Onderzoek naar de voorbereiding en spectrale kenmerken van grafeen/TMD's heterostructuren

Resultaten en discussie

De optische microfoto en karakterisering van grafeen/WS₂ Hetero-structuur

De morfologie van heterostructuren kan worden onderscheiden door de hoge-resolutiemicroscoop van de Raman-spectrometer. Afbeelding 3a toont de optische microscoopbeelden van grafeen/WS₂ heterostructuur onder de verschillende locaties van SiO₂ /Si-substraat. Sinds de kleur van grafeenfilm is overgebracht naar SiO₂ /Si-substraat was niet veel anders, de grafeenfilm is relatief uniform en compleet. Het oppervlak van grafeen/SiO₂ /Si-substraat was schoon, behalve een kleine hoeveelheid deeltjes, wat wijst op de aanwezigheid van grafeenfilm van betere kwaliteit. Ondertussen is de nucleatiedichtheid van WS₂ werd maximaal wanneer de gasconcentratie voldoende is in het groei-experiment van WS₂ . En de WS₂ gekweekt op grafeen/SiO₂ /Si-substraat was de driehoekige structuurkorrel met het uniforme korreloppervlak en een zijlengte van ongeveer 120 m. De vorm van WS₂ was regelmatig en volledig, en de dikte was uniform, wat veel groter is dan de grootte van een mechanisch afpelmonster [34]. In Fig. 3b, aangezien de fluorescentie-intensiteit van WS₂ monster is zeer uniform verdeeld, de driehoekige monolaag WS₂ film heeft de hogere kwaliteit en lagere defecten. Uit figuur 3c, d, blijkt dat de morfologie van WS₂ filmmonster is driehoekig en de dikte van WS₂ film is 0,83 nm, wat duidt op de voorbereiding van monolaag WS₂ film. Daarnaast werd SEM ook gebruikt om de morfologie van WS₂ . te analyseren monsterfilm, en de morfologie was de regelmatige driehoekige met uniforme dikte, zoals weergegeven in figuur 3e. In Fig. 3f worden het dokelement, het zwavelelement en het koolstofelement weergegeven in het EDX-spectrum, wat laat zien dat grafeen/WS₂ materiaal met heterostructuur is succesvol overgedragen en voorbereid.

een Optische microfoto, b afbeelding in kaart brengen, c AFM-afbeelding, d hoogte profielafbeelding, e FE-SEM afbeelding en f EDX-spectrum van grafeen/WS₂ hetero-structuren op SiO₂ /Si-substraat

De moleculaire trillings- en rotatie-informatie van materiaal kan worden verkregen door Raman-spectroscopie, de vingerafdruktrillingsspectra voor het identificeren van de materiaalstructuur. Het laagnummer en de kristalkwaliteit van WS₂ monster kan effectief worden beoordeeld aan de hand van de karakteristieke piekpositie en het golfgetalverschil van Raman-spectra. Afbeelding 4a toont de Raman-spectra van WS₂ sample op verschillende posities, de E ¹ _2g en A_1g karakteristieke pieken bevonden zich op 350,4 cm ⁻¹ en 416,1 cm ⁻¹ , respectievelijk. Wanneer de bulk-WS₂ wijzigingen in monolaag materiaal, E ¹ _2g en A_1g karakteristieke pieken verschijnen respectievelijk blauw verschoven en rood verschoven. Daarom kan het laagnummer worden beoordeeld aan de hand van het verschil in golfgetal tussen twee karakteristieke pieken, en het verschil in golfgetal was 65,7 cm ⁻¹ , dus de driehoekige WS₂ korrels waren monolaag materiaal. In figuur 4b bevond de sterkste luminescentiepiek zich op 626 nm en de corresponderende bandgap was 1,98 eV, wat consistent is met de bandbreedte van de bandgap van monolaag WS₂ . Zoals we allemaal weten, is de PL-intensiteit van 2D-materiaal gerelateerd aan de kristalkwaliteit en het laagnummer. Het 2D-materiaal heeft het minste defect- en laagnummer en de lichtintensiteit is hoger, wat aangeeft dat de kristalkwaliteit beter is [35]. De karakterisering van het variabele vermogen kan worden uitgevoerd op het nW-niveau om te voorkomen dat de laserstraling het monster beschadigt. Door te kijken naar Fig. 4c kan worden gevonden dat de piekpositie van E ¹ _2g vlakke vibratiemodus blijft in principe ongewijzigd met toename van het excitatievermogen en de A_1g trillingsmodus tussen de vlakken beweegt naar de richting van het korte golfgetal. Dit komt omdat de A_1g trillingsmodus heeft de grote relatie met elektronenconcentratie, en de toename van de elektronenconcentratie zou leiden tot de hervorming van de bandafstand. Zoals weergegeven in Fig. 4d, is de PL-spectra-intensiteit van WS₂ neemt toe met het laservermogen, en er bestaat het fluorescentie-uitdovingsfenomeen, dat te wijten is aan de hervorming van de bandafstand en de tussenlaaginteractie van heterostructuren. Tegelijkertijd kan ook worden vastgesteld dat de lokale temperatuur van het materiaal bijna niet veranderde met toename van het laservermogen. Dit komt omdat WS₂ is het atomaire nanomateriaal op laagniveau.

