Abstimmung der Oberflächenmorphologien und -eigenschaften von ZnO-Filmen durch das Design der Grenzflächenschicht

Hintergrund

ZnO ist aufgrund seiner großen Bandlücke (3,37 eV) und der hohen Exzitonenbindungsenergie (60 meV) ein wichtiger Halbleiter für optoelektronische Anwendungen [1]. Verschiedene ZnO-Nanostrukturen wie 1D-Nanobelts [2], Nanodrähte [3], Nanopoints [4], Nanostäbchen [5], Nanokabel und Nanoröhren [6], 2D-Nanowände [7] und 3D-Nanotürme [8] wurden erfolgreich synthetisiert. Die Morphologien und optoelektronischen Eigenschaften von ZnO-Nanostrukturen und ZnO-Filmen werden durch Anpassung ihrer Herstellungsbedingungen kontrolliert [8,9,10,11,12,13,14,15,16,17,18,19,20,21,22,23 ,24,25,26,27]. Die Kristallinitäten und Morphologien von ZnO-basierten Filmen standen im Mittelpunkt vieler Studien [9, 11, 12, 15, 16, 19, 21, 23, 24, 25], da diese Eigenschaften eine wichtige Rolle bei Geräteanwendungen spielen. Die meisten ZnO-Filme, einschließlich derjenigen, die durch PLD [12], Molekularstrahlepitaxie (MBE) [24], MOCVD [25] und MS [13, 21, 22] gezüchtet wurden, zeigten „partikelartige“ Oberflächenmorphologien. Unkonventionelle Oberflächenmorphologien wie vernetzte Nanostrukturen, Nanoblätter, säulenförmige Nanostäbchen [28] und maiskornsaatartige Morphologien [29] wurden ebenfalls beschrieben. 2009 haben Sekine et al. berichteten, dass ZnO-Filme mit Nanoridge-Oberflächenmorphologien eine hohe Leistungsumwandlungseffizienz von etwa 25 % gegenüber ähnlichen Solarzellen, die aus planaren ZnO-Nanopartikelfilmen bestehen, aufwiesen [19]. Banalet al. untersuchten den Bildungsmechanismus dieser Rippenstruktur in einem AlN/Saphir-System und fanden heraus, dass die AlN-Rippenstruktur aufgrund der verstärkten Migration von Al-Atomen durch eine alternierende Quellenversorgung gebildet wurde [30]. Neben den Oberflächenstrukturen wurden die Kristallinitäten und optoelektronischen Eigenschaften von ZnO-Filmen in mehreren Studien diskutiert [9, 11, 22, 29, 31, 32, 33], in denen Dotieren, Pufferschichten und Nachtempern haben sich als vorteilhaft erwiesen, um die Eigenschaften von ZnO-Filmen zu verbessern. In dieser Arbeit berichten wir über die Bildung von rippenstrukturierten ZnO-Filmen durch das Design einer zusätzlichen Grenzschicht und die Anpassung der anfänglichen Wachstumsbedingungen in MBE auf MgO(111)-Substraten. Diese Eigenschaften wurden bisher selten für durch MBE gezüchtete ZnO-Filme beobachtet. MgO(111) wurde aufgrund seiner ähnlichen hexagonalen Struktur wie die ZnO(0001)-Ebene als Substrat gewählt. Darüber hinaus wird MgO(111) häufig als Pufferschicht für ein qualitativ hochwertiges ZnO-Wachstum verwendet [32, 33].

Methoden

Die MgO(111)-Substrate wurden durch Ultraschall in Aceton und Ethanol gereinigt und anschließend mit Stickstoff getrocknet, bevor sie unter Ultrahochvakuum in die MBE-Wachstumskammer eingebracht wurden. Alle Substrate wurden in einem Sauerstoffplasma mit einem Partialdruck von 5 × 10 ^–5 . getempert mbar und einer Leistung von 250 W bei 490 °C für 60 min. Dann wurde eine Reihe von ZnO-Filmen mit unterschiedlichen anfänglichen Wachstumsbedingungen gezüchtet, wobei die detaillierten Wachstumsparameter in Tabelle 1 und Zusatzdatei 1 aufgeführt sind. Schritt (a) ist hier die thermische Behandlung des Substrats und Schritt (b) bezieht sich auf das Wachstum der ersten Pufferschicht (BLI) ohne Plasma, ein wichtiger Schritt zur Veränderung der Oberflächenmorphologie. In früheren Berichten haben Niedertemperatur(LT)-Pufferschichttechniken, die die Atomdiffusion an der Grenzfläche reduzieren und das Überfließen von Mg-Atomen aus dem Substrat in das anschließende Hochtemperatur(HT)-Wachstum verhindern können [18, 34] wurden verwendet, um die Kristallinitäten von ZnO-Filmen zu verbessern, die durch MBE gezüchtet wurden [15, 33, 35]. Somit dient eine Kombination aus LT-Wachstum in Schritt (c) als zweite BL (BLII) nach dem anfänglichen Wachstum, und in dieser Arbeit beträgt die Dicke der LT-Schicht ungefähr 5