Elektronentomographie bleistiftförmiger GaN/(In,Ga)N-Kern-Schale-Nanodrähte

Einführung

Der fortschreitende Miniaturisierungsprozess optoelektronischer Bauelemente hat zur Entwicklung komplexer, dreidimensionaler (3D) Nanostrukturen geführt. In dieser Hinsicht sind Nanodrähte (NWs) aufgrund ihres großen Oberfläche-zu-Volumen-Verhältnisses verbunden mit einer effizienten Spannungsrelaxation in axialen oder radialen NW-Heterostrukturen vielversprechende Kandidaten für die Realisierung hochwertiger Quantentopf- oder Quantenpunkt-(QD)-Strukturen [1, 2,3]. Jüngste Verbesserungen beim selektiven Flächenwachstum (SAG) durch Molekularstrahlepitaxie (MBE) auf GaN-auf-Saphir-Templaten haben zur Herstellung geordneter und einheitlicher GaN-NW-Arrays mit entweder flacher oder bleistiftförmiger Oberseite geführt [4, 5]. Letzteres wurde verwendet, um (In,Ga)N/GaN-Schalenstrukturen herzustellen, die auf der facettenreichen Spitze des GaN-Kerns aufgewachsen sind und eine alternative Lösung für das Wachstum von QDs darstellen. Die Ausnutzung des reduzierten NW-Durchmessers und der entsprechenden Möglichkeit, Heterostrukturen mit kurzen Abschnitten von in GaN-Barrieren eingefügtem Material mit geringer Bandlücke (In,Ga)N zu züchten, führt zur Bildung sogenannter Dot-in-a-wire (DIW ) Strukturen. Abhängig von den tatsächlichen Abmessungen ermöglichte diese DIW-Konfiguration die Emission von linear polarisierten Einzelphotonen, indem der Hauptvorteil genutzt wurde, nur einen einzelnen NW anstelle eines NW-Ensembles leicht zu untersuchen [6,7,8]. Eine detaillierte mikrostrukturelle Analyse dieser DIW-Heterostrukturen ist jedoch notwendig, um den Einfluss der NW-Morphologie, der Schalendicken und der lokalen chemischen Zusammensetzung auf die Einzelphotonen-Emissionseigenschaften zu verstehen.

Das Transmissionselektronenmikroskop (TEM) ist ein häufig eingesetztes und leistungsfähiges Werkzeug, um Informationen über die Struktur und chemische Zusammensetzung solcher Nanostrukturen auf atomarer Ebene zu erhalten [9]. Allerdings erschwert die geringere Symmetrie dieser 3D-Nanostrukturen im Vergleich zu beispielsweise planaren Systemen die Interpretation von TEM-Aufnahmen erheblich. Ein Hauptmerkmal ist die Transmission der Probe durch den Elektronenstrahl, so dass die Strukturinformationen in ein zweidimensionales Bild projiziert werden. Variationen der Probenstruktur in Richtung des Elektronenstrahls und in der Größenordnung der Probendicke oder darunter sind nur sehr schwer oder gar nicht direkt detektierbar. Die Elektronentomographie kann dieses Problem umgehen. Anstatt eine einzelne Projektion der Probe zu verwenden, wird eine Reihe von Projektionen mit unterschiedlichen Neigungswinkeln zum Objekt aufgenommen, um die 3D-Informationen der Probe zu rekonstruieren. Dies ermöglicht neue und erweiterte Möglichkeiten, die Morphologie und chemische Zusammensetzung komplexer Strukturen wie Kern-Schale-NWs zu beschreiben und zu analysieren. Bisher wurden nur wenige Publikationen zur Elektronentomographie an NW-Strukturen [9,10,11,12,13,14,15] oder eingebetteten QD-Strukturen [16] veröffentlicht.

Diese Arbeit beschreibt die Anwendung der Elektronentomographie zur strukturellen Charakterisierung von geordneten GaN-NWs mit eingebetteter (In,Ga)N-Schale. Die Probenvorbereitung wird hier ausführlich erklärt aufgrund der Herausforderung, einzelne NWs für die Elektronentomographie durch Isolierung ohne Beschädigung zugänglich zu machen. Die Oberflächenmorphologie und Kristallfacettierung des NW werden durch die Analyse von 3D-Oberflächendarstellungen der äußeren GaN-Schale untersucht. Die innere Struktur der NW, dh die Morphologie der (In,Ga)N-Schale sowie die räumliche Verteilung der chemischen Zusammensetzung, wird mit Hilfe zweidimensionaler Schnitte des rekonstruierten Volumens und komplementärer energiedispersiver Röntgen(EDX)-Spektroskopiemessungen.

