S型异质结MoSi2N4/GeC电子及光学特性的第一性原理研究*

赵娜娜 王佳敏 袁志浩 崔真 任聪聪

1) (西安理工大学材料科学与工程学院,西安 710048)

2) (复合材料及其产品智能制造技术国际联合研究中心,西安 710048)

3) (西安理工大学理学院,西安 710054)

4) (西安理工大学自动化与信息工程学院,西安 710048)

1 引言

传统燃料的大量使用导致环境问题越发严峻,开发无污染的可再生能源刻不容缓.光催化水分解技术利用光能将水分解为氧气和氢燃料,是改善环境污染和解决能源短缺问题的一种有效途径.近年来,随着实验技术的不断升级,研究学者们成功制备了越来越多的光催化材料,并在光催化领域发挥着举足轻重的作用.常见的光催化材料有TiO2[1],ZnO[2],CeO2[3]和MoSi2N4[4,5]等,其中,MoSi2N4光催化材料因其具有良好的稳定性和高载流子迁移率在半导体纳米器件中拥有广泛的应用前景.Hong[6,7]等通过化学气相沉积法合成了一种新型二维MoSi2N4纳米材料,其电子和空穴迁移率分别为270 和1200 cm2/(V⋅s).然而,单一的MoSi2N4难以在碱性环境下满足光催化水分解的要求且对可见光吸收较差.为了解决以上问题,改善其光催化性能和光吸收特性,研究人员采用多种方法对其进行修饰,例如添加缺陷[8]、掺杂[9,10]、控制纳米结构或构建异质结[11−13]等,以提高光生载流子的迁移率和对可见光的吸收能力.其中,构建异质结能有效分离电子-空穴对并耦合各组分的优势[14,15].特别是,范德瓦耳斯异质结(van der Waals,vdWs)能将不同二维层状材料通过范德瓦耳斯搭建在一起,所得材料可超越原始单层材料在电子特性、光催化和光吸收等方面的性能,在光电器件[16,17]和光催化[18]等领域发挥着重要作用.

目前,通过构建二维MoSi2N4基异质结的方式正逐渐成为光催化领域的研究热点.Fang 等[19]将MoSi2N4与单层蓝磷组合形成异质结,其电子特性对堆垛模式不敏感.但施加强电场后,异质结从半导体转变成金属,施加双轴应变后能带结构从Ⅱ型转换为I 型.Liu 等[20]构建出MoSi2N4/Cs3Bi2I9vdWs 异质结,当层间距离大于平衡距离时,其带隙几乎不变,表明层间相互作用太弱并未影响电子性能,且其在可见光和紫外区表现出较强的光吸收能力.尽管关于MoSi2N4基异质结的相关研究已取得一定进展,但对于提高其光催化性能仍是研究学者聚焦的热点话题.近年来,S 型异质结由于具有较高的光生载流子迁移效率在光催化材料领域引起广泛关注.S 型异质结能在强氧化还原能力下实现光生载流子在空间上的分离,从而显著提高异质结光催化效率.罗铖等[21]构建的g-C3N4/BiOCl异质结光生载流子的转移机制为S 型异质结机理.BiOCl 导带(conduction band,CB)的光生电子与g-C3N4价带(valence band,VB)的光生空穴复合,而g-C3N4上CB 处的电子与BiOCl 上VB 处的空穴得以保留,从而有效实现了光生载流子的分离.梅子慧等[22]构建出的ZnIn2S4/TiO2S 型异质结在光激发下,光生载流子以非辐射跃迁的方式发生能量转移,从而相对于单一ZnIn2S4和TiO2S 材料而言,其光催化制氢性能得到明显提高.

