一种PVD技术生长大尺度IV-VI族化合物单晶薄膜材料的方法转让专利
申请号 : CN202111033351.9
文献号 : CN113789575B
文献日 : 2022-07-08
发明人 : 王春香 , 赵洪泉 , 石轩 , 张国欣 , 张炜
申请人 : 中国科学院重庆绿色智能技术研究院 , 重庆大学
摘要 :
本发明公开了一种PVD技术生长大尺度IV‑VI族化合物单晶薄膜材料的方法，具体包括三个主要阶段：第一阶段是准备材料，优化选择多晶粉源的重量；第二阶段将粉源和衬底放入石英管中，设置好粉源和衬底分别在石英管中的位置；第三阶段利用物理气相沉积技术生长单晶薄膜，通过优化粉源的升温速率、保温温度和时间，衬底温度，气流速度，制备出大尺度和具有规则条带形状的层状薄膜材料，为大尺度IV‑VI族单晶薄膜的实验制备及其应用奠定了重要的技术基础。
权利要求 :
1.一种PVD技术生长大尺度IV‑VI族化合物单晶薄膜材料的方法，其特征在于，具体包括如下步骤：(1)将衬底清洗除杂，然后超声处理，干燥后备用；称量高纯IV‑VI族化合物多晶粉末，将高纯IV‑VI族化合物多晶粉末均匀平铺至石英舟中，备用，所述高纯IV‑VI族化合物多晶粉末为SnS、SnSe、GeS、GeSe中的一种，纯度为99.999％，所述高纯IV‑VI族化合物多晶粉末2
重量与所述衬底的表面积比为(1‑225)mg：2cm ，石英管直径与所述衬底的表面积比为1英2
寸：2cm；
(2)单温区管式炉的石英管腔室内沿气流方向依次设置气体流量控制器、隔热区Ⅰ、加热区和隔热区Ⅱ，测量加热区中心位置的加热温度、并计算与热电偶测量温度的差值，根据差值校准加热温度；
(3)将步骤(1)中处理后的衬底置于隔热区Ⅱ，将载料后的石英舟置于所述加热区的中心位置，所述衬底与所述加热区中心位置的距离为15cm，所述衬底温度为150℃，然后将石英管腔抽真空；
(4)向所述步骤(3)抽真空后的石英管腔持续通入氩气，同时将加热区升温至550℃保温2min后关闭加热使衬底自然降至室温后切断氩气气源，取出样品，即得单晶薄膜材料；
加热区升温过程为：
首先升温至200℃，升温时间20min；
然后升温至550℃，升温时间10min。
2.根据权利要求1所述的一种PVD技术生长大尺度IV‑VI族化合物单晶薄膜材料的方法，其特征在于，步骤(1)中所述衬底选用表面抛光的单晶硅片或表面抛光氧化的单晶硅片；所述超声处理是依次加入至丙酮、酒精、去离子水中超声10min；所述干燥是用氮气吹干。
3.根据权利要求1所述的一种PVD技术生长大尺度IV‑VI族化合物单晶薄膜材料的方法，其特征在于，步骤(3)中所述的抽真空至真空度为1‑3Pa。
4.根据权利要求1所述的一种PVD技术生长大尺度IV‑VI族化合物单晶薄膜材料的方法，其特征在于，步骤(4)中所述的氩气流速为100sccm。
5.根据权利要求1～4任一项所述的一种PVD技术生长大尺度IV‑VI族化合物单晶薄膜材料的方法，其特征在于，还包括：将所述石英管腔室、所述石英舟用稀盐酸擦洗后再用酒精擦洗，最后用去离子水洗净，烘干，以备重复使用。
说明书 :
一种PVD技术生长大尺度IV‑VI族化合物单晶薄膜材料的方法
技术领域
[0001] 本发明涉及新材料技术领域，更具体的说是涉及一种PVD技术生长大尺度IV‑VI族化合物单晶薄膜材料的方法。
背景技术
[0002] 石墨烯是由碳原子通过SP2杂化与它相近的三个碳原子形成120°的σ键，构成蜂窝状的结构。石墨烯的简单结构有很多独特的物理现象，包括狄拉克费米子、分数和室温量子霍尔效应、最小量子传导等。石墨烯具有众多良好的性能，例如最轻的载流子质量、最高的电流密度、室温下最长的平均自由程、最高的载流子迁移率等，其中超高的载流子迁移率为开发快速的电子器件提供潜力。然而，石墨烯超高的迁移率是由零带隙引起的，缺乏一个本征的禁带宽度导致石墨烯晶体管的开/关电流比很低，限制了其广泛应用。因此，需要开发其它具有宽的可调带隙的二维材料来实现多功能的纳米级光电器件。
