CN111005066A - 单晶异种二维材料的外延生长方法及层叠结构体 - Google Patents

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Abstract

公开单晶异种二维材料的外延生长方法及层叠结构体。该方法包括如下步骤：形成单晶h‑BN模板；在所述h‑BN模板上沉积异种前体，以形成多个核；以及使被沉积的多个核进行范德华外延生长，以形成异种结构层，其中，所述异种结构层为单晶。

Description

单晶异种二维材料的外延生长方法及层叠结构体
技术领域
本发明公开单晶异种二维材料的外延生长方法。
[关于国家支持研发的说明]
本研究是在韩国科学技术研究院的主管下并且在韩国科学技术信息通信部的支持下进行的，研究课题名称为“阐明大面积无缺陷三维超晶格(Superlattice)结构生长机制的研究”(课题固有编号：1711065783)。
背景技术
在二维材料中，h-BN薄膜作为热和化学稳定性极佳的物质，是由h-BN层的硼和氮原子交替构成的六边形结构。由于这种局部离子结构，使得h-BN导电性很低，接近绝缘体，并且层间相互作用增加，与石墨相比，具有硬度高的特点。
当h-BN薄膜作为利用固有绝缘特性的位于二维导电物质下侧的绝缘层形成层叠结构时，会有改善二维导电物质的电特性的结果。
如上所述，h-BN是具有可应用于多种用途的潜在性的材料，随着对二维材料的研究增加的趋势，作为理想的基板物质，预计其需求会逐渐、持续地扩大。
但是，为了制成以h-BN为绝缘层的二维导电物质构成的器件，需要将h-BN通过物理剥离方法或CVD生长并转移到器件基板上的转印过程，以及将二维导电物质转移到其上的转印过程。
该方法很难使二维导电物质与h-BN之间的晶面匹配，且很可能残留有在转印过程中产生的层间杂质，因此是导致器件性能下降的原因。
当利用h-BN模板在其上直接生长(Direct growth)二维导电性物质时，实现二维导电性物质在h-BN晶面上排列并生长的外延(epitaxial)生长，并由于完全没有层间杂质，因此是弥补现有二维器件缺点的解决办法。
但是，就利用h-BN模板来生长二维异种物质的技术而言，尚无关于使异种物质以单晶薄膜的形式外延生长的方法的研究。
发明内容
技术问题
本发明的实施例拟提供异种二维材料在大面积、单晶二维h-BN模板上外延生长的方法。
本发明的实施例拟提供在没有转印过程的情况下，将异种二维材料在h-BN模板上直接生长的方法。
本发明的实施例拟提供单晶异种二维材料的生长方法，该方法不受外界不必要的杂质及氧化的影响。
技术方案
在本发明的一实施例中，提供二维外延生长方法，其包括如下步骤：形成单晶h-BN模板；在所述h-BN模板上沉积异种(hetero)前体，以形成多个核(nuclei)；以及使被沉积的多个核进行范德华外延生长，以形成异种结构(Heterostructure)层，其中，所述异种结构层为单晶。
在示例性实施例中，所述被沉积的多个核沿着一个方向取向。
在示例性实施例中，所述异种前体包含甲烷(CH4)、乙烷(C2H6)、乙炔(C2H2)中的一种以上或金属氧化物(MO3)以及硫族元素(X)，所述M为Mo或W，所述X为S、Se或Te。
在示例性实施例中，所述沉积是通过选自有机金属化学气相沉积(MOCVD)、等离子体化学气相沉积(PECVD)以及原子层沉积(ALD)中的任意一种沉积法来实施的。
在一个示例性实施例中，所述生长方法是在形成单晶h-BN模板后，使异种结构层在所述h-BN模板上连续地直接生长。
在示例性实施例中，所述异种结构层包含石墨烯、过渡金属硫族化合物(MX2)中的任意一种；所述M可包括钼(Mo)或钨(W)，所述X可包括硫(S)、硒(Se)或碲(Te)。
在示例性实施例中，所述形成异种结构层的步骤可以包括在600℃至1200℃的温度下进行热处理。
在示例性实施例中，所述形成单晶h-BN模板的步骤可以包括：在第一基材上层叠第二基材的步骤；将被层叠的基材加热到第二基材的熔融温度以上的步骤；以及在第二基材上形成单晶h-BN模板的步骤。
在示例性实施例中，所述第一基材的熔融温度可以高于所述第二基材的熔融温度。
在示例性实施例中，所述第一基材可以是选自锆(Zr)、铬(Cr)、钒(V)、铑(Rh)、钼(Mo)、钽(Ta)以及钨(W)中的一种以上金属或它们的合金，所述第二基材可以是选自金(Au)、铜(Cu)、铁(Fe)、锰(Mn)、镍(Ni)、钴(Co)、钯(Pd)、钛(Ti)以及铂(Pt)中的一种以上金属或它们的合金。
在本发明的一实施例中，提供一种层叠结构体，所述层叠结构体包括单晶h-BN模板和异种结构层，所述单晶h-BN模板及异种结构层是通过范德华力(Van der Waalsforce)堆叠而成，所述异种结构层为单晶。
在示例性实施例中，所述堆叠可以是AA’-堆叠。
在示例性实施例中，所述异种结构层可以包括石墨烯、过渡金属硫族化合物(MX2)中的任意一种，所述M可包括钼(Mo)或钨(W)，所述X可包括硫(S)、硒(Se)或碲(Te)。
在示例性实施例中，所述层叠结构体可以应用于晶体管、气体/水分阻隔膜或半导体器件。
发明效果
根据本发明的一实施例的二维外延生长方法，能够在单晶的h-BN模板上形成异种结构层，以形成单晶的异种结构层，因此，h-BN模板将在表面生长的二维材料诱导为外延生长，从而能够答复提高电气特性。
根据本发明的一实施例的二维外延生长方法，使用h-BN模板作为绝缘层，无需额外的转印过程就可以使异种二维材料在h-BN模板上直接生长。由此，能够不受外界不必要的杂质和氧化的影响。
根据本发明的一实施例的层叠结构体，能够使异种结构层在h-BN模板上具有AA’-堆叠结构，由此能够制备具有比厚度更大的侧面尺寸和/或面积的二维层叠结构体。
附图说明
图1示出本发明的一实施例涉及的二维异种物质的外延生长方法，并且示出在h-BN模板上形成石墨烯和异种结构层的方法。
图2示出本发明的一实施例涉及的二维异种物质的外延生长方法，并且示出在h-BN模板上形成TMDs和异种结构层的方法。