基于上述S 型异质结的研究,本文拟构建MoSi2N4基S型异质结.其中,GeC是一种具有2—3 eV 直接带隙的潜在光电和光伏材料[23,24],其物理特性可与石墨烯相媲美,且在应变条件下可实现直接带隙与间接带隙的转变.此外,GeC 具有优异的电催化性能[24],单层g-GeC 可用作锂氧电池和燃料电池中的阴极催化剂[25].由于GeC 和MoSi2N4单层材料都具有六元环蜂窝状结构,这对于将二者耦合形成MoSi2N4/GeC vdWs S 型异质结,以研究其电子及光学特性给予了一定启发,从而有望改善单一材料的光催化性能.就目前对于MoSi2N4基异质结的研究而言,MoSi2N4/GeC vdWs S 型异质结的研究鲜有报道,进一步探究其在光催化水分解领域的性能显得尤为重要.

本文以二维材料MoSi2N4/GeC vdWs 异质结为研究对象,利用基于密度泛函理论的第一性原理计算方法研究该异质结的电子及光学特性.首先,通过计算其能带结构、静电势、平均平面电荷密度研究其电子特性.其次,通过研究光生载流子转移机制、光吸收以及光催化水分解性能以明晰其光学特性.最后,探究施加不同双轴应变和垂直电场下MoSi2N4/GeC vdWs 异质结能带结构和光吸收性能的变化规律,从而为制备新型且高效的MoSi2N4基异质结光催化材料和提高MoSi2N4二维材料在光催化领域的应用前景提供理论指导.

2 计算方法

采用基于密度泛函理论(density functional theory,DFT)的第一性原理计算方法,所有计算均在维也纳从头计算模拟程序包[26](Viennaabinitiosimulation package,VASP)中实现.用投影缀加波(projector augmented wave,PAW)[27]来描述电子与离子之间的相互作用;利用基于广义梯度近似泛函(generalized gradient approximation,GGA)和Perdew Burke Ernzerhof (PBE)泛函[28]来描述电子间的交换相关势.平面波截止能选为500 eV,布里渊区的K点采用9×9×1 的Monkhorst-Pack 型网络均匀划分.能量收敛参数设为10−5eV,原子力收敛设为10−2eV.在本文所有模型构建过程中,X与Y方向设为二维平面内的方向,二维平面的法向设为Z方向.由于第一性原理计算方法使用周期性边界条件,因此在Z方向上设置了20 Å的真空层,以避免层与层之间的相互作用对计算结果的影响.

3 结果与讨论

3.1 MoSi2N4/GeC vdWs 异质结的结构和电子特性

MoSi2N4和GeC 单层的俯视图和侧视图如图1 所示,从俯视图可以看出,二者均由六元环蜂窝状结构构成.如图1(a)所示,MoSi2N4单层是由Mo,Si 和N 三种原子相连组成的七原子层,可将其视为Si—N 层、Mo—N 层、Si—N 层依次堆叠所组成的“三明治”结构.如图1(b)所示,GeC 单层中Ge 原子以共价键形式与相邻的3 个C 原子相连.结构优化后,计算参数在表1 列出.MoSi2N4和GeC 单层的晶格常数分别为a=2.910 Å和3.265 Å,Ge—C,Mo—N 和两种不同Si—N 的键长分别为1.883,2.096,1.747 和1.755 Å,与同行的研究结果相吻合[18,20,29].各单层材料的能带结构如图2 所示,结果表明MoSi2N4和GeC 的带隙值分别为1.8 和2.07 eV,与同行的计算结果吻合较好[30−32].其 中,MoSi2N4为间接带隙半导体,从图2(a)可以看出,其导带底(conduction band minimum,CBM)和价带顶(valence band maximum,VBM)分别处于布里渊区的不同位置,VBM 对应高对称点Γ,CBM 对应高对称点K.GeC 为直接带隙半导体,从图2(b)可以看出其CBM 和VBM都对应高对称点K.

图1 MoSi2N4 和GeC 单层的俯视图和侧视图(a) MoSi2N4;(b) GeCFig.1.Top and side views of MoSi2N4 and GeC monolayer: (a) MoSi2N4;(b) GeC.