Methoden

Material

Die GaN/(In,Ga)N-NWs wurden auf einem kommerziellen GaN-auf-Saphir (0001)-Templat (LUMILOG) mit einer GaN-Pufferschichtdicke von 3,3 µm durch plasmaunterstützte Molekularstrahlepitaxie (PAMBE) gezüchtet. In einem ersten Schritt wurde kolloidale Lithographie verwendet, um eine Ti-Nanohole-Maske zu erzeugen, die ein hexagonales Muster bildet. Die nachfolgende SAG erzeugte eine periodische Anordnung von GaN-NWs mit bleistiftähnlicher Spitze. Die GaN-NW-Kerne wurden bei niedrigerer Wachstumstemperatur mit einer dünnen (In,Ga)N-Schicht überwachsen und dann ohne Temperaturänderung mit einer dünnen GaN-Deckschicht vervollständigt. Ein Schema des Wachstumsprozesses ist in Abb. 1a gezeigt. Details zum Substratstrukturierungsverfahren und zum SAG-MBE-Prozess finden sich an anderer Stelle [6, 7, 17]. Abbildung 1 zeigt zwei Rasterelektronenmikroskopie(SEM)-Bilder der Probe, die das hexagonale Array von NWs aus der Draufsicht (b) und mit einer um 45 Grad geneigten Ansicht (c) bei höherer Vergrößerung zeigen. Die REM-Aufnahmen zeigen eine relativ homogene Anordnung mit nur geringen Abweichungen in Form und Länge. Der durchschnittliche Durchmesser der NWs beträgt etwa 180 nm und die durchschnittliche Höhe beträgt etwa 500 nm.

a Schema des NW-Wachstumsprozesses. REM-Aufnahmen von b ein Array von GaN/(In,Ga)N-NWs aus der Draufsicht und c 45° geneigte Ansicht mit höherer Vergrößerung

Vorbereitung der Tomographienadel

Eine ausgeklügelte Präparationstechnik ist notwendig, um das nadelförmige Tomographiepräparat zu erhalten, das nur einen einzigen NW enthält. Eine runde Nadel ermöglicht den maximalen Neigungsbereich von 180°, wodurch die Probendicke für alle Neigungswinkel nahezu konstant ist. Das Focused Gallium-Ion Beam (FIB) Mikroskop ermöglicht diese ortsspezifische Probenvorbereitung. Für diese Arbeit wurde ein Zweistrahl-Mikroskopsystem (JEOL JIB-4501) verwendet. Die folgenden Präparationsschritte basieren auf der Standard-FIB-Lift-Out-Technik mit anschließender Verdünnung, um die nadelförmige Probe zu erhalten [18,19,20].

Die verschiedenen Vorbereitungsschritte sind in Abb. 2 zusammengefasst. Zunächst wird der interessierende Bereich ausgewählt, der durch eine ungestörte und nahezu perfekte hexagonale Anordnung einiger weniger NWs gekennzeichnet ist (in Abb. 2a mit einem weißen Kästchen gekennzeichnet). Dieses ausgewählte Sondenvolumen muss mit Kohlenstoff gefüllt werden, um die NW während des FIB-Fräsvorgangs zu schützen [21]. Kohlenstoffabscheidungen wurden in zwei Schritten durchgeführt, um die Ga-Kontamination zu reduzieren:(i) zuerst durch elektronenstrahlinduzierte Kohlenstoffabscheidung, um das Volumen zwischen den NWs zu füllen (Abb. 2b) und (ii) anschließend mit Kohlenstoffabscheidung durch Galliumstrahl induziert, um eine ca. 1 μm dicke Schutzschicht über dem ausgewählten Bereich (Abb. 2c). Um die Orientierung bei den folgenden Vorbereitungsschritten zu erleichtern, wurden zusätzliche Carbonmarker hergestellt.