图3示出本发明的一实施例涉及的层叠结构体，其在h-BN模板上AA’-堆叠有石墨烯异种结构层。
图4示出对于通过本发明的一实施例涉及的生长方法在h-BN模板上形成的石墨烯核，以场发射扫描电子显微镜(FE-SEM)进行观察，并且沿着一个方向排列有石墨烯核的结果。
图5示出对于通过本发明的一实施例涉及的生长方法来延长在h-BN模板上生长时间并且以薄膜形式形成的石墨烯异种结构层的表面，以场发射扫描电子显微镜(FE-SEM)观察的结果。
图6是对于通过本发明的一实施例涉及的生长方法在h-BN模板上形成的WS2核，以场发射扫描电子显微镜(FE-SEM)和LEED观察的结果，显示为是为沿着一个方向排列的WS2晶体和大面积的单晶。
图7示出对于通过本发明的一实施例涉及的生长方法在h-BN模板上形成的WS2核，以低倍率的场发射扫描电子显微镜(FE-SEM)观察的结果。
图8示出对于通过本发明的一实施例涉及的生长方法在h-BN模板上形成的薄膜形态的WS2表面，以场发射扫描电子显微镜(FE-SEM)观察的结果。
图9示出对于通过本发明的一实施例涉及的生长方法在h-BN模板上形成的MoS2核，以低倍率的场发射扫描电子显微镜(FE-SEM)观察的结果。
图10示出本发明的一实施例涉及的h-BN和石墨烯异种结构层的拉曼光谱结果、单层的石墨烯和h-BN的拉曼信号图。
图11示出将根据本发明的一实施例制备的WS2在h-BN模板上生长前后，通过拉曼光谱法(Raman spectrospy)观察的结果。
图12示出将根据本发明的一实施例制备的MoS在h-BN模板上生长前后，通过拉曼光谱法(Raman spectrospy)观察的结果。
图13在根据本发明的一实施例制备的包括石墨烯异种结构层的层叠结构体中，通过键合结构和EELS分析来表示键合原子。
图14表示对于根据本发明的一实施例制备的h-BN和石墨烯异种结构体测量SAED的结果，h-BN和石墨烯的结晶方向几乎一致。
图15是对于实施例2中的单晶h-BN和石墨烯异种结构层的层叠形态通过HR-TEM观察的结果(左)，以及对于h-BN与石墨烯之间的实际旋转角度以理论概略图示出的结果(右)。
图16将单晶h-BN和多晶h-BN的生长过程比较示出。
图17示出在相对于载体气体(氩气+氢气)的硼吖嗪浓度下h-BN的晶粒尺寸和每单位面积的核的密度。
图18a和18b示出相邻的h-BN晶粒之间相互作用以进行自排列的自对准现象的概略图。
图19是将B-B键及N-N键的内聚能与B-N键的内聚能(cohesive energy)比较示出的图。
图20示出在第二步骤生长时间下单层h-BN薄膜。
图21示出在改变氩气与氢气的比率的情况下h-BN的形成。
图22示出在氢气气氛下的晶粒大小和每单位面积的核的密度。
图23示出在生长时间增加下h-BN的晶粒尺寸及排列程度。
图24概略地示出在第二基材上形成h-BN模板的步骤。
图25示出在生长时间的增加和第二步骤前体供应下h-BN的晶粒尺寸和排列，以及最终薄膜的形成。
图26示出在生长时间增加下晶粒尺寸以及单层h-BN薄膜的覆盖。
图27示出将SC-hBN、PC-hBN转印在铜箔上并进行氧化测试的前后。
图28a和图28b示出将SC-hBN、PC-hBN转印在铜箔上并进行氧化测试的结果的光学图像，以及相同部分的XPS映射图像。
图29a和图29b示出本发明的一实施例涉及的用于测量水分透过度的样品的概略图和照片。
图30示出本发明的一实施例涉及的水分透过度测量结果。
具体实施方式
以下，将更详细地说明本发明的实施例。
本文所公开的本发明的实施例仅仅是为了说明目的而示出的，本发明的实施例可以以多种形式实施，并且不能被解释为仅限于本文所描述的实施例。
本发明可以进行多种变更，并且可以具有多种形式。实施例并非要将本发明限定为特定的公开形式，而是应当理解为包括本发明的思想和技术范围内的所有变更、等同物和替代物。
以下，参照图1和图2中所示的二维外延生长方法，详细说明本发明涉及的各个步骤。
在本发明的一实施例中，提供二维外延生长方法，其包括如下步骤：形成单晶h-BN模板；在所述h-BN模板上沉积异种(hetero)前体，以形成多个核(nuclei)；以及使被沉积的多个核进行范德华外延生长，以形成异种结构层，其中，所述异种结构层为单晶。
形成单晶h-BN模板的步骤
在一实施例中，二维外延生长方法可包括形成单晶h-BN模板的步骤。
在一实施例中，所述形成单晶h-BN模板的步骤可包括如下步骤：在第一基材上层叠第二基材；将被层叠的基材加热到第二基材的熔融温度以上；以及在第二基材上形成单晶h-BN模板。
在一实施例中，可用作所述第一基材和第二基材的金属可以是选自锆(Zr)、铬(Cr)、钒(V)、铑(Rh)、钼(Mo)、钽(Ta)、钨(W)、金(Au)、铜(Cu)、铁(Fe)、锰(Mn)、镍(Ni)、钴(Co)、钯(Pd)、钛(Ti)以及铂(Pt)中的一种以上的金属或它们的合金。
优选地，在所述第一基材和所述第二基材的选择上，所述第一基材的熔融温度高于所述第二基材的熔融温度的金属的组合均可使用。
更优选地，所述第一基材的熔融温度在1800℃以上，而第二基材的熔融温度可在1000℃至1800℃范围内。
在一实施例中，所述第一基材可以是选自锆(Zr)、铬(Cr)、钒(V)、铑(Rh)、钼(Mo)、钽(Ta)以及钨(W)中的一种以上金属或它们的合金，所述第二基材可以是选自金(Au)、铜(Cu)、铁(Fe)、锰(Mn)、镍(Ni)、钴(Co)、钯(Pd)、钛(Ti)以及铂(Pt)中的一种以上金属或它们的合金。
在一实施例中，所述第一基材的熔融温度可以高于所述第二基材的熔融温度。
下表1记载了可用作第一基材的金属的种类和该金属的熔融温度，表2记载了可用作第二基材的金属的种类和该金属的熔融温度。
表1
第一基材 Zr Cr V Rh Mo Ta W
熔融温度(℃) 1854 1860 1900 1965 2620 2980 3400
表2
第二基材 Au Cu Fe Mn Ni Co Pd Ti Pt
