JP2017145184A - Method for the synthesis of transition metal dichalcogenides - Google Patents
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Abstract
Description
本発明は、遷移金属ダイカルコゲナイドの合成方法に関する。詳しくは、気相成長法を用いる遷移金属ダイカルコゲナイドの合成方法に関する。 The present invention relates to a method for synthesizing a transition metal dichalcogenide. Specifically, the present invention relates to a method for synthesizing a transition metal dichalcogenide using a vapor deposition method.
遷移金属ダイカルコゲナイド（Transition Metal Dichalcogenide、以下「ＴＭＤ」という。）は、グラフェンと類似の原子オーダーの厚みを持つ原子層物質である。グラフェンはバンドギャップを持たず金属的特性を有するのに対し、ＴＭＤは可視光領域にバンドギャップを持ち半導体特性を有するものが多い。このため、ＴＭＤは半導体電子デバイスへの応用が期待されている。 Transition metal dichalcogenide (hereinafter referred to as “TMD”) is an atomic layer material having a thickness in the atomic order similar to graphene. Graphene does not have a band gap and has metallic characteristics, whereas TMD often has a band gap in the visible light region and semiconductor characteristics. Therefore, TMD is expected to be applied to semiconductor electronic devices.
これまでＴＭＤの合成方法としては、ＣＶＤ（Thermal Chemical Vapor deposition）法により基板上のランダムな位置にＴＭＤを合成するものが知られている。しかしながら、ＴＭＤを各種デバイスに適用するためには、合成位置の制御が必要不可欠となる。そこで、非特許文献１では、合成位置の制御を実現するＴＭＤの合成方法が提案されている。具体的には、基板上にＭｏＯ3またはヘプタモリブデン酸アンモニウム（以下「ＡＨＭ」という。）の島状のパターンを形成し、これらをシード材料として結晶性を有する単層のＭｏＳ2層を所定位置に合成する方法が提案されている。 Conventionally, as a TMD synthesis method, a method of synthesizing TMD at random positions on a substrate by a CVD (Thermal Chemical Vapor deposition) method is known. However, in order to apply TMD to various devices, control of the synthesis position is indispensable. Therefore, Non-Patent Document 1 proposes a TMD synthesis method that realizes control of a synthesis position. Specifically, an island-shaped pattern of MoO 3 or ammonium heptamolybdate (hereinafter referred to as “AHM”) is formed on a substrate, and a single-layer MoS 2 layer having crystallinity is formed at a predetermined position using these as seed materials. A method of synthesis is proposed.
非特許文献１に記載のＴＭＤの合成方法ではＭｏＯ3またはＡＨＭをシード材料とするために、合成されたＴＭＤは多結晶性を有するものとなる。しかしながら、ＴＭＤの各種デバイスへの適用を考慮した場合、単結晶ＴＭＤが多結晶ＴＭＤよりも有利である。また、ＴＭＤの各種デバイスへの適用の観点から、ヘテロ接合ＴＭＤを位置制御して合成できる方法も望まれている。 In the TMD synthesizing method described in Non-Patent Document 1, since MoO 3 or AHM is used as a seed material, the synthesized TMD has polycrystallinity. However, when considering application of TMD to various devices, single crystal TMD is more advantageous than polycrystalline TMD. In addition, from the viewpoint of application of TMD to various devices, a method capable of synthesizing a heterojunction TMD by controlling the position is also desired.
本発明の目的は、単結晶ＴＭＤまたはヘテロ接合ＴＭＤを位置制御して合成できるＴＭＤの合成方法を提供することにある。 An object of the present invention is to provide a method for synthesizing a TMD capable of synthesizing a single crystal TMD or a heterojunction TMD by controlling the position.
上述の課題を解決するために、第１の発明は、基材上に微小凸部または微小凹部を形成する工程と、遷移金属およびカルコゲナイドを含む気体原料を用いた気相成長法により、微小凸部または微小凹部を成長核として単結晶ＴＭＤを合成する工程とを備えるＴＭＤの合成方法である。 In order to solve the above-described problem, the first invention is a method for forming a microprojection by a step of forming a microprojection or a microrecess on a substrate and a vapor phase growth method using a gas material containing a transition metal and a chalcogenide. And a step of synthesizing a single crystal TMD using a portion or a minute recess as a growth nucleus.
第２の発明は、基材上に微小凸部または微小凹部を形成する工程と、２種以上の遷移金属およびカルコゲナイドを含む気体原料を用いた気相成長法により、微小凸部または微小凹部を成長核として単結晶遷移金属ダイカルコゲナイドを合成する工程とを備える遷移金属ダイカルコゲナイドの合成方法である。 According to a second aspect of the present invention, microprojections or microrecesses are formed by a step of forming microprojections or microrecesses on a substrate and a vapor phase growth method using a gas raw material containing two or more transition metals and chalcogenides. And a step of synthesizing a single crystal transition metal dichalcogenide as a growth nucleus.
以上説明したように、本発明によれば、単結晶ＴＭＤまたはヘテロ接合ＴＭＤを位置制御して合成できる。 As described above, according to the present invention, single crystal TMD or heterojunction TMD can be synthesized by controlling the position.
本発明の実施形態について以下の順序で説明する。
１ 第１の実施形態（単結晶ＴＭＤの合成方法）
２ 第２の実施形態（大面積の単結晶ＴＭＤの合成方法）
３ 第３の実施形態（ヘテロ接合型の単結晶ＴＭＤの合成方法）
４ 第４の実施形態（ＴＭＤ素子の製造方法）
Embodiments of the present invention will be described in the following order.
1 First Embodiment (Synthesis Method of Single Crystal TMD)
2 Second Embodiment (Method of synthesizing large-area single crystal TMD)
3 Third Embodiment (Synthesis Method of Heterojunction Single Crystal TMD)
4 Fourth Embodiment (Method for Manufacturing TMD Element)
＜１ 第１の実施形態＞
［ＴＭＤ素子の構成］
まず、本発明の第１の実施形態に係る単結晶ＴＭＤの合成方法により得られるＴＭＤ素子の構成について説明する。このＴＭＤ素子１０は、図１Ａに示すように、基材１１と、基材１１の一方の面上に設けられた複数の微小凸部１２と、これらの微小凸部１２それぞれの位置に合成された複数の単結晶ＴＭＤ１３とを備える。以下では、基材１１の一方の面内において直交する２方向をそれぞれＸ、Ｙ方向といい、基材１１の一方の面に垂直な方向をＺ方向という。
<1 First Embodiment>
[Configuration of TMD element]
First, the structure of the TMD element obtained by the method for synthesizing a single crystal TMD according to the first embodiment of the present invention will be described. As shown in FIG. 1A, the TMD element 10 is synthesized at the position of each of the base 11, a plurality of microprojections 12 provided on one surface of the base 11, and these microprojections 12. A plurality of single crystals TMD13. Hereinafter, two directions orthogonal to each other in one surface of the base material 11 are referred to as X and Y directions, respectively, and a direction perpendicular to the one surface of the base material 11 is referred to as a Z direction.
ＴＭＤ素子１０は、光デバイスまたは電子デバイスに適用して好適なものである。より具体的には、ダイオードやトランジスタなどの半導体素子、発光素子、受光素子または光電変換素子などの各種デバイスに適用して好適なものである。 The TMD element 10 is suitable for application to an optical device or an electronic device. More specifically, it is suitable for application to various devices such as semiconductor elements such as diodes and transistors, light emitting elements, light receiving elements, and photoelectric conversion elements.
（基材）
基材１１は、ガラス（ＳｉＯ2）などのアモルファス状の無機材料により構成されている。基材１１は、可視光に対して透明性を有するものであってもよいし、可視光に対して不透明性を有するものであってもよい。基材１１の形状としては、例えば、フィルム状、プレート状、ブロック状を挙げることができるが、特にこれらの形状に限定されるものではない。基材１１は、剛性を有するものであってもよいし、フレキシブル性を有するものであってもよい。
(Base material)
The substrate 11 is made of an amorphous inorganic material such as glass (SiO 2 ). The base material 11 may be transparent with respect to visible light, or may be opaque with respect to visible light. Examples of the shape of the base material 11 include a film shape, a plate shape, and a block shape, but are not particularly limited to these shapes. The substrate 11 may have rigidity or may have flexibility.
（微小凸部）
複数の微小凸部１２は、所定のパターンで２次元配列されている。より具体的には、Ｘ、Ｙ方向に所定の間隔で２次元配列されている。Ｚ方向から見た微小凸部１２の形状は、例えば、円形状、楕円形状、または三角形や四角形状などの多角形状などである。微小凸部１２は基材１１上に別体として形成されていてもよいし、基材１１と共に一体的に成形されていてもよい。
(Small convex part)
The plurality of minute convex portions 12 are two-dimensionally arranged in a predetermined pattern. More specifically, they are two-dimensionally arranged at predetermined intervals in the X and Y directions. The shape of the minute convex portion 12 viewed from the Z direction is, for example, a circular shape, an elliptical shape, or a polygonal shape such as a triangular shape or a rectangular shape. The minute convex portion 12 may be formed as a separate body on the base material 11 or may be formed integrally with the base material 11.
微小凸部１２のサイズＤは、例えば５０ｎｍ以上５０００ｎｍ以下である。微小凸部１２が円形状を有する場合には、微小凸部１２のサイズＤとは、微小凸部１２の直径を意味するものとする。微小凸部１２が三角形状または四角形状である場合には、微小凸部１２のサイズＤとは、微小凸部１２の辺の長さを意味するものとする。なお、三角形状または四角形状の辺の長さが異なる場合には、最大の辺長さを微小凸部１２のサイズＤとする。微小凸部１２の材料としては、例えば、金属、金属酸化物または金属窒化物などの金属化合物などを用いることができる。ここで、金属には半金属が含まれるものと定義する。 The size D of the minute protrusion 12 is, for example, not less than 50 nm and not more than 5000 nm. When the minute convex portion 12 has a circular shape, the size D of the minute convex portion 12 means the diameter of the minute convex portion 12. When the minute convex portion 12 is triangular or quadrangular, the size D of the minute convex portion 12 means the length of the side of the minute convex portion 12. In addition, when the lengths of the triangular or quadrangular sides are different, the maximum side length is set as the size D of the minute convex portion 12. As a material of the minute projections 12, for example, a metal compound such as metal, metal oxide, or metal nitride can be used. Here, the metal is defined to include a semi-metal.