REM-Aufnahmen zeigen a ein Array von NW und dem ausgewählten Bereich für die FIB-Nadelpräparation (weiße Box), b der NW eingebettet in elektronenstrahlinduzierten Kohlenstoff, c der Galliumstrahl-induzierte Kohlenstoff als dicke Abscheidungsschicht auf dem ausgewählten Bereich und zwei zusätzliche Markierungen, d die isolierte Nadel zum Herausheben bereit, e , f die ausgedünnte Tomographienadel (schwarze Pfeile zeigen NW-Positionen an) und g eine Übersicht über die endgültige Tomographienadel

Nach der Kohlenstoffabscheidung wurde das FIB-Fräsen eingeführt, um den geschützten Bereich zu isolieren (Abb. 2d) und eine rechteckige Nadel herzustellen, die mehrere NWs enthält. Ein Mikromanipulator (Kleindiek Nanotechnik GmbH) wurde verwendet, um die Nadel auf den Tomographiehalter zu übertragen. Dabei muss die Nadelachse sorgfältig parallel zur Goniometer-Rotationsachse ausgerichtet werden, damit für einen großen Probenbereich der gleiche Fokus gilt. Außerdem ist die NW [0001] c -Achse ist senkrecht zum Substrat und damit parallel zur Nadelachse. Diese Beziehung wurde verwendet, um die Kristallrichtungen bezüglich der Tomogrammachse zu bestimmen. Posterior gemessene SAD-Muster (Selected Area Diffraktion) zeigten eine Neigung des NW [0001] c -Achse zur Drehachse des Tomogramms von nur 2,2°.

Weitere Verdünnungsschritte wurden durchgeführt, um eine einzelne NW zu isolieren, die Nadel abzurunden und schließlich Elektronentransparenz zu erhalten (vgl. Abb. 2e, f). Abbildung 2g zeigt die letzte Tomographienadel.

Elektronentomographie

Die tomographische Erfassung und die Mikrostrukturanalyse wurden mit einem TEM (JEOL JEM-2100F) durchgeführt, das bei 200 kV betrieben wurde. Das Mikroskop ist mit einer Scaneinheit mit Hellfeld- (BF) und High-Angle-Annular-Dunkelfeld-Detektor (HAADF) sowie einem 50-mm ² . ausgestattet Röntgendetektor (JEOL EX-24065) für die EDX-Spektroskopie. Aufgrund des überwiegend chemischen Kontrastes wird der HAADF-Modus der Rastertransmissionselektronenmikroskopie (STEM) gewählt [22]. Das monotone Verhältnis von Intensität zu Massendichte und Dicke des Objekts ist eine Voraussetzung für die Elektronentomographie und wird als „Projektionsanforderung“ bezeichnet [23].

Eine Serie von 89 HAADF-Mikrographien wurde mit Schritten von 2° zwischen jeder Messung aufgenommen. Möglich wird diese Kippserie, die den vollen Bereich von 180° abdeckt, durch einen speziellen Tomographiehalter (Modell 2050 von E.A. Fischione Instruments Inc.), der die vorbereitete Geometrie der Probennadel unterstützt. Jedes STEM-Mikrobild wird mit einer Auflösung von 2048 × 2048 Pixeln aufgenommen; eine Pixelverweilzeit von 30 µs, d. h. eine vollständige Abtastzeit von 127 µs pro Bild; eine Fleckgröße von 0,5 nm; und einem Elektronenakzeptanzwinkel von 70 bis 180 mrad gemäß Herstellerhandbuch. Die Aufnahmen wurden gebinnt (4 × 4 Binning = 512 × 512 Endauflösung), um das Signal-Rausch-Verhältnis sowie die Rechengeschwindigkeit der 3D-Rekonstruktion zu verbessern. Alle Aufnahmen werden manuell zueinander ausgerichtet, so dass die Nadelachse als Rotationsachse für die Radontransformation gewählt wird. Das Tomogramm wird von einem Tomographie-Softwarepaket (IMOD) berechnet und visualisiert [24]. Ein erweitertes Rendering von 3D-Strukturen wird mit der kostenlosen und quelloffenen Computergrafiksoftware Blender (Blender Foundation) durchgeführt.

In dieser Arbeit werden zwei unterschiedliche Methoden zur Visualisierung angewendet. Aus dem 3D-rekonstruierten Volumen werden zweidimensionale Schichten extrahiert. Solche Scheiben haben eine endgültige Dicke, über die die Voxel-(3D-Pixel)-Intensitäten integriert werden, um das Signal-Rausch-Verhältnis zu verbessern. Die ideale Schichtbreite ist ein Kompromiss zwischen Rauschunterdrückung und Kontrastunschärfe aufgrund einer Mittelung der Probenvariationen senkrecht zur Schicht. Eine andere Visualisierungsmethode ist die Isoflächendarstellung. Es wird bei ausreichendem Kontrast zwischen zwei benachbarten Materialien verwendet. Im Allgemeinen ist die Isofläche eine 3D-Oberflächendarstellung von Voxeln mit konstanter Intensität. Die mittlere Intensität zwischen zwei Materialien wird gewählt, um eine Isofläche zu konstruieren, die die Grenzfläche der benachbarten Materialien reproduziert.