[0003] 层状IV‑VI族化合物是一类新兴的半导体材料群体，包括SnS、SnSe、GeS、GeSe等。半导体材料与技术在光电探测领域的发展和应用急需既可以满足从可见‑红外波段的探测，又具备高速的光响应特性，同时要求优良的化学稳定性等，IV‑VI族化合物二维材料中的GeSe则是能够较好地满足这几点要求的新型半导体材料。在IV‑VI族化合物二维材料中，GeSe单晶薄膜具有直接带隙的能带结构和扭曲的NaCl晶格结构。以GeSe为代表的IV‑VI族化合物具有非常复杂的能带结构，由于该材料晶体结构与石墨烯相似，属于层状材料，且能带结构复杂，光吸收谱范围几乎与整个太阳光波段相重合，因而在近红外光电探测器和电子隧穿器件方面具有极大的应用前景。GeSe单晶薄膜材料具有极低的载流子有效质量，单层GeSe的有效载流子质量小于0.1m0，且单原子层中的载流子质量也是应变可调的，可调范围在0.03‑0.61m0之间，预示着这种材料将具有极高的载流子迁移率。此外，GeSe单晶还具有很高的表面抗氧化性和表面惰性，表面极难产生悬挂键，这也意味着该材料具有优良的稳定性，和高速的光电响应速率。这些性质使得GeSe单晶薄膜在微机械、电热性、光电子学等方面都具有极高的应用价值。密度泛函理论(DFT)的计算表明，单层GeSe的结构除了最常见的层状α‑GeSe之外，还存在着β‑GeSe、γ‑GeSe、δ‑GeSe和ε‑GeSe四种结构。五种硒化锗同素异构体的结合能和能带结构，α‑GeSe、β‑GeSe、γ‑GeSe、δ‑GeSe和ε‑GeSe的结合能分别为
3.88eV、3.85eV、3.83eV、3.87eV、3.78eV，均为半导体属性。GeSe的这五种多态结构展现出了多种类型的能带结构，这对于光电子和光子方面有着非常重要的作用。α‑GeSe、γ‑GeSe、δ‑GeSe和ε‑GeSe为各向异性结构，β‑GeSe为各向同性结构，α‑GeSe是在这五个晶型中形成能最高的形式，其正交结构在空气中也是最稳定的。
3.88eV、3.85eV、3.83eV、3.87eV、3.78eV，均为半导体属性。GeSe的这五种多态结构展现出了多种类型的能带结构，这对于光电子和光子方面有着非常重要的作用。α‑GeSe、γ‑GeSe、δ‑GeSe和ε‑GeSe为各向异性结构，β‑GeSe为各向同性结构，α‑GeSe是在这五个晶型中形成能最高的形式，其正交结构在空气中也是最稳定的。
[0004] 块状α‑GeSe的间接带隙约为1.08eV，DFT方法计算得到的单层α‑GeSe的直接带隙2 ‑1 ‑1 2 ‑1 ‑1
约为1.7eV。单晶α‑GeSe的空穴迁移率在300K时为95cm V s ，在112K时为663cmV s 。而
2 ‑1 ‑1
DFT理论预测单层α‑GeSe在300K时的平均空穴迁移率高达1100cmV s 。GeSe在沿着a3方向(垂直于平面方向)具有很高的光响应。2013年，Mukherjee等人通过物理气相输运和沉积技术合成了高质量的、微米大小的GeSe单晶纳米片，研究了生长过程中的动力学原理。但样品尺度仅为数微米，而厚度在100纳米以上。2016年Xue等人使用快速热升华(Rapid thermal sublimation,RTS)的方法，制备了高质量的多晶GeSe薄膜，并采用该工艺制备了太阳能电池，具有1.48％的能量转换效率和良好的稳定性，证明了GeSe薄膜在光伏应用方面的巨大潜力。2017年Yap等人采用机械剥离法得到10微米尺度的GeSe纳米片，研究了电子输运、电导、有效质量的各向异性，并采用密度泛函理论(DFT)进行了理论证明。利用GeSe的P型掺杂和二硫化钼的N型掺杂制作了GeSe‑MoS2异质结，为GeSe与N型过渡族金属硫化物结合制备异质结提供了新思路。2019年Liu团队采用快速冷却的物理气相沉积法成功地合成了超薄的细长六边形GeSe纳米片，研究了纳米片的各向异性，并制作了基于细长六角形GeSe纳米片的场效应晶体管，表现出了具有高光响应特性的p型半导体性质。这些工作对微米级、片状GeSe晶体进行了一定程度的理论和实验研究。然而，大尺度GeSe单晶薄膜的实验制备仍未实现，从而对该材料的各向异性电流输运和材料异质结及其阵列单片集成等方面实验性的探索受到限制，约束了对该材料的进一步应用。