图2 各单层材料的能带结构 (a) MoSi2N4;(b) GeCFig.2.Band structure of each monolayer material: (a) MoSi2N4;(b) GeC.

为了获得MoSi2N4和GeC 单层之间的最佳晶格失配率,对二者分别采用2×2×1 和1 的超胞模型来建立MoSi2N4/GeC vdWs 异质结.MoSi2N4和GeC 的晶格常数分别为5.821 和5.655 Å,晶格失配率仅为3%.如图3(a)所示,将GeC 层放置在MoSi2N4层上建立MoSi2N4/GeC vdWs 异质结,构建的MoSi2N4/GeC vdWs 异质结单元包括34 个原子: 4 个Mo 原子、8 个Si 原子,16 个N 原子,3 个Ge 原子和3 个C 原子.为了获得最佳堆垛方式,构建了S1—S6六种不同的异质结堆垛模型.其中,S1模型如图3(a)所示,上层的Ge—C 键对应下层的Mo 原子.通过将S1模型中GeC 层进行右上方平移得到模型S2,使得上层的Ge 原子对应下层Si 原子.再将S2模型中GeC层进行左上方平移得到模型S3,使得上层的C 原子对应下层的Mo 原子.S5和S6模型分别为在S4模型基础上通过左右平移GeC 层而得到.结合图3(d)—(f)可以看出,S4模型中的GeC 层水平向左平移后得到S5模型,下层的Mo 原子由对应上层的Ge 原子转变为对应Ge—C 键.S4模型中的GeC 层水平向右平移后得到S6模型,上层的Ge原子对应下层的Si—N 键.值得一提的是,虽然S5模型与S1模型中上层的Ge—C 键都对应下层的Mo 原子,但二者不同之处在于下层Si—N 键对应上层结构中不同的位置.为了检验6 种不同堆垛方式的MoSi2N4/GeC vdWs 异质结模型的稳定性,进一步计算出了各个异质结模型的形成能:

图3 不同堆垛方式的MoSi2N4/GeC vdWs 异质结模型Fig.3.MoSi2N4/GeC vdWs heterostructure model with different stacking methods.

式中,Eform表示形成能,EMoSi2N4/GeC,EMoSi2N4,EGeC分别为MoSi2N4/GeC vdWs 异质结、MoSi2N4和GeC超胞的总能量.S1—S6异质结模型的形成能分别为−479.59,−479.60,−479.76,−480.87,−478.90和−480.82 meV.其中,S4模型的形成能最低,其结构最稳定.为了方便计算,因此后续所有的电子及光学特性计算均采用稳定性最高的S4异质结模型.

从图4 可以看出,对MoSi2N4和GeC 采用超胞模型构建MoSi2N4/GeC vdWs 异质结后,MoSi2N4的CBM 处在K点,而由于能带反折叠现象,GeC的VBM 变成了Γ点.计算出的异质结带隙值1.25 eV,为间隙带隙半导体.如图4(b)和图4(c)所示,为了进一步明析CBM 和VBM 的变化机理,计算了异质结的局域电荷密度.CBM 处的电子云集中在MoSi2N4层,VBM 处的电子云集中在GeC层,表明CBM 是由MoSi2N4贡献,而VBM 是由GeC 贡献,这是典型的Ⅱ型能带结构.Ⅱ型异质结能促进光生载流子在空间的有效分离,在光催化水分解领域中表现出极大的优势[33].

图4 MoSi2N4/GeC vdWs 异质结的电子特性 (a) 能带结构;(b) CBM 的局域电荷密度;(c) VBM 的局域电荷密度Fig.4.Electronic properties of MoSi2N4/GeC vdWs heterostructure: (a) Band structure;(b) local charge density of CBM;(b) local charge density of VBM.