Spectrale karakterisering van WS₂ . een Raman-spectra op verschillende posities, b PL-spectra op verschillende posities, c power Raman spectra en d vermogen PL-spectra

De karakterisering van het laagnummer en de kwaliteitsinformatie van grafeenmateriaal kan worden verkregen door Raman-spectroscopie. In figuur 5a hebben de Raman-diffractiespectra van grafeen op verschillende posities de drie belangrijkste karakteristieke pieken, D-piek, G-piek en 2D-piek, die zich respectievelijk op 1330 cm ⁻¹ bevonden. , 1583 cm ⁻¹ en 2674 cm ⁻¹ . De D-piek is gerelateerd aan de wanorde van de grafeenroosterstructuur, en de positie van de D-piek was blauw verschoven wanneer grafeenmateriaal meer roosterdefecten heeft, wat de defecten en het onzuiverheidsgehalte van kristal kan weerspiegelen. De 2D-piek is de twee-phonon tweede-orde resonantie Raman-piek, die de koolstofatomenrangschikking van grafeenmateriaal kan aangeven. Bovendien wordt de G-piek veroorzaakt door de E_2g modus van het eerste centrum van de Brillouin-zone, neemt de piekhoogte bijna lineair toe met het aantal lagen grafeen, en de G-piekintensiteit is tot op zekere hoogte gerelateerd aan de dotering van grafeen. De relatieve verhouding van 2D-piek en G-piek kan worden gebruikt om het aantal lagen van grafeen ruwweg te bepalen, en de verhouding van D-piek tot G-piek zou afnemen wanneer de defectdichtheid wordt verhoogd. De zwakke D-piek verschijnt in de Raman-spectra van grafeen wanneer de groei van MoS₂ (of WS₂ ) materiaal werd voltooid, wat aangeeft dat het grafeendomein nog steeds de hoge kwaliteit behoudt. De 2D-piekintensiteit van het blootgestelde grafeengebied verzwakte, wat wordt beïnvloed door het groeiproces bij hoge temperatuur. De volledige breedte bij halve maxima (FWHM) van grafeen 2D-piek neemt geleidelijk toe met toename van het aantal lagen, en de piekpositie van 2D-piek is blauw verschoven, wat mogelijk verband houdt met de energiebandrelatie van grafeenmateriaal. De structuur van de elektronische energieband splitst zich naarmate het aantal lagen toeneemt, en er zou een verscheidenheid aan fononresonantieverstrooiingsprocessen optreden. De excitonpiek zou worden geëxciteerd door meer energie te absorberen, wat zou leiden tot de blauwe verschuiving van de 2D-piekpositie. De piekintensiteit van G-piek op punt C en E is aanzienlijk hoger dan die van 2D-piek. De ik _2D /Ik _G verhouding neemt af met toename van de dikte, en het overgebrachte grafeen in dit experiment was niet erg uniform, wat binnen het toegestane bereik ligt. Figuur 5b toont de power Raman-spectra van monolaag grafeen. De G- en 2D-piekintensiteit van grafeen neemt geleidelijk toe met toename van het laservermogen en de temperatuur, en er is in principe geen verandering van de piekpositie en FWHM. De G-piek en 2D-piek bevonden zich respectievelijk op 1581 cm ⁻¹ en 2672 cm ⁻¹ , en de intensiteit van twee karakteristieke pieken verschilt sterk. Vanwege de interactieverandering tussen grafeen en onderliggende SiO₂ , de karakteristieke piekverhouding van I _2D /Ik _G wordt afgenomen. Ondertussen waren er geen D-defectpieken van Raman-spectra, wat aangeeft dat het geselecteerde grafeengebied een hoge kwaliteit heeft en dat de koolstofatomen zeer geordend zijn.

