综述：金属辅助的二维材料去角质技术：从机理到大规模应用 王敏瑶（Manyao Wang） 黄宗宇（Zongyu Huang） 陈阳（Yang Chen） 齐翔（Xiang Qi）

《Chemistry》：Metal-Assisted Exfoliation of Two-Dimensional Materials: From Mechanisms to Large-Scale Applications Manyao Wang, Zongyu Huang, Yang Chen and Xiang Qi

　　摘要 在后摩尔时代，高质量二维（2D）材料的大规模制造仍然是实现下一代微电子和光电子设备工业化的核心瓶颈。传统的机械剥离方法受到随机性和横向尺寸较小的限制，而化学气相沉积则不可避免地引入晶界、应力和界面污染，使得难以同时实现高质量和可扩展性。金属辅助剥离（MAE）通过精确调控金属与2D材料界面相互作用（主要依靠应力诱导的解耦和原子插层），实现了可控的剥离和非破坏性的高质量大面积单层2D材料转移。本文系统地概述了MAE的界面物理机制和技术发展，并突出了其在图案转移、高性能场效应晶体管和互补逻辑电路中的最新应用，旨在为2D材料从基础研究向实际应用的推进提供坚实的理论和技术基础。

1. 引言
随着半导体制造[1]进入原子尺度，传统基于硅的集成电路的尺寸缩放已接近其物理极限，这对摩尔定律[2]的延续提出了严峻挑战。寻找新的材料和系统以突破这一瓶颈已成为现代凝聚态物理和材料科学中最前沿的研究方向之一。二维（2D）层状材料[3,4,5,6,7,8]，如石墨烯[9,10,11,12]、过渡金属硫族化合物（TMDCs）[13,14,15]和六方氮化硼（h-BN）[16,17,18,19]，凭借其量子限制效应[20,21]以及由原子级别厚度引起的独特能带结构，在纳米电子学、光电子学和量子信息学中展现出巨大的应用潜力。然而，2D材料的性质[22,23,24]与其层厚度、晶体质量和界面清洁度密切相关。微小缺陷[25,26]、掺杂[27]或污染会导致性能显著下降。例如，单层MoS2[28,29,30,31]与体材料相比会发生间接到直接的带隙转变，同时光学吸收系数和光致发光（PL）量子产率大大增强，使其在光电子设备[32]中具有显著优势。尽管2D材料的基本物理性质已得到广泛验证，但将这些实验室尺度材料转化为可应用于工业且性能稳定的工程材料仍然是一个巨大的挑战。因此，实现原子级精确的层数控制、大面积低缺陷剥离和清洁转移是2D材料从实验室研究迈向工业应用必须克服的关键技术障碍。

传统的2D材料制备策略在质量和可扩展性之间存在固有的权衡。开创早期2D材料研究的透明胶带机械剥离方法[33]可以产生高质量结晶单层，但产量低、片层尺寸随机且无法控制层数，且可能存在粘附残留物，不适合大规模工业生产。相比之下，液相剥离[11,34,35,36]和化学气相沉积（CVD）[37,38,39,40]虽然具有可扩展性，但也有明显缺点。前者常常因溶剂残留物和结构缺陷而导致载流子迁移率严重下降；后者虽然能实现大面积薄膜生长，但不可避免地引入晶界、缺陷和残余应力。此外，后续转移过程容易产生褶皱、裂纹和界面残留物，严重限制了材料的本征性质和设备的均匀性，因此无法满足高端电子和光电子应用的要求。