Obwohl HAADF-Aufnahmen als Grundlage der Tomogrammberechnung verwendet werden, stammt die rekonstruierte Intensitätsverteilung nicht nur aus der chemischen Zusammensetzung der Probe. Kristalline Defekte in der Probe [25] oder andererseits eine Fehlausrichtung der Schliffbilder und Verzerrungen der Schliffbilder durch Probendrift oder Magnetfeldstörungen beeinflussen die rekonstruierten Intensitäten und damit die endgültige Auflösung. Gleiches gilt für intrinsische Rekonstruktionsfehler wie Schröpfartefakte [26] oder die Grenze der Ortsauflösung des Tomogramms durch das Crowther-Kriterium [27] (limited Sampling). Letzteres sollte insbesondere bei dicken Tomographienadeln von mehreren hundert Nanometern in Betracht gezogen werden. Wenn die Größe des zu rekonstruierenden Objekts erhöht wird, wird die Auflösung des Tomogramms schlechter, wenn die Anzahl der Aufnahmen festgelegt wird.

Ergebnisse und Diskussion

Oberflächenmorphologie und Kristallfacettierung

Abbildung 3 a und b zeigen die Isooberflächen-Darstellungen einer vollständigen NW und einer NW-Spitze in perspektivischer Ansicht (Mitte) und in verschiedenen Ansichten entlang niedriger Indexrichtungen in Schritten von 30°. Die Abbildung zeigt die äußere Kristallform bzw. die Oberflächenfacettierung. Der untere Abschnitt der Rekonstruktion zeigt den erwarteten hexagonalen Zylinder des NW, mit regelmäßigen unpolaren \( \left\{1\overline{1}00\right\} \) m -Plane Oberflächenfacetten. Die Kristallfacetten und -ebenen werden auf der Grundlage des entsprechenden Elektronenbeugungsmusters bestimmt, das gleichzeitig mit HAADF-Bildern aufgenommen wurde. Ein Beispiel für ein solches SAD-Muster ist für die − 90°-Orientierung gegeben, d. h. entlang der [\( 1\overline{1}00\Big]\)-Zonenachse (vgl. Abb. 3b). Die NW-Spitze spiegelt eine Pyramidenform bestehend aus \( \left\{1\overline{1}01\right\} \) s -ebene und \( \left\{1\overline{1}02\right\} \) r -ebene Facetten, die jedoch nicht perfekt symmetrisch zueinander positioniert sind. Eine sehr kleine, dreieckige Oberflächenfacette (in Abb. 3b durch grüne Pfeile markiert) befindet sich nahe der NW-Spitze, die höchstwahrscheinlich ein \(\left\{2\overline{2}01\right\}\) darstellt. -Typ Facette. Solche leichten Asymmetrien in der pyramidenförmigen Spitzenform findet man häufig an der Probe (vgl. Abb. 1). Der Grund für diese Abweichung hängt mit Fehlerinteraktionen zusammen, wie im nächsten Absatz erörtert.

Isoflächendarstellung von a ein einzelner NW und b ein NW-Apex mit einer perspektivischen Ansicht in der Mitte und verschiedenen Blickwinkeln entlang niedriger Indexrichtungen von GaN (ZA, Zonenachse). Außerdem einige beispielhafte m -, s -, und r -Ebenen-Facetten sind beschriftet (grüne Pfeile zeigen eine Facette vom \( \left\{2\overline{2}01\right\} \) -Typ an)

Über dem beschrifteten r -ebenen Facette und der \(\left\{2\overline{2}01\right\}\) Facette bildet sich ganz oben ein unregelmäßiger NW-„Hut“. Hochauflösende (HR) TEM-Messungen an einer Lamellen-TEM-Probe, die mehrere NWs desselben Wafers enthält, zeigen das Vorhandensein von Stapelfehlern und die Änderung des Kristallgitters von hexagonal zu kubisch im oberen NW-Bereich (hier nicht gezeigt). Diese Strukturänderungen stimmen mit unseren bisherigen Beobachtungen überein, die durch die Instabilität der Kristallphase aufgrund der deutlich niedrigeren Wachstumstemperatur für das Wachstum der GaN-Außenhülle (ca. 625 °C) im Vergleich zum GaN-Kern (ca .850°C) [5, 7].

