具有大单畴的大面积 WS2 薄膜通过化学气相沉积生长

背景

二维材料由于具有独特的平面优势、量子限域效应、无层间干扰等优点，在未来的电子学和光电子学领域具有重要的研究意义。石墨烯作为典型的二维材料，具有超高载流子迁移率、优异的导热性、优异的柔韧性和超快的光响应等诸多优异性能，已成为下一代广泛应用领域中极具潜力的材料。柔性电子、光电子和能量存储 [1]。无质量狄拉克费米子赋予石墨烯超高的载流子迁移率，但其零带隙的半金属特性极大地限制了其在器件中的应用。近年来，类石墨烯单层过渡金属二硫属化物以其适中的带隙、优异的载流子迁移率和可调的电学和光学性质引起了科学界的广泛兴趣，成为半导体微纳电子学的研究热点。

二维过渡金属二硫属化物 (2D TMDCs) 通常具有通用化学式 MX2，其中 M 是第 4-10 族（Mo、W 等）的过渡金属，X 是硫属元素（S、Se、Te、等等。）。 MX2 是典型的层状化合物，其每个晶胞都包含三层原子 (X-M-X)。层内原子通过共价键紧密结合，层间原子通过弱范德华力耦合[2]。与 MoS2 类似，单层 WS2 具有许多不同于其本体的新物理特性，例如直接带隙、强自旋轨道耦合以及光与物质之间的强烈相互作用。因此，它在未来的光电和微/纳米电子器件中具有广阔的应用前景[3]。迄今为止，已经建立了几种制备单层二维材料的路线，如机械剥离、薄膜硫化、热分解和化学气相沉积。其中，机械剥离具有产量低、重复性差和尺寸有限的缺点[4]。在薄膜硫化中，首先在基板上溅射薄薄的 W 或 WO3 薄膜，然后在硫蒸气气氛中硫化 W/WO3 薄膜。工艺比较简单，但薄膜的厚度较难控制[5,6,7]。刘等人。通过热分解合成 MoS2 薄膜。在 (NH4)6MoS4 溶液中浸泡后，取出基板并在 Ar/H2 气氛中在 500°C 下加热。最终得到面积大、厚度均匀的WS2薄膜；然而，薄膜的结晶质量很差[8]。化学气相沉积（CVD）由于其操作简单、可控性好、制备路线相对成熟以及大面​​积少层薄膜产量高等优点，已成为一种重要且广泛使用的二维TMDC材料生长技术[9,10 ,11,12,13]。

自2011年以来，世界上许多研究小组已经成功地通过CVD方法合成了原子厚度的WS2薄膜。张等人。通过低压化学气相沉积在蓝宝石衬底上合成了原子层状三角形 WS2 薄膜，单畴尺寸可达 50 μm [14]。丛等人。通过将单端密封的较小直径石英管放入较大直径的石英管内并在两个晶片之间夹入微量 WO3 粉末，改进了 CVD 方法。该方法有效地增加了管内的前驱体浓度和压力，获得的单畴尺寸高达 178 μm [3]。考虑到 WO3 前驱体具有较高的升华温度，Li 等人。在化学气相沉积反应中引入适量的碱金属卤化物作为生长促进剂。碱金属卤化物（MX、M=Na 或 K、X=Cl、Br 或 I）可以通过形成挥发性卤氧化钨物种将反应温度降低约 100°C，这有助于将前体输送到生长基板。然而，在反应管中加入碱金属卤化物不可避免地会引入杂质并污染反应产物[15]。 Yanfeng Zhang 和 Kyung Nam Kang 的团队都报告说，加入适当浓度的 H2 有助于 WO3 前驱体的快速升华和硫化，因为 H2 的还原性强于 S [14, 16]。傅等人。研究了气体流速和反应温度对氩氢混合物 (97%Ar + 3%H2) 气氛中 WS2 薄膜的形态和畴尺寸的影响。他们通过优化 CVD 生长条件获得了 52 μm WS2 薄片 [17]。荣等人。使用双温区炉精确控制硫引入时间，以实现理想的大面积 WS2 薄膜生长，单畴尺寸可达 370 μm [18]。尽管CVD方法有很多优点，但协调许多生长参数之间错综复杂的关系仍然紧迫且极具挑战性。目前，由于WO3前驱体升华温度高，生长过程中使用Ar和H2混合气体存在潜在危险，制备大畴尺寸的高质量WS2薄膜仍面临巨大挑战。在这项工作中，我们对CVD技术合成的WS2薄膜的生长规律进行了系统而深入的研究。我们首次全面研究了不同生长参数对 WS2 薄膜形貌的影响，如前驱体类型、气体压力、生长温度、保持时间、硫粉量、气体流速和衬底位置。通过优化工艺条件，通过常压化学气相沉积（AP-CVD）方法获得了具有大单畴的大面积WS2薄膜。通过拉曼、原子力显微镜 (AFM)、透射电子显微镜 (TEM) 和光致发光 (PL) 测量对薄膜进行了检查，以证明其具有优异的结晶质量。我们的研究为制备具有优异性能的大型单层WS2单晶铺平了道路，这对于构建可扩展设备至关重要。