（単結晶ＴＭＤ）
単結晶ＴＭＤ１３は、図１Ｂに示すように、正三角形またはほぼ正三角形状の形状（以下単に「正三角形状」という。）を有し、微小凸部１２を成長核として合成されている。単結晶ＴＭＤ１３は単層構造を有し、隣接する単結晶ＴＭＤ１３の間は所定の間隔離されている。但し、必要に応じて、隣接する単結晶ＴＭＤ１３が接合されていてもよい。
(Single crystal TMD)
As shown in FIG. 1B, the single crystal TMD 13 has an equilateral triangle shape or a substantially equilateral triangle shape (hereinafter, simply referred to as “regular triangle shape”), and is synthesized using the minute convex portion 12 as a growth nucleus. The single crystal TMD 13 has a single layer structure, and the adjacent single crystals TMD 13 are separated by a predetermined distance. However, if necessary, adjacent single crystals TMD13 may be joined.
単結晶ＴＭＤ１３の結晶方位は、基材１１上においてランダムである。このため、基材１１上において単結晶ＴＭＤ１３の頂角の方向がランダムとなっている。これは、基材１１がアモルファス状であるため、単結晶ＴＭＤ１３が合成される基材１１の表面が特定の面方位を有していないためである。単結晶ＴＭＤ１３のサイズＬは、例えば０．３μｍ以上１００μｍ以下である。ここで、単結晶ＴＭＤ１３の平均サイズＬaveとは、単結晶ＴＭＤ１３の一辺の長さを意味するものとする。 The crystal orientation of the single crystal TMD 13 is random on the substrate 11. For this reason, the direction of the apex angle of the single crystal TMD 13 is random on the substrate 11. This is because the surface of the base material 11 on which the single crystal TMD 13 is synthesized does not have a specific plane orientation because the base material 11 is amorphous. The size L of the single crystal TMD13 is, for example, not less than 0.3 μm and not more than 100 μm. Here, the average size L ave of the single crystal TMD13 means the length of one side of the single crystal TMD13.
単結晶ＴＭＤ１３は、一般式ＭＣｈ2で表される。但し、Ｍは遷移金属元素、具体的にはＴｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、ＭｏまたはＷなどである。Ｃｈ2はカルコゲナイド、具体的にはＳ、ＳｅまたはＴｅなどである。 Single crystal TMD13 is represented by the general formula MCh 2. However, M is a transition metal element, specifically Ti, Zr, Hf, V, Nb, Ta, Mo or W. Ch 2 is chalcogenide, specifically S, Se, Te or the like.
［単結晶ＴＭＤの合成方法］
以下、図２Ａ〜２Ｃ、３Ａ〜３Ｃを参照して、本発明の第１の実施形態に係る単結晶ＴＭＤの合成方法について説明する。
[Synthesis Method of Single Crystal TMD]
Hereinafter, a method for synthesizing a single crystal TMD according to the first embodiment of the present invention will be described with reference to FIGS. 2A to 2C and 3A to 3C.
（微小凸部の形成工程）
まず、図２Ａに示すように、基材１１の一方の面上にレジスト層１４を形成する。次に、例えば電子ビームリソグラフィにより、図２Ｂに示すように、微小孔部１４ａのパターンを形成する。次に、例えばＰＶＤ（Physical Vapor Deposition）法またはＣＶＤ（Chemical Vapor Deposition）法により、図２Ｃに示すように、微小孔部１４ａのパターンを形成したレジスト層１４上に、金属層または金属化合物層などの薄膜１５を形成する。次に、リフトオフプロセスによりレジスト層１４を除去する。これにより、図３Ａに示すように、微小凸部１２のパターンが基材１１に形成される。
(Process for forming minute protrusions)
First, as shown in FIG. 2A, a resist layer 14 is formed on one surface of the substrate 11. Next, as shown in FIG. 2B, for example, a pattern of the minute hole portion 14a is formed by electron beam lithography. Next, as shown in FIG. 2C, for example, by a PVD (Physical Vapor Deposition) method or a CVD (Chemical Vapor Deposition) method, a metal layer or a metal compound layer is formed on the resist layer 14 in which the pattern of the micropores 14a is formed. The thin film 15 is formed. Next, the resist layer 14 is removed by a lift-off process. Thereby, as shown to FIG. 3A, the pattern of the micro convex part 12 is formed in the base material 11. FIG.
［単結晶ＴＭＤの合成工程］
次に、微小凸部１２のパターンが形成された基材１１を、図示しない反応炉内に搬送する。次に、遷移金属およびカルコゲナイドを含む気体原料（ソースガス）とＡｒなどのキャリアガスとを反応炉内に供給し、熱ＣＶＤ法により、図３Ｂ、３Ｃに示すように、微小凸部１２を成長核として単層の単結晶ＴＭＤ１３を基材１１上に合成する。合成温度Ｔｇは、例えば７０１℃以上９５０℃以下である。気体原料は、遷移金属を遷移金属酸化物などの遷移金属化合物として含んでいてもよい。単結晶ＴＭＤ１３の平均サイズＬaveは、微小凸部１２のサイズＤの６倍以上であることが好ましい。基材１１上の微小凸部１２に対する単結晶ＴＭＤ１３の合成割合を向上できるからである。
[Synthesis process of single crystal TMD]
Next, the base material 11 on which the pattern of the minute protrusions 12 is formed is conveyed into a reaction furnace (not shown). Next, a gas raw material (source gas) containing a transition metal and chalcogenide and a carrier gas such as Ar are supplied into the reaction furnace, and the micro-projections 12 are grown by thermal CVD as shown in FIGS. 3B and 3C. A single-layer single crystal TMD 13 is synthesized on the substrate 11 as a nucleus. The synthesis temperature Tg is, for example, not less than 701 ° C. and not more than 950 ° C. The gas raw material may contain a transition metal as a transition metal compound such as a transition metal oxide. The average size L ave of the single crystal TMD 13 is preferably not less than 6 times the size D of the minute protrusions 12. This is because the synthesis ratio of the single crystal TMD 13 with respect to the minute protrusions 12 on the substrate 11 can be improved.
微小凸部の形成工程および単結晶ＴＭＤの合成工程において、微小凸部１２のサイズＤと、単結晶ＴＭＤ１３の合成温度Ｔｇとが、以下の式（１）〜（４）を満たしていることが好ましい。
Ｔｇ≦１１０Ｄ＋７７３ ・・・（１）
Ｔｇ≧５２Ｄ＋７０１ ・・・（２）
Ｔｇ≦９５０ ・・・（３）
Ｄ＞０ ・・・（４）
In the formation process of the minute projections and the synthesis process of the single crystal TMD, the size D of the minute projections 12 and the synthesis temperature Tg of the single crystal TMD13 satisfy the following formulas (1) to (4). preferable.
Tg ≦ 110D + 773 (1)
Tg ≧ 52D + 701 (2)
Tg ≦ 950 (3)
D> 0 (4)
［効果］
第１の実施形態に係る単結晶ＴＭＤの合成方法では、基材１１上に複数の微小凸部１２を形成し、遷移金属およびカルコゲナイドを含む気体原料を用いた熱ＣＶＤ法により、微小凸部１２を成長核として単結晶ＴＭＤ１３を基材１１上に合成している。このため、単結晶ＴＭＤ１３を位置制御して合成できる。また、単結晶ＴＭＤ１３のサイズのバラツキを抑制できる。したがって、基材１１上に単結晶ＴＭＤ１３を集積化することができる。
[effect]
In the method for synthesizing a single crystal TMD according to the first embodiment, a plurality of minute protrusions 12 are formed on a substrate 11, and the minute protrusions 12 are formed by a thermal CVD method using a gas raw material containing a transition metal and a chalcogenide. The single crystal TMD13 is synthesized on the base material 11 with the growth nucleus as a growth nucleus. Therefore, the single crystal TMD13 can be synthesized by controlling the position. Moreover, the size variation of the single crystal TMD13 can be suppressed. Therefore, the single crystal TMD 13 can be integrated on the base material 11.
単結晶ＴＭＤ１３は、グレインバウンダリーが存在しないため、多結晶ＴＭＤに比べて電気伝導性（例えばキャリア移動度、コンダクタンスなど）、光学特性（例えば蛍光発光強度、発光線幅、量子効率など）の点において優れている。グレインバウンダリーが存在しない単結晶ＴＭＤ１３は、多結晶ＴＭＤのようにグレインバウンダリーから酸化が始まり結晶が破壊されることもないため、結晶構造の安定性の点においても優れている。したがって、単結晶ＴＭＤ１３を有するＴＭＤ素子１０を用いることで、高品質のデバイスの提供が可能となる。 Since the single crystal TMD13 has no grain boundary, it has electrical conductivity (for example, carrier mobility, conductance, etc.) and optical characteristics (for example, fluorescence emission intensity, emission line width, quantum efficiency, etc.) compared to the polycrystalline TMD. Is excellent. The single crystal TMD13 having no grain boundary is excellent in terms of the stability of the crystal structure because the crystal starts from the grain boundary and does not break the crystal unlike the polycrystalline TMD. Therefore, a high-quality device can be provided by using the TMD element 10 having the single crystal TMD13.
［変形例］
図４に示すように、基材１１上において各単結晶ＴＭＤ１３の結晶方位が所定方向に揃うようにしてもよい。すなわち、基材１１に合成される各単結晶ＴＭＤ１３の頂角の方向が揃うようにしてもよい。このような構成のＴＭＤ素子１０を得るためには、基材１１として結晶成長に異方性を持たせることができるものを用いて、微小凸部１２を成長核として基材１１上にＴＭＤをエピタキシャル成長させて、単結晶ＴＭＤ１３を合成するようにすればよい。結晶成長に異方性を持たせることができる基材１１は、六方晶系の結晶構造などを有する単結晶の無機材料により構成されている。このような無機材料としては、例えば、単結晶Ｓｉ、単結晶サファイア（Ｃ面）または単結晶窒化ホウ素（ｈ−ＢＮ）などが挙げられる。
[Modification]
As shown in FIG. 4, the crystal orientation of each single crystal TMD 13 may be aligned in a predetermined direction on the substrate 11. That is, the directions of the apex angles of the single crystals TMD 13 synthesized on the base material 11 may be aligned. In order to obtain the TMD element 10 having such a configuration, a substrate 11 having an anisotropy in crystal growth is used, and the TMD is formed on the substrate 11 with the minute projections 12 as growth nuclei. The single crystal TMD13 may be synthesized by epitaxial growth. The substrate 11 capable of giving anisotropy to crystal growth is composed of a single crystal inorganic material having a hexagonal crystal structure or the like. Examples of such an inorganic material include single crystal Si, single crystal sapphire (C-plane), single crystal boron nitride (h-BN), and the like.