熔融温度(℃) 1063 1084 1150 1244 1453 1495 1555 1670 1770
在一实施例中，作为第二基材，用于制造h-BN的金属催化剂的金(Au)在加热到该熔融温度1063℃以上时熔融，其形状将改变为使表面张力最小化的球状。
在一实施例中，在第一基材上层叠第二基材的步骤可以为，在作为所述第一基材的由选自锆(Zr)、铬(Cr)、钒(V)、铑(Rh)、钼(Mo)、钽(Ta)、以及钨(W)中的一种以上金属或合金形成的片材上，层叠作为第二基材的由选自金(Au)、铜(Cu)、铁(Fe)、锰(Mn)、镍(Ni)、钴(Co)、钯(Pd)、钛(Ti)以及铂(Pt)中的一种以上金属或合金形成的片材的步骤。
在一实施例中，将被层叠的基材加热到第二基材的熔融温度以上的步骤可以是，将被层叠的基材加热到以作为所述第二基材的选自金(Au)、铜(Cu)、铁(Fe)、锰(Mn)、镍(Ni)、钴(Co)、钯(Pd)、钛(Ti)以及铂(Pt)中的一种以上金属或合金的熔融温度加热的步骤。其中，当第二基材加热到熔融温度以上时，其形状从板状的片材形状变为球状，在相当于支撑体的第一基材上层叠加热时，其形状不会改变为球状，而是保持板状的形状，同时其相(phase)会从固态变成液态。
即，本发明的一实施例中所使用的催化剂金(Au)具有在熔点以上处于液态而不能保持形状的局限性，而作为第一基材的钨基板可以起到将其稳定支撑的作用，由此能够使大面积单晶单层的h-BN在液态的第二基材表面生长，并且重现性优良地以原子厚度的均匀的模板形状制备。
另外，液态的第二基材表面由于高的表面张力，易于吸附氮源及硼源。特别是，在液态的第二基材表面，例如，在液态的金表面，B原子和N原子的溶解度(solubility)可以分别为～0.5和～0atomic％，因此，B原子及N原子比起体相扩散(bulk diffusion)更容易发生表面扩散。另一方面，表面原子的扩散程度可能会影响所形成的晶粒的形态。例如，在液态的第二基片上形成的h-BN晶粒可以是圆形或六边形。
在一实施例中，在第二基材上形成单晶h-BN模板的步骤可以是，在所述第一基材上，第二基材在所述第二基材的熔融温度以上的温度下，其形态为片材形状，从而在液态的第二基材上由气态的氮源和硼源通过化学气相沉积法在第二基材上形成h-BN薄膜的步骤。
在一实施例中，在所述第二基材上形成h-BN模板的步骤可以包括如下步骤：通过以规定的流量供应氮源及硼源，在所述第二基材上形成h-BN核，并成长为h-BN晶粒；使h-BN晶粒自对准；以及将相邻的h-BN晶粒合并，以形成h-BN模板。图24概略地示出在第二基材上形成h-BN模板的步骤，图16以比较方式示出单晶h-BN和多晶h-BN的生长过程。
首先，可通过以规定的流量供应氮源及硼源，在第二基材上形成h-BN核，并生长为h-BN晶粒。
在一实施例中，所述h-BN晶粒可以是15微米以下直径的尺寸，所述尺寸可能会因气氛(如H2)或氮源及硼源(如硼吖嗪)的供应条件等而有所不同。
例如，如果氮源和硼源是硼吖嗪，则相对于惰性气体及氢气的总体积，可在0.05-0.15体积％范围内供应所述硼吖嗪浓度，优选为0.08-0.12体积％范围内。在小于0.05体积％的硼吖嗪浓度下，h-BN晶粒直径过大，可能导致单晶膜形成困难；在大于0.15体积％的硼吖嗪浓度下，每单位面积的核的密度增加，可形成小尺寸的h-BN晶粒。图17示出在作为氮源及硼源的硼吖嗪浓度下的晶粒大小和每单位面积的核的密度。
在一实施例中，所述气态的氮源及硼源可以以规定的流量供应，并可在惰性气氛或还原性气氛下供应。所述惰性气氛可以使用如氩气、氦气等惰性气体来形成，所述还原性气氛可以使用氢气来形成。例如，所述惰性气氛(惰性气体)或还原性气氛(氢气)可以作为载体气体发挥作用。
在一实施例中，所述气态的氮源和硼源可在使用惰性气体(例如氩气)和氢气形成的气氛下供应。具体而言，所述惰性气体和氢气可以按特定的体积比例供应，从而形成气氛。例如，可以按500:1-200、500:10-200、500:20-100、500:30-100、500:40-100、700:1-200或1000:1-20的体积比例来形成气氛。当惰性气体与氢体积比小于500:1时，h-BN晶粒尺寸小，并且每单位面积的核(nuclei)的密度可能过高，而当惰性气体与氢体积比大于500:200时，h-BN晶粒的形成可能困难。图21示出了在改变氩气与氢气体积比的情况下h-BN的形成。
例如，相对于惰性气体和氢气的总体积，可以在5-30体积％范围内供应氢气气氛，优选为5-15体积％。当氢气气氛供应不足5体积％时，每单位面积的核(nuclei)的密度可能过高，而当大于30体积％时，晶粒可能难以形成。图22图示了氢气气氛下的晶粒大小和每单位面积的核的密度。
这里，只要所述氮源是能够以气态提供氮源，就不作特别限定，可以包括选自NH3、N2等中的一种以上。另外，只要所述硼源是能够以气态提供硼元素，就不作特别限定，可包括选自BH3、BF3、BCl3、B2H6、(CH3)3B，(CH3CH2)3B、硼吖嗪系化合物等中的一种以上。
另外，只要所述氮源和硼源能够以气态提供即可，而无需原料本身为气态，也可以在外部容器中气化并使用固态的含氮和含硼物质，作为储存于这种外部容器中的固态的氮源和硼源，可以使用氨-硼烷(NH3-BH3)化合物。
在一实施例中，作为用于制备h-BN模板的h-BN前体的氮源以及硼源，可以使用硼吖嗪(H3B3N3H3)。其中，硼吖嗪是一种不饱和氮化硼，每个分子含三个氮原子和三个硼原子，具有类似h-BN的六方晶系结构，熔点为-58℃，沸点为55℃。因此，硼吖嗪在常温下以液体状态存在，所以优选利用冷却器将温度保持在零下10℃，使蒸气压保持恒定，不受温度的影响。在零下温度下，硼吖嗪不易发生汽化，因此可将管子连接到液态硼吖嗪内部加氢，从而将稀释后的硼吖嗪以气态供应，并且用作h-BN模板制备用前体，则与其他固态的前体相比更加易于调节流量，并且具有不产生固体杂质的优点。