Interne (In,Ga)N-Schalenstruktur

Das Tomogramm des NW wurde verwendet, um Informationen über die innere Struktur der (In,Ga)N-Schale, ihre chemische Zusammensetzung und räumliche Verteilung zu extrahieren. Eine 3D-Isooberflächen-Darstellung der Schalenstruktur ist aufgrund des geringen Voxelkontrasts zwischen (In,Ga)N-Schale und GaN-Matrixmaterial nicht leicht zugänglich. Daher wird alternativ die innere Schalenstruktur visualisiert, indem dünne Schnitte aus dem rekonstruierten 3D-Tomogramm extrahiert werden.

Abbildung 4 zeigt als Beispiel fünf Querschnittsschnitte durch die NW-Spitze und entlang der [0001]-Drahtachse. Jede Scheibe hat eine Dicke von etwa 7 nm. Die Orientierung der Schichten wurde so gewählt, dass die hexagonale sechszählige Symmetrie berücksichtigt wird. Daher sind die Schichten um 30° zueinander gedreht – entsprechend der in Fig. 3b eingeführten Kennzeichnung. Um diesen Punkt weiter zu veranschaulichen, ein 3D-gerendertes Bild des NW zusammen mit der räumlichen Position der Schicht, die um − 60° geneigt ist (dh die Schicht parallel zu \( \left(\overline{2}110\right) \ ) Gitterebene) ist zusätzlich in der Abbildung angegeben.

Querschnittsschnitte durch das Tomogramm. Eine gerenderte 3D-Darstellung des NW und einer Schicht (obere linke Ecke) gibt die räumliche Position der – 60° geneigten Schicht an. Alle Schnitte werden um eine Achse gedreht, die die NW-Spitze durchdringt und die parallel zur [0001] NW-Wachstumsachse ist. Eine Inversionsdomäne (ID) und der Ort von Stapelfehlern (SF) sind gekennzeichnet. Die Schichtorientierungen entsprechen der Beschriftung von Abb. 3. Die Länge des schwarzen Maßstabsbalkens entspricht 50 nm

Die rekonstruierten Voxel von (In,Ga)N haben etwas höhere Intensitäten als diejenigen von GaN. Folglich wird GaN unter Bezugnahme auf den Farbcode von Fig. 4 grün dargestellt, während In-haltige Schichten zur Verdeutlichung rötlich erscheinen. Die Querschnittsscheiben zeigen die Kern-Schale-Struktur des NW. Aufgrund der reduzierten Wachstumstemperatur für (In,Ga)N-Überwachsen ist davon auszugehen, dass die Morphologie des GaN-Kerns unverändert bleibt und das (In,Ga)N-Wachstum konform verläuft. Somit replizieren sowohl die (In,Ga)N-Innenschale als auch die GaN-Außenschale grob die Morphologie des GaN-NW-Kerns. Insbesondere bildet die (In,Ga)N-Schicht eine vollständige m- ebene Schale um den Draht, die sich in s verwandelt - und r -plan facettierte Pyramidenschalen an der Spitze des NW. Die Spitze der inneren Schale ist aufgeweitet und bildet eine sogenannte (In,Ga)N DIW-Konfiguration mit der Form eines umgekehrten Pyramidenstumpfes mit sechseckiger Basis bestehend aus c -Ebenenfacetten als obere und untere Begrenzung (siehe nächster Absatz).

Darüber hinaus gibt Abb. 4 einen Überblick über die verschiedenen (In,Ga)N-Schichtdicken. Die m -ebene Schale ist nur 1 nm dick (gemäß HAADF STEM-Aufnahmen entlang der \(\left\langle 11\overline{2}0\right\rangle\)-Richtung, vgl. Zusatzdatei 1:Abbildung S1) während die s - und r -Plane Facetten haben Dicken im Bereich von 8 bis 14 nm. Dieser Dickenunterschied ist eine Folge der heterogenen Wachstumsraten [28, 29] der verschiedenen Facetten und des durch die geringe Indiumdiffusion induzierten Schatteneffekts beim MBE-Wachstum [30]. Außerdem sind die Indiumatome nicht homogen entlang der Schalenstruktur verteilt, da die Indiumeinbaurate von der Facettenorientierung mit dem höchsten Wert in c . abhängt -ebene Schichten [31]. Außerdem scheint die Konzentration in einigen Bereichen der Hülle in der Nähe der Grenzflächen höher zu sein. Es sollte erwähnt werden, dass die m -Flugzeughülle wird bei der Rekonstruktion nur schlecht aufgelöst. Die Rotationsachse der Radon-Transformation wurde so gewählt, dass sie die NW-Spitze durchdringt, um die beste Tomographie-Auflösung im Zentrum des NW gemäß dem Crowther-Kriterium zu erreichen.