方法

为了合成 WS2 薄膜，WO3（Sigma-Aldrich，99.9%）、WO2.9（Alfa Aesar，99.99%）和 S（Alfa Aesar，99.0%）粉末分别用作 W 和 S 前体。在典型的生长过程中，单面抛光的 SiO2/Si 晶片首先在乙醇、异丙醇和去离子水中依次通过超声波清洗 15 分钟。将少量氧化钨粉末（0.1 g）均匀地铺在坩埚底部，将厚度为 300 nm SiO2 的硅晶片倒置，抛光面朝向氧化钨粉末。然后，坩埚位于石英管（直径 60 毫米）的中心，如图 1a 所示。将装有硫粉的石英舟置于石英管的上游区域，利用管式炉的辐射热升温。将石英管抽真空至 100 mTorr 压力后，用 500 sccm 的 Ar 气吹扫石英管 30 分钟，然后将 Ar 气控制在恒定流速直至反应完成。首先将炉子从室温加热到 150°C，并在此温度下保持 20 分钟以去除管中的水分。然后，温度以 10°C/min 的加热速率继续升高到所需值。达到生长温度后，炉内保温一段时间。在生长过程结束时，石英管自然冷却至室温。为清楚起见，整个温度控制方案如图 1b 所示。

一 CVD炉的示意图。 b WO2.9和S粉的加热和冷却曲线

生长的 WS2 薄片的形态通过日立 S4800 扫描电子显微镜进行表征，加速电压为 5-10 kV。拉曼测量是使用具有超高速成像能力的 Nanophoton Raman-11 显微镜进行的。 520 cm ⁻¹ 处的 Si 峰 用作波数校准的参考。稳态 PL 光谱由共焦微 PL 系统拍摄。通过使用光斑直径约为 1-2 微米的大数值孔径物镜，将 532 纳米激发激光聚焦在样品上。通过在轻敲模式下使用原子力显微镜（Bruker multimode 8）获得样品的形貌图像。场发射 JEOL JEM-2100F 在 200 kV 下运行，用于高分辨率 TEM (HRTEM) 和选区电子衍射 (SAED) 成像。

结果与讨论

在 CVD 合成中，二维 TMDCs 的生长受到压力、温度、气体流速和生长时间等多种因素的影响。这些因素对于高质量、大面积的2D WS2薄膜的生长非常重要。本文首先详细讨论了这些因素对WS2薄膜形貌的影响，然后确定了大面积少层薄膜的最佳生长条件。最后，为了检验薄膜的结构和晶体质量，给出了优化实验条件下的表征结果，包括拉曼、原子力显微镜、PL和TEM。

WO3 和 WO2.9

我们使用 WO3 和 WO2.9 粉末作为两种不同的前体来研究它们对 WS2 薄膜生长的影响。图 2a、b 分别显示了用 WO3 和 WO2.9 的前体生长的 WS2 薄膜的 SEM 图像。当使用 WO3 作为 W 源时，在基板上几乎看不到 WS2 薄膜，这进一步通过拉曼测量得到证实。然而，当使用 WO2.9 作为前驱体时，基板上出现了大量三角形 WS2 畴。经过数十次重复实验，我们发现以WO2.9为前驱体的三角形WS2的产率远高于以WO3为前驱体的情况。该实验结果的再现性超过90%。范德弗利斯等人。研究了 WO3 晶体硫化的基本反应步骤 [19]。他们发现 W ⁶⁺ 不能直接被 S 硫化，除非由于高 W-O 键能而形成一些中间体。 W ⁶⁺ 的减少 到 W ⁵⁺ 在 WO3 晶格中加入硫是强制性的。对于本例中的 WO2.9，其部分 W ⁶⁺ 离子已减少到 W ⁵⁺ 或 W ⁴⁺ 离子。因此，我们认为替换 W ⁵⁺ 或 W ⁴⁺ W ⁶⁺ 初始阶段有利于单晶WS2薄膜的生长。