在一实施例中，当作为氮源和硼源使用硼吖嗪时，所述硼吖嗪的浓度可以决定h-BN晶粒的大小。例如，硼吖嗪浓度越增加，hBN晶粒中每单位面积的核的密度就越有可能增加，并形成更小尺寸的h-BN晶粒。但是，如果h-BN晶粒尺寸过小，则形成的h-BN可能包含很多缺陷。
在一实施例中，在第二基材上形成的h-BN核可在10-90分钟内生长为h-BN晶粒，优选在30-60分钟内生长。当生长小于10分钟时，可能导致晶粒形成不充分，而当生长大于90分钟时，可能导致随时间的生长程度不大。如图23和25所示，从生长时间60分钟以后开始，晶粒数量增幅不大。
然后，所形成的h-BN晶粒可以自对准。
在一实施例中，所述h-BN晶粒在其周围可以具有特定的原子配置结构，例如，B原子和N原子的配置结构。例如，所述h-BN晶粒可在其周围具有Z字形或扶手椅(armchair)配置，例如，可以具有B-Z字形(Bzz)，N-Z字形(Nzz)，BN-扶手椅(BNac)或NB-扶手椅(NBac)原子配置。在这里，B-Z字形(Bzz)和N-Z字形(Nzz)指最外壳的原子分别为B和N的配置，BN-扶手椅(BNac)和NB-扶手椅(NBac)指原子配置顺序分别为…B-N-B-B-N-B…和…N-B-N-B-N-B-N…的Z字形配置，在图18a中具体示出。
在一实施例中，所述h-BN晶粒自对准的步骤可以是通过相邻的h-BN晶粒之间的相互作用而进行自排列。具体地说，可以是通过h-BN晶粒周围的N-Z字形(Nzz)与相邻的h-BN晶粒周围的B-Z字形(Bzz)相互作用而进行自排列。另外，例如，可以是通过h-BN晶粒周围的BN-扶手椅(BNac)与相邻的h-BN晶粒外围的NB-扶手椅(NBac)相互作用而进行自排列，在图18b中具体示出。当NB-扶手椅(NBac)与NB-扶手椅(NBac)之间，或BN-扶手椅(BNac)与BN-扶手椅(BNac)之间相遇时，可能会因为额外的B和N自由基(Radical)源供应而诱导键合。
在一实施例中，在h-BN晶粒自对准的步骤中，由于相邻h-BN晶粒之间的相互作用，各自的h-BN晶粒可以以60°以下的角度旋转。由于在第二基材的熔融温度下，例如，在1000℃至1 800℃的温度下，B-N键的内聚能(cohesive energy)远远大于B-B键和N-N键的内聚能，在图19中具体示出这种旋转。在生长温度(约1100℃)下，B-B和N-N键因高能而不能保持键合，而只能保持B-N键合。
然后，可以将相邻的h-BN晶粒合并以形成h-BN模板。特别是通过将这种第二基材上形成的h-BN核生长为h-BN晶粒的第一步骤生长以及将相邻的h-BN晶粒合并以形成h-BN模板的第二步骤生长，可制备优质的单晶h-BN薄膜。
在一实施例中，在将相邻的h-BN晶粒合并以形成h-BN模板的步骤中，可以增加氮源及硼源的供给量。
在一实施例中，所述h-BN晶粒可进一步生长10-60分钟以与相邻晶粒合并。当生长小于10分钟时，可能导致晶粒间不能充分合并，而当生长大于60分钟时，可能导致进一步的合并不完整。在图20中，示出了第二步骤生长时间下的单层h-BN薄膜，由于表面媒介生长(surface-mediatedgrowth)占支配地位，因此即使增加生长时间，也可以确认其生长为单层的h-BN薄膜。此外，图26可以确认在大于60分钟的生长时间内达到大约100％的覆盖。
在一实施例中，由于所述氮源和硼源，在呈液态而没有晶粒的平整的第二基材表面，形成单层的h-BN晶粒，在液态的第二基材表面上自由移动，并进行再排列。在随后的缓慢冷却步骤，随着第二基材表面的凝固而形成的巨大晶粒，所形成的h-BN进行排列，并由于该晶粒的大小具有数毫米的直径且表面非常光滑，成为最佳的h-BN生长条件，在这些生长条件下，h-BN可以以单层生长。
在一实施例中，所述冷却步骤可以以-100.0℃/分至-0.1℃/分的冷却速度进行，例如可以以-10.0℃/分至-0.1℃/分、-5.0到-0.1℃/分或者-2.0℃/分至-0.1℃/分的冷却速度进行。当以大于-0.1℃/分的冷却速度进行时，可能会导致完整的SC-hBN生长困难，而以-100.0℃/分度以下的速度进行时，可能会由于快速冷却而导致hBN的撕裂或折叠。
另一方面，第二基材的表面在与熔融状态相接的缓慢冷却步骤中，由于其表面非常光滑，不仅可以省去以往技术等表面的研磨工序等，而且可以制备高质量的h-BN单层薄膜。
在一实施例中，所述单晶h-BN模板形成步骤可以进一步包括在h-BN模板上形成第三基材的第三基材形成步骤，具体进一步包括：在形成h-BN模板步骤以后，在h-BN模板上形成第三基材的第三基材形成步骤。
在一实施例中，在所述h-BN薄膜形成步骤以后，在h-BN薄膜上形成第三基材的第三基材形成步骤可以是，在所形成的h-BN模板上形成第三基材的步骤。其中，所形成的第三基材可以是选自高分子、胶粘胶带、热剥离胶带以及光刻胶中的至少一种，所述高分子可以选自聚对苯二甲酸乙二醇酯(PET)、聚乙烯砜(PES)、聚萘二甲酸乙二醇酯(PEN)、聚碳酸酯(PC)、聚甲基丙烯酸甲酯(PMMA)、聚酰亚胺(PI)、乙烯乙酸乙烯酯(EVA)、聚对苯二甲酸丙二酯(PPT)、聚萘二甲酸乙二醇酯(PETG)、聚对苯二甲酸环己撑二亚甲基酯(PCTG)、改性三乙酰纤维素(TAC)、环烯烃聚合物(COP)、环烯烃共聚物(COC)、双环戊二烯聚合物(DCPD)、环戊二烯聚合物(CPD)、聚芳酯(PAR)、聚醚酰亚胺(PEI)、聚二甲基硅氧烷(PDMS)、硅树脂、氟树脂以及改性环氧树脂中。
另外，作为第三基材的高分子的形成方法，可以在将所述高分子与溶剂混合后，采用喷涂、浸涂以及旋涂等共知的高分子涂布方法，根据需要，也可以将单体与交联剂混合，在h-BN模板上涂布后，通过聚合及交联，在h-BN模板上形成高分子。此外，对于胶粘胶带、热剥离胶带，可将各自的胶带通过挤压形成第三基材。
在一实施例中，直到将所制备的h-BN模板从第一基材和第二基材的层叠体高效地分离的h-BN模板分离步骤或转印到第四基材的h-BN转印步骤，所述第三基材用于支撑h-BN，既可以在从第一和第二基材分离h-BN模板后，将第三基材用溶剂或热进行去除，从而将h-BN模板单独分离出来，也可以与在第四基材上转印h-BN的h-BN转印步骤同时去除或在h-BN转印步骤以后去除。