约为1.7eV。单晶α‑GeSe的空穴迁移率在300K时为95cm V s ，在112K时为663cmV s 。而
2 ‑1 ‑1
DFT理论预测单层α‑GeSe在300K时的平均空穴迁移率高达1100cmV s 。GeSe在沿着a3方向(垂直于平面方向)具有很高的光响应。2013年，Mukherjee等人通过物理气相输运和沉积技术合成了高质量的、微米大小的GeSe单晶纳米片，研究了生长过程中的动力学原理。但样品尺度仅为数微米，而厚度在100纳米以上。2016年Xue等人使用快速热升华(Rapid thermal sublimation,RTS)的方法，制备了高质量的多晶GeSe薄膜，并采用该工艺制备了太阳能电池，具有1.48％的能量转换效率和良好的稳定性，证明了GeSe薄膜在光伏应用方面的巨大潜力。2017年Yap等人采用机械剥离法得到10微米尺度的GeSe纳米片，研究了电子输运、电导、有效质量的各向异性，并采用密度泛函理论(DFT)进行了理论证明。利用GeSe的P型掺杂和二硫化钼的N型掺杂制作了GeSe‑MoS2异质结，为GeSe与N型过渡族金属硫化物结合制备异质结提供了新思路。2019年Liu团队采用快速冷却的物理气相沉积法成功地合成了超薄的细长六边形GeSe纳米片，研究了纳米片的各向异性，并制作了基于细长六角形GeSe纳米片的场效应晶体管，表现出了具有高光响应特性的p型半导体性质。这些工作对微米级、片状GeSe晶体进行了一定程度的理论和实验研究。然而，大尺度GeSe单晶薄膜的实验制备仍未实现，从而对该材料的各向异性电流输运和材料异质结及其阵列单片集成等方面实验性的探索受到限制，约束了对该材料的进一步应用。
[0005] 因此，如何提供一种新的大尺度IV‑VI族化合物单晶薄膜材料是本领域技术人员亟待解决的问题。
发明内容
[0006] 有鉴于此，本发明提供了一种基于PVD技术在硅片衬底上生长大尺度IV‑VI族化合物单晶薄膜的方法，生长出的大尺度半导体单晶薄膜材料能够应用于半导体电子和光电器件、热电器件等领域。
[0007] 为了实现上述目的，本发明采用如下技术方案：
[0008] 一种PVD技术生长大尺度IV‑VI族化合物单晶薄膜材料的方法，具体包括如下步骤：
[0009] (1)将衬底清洗除杂，然后超声处理，干燥后备用；称量高纯IV‑VI族化合物多晶粉末，将高纯IV‑VI族化合物多晶粉末均匀平铺至石英舟中，备用；
[0010] (2)单温区管式炉的石英管腔室内沿气流方向依次设置气体流量控制器、隔热区Ⅰ、加热区和隔热区Ⅱ，测量加热区中心位置的加热温度、并计算与热电偶测量温度的差值，根据差值校准加热温度；
[0011] (3)将步骤(1)中处理后的衬底置于隔热区Ⅱ，将载料后的石英舟置于所述加热区的中心位置，然后将石英管腔抽真空；
[0012] (4)向所述步骤(3)抽真空后的石英管腔持续通入氩气，同时将加热区升温至550℃保温2min后关闭加热使衬底自然降至室温后切断氩气气源，取出样品，即得单晶薄膜材料。
[0013] 优选的，步骤(1)中所述衬底选用表面抛光的单晶硅片或表面抛光氧化的单晶硅片；所述超声处理是依次加入至丙酮、酒精、去离子水中超声10min；所述干燥是用氮气吹干。
[0014] 优选的，步骤(1)中所述高纯IV‑VI族化合物多晶粉末为SnS、SnSe、GeS、GeSe中的一种，纯度为99.999％，所述高纯IV‑VI族化合物多晶粉末重量与所述衬底的表面积比为2 2