在2D材料制备领域，实现高质量与大面积可扩展性之间的平衡长期以来一直是一个棘手的挑战。在这种背景下，金属辅助剥离（MAE）[41,42,43,44,45]作为一种有前景的解决方案应运而生。该技术的核心物理本质在于精确调控金属与2D材料之间的界面相互作用，以克服层间范德华力，从而实现可控制备大面积、本质结晶且低损伤的2D材料。在早期探索中，以金为代表的贵金属被广泛用于验证这种方法的可行性。具体而言，Magda等人[46]首次展示了使用金基底成功剥离大面积过渡金属硫族化合物单层，而Desai等人[47]利用金与硫族原子之间的强化学亲和力实现了超大面积的光电子完美单层。这些开创性工作不仅验证了MAE的可行性，还为后续研究提供了关键的理论和实验基础。

在此基础上，该技术逐渐扩展到以银[44,45,48]为代表的低成本MAE系统。此外，具有独特流动性的液态金属（Ga）[49,50,51,52,53]也可用于剥离2D材料，为它们的分离提供了新的途径[54]。研究表明，MAE的机制不仅仅取决于金属-2D材料界面的粘附强度，还受多种因素影响，包括界面应变分布、能量耗散途径和原子间相互作用的微调[43]。

从凝聚态物理学的角度来看，本文建立了一个从微观机制到宏观应用的全面框架。系统分析了MAE的核心物理机制，特别强调了以金为例的应力诱导解耦效应。随后，揭示了不同金属系统的应用逻辑和技术优势。最后，本文总结了利用该技术的高质量、大面积优势在器件集成方面的最新进展，包括图案转移[55,56,57]、高性能场效应晶体管（FETs）[58,59,60,61]和互补逻辑电路[59,62,63]。通过回顾MAE的物理机制和技术发展，本文旨在提供关于2D材料界面相互作用的理论见解，并为解决大规模制造、界面清洁度和成本控制等关键挑战提供明确指导，从而促进2D材料从实验室研究向后摩尔时代的大规模工业应用的转变。

2. MAE的物理机制
与传统的2D材料制备方法在可扩展性和可控性方面的局限性相比，MAE展现出显著的应用优势。如表1所示，MAE在保持原子级清洁界面和高晶体质量方面表现出色，远优于传统的CVD转移和液相剥离技术。尽管目前受到贵金属成本高和连续生产困难的挑战，但在制造高性能电子设备和复杂的范德华异质结构[64,65,66,67,68]方面的独特优势使MAE成为连接实验室基础研究与未来大规模制造的关键桥梁。然而，要实现对这项技术的精确控制，仅仅优化制备过程是不够的；深入研究微观物理机制是必要的。本节将系统解释MAE的核心物理原理，为理解不同金属系统的选择和未来工艺开发奠定理论基础。

根据机械剥离的热力学理论[69]，MAE的物理本质在于调节金属-2D材料界面结合能（）与2D材料层间结合能（）之间的竞争关系，通常表示为
理论上，当[47]时会发生剥离。对于典型的范德华材料[61,70,71,72]如石墨烯和MoS2，层间结合能约为20 meV/?2[73]。界面结合能取决于金属类型：惰性金属（Au, Ag, Cu）主要通过范德华力与2D材料相互作用，结合能低且界面距离大，保持了内在的电子结构。相比之下，Ni、Pd和其他过渡金属[74,75,76,77]表现出更强的化学亲和力，形成更高的界面结合能[78]。

由于金辅助剥离（GAE）是MAE中最重要且应用最广泛的方法，因此它被作为分析MAE物理机制的主要模型系统。这一重要性得到了Magda等人[46]和Desai等人[47]的开创性研究的强调，他们证明了其在制备大面积高质量过渡金属硫族化合物方面的有效性。尽管金与2D材料之间的强范德华相互作用是剥离的核心驱动力，但Ziewer等人[43]确定的核心机制是应力诱导的解耦。正如Ziewer等人所指出的，金的优势并不来源于传统意义上的“强粘附”，而是来源于Au基底上的独特界面应变。对Au上MoS2的高频拉曼表征提供了关键的实验证据：2–4层MoS2的某个模式分裂成一个低频峰（记为E(L)，约为380 cm?1，以及一个高频峰。