2016, 354 (6308), 99-102.
TMDC的主要优势
过渡金属硫族化合物
过渡金属硫族化合物过渡金属硫族化合物（transition metal dichalcogenides，简写为TMDs）是一种二元层状化合物，层与层之间通过范德瓦耳斯力结合其他，具有与石墨烯相似的六方晶格结构与广阔的光电性质，达到原子级厚的时候表现出强烈的量子限域效应，转变为一种二维材料1谷电子学1.1什么是能谷？在石墨烯的研究中，石墨烯的能带结构和能谷特性是重要研究对象之一。
石墨烯具有六方晶格结构，其对应的布里渊区也是六方结构。
石墨烯的六方晶格对应A、B两套子晶格，一个六方晶格里面有A、B两种碳原子，对应到布里渊区也具有两种不同的边界点（俗称K点），一般称为K点和K’（-K）点。
再分析石墨烯的能带结构。
通过对狄拉克方程计算，可以发现石墨烯的价带和导带的极值点（俗称能谷）都在K点，因此石墨烯的能谷也称为K谷。
同时在K点附近的色散关系是线性的，形成狄拉克点，附近的锥形就是狄拉克锥。
这个狄拉克锥很神奇，因为它的导带的极小值点和价带的极大值点刚好接触但是又不重合，电子在这种能带结构上静止质量为0，就像是光子一样。
石墨烯特殊的能谷结构带来了极高的载流子迁移率和反常量子霍尔效应。
石墨烯K谷引发了更深入的思考和发现。
K谷和K’谷的能量简并，通过时间反演对称性联系在一起的，因为它们在动量空间的距离很远，谷间散射被抑制，因此可以把谷因子视为一种可能的自由度，类似于载流子的电荷、电子的自旋朝向，都可以作为0和1的定义进行赋值。
石墨烯具有空间反演对称性，也就是对称性太好的情况。
为了寻找谷依赖的特性，必须先打破空间反演对称性。
Di Xiao等人针对具有空间反演对称性破缺的石墨烯的谷对比物理提出了自己的理论框架：在K谷（设定谷因子为1）和K’谷（设定谷因子为-1）上，具有和谷因子相关的內秉磁矩，在不同的谷上大小相同，符号相反，且不为0，因此，会出现谷的光学选择定则；除此之外，上面也描述了在时间反演对称性存在的情况下，K谷和K’谷上的贝里曲率是相反的，那么在一个面内电场的作用下，不同能谷上的载流子自然会向着相反的方向运动，集中在相反的边沿，称之为谷霍尔效应。
wse2的载流子迁移率
载流子迁移率概念及重要性
载流子迁移率是指载流子（电子或空穴）在单 位电场作用下的平均漂移速度，反映了载流子 在半导体中的传输能力。
高载流子迁移率意味着更快的响应速度和更高 的器件性能。
对于WSe2等二维材料而言，由于其独特的结 构和性质，载流子迁移率的研究对于理解其电 学行为和优化器件设计具有重要意义。
响载流子传输特性。
02
光照强度与波长
光照可以激发WSe2中的电子-空穴对，增加载流子浓度，从而提高迁移
率。不同波长和强度的光照对WSe2的载流子激发和传输过程具有不同
的影响。
03
光照与温度的联合作用
在实际应用中，WSe2往往同时受到温度和光照的影响。因此，需要综
合考虑温度和光照对WSe2载流子迁移率的联合作用，以更准确地预测
面临挑战及解决策略探讨
01
材料制备挑战
02
器件性能优化
WSe2的制备过程中存在成本高、产 量低、质量不稳定等问题，需要开发 新的制备方法和优化工艺参数。
WSe2光电器件的性能受到材料质量 、器件结构、工作环境等多种因素的 影响，需要通过优化器件结构和改进 制备工艺来提高性能。
03
应用领域拓展
目前WSe2在光电器件中的应用主要 集中在几个特定领域，需要拓展其应 用领域，发掘更多的潜在应用价值。
行业发展趋势预测
材料制备技术不断创新
随着材料科学的不断发展，WSe2的制备技术将不断创新和优化 ，提高材料的质量和产量，降低成本。
器件性能不断提升
随着器件制备技术的不断进步和应用需求的不断提高，WSe2光电 器件的性能将不断提升，满足更广泛的应用需求。
应用领域不断拓展