Die – 60°-orientierte Schicht zeigt einen Streifen hoher Intensität mit einer Breite von 10 nm. Dieser Streifen war auch in den HAADF-Bildern der Tilt-Serie als heller Kontrast zu sehen. Dunkelfeld g₀₀₀₂ Messungen weisen auf das Vorhandensein von Inversionsdomänengrenzen hin, was mit der Beobachtung ähnlicher Strukturen von Kong et al. übereinstimmt [32]. Es wurde festgestellt, dass die Inversionsdomäne durch eine unbeabsichtigte Atomschicht aus Titan (Maskenreste) induziert wurde, die sich zwischen Substrat und NW befindet. Die Elektronentomographie dieser Inversionsdomäne zeigt die Form eines elliptischen Zylinders, wie im Folgenden demonstriert wird.

Zusätzlich zu den Querschnittsschnitten wurden eine Reihe von Draufsichtschnitten durch das Tomogramm senkrecht zur NW-Achse gemacht, um eine vollständige 3D-Darstellung der Schalenstruktur zu erhalten. Neun Schichten in unterschiedlichen Höhen sind in Fig. 5 zusammen mit einer Darstellung der räumlichen Position der ersten Schicht zusammen mit einem Querschnitt gezeigt, der die unterschiedlichen Höhenpositionen darstellt. Alle Schnitte in der Draufsicht haben eine Breite von 3,6 nm.

Draufsichtschnitte durch das Tomogramm. Eine gerenderte 3D-Darstellung der NW und eine Schicht (obere linke Ecke) geben die räumliche Position von Schicht 1 an. Alle Schichten sind senkrecht zur [0001]-Richtung, und die verschiedenen Schichtpositionen sind in der Querschnittsschicht (unten rechts) beschriftet ). Die Scheiben haben eine Breite von 3,6 nm. Die Länge des weißen Skalenbalkens entspricht 50 nm

Die Betrachtung von Abb. 5 bietet zwei neue Einblicke in die innere NW-Struktur, die ohne Elektronentomographie experimentell nicht zugänglich war. Zunächst ist direkt ersichtlich, dass der NW-Durchmesser und damit die Draufsicht-Schnittfläche von unten nach oben abnimmt, was auf die bleistiftartige Form der NW zurückzuführen ist. Es ist jedoch bemerkenswert, dass die Seitenwand nahe der elliptischen zylinderartigen Inversionsdomäne an ihrer Position bleibt und ihre Dimension langsamer ändert als die anderen Seitenwände. Ein Vergleich mit der Isoflächendarstellung (vgl. Abb. 3) zeigt, dass diese Seitenwand der äußeren GaN-Schale mit dem sehr langgestreckten m . entspricht -ebene Facette, die in eine dreieckige, \( \left\{2\overline{2}01\right\}\)-ähnliche Facette übergeht (grüner Pfeil in Abb. 3). Daraus kann geschlossen werden, dass die Anwesenheit der Inversionsdomäne die Gesamtwachstumskinetik beeinflusst, was zu einem Pinning der am nächsten gelegenen Seitenwand führt. Folglich wird das Zentrum der NW-Spitze in Richtung des Inversionsbereichs verschoben, und die gegenüberliegenden Facetten müssen sich in niedrigeren Höhen von m . drehen -Flugzeug nach s - und r -plane Facetten, um die verschobene NW-Spitze zu bilden.

Zweitens ist die (In,Ga)N-Schale nicht immer parallel zum m -, r -, oder s -plane facettierte GaN-Seitenwand. Im unteren Teil des NW reproduziert die (In,Ga)N-Schale eins zu eins die Form des GaN-Kerns mit m -plane Facetten genau wie die GaN-Außenhülle. Andererseits weicht die innere (In,Ga)N-Schale an der pyramidenförmigen Spitze des NW von der hexagonalen Form der äußeren GaN-Schale ab. Schicht 4 in Fig. 5 zeigt beispielsweise, dass die äußere GaN-Facette und die (In,Ga)N-Schale Facetten aufweisen, die aus Symmetriegründen um 30° in die erwartete Ausrichtung gedreht sind. Diese Facetten entsprechen halbpolaren \(\left\{11\overline{2}l\right\}\) Facetten. Bei Schicht 1 und 2 kehrt die (In,Ga)N-Schale zur Spitze hin zu einer hexagonalen Form zurück, wobei zwei der sechs Facetten nur schwach ausgeprägt sind. Diese Abweichung von der hexagonalen Form ist unerwartet und kann nur durch Elektronentomographie aufgedeckt werden. Bemerkenswert ist, dass die äußere GaN-Schale die Form der inneren (In,Ga)N-Schale nicht vollständig repliziert, sondern die NW-Form sich in die erwartete hexagonale Symmetrie eines GaN-NW ändert.