(1‑5)mg：2cm，所述石英管直径与所述沉底的表面积比为1英寸：2cm。
(1‑5)mg：2cm，所述石英管直径与所述沉底的表面积比为1英寸：2cm。
[0015] 上述优选技术方案的有益效果是：IV‑VI族化合物多晶粉末的比例决定了单晶薄膜的生长密度，重量越大，单晶薄膜的生长密度越高，因此需要将其控制在合理的范围内。
[0016] 优选的，步骤(3)中所述衬底与所述加热区中心位置的距离为15cm。
[0017] 上述优选技术方案的有益效果是：衬底温度对单晶薄膜的形成起着关键的作用，为单晶薄膜的成核生长提供了合适的热能，从而形成高质量的单晶薄膜。衬底硅晶片的温度经实验优化，以150℃左右为佳。该衬底温度条件下，生长出的单晶薄膜尺度较大，形状更规则。衬底温度低于150℃时，温度越低，晶体的成核点越密集，但晶枝越细小；衬底温度高于150℃时，温度越高，晶体倾向于团聚丛生，厚度约大，当衬底晶片距离热源中心位置为15cm时，衬底温度为150℃，生长出来的单晶薄膜厚度约为100nm，尺度百微米以上，团聚丛生较少。
[0018] 优选的，步骤(3)中所述的抽真空真空度为1‑3Pa。
[0019] 上述优选技术方案的有益效果是：抽真空可去除石英管腔室内吸附的水气、灰尘等气体分子和杂质。
[0020] 优选的，步骤(4)中所述的氩气流速为100sccm。
[0021] 优选的，步骤(4)中所述的加热区升温过程为：
[0022] 首先升温至200℃，升温时间20min；
[0023] 然后升温至550℃，升温时间10min。
[0024] 优选的，还包括：将所述石英管腔室、所述石英舟用稀盐酸擦洗后再用酒精擦洗，最后用去离子水洗净，烘干，以备重复使用。
[0025] 经由上述的技术方案可知，与现有技术相比，本发明公开提供了一种PVD技术生长大尺度IV‑VI族化合物单晶薄膜材料的方法，具有如下有益效果：
[0026] 物理气相沉积(PVD)技术生长薄膜晶体材料工艺过程简单、耗材少、成膜均匀致密、与基体的结合力强、成本低。本发明基于PVD技术，通过优化设置粉源重量、粉源的升温速率、粉源的生长温度、衬底晶片的温度、运载气体的流速等实验参数，以相对简单的设备条件和低廉的实验成本，在硅衬底上制备出百微米‑数百微米以上尺度的单晶薄膜。本方法制备出的单晶薄膜尺度上约为此前报道的10倍以上。因此，本发明的技术方案对于如何解决以GeSe为代表的Ⅳ‑Ⅵ材料的大尺度生长的基本问题，具有重要的现实意义。
附图说明
[0027] 为了更清楚地说明本发明实施例或现有技术中的技术方案，下面将对实施例或现有技术描述中所需要使用的附图作简单地介绍，显而易见地，下面描述中的附图仅仅是本发明的实施例，对于本领域普通技术人员来讲，在不付出创造性劳动的前提下，还可以根据提供的附图获得其他的附图。
[0028] 图1为单晶薄膜材料PVD生长实验设备示意图；
[0029] 图2为石英管内随着距离加热中心的长度的增加，各位置温度梯度的变化；
[0030] 图3为PVD技术生长α‑GeSe单晶薄膜材料过程中的温度和气流设置示意图；
[0031] 图4为实施例1得到的α‑GeSe单晶薄膜材料的光学显微图；
[0032] 图5为实施例1得到的GeSe薄膜的Raman光谱测试图，激发源为532纳米连续激光器；
[0033] 图6为实施例1得到的GeSe薄膜的荧光光谱图，激发源为532纳米连续激光器，6a是室温下的光谱，6b是10K低温下的光谱；
[0034] 图7为实施例1得到的GeSe薄膜材料制作的FET器件的I‑V测试图。7a是器件的原理示意图，7b是器件的光学显微图，7c是器件的Ids‑Vds曲线，7d是器件的Ids‑Vg曲线。
具体实施方式
[0035] 下面将结合本发明实施例中的附图，对本发明实施例中的技术方案进行清楚、完整地描述，显然，所描述的实施例仅仅是本发明一部分实施例，而不是全部的实施例。基于本发明中的实施例，本领域普通技术人员在没有做出创造性劳动前提下所获得的所有其他实施例，都属于本发明保护的范围。