根据Velicky等人的研究，该系统中模式的分裂通常由电荷掺杂驱动，而模式的分裂则归因于应力诱导的晶格畸变[79]。这种现象表明，当MoS2与Au(111)接触时，最底层的MoS2层由于与金表面的相互作用而发生显著的晶格畸变，而上层几乎不受影响。此外，Rodríguez等人[80]的研究表明，与Au(111)表面的强烈相互作用会导致对称性破缺（从D3h变为C3v），激活了在自由单层中无法出现的特定拉曼模式。这种应变局域化直接削弱了层间耦合。

这些研究表明，剥离发生在MoS2晶体的第一个界面。为了更直观地说明剥离机制，Ziewer等人改进了线性链模型（LCM），如图1a所示，用于描述Au上的MoS2的S1模式。基于超低频拉曼和LCM对层间力常数（）的定量分析表明，随着总晶体厚度的增加，第一层和第二层之间的相互作用强度急剧减弱。对于双层，约为原始MoS2中其他层间力常数的80%；对于超过五层的晶体，这个值接近于零。这意味着在厚晶体中，受应变的底层几乎完全与上层晶格解耦，使得这个界面成为最弱的剥离面，从而优先发生单层剥离。这一结论也得到了第一性原理计算[73]的支持。当基底引起的双轴应变超过阈值（约3.5%）且晶体厚度超过五层时，剥离能量变为负值，证明通过应力诱导的层间解耦可以实现高效剥离，而无需极强的界面粘附。

图1. (a) 修改后的线性链模型（mLCM）[43]示意图。版权归2025年Jakob Ziewer等人，发表于Wiley-VCH GmbH的《Advanced Materials》。(b) 压力控制界面和剥离过程的示意图[81]。版权归2024年Sikai Chen等人，授权方MDPI，瑞士巴塞尔。(c) 5 nm Au上的单层MoS2的HAADF-STEM图像[41]。版权归2018年美国化学学会，经许可复制。(d,e) 分别在7.5 nm和100 nm Au上剥离的MoS2的光学显微图[41]。版权归2018年美国化学学会，经许可复制。此外，外部施加的压力在剥离过程中也起着关键作用[81]。如图1b所示，适当的压力可以提高界面接触，优化应变分布，并扩大解耦区域的有效面积。精确控制压力以优化应变分布同时避免晶格损伤是实现大面积单层材料剥离的前提，为高效可控的2D材料制备技术的发展提供了新指导。然而，金上的成功剥离也与金表面的清洁度和粗糙度有关。更新、更光滑的金表面可以获得更好的剥离效果。

那么，如何证明MoS2和Au是通过范德华力而不是更强的化学共价键结合的呢？Velicky等人的实验提供了答案。他们通过高角环形暗场（HAADF）-STEM图像观察到清晰的MoS2/Au界面，并测量出Mo原子层中心与Au原子中心之间的平均距离为5.1 ± 0.3 ?。根据这个距离，推导出行S原子层与Au表面之间的间距约为3.5 ?。由于典型的Au-S共价键长度约为2.2 ?，可以确定MoS2与Au之间的相互作用是一种强的范德华相互作用。

上述研究表明，成功的GAE需要满足两个核心条件：首先，金与2D材料之间形成良好的界面接触；其次，施加适当的外部压力。然而，实现大面积、高质量单层剥离不仅取决于金膜的厚度和表面粗糙度，还与金膜暴露在空气中的新鲜程度密切相关。金膜的平整度和清洁度越高，制备后的暴露时间越短，剥离效果就越好。如图1d,e所示，7.5纳米厚的金膜比100纳米厚的金膜具有更好的剥离效果。较厚的金膜表面更粗糙，这会削弱金与MoS2之间的范德华力。实验表明，5-20纳米厚的薄金膜最适合用于剥离。此外，必须使用新制备的金膜，因为金膜表面老化会迅速降低其与材料的范德华相互作用。