一 , b 分别使用 WO3 和 WO2.9 作为 W 源制备的 WS2 薄膜的 SEM 图像。 c , d 分别在低压和1个大气压下制备的WS2样品的SEM图像

管压

对于这项研究，我们在实验中 WS2 薄膜的生长过程中采用了两个压力值：低压（<100 mTorr）和一个大气压（1 atm）。图 2c 显示了在低压环境下制备的样品的 SEM 图像。正如我们发现的那样，只有叶状薄片随机分布在基材上，不是 WS2 而是 WO3，拉曼表征进一步证实了这一点。图 2d 显示了在一个大气压下生长的样品的 SEM 图像。与图 2c 相比，在基板上出现了许多尺寸超过 100 μm 的三角形域，拉曼光谱证明这些域是 WS2。这样的对比实验已经重复了很多次，每一次，我们都得到了几乎相同的结果。与低压模式相比，常压模式更有利于获得高产量、尺寸大、边缘清晰的WS2薄片。众所周知，CVD工艺一般包括两个阶段：（1）气体输送和气相反应；（2）表面吸附和表面反应。在这两个阶段中，碰撞过程是一个非常重要和稳健的因素。在一个大气压下，气体分子的平均自由程变短，碰撞频率变高（参见附加文件 1）。较高的碰撞频率结合高温和高流速通常通过促进前驱体之间或前驱体簇与基底之间的化学反应而导致更高的反应速率和更高的成核速率。另一方面，从热力学理论来看，化学自由能变化ΔG(<0)是成核的驱动力。临界自由能变化ΔG ^* 可以被视为成核的能量屏障，它与气体压力成反比 [20]。因此，与低压 CVD (LPCVD) 相比，APCVD 中较高的压力总是导致更小的成核能垒、更高的成核速率和更大的成核密度。因此，我们实验中的大气压模式更有利于二维TMDC薄膜的生长。

生长温度

基于以上结果，我们选择WO2.9作为W源，将管压调整为1个大气压。下面，我们研究了生长温度对 WS2 薄膜结晶质量的影响。我们通过将炉温分别更改为 750、800、850、880、900 和 950 °C 进行了一系列实验。如图 3 所示，随着温度的升高，WS2 薄膜的平均畴尺寸先增大后减小。低温导致前体的低扩散速率，因此前体可以很容易地被捕获在基板上的预生长位点。在非常早期的前体成核阶段，大多数成核位点形成陷阱中心，随后的前体在这些陷阱位点成核（图 3b）。结果，获得了许多类似斑点的 WS2 域。随着温度的升高，由于临界核半径的增加和成核自由能垒的增加，新相的形成变得更加困难，这抑制了 WS2 在基底上的成核和沉积，导致成核密度降低。同时，分子热动能显着增加，有利于WO3 - x的表面扩散 和 WO3 - x 的反应 与 S。因此，它符合 WS2 晶格更好的结晶和增加的薄片尺寸（图 3c-e）。然而，当生长温度进一步升高到 950°C 时，整个薄片并没有变大而是稍微变小，并且一些薄片在生长过程中出现了一些裂纹，如图 3f 所示。推测裂纹可能发生在晶界或缺陷部位，这些部位的化学键比较脆弱，高温容易断裂。

在 750°C 下制备的 WS2 样品的 SEM 图像 (a ), 800 °C (b ), 850 °C (c ), 880 °C (d ), 900 °C (e ) 和 950°C (f )，分别

持有时间

在本节中，我们实验中的保持时间分别控制在 5、10、20 和 30 分钟。生长温度设为 900°C，S 粉量固定为 0.7 g。如图 4 所示，随着保持时间的增加，薄膜的畴尺寸不断扩大，从 5 分钟时的约 30 微米到 10 分钟时的约 120 微米。然而，在 20 分钟甚至 30 分钟的保持时间中，横向尺寸并没有继续扩大。我们推测这可能与多种因素有关，例如基板表面粗糙度、成核密度和气体分子扩散速率。从热力学理论来看，生长过程中自由能的变化也可能决定甚至限制其横向尺寸。此外，现有的完整三角形薄膜不可避免地会受到周围气体分子的频繁撞击，这可能会污染甚至破坏原始薄膜，从而导致薄膜出现缺陷。这些缺陷可能会在高温下继续扩散，最终损坏原始完整的薄膜，如图 4d 所示。