[0036] 实施例1
[0037] 本发明实施例1提供了一种PVD技术生长大尺度GeSe单晶薄膜材料的方法，该制备在单加热管式炉中进行，具体结构如图1所示；随着距离加热中心的长度的增加，各位置温度梯度的变化如图2所示；制备生长过程中温度和气流设置示意图如图3所示。
[0038] 具体包括如下步骤：
[0039] (1)制备样品选用的衬底是表面抛光的单晶硅片或表面抛光氧化的单晶硅片；制备样品之前需要对衬底进行清洗处理，去除表面杂质；将衬底在丙酮、酒精、去离子水中分2
别超声清洗10min；然后将洗净的衬底用氮气吹干备用；衬底表面积2cm ，称量1‑5mg高纯度GeSe(99.999％)多晶粉末均匀平铺至石英舟中，备用；
别超声清洗10min；然后将洗净的衬底用氮气吹干备用；衬底表面积2cm ，称量1‑5mg高纯度GeSe(99.999％)多晶粉末均匀平铺至石英舟中，备用；
[0040] (2)单温区管式炉的石英管腔室直径为1英寸，石英管腔室内沿气流方向依次设置气体流量控制器、隔热区Ⅰ、加热区和隔热区Ⅱ，用温度计测量加热区中心位置的加热温度、并计算与热电偶测量温度的差值，根据差值校准加热温度；
[0041] (3)将步骤(1)中处理后的衬底置于隔热区Ⅱ，且衬底距离加热区中心处15cm，然后将载料后的石英舟置于所述加热区的中心位置，然后将石英管腔抽至真空度1Pa；
[0042] (4)向步骤(3)抽真空后的石英管腔以100sccm的流速持续通入氩气，然后先将加热区在20min内升温至200℃，紧接着在10min升温至550℃后保温2min，关闭加热且将加热区滑移远离粉源和衬底，使衬底自然降至室温后切断氩气气源，取出样品，即得单晶薄膜材料；
[0043] (5)将所述石英管腔室、所述石英舟用稀盐酸擦洗后再用酒精擦洗，最后用去离子水洗净，烘干，以备重复使用。
[0044] 实施例2
[0045] 本发明实施例2公开的技术方案与实施例1基本相同，仅将其中高纯度GeSe(99.999％)多晶粉末替换为高纯度SnS(99.999％)多晶粉末。
[0046] 实施例3
[0047] 本发明实施例3公开的技术方案与实施例1基本相同，仅将其中高纯度GeSe(99.999％)多晶粉末替换为高纯度SnSe(99.999％)多晶粉末。
[0048] 实施例4
[0049] 本发明实施例4公开的技术方案与实施例1基本相同，仅将其中高纯度GeSe(99.999％)多晶粉末替换为高纯度GeS(99.999％)多晶粉末。
[0050] 效果验证
[0051] 基于实施例1的方案所制得的材料光学显微图片如图4所示。样品均为规则的条带状薄膜，尺度一般在100μm以上。规则的条带状符合α‑GeSe单晶的结晶形貌，表明了制备得到的GeSe薄膜为单晶材料。而此前文献报道的多种GeSe单晶薄膜制备方案制备出的GeSe单晶薄膜样品的尺度一般为1μm‑10μm。因此，本方法制备出的GeSe单晶薄膜的尺度远大于此前文献报道方法制备出的GeSe单晶薄膜的尺度(约10倍)。
[0052] 为了检验实施例1制备得到的条带状GeSe薄膜为α‑GeSe单晶材料，对材料进行了一系列的测试，主要包括Raman谱测试，减薄后的材料荧光谱测试，和器件电学测试。与已报道的α‑GeSe单晶材料的测试结果相比，本方法制备得到的的材料测试结果符合α‑GeSe单晶薄膜的特征。
[0053] 1、拉曼谱测试：
[0054] 拉曼光谱是分子的振动光谱。拉曼光谱可以提供物质本身的信息，例如分子振动的能级等,拉曼峰的位置对应了物质的化学成分、相态和晶型等。图5是实施例1制备得到的GeSe薄膜的Raman谱测试图。以532nm连续激光为激发源，分别用50μW、250μW、和500μW的激‑1 ‑1 ‑1 ‑1光功率进行测试。在81cm 、151cm 、175cm 、和188cm 可以观察到三个明显的拉曼特征峰，
1 12 22 3