早期研究表明，像Pd、Cu、Ni、Ag、Al和Mo这样的金属在剥离过程中往往由于过度粘附而引起撕裂或相变。然而，Johnston等人的后续研究揭示，这种损伤主要是由表面氧化引起的，氧化降低了界面结合能，导致剥离不均匀。已经证明，在高真空原位沉积和无氧环境下，Pd、Cu、Ni和Ag等金属仍能产生大面积、高质量且结构完整的MoS2单层，且没有可见的相变或结构损伤[82]。图2a中的光学显微镜图像直观地展示了Pd辅助剥离MoS2的效果。类似地，Fu等人的实验也证实了Ag可以剥离大面积二维材料；图2b展示了Ag剥离的1T-WTe2的光学图像。对比分析表明，在这些金属中，Ag的剥离性能最高，可与Au相媲美。此外，通过Pd、Cu和Ni辅助得到的MoS2片的横向尺寸分布直方图进一步证实了该方法的高重复性，图2c显示了Pd剥离样品的尺寸分布。图2d中的原子力显微镜（AFM）图像清晰地展示了Ag剥离的1L-2L MoS2片的边缘形态。测量的台阶高度约为0.65纳米，这与MoS2的理论层间距非常吻合[83]。图2. 通过(a) Pd介导的方法剥离的ML MoS2的光学显微镜图像[82]。版权所有2022 Wiley-VCH GmbH。经许可复制。(b) 在15纳米Ag膜上剥离的1T-WTe2的光学显微镜图像[44]。版权所有2022 Qiang Fu等人。由Wiley-VCH GmbH出版的Advanced Science。 (c) 四种Pd介导的剥离过程的产率统计[82]。版权所有2022 Wiley-VCH GmbH。经许可复制。(d) 1L-2L边缘区域的AFM图像[48]。版权所有2022 Max Heyl等人。由Wiley-VCH GmbH出版的Advanced Materials Interfaces。总之，界面结合能是机械剥离（MAE）的必要热力学条件，决定了该过程的基本可行性。对于Pd、Cu、Ni和Ag等金属，在无氧化的原位条件下，由于其高结合能，可以实现高效剥离。然而，对于Au辅助剥离，仅靠粘附力不足以保证高质量、大面积的单层剥离。应变诱导的解耦是实现这种优异性能的关键机制。结合能和应变调节协同作用而非独立作用来控制剥离结果。虽然所有系统的结合能都必须超过层间的范德华力，但Au通过强相互作用诱导局部界面应变，从而进一步削弱层间耦合并提高剥离层的均匀性。3. 金属类型的选择自2004年石墨烯出现以来，机械剥离方法（透明胶带法）迅速成为探索二维材料内在物理性质的经典方法[9]。该方法操作简单，设备要求低，不需要复杂的实验装置，能够快速获得单层二维材料。该方法使用透明胶带反复剥离高质量的单层材料。然而，它存在产率低、片材尺寸小、随机性高和污染风险大的固有缺点，这些限制了其应用范围，使其难以满足高性能电子设备对界面清洁度和工艺集成的高要求。Huang等人提出了一种通用的GAE技术[42]。如图3a所示，首先在基底（例如Si/SiO2、石英、柔性塑料）上蒸发一层粘附层（Ti/Cr）和一层金层。随后，在轻微压力下将块状晶体压在金膜上并保持1-5分钟，然后缓慢剥离，在优化条件下可以在金表面获得大面积单层区域。该方法不仅适用于常见的TMDCs（如MoS2），还成功剥离了40种不同的二维材料，包括黑磷（BP）[7,68,84,85,86,87]、磁性材料[88,89,90]如Fe3GeTe2 [91,92]和CrCl3 [93,94]、超导体[95]如FeSe [96,97]和NbS2 [98,99]，以及难以剥离的材料如RuCl3 [100,101]和PtTe2 [102]。