为进一步描述电荷转移机制以及MoSi2N4与GeC 之间的层间相互作用,计算MoSi2N4/GeC vdWs 异质结沿Z轴方向的静电势和平均平面电荷密度.静电势如图5(a)所示,MoSi2N4因其结构对称性,使得静电势也呈现出左右对称.MoSi2N4层的电势低于GeC 层,两层之间形成了12.03 eV的电势差,电子更容易从GeC 层流向MoSi2N4层.相对地,MoSi2N4和GeC 的功函数分别为5.20 和4.63 eV.由于GeC 的功函数小于MoSi2N4,GeC层比MoSi2N4层更容易失去电子,因此当堆垛形成异质结后,电子更容易从GeC 层运动到MoSi2N4层,空穴则留在GeC 层,从而导致GeC 带正电,MoSi2N4带负电.因此,在异质结界面处产生一个从GeC 层指向MoSi2N4层的内建电场.

图5 MoSi2N4/GeC vdWs 异质结沿Z 方向的电子特性 (a) 静电势图(蓝色虚线表示费米能级);(b) 平均平面电荷密度图(插图是差分电荷密度图,红色和黄色分别代表电荷的积累和消耗)Fig.5.Electronic properties of MoSi2N4/GeC vdWs heterostructure along Z direction: (a) Electrostatic potential diagram (Blue dotted line indicates Fermi energy level);(b) average plane charge density diagram (Inset is a differential charge density plot with red and yellow representing charge accumulation and consumption,respectively).

平均平面电荷密度如图5(b)所示,当MoSi2N4和GeC 相互接触形成异质结时,它们之间的功函数差异将导致异质结界面的电荷重新进行分布.如图5 插图所示,形成平均平面电荷密度图中红色区域的电荷积累区和黄色区域的电荷消耗区.从图5 可以看出,电荷积累主要集中MoSi2N4一侧,而电荷消耗主要集中在GeC 一侧,这表明GeC 是电子供体,而MoSi2N4是电子受体,这与上述能带结构及静电势分析结果一致.此外,为了定量描述电荷的转移数量,对MoSi2N4/GeC vdWs 异质结界面进行Bader 电荷[34]分析.计算表明有0.03 |e|的电子从GeC 层转移至MoSi2N4层.需强调的是,MoSi2N4/GeC vdWs 异质结界面中存在的内建电场能显著提高载流子迁移率和载流子寿命,并且可有效防止光生电子/空穴(e−/h+)重组[35].因此,结合对异质结的能带结构、功函数、静电势和平均平面电荷密度的综合分析,可知MoSi2N4/GeC vdWs异质结电荷转移的机理符合S 型异质结[36−38]机理.

3.2 MoSi2N4/GeC vdWs 异质结的光学特性

S 型MoSi2N4/GeC vdWs 异质结光生载流子的转移机制,如图6 所示.当可见光照射后,MoSi2N4和GeC 层的电子受到光激发从VB 跃迁到CB.内建电场的存在会促进GeC 层VB 上的空穴和MoSi2N4层CB 上的电子产生复合.最终,导致GeC 层CB 处留下更高还原电位的电子,MoSi2N4层VB 处留下更高氧化电位的空穴,从而相较于Ⅱ型异质结显著提高了氧化还原反应电位,同时使得MoSi2N4层作为电解水的阳极发生氧化反应,而GeC 层作为电解水的阴极发生还原反应.S 型异质结实现在强氧化还原能力下的电子和空穴在空间上分离的同时,能促使弱还原能力的电子和弱氧化能力的空穴重新组合,保留了还原能力较强的电子和氧化能力较强的空穴分别参与还原反应和氧化反应[39,40].避免了传统II 型异质结中因达到电子和空穴的分离而牺牲强氧化还原电位的影响.因此,S 型MoSi2N4/GeC vdWs 异质结有利于光催化反应的发生,这一发现将为研究人员制备出更高效的光催化材料提供有力支撑.