微小凸部１２に代えて微小凹部を用いるようにしてもよいし、微小凸部１２と微小凹部との両方を用いるようにしてもよい。微小凹部のサイズやＺ方向から見た微小凸部の形状などは、微小凸部１２と同様である。微小凹部を用いた場合にも微小凸部１２を用いた場合と同様に単結晶ＴＭＤ１３を合成することができる。基材１１の両面に単結晶ＴＭＤ１３を合成するようにしてもよい。 Instead of the minute convex part 12, a minute concave part may be used, or both the minute convex part 12 and the minute concave part may be used. The size of the minute concave portion, the shape of the minute convex portion viewed from the Z direction, and the like are the same as those of the minute convex portion 12. In the case of using the minute recesses, the single crystal TMD 13 can be synthesized as in the case of using the minute protrusions 12. You may make it synthesize | combine the single crystal TMD13 on both surfaces of the base material 11. FIG.
＜２ 第２の実施形態＞
［単結晶ＴＭＤの合成方法］
以下、図５Ａ〜５Ｃを参照して、本発明の第２の実施形態に係る単結晶ＴＭＤの合成方法について説明する。
<2 Second Embodiment>
[Synthesis Method of Single Crystal TMD]
Hereinafter, a method for synthesizing a single crystal TMD according to the second embodiment of the present invention will be described with reference to FIGS.
（微小凸部の形成工程）
まず、基材１１として結晶成長に異方性を持たせることができるものを準備する。次に、図５Ａに示すように、正三角形１６を基材１１の一方の面上に敷き詰めた状態を想定し、その仮想的な正三角形１６の中心位置に正三角形状の微小凸部１２を形成する。この際、正三角形状の微小凸部１２の向きが、以下の（ａ）、（ｂ）の関係を満たすように形成する。
（ａ）Ｘ方向に隣接する２つの微小凸部１２のうちの一方の頂角がＹ方向を向き、他方の頂角が−Ｙ方向を向く。
（ｂ）Ｙ方向に隣接する２つの微小凸部１２のうちの一方の頂角がＹ方向を向き、他方の頂角が−Ｙ方向を向く。
(Process for forming minute protrusions)
First, a substrate 11 is prepared which can give crystal growth anisotropy. Next, as shown in FIG. 5A, assuming that the regular triangle 16 is spread on one surface of the base material 11, the equilateral triangle-shaped minute convex portion 12 is provided at the center position of the virtual regular triangle 16. Form. At this time, it is formed so that the direction of the equilateral triangular convex portions 12 satisfies the following relationships (a) and (b).
(A) One apex angle of two minute convex portions 12 adjacent in the X direction faces the Y direction, and the other apex angle faces the -Y direction.
(B) One apex angle of the two minute convex portions 12 adjacent in the Y direction faces the Y direction, and the other apex angle faces the -Y direction.
（大面積の単結晶ＴＭＤの合成工程）
次に、微小凸部１２のパターンが形成された基材１１を、図示しない反応炉内に搬送する。次に、遷移金属およびカルコゲナイドを含む気体原料とＡｒなどのキャリアガスとを反応炉内に供給し、熱ＣＶＤ法により、図５Ｂに示すように、微小凸部１２を成長核として、単結晶ＴＭＤ１３を基材１１上にエピタキシャル成長させる。エピタキシャル成長される各単結晶ＴＭＤ１３は、微小凸部１２と相似形状の正三角形を有すると共に、基材１１上において結晶方位が所定方向に揃ったものとなる。単結晶ＴＭＤ１３の結晶成長を所定時間持続させて、図５Ｃに示すように、隣接する各単結晶ＴＭＤ１３の辺同士が接合したら、結晶成長を停止させる。隣接する単結晶ＴＭＤ１３同士は同じ結晶方位を有しているので、接合面にグレインバウンダリーが形成されないため、１つの大面積の単結晶ＴＭＤ１７が得られる。
(Synthesis process of large area single crystal TMD)
Next, the base material 11 on which the pattern of the minute protrusions 12 is formed is conveyed into a reaction furnace (not shown). Next, a gas raw material containing a transition metal and a chalcogenide and a carrier gas such as Ar are supplied into the reaction furnace, and the single crystal TMD13 is formed by the thermal CVD method using the minute projections 12 as growth nuclei as shown in FIG. 5B. Is epitaxially grown on the substrate 11. Each single crystal TMD 13 to be epitaxially grown has a regular triangle similar in shape to the minute projections 12, and has a crystal orientation aligned in a predetermined direction on the substrate 11. The crystal growth of the single crystal TMD 13 is continued for a predetermined time, and when the adjacent sides of the single crystal TMD 13 are joined to each other as shown in FIG. 5C, the crystal growth is stopped. Since the adjacent single crystals TMD13 have the same crystal orientation, a grain boundary is not formed on the joint surface, so that one large-area single crystal TMD17 is obtained.
［効果］
第２の実施形態に係るＴＭＤの合成方法では、基板１１上に単結晶ＴＭＤ１３を位置および結晶方位を制御して合成することで、大面積の単結晶ＴＭＤ１４を実現できる。
[effect]
In the TMD synthesis method according to the second embodiment, a single crystal TMD 14 having a large area can be realized by synthesizing the single crystal TMD 13 on the substrate 11 while controlling the position and crystal orientation.
＜３ 第３の実施形態＞
［ＴＭＤ素子の構成］
まず、本発明の第３の実施形態に係る単結晶ＴＭＤの合成方法により得られるＴＭＤ素子について説明する。このＴＭＤ素子２０は、図６Ａに示すように、微小凸部１２の位置にヘテロ接合単結晶ＴＭＤ２１を備えている。ここでは、各ヘテロ接合単結晶ＴＭＤ２１の結晶方位が所定方向に揃っている構成について説明するが、各ヘテロ接合単結晶ＴＭＤ２１の結晶方位がランダムであってもよい。なお、第３の実施形態において第１の実施形態と同様の箇所には同一の符号を付して説明を省略する。
<3 Third Embodiment>
[Configuration of TMD element]
First, a TMD element obtained by the method for synthesizing a single crystal TMD according to the third embodiment of the present invention will be described. As shown in FIG. 6A, the TMD element 20 includes a heterojunction single crystal TMD 21 at the position of the minute protrusion 12. Here, a configuration in which the crystal orientations of the heterojunction single crystals TMD21 are aligned in a predetermined direction will be described, but the crystal orientations of the heterojunction single crystals TMD21 may be random. Note that in the third embodiment, the same portions as those in the first embodiment are denoted by the same reference numerals, and description thereof is omitted.
ヘテロ接合単結晶ＴＭＤ２１は、図６Ａ、図６Ｂに示すように、正三角形状を有し、第１の単結晶ＴＭＤ２１ａと、第１の単結晶ＴＭＤ２１ａの周縁に設けられた第２の単結晶ＴＭＤ２１ｂとを備えている。第１、第２の単結晶ＴＭＤ２１ａ、２１ｂはバンドギャップが異なっているため、第１の単結晶ＴＭＤ２１ａの外周部と第２の単結晶ＴＭＤ２１ｂの内周部との接合は、ヘテロ接合となっている。 As shown in FIGS. 6A and 6B, the heterojunction single crystal TMD21 has an equilateral triangular shape, and the first single crystal TMD21a and the second single crystal TMD21b provided at the periphery of the first single crystal TMD21a. And. Since the first and second single crystals TMD21a and 21b have different band gaps, the junction between the outer periphery of the first single crystal TMD21a and the inner periphery of the second single crystal TMD21b is a heterojunction. Yes.
第１の単結晶ＴＭＤ２１ａは、第１の遷移金属元素Ｍ１とカルコゲナイドＣｈとを含んでいる。第２の単結晶ＴＭＤ２１ｂは、第２の遷移金属元素Ｍ２とカルコゲナイドＣｈとを含んでいる。ここで、第１、第２の遷移金属元素Ｍ１、Ｍ２は異なる遷移金属である。第１、第２の単結晶ＴＭＤ２１ａ、２１ｂの組み合わせは特に限定されるものではないが、一例としては、単結晶ＷＳ2と単結晶ＭｏＳ2との組み合わせが挙げられる。 The first single crystal TMD 21a includes a first transition metal element M1 and a chalcogenide Ch. The second single crystal TMD21b includes the second transition metal element M2 and chalcogenide Ch. Here, the first and second transition metal elements M1 and M2 are different transition metals. The combination of the first and second single crystal TMDs 21a and 21b is not particularly limited, but an example is a combination of single crystal WS 2 and single crystal MoS 2 .
［単結晶ＴＭＤの合成方法］
以下、図７Ａ、図７Ｂを参照して、本発明の第３の実施形態に係る単結晶ＴＭＤの合成方法について説明する。
[Synthesis Method of Single Crystal TMD]
Hereinafter, a method for synthesizing a single crystal TMD according to the third embodiment of the present invention will be described with reference to FIGS. 7A and 7B.
（微小凸部の形成工程）
まず、第１の実施形態と同様にして、基材１１上に微小凸部１２のパターンを形成する。なお、基材１１としては、結晶成長に異方性を持たせることができるものが用いられる。
(Process for forming minute protrusions)
First, in the same manner as in the first embodiment, the pattern of the minute protrusions 12 is formed on the substrate 11. In addition, as the base material 11, what can give anisotropy to crystal growth is used.
（第１の単結晶ＴＭＤの合成工程）
次に、微小凸部１２のパターンが形成された基材１１を、図示しない反応炉内に搬送する。次に、第１の遷移金属Ｍ１およびカルコゲナイドＣｈを含む第１の気体原料（第１のソースガス）とＡｒなどのキャリアガスとを反応炉内に供給する。そして、熱ＣＶＤ法により、図７Ａに示すように、微小凸部１２を成長核として第１の単結晶ＴＭＤ２１ａを基材１１上にエピタキシャル成長させる。これにより、第１の単結晶ＴＭＤ２１ａが微小凸部１２の位置に合成される。
(Synthesis process of first single crystal TMD)
Next, the base material 11 on which the pattern of the minute protrusions 12 is formed is conveyed into a reaction furnace (not shown). Next, a first gas source (first source gas) containing the first transition metal M1 and chalcogenide Ch and a carrier gas such as Ar are supplied into the reaction furnace. Then, as shown in FIG. 7A, the first single crystal TMD 21 a is epitaxially grown on the base material 11 by using the fine convex portion 12 as a growth nucleus by thermal CVD. Thereby, the first single crystal TMD 21 a is synthesized at the position of the minute convex portion 12.