所得到的单层晶体可以达到毫米甚至厘米级别，远超过传统胶带方法获得的微米级碎片。此外，不需要后续的聚合物转移[103,104]（例如PMMA），避免了残留污染。通过调节金膜的厚度，可以直接在金膜上制造高性能电子设备（例如FET），并且材料可以很容易地转移到任意基底上。图3. 不同金属的MAE过程示意图：(a) 金辅助剥离[42]。版权所有2020 Yuan Huang等人。(b) 银辅助剥离[44]。版权所有2022 Qiang Fu等人。由Wiley-VCH GmbH出版的Advanced Science。(c) 其他过渡金属辅助的剥离[82]。版权所有2022 Wiley-VCH GmbH。经许可复制。尽管GAE方法能够制备大面积、高质量的二维单层，但在实际应用中仍有两个主要缺点。首先，金的成本高昂限制了其在工业应用中的可扩展性。其次，金膜与二维半导体之间的直接接触显著削弱了光致发光（PL），从而限制了光学性质的研究[44]。为了解决这些问题，Fu等人提出使用银作为替代金属。剥离过程类似于金辅助方法，如图3b所示。单层尺寸与金辅助方法获得的尺寸相当，证明了银膜的优异大面积剥离能力。此外，理论计算确认银与二维材料之间的相互作用对电子能带结构的扰动很小，因此保持了材料的内在电子性质。与金相比，银不仅更具成本效益，还表现出独特的表面形貌特征。热蒸发的银膜具有由聚集的纳米粒子组成的高度粗糙表面。这种独特的粗糙性激发了等离子体共振（plasmons），而不是抑制MoS2等材料的PL，显著增强了信号。对不同厚度银膜上单层MoS2和MoSe2的归一化PL强度进行表征后发现，5纳米银膜基底上的材料表现出最强的PL信号。此外，比较MoS2在光滑和粗糙银膜上的PL信号表明，前者表现出典型的金属诱导的抑制效应，而后者在大约1.86 eV处显示出极强的A-激子PL发射峰，这在其他机械剥离技术中从未观察到。尽管Au和Ag是高质量剥离的优良选择，但鉴于其高昂的成本，有必要探索更多经济的替代品。为了进一步拓宽MAE的金属选择范围，研究人员探索了成本效益更高的替代金属，如Pd、Cu和Ni。这些金属辅助的MoS2剥离过程如图3c所示。尽管这些金属可能不会像金那样引起相同的应变工程效应[105,106]，但它们表现出足够高的界面结合能，从而实现高效剥离。如前一节所述，Pd、Cu、Ni和Ag都可以通过无氧化的原位过程获得高质量的单层MoS2。这表明，即使没有金或银系统中的显著等离子体增强或应变解耦机制，也足以制备大面积、高结晶度的二维材料，从而为实现实际应用提供了更具经济可行性的途径。此外，Bai等人创新性地使用镓在接近室温下插层并剥离各种层状材料[54]。传统的二维材料剥离方法，如液相剥离和电化学插层[107,108,109,110,111]，存在污染、引入额外缺陷、产品尺寸小和通用性差的问题。镓在接近室温时处于熔融状态，兼具流动性和金属属性。在实验中，将熔融镓与层状材料通过磁力搅拌混合24小时。镓原子成功插入MoS2层间，使层间间距从大约0.6纳米扩大到大约1纳米，并形成了高度约为1纳米、宽度约为8纳米的口袋状结构。在此过程中，镓自然氧化形成Ga2O3，其粘附能高于层间范德华力，在温和搅拌下提供剥离所需的剪切力。此外，拉曼光谱（Raman）、X射线衍射（XRD）和X射线光电子能谱（XPS）表征证实，插层Ga后MoS2和WS2 [112]经历了2H到1T’的相变，这一性质在催化[113,114]等领域具有重要的应用价值。从透明胶带法到先进的MAE策略的演变不仅激发了对二维材料探索的热情，还为性质研究提供了坚实的技术途径。