光与物质相互作用的研究是深入分析半导体光学性质的重要手段[41,42],因此进一步研究了MoSi2N4,GeC 和MoSi2N4/GeC vdWs 异 质结的光吸收性能.由于GeC 的带隙较宽,导致其对可见光的吸收率较低.MoSi2N4的带隙值小于GeC,故MoSi2N4的光吸收性能强于GeC.图7(a)可见光区域表明,在紫外光范围内,MoSi2N4和GeC 分别在波长143.89 和119.11 nm 处的吸收峰为1.025×10−6cm−1和0.741×10−6cm−1.形成MoSi2N4/GeC vdWs 异质结后,光吸收谱整体出现轻微红移,并且在266—390 nm 紫外区的吸收强度较两种单层材料得到提高,可以进一步通过增大异质结材料的光捕获面积或缩小载流子的扩散距离等来增强其对可见光的吸收.

图7 MoSi2N4,GeC 和S 型MoSi2N4/GeC vdWs 异质结的光学特性 (a) 光吸收图谱;(b)在不同pH 环境下的氧化还原电位Fig.7.Photocatalytic performance of MoSi2N4,GeC and MoSi2N4/GeC vdWs heterostructure: (a) Optical absorption spectra;(b) redox potential under different pH environments.

为了研究S 型MoSi2N4/GeC vdWs 异质结在不同酸碱度环境下的光催化能力,分别计算了MoSi2N4,GeC 和S 型MoSi2N4/GeC vdWs 异质结在不同pH 下的氧化还原电位,结果如图7(b)所示.从图7 可以看出,MoSi2N4的氧化还原电位均低于GeC.当pH=0,7 和14 时,水的氧化电位分别为−5.56,−5.18 和−4.73 eV,水的还原电位分别为−4.44,−4.03 和−3.62 eV.为了满足光催化水分解的要求,光催化剂的CBM 电位应高于标准氢电位,VBM 电位应低于标准氧电位[43].MoSi2N4和GeC 的CBM 电位分别为−3.62 和−2.78 eV,VBM 电位分别为−5.41 和−4.85 eV.当pH=7 时,MoSi2N4的CBM 和VBM 分别处于H+/H2和O2/H2O 的上方和下方,表明其可以满足室温条件下pH=7 的光催化水分解要求.当pH=14 时,GeC的CBM 和VBM 跨越氧化还原电位,可以在部分碱性范围的环境下工作.而MoSi2N4/GeC vdWs 异质结由于S 型构型的特殊性,其氧化还原电位被抬高,使得其实际发生氧化和还原反应的位置分别为MoSi2N4的VBM 处和GeC 的CBM 处,MoSi2N4的VBM 和GeC 的CBM 电位分别为−5.79 和−3.21 eV,低于(高于) pH=0—14 时的标准氧电位(标准氢电位),满足光催化水分解氧化还原电位的要求,并且相较于两种单层材料大幅拓宽了光催化水分解的pH 适用范围.综上,S 型MoSi2N4/GeC vdWs 异质结因其优异的光催化水分解性能可以作为一种高效的光催化材料.

3.3 MoSi2N4/GeC vdWs 异质结在双轴应变和垂直电场下的电子及光学特性

施加双轴应变[23,44]和垂直电场[45,46]是调节异质结电子及光学特性的有效方法.首先,对MoSi2N4/GeC vdWs 异质结施加−8%—8%双轴应变,水平应变梯度为2%.图8(a)为不同双轴应变下MoSi2N4/GeC vdWs 异质结的带隙变化,负号表示施加压缩应变,正号表示施加拉伸应变.当施加压缩应变时,带隙随应变的增加而先增大再减小,当施加拉伸应变时,带隙随应变的增大而减小.此外,在−8%—8%应变范围内,带隙范围从0—1.47 eV,特别是当施加的拉伸应力从4%增至6%时,带隙的变化较为明显,从0.80 eV 减小至0.26 eV.

图8 MoSi2N4/GeC vdWs 异质结在不同双轴应变(a)和垂直电场(b)下的带隙变化Fig.8.Band gap change of MoSi2N4/GeC vdWs heterostructure are applied with different biaxial strains (a) and vertical electric field (b).