（第２の単結晶ＴＭＤの合成工程）
次に、反応炉を大気開放せずに、第１の単結晶ＴＭＤ２１ａの周縁を活性な状態に保ちつつ、第２の遷移金属Ｍ２およびカルコゲナイドＣｈを含む第２の気体原料（第２のソースガス）とＡｒなどのキャリアガスとを反応炉内に供給する。そして、熱ＣＶＤ法により、図７Ｂに示すように、第１の単結晶ＴＭＤ２１ａの周縁から第２の単結晶ＴＭＤ２１ｂを結晶成長させる。これにより、第２の単結晶ＴＭＤ２１ｂが第１の単結晶ＴＭＤ２１ａの周縁に合成され、ヘテロ接合単結晶ＴＭＤ２１が得られる。
(Synthesis process of second single crystal TMD)
Next, the second gas source (second source gas) containing the second transition metal M2 and chalcogenide Ch is maintained while keeping the periphery of the first single crystal TMD21a in an active state without opening the reactor to the atmosphere. ) And a carrier gas such as Ar are supplied into the reactor. Then, as shown in FIG. 7B, the second single crystal TMD 21b is grown from the periphery of the first single crystal TMD 21a by thermal CVD. Thereby, the second single crystal TMD21b is synthesized on the periphery of the first single crystal TMD21a, and the heterojunction single crystal TMD21 is obtained.
［効果］
第３の実施形態に係る単結晶ＴＭＤの合成方法では、各微小凸部１２の位置に第１の単結晶ＴＭＤ２１ａを合成した後、第１の単結晶ＴＭＤ２１ａ周縁に第２の単結晶ＴＭＤ２１ａを合成することで、ヘテロ接合単結晶ＴＭＤ２１を位置制御して合成できる。また、ヘテロ接合単結晶ＴＭＤ２１のサイズのバラツキを抑制できる。したがって、基材１１上にヘテロ接合単結晶ＴＭＤ２１を集積化することができる。よって、第３の実施形態に係る単結晶ＴＭＤの合成方法は、種々の光デバイスまたは電子デバイスの製造に適用可能である。
[effect]
In the method of synthesizing the single crystal TMD according to the third embodiment, after synthesizing the first single crystal TMD 21a at the position of each minute convex portion 12, the second single crystal TMD 21a is synthesized at the periphery of the first single crystal TMD 21a. Thus, the heterojunction single crystal TMD21 can be synthesized by controlling the position. Moreover, the size variation of the heterojunction single crystal TMD21 can be suppressed. Therefore, the heterojunction single crystal TMD21 can be integrated on the substrate 11. Therefore, the method for synthesizing the single crystal TMD according to the third embodiment can be applied to the manufacture of various optical devices or electronic devices.
［変形例］
ヘテロ接合単結晶ＴＭＤ２１は、図８Ａ、図８Ｂに示すように、第１の単結晶ＴＭＤ２１ａ上に第２の単結晶ＴＭＤ２１ａが積層された構成であってもよい。この場合、第１の単結晶ＴＭＤ２１ａと第２の単結晶ＴＭＤ２１ｂとの主面同士がヘテロ接合される。
[Modification]
As shown in FIGS. 8A and 8B, the heterojunction single crystal TMD21 may have a configuration in which the second single crystal TMD21a is stacked on the first single crystal TMD21a. In this case, the main surfaces of the first single crystal TMD 21a and the second single crystal TMD 21b are heterojunctioned.
上記のヘテロ接合単結晶ＴＭＤ２１は、以下のようにして合成される。まず、第１の単結晶ＴＭＤ２１ａを合成した後、反応炉内を大気開放して、第１の単結晶ＴＭＤ２１ａを大気にさらし、活性化状態にある第１の単結晶ＴＭＤ２１ａの周縁を安定化させる。その後、第２の気体原料とＡｒなどのキャリアガスとを反応炉内に供給して、熱ＣＶＤ法により、第１の単結晶ＴＭＤ２１ａの主面から第２の単結晶ＴＭＤ２１ａを結晶成長させる。上述のように第１の単結晶ＴＭＤ２１ａの周縁を安定化させることで、第２の単結晶ＴＭＤ２１ａが第１の単結晶ＴＭＤ２１ａの主面上に合成される。 The heterojunction single crystal TMD21 is synthesized as follows. First, after synthesizing the first single crystal TMD 21a, the inside of the reaction furnace is opened to the atmosphere, and the first single crystal TMD 21a is exposed to the air to stabilize the periphery of the activated first single crystal TMD 21a. . Thereafter, a second gas source and a carrier gas such as Ar are supplied into the reaction furnace, and the second single crystal TMD 21a is grown from the main surface of the first single crystal TMD 21a by a thermal CVD method. As described above, the second single crystal TMD 21a is synthesized on the main surface of the first single crystal TMD 21a by stabilizing the periphery of the first single crystal TMD 21a.
ヘテロ接合単結晶ＴＭＤ２１に代えて、第１、第２の単結晶ＴＭＤ２１ａ、２１ｂが混在したバルクヘテロ接合型ＴＭＤを合成するようにしてもよい。バルクヘテロ接合型ＴＭＤは、第１、第２の気体原料とＡｒなどのキャリアガスとを反応炉内に供給する熱ＣＶＤ法により合成することが可能である。 Instead of the heterojunction single crystal TMD21, a bulk heterojunction TMD in which the first and second single crystals TMD21a and 21b are mixed may be synthesized. The bulk heterojunction TMD can be synthesized by a thermal CVD method in which the first and second gas raw materials and a carrier gas such as Ar are supplied into the reaction furnace.
バルクヘテロ接合型ＴＭＤの合成工程後に、バルクヘテロ接合型ＴＭＤをアニール処理する工程をさらに備えるようにしてもよい。この場合、第１、第２の単結晶ＴＭＤを構成する原子が拡散によってほぼ均一化するため、全体でほぼ均一な組成を有する単結晶ＴＭＤが得られる。この単結晶ＴＭＤ１３は、一般式Ｍ１XＭ２(1-X)Ｃｈで表される。但し、Ｍ１、Ｍ２は異なる遷移金属である。 A step of annealing the bulk heterojunction type TMD may be further provided after the synthesis step of the bulk heterojunction type TMD. In this case, since the atoms constituting the first and second single crystal TMDs are almost uniformed by diffusion, a single crystal TMD having a substantially uniform composition as a whole can be obtained. This single crystal TMD13 is represented by the general formula M1 X M2 (1-X) Ch. However, M1 and M2 are different transition metals.
２種以上の遷移金属を含む単結晶ＴＭＤが混在したバルクヘテロ接合型ＴＭＤを合成するようにしてもよい。この場合、気体原料として、２種以上の遷移金属およびカルコゲナイドを含むものを用いればよい。また、このバルクヘテロ接合型ＴＭＤをアニール処理して、一般式Ｍ１X1Ｍ２X2・・・ＭXnＣｈで表される単結晶ＴＭＤ１３を形成するようにしてもよい。但し、ｎは２以上の整数であり、Ｘ１＋Ｘ２＋・・・＋Ｘｎ＝１である。 You may make it synthesize | combine the bulk heterojunction type | mold TMD in which the single crystal TMD containing 2 or more types of transition metals was mixed. In this case, what contains two or more transition metals and chalcogenides may be used as the gas source. Alternatively, the bulk heterojunction TMD may be annealed to form a single crystal TMD13 represented by the general formula M1 X1 M2 X2 ... M Xn Ch. However, n is an integer greater than or equal to 2, and is X1 + X2 + ... + Xn = 1.
＜４ 第４の実施形態＞
［ＴＭＤ素子の構成］
まず、本発明の第４の実施形態に係るＴＭＤ素子の製造方法により得られるＴＭＤ素子について説明する。このＴＭＤ素子３０は、いわゆる偏光発光素子であり、図９Ａに示すように、基材１１と、基材１１上に配置された複数の微小凸部１２と、これらの微小凸部１２それぞれの位置に設けられた複数のヘテロ接合単結晶ＴＭＤ３１と、基材１１上にマトリックス上に配置された第１、第２電極３２、３３とを備える。なお、第３の実施形態において第１の実施形態と同様の箇所には同一の符号を付して説明を省略する。
<4th Embodiment>
[Configuration of TMD element]
First, a TMD element obtained by the TMD element manufacturing method according to the fourth embodiment of the present invention will be described. The TMD element 30 is a so-called polarized light emitting element, and as shown in FIG. 9A, the base material 11, the plurality of minute convex portions 12 arranged on the base material 11, and the positions of the minute convex portions 12 respectively. And a plurality of heterojunction single crystals TMD31 provided on the substrate 11 and first and second electrodes 32 and 33 disposed on the substrate 11 on a matrix. Note that in the third embodiment, the same portions as those in the first embodiment are denoted by the same reference numerals, and description thereof is omitted.
（ヘテロ接合単結晶ＴＭＤ）
各ヘテロ接合単結晶ＴＭＤ３１の結晶方位は、基材１１上において所定方向に揃っている。ヘテロ接合単結晶ＴＭＤ３１は、菱形状を有し、正三角形状の第１の単結晶ＴＭＤ３１ａと、第１の単結晶ＴＭＤ３１ａの所定の一辺とヘテロ接合された正三角形状の第２の単結晶ＴＭＤ３１ｂとを備えている。第１の単結晶ＴＭＤ３１ａは、微小凸部１２を成長核として合成されている。第２の単結晶ＴＭＤ３１ｂは、第１の単結晶ＴＭＤ３１ａの所定の一辺から結晶成長されて合成されている。第１、第２の単結晶ＴＭＤ３１ａ、３１ｂは、上記以外の点においては第３の実施形態における第１、第２の単結晶ＴＭＤ２１ａ、２１ｂと同様である。
(Heterojunction single crystal TMD)
The crystal orientations of the respective heterojunction single crystals TMD 31 are aligned in a predetermined direction on the substrate 11. Heterojunction single crystal TMD31 has a rhombus shape and is equilateral triangular first single crystal TMD 31a and equilateral triangular second single crystal TMD 31b heterojunction with a predetermined side of first single crystal TMD 31a. And. The first single crystal TMD 31a is synthesized with the minute projections 12 as growth nuclei. The second single crystal TMD 31b is synthesized by crystal growth from a predetermined side of the first single crystal TMD 31a. The first and second single crystals TMD 31a and 31b are the same as the first and second single crystals TMD 21a and 21b in the third embodiment except for the points described above.