虽然机械剥离奠定了基础，但MAE的持续创新，从贵金属[115]到成本效益高的替代品和液态金属，解决了产率和尺寸方面的限制。这种多样化的金属系统以其共存和互补的优势，使研究人员能够根据材料特性和应用需求灵活选择最佳策略，真正实现了二维材料的可调性和可控合成。4. MAE技术的应用扩展MAE已从一种简单的材料制备方法发展成为连接二维材料基础研究与工业应用的关键桥梁。这项技术的核心价值在于其能够同时实现大面积制备和材料的高质量保存，为在可扩展的制造过程中最大化二维材料的内在性质提供了理想平台。这一独特优势使MAE不仅能够专注于制备高质量材料，还能促进它们从微观实验室探索向宏观系统级集成的转变。基于所得二维材料的质量和面积的双重优势，MAE的应用前景可以从以下两个方面进行阐述。4.1. 基于高质量特性的高性能设备得益于MAE获得的二维材料的低晶格损伤和高内在结晶度，它们展现出接近理论极限的优异物理性质。这种材料基础使得探索微纳电子学的性能边界成为可能，使研究人员能够构建高性能晶体管、高灵敏度传感器和新型量子器件，从而更深入地探索二维材料在极端尺度上的应用潜力。尽管机械剥离产生了高质量的二维材料，但其随机性和有限的片材尺寸严重阻碍了大规模设备的集成。化学气相沉积（CVD）能够实现可扩展的生产，但不可避免地会引入降低载流子迁移率的结构性缺陷。GAE的出现成功克服了这些挑战，实现了高性能TMDC场效应晶体管的制备。由于金胶带剥离技术可以直接从块状单晶获得连续的单层[116]，因此完全规避了与CVD生长相关的固有晶界和多晶散射中心。因此，载流子传输能够接近由声子限制的极限。具体来说，在Olsen等人的研究中[60]，通过改进的金胶带剥离方法制备的MoS2 FET在室温下的场效应迁移率达到了250 ± 20 cm2 V?1 s?1，这一数值大约是CVD生长产品的5倍，与理论上的声子限制迁移率非常接近，直接证明了该材料出色的电学质量。为了阐明这一高性能背后的微观机制，Olsen等人使用了扫描隧道显微镜（STM）和扫描隧道光谱（STS）进行原子级表征。如图4a所示，金剥离的WSe2 [117]单层表面完全清洁。值得注意的是，与同样来自同一母晶体的Scotch-tape剥离的WSe2单层（图4b）相比，它呈现出等效的点缺陷，这表明通过这两种方法获得的单层材料的纯度是可比的，且过程中没有引入额外的缺陷或掺杂。此外，图4c中的STS能带结构显示其电子结构与内在材料完全一致。这进一步证实了高性能来源于剥离过程中材料内在电子结构的保持。图4：(a) 通过GAE法在石墨上获得的WSe2单层的STM图像；插图显示了原子级分辨率[60]。版权归2025年美国化学学会所有。经许可转载。(b) 使用传统Scotch tape剥离法在石墨上制备的WSe2单层的STM图像[60]。版权归2025年美国化学学会所有。经许可转载。(c) 通过金膜（蓝色）和Scotch tape（绿色）剥离获得的WSe2单层的空间平均STS曲线。误差条分别对应13个和19个单独STS光谱的标准偏差[60]。版权归2025年美国化学学会所有。经许可转载。(d,e) 在SiO2/Si基底上制备的MoS2和WSe2单层的AFM图像[59]。版权归2025年Ma?gorzata Giza等人所有。由Wiley-VCH GmbH出版。(f,g) 显示(f) MoS2和(g) WSe2器件场效应迁移率统计分布的直方图[59]。版权归2025年Ma?gorzata Giza等人所有。由Wiley-VCH GmbH出版。同时，Giza等人的研究验证了该方法在宏观尺度上的稳定性[59]。