Punkt-in-Draht-Struktur

Wie zuvor in den Fign. In den 4 und 5 befindet sich an der Spitze der (In,Ga)N-Schale eine Insertion mit erhöhtem Indiumgehalt. Eine detailliertere Ansicht dieser DIW-Struktur ist in Fig. 6 dargestellt. Die Abbildung zeigt vergrößerte Versionen sowohl der Draufsicht als auch der Querschnittsschichten der tomografischen Rekonstruktion. Darüber hinaus zeigt es eine Isoflächendarstellung der 3D-Form des Punktes sowie der per EDX gemessenen Indiumverteilung. Die EDX-Analyse wird vom Apex eines ähnlichen NW des gleichen Wafers durchgeführt.

Vergrößertes a Draufsicht und b , c tomographische Schnitte der Fign. 4 und 5 zeigen die Morphologie der Punkt-in-Draht-Struktur. d 3D Isoflächendarstellung des (In,Ga)N Punktes. Die EDX-Messungen an einer ähnlichen NW-Spitze werden in Form von e . dargestellt eine EDX-Karte mit der räumlichen Indiumverteilung und f ein EDX-Spektrum, das aus der Karte in drei verschiedenen Regionen extrahiert wurde:(I) im (In,Ga)N-Punkt, (II) in der (In,Ga)N-Schale und (III) in der äußeren GaN-Schale

Die drei Schnitte in Abb. 6a–c zeigen die Form und die Abmessungen des Punktes. Basierend auf der Draufsicht in (a) zeigt der Punkt fast die Geometrie eines Parallelogramms anstelle eines Sechsecks mit zwei weniger ausgeprägten Seitenwänden. Die Längen der beiden größeren Seitenwandpaare betragen 32 nm bzw. 24 nm. Die Höhe des Punktes – wie durch die beiden Querschnittsscheiben in (b) und (c) gegeben – beträgt etwa 14 nm. Darüber hinaus zeigen die Querschnittsscheiben eine seitliche Verbreiterung des Punktes nach oben hin, die von einer Bildung von r . begleitet wird - und s -ebene Seitenfacetten, wobei die untere und obere Form c . bilden -Ebene Facetten. Dabei ähnelt die Punktstruktur einem umgekehrten Pyramidenstumpf mit einer verzerrten sechseckigen Basis. Diese 3D-Form des Nanopunkts wird weiter durch die Isoflächendarstellung in Abb. 6d veranschaulicht, die die facettierte Form des Punktes bestätigt und zusätzlich zeigt, dass das untere c -plane Facette weist eine höhere Rauheit auf.

Abbildung 6e und f zeigen das Ergebnis der EDX-Messung anhand einer Indiumkarte in Kombination mit Spektren, die von Positionen innerhalb des (In,Ga)N-Punkts (I) und der Hülle (II) sowie in der GaN-Außenhülle aufgenommen wurden (III). Keine Intensität des In-Lα ₁ Linie wird in der GaN-Region (III) nachgewiesen. Andererseits gibt es einen enormen Unterschied in der Linienintensität zwischen Schale und Punkt, was den enormen Unterschied in der Indiumkonzentration bestätigt [7]. Der Indiumgehalt des Punktes wird grob auf (24 ± 6) % geschätzt (weitere Informationen finden Sie in Zusatzdatei 1:Abbildung S2). Die EDX-Karte erlaubt daher eine klare räumliche Trennung zwischen der (In,Ga)N-Schale und dem Punkt, was gleichzeitig ihre facettierte Form beweist. Darüber hinaus zeigt die EDX-Karte, dass die Voxel hoher Intensität im Tomogramm sehr nahe an der NW-Spitze nicht von Indiumeinlagerungen herrühren. Diese Intensitätszunahme kann dem HAADF-Kontrast zugeschrieben werden, der durch Stapelfehler in der gestörten „Hut“-Region entsteht [25]. Darüber hinaus hat die Spitze im Vergleich zu den anderen Teilen des NW eine viel geringere Dicke, was zu einer Überbewertung der Massendichte der Spitzenregion führt [26].