（第１、第２電極）
第１電極３２はＹ方向に延設されており、第２電極３３はＸ方向に延設されている。第１電極３２は第１の単結晶ＴＭＤ３１ａに接続され、第２電極３３は第２の単結晶ＴＭＤ３１ｂに接続されている。第１、第２電極３２、３３は図示しない制御部に接続されている。この制御部が、ヘテロ接合単結晶ＴＭＤ３１に所定の電圧を印加してヘテロ接合単結晶ＴＭＤ３１の発光を制御する。
(First and second electrodes)
The first electrode 32 extends in the Y direction, and the second electrode 33 extends in the X direction. The first electrode 32 is connected to the first single crystal TMD 31a, and the second electrode 33 is connected to the second single crystal TMD 31b. The first and second electrodes 32 and 33 are connected to a control unit (not shown). This control unit controls the light emission of the heterojunction single crystal TMD31 by applying a predetermined voltage to the heterojunction single crystal TMD31.
第１、第２電極３２、３３は、良好な電気的導電性を有するものであればよく、例えば、無機系導電材料を含む無機導電層、有機系導電材料を含む有機導電層、無機系導電材料および有機系導電材料の両方を含む有機−無機導電層などを用いることができる。 The first and second electrodes 32 and 33 may be any material having good electrical conductivity. For example, an inorganic conductive layer containing an inorganic conductive material, an organic conductive layer containing an organic conductive material, and an inorganic conductive material. An organic-inorganic conductive layer containing both the material and the organic conductive material can be used.
無機系導電材料としては、例えば、金属または金属酸化物などが挙げられる。ここで、金属には、半金属が含まれるものと定義する。金属としては、例えば、アルミニウム、銅、銀、金、白金、パラジウム、ニッケル、錫、コバルト、ロジウム、イリジウム、鉄、ルテニウム、オスミウム、マンガン、モリブデン、タングステン、ニオブ、タンテル、チタン、ビスマス、アンチモン、鉛などの金属、またはこれらの合金などが挙げられるが、これに限定されるものではない。金属酸化物としては、例えば、インジウム錫酸化物（ＩＴＯ）、酸化亜鉛、酸化インジウム、アンチモン添加酸化錫、フッ素添加酸化錫、アルミニウム添加酸化亜鉛、ガリウム添加酸化亜鉛、シリコン添加酸化亜鉛、酸化亜鉛−酸化錫系、酸化インジウム−酸化錫系、酸化亜鉛−酸化インジウム−酸化マグネシウム系などが挙げられるが、これに限定されるものではない。 Examples of the inorganic conductive material include metals or metal oxides. Here, the metal is defined to include a semi-metal. Examples of the metal include aluminum, copper, silver, gold, platinum, palladium, nickel, tin, cobalt, rhodium, iridium, iron, ruthenium, osmium, manganese, molybdenum, tungsten, niobium, tantel, titanium, bismuth, antimony, A metal such as lead, or an alloy thereof may be used, but is not limited thereto. Examples of the metal oxide include indium tin oxide (ITO), zinc oxide, indium oxide, antimony-added tin oxide, fluorine-added tin oxide, aluminum-added zinc oxide, gallium-added zinc oxide, silicon-added zinc oxide, and zinc oxide- Examples thereof include, but are not limited to, a tin oxide system, an indium oxide-tin oxide system, and a zinc oxide-indium oxide-magnesium oxide system.
有機系導電材料としては、例えば、炭素材料、導電性ポリマーなどが挙げられる。炭素材料としては、例えば、カーボンブラック、炭素繊維、フラーレン、グラフェン、カーボンナノチューブ、カーボンマイクロコイル、ナノホーンなどが挙げられるが、これに限定されるものではない。導電性ポリマーとしては、例えば、置換または無置換のポリアニリン、ポリピロール、ポリチオフェン、およびこれらから選ばれる１種または２種からなる（共）重合体などを用いることができるが、これに限定されるものではない。 Examples of the organic conductive material include a carbon material and a conductive polymer. Examples of the carbon material include, but are not limited to, carbon black, carbon fiber, fullerene, graphene, carbon nanotube, carbon microcoil, and nanohorn. As the conductive polymer, for example, substituted or unsubstituted polyaniline, polypyrrole, polythiophene, and one or two (co) polymers selected from these can be used, but are not limited thereto. is not.
［ＴＭＤ素子の動作］
上述の構成を有するＴＭＤ素子３０では、第１、第２電極３２、３３間に所定の電圧を印加すると、ヘテロ接合単結晶ＴＭＤ３１の接合界面から直線偏光などの偏光特性を有する光（例えばエレクトロルミネッセンス（ＥＬ）またはフォトルミネッセンス（ＰＬ）など）が放出される。
[Operation of TMD element]
In the TMD element 30 having the above-described configuration, when a predetermined voltage is applied between the first and second electrodes 32 and 33, light having polarization characteristics such as linearly polarized light (for example, electroluminescence) from the junction interface of the heterojunction single crystal TMD31. (EL) or photoluminescence (PL), etc.) are emitted.
［ＴＭＤ素子の製造方法］
以下、図１０Ａ、図１０Ｂを参照して、本発明の第４の実施形態に係る単結晶ＴＭＤの合成方法について説明する。
[Method for manufacturing TMD element]
Hereinafter, a method for synthesizing a single crystal TMD according to the fourth embodiment of the present invention will be described with reference to FIGS. 10A and 10B.
（微小凸部の形成工程）
まず、第３の実施形態と同様にして、基材１１上に微小凸部１２のパターンを形成する。
(Process for forming minute protrusions)
First, in the same manner as in the third embodiment, the pattern of the minute protrusions 12 is formed on the substrate 11.
（第１の単結晶ＴＭＤの合成工程）
次に、第３の実施形態と同様にして、図１０Ａに示すように、微小凸部１２を成長核として第１の単結晶ＴＭＤ３１ａを合成する。
(Synthesis process of first single crystal TMD)
Next, as in the third embodiment, as shown in FIG. 10A, the first single crystal TMD 31a is synthesized using the minute projections 12 as growth nuclei.
（第２の単結晶ＴＭＤの合成工程）
次に、反応炉内を大気開放して、第１の単結晶ＴＭＤ３１ａを大気にさらし、活性化状態にある第１の単結晶ＴＭＤ３１ａの周縁を安定化させる。その後、第１の単結晶ＴＭＤ３１ａの所定の一辺３１Ｌのみをイオンビームなどにより活性化させる。なお、この活性化の処理を反応炉内を真空状態にして行うようにしてもよい。次に、第２の気体原料とＡｒなどのキャリアガスとを反応炉内に供給し、図１０Ｂに示すように、熱ＣＶＤ法により第１の単結晶ＴＭＤ３１ａの所定の一辺３１Ｌから第２の単結晶ＴＭＤ３１ｂを結晶成長させて、第１の単結晶ＴＭＤ３１ａとほぼ同一の大きさの第２の単結晶ＴＭＤ３１ｂを合成する。これにより、ヘテロ接合単結晶ＴＭＤ３１が得られる。
(Synthesis process of second single crystal TMD)
Next, the inside of the reaction furnace is opened to the atmosphere, and the first single crystal TMD 31a is exposed to the atmosphere to stabilize the periphery of the activated first single crystal TMD 31a. Thereafter, only a predetermined side 31L of the first single crystal TMD 31a is activated by an ion beam or the like. Note that this activation process may be performed in a vacuum state in the reaction furnace. Next, a second gas source and a carrier gas such as Ar are supplied into the reaction furnace, and as shown in FIG. 10B, the second single source is formed from a predetermined side 31L of the first single crystal TMD 31a by a thermal CVD method. The crystal TMD 31b is grown to synthesize a second single crystal TMD 31b having approximately the same size as the first single crystal TMD 31a. Thereby, heterojunction single crystal TMD31 is obtained.
（第１、第２電極の形成工程）
次に、例えばフォトリソグラフィ法または印刷法により、図９Ａに示すように、第１、第２電極３２、３３をマトリックス状に形成する。以上により、目的とするＴＭＤ素子３０が得られる。
(First and second electrode forming step)
Next, as shown in FIG. 9A, the first and second electrodes 32 and 33 are formed in a matrix by, for example, photolithography or printing. Thus, the target TMD element 30 is obtained.
［効果］
第４の実施形態のＴＭＤ素子の製造方法では、第１、第２の単結晶ＴＭＤ３１ａ、３１ｂを基材１１の面内方向において接合できる。したがって、第１電極３２を第１の単結晶ＴＭＤ３１ａにのみ接続しやすく、また第２電極３３も第２の単結晶ＴＭＤ３１ｂにのみ接続しやすい。したがって、第１、第２電極３２、３３の形成が容易である。これに対して、図９Ｂに示すように、第１、第２の多結晶ＴＭＤ１３１ａ、１３１ｂによりヘテロ接合多結晶ＴＭＤ１３１を形成した場合には、第１、第２の多結晶ＴＭＤ１３１ａ、１３１ｂが不定形であるため、第１電極３２が第１、第２の多結晶ＴＭＤ１３１ａ、１３１ｂの両方に接続してしまいやすく、また第２電極３３も第２の単結晶ＴＭＤ１３１ａ、１３１ｂの両方に接続してしまいやすい。したがって、ヘテロ接合多結晶ＴＭＤ１３１に対する第１、第２電極３２、３３の形成が困難となる。
[effect]
In the method for manufacturing a TMD element according to the fourth embodiment, the first and second single crystals TMD 31 a and 31 b can be joined in the in-plane direction of the substrate 11. Therefore, the first electrode 32 is easily connected only to the first single crystal TMD 31a, and the second electrode 33 is also easy to connect only to the second single crystal TMD 31b. Therefore, the first and second electrodes 32 and 33 can be easily formed. In contrast, as shown in FIG. 9B, when the heterojunction polycrystalline TMD 131 is formed by the first and second polycrystalline TMDs 131a and 131b, the first and second polycrystalline TMDs 131a and 131b are indefinite. Therefore, the first electrode 32 is likely to be connected to both the first and second polycrystalline TMDs 131a and 131b, and the second electrode 33 is also connected to both the second single crystal TMDs 131a and 131b. Cheap. Therefore, it becomes difficult to form the first and second electrodes 32 and 33 on the heterojunction polycrystalline TMD 131.