Spectrale karakterisering van grafeen. een Raman-spectra op verschillende posities en b kracht Raman-spectra

Raman-spectroscopie werd gebruikt om het grafeen/WS₂ . te karakteriseren en te analyseren materiaal met heterostructuur, en er waren twee spectra van 300 cm ⁻¹ ≤ ω ≤ 500 cm ⁻¹ en 1400 cm ⁻¹ ≤ ω ≤ 3000 cm ⁻¹ , die werden aangepast door de Lorentz-functie. Er waren de E ¹ _2g en A_1g modi karakteristieke pieken van WS₂ in het bereik van 300 cm ⁻¹ ≤ ω ≤ 500 cm ⁻¹ . De E ¹ _2g fonon-modus is de verplaatsing in het vlak van zwavel- en wolfraamatomen, terwijl de A_1g fonon-modus is de verplaatsing buiten het vlak van zwavelatomen, de bovenstaande fonon-moduslocaties en -intervallen variëren met het aantal lagen. De G- en 2D-pieken van grafeen verschijnen in het spectragebied van 1400 cm ⁻¹ ≤ ω ≤ 3000 cm ⁻¹ , en het laagnummer en de kristalkwaliteitsinformatie van grafeen kan worden verkregen op basis van de intensiteitsverhouding en de piekpositie van karakteristieke pieken.

Het frequentieverschil van twee verschillende Davydov-splitsingspieken kan de interactiegrootte van vdWs-heterostructuren weerspiegelen. Daarom hangt de intra-laag vibrerende fonon-modusfrequentie van meerlagig 2D-materiaal ook af van de tussenlaagkoppeling en het aantal lagen. Afbeelding 6a toont de Raman-spectra-testkarakterisering van grafeen/WS₂ heterostructuur op verschillende punten onder de 532 nm laser. Het blijkt dat de intensiteit van E ¹ _2g karakteristieke piek was hoger dan die van A_1g karakteristieke piekintensiteit, en de E ¹ _2g en A_1g karakteristieke pieken bevonden zich op 349,3 cm ⁻¹ en 417,1 cm ⁻¹ , respectievelijk. De Raman-spectra 2D- en G-pieken van grafeen/WS₂ hetero-structuur waren respectievelijk 1591,5 cm ⁻¹ en 2680.9 cm ⁻¹ , en de piekpositie van 2D- en G-pieken stijgt in vergelijking met puur grafeen, wat mogelijk verband houdt met de effectieve tussenlaagkoppeling van WS₂ nano-sheets en het spanningseffect dat wordt gegenereerd door de verwarming op hoge temperatuur tijdens CVD-groei. De Raman-spectra van grafeen/WS₂ heterostructuurmateriaal is slechts de som van de afzonderlijke gescheiden WS₂ en grafeenspectra, die de vorming van vdWs heterojunctie-interface kunnen bevestigen. De intensiteit van de PL-spectra is gerelateerd aan de kristalkwaliteit en het laagnummer. Raman-spectroscopie richt zich op de invloed van heterostructuren op de trillingsmodi, en de elektronische bandstructuur van TMD's heterostructuren-materiaal kan voornamelijk worden verkregen door PL-spectra. Afbeelding 6b toont de PL-spectra van grafeen/WS₂ heterostructuur op verschillende punten. De sterkste luminescentiepiek bevond zich op 624 nm en de bijbehorende bandgap was 1,99 eV, wat consistent is met de bandbreedte van de bandgap van monolaag WS₂ . Het grafeen/WS₂ hetero-structuurmateriaal op verschillende posities heeft de verschillende intensiteit en vorm van PL-spectra, en de kristalkwaliteit is niet erg goed. Daarom moeten de bereidingsprocessen van heterostructuur verder worden verbeterd. De PL-spectra-intensiteit van grafeen/WS₂ heterostructuur is zwakker dan die van WS₂ . Dit komt omdat de koppeling tussen de lagen van grafeen/WS₂ heterostructuur verandert de excitonfluorescentie van het heterostructuren-gebied, wat zou leiden tot de scheiding van elektron-gatparen en de vermindering van fluorescentie. Ondertussen verschuift de piekpositie wanneer de grafeen/WS₂ hetero-structuur wordt gevormd, en de overdracht van lading kan de verschuiving van het Fermi-oppervlak veroorzaken, waardoor de vrije excitonen kunnen veranderen in de geladen excitonen. Afbeelding 6c toont de Raman-krachtspectra van grafeen/WS₂ hetero-structuur. De in-plane phonon-modus E ¹ _2g karakteristieke piek en de out-of-plane fonon-modus A_1g karakteristieke piek waren respectievelijk 356 cm ⁻¹ en 418 cm ⁻¹ , waarbij de bovenstaande karakteristieke piek wordt verhoogd met toename van het laservermogen. De piekpositie en vorm van karakteristieke piek waren uniform binnen eenkristal en de elektronische kenmerken van WS₂ op grafeen/SiO₂ /Si-substraat waren uniform. De dikte van WS₂ blad kan worden bepaald volgens het frequentieverschil tussen A_1g en E ¹ _2g karakteristieke pieken, en de gemiddelde afstand was 62 ± 0,2 cm ⁻¹ , wat consistent is met de dikte van monolaag WS₂ . Vergeleken met de piekposities van intrinsiek grafeen, zijn de G-piek- en 2D-piekposities van grafeen/WS₂ hetero-structuur van 1578,7 cm ⁻¹ en 2685,8 cm ⁻¹ wijzigen in 1582,2 cm ⁻¹ en 2689,5 cm ⁻¹ , respectievelijk. Bovendien wordt de intensiteit van de G-piek sterker dan die van de 2D-piek met toename van het laservermogen en afname van de I _2D /Ik _G verhouding, die wordt veroorzaakt door de interactieverandering tussen grafeen en SiO₂ /Si-substraat [36, 37]. Door te kijken naar Fig. 6d kan worden gevonden dat de PL-intensiteit van grafeen/WS₂ hetero-structuur wordt verhoogd met toename van het laservermogen, de FWHM van PL-spectra neemt ook toe, en de vorm van PL-spectra is veranderd. De reden is dat de testtemperatuur rond hetero-structuur wordt verhoogd, en er is ook de sterke koppeling tussen de lagen op het grensvlak van grafeen/WS₂ heterojunctie.