施加的应变不同,其CBM 和VBM 在异质结能带结构中的位置也将发生变化,各应变下的能带结构如图9 所示.当施加压缩应变时,CBM 由MoSi2N4材料贡献,而VBM 由GeC 材料贡献,且CBM 和VBM 分别对应不同的高对称点,故施加压缩应变时,MoSi2N4/GeC vdWs 异质结皆表现为间接带隙半导体和II 型能带结构.当施加2%和4%的拉伸应变时,MoSi2N4/GeC vdWs 异质结同样表现为间接带隙半导体和II 型能带结构.如图9(g)所示,当拉伸应变大于6%时,MoSi2N4/GeC vdWs 异质结表现为直接带隙半导体,能带结构类型转变为I 型,其CBM 与VBM 均由GeC 贡献,且分别对应同一个高对称点Γ.值得注意的是,图9(h)中当拉伸应变为8%时,GeC 的能带穿透了费米能级,异质结从半导体转变为金属.这表明在这些应变条件下有利于制备出高效的MoSi2N4/GeC vdWs 异质结光催化剂.整体来看,MoSi2N4/GeC vdWs 异质结随着拉伸应变的增大,CBM 和VBM 的均趋向费米能级移动;随着压缩应变的增大,CBM 表现为远离费米能级,VBM 则靠近费米能级,但CBM 和VBM 的位置没有发生改变.

图9 不同双轴应变下MoSi2N4/GeC vdWs 异质结的能带结构 (a) ε=−8%;(b) ε=−6%;(c) ε=−4%;(d) ε=−2%;(e) ε=2%;(f) ε=4%;(g) ε=6%;(h) ε=8%Fig.9.Band structures of MoSi2N4/GeC vdWs heterostructure under different biaxial strains: (a) ε=−8%;(b) ε=−6%;(c) ε=−4%;(d) ε=−2%;(e) ε=2%;(f) ε=4%;(g) ε=6%;(h) ε=8%.

沿MoSi2N4/GeC vdWs 异质结的Z方向施加−0.4—0.4 V/Å的垂直电场,带隙变化如图8(b)所示.当施加负电场时,MoSi2N4/GeC vdWs 异质结的带隙随电场强度的增大均有不同程度的减小.当施加正电场时,带隙随正电场的增大而逐渐增大.因此,施加的电场为正或负,带隙均呈现出近似线性变化,整体带隙变化范围为0.77—1.72 eV.

图10 为不同电场下MoSi2N4/GeC vdWs 异质结的能带结构.随着负电场的增大,CBM 均趋向费米能级向下移动,VBM 均趋向费米能级向上移动,异质结均表现为间接带隙半导体和II 型能带结构.随着正电场的增大,CBM 均远离费米能级向上移动,VBM 均趋向费米能级向上移动.值得注意的是,当施加0.4 V/Å的电场时,异质结仍表现为间接带隙半导体,但能带类型从II 型转变为I 型.综合不同垂直电场下MoSi2N4/GeC vdWs 异质结的带隙变化可以得出,施加−0.4—−0.1 V/Å的负电场能有效调控MoSi2N4/GeC vdWs 异质结,保持II 型能带结构和减小带隙,从而有利于提高电子跃迁能力和改善光催化性能.

图10 不同电场下MoSi2N4/GeC vdWs 异质结的能带结构 (a) E=−0.4 V/Å;(b) E=−0.3 V/Å;(c) E=−0.2 V/Å;(d) E=−0.1 V/Å;(e) E=0.1 V/Å;(f) E=0.2 V/Å;(g) E=0.3 V/Å;(h) E=0.4 V/ÅFig.10.Band structure of MoSi2N4/GeC vdWs heterostructures under different field: (a) E=−0.4 V/Å;(b) E=−0.3 V/Å;(c) E=−0.2 V/Å;(d) E=−0.1 V/Å;(e) E=0.1 V/Å;(f) E=0.2 V/Å;(g) E=0.3 V/Å;(h) E=0.4 V/Å.