また、第１、第２の単結晶ＴＭＤ３１ａ、３１ｂを位置制御して合成できると共に、第１、第２の単結晶ＴＭＤ３１ａ、３１ｂのサイズのバラツキを抑制できる。したがって、基材１１上にヘテロ接合単結晶ＴＭＤ３１を集積化することができる。 In addition, the first and second single crystals TMD 31a and 31b can be synthesized by position control, and variations in the sizes of the first and second single crystals TMD 31a and 31b can be suppressed. Therefore, the heterojunction single crystal TMD 31 can be integrated on the base material 11.
［変形例］
第４の実施形態では、ＴＭＤ素子３０を偏光発光素子として用いる例について説明したが、ＴＭＤ素子３０を偏光受光素子として用いてもよい。この場合、上記の制御部に代えて、ヘテロ接合単結晶ＴＭＤ３１から供給される電流または電圧を検出する制御部を備えればよい。この偏光受光素子では、特定の偏光特性を有する光のみを検出することができる。
[Modification]
In the fourth embodiment, the example in which the TMD element 30 is used as a polarized light emitting element has been described. However, the TMD element 30 may be used as a polarized light receiving element. In this case, instead of the control unit described above, a control unit for detecting a current or voltage supplied from the heterojunction single crystal TMD31 may be provided. This polarized light receiving element can detect only light having a specific polarization characteristic.
以下、実施例により本発明を具体的に説明するが、本発明はこれらの実施例のみに限定されるものではない。 EXAMPLES Hereinafter, although an Example demonstrates this invention concretely, this invention is not limited only to these Examples.
＜Ａｕドットからの核成長割合と合成温度、Ａｕドットサイズとの関係＞
［サンプル１−１〜１−９］
まず、円形状を有する複数のＡｕドットが形成されたＳｉＯ2基板上を準備した。次に、このＳｉＯ2基板を反応炉内の所定位置に搬送すると共に、ＷＯ3粉末およびＳ2粉末をそれぞれＳｉＯ2基板より上流側の所定位置に搬送した。次に、ＷＯ3粉末およびＳ2粉末を気化させて気体原料とし、この気体原料をキャリアガスによりＳｉＯ2基板上に導き、熱ＣＶＤ法により、Ａｕドットを成長核として単層の単結晶ＷＳ2（単結晶ＴＭＤ）をＳｉＯ2基板上に合成した。
<Relationship between nucleation rate from Au dots, synthesis temperature, Au dot size>
[Samples 1-1 to 1-9]
First, an SiO 2 substrate on which a plurality of circular Au dots were formed was prepared. Next, the SiO 2 substrate was transported to a predetermined position in the reaction furnace, and the WO 3 powder and the S 2 powder were transported to a predetermined position upstream of the SiO 2 substrate. Next, the WO 3 powder and the S 2 powder are vaporized to form a gas raw material. This gas raw material is guided onto the SiO 2 substrate by a carrier gas, and a single layer single crystal WS 2 using Au dots as growth nuclei by a thermal CVD method. (Single crystal TMD) was synthesized on a SiO 2 substrate.
以下に、熱ＣＶＤの合成条件の詳細を示す。
Ａｕドットサイズ（直径）：５０ｎｍ
Ａｕドットの高さ：５０ｎｍ
隣接するＡｕドットの間隔：２０μｍ
キャリアガス：Ａｒガス
合成温度（基板の温度）：６６０℃、６９２℃、７２５℃、７５０℃、７７３℃、８００℃、８１０℃、８２０℃、８３０℃
合成時間：３ｍｉｎ
Details of the synthesis conditions for thermal CVD are shown below.
Au dot size (diameter): 50 nm
Au dot height: 50 nm
Interval between adjacent Au dots: 20 μm
Carrier gas: Ar gas Synthesis temperature (substrate temperature): 660 ° C., 692 ° C., 725 ° C., 750 ° C., 773 ° C., 800 ° C., 810 ° C., 820 ° C., 830 ° C.
Synthesis time: 3 min
［サンプル２−１〜２−９］
Ａｕドットサイズを１００ｎｍに変更したこと以外はサンプル１−１〜１−９と同様にして単層の単結晶ＷＳ2をＳｉＯ2基板上に合成した。
[Samples 2-1 to 2-9]
Single-layer single crystal WS 2 was synthesized on a SiO 2 substrate in the same manner as Samples 1-1 to 1-9 except that the Au dot size was changed to 100 nm.
［サンプル３−１〜３−９］
Ａｕドットサイズを１５０ｎｍに変更したこと以外はサンプル１−１〜１−９と同様にして単層の単結晶ＷＳ2をＳｉＯ2基板上に合成した。
[Samples 3-1 to 3-9]
Single-layer single crystal WS 2 was synthesized on a SiO 2 substrate in the same manner as Samples 1-1 to 1-9 except that the Au dot size was changed to 150 nm.
［サンプル４−１〜４−９］
Ａｕドットサイズを３００ｎｍに変更したこと以外はサンプル１−１〜１−９と同様にして単層の単結晶ＷＳ2をＳｉＯ2基板上に合成した。
[Samples 4-1 to 4-9]
Single-layer single crystal WS 2 was synthesized on a SiO 2 substrate in the same manner as Samples 1-1 to 1-9 except that the Au dot size was changed to 300 nm.
［サンプル５−１〜５−６］
Ａｕドットサイズを１０００ｎｍに変更したこと、および合成温度を７２５℃、７７３℃、８００℃、８０８℃、８５０℃、８６０℃としたこと以外はサンプル１−１〜１−９と同様にして単層の単結晶ＷＳ2をＳｉＯ2基板上に合成した。
[Samples 5-1 to 5-6]
Single layer as in Samples 1-1 to 1-9 except that the Au dot size was changed to 1000 nm and the synthesis temperatures were 725 ° C, 773 ° C, 800 ° C, 808 ° C, 850 ° C, 860 ° C Single crystal WS 2 was synthesized on a SiO 2 substrate.
（核成長割合の評価）
上述のようにして得られたサンプル１−１〜１−９、２−１〜２−９、３−１〜３−９、４−１〜４−９、５−１〜５−６について、Ａｕドットからの核成長割合を以下のようにして求めた。まず、光学顕微鏡により基板表面を観察し、基板表面から１００個のＡｕドットを無作為に選び出した。次に、選び出された１００個のＡｕドットのうち、単結晶ＷＳ2が成長しているＡｕドットの個数ＮAをカウントした。次に、この結果に基づき、単結晶ＷＳ2が成長しているＡｕドットの割合（（ＮA／１００）×１００［％］）を求め、核成長割合とした。
(Evaluation of nuclear growth rate)
About Samples 1-1 to 1-9, 2-1 to 2-9, 3-1 to 3-9, 4-1 to 4-9, and 5-1 to 5-6 obtained as described above, The nucleus growth rate from Au dots was determined as follows. First, a substrate surface was observed with an optical microscope, and 100 Au dots were randomly selected from the substrate surface. Next, out of 100 selected Au dots, the number N A of Au dots on which the single crystal WS 2 was grown was counted. Next, based on this result, the ratio ((N A / 100) × 100 [%]) of Au dots on which the single crystal WS 2 was grown was determined and used as the nucleus growth ratio.
（結果）
図１１Ａに、Ａｕドットからの核成長割合の評価結果を示す。図１１Ｂに、Ａｕドットサイズ、合成温度とＡｕドットからの核成長割合との関係を示す。なお、図１１Ｂ中の矢印は、Ａｕドットからの核成長割合の増加方向を示している。図１１Ａ、１１Ｂから、Ａｕドットからの核成長割合が、合成温度に依存するのみならず、Ａｕドットサイズにも依存することがわかる。
(result)
FIG. 11A shows the evaluation result of the nucleus growth rate from Au dots. FIG. 11B shows the relationship between the Au dot size, the synthesis temperature, and the nucleus growth rate from the Au dots. In addition, the arrow in FIG. 11B has shown the increase direction of the nucleus growth rate from Au dot. 11A and 11B, it can be seen that the nucleus growth rate from Au dots depends not only on the synthesis temperature but also on the Au dot size.
図１１Ａから、サンプル２−１〜２−９、３−１〜３−９、４−１〜４−９、５−１〜５−６には、Ａｕドットからの核成長割合に閾値温度Ｔthが存在することがわかる。そこで、それらの閾値温度Ｔthを求め（図１２Ａ参照：Ａｕドットサイズ３００ｎｍ（サンプル４−１〜４−９）の閾値温度Ｔth）、Ａｕドットサイズと閾値温度Ｔthとの関係をグラフにより示した（図１２Ｂ参照）。図１２Ｂから、Ａｕドットから核成長が生じる閾値温度Ｔthが、Ａｕドットサイズの増大に伴って上昇することがわかる。 From FIG. 11A, Samples 2-1 to 2-9, 3-1 to 3-9, 4-1 to 4-9, and 5-1 to 5-6 have a threshold temperature T as a percentage of nucleus growth from Au dots. It can be seen that th exists. Therefore, those seeking threshold temperature T th (see FIG. 12A: the threshold temperature T th of Au dot size 300 nm (sample 4-1～4-9)), the graph showing the relationship between the Au dot size and the threshold temperature T th As shown (see FIG. 12B). From FIG. 12B, it can be seen that the threshold temperature T th at which nucleation from Au dots occurs increases as the Au dot size increases.
＜Ａｕドットの有無に対するサイズ分布比較＞
［サンプル６−１］
Ａｕドットサイズを１０００ｎｍ、隣接するＡｕドットの間隔を２０μｍとし、合成温度を７７３℃、合成時間を３ｍｉｎとしたこと以外はサンプル１−１と同様にして単層の単結晶ＷＳ2をＳｉＯ2基板上に合成した。
<Size distribution comparison with and without Au dots>
[Sample 6-1]
A single-layer single crystal WS 2 is formed on a SiO 2 substrate in the same manner as Sample 1-1 except that the Au dot size is 1000 nm, the interval between adjacent Au dots is 20 μm, the synthesis temperature is 773 ° C., and the synthesis time is 3 min. Synthesized above.
［サンプル６−２］
ＳｉＯ2基板の表面にＡｕドットパターンを形成せずに単結晶ＷＳ2を形成したこと以外はサンプル６−１と同様にして単層の単結晶ＷＳ2をＳｉＯ2基板上に合成した。
[Sample 6-2]
Except for forming a single crystal WS 2 without forming the Au dot pattern on the surface of the SiO 2 substrate a single crystal WS 2 monolayer in the same manner as in Sample 6-1 were synthesized on a SiO 2 substrate.