Spectrale karakterisering van grafeen/WS₂ hetero-structuur. een Raman-spectra op verschillende posities; b PL-spectra op verschillende posities; c macht Raman-spectra; en d vermogen PL-spectra

De Raman-spectra van grafeen/WS₂ hetero-structuur waren significant verschillend van die van het blootgestelde grafeengebied, zoals getoond in Fig. 7a. Ten eerste stijgt de spectrale achtergrond wanneer het golfgetal toeneemt, en de achtergrond komt van de PL-spectra van WS₂ , wat de aanwezigheid van grafeen/WS₂ . bevestigt hetero-structuur. Vervolgens WS₂ materiaal kan de 2D karakteristieke piekintensiteit van grafeen onderdrukken. Ten slotte, zowel G-piek als 2D-piek van grafeen/WS₂ hetero-structure shift upward compared with the spectra of bare graphene material. Due to the interlayer coupling between graphene and WS₂ , the 2D peak would also shift up, and the mechanical strain also has the impact on the Raman shift of graphene. The enhancement factor (EF) is the ratio of the maximum peak intensity of graphene/WS₂ hetero-structure divided by the maximum peak intensity of graphene. The maximum peak intensity of G peak increases from 460 to 830, and the maximum peak intensity of 2D peak increases from 340 to 1460, and the corresponding EF were 1.8 and 4.3, respectively. The D peak signal is significantly enhanced when the graphene/TMDs hetero-structures is formed. Therefore, the I _D /Ik _G ratio of monolayer graphene is weaker than that of graphene/WS₂ hetero-structure. This is because the extrusion of WS₂ on graphene has the effect on the structure of graphene, which would result in the appearance of a small number of defects. In Fig. 7b, the PL intensity of graphene/WS₂ hetero-structure is higher than that of bare graphene, which may be related to the effective interlayer coupling and the strain effect. Meanwhile, the maximum intensity of PL spectra is increased from 270 to 1410, and the corresponding EF is 5.23. The intensity enhancement of characteristic peak can be attributed to the coupling of graphene/WS₂ hetero-structure.

een Raman spectra and b PL spectra characteristics comparison of graphene before and after WS₂ growth