最后,计算了MoSi2N4/GeC vdWs 异质结在不同双轴应变和垂直电场下的光吸收性能.从图11(a)可以看出,MoSi2N4/GeC vdWs 异质结在−8%—8%应变下,在可见光区域的光吸收效果较弱,但在紫外光区域的光吸收效果显著.当施加压缩应变时,异质结对紫外光的吸收增强,但对可见光的吸收减弱.在紫外区域的光吸收性能表现为随着压缩应变的增加而增强,尤其在−8%和−6%应变下,异质结在紫外区域的光吸收能力最强,吸收峰分别为1.154×106cm−1和1.137×106cm−1,波长分别对应230.21 nm 和222.67 nm.

图11 MoSi2N4/GeC vdWs 异质结在不同双轴应变(a)和垂直电场(b)下的光吸收图谱Fig.11.Optical absorption spectra of MoSi2N4/GeC vdWs heterostructure under different biaxial strains (a) and vertical electric fields (b).

对比未施加应变时的异质结,施加压缩应变会显著增加对紫外光的吸收能力.当施加拉伸应变时,异质结对可见光的吸收能力较压缩应变时提高,尤其在拉伸应变为6%和8%时,对可见光的吸收效果较其他应变下吸收效果更明显.图11(b)为MoSi2N4/GeC vdWs 异质结在不同垂直电场下的光吸收图谱,与不同双轴应变下MoSi2N4/GeC vdWs 异质结的光吸收性能相比,当施加垂直电场时,可见光和近紫外光区域的光吸收性能较弱.综上,紫外区域强的光吸收能力使MoSi2N4/GeC vdWs 异质结在紫外光电器件领域具有广泛的应用前景.

4 结论

采用基于密度泛函理论的第一性原理计算方法构建了MoSi2N4/GeC vdWs S 型异质结,对其进行电子及光学特性计算,并探究施加双轴应变和垂直电场对异质结能带结构和光吸收特性的影响.

1) 电子特性计算表明,MoSi2N4/GeC vdWs异质结是一种带隙为1.25 eV 的间接带隙半导体,具有由GeC 层指向MoSi2N4的内建电场.Bader电荷分析表明有0.03 |e|的电子从GeC 层转移至MoSi2N4层.

2) 光学特性计算表明,MoSi2N4/GeC vdWs异质结光生载流子转移机制符合S 型异质结机理,在保证光生电子-空穴对有效分离的基础上,还保留了较强的氧化还原能力,有效提高了异质结光催化水分解的氧化还原电位.其较强的氧化还原电位满足pH=0—14 范围内的光催化水分解氧化还原电位的要求.此外,其在266—390 nm 紫外区的吸收强度较两种单层材料得到提高.

3) 双轴应变计算表明,在大于6%应变条件下,异质结能带类型从II 型转变为I 型.带隙随压缩应变的增大而先增大再减小,并且在压缩应变下异质结在紫外区域的光吸收性能随应变的增大而增强,特别是−8%和−6%应变条件下,在紫外区域的吸收能力最强.带隙随拉伸应变的增大而减小,在拉伸应变下,异质结对可见光的吸收能力较压缩应变时强.

4) 垂直电场计算表明,在0.4 V/Å电场条件下,异质结能带类型从II 型转变为I 型.带隙随正和负电场的增大均呈现出近似线性变化,表现为随正电场的增大而增大,随负电场的增大而减小.

综上所述,MoSi2N4/GeC vdWs 异质结因其具有稳定的结构、合适的带隙、较强的氧化还原电位和较高的光生载流子迁移率等性能,在光电器件和光催化等领域具有潜在的应用前景,其可以作为一种高效的光催化材料应用于制备太阳能电池等光学器件.