（サイズ分布の評価）
上述のようにして得られたサンプル６−１、６−２について、単結晶ＷＳ2のサイズ分布を以下のようにして求めた。まず、光学顕微鏡により基板表面を観察し、基板表面から１００個の単結晶ＷＳ2を無作為に選び出した。次に、選び出された１００個の単結晶ＷＳ2の辺のサイズＬ（図１Ｂ参照）を測定し、単結晶ＷＳ2のサイズ分布を求めた。
(Evaluation of size distribution)
With respect to Samples 6-1 and 6-2 obtained as described above, the size distribution of the single crystal WS 2 was determined as follows. First, the substrate surface was observed with an optical microscope, and 100 single crystals WS 2 were randomly selected from the substrate surface. Next, the size L (see FIG. 1B) of the sides of 100 selected single crystals WS 2 was measured, and the size distribution of the single crystals WS 2 was obtained.
（結果）
図１３Ａ、１３Ｂにそれぞれ、サンプル６−１、６−２の基板表面の観察結果を示す。図１４に、単結晶ＷＳ2のサイズ分布の評価結果を示す。図１３Ａ、１３Ｂ、１４から、Ａｕドットを用いて単結晶ＷＳ2を基板表面に合成することにより、単結晶ＷＳ2のサイズ分布を非常に狭くできることがわかる。すなわち、サイズのバラツキが小さい単結晶ＷＳ2を合成できることがわかる。
(result)
13A and 13B show the observation results of the substrate surfaces of Samples 6-1 and 6-2, respectively. FIG. 14 shows the evaluation result of the size distribution of the single crystal WS 2 . 13A, 13B, and 14 that the size distribution of the single crystal WS 2 can be made very narrow by synthesizing the single crystal WS 2 on the substrate surface using Au dots. That is, it can be seen that single crystal WS 2 having a small size variation can be synthesized.
＜サイズ分布の合成温度依存性／サイズ分布のＡｕドット間隔依存性＞
［サンプル７−１〜７−３］
Ａｕドットサイズを１０００ｎｍ、隣接するＡｕドットの間隔を２０μｍとし、合成温度を７２５℃、７７３℃、７９５℃、合成時間を３ｍｉｎとしたこと以外はサンプル１−１と同様にして単層の単結晶ＷＳ2を合成した。
<Dependence of size distribution on synthesis temperature / Dependence of size distribution on Au dot spacing>
[Samples 7-1 to 7-3]
Single-layer single crystal as in Sample 1-1 except that the Au dot size is 1000 nm, the interval between adjacent Au dots is 20 μm, the synthesis temperatures are 725 ° C., 773 ° C., 795 ° C., and the synthesis time is 3 min. WS 2 was synthesized.
［サンプル８−１〜８−３］
Ａｕドットサイズを１０００ｎｍ、隣接するＡｕドットの間隔を２００μｍとし、合成温度を８５０℃、８７５℃、合成時間を３ｍｉｎとしたこと以外はサンプル１−１と同様にして単層の単結晶ＷＳ2をＳｉＯ2基板上に合成した。
[Samples 8-1 to 8-3]
A single-layer single crystal WS 2 was formed in the same manner as Sample 1-1 except that the Au dot size was 1000 nm, the interval between adjacent Au dots was 200 μm, the synthesis temperature was 850 ° C., 875 ° C., and the synthesis time was 3 min. Synthesized on a SiO 2 substrate.
（サイズ分布の評価）
上述のようにして得られたサンプル７−１〜７−３、８−１〜８−３のサイズ分布を、上記のサンプル６−１、６−２と同様にして評価した。
(Evaluation of size distribution)
The size distribution of Samples 7-1 to 7-3 and 8-1 to 8-3 obtained as described above was evaluated in the same manner as Samples 6-1 and 6-2.
（結果）
図１５Ａ、１５Ｂに、サイズ分布の評価結果を示す。図１５Ａ、１５Ｂから、Ａｕドットの間隔の大小に依らず、単結晶ＷＳ2（単結晶ＴＭＤ）のサイズ分布が合成温度に依存することがわかる。また、合成温度を高くしても、Ａｕドットの間隔以上の単結晶ＷＳ2は合成されないこともわかる。したがって、Ａｕドットの間隔と合成温度とを調整することで、所望のサイズでかつサイズのバラツキが小さい単結晶ＷＳ2を所定位置に合成できる。
(result)
15A and 15B show the evaluation results of the size distribution. 15A and 15B, it can be seen that the size distribution of the single crystal WS 2 (single crystal TMD) depends on the synthesis temperature regardless of the interval between the Au dots. It can also be seen that even if the synthesis temperature is increased, the single crystal WS 2 that is larger than the Au dot interval is not synthesized. Therefore, the single crystal WS 2 having a desired size and small size variation can be synthesized at a predetermined position by adjusting the interval between the Au dots and the synthesis temperature.
＜サイズ分布の均一化機構＞
［サンプル９−１〜９−３］
Ａｕドットサイズを１０００ｎｍ、隣接するＡｕドットの間隔を１００μｍとし、合成温度を８５０℃、合成時間を１ｍｉｎ、２ｍｉｎ、３ｍｉｎとしたこと以外はサンプル１−１と同様にして単層の単結晶ＷＳ2をＳｉＯ2基板上に合成した。
<Uniform mechanism of size distribution>
[Samples 9-1 to 9-3]
Single-layer single crystal WS 2 as in Sample 1-1 except that the Au dot size is 1000 nm, the interval between adjacent Au dots is 100 μm, the synthesis temperature is 850 ° C., and the synthesis time is 1 min, 2 min, and 3 min. Was synthesized on a SiO 2 substrate.
（合成時間依存性の評価）
上述のようにして得られたサンプル９−１〜９−３の基板表面を光学顕微鏡により観察して、その観察像から単結晶ＷＳ2の合成時間依存性を評価した。
(Evaluation of synthesis time dependency)
The substrate surfaces of Samples 9-1 to 9-3 obtained as described above were observed with an optical microscope, and the synthesis time dependency of the single crystal WS 2 was evaluated from the observed images.
（結果）
上記評価結果から以下のことが明らかになった。各Ａｕドットにおける単結晶ＷＳ2の成長開始時間はほぼ同一である。各Ａｕドットからの結晶成長は、合成時間の増加に応じてほぼ同様の速度で進む。各単結晶ＷＳ2の結晶成長の寿命は、ほぼ同様である。したがって、Ａｕドットを用いることで、単結晶ＷＳ2の成長開始時間、成長速度および成長寿命の核成長因子のバラツキを低減できる。
(result)
From the above evaluation results, the following became clear. The growth start time of the single crystal WS 2 in each Au dot is almost the same. Crystal growth from each Au dot proceeds at substantially the same speed as the synthesis time increases. The lifetime of crystal growth of each single crystal WS 2 is almost the same. Therefore, by using Au dots, variations in the growth start time, growth rate, and growth lifetime of the single crystal WS 2 can be reduced.
＜ＴＭＤの結晶性のＡｕドットサイズ依存性／ＴＭＤのサイズの合成温度依存性＞
［サンプル１０−１〜１０−４］
Ａｕドットサイズを１μｍ、２μｍ、３μｍ、４μｍ、隣接するＡｕドットの間隔を２０μｍとし、合成温度を７７３℃、合成時間を３ｍｉｎとしたこと以外はサンプル１−１と同様にして単層の単結晶ＷＳ2をＳｉＯ2基板上に合成した。
<Dependency of TMD crystallinity on Au dot size / Dependence of TMD size on synthesis temperature>
[Samples 10-1 to 10-4]
Single-layer single crystal as in Sample 1-1, except that the Au dot size is 1 μm, 2 μm, 3 μm, 4 μm, the interval between adjacent Au dots is 20 μm, the synthesis temperature is 773 ° C., and the synthesis time is 3 min. WS 2 was synthesized on a SiO 2 substrate.
［サンプル１１−１〜１１−４］
合成温度を７９５℃にしたこと以外はサンプル１０−１〜１０−４と同様にして単層の単結晶ＷＳ2をＳｉＯ2基板上に合成した。
[Samples 11-1 to 11-4]
A single-layer single crystal WS 2 was synthesized on a SiO 2 substrate in the same manner as Samples 10-1 to 10-4 except that the synthesis temperature was 795 ° C.
［サンプル１２−１〜１２−４］
合成温度を８００℃にしたこと以外はサンプル１０−１〜１０−４と同様にして単層の単結晶ＷＳ2をＳｉＯ2基板上に合成した。
[Samples 12-1 to 12-4]
Single-layer single crystal WS 2 was synthesized on a SiO 2 substrate in the same manner as Samples 10-1 to 10-4 except that the synthesis temperature was 800 ° C.
［サンプル１３−１〜１３−４］
合成温度を８１６℃にしたこと以外はサンプル１０−１〜１０−４と同様にして単層の単結晶ＷＳ2をＳｉＯ2基板上に合成した。
[Samples 13-1 to 13-4]
A single-layer single crystal WS 2 was synthesized on a SiO 2 substrate in the same manner as Samples 10-1 to 10-4 except that the synthesis temperature was 816 ° C.
（単結晶ＷＳ2の割合の評価）
上述のようにして得られたサンプル１０−１〜１０−４、１１−１〜１１−４、１２−１〜１２−４、１３−１〜１３−４について、単結晶ＷＳ2の割合を以下のようにして求めた。まず、光学顕微鏡により基板表面を観察し、基板表面から１００個のＷＳ2を無作為に選び出した。次に、選び出された１００個のＷＳ2のうちに含まれる単結晶ＷＳ2の個数ＮBをカウントした。なお、単結晶ＷＳ2は正三角形状を有しているのに対して、多結晶ＷＳ2は不定形状を有しているため、Ａｕドットの位置に合成されたＷＳ2が単結晶ＷＳ2および多結晶ＷＳ2のいずれであるかは、ＷＳ2の形状から容易に判別可能である。次に、この結果に基づき、単結晶ＷＳ2の割合（（ＮB／１００）×１００［％］）を求めた。
(Evaluation of ratio of single crystal WS 2 )
For the samples 10-1 to 10-4, 11-1 to 11-4, 12-1 to 12-4, 13-1 to 13-4 obtained as described above, the ratio of the single crystal WS 2 is as follows. I asked for it. First, the substrate surface was observed with an optical microscope, and 100 WS 2 were randomly selected from the substrate surface. Next, counts the number N B of the single crystal WS 2 contained within the 100 was picked out one WS 2. The single crystal WS 2 has an equilateral triangle shape, whereas the polycrystalline WS 2 has an indefinite shape, so that the WS 2 synthesized at the position of the Au dot is the single crystal WS 2 and Which of the polycrystalline WS 2 can be easily discriminated from the shape of the WS 2 . Next, based on this result, the ratio ((N B / 100) × 100 [%]) of the single crystal WS 2 was determined.