Raman spectroscopy can be used to evaluate the crystal quality and film thickness of 2D materials. The Raman spectra comparison of WS₂ and graphene/WS₂ hetero-structure is shown in Fig. 8a. Compared to the Raman spectra of WS₂ , the A_1g mode characteristic peak position of graphene/WS₂ hetero-structure was blue-shifted, and the intensity of E ¹ _2g mode and A_1g mode characteristic peaks was higher than those of WS₂ , and the graphene/WS₂ hetero-structure film has the excellent crystallinity. The reason is that the coupling between layers can be enhanced when the two materials are stacked to form the hetero-structure, which would generate the interlayer interaction forces. The maximum E ¹ _2g and A_lg characteristic peak intensity increases from 3400 and 1100 to 6500 and 2950, respectively. And the enhancement factors (EF) are 1.9 and 2.7, respectively. In addition, monolayer WS₂ and multilayer WS₂ are the direct band gap semiconductor and indirect semiconductor materials, respectively. Therefore, the PL spectroscopy can be used to identify the layer number of WS₂ steekproef. In Fig. 8b, the above two materials show that the strongest PL emission was around 626 nm, and that the band gap was approximately at 1.98 eV, which is consistent with band gap of the mechanically peeled monolayer WS₂ . The PL intensity of graphene/WS₂ hetero-structure was stronger than that of monolayer WS₂ . The reasons are the following:First, the work function between graphene and WS₂ does not match. Second, the internal field was formed. Third, the photoelectrons from WS₂ can transfer to graphene. Forth, the WS₂ material retains holes. The maximum intensity of strongest peak increases from 7450 to 19,320, and the EF of PL spectra are 2.6. The increase in peak intensity is due to the coupling between graphene and WS₂ materials.

een Raman spectra and b PL spectra characteristics comparison between WS₂ and graphene/WS₂ hetero-structure

Optical Micrograph and Characterization of Graphene/MoS₂ Hetero-structure

The optical microscope pictures of graphene/MoS₂ hetero-structure on SiO₂ /Si substrate are shown in Fig. 9a. We found that the color of the graphene transferred to SiO₂ /Si substrate was not much different from the original one. The surface was relatively clean except for a few particles in some areas. These results indicate that the graphene film is uniformly and completely formed. De MoS₂ thin film covers graphene/SiO₂ /Si substrate, which can be connected into the continuous graphene thin film across the grain boundaries. The prepared graphene/MoS₂ hetero-structure was continuous and intact, and the sample surface was relatively clean, which has the good surface uniformity. The local fluorescence intensity distribution is not uniform when there are many defects. Figure 9b shows the in-plane fluorescence intensity distribution of triangular monolayer MoS₂ film. The crystal lattice of sample has the fewer defects. In Fig. 9c, d, the surface condition of the material is observed by AFM, and the height difference between the edge of the material and the graphene/SiO₂ /Si substrate is measured to judge the material thickness, the thickness of monolayer MoS₂ material is about 0.81 nm. It can be found by the SEM test result that the morphology of MoS₂ film sample is the triangular flake, as shown in Fig. 9e. It can be found by observing Fig. 9f that the molybdenum, sulfur and carbon elements are uniformly distributed in the EDX spectrum, which indicates that the graphene/MoS₂ hetero-structure has been successfully prepared.

een Optical micrograph, b mapping image, c AFM image, d height profile image, e FE-SEM image and f EDX spectrum of graphene/MoS₂ hetero-structure on SiO₂ /Si substrate

The interlayer interaction weakens with decrease in the film thickness. The A_1g mode characteristic peak is red-shifted, whereas the characteristic peak of E ¹ _2g mode is blue-shifted. As a result, the frequency distance between A_1g and E ¹ _2g vibration modes becomes smaller, which can be used to identify the thickness of 2D materials. Figure 10a shows the Raman spectra of MoS₂ at different positions. The characteristic peaks of E ¹ _2g mode and A_1g mode were at 381.2 cm ⁻¹ and 400.5 cm ⁻¹ , respectievelijk. And the peak spacing was 19.3 cm ⁻¹ , which indicates the presence of monolayer MoS₂ . Due to the Van der Waals force between the layers, the frequencies of two vibration modes moving in the same or opposite directions between adjacent atoms in the layers are slightly different. The PL spectra are used to obtain the light emission characteristics of MoS₂ film, as shown in Fig. 10b. As we all know, the luminous intensity of monolayer MoS₂ was much greater than that of multilayer, and the electronic band structure changed from indirect band gap to direct band gap when the layer number of MoS₂ material changed from multilayer to single layer. Therefore, there was only the strong emission peak of monolayer MoS₂ . In addition, the strongest PL peak was at 678.5 nm, and the corresponding direct band gap was 1.83 eV, which is close to the band gap value of mechanically peeling MoS₂ film. It can be found by observing Fig. 10c that the characteristic peak intensity of Raman spectra is increased with increase in the laser power and that the peak positions of E ¹ _2g en A_1g mode characteristic peak were blue-shifted. This is because the Raman peak line would have a certain frequency shift with increase in the temperature and laser power. Figure 10d shows the power PL spectra of MoS₂ , the luminous intensity increasing accordingly with increase in the laser power, and the strongest PL peak position was blue-shifted.

Spectral characteristics characterization of MoS₂ . een Raman spectra at different positions, b PL spectra at different positions, c power Raman spectra and d power PL spectra

A high-frequency layer vibrating phonon mode of monolayer 2D material would split into the N corresponding high-frequency modes in an N-layer 2D material, which would lead to the Davydov splitting. Figure 11a shows the Raman spectra of graphene/MoS₂ hetero-structure, and there were the G, 2D peaks of graphene and the E ¹ _2g en A_1g pieken van MoS₂ , which indicates the formation of layered graphene/MoS₂ hetero-structure material. The E ¹ _2g en A_1g Raman characteristic peaks of MoS₂ were located at 375.5 cm ⁻¹ and 394.4 cm ⁻¹ , respectievelijk. And the peak spacing was 18.9 cm ⁻¹ . Compared with intrinsic graphene, the G peak and 2D peak positions of graphene/MoS₂ hetero-structure shift to large wavenumbers, and G peak and 2D peak move from 1581 and 2672 cm ⁻¹ to 1587 and 2674 cm ⁻¹ , respectievelijk. In addition, the intensity of G peak is stronger than that of 2D peak. The rise of the 2D and G peaks position is related to the effective interlayer coupling and the strain effect. Compared with the Raman spectra of MoS₂ material, the spectra of graphene/MoS₂ hetero-structure material are significantly shifted due to the enhancement of interlayer atomic interaction, and the peak intensity can also be significantly enhanced. It can be found from Fig. 11b that the graphene/MoS₂ hetero-structure has two absorption peaks at 621 nm and 683 nm and that the corresponding band gaps were 1.99 eV and 1.82 eV according to the conversion relationship between wavelength and electron volt. The luminous intensity of graphene/MoS₂ hetero-structure was lower than that of intrinsic MoS₂ . The reasons of these phenomena are that the graphene material has the weakening effect on the fluorescence of MoS₂ material and that the electronic energy band and electronic distribution can be changed due to the interlayer coupling, which can greatly change the PL and Raman spectra.

Spectral characteristics of graphene/MoS₂ hetero-structure. een Raman spectra at different positions, b PL spectra at different positions, c power Raman spectra and d power PL spectra

Figure 11c shows the power Raman spectra of graphene/MoS₂ hetero-structure, the Raman peaks intensity of G, 2D, E ¹ _2g , and A_1g increasing with increase in the laser power. The peak position difference between E ¹ _2g en A_1g is gradually enhanced with increase in the layer number of MoS₂ materiaal. The characteristic peak positions of E ¹ _2g en A_1g were 377.2 cm ⁻¹ and 396.7 cm ⁻¹ , respectievelijk. And the peak position difference was 19.5 cm ⁻¹ , which can be judged that MoS₂ material is the monolayer. Meanwhile, the G and 2D peaks of graphene were red-shifted and blue-shifted, respectively. This is because graphene material is doped with MoS₂ . It can be found by observing Fig. 11d that there were two PL peaks of graphene/MoS₂ hetero-structure. These PL peak corresponding to the compound transition of A and B excitons, wherein the light emission corresponding to the direct band gap exciton recombination was 1.84 eV, whereas the peak corresponding to the indirect band gap exciton recombination was at 2.0 eV. The luminous intensity of strongest peak is increased with increase in the laser power, and the peak position of the strongest PL spectra is red-shifted. This is due to the p -type conductivity of the graphene and the change of band structure when graphene and MoS₂ materials were stacked. In addition, the arrangement of energy bands at the interface allows the electrons from electron-rich MoS₂ to transfer to p -type graphene material.