随着WSe2材料和器件性能的不断提升，其在光电器件中的应用领 域将不断拓展，为相关行业带来更多的创新和发展机遇。
缺陷对过渡金属硫属化合物同异质结光、电性能的调控
缺点对过渡金属硫属化合物同/ 异质结光、电性能的调控二维过渡金属硫族化合物半导体(TMDs)是继石墨烯发现以后又一明星资料,遇到广大研究者的连续关注。
TMDs的带隙大小受层数调控且单层是直接带隙。
单层 TMDs厚度只有 0.7nm, 维度的降低惹起较强的量子限域效应和弱介电屏蔽效应 , 这些效应使得单层 TMDs资料拥有较大的激子约束能和较高的荧光效率,是一种理想的研究多体效应的平台。
因为强自旋- 轨道耦合互相作用和中心反演对称破缺 ,TMDs中激子自旋与能谷赝自旋互相耦合, 拥有圆偏振光初始化能谷赝自旋的特别光学选择定章, 这为二维 TMDs资料在自旋电子学器件、鉴于自旋载体的量子器件的应用确立了基础。
但是 , 因为较强的光耦极和电子- 空穴互换互相作用 , 激子寿命和谷赝自旋寿命都在皮秒量级 , 严重限制了 TMDs资料在光电器件、自旋电子学器件等领域的实质应用。
当前 , 异质结中层间自由激子已被证明拥有较长的寿命和显然的塞曼劈裂效应 , 而缺点激子固然相同拥有超长的寿命, 可是其对二维资料光电性能的调控尚处于初始阶段。
本论文中我们将以物理气相堆积(PVD)生长的砚台状 WSe2同质结和转移堆叠的双层 WSe2-WS2异质结为例 , 环绕缺点态对 WSe2同质结光电性能的调控、WSe2-WS2异质结中缺点约束激子寿命、谷极化在小磁场调控下的特别现象以及层间缺点约束激子在近共振激发条件下的谷极化反转等特征睁开研究, 主要内容以下 : 在第一章中 , 我们第一叙述二维TMDs资料的晶格构造、能带构造和其独到的能谷电子学等基本物理图像。
接着介绍了二维TMDs资料同质结和异质结的制备方法及其在光学、电学、自旋电子学等方面的独到优势及研究进展, 而后介绍缺点的基本知识及其在二维半导体领域的研究现状。
最后 , 我们论述本论文的研究意义以及内容纲要。
在第二章中,我们经过控制PVD生长前、后的迅速升、降温方法, 成功制备出拥有三角形砚台状特别容貌的WSe2同质结样品。
元素掺杂过渡金属硫化物
过渡金属硫化物是一类具有重要应用前景的功能材料，它们通常由过渡金属和硫元素组成。
元素掺杂是指向这种材料中引入其他元素，以改变其电子结构和性能的过程。
掺杂可以通过不同的方法实现，包括离子注入、化学气相沉积、溶液法合成等。
掺杂的元素可以是其他过渡金属、半导体元素或非金属元素，通过控制掺杂的种类、浓度和位置，可以调控材料的电子结构、磁性、光学性质等，从而实现对材料性能的调控和优化。
在过渡金属硫化物中进行元素掺杂可以带来以下几个方面的影响和应用：
1. 调控电子结构：掺杂可以改变材料的载流子浓度和类型，影响电子能级结构和导电性能，从而改善材料的电子传输性能和能带结构。
2. 改变磁性：通过掺杂可以调控过渡金属硫化物的磁性行为，包括铁磁性、反铁磁性和自旋玻璃等，为磁性存储、传感器等领域的应用提供可能。
3. 提高光电性能：元素掺杂可以拓宽材料的光谱响应范围，增强光吸收能力和光生载流子效率，对于太阳能电池、光催化和光电器件等具有重要意义。
总的来说，通过元素掺杂可以实现对过渡金属硫化物材料性能的精细调控，拓展其在电子器件、能源转换、传感器等领域的应用潜力。
过渡金属掺杂光催化剂
过渡金属掺杂光催化剂
过渡金属掺杂光催化剂是一种能够通过光照来促进化学反应的材料，其中掺杂了过渡金属元素。
这种催化剂的作用原理是在光照下，过渡金属元素吸收能量，激发电荷转移，并在催化反应中提供中间化合物。
通过这种方式，可以加速有机化合物的降解或氧化，从而净化水、空气或土壤中的有害物质。
过渡金属掺杂光催化剂具有高效、可重复使用、环境友好等优点。
它们可以应用于废水处理、空气净化、有机合成等领域，并已被商业化开发，成为环保领域的重要研究方向之一。