Die 3D-Isooberflächen-Darstellung des (In,Ga)N-Punkts zeigt eine signifikante chemische Rauheit der unteren Grenzfläche im Vergleich zum glatten c -Ebenen-Schnittstelle oben (vgl. Abb. 6d). Der Ursprung dieser Rauheit kann mit dem Keimbildungsmechanismus von (In,Ga)N auf der facettenreichen Spitze des GaN-NW-Kerns in Verbindung gebracht werden. Während das (In,Ga)N-Wachstum auf m -, r -, und s -planes tritt aufgrund der geringen Indiumkonzentration im 2D-Modus auf, dem viel höheren Indiumgehalt (In,Ga)N auf c -plane führt zum Wachstum gespannter 3D-Kerne. Diese Kerne erzeugen Spannungen in ihrer Umgebung, die die Grenzfläche verformen und schließlich zu der gemessenen Rauheit führen.

Schlussfolgerungen

Ein (In,Ga)N/GaN-Kern-Schale-NW wurde elektronentomographisch untersucht. Die Isoflächendarstellung sowie tomographische Schnitte ermöglichten die Bestimmung der Facettierung der GaN-Außenschale und der (In,Ga)N-Innenschale. Es wurde gezeigt, dass die Symmetrie des NW durch das Vorhandensein einer zylindrischen Inversionsdomäne gestört wird. Insbesondere wurde eine Abweichung der erwarteten hexagonalen Symmetrie der inneren (In,Ga)N-Schale aufgeklärt, die nur elektronentomographisch aufgeklärt werden konnte. Außerdem wurden Unterschiede der (In,Ga)N-Schalendicke und des Indiumeinbaus der verschiedenen Facetten analysiert. Darüber hinaus wurde die Morphologie der (In,Ga)N-DIW-Struktur detailliert charakterisiert. Es hat sich gezeigt, dass der Punkt facettiert ist und im Vergleich zur Schale einen deutlich höheren Indiumanteil enthält. Eine ergänzende EDX-Karte wurde verwendet, um die Voxel-Intensitäten des Tomogramms zu bestätigen, die beispielsweise durch Stapelfehler beeinflusst wurden, die sich an der äußersten NW-Spitze bildeten, die auf das Wachstum der äußeren GaN-Schale bei niedrigen Temperaturen zurückzuführen sein könnten.

Die tomographische Analyse liefert eine vollständige Abbildung der komplexen Kern-Schale-Struktur des untersuchten NW. Der GaN-Kern hat eine hexagonale Form einschließlich einer pyramidenförmigen Spitze mit leichten Abweichungen aufgrund des Einflusses einer Inversionsdomäne, und die (In,Ga)N-Schale repliziert eins zu eins die Form des Kerns. Unerwarteterweise reproduziert die äußere GaN-Schale nicht die Form der inneren (In,Ga)N-Schale und des GaN-Kerns; stattdessen wird es auf der Grundlage der hexagonalen Symmetrie in die erwartete Form umgewandelt. Die Ergebnisse zeigen, dass die Elektronentomographie Einblicke in die Entwicklung der Kern-Schale-Strukturbildung während des Wachstums ermöglicht.

Zukünftige Untersuchungen auf diesem Gebiet weisen auf das Problem der Legierungsstabilität und möglicher Legierungsfluktuationen auf der Nanometerskala und deren räumliche Verteilung hin, da sie das Emissionsverhalten und die optischen Eigenschaften stark beeinflussen. Daher könnte unser Versuch sein, die räumliche Auflösung und chemische Empfindlichkeit unserer 3D-Rekonstruktion der (In,Ga)N-DIW-Struktur zu verbessern, um Inhomogenitäten und Nanocluster von Indiumlegierungen erkennen zu können.

Verfügbarkeit von Daten und Materialien

Die in der aktuellen Studie verwendeten und analysierten Datensätze sind auf begründete Anfrage beim entsprechenden Autor erhältlich.

Abkürzungen

(S)TEM:

(Raster-) Transmissionselektronenmikroskop

BF:

Hellfeld

DIW:

Punkt im Draht

EDX:

Energiedispersives Röntgen

FIB:

Fokussierter Ionenstrahl

HAADF:

Ringförmiges Dunkelfeld mit großem Winkel

ID:

Inversionsdomäne

MBE:

Molekularstrahlepitaxie

NW:

Nanodraht

PAMBE:

Plasmagestützte MBE

QD:

Quantenpunkt

SAD:

Ausgewählte Flächenbeugung

SAG:

Selective area growth

SEM:

Rasterelektronenmikroskopie

SF:

Stacking faults

ZA:

Zone axis