（単結晶ＷＳ2の平均サイズの評価）
上述のようにして得られたサンプル１０−１〜１３−４（Ａｕドットサイズ：１μｍ）について、単結晶ＷＳ2の割合を以下のようにして求めた。まず、光学顕微鏡により基板表面を観察し、基板表面から１００個の単結晶ＷＳ2を無作為に選び出した。次に、選び出された１００個の単結晶ＷＳ2のサイズを求め、求めたサイズを単純に平均（算術平均）して平均サイズを求めた。
(Evaluation of average size of single crystal WS 2 )
For the samples 10-1 to 13-4 (Au dot size: 1 μm) obtained as described above, the ratio of the single crystal WS 2 was obtained as follows. First, the substrate surface was observed with an optical microscope, and 100 single crystals WS 2 were randomly selected from the substrate surface. Next, the size of 100 selected single crystals WS 2 was obtained, and the obtained size was simply averaged (arithmetic average) to obtain the average size.
（結果）
図１６に、Ａｕドットサイズに対するＷＳ2の結晶性（単結晶／多結晶）の変化を示す。図１７Ａに、単結晶ＷＳ2の割合の評価結果を示す。図１７Ｂに、単結晶ＷＳ2の平均サイズの評価結果を示す。図１６、１７Ａから、Ａｕドットサイズを変化させることで、ＷＳ2の結晶性（単結晶／多結晶）が変化することがわかる。図１７Ｂから、合成温度を変化させることで、単結晶ＷＳ2の平均サイズが変化することがわかる。
(result)
FIG. 16 shows the change in crystallinity (single crystal / polycrystal) of WS 2 with respect to the Au dot size. FIG. 17A shows the evaluation result of the ratio of the single crystal WS 2 . FIG. 17B shows the evaluation result of the average size of the single crystal WS 2 . 16 and 17A, it can be seen that the crystallinity (single crystal / polycrystal) of WS 2 is changed by changing the Au dot size. FIG. 17B shows that the average size of the single crystal WS 2 is changed by changing the synthesis temperature.
図１７Ａ、１７Ｂのグラフに示したデータに基づき、横軸を“単結晶ＷＳ2の平均サイズ／Ａｕドットサイズ”とし、縦軸を“単結晶ＷＳ2の割合”とするグラフを作成した（図１８参照）。このグラフから、単結晶ＷＳ2の割合が、単結晶ＷＳ2の平均サイズＬaveとＡｕドットサイズ（直径）Ｄとの比（Ｌave／Ｄ）に依存することがわかる。また、単結晶ＷＳ2の平均サイズ（直径）ＬaveとＡｕドットサイズＤとの比（Ｌave／Ｄ）が６以上であると、単結晶ＷＳ2の割合が最大となることがわかる。 Based on the data shown in the graphs of FIGS. 17A and 17B, a graph was created in which the horizontal axis is “average size of single crystal WS 2 / Au dot size” and the vertical axis is “ratio of single crystal WS 2 ” (FIG. 17). 18). From this graph, the ratio of the single crystal WS 2 is seen to be dependent on the average size L ave and Au dot size of the single crystal WS 2 ratio (diameter) D (L ave / D) . It can also be seen that when the ratio (L ave / D) of the average size (diameter) L ave of the single crystal WS 2 to the Au dot size D is 6 or more, the ratio of the single crystal WS 2 is maximized.
図１２Ｂ、１８のグラフに示したデータに基づき、横軸を“ＡｕドットサイズＤ”とし、縦軸を“合成温度Ｔg”とするグラフを作成した（図１９参照）。このグラフから、ＡｕドットサイズＤおよび合成温度Ｔgが以下の関係式を満たすようにすることで、単結晶ＷＳ2を高い核成長割合でＳｉＯ2基板の所定位置に合成できることがわかる。
Ｔｇ≦１１０Ｄ＋７７３ ・・・（１）
Ｔｇ≧５２Ｄ＋７０１ ・・・（２）
Ｔｇ≦９５０ ・・・（３）
Ｄ＞０ ・・・（４）
なお、式（１）、（２）の近似直線は、最小二乗法により求めた。
Based on the data shown in the graphs of FIGS. 12B and 18, a graph was created in which the horizontal axis is “Au dot size D” and the vertical axis is “synthesis temperature T g ” (see FIG. 19). From this graph, it is understood that the single crystal WS 2 can be synthesized at a predetermined position of the SiO 2 substrate at a high nucleus growth rate by making the Au dot size D and the synthesis temperature T g satisfy the following relational expression.
Tg ≦ 110D + 773 (1)
Tg ≧ 52D + 701 (2)
Tg ≦ 950 (3)
D> 0 (4)
In addition, the approximate line of Formula (1), (2) was calculated | required by the least square method.
以上、本発明の実施形態について具体的に説明したが、本発明は、上述の実施形態に限定されるものではなく、本発明の技術的思想に基づく各種の変形が可能である。 As mentioned above, although embodiment of this invention was described concretely, this invention is not limited to the above-mentioned embodiment, Various deformation | transformation based on the technical idea of this invention is possible.
例えば、上述の実施形態において挙げた構成、方法、工程、形状、材料および数値などはあくまでも例に過ぎず、必要に応じてこれと異なる構成、方法、工程、形状、材料および数値などを用いてもよい。 For example, the configurations, methods, processes, shapes, materials, numerical values, and the like given in the above-described embodiments are merely examples, and different configurations, methods, processes, shapes, materials, numerical values, and the like are used as necessary. Also good.
また、上述の実施形態の構成、方法、工程、形状、材料および数値などは、本発明の主旨を逸脱しない限り、互いに組み合わせることが可能である。 The configurations, methods, steps, shapes, materials, numerical values, and the like of the above-described embodiments can be combined with each other without departing from the gist of the present invention.
１０、２０、３０ ＴＭＤ素子
１１ 基材
１２ 微小凸部
１３、１７ 単結晶ＴＭＤ（単結晶遷移金属ダイカルコゲナイド）
２１、３１ ヘテロ接合単結晶ＴＭＤ
２１ａ、３１ａ 第１の単結晶ＴＭＤ
２１ｂ、３１ｂ 第２の単結晶ＴＭＤ
３２ 第１電極
３３ 第２電極
10, 20, 30 TMD element 11 Base material 12 Minute convex portion 13, 17 Single crystal TMD (single crystal transition metal dichalcogenide)
21, 31 Heterojunction single crystal TMD
21a, 31a First single crystal TMD
21b, 31b Second single crystal TMD
32 1st electrode 33 2nd electrode
Claims (14)
遷移金属およびカルコゲナイドを含む気体原料を用いた気相成長法により、前記微小凸部または前記微小凹部を成長核として単結晶遷移金属ダイカルコゲナイドを合成する工程と
を備える遷移金属ダイカルコゲナイドの合成方法。 Forming a minute convex part or a minute concave part on a substrate;
And a step of synthesizing a single crystal transition metal dichalcogenide using the fine convex portion or the fine concave portion as a growth nucleus by a vapor phase growth method using a gas raw material containing a transition metal and a chalcogenide.
前記基材上に合成される前記単結晶遷移金属ダイカルコゲナイドの結晶方位が揃っている請求項１に記載の遷移金属ダイカルコゲナイドの合成方法。 The substrate is a single crystal substrate;
The method for synthesizing a transition metal dichalcogenide according to claim 1, wherein crystal orientations of the single crystal transition metal dichalcogenide synthesized on the substrate are aligned.
前記単結晶遷移金属ダイカルコゲナイドと前記他の単結晶遷移金属ダイカルコゲナイドとの接合はヘテロ接合である請求項１に記載の遷移金属ダイカルコゲナイドの合成方法。 Further comprising synthesizing another single crystal transition metal dichalcogenide by growing crystals from the periphery of the single crystal transition metal dichalcogenide,
The method for synthesizing a transition metal dichalcogenide according to claim 1, wherein a junction between the single crystal transition metal dichalcogenide and the other single crystal transition metal dichalcogenide is a heterojunction.
前記単結晶遷移金属ダイカルコゲナイドと前記他の単結晶遷移金属ダイカルコゲナイドとの接合はヘテロ接合である請求項１に記載の遷移金属ダイカルコゲナイドの合成方法。 Further comprising a step of synthesizing another single crystal transition metal dichalcogenide by crystal growth from the main surface of the single crystal transition metal dichalcogenide,
The method for synthesizing a transition metal dichalcogenide according to claim 1, wherein a junction between the single crystal transition metal dichalcogenide and the other single crystal transition metal dichalcogenide is a heterojunction.
前記単結晶遷移金属ダイカルコゲナイドと前記他の単結晶遷移金属ダイカルコゲナイドとの接合はヘテロ接合である請求項１に記載の遷移金属ダイカルコゲナイドの合成方法。 Further comprising the step of crystal growth from one side of the single crystal transition metal dichalcogenide to synthesize another single crystal transition metal dichalcogenide,
The method for synthesizing a transition metal dichalcogenide according to claim 1, wherein a junction between the single crystal transition metal dichalcogenide and the other single crystal transition metal dichalcogenide is a heterojunction.
Ｔｇ≦１１０Ｄ＋７７３ ・・・（１）
Ｔｇ≧５２Ｄ＋７０１ ・・・（２）
Ｔｇ≦９５０ ・・・（３）
Ｄ＞０ ・・・（４） 2. The transition metal dichalcogenide according to claim 1, wherein the size D of the microprojections or microrecesses and the synthesis temperature Tg of the single crystal transition metal dichalcogenide satisfy the following formulas (1) to (4): Synthesis method.
Tg ≦ 110D + 773 (1)
Tg ≧ 52D + 701 (2)
Tg ≦ 950 (3)
D> 0 (4)
２種以上の遷移金属およびカルコゲナイドを含む気体原料を用いた気相成長法により、前記微小凸部または前記微小凹部を成長核として単結晶遷移金属ダイカルコゲナイドを合成する工程と
を備える遷移金属ダイカルコゲナイドの合成方法。 Forming a minute convex part or a minute concave part on a substrate;
And a step of synthesizing a single crystal transition metal dichalcogenide using the microprojection or the microrecess as a growth nucleus by a vapor phase growth method using a gas raw material containing two or more transition metals and chalcogenide. Synthesis method.
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