在 5 分钟时制备的 WS2 薄膜的 SEM 图像 (a )，10 分钟 (b )，20 分钟 (c ) 和 30 分钟 (d )，分别

硫磺粉用量

生长中硫磺粉的用量也是一个很重要的因素。尽管二维材料的生长动力学尚未完全了解，但普遍认为两种可能的生长模式在二维 TMDC 材料生长中占主导地位：(1) MO3 - x 物质在基材表面吸附和扩散，并与硫蒸气原子反应形成MS2； (2) MO3 - x 基团直接与气相中的 S 原子反应，生成 MO x S y 团簇吸附、成核并在基材上生长。显然，这两种模式应该根据环境中的硫浓度直接竞争。在我们的实验中，我们分别加载了 0.3、0.5、0.7 和 0.9 g 的硫粉，以研究 S 蒸气浓度对 WS2 薄膜生长的影响。当硫粉仅为0.3g时，石英管内硫蒸气分压较低，容易产生不完全硫化膜。如图 5a 所示，除了少量 30 μm 左右的三角形 WS2 薄片外，还有许多不规则形状的小斑点（边缘尺寸 <5 μm）。这些小点通过拉曼光谱检查并证明不是 WS2。随着硫粉添加量从 0.5 到 0.7 g，基底上出现大量三角形 WS2 域，它们的平均尺寸从 ~ 50 μm 增加到超过 100 μm（图 5b、c）。当硫粉进一步添加至 0.9 g 时，基板上会出现边缘长度约为 300 μm 的较大区域和许多小颗粒，如图 5d 所示。通过能量色散光谱 (EDS) 测量分析（参见附加文件 1），这些小颗粒中的大多数是 WO x S y 晶粒，充当种子核并不断与 S 原子反应形成 WS2 薄片 [21]。具有相同晶体取向的相邻薄片随着时间的推移而长大，最终合并成一个更大的区域。在图 5d 中很容易看出，大三角域显然是由许多较小的三角域组成的。在高硫分压下，晶核数显着增加。相邻的原子核竞争性生长，同时它们的晶体取向变得无序，导致边缘粗糙。费尔德曼等人。声称高 S 分压会导致 WO3 - x 由一层 WS2 无机富勒烯结构包裹的纳米颗粒 [22, 23]，这将抑制 WO3 - x 之间的进一步反应 核和外硫原子。所以，我们可以看到一些颗粒残留在薄膜表面。需要注意的是，随着硫粉的加入，三角形薄片的边缘变得更加凹陷，这可能是由于S锯齿（S-zz）边缘和W锯齿（W -zz) 边缘 [24]。总之，这里给出的实验结果表明，负载适量的硫粉对高质量二维 WS2 薄膜的生长起着关键作用。

在不同硫含量下生长的 WS2 薄膜的 SEM 图像：0.3 g (a ), 0.5 克 (b ), 0.7 克 (c ) 和 0.9 克 (d )，分别

气体流量

在这部分，我们分别将气体流速设置为 50、100、120、140、160 和 180 sccm，以探讨气体流速对薄膜生长的影响。其他生长条件按上述优化参数进行调节。如图 6 所示，当 Ar 的流速从 50 sccm 增加到 180 sccm 时，WS2 域经历了形态转变和尺寸变化。对于 50 sccm 的气体流速，WS2 膜主要由~ 40 μm 截断三角形域支配。随着流速从 50sccm 增加到 120sccm，被截断的边越来越短，最后，薄片变成三角形，边缘锋利光滑。同时，平均域尺寸明显扩大到~ 60 μm。然后，域停止改变它们的形状并在 160 sccm 的流速下继续增长到 ~ 100 微米。当气体流速达到 180 sccm 时，未观察到尺寸进一步增加。众所周知，WS2 块体具有三角棱柱晶体结构（2H 相），其中每个 W 原子与六个周围的 S 原子呈棱柱状配位，形成热力学稳定相。我们假设所有形状的域都从具有 W 字形 (W-zz) 终止的三个边和 S 字形 (S-zz) 终止的另外三个边的六边形核开始生长。随着气体流速的增加，更多的 S 蒸气原子被带到石英管的中心，并导致更小的 Mo 与 S 原子浓度比。华纳等人。基于晶体生长原理，研究了 Mo/S 原子比对 MoS2 薄膜形貌的影响 [24]。根据他们的工作，当 W:S 原子比逐渐变为小于 1:2 时，三个 W-zz 终止比另外三个 S-zz 终止增长得更快，这将导致域形状从六边形转变为截头三角形和最后变成等边三角形。此外，高流速促进了传质过程，这有助于晶体生长速率的增加。随着气体流速从 160 sccm 进一步提高到 180 sccm，由于原子没有足够的时间移动到正确的晶格位置，可能会发生不稳定性，并且由于局部热扰动和各向异性，缺陷形成和生长各向异性的可能性增加。前体浓度和压力的局部不平衡。因此，在高气体流速下，WS2 薄膜的光滑边缘很容易变得粗糙，如图 6f 所示。