图4d,e中的AFM表征表明，通过金辅助剥离的MoS2和WSe2单层在SiO2/Si基底上具有原子级平坦的表面形态。基于这些大面积单层构建的器件阵列（包含超过100个器件），图4f,g中的场效应迁移率统计直方图显示出极窄的分布。基于上述高质量的结构和电子特性，制造的FETs表现出卓越的性能，强调了该方法实现TMDCs在电子应用中内在潜力的能力。4.2 基于大面积均匀性的系统级集成与制造MAE技术凭借其在大面积单层制备方面的卓越能力，为2D材料的工业应用奠定了坚实的基础。剥离面积通常受限于块状晶体的尺寸。图5a展示了四种不同大小和平整度的MoS2块状晶体的光学图像，以及使用GAE方法在SiO2/Si基底上制备的相应单层。这种大面积单层为构建高性能互补金属氧化物半导体（CMOS）电路提供了理想的材料平台。图5：(a) 不同大小和平整度的MoS2块状晶体的光学图像，以及使用GAE在SiO2/Si基底上获得的相应单层[59]。版权归2025年Ma?gorzata Giza等人所有。由Wiley-VCH GmbH出版。(b) 在PVA改性的SiO2基底上制备的单层MoS2阵列的光学图像[118]。版权归2021年美国化学学会所有。经许可转载。(c,d) 后栅极单层MoS2晶体管阵列的示意图和光学显微图[118]。版权归2021年美国化学学会所有。经许可转载。(e) 在VDD = 1, 2, 和 3 V供应电压下测量的50个CMOS反相器的输出特性[59]。版权归2025年Ma?gorzata Giza等人所有。由Wiley-VCH GmbH出版。(f,g) 在VDD = 1, 2, 和 3 V下的(f)延迟时间和(g)静态功耗的累积分布函数[59]。版权归2025年Ma?gorzata Giza等人所有。由Wiley-VCH GmbH出版。(h) 干剥离的单层MoS2器件的输出和传输特性，显示典型的欧姆接触行为[118]。版权归2021年美国化学学会所有。基于此，研究人员进一步开发了基于光刻的图案化技术，将MAE从一个简单的转移工具提升为一个精密制造平台。通过预先设计金模板的几何形状，可以实现2D材料的定位放置和形状定义。因此，如图5b所示，可以剥离出图案化的单层，并将其直接集成到图5c,d中所示的复杂电路布局中，从而避免了后续的蚀刻过程，并显著减少了可能对材料晶格造成的损伤。这一系列进步不仅验证了MAE技术在构建复杂电子系统中的可行性，还为其在柔性电子和大规模集成电路等领域的工业应用铺平了道路。高性能CMOS的实现是任何2D材料合成技术的重要基准。在GAE的情况下，大规模单晶层的生产消除了多晶CVD薄膜中通常会降低载流子迁移率的晶界散射。这种优异的材料质量使Giza等人能够制造出平衡的n型和p型FETs，这些FETs随后被集成到CMOS反相器中[59]。这些反相器表现出明确的逻辑反转作用，开关阈值接近VDD/2（图5e），证实了剥离层的高质量和均匀性。器件还展示了最小的延迟时间20 μs（图5f）和低至44 pW的静态功耗（图5g），表明GAE是实现高效能2D电子系统可扩展生产的一个非常有前途的途径。虽然图案化将GAE提升为一个精密制造平台，但传统的Au膜剥离需要随后进行湿法蚀刻[119]，使用KI/I2等试剂去除Au层[42,120]。这一过程不可避免地引入了氧化、掺杂、界面残留物和晶格损伤，严重降低了2D材料的内在特性和器件性能。为了解决这个问题，Li等人开发了一种由Au网格和聚碳酸酯（PC）组成的复合剥离胶带，结合了金属与2D材料之间的强范德华力以及聚合物的优越支撑性和灵活性[118]。