在一实施例中，所述第三基材可以是选自高分子、胶粘胶带、热剥离胶带以及光刻胶中的至少一种。
在一实施例中，可以进一步包括在所述第三基材形成以后，在水溶液中从第二基材分离h-BN模板的步骤。
在一实施例中，在所述第三基材形成步骤以后，在水溶液中从第二基材分离h-BN模板的h-BN模板分离步骤可以是，对形成有第三基材的层叠体在碱液气氛中施加负电压，对于碱液内的额外的相对金属施加正电压，从而以从第二基材表面产生的氢，与h-BN模板的界面进行分离的步骤。
例如，由于在第二基材与h-BN模板的界面上产生的氢气使h-BN模板发生分离，而不是通过外部物理力或其他手段进行分离，因此h-BN模板、第一基材、第二基材的层叠体在表面不发生损伤，并能高效分离。此外，可以将分离h-BN模板后剩余的第一基材和第二基材的层叠体片材洗涤以后，重复用于h-BN模板的制备。
在一实施例中，可以在h-BN模板上作为第三基材涂布高分子，在碱液气氛中对其施加负电压，并且对于相对金属施加正电压，以从金属产生的氢来分离h-BN。其中，可以将分离h-BN后剩下的金-钨层叠体片材洗涤以后，重复使用。
在一实施例中，所生长的h-BN模板的分离过程(Bubbling transfer工序)可以是：在洗涤干净的PET膜上放上h-BN/金/钨基材，为了仅对h-BN的顶部涂布作为第三基材的高分子，用苏格兰胶带贴在边缘附近。作为薄膜分离过程中使用的第三基材的高分子，将950PMMA A9与苯甲醚(anisole)以1:1的体积比混合使用。950PMMA A9是9～11wt％左右的PMMA溶于苯甲醚的产品，这样制备的高分子涂布液的浓度为4～6wt％左右。将高分子涂布液滴在h-BN模板上，以2500rpm的速度利用旋涂仪旋涂1分钟。旋涂结束后，在80℃烤箱中蒸发溶剂1小时左右，去除胶带部分。用于h-BN模板分离的水溶液采用500毫升0.25M浓度的氢氧化钠水溶液，以10V、1.8A的电压及电流条件，对于h-BN/金/钨基材施加负电压，对于相对金属(铂)施加正电压，以从金(Au)基材表面产生的氢分离h-BN模板。
在一实施例中，可以进一步包括在所述h-BN模板分离步骤以后，在第四基材上转印h-BN模板的步骤。
在一实施例中，在所述h-BN模板分离步骤以后，在第四基材上转印h-BN的步骤可以是，在被分离的h-BN模板的表面接触待转印的第四基材，从而转印h-BN的步骤。所述第四基材可以是碳网格、柔性基板、导电体、介电体或半导体材料中的任意一种，更优选地，柔性基板是聚对苯二甲酸乙二醇酯(PET)、聚乙烯砜(PES)、聚萘二甲酸乙二醇酯(PEN)、聚碳酸酯(PC)、聚甲基丙烯酸甲酯(PMMA)、聚酰亚胺(PI)中的任意一种，导电性材料为石墨烯，介电性材料为MoS2、BCN中的任意一种，半导体性材料为硅或硅晶片。此外，转印方法可以是通过干法工序、湿法工序或卷对卷工序进行的，但不限于此。
在一实施例中，所述第四基材可以是选自柔性基板、导电体、介电体以及半导体性材料中的任意一种。
在一实施例中，被剥落的PMMA/h-BN薄膜层叠体呈悬浮在氢氧化钠水溶液表面的状态，因此使用干净的PET或玻璃基板将PMMA/h-BN模板层叠体浮起来，移至蒸馏水中，反复洗涤3次左右，以去除氢氧化钠水溶液。在蒸馏水中洗涤的过程可分别进行20分钟，洗涤后用石蕊纸对蒸馏水的pH值进行比较，以确认无碱状态。将洗涤后的PMMA/h-BN模板层叠体转印到干净状态下的所需的第四基材的基板上，待转印的第四基材采用板状的SiO2/Si、Si、石英(Quartz)、PET、玻璃基板等，在PMMA/h-BN与基板粘附的状态下，将其置于80℃的烤箱中，将水分蒸发1小时左右，以使h-BN更好地粘附到第四基材的基板上。然后，将作为第三基材的PMMA第一次使用丙酮进行去除，并利用额外的热处理设备，在温度450℃、氩气700sccm、氢气300sccm、常压条件下，加热5小时左右，从而可以通过热分解将剩余h-BN模板中残留的PMMA完全去除。
在一实施例中，可以进一步包括在转印所述h-BN模板以后，去除第三基材的步骤。
在一实施例中，在转印所述h-BN模板以后，去除第三基材的步骤可以是利用溶剂或热对第三基材进行去除的步骤。如果第三基材是可溶于溶剂的材料，如高分子或光刻胶的材料，则可利用溶剂进行去除；如果是胶带，则可以使用物理方法去除；如果是热剥离胶带，则可以加热去除。
在一实施例中，所述h-BN模板可以是单晶，可以是数毫米大小，优选数毫米大小的单晶。
多个核的形成步骤
在一实施例中，二维外延生长方法可以包括在h-BN模板上沉积异种(hetero)前体以形成多个核(nuclei)的步骤。
这里，作为在所述h-BN模板二维材料中的热学和化学稳定性都非常出色的物质，h-BN层的硼和氮原子是交替构成的六边形结构。
在一实施例中，所述h-BM模板可以在由h-BN特有的硼和氮的离子键合结构所引起的范德华外延生长中，起着催化剂的作用。
在一实施例中，所述被沉积的多核可沿着一个方向取向。
具体而言，当被沉积的多个核沿着一个方向取向时，可能受到单晶h-BN模板的质量，如是否含有杂质等的影响。由此，所形成的异种结构层可以具有单晶结构。
在一实施例中，在h-BN模板中生长的二维异种物质被h-BN的晶面排列，单晶二维异种物质可以生长在单晶h-BN模板中。
在一实施例中，高温下生长的h-BN模板可发生由活性气体引起的蚀刻。使二维异种物质在h-BN模板中直接生长的方法，在不饱和h-BN模板的生长结束后，为了停止不饱和氮化硼的供应并防止h-BN模板的蚀刻，短时间内，在相同的温度、压力等反应条件下供应所述异种前体。
在一实施例中，所述异种前体包含甲烷(CH4)、乙烷(C2H6)、乙炔(C2H2)中的任意一种，或金属氧化物(MO3)和硫族元素(X)，所述M可以是Ti、V、Zr、Nb、Mo、Tc、Pd、Hf、Ta、W、Re或Pt，所述X可以是S、Se或Te。
在一实施例中，所述沉积可以通过选自有机金属化学气相沉积(MOCVD)、等离子体化学气相沉积(PECVD)和原子层沉积(ALD)中的任意一种沉积法来实施的。