在不同 Ar 气体流速下制备的 WS2 薄膜的 SEM 图像：50 sccm (a ), 100 sccm (b ), 120 sccm (c ), 140 sccm (d ), 160 sccm (e ) 和 180 sccm (f )，分别

Substrate 的位置

最后但并非最不重要的是，底物的位置也是 WS2 生长的关键参数。在这里，我们在两个基板位置之间进行比较。如图 7a 所示，基板 A 放置在氧化铝舟上方并面朝下氧化钨粉末，基板 B 位于下游。在管心位置，较高的温度决定了较高的前驱体过饱和浓度，这总是导致较小的晶核密度。同时，由于足够的前驱体供应和高原子扩散速率，更容易在基板 A 上生长大面积 WS2 单畴（~ 200 μm）。相反，对于放置在下游的基板 B，较低的温度导致前体的过饱和度降低，这很容易导致更多的核出现在基板上。同时，由于前驱体浓度低和分子动能低，基底 B 上的单畴（~ 10 μm）比基底 A 上的单畴长得多，如图 7b、c 所示。

一 实验装置示意图与基板 A 和 B 的位置。b , c 分别在基材A和B上合成WS2薄膜的SEM图像

优化和表征

在之前的工作中，已经进行了一系列实验来研究生长参数对 WS2 薄膜形貌演变的影响，包括生长温度、保持时间、气体流速和硫的数量。我们的结果使我们能够实现可控的单层 WS2 生长，并为其他 2D 材料生长提供一些一般指导。基于以上实验结果，我们得到了高质量大面积WS2薄膜生长的最佳实验条件：分别取0.1 g WO2.9和0.7 g S粉末作为W和S前驱体；基板位于氧化铝舟的正上方，面朝下 WO2.9 粉末；生长温度控制在 900°C 并保持 10 分钟； Ar 气体流速设置为 160 sccm，管压保持在一个大气压。图 8a 显示了在优化条件下合成的典型 WS2 单域的 SEM 图像。该域具有完整且规则的三角形形状，边缘长度为~ 400 μm，边缘锋利且平滑，远大于微机械剥离制备的WS2域的边缘尺寸。

一 合成的 WS2 薄膜的 SEM 图像。 b , c WS2 薄片的拉曼映射和相应的拉曼光谱。 d 两种典型拉曼振动模式E ¹ 的示意图 2g 和 A1g。 e WS2 单域的 AFM 图像和高度剖面。 f 单层和多层 WS2 薄片的 PL 光谱。 g 单层 WS2 薄片的荧光图像。 h 铜网格上 WS2 薄片的 TEM 图像。 我 , j TEM网格上自由悬浮的单层WS2的高分辨率TEM图像及其对应的SAED图

拉曼光谱已被广泛用于研究二维材料，从中可以提取材料中分子振动和旋转的信息。因此，它提供了用于识别材料结构的指纹谱。图 8b 展示了通过绘制 A1g 模式强度构建的 WS2 薄膜的典型拉曼映射，它清楚地显示了一个完美的三角形。图 8c 显示了图 8b 中由彩色框标记的三个不同区域在 100–900 cm ^-1 频率范围内的拉曼光谱 .测量在室温下用 532 nm 激光激发进行。除了 520 cm ⁻¹ 的拉曼峰 从衬底 Si，在 ~ 352.5 和 ~ 419 cm ^-1 处的两个不同的峰 表示典型的 WS2 光声子振动模式 E ¹ 2g 和 A1g。这两种模式分别对应于 WS2 晶格的面内和面外振动，如图 8d 所示。随着薄膜厚度的减小，A1g 峰红移，同时，E ¹ 由于层间相互作用减弱，2g 模式发生蓝移，导致两种模式之间的频率间隔减小。因此，频率分离常用于识别二维材料的厚度。对于标有蓝色框的左侧 WS2 单域（图 8b），E ¹ 的拉曼频率差 2g 和 A1g 模式约为 71 cm ⁻¹ , 其中两个峰的强度比 (A1g/E ¹ 2g) 约为 0.5，如图 8c 所示。 A1g 峰的高强度证实了晶体的两到三层结构。 For the right WS2 flake labeled with green box, the Raman frequency interval reduces to 67 cm ⁻¹ , and the intensity ratio of the two peaks is about 0.21. At the same time, the significant reduction in the intensity of A1g peak than that of the E ¹ 2g peak confirms a monolayer WS2 [25].