这种方法不仅能够高效剥离大面积2D单层，还允许在后续转移过程中通过无Au的网格孔实现可控释放，从而最大限度地保持2D材料的内在特性。基于此，制备出了高性能晶体管。如图5h所示，详细的电气特性分析表明，输出特性表现出线性行为，表明金属与MoS2单层之间形成了良好的欧姆接触[121]。此外，驱动电流和载流子迁移率都达到了优异的水平。这种方法无需复杂的接触工程或顶栅结构即可优化材料和器件性能。除了器件制造之外，这种精确控制还扩展到了量子领域。通过在模板上精确定义和对齐晶体学取向（如直线阶梯边缘），这种方法允许精细控制双层2D材料的扭曲角度。这种精细的角度操控对于构建莫尔超晶格至关重要[122,123]，因为扭曲角度的微小变化会显著改变层间耦合和电子能带结构，从而产生诸如平带和相关电子态等新兴物理现象。研究表明，通过这种方法制备的莫尔超晶格的角误差低于0.3°，为研究包括超导性和莫特绝缘体物理在内的相关量子态提供了理想的平台[55]。5. 总结与展望本综述系统总结了MAE技术在制备高质量、大面积2D材料方面的最新进展。针对传统机械剥离的低产量和小尺寸以及CVD的晶界缺陷和界面污染等瓶颈，MAE通过精确调节金属与2D材料之间的界面相互作用，实现了可控的剥离和高质量单层材料的大规模非破坏性转移。从机制角度来看，MAE过程受到热力学和机械调控之间的协同作用。虽然界面结合能决定了剥离的热力学可行性，但应变诱导的解耦效应在决定剥离质量方面起着关键作用。在典型的金辅助系统中，局部应变主要由界面相互作用和表面地形引起，有效地减弱了层间耦合。这使得底层单层成为优先的断裂面，从而能够获得大面积、高结晶度的单层。展望未来，对外部刺激（如界面压力）的精确工程有望优化应力分布。这代表了提高剥离过程均匀性和可扩展性的关键途径。就技术演变而言，MAE已经从最初的贵金属系统扩展到了包括低成本金属Ga和复合介质系统。银辅助剥离不仅降低了成本，还利用其粗糙表面来激活等离子体，增强了材料的光学性能。液态金属插层为剥离难以处理的材料提供了新的途径，并调节了相变。同时，干法剥离技术的出现有效避免了湿法蚀刻相关的氧化和残留问题，最大限度地保持了材料的内在特性。在应用方面，MAE已成为构建高性能器件的基石。结合光刻图案化技术，MAE实现了定位放置和精确控制扭曲角度，为研究莫尔超晶格和相关量子态提供了理想的平台。使用MAE制造的FETs显示出接近内在极限的载流子迁移率和极高的开/关比。全2D CMOS的成功集成验证了其在后摩尔时代低功耗电子设备中的巨大潜力。尽管MAE技术在实验室研究中取得了显著突破，但从基础研究到大规模工业制造的过渡仍需解决几个相互关联的挑战。主要是，高成本的Au膜和不连续性要求转向铜和镍等低成本过渡金属，以及优化的回收工艺和卷对卷技术[45,124,125]，以实现环保的大规模生产。同时，在界面工程中达到原子级精度至关重要；尽管MAE能够创建清洁的界面，但仍存在金属原子扩散和氧化等风险，需要原位真空处理和新型缓冲层来提高器件稳定性和一致性。除了扩展性之外，MAE卓越的界面兼容性还为构建复杂的范德华异质结构提供了独特的机会——集成超导器件。此外，为了充分利用2D材料在光电子学中的潜力[126]，未来的研究需要通过先进的基板（如银纳米结构）协同优化光学和电子特性，从而同时改善载流子传输和光电子响应，以实现下一代高性能器件。总之，作为连接2D材料基础研究与工业应用的桥梁，MAE技术在后摩尔时代的微纳米电子制造中占据了核心地位，这归功于其独特的优势。随着对潜在机制的深入理解和工艺技术的不断创新，MAE有望彻底解决2D材料可扩展制备的挑战，加速下一代集成电路和光电子设备的工业规模集成。