异种结构层的形成步骤
在一实施例中，二维外延生长方法可以包括使被沉积的多个核进行范德华外延生长以形成异种结构层的步骤。
在一实施例中，所述生长方法可以是在单晶h-BN模板形成以后，连续地在所述h-BN模板上直接生长异种结构层。具体来说，高温下生长的h-BN模板可能发生由活性气体引起的蚀刻，所述直生长方法为在不饱和h-BN模板生长结束后，为了停止供应不饱和氮化硼并阻止h-BN模板的蚀刻，短时间内，连续地在相同的温度、压力等反应条件下供应所述异种前体。由此，可以不受外界不必要的杂质和氧化的影响。
在一实施例中，所述异种结构层可以是单晶。其中，单晶的异种结构层与多晶层相比，可以是电特性大幅上升。
在一实施例中，只要所述异种结构层的材料属于异种单晶二维材料，就可以不受限制地包含。例如，所述异种结构层包含石墨烯、过渡金属硫族化合物(MX2)中的任意一种；所述M包含钛(Ti)、钒(V)、锆(Zr)、铌(Nb)、钼(Mo)、锝(Tc)、钯(Pd)、铪(Hf)、钽(Ta)、钨(W)、铼(Re)或铂(Pt)，所述X可以包含硫(S)、硒(Se)或碲(Te)。
在一实施例中，所述异种结构层的形成步骤可以包括在600℃至1200℃的温度下进行热处理。
在一实施例中，在h-BN模板上形成的所述异种结构层可以通过范德华力(Van derWaals force)进行堆叠(Stacking)。例如，在所述h-BN模板上形成的石墨烯层可以进行AA’-堆叠。所述AA’-堆叠在图3中示出。
层叠结构体
在本发明的另一实施例中，提供层叠结构体，所述层叠结构体包括单晶h-BN模板和异种结构层，所述单晶h-BN模板及异种结构层是通过范德华力(Van der Waals force)堆叠而成的，所述异种结构层为单晶。
在一实施例中，所述异种结构层包含石墨烯、过渡金属硫族化合物(MX2)中的任意一种，所述M包含钼(Mo)或钨(W)，所述X可包含硫(S)、硒(Se)或碲(Te)。
在一实施例中，所述单晶h-BN模板可以作为绝缘层起作用，例如在制备基于物质的柔性半导体器件时，可用作绝缘层。因此，将所述单晶h-BN作为模板应用时，可以大幅减少不必要的转印过程，可以使h-BN模板在表面生长的二维材料诱导为外延生长，从而具有使电特性大幅上升的优点。
在一实施例中，所述层叠结构体可应用于晶体管、气体/水分阻隔膜、抗氧化膜或半导体元件。特别是，在所述应用中，所述单晶h-BN模板可以作为绝缘层发挥作用，从而大大减少了将形成的异种结构层转印到另一种基片上的不必要过程，可以使h-BN模板在表面生长的二维材料诱导为外延生长，从而具有使电特性大幅上升的优点。
气体/水分遮断膜
在本发明的一实施例中，提供了一种包括本发明的实施例涉及的层叠结构体的气体/水分阻隔膜。此外，提供了一种包括本发明的实施例涉及的单晶h-BN模板以及第四基材的气体/水分阻隔膜。所述气体/水分阻隔膜可将无缺陷、单晶的二维材料合成为层叠结构，具有优良的气体/水分阻隔特性。图29a和29b示出本发明的一实施例涉及的气体/水分阻隔膜的概略图和照片。
在一实施例中，所述第四基材可以是与前述的二维外延生长方法中的相同的材料，例如，所述第四基材可以是碳网格、柔性基板、导电体、介电体或半导体性材料中的任意一种，更优选地，柔性基板可以是聚对苯二甲酸乙二醇酯(PET)、聚乙烯砜(PES)、聚萘二甲酸乙二醇酯(PEN)、聚碳酸酯(PC)、聚甲基丙烯酸甲酯(PMMA)、聚酰亚胺(PI)中的任意一种，导电材料是石墨烯，介电材料可以是MoS2、BCN中的任意一种，半导体材料可以是硅或硅晶片。
在一实施例中，所述气体/水分阻断膜可以具有0.34-50nm的厚度。
图27示出将SC-hBN、PC-hBN转印在铜箔后，氧化测试前(左)和后(右)的SEM图像。在图27中，可以确认氧化测试后胶片的颜色变暗。另外，可以确认，被PC-hBN覆盖的Cu表面的部分区域，可以由于hBN晶粒的存在而承受氧化，但是通过诸如PC-hBN所具有的点缺陷等结构缺陷，O2或H2O气体容易渗透，并由此导致Cu氧化。
图28a和28b示出对SC-hBN的气体阻隔膜通过XPS映射进行定量分析的结果。在图28a中，为定量分析Cu氧化，对各样品进行了光学显微镜分析，并将对应的区域XPS映射到Cu2p芯能级谱中943eV附近的Cu2+卫星峰(satellite peak)(图28b)。结果表明，SC-hBN以低强度均匀地具有CuO峰值，而PC-hBN和Cu样品中CuO峰值记录明显。由此，可以确认包含SC-hBN的气体/水分阻隔膜作为优良的气体阻隔膜发挥作用。
实施例
以下，为了具体说明本发明，将以实施例进行说明。但是，本发明涉及的实施例可以以各种不同的形式变形，并且本发明的范围不应被解释为仅限于以下实施例。本发明的实施例是为了更完整地说明本发明而提供给本领域技术人员。
实施例1：单晶h-BN模板的制备
1-1、钨基板上金(Au)催化剂的形成
用于制备h-BN的催化剂金(Au)，在高于熔融温度1063℃的温度下熔融，变成使表面张力最小化的球状。为了使金保持片材形状，在作为第一基材的钨基板上放置作为第二基材的金(Au)基板，施加高于金的熔点(1064.18℃)的温度，形成金-钨片材。
作为第一基材的钨基板具有可进入CVD设备的石英管的尺寸，在本实验中采用了2cm x 3cm尺寸。作为第二基材的金(Au)基板需要在钨基板的全部面积上形成片材，所以采用了与钨基板相同的尺寸，或具有钨基板90％左右面积的基板。首先，作为第一基材的钨基板的表面处理过程为，用丙酮、异丙醇、乙醇等有机溶剂去除有机杂质，浸渍于镍蚀刻剂(含硝酸成分)溶液以去除小颗粒形态的无机杂质，用蒸馏水洗涤后，在低压条件下，利用CVD设备在温度1000℃下进行1小时的热处理。另外，作为第二基材的金(Au)基板的表面处理过程为，用丙酮、异丙醇、乙醇等有机溶剂去除有机杂质，浸渍于镍蚀刻剂(含硝酸成分)溶液中以去除小颗粒形态的无机杂质，用蒸馏水进行洗涤。由于金(Au)基板即使在空气中加热也不被氧化，可以有效地去除杂质，因此在空气中利用CVD设备在温度1000℃下进行1小时的热处理。