这些峰分别对应锗‑硒键的Ag、B g、B g和A g声子振动模，这些振动模符合α‑GeSe单晶薄膜的特征振动模式，表明所制备的GeSe样品与α‑GeSe单晶材料结构具有一致的相组成成分和结构。
1 12 22 3
这些峰分别对应锗‑硒键的Ag、B g、B g和A g声子振动模，这些振动模符合α‑GeSe单晶薄膜的特征振动模式，表明所制备的GeSe样品与α‑GeSe单晶材料结构具有一致的相组成成分和结构。
[0055] 2、荧光谱测试：
[0056] 荧光谱是材料在激光激励下，电子从价带跃迁至导带并在价带留下空穴，电子和空穴在各自的导带和价带中通过弛豫达到各自未被占据的最低激发态，成为准平衡态，准平衡态下的电子和空穴再通过复合发光，形成不同波长光的强度或能量分布的光谱图，通常用于半导体检测和表征。通过PL峰位可以确定直接带隙半导体材料的禁带宽度。先利用热处理减薄的方法，将制备得到的GeSe单晶薄膜进行减薄，再以532nm连续激光为激发源，测试减薄后材料的荧光谱，测试结果如图6所示。图6a是常温下的荧光谱，6b是10K低温下的荧光谱。常温下，发现了GeSe单晶薄膜的三个荧光特征谱峰，分别在591nm，659nm，738nm；10K低温下，三个荧光特征谱峰的位置分别在590nm，655nm，735nm。10K低温下，三个荧光谱峰的位置相比于常温下有1‑4纳米的红移，同时，荧光谱峰强度有70％左右的提高。荧光谱峰红移是由于低温下，GeSe单晶材料的能带带隙宽度有较小的收缩；谱峰强度提高，是由于低温下材料量子效率的提高。测试结果符合低温谱的基本特征。测试结果同时与此前文献报道的α‑GeSe单晶二维材料的荧光特征谱一致。
[0057] 3、GeSe场效应晶体管(FET)的I‑V曲线测试。将制备得到的GeSe单晶薄膜制备成FET器件后，我们使用Keithley4200电学测试仪对器件的I‑V曲线进行了测试。图7a和7b是器件的原理示意图和光学显微图。图7c是器件在不同背栅栅压下的源漏电流‑源漏电压(Ids‑Vds)曲线图。当栅极电压Vg＜0时，源漏电流Ids只有在源漏电压Vds＞0时，才随着Vds的增大而快速增大，而当Vds＜0时，Ids随着Vds的增大而变化很小，此时沟道中的导电载流子以空穴为主。当栅极电压Vg＞0时，源漏电流Ids只有在源漏电压Vds＜0时，才随着Vds的增大而快速增大，而当Vds＞0时，Ids随着Vds的增大而变化很小，此时沟道中的导电载流子以电子为主。这表明，制备得到的GeSe材料是一种典型的双极导电材料。图7d是器件在不同源漏电压下的源漏电流‑栅极电压(Ids‑Vg)曲线图。Ids随着Vg的增大而降低，这是典型的p型半导体材料特征Ids‑Vg曲线。图7的测试结果表明，以本工作生长的GeSe薄膜制备出的FET器件，表现出了明显的双极导电特征和p型半导体材料特征，与文献报道的α‑GeSe单晶薄膜的材料导电特征相一致。
[0058] 综上，对本工作的测试分析表明，基于PVD技术，通过优化生长参数，我们成功制备出百微米‑数百微米尺度的α‑GeSe单晶薄膜材料。这一材料尺度远大于此前文献报道的α‑GeSe单晶薄膜材料的生长制备尺度。因此，本工作有助于将对α‑GeSe单晶薄膜的研究推向新的高度。
[0059] 本说明书中各个实施例采用递进的方式描述，每个实施例重点说明的都是与其他实施例的不同之处，各个实施例之间相同相似部分互相参见即可。对于实施例公开的装置而言，由于其与实施例公开的方法相对应，所以描述的比较简单，相关之处参见方法部分说明即可。
[0060] 对所公开的实施例的上述说明，使本领域专业技术人员能够实现或使用本发明。对这些实施例的多种修改对本领域的专业技术人员来说将是显而易见的，本文中所定义的一般原理可以在不脱离本发明的精神或范围的情况下，在其它实施例中实现。因此，本发明将不会被限制于本文所示的这些实施例，而是要符合与本文所公开的原理和新颖特点相一致的最宽的范围。