Atomic force microscopy (AFM) is an effective tool to measure the surface topography of materials by “touching” the sample surface with a mechanical probe. The information of the WS2 film thickness can be obtained directly by AFM measurement. A height image of a WS2 single domain and the line profile across the flake clearly show a height of 0.82 nm (Fig. 8e), which is in the height range of a single-layer WS2 film and consistent with the results reported in the literatures [10, 14].

To study the details of light emission from the CVD WS2 flakes, micro-photoluminescence (m-PL) spectroscopy measurement and PL intensity mapping were performed (with 532 nm laser excitation). As shown in Fig. 8f, the PL intensity of monolayer WS2 is much stronger than that of multilayer. It is well known that the electronic band structure transitions from indirect to direct bandgap as WS2 is thinned down from multilayer to monolayer. Strong emission is observed only for the monolayer. Furthermore, the strong PL peak located at 627 nm is in agreement with the reported direct bandgap of ~ 2 eV [26, 27]. The full width at half maximum (FWHM) value of ~ 47 meV is close to those from mechanically exfoliated monolayers in previous reports [28, 29]. Figure 8g shows the PL intensity image of the triangular WS2 monolayer, which exhibits non-uniform emission intensity across the flakes. The edges emit the brightest light, and the strength of the emission gradually decays when moving towards the body center and eventually becomes invisible. Similar results have been reported in other papers [3, 26].丛等人。 explained the suppressing of PL at the center might be due to the existence of structural and charge defects. For instance, S vacancies are inevitably induced in CVD growth of WS2 films. The related lattice defects and dislocations could become the non-irradiative recombination centers for excitons, which could result in heavily reduced PL emission intensity.

Finally, we utilized TEM and SAED to evaluate the crystallinity of WS2 flakes. Figure 8h gives a typical low-magnification TEM image of a triangular WS2 flake on a holy carbon-coated copper grid. The flake was broken during transfer process, but we still can clearly see that the surface of the film is clean, free from other contaminants. The HRTEM image (Fig. 8i) reveals the hexagonal ring lattice consisting of alternating tungsten atoms and sulfur atoms. The corresponding SAED pattern further confirmed its hexagonal symmetry. The first-order diffraction spots, corresponding to (100) planes, were used to calculate the interspacing d of (100) planes. We found that d (100) equals to 0.271 nm, which is in agreement with the results deduced from HRTEM measurement. Also, the interspacing d (110) is deduced to be 0.155 nm according to the (110) diffraction spots in SAED pattern. Both interplanar distances coincide well with those of bulk WS2 [14].

Conclusions

We systematically investigated the influence of various synthesis parameters on the morphology evolution of WS2 film grown by chemical vapor deposition, such as precursors, pressure, growth temperature, holding time, amount of sulfur powder, gas flow rate, and source-substrate distance. Based on the optimized experimental conditions, large-area WS2 thin films with single domain size up to ~ 400 μm have been successfully prepared on Si/SiO2 wafer. The crystal structure, layer number, and luminescence of the WS2 films have been examined by Raman spectra, transmission electron microscopy, atomic force microscopy, and photoluminescence. We believe our results will lead to further progress in improving the crystalline quality and large-area growth of the exciting 2D transitional metal dichalcogenides (TMDCs). At the same time, this work will push forward the applications of TMDC film in the fields of micro-(nano-) optoelectronics, photovoltaic industry, photocatalysis, and energy storage.

缩写

二维：

二维

AFM:

原子力显微镜

APCVD:

Atmospheric pressure chemical vapor deposition

EDS：

Energy-dispersive spectroscopy

FWHM:

Full width at half maximum

LPCVD:

Low pressure chemical vapor deposition

PL：

光致发光

SAED：

Selected-area electron diffraction

SEM：

扫描电镜

TEM：

透射电子显微镜

TMDCs:

Transition metal dichalcogenides