1-2、h-BN模板的制备
在形成的金-钨片材上，利用化学气相沉积法，制备六方晶系氮化硼模板(hexagonal boron nitride template：h-BN模板)。
h-BN的生长条件是在作为第一基材的钨基板上放置作为第二基材的金(Au)基板，在加热前将CVD腔室内部用干式泵历时大约1小时形成真空(1x 10-4Torr以下)，去除外部空气粒子及水分后，关闭泵阀，停止干式泵后，填充氩气，使其成为常压760Torr状态。在常压状态下，使氩气500sccm和氢气40sccm的流量流动，打开排气阀，使氩气及氢气流过。以后，从常温到1100℃，加热30分钟。当温度达到1100℃时，为了热稳定，在1100℃下保持30分钟。在1100℃温度下，金在钨基板上呈液态，在液态金表面分别保持硼吖嗪0.4sccm、氩气500sccm、氢气40sccm，同时合成h-BN薄膜。虽然h-BN薄膜在45分钟内以岛状排列，但无法形成薄膜，使硼吖嗪以0.6sccm流量流动15分钟，以制成h-BN模板。生长结束后，切断硼吖嗪的供应，将温度从1100℃冷却到常温。
实施例2：形成有石墨烯层的层叠结构体的制备
在实施例1的单晶h-BN模板生长后，利用直接生长方法在原位(in-situ)上生长石墨烯。为了去除残余不饱和氮化硼前体，将氩和氢分别以500sccm、40sccm的流量供给5分钟，在相同的氩气及氢气大气下，以1sccm的流量供给甲烷(99.9999％)10分钟，以促进范德华外延生长。使石墨烯在h-BN模板上生长后，设定加热炉(furnace)以-1℃/分的冷却速度冷却到室温。
实施例3：形成有WS2层的层叠结构体的制备
将实施例1中的单晶h-BN模板用作用于合成单晶单层WS2膜的生长基板。将溶解于乙酰丙酮(100ml)中的NA2WO4·2H2O(2g)配制成W前体。将准备好的W前体溶液滴在h-BN模板基板上，在2500rpm下旋涂1分钟。将准备好的基板设置在装有泡沫系统的加热炉内后，将在蒸馏水中以20％浓度溶解的(NH4)2S用作S前体。在室温下，加热炉将氩气和氢气分别以350sccm和30sccm的流量供应，以吹扫(purging)腔室内部，接着从室温到升温至900℃(～59℃/分)。通过以2sccm的流量供给S前体15分钟，使WS2薄膜生长。将氩气和氢气以相同的流量保持，生长完成后，将加热炉冷却至室温。
实施例4：形成有MoS2层的层叠结构体的制备
将实施例1中的单晶h-BN模板用作用于合成单晶单层MoS2膜的生长基板。将溶解于乙酰丙酮(100ml)中的NA2MoO4·2H2O(2g)配制成W前体24。将准备好的Mo前体溶液滴在h-BN模板基板上，在2500rpm下旋涂1分钟。将准备好的基板设置在配有泡沫系统的加热炉内，将在蒸馏水中以20％浓度溶解的(NH4)2S用作S前体物质。在室温下，加热炉将氩气以350sccm的流量供应，以吹扫腔室内部，接着从室温升温至850℃(～59℃/分)。通过将S前体以2个sccm流量供给10分钟，使MoS2薄膜生长。将氩气以相同的流量保持，生长完成后，将加热炉冷却到室温。
实验例1：层叠结构体的结构分析实验
1-1、场发射扫描电子显微镜(FE-SEM)分析
图4是对于在实施例2中制备的形成于h-BN模板上的石墨烯核通过场发射扫描电子显微镜(FE-SEM)观察的，通过图4可以确认在h-BN模板上沉积的石墨烯核沿着一个方向排列良好的结果。图5示出延长在实施例2中制备的h-BN模板上的生长时间以薄膜形式形成石墨烯异种结构层并对其表面通过场发射扫描电子显微镜(FE-SEM)观察的结果，由此可以确认石墨烯异种结构层具有单晶结构。
另外，图6是对于在实施例3中制备的形成于h-BN模板上的WS2核通过场发射扫描电子显微镜(FE-SEM)和LEED观察的结果，通过图6可以确认异种结构层是沿着一个方向排列的WS2晶体，并且是大面积的单晶。图7是以低倍率观察的结果，可以确认在h-BN模板上形成的多个核沿着一个方向均匀排列。图8是对于所形成的薄膜形态的WS2表面通过场发射电子显微镜(FE-SEM)观察的结果，由此可以确认WS2层具有单晶结构。
另外，图9是对于在实施例4中制备的形成于h-BN模板上的MoS2核通过低倍率的场发射扫描电子显微镜(FE-SEM)观察的结果，由此可以确认在h-BN模板上形成的多个核是沿着一个方向均匀排列的。
1-2、拉曼光谱分析
图10至12分别示出：实施例2中h-BN和石墨烯异种结构层的拉曼光谱结果、单层的石墨烯和h-BN的拉曼信号图；对于在实施例3中制备的WS2在h-BN模板上生长前后，通过拉曼光谱法(Raman spectroscopy)观察的结果；对于在实施例4中制备的MoS2在h-BN模板上生长前后，通过拉曼光谱法观察的结果。
由此，可以确认包括本发明涉及的单晶h-BN模板和异种结构层的层叠结构体具有单晶的优良品质。
1-3、EELS分析
图13在实施例2中所制备的包括石墨烯异种结构层的层叠结构体中，通过键合结构和EELS分析来表示键合原子。
由此可以确认本发明涉及的层叠结构体具有单晶的优良品质。
1-4、SAED分析
图14是对于实施例2中的h-BN和石墨烯异种结构体通过SAED测定的结果，由此表明h-BN模板与石墨烯的结晶方向几乎一致，因而可以形成单晶的石墨烯。
1-5、HR-TEM分析
图15是对于实施例2中的单晶h-BN和石墨烯异种结构层的层叠形态通过HR-TEM观察的结果(左)，以及对于h-BN与石墨烯之间的实际旋转角度以理论概略图示出的结果(右)。
比较例1：PET膜气体/水分阻隔膜
使用了应用于常规气体/水分阻隔膜的厚度0.1mm的PET膜。
比较例2：包含多晶h-BN模板的气体/水分阻隔膜
使多晶h-BN生长，以便与单晶h-BN相比较。将iNexus公司的金片材(gold sheet(99.99％+))洗涤后，用作h-BN的生长催化剂。
放入CVD腔室，在氩气500sccm、氢气40sccm的气氛中，将温度缓慢提高至1050℃，以1050℃左右温度保持一个小时。将硼吖嗪以0.4sccm的流量供给一个小时，以合成多晶h-BN膜。
实施例5：包含单晶h-BN模板的气体/水分阻隔膜
将实施例1的单晶h-BN模板转印到比较例1的PET上，以制备气体/水分阻隔膜。
实验例2：气体及水分阻隔特性分析实验
采用MOCON公司的aquatran model2测定了水蒸气透过率(Water vaportransmission rate；WVTR)。
测量结果示于图30中，包含单晶h-BN模板的气体/水分阻隔膜(实施例5)与PET单一膜(比较例1)和包含多晶h-BN模板的气体/水分阻隔膜(比较例2)相比，可以确认具有优良的气体及水分阻隔特性。
前述本发明的实施例不能被解释为限定了本发明的技术思想。本发明的保护范围仅由权利要求书内限定，本领域技术人员能够以多种形式改进和改变本发明的技术思想。因此，只要这种改进和改变对本领域技术人员来说是显而易见的，则这种改进和改变将属于本发明的保护范围。

Claims (25)

1.一种二维外延生长方法，其特征在于，包括如下步骤：
形成单晶h-BN模板；
在所述h-BN模板上沉积异种前体，以形成多个核；以及
使被沉积的多个核进行范德华外延生长，以形成异种结构层，
其中，所述异种结构层为单晶。
2.根据权利要求1所述的二维外延生长方法，其特征在于，
所述被沉积的多个核沿着一个方向取向。
3.根据权利要求1所述的二维外延生长方法，其特征在于，
所述异种前体包含甲烷(CH4)、乙烷(C2H6)、乙炔(C2H2)中的一种以上、金属氧化物(MO3)以及硫族元素(X)或硼吖嗪(H3B3N3H3)，
所述M为Mo或W，所述X为S、Se或Te。
4.根据权利要求1所述的二维外延生长方法，其特征在于，
所述沉积是通过选自有机金属化学气相沉积(MOCVD)、等离子体化学气相沉积(PECVD)以及原子层沉积(ALD)中的任意一种沉积法来实施的。
5.根据权利要求1所述的二维外延生长方法，其特征在于，
所述生长方法是在形成单晶h-BN模板后，使异种结构层在所述h-BN模板上连续地直接生长。
6.根据权利要求1所述的二维外延生长方法，其特征在于，
所述形成异种结构层的步骤包括在600℃至1200℃的温度下进行热处理的步骤。
7.根据权利要求1所述的二维外延生长方法，其特征在于，
所述形成单晶h-BN模板的步骤包括如下步骤：
在第一基材上层叠第二基材；
将被层叠的基材加热到第二基材的熔融温度以上；以及
在第二基材上形成单晶h-BN模板。
8.根据权利要求2所述的二维外延生长方法，其特征在于，
所述第一基材的熔融温度高于第二基材的熔融温度。
9.根据权利要求7所述的二维外延生长方法，其特征在于，
所述在第二基材上形成h-BN模板的步骤包括如下步骤：
通过以规定的流量供应氮源及硼源，在第二基材上形成h-BN核，并生长为h-BN晶粒；
使h-BN晶粒自对准；以及
将相邻的h-BN晶粒合并以形成h-BN模板。
10.根据权利要求9所述的二维外延生长方法，其特征在于，
所述形成单晶h-BN模板的步骤是在惰性气体和氢气气氛中实施的，相对于惰性气体和氢气的总体积，供给0.05-0.15体积％范围内的所述氮源及硼源。
11.根据权利要求9所述的二维外延生长方法，其特征在于，
所述形成单晶h-BN模板的步骤是在惰性气体和氢气气氛中实施的，相对于惰性气体和氢气的总体积，供给5-30体积％范围内的氢气气氛。
12.根据权利要求1所述的二维外延生长方法，其特征在于，
所述形成单晶h-BN模板的步骤是在惰性气体和氢气气氛中实施的，所述惰性气体与所述氢气的体积比为500:1～200。
13.根据权利要求9所述的二维外延生长方法，其特征在于，
在所述第二基材上形成的h-BN核在10-90分钟内生长为h-BN晶粒。
14.根据权利要求9所述的二维外延生长方法，其特征在于，
在所述形成h-BN模板的步骤中，进一步生长10-60分钟，以使h-BN晶粒与相邻的h-BN晶粒合并。
15.根据权利要求7所述的二维外延生长方法，其特征在于，
所述第一基材为选自锆(Zr)、铬(Cr)、钒(V)、铑(Rh)、钼(Mo)、钽(Ta)以及钨(W)中的一种以上金属或它们的合金，
所述第二基材为选自金(Au)、铜(Cu)、铁(Fe)、锰(Mn)、镍(Ni)、钴(Co)、钯(Pd)、钛(Ti)以及铂(Pt)中的一种以上金属或它们的合金。
16.根据权利要求7所述的二维外延生长方法，其特征在于，
所述形成h-BN模板的步骤进一步包括以-100.0℃/分至-0.1℃/分的冷却速度进行冷却的步骤。
17.一种层叠结构体，其特征在于，
所述层叠结构体包括单晶h-BN模板以及异种结构层，所述单晶h-BN模板与异种结构层是通过范德华力堆叠而成的，
所述异种结构层为单晶。
18.根据权利要求17所述的层叠结构体，其特征在于，
所述堆叠是AA’-堆叠。
19.根据权利要求17所述的层叠结构体，其特征在于，
所述异种结构层包含异种单晶二维材料。
20.根据权利要求17所述的层叠结构体，其特征在于，
所述异种结构层包括石墨烯、过渡金属硫族化合物(MX2)中的任意一种，
所述M包括钛(Ti)、钒(V)、锆(Zr)、铌(Nb)、钼(Mo)、锝(Tc)、钯(Pd)、铪(Hf)、钽(Ta)、钨(W)、铼(Re)或铂(Pt)，所述X包括硫(S)、硒(Se)或碲(Te)。
21.根据权利要求17所述的层叠结构体，其特征在于，
所述层叠结构体应用于晶体管、气体/水分阻隔膜、抗氧化膜或半导体器件。
22.一种气体/水分阻隔膜，其特征在于，
包括权利要求17所述的层叠结构体。
23.一种气体/水分阻隔膜，其特征在于，
包括单晶h-BN模板以及第四基材。
24.根据权利要求23所述的气体/水分阻隔膜，其特征在于，
所述第四基材为碳网格、柔性基板、导电体、介电体或半导体性材料中的任意一种。
25.根据权利要求22或23所述的气体/水分阻隔膜，其特征在于，
所述气体/水分阻隔膜具有0.34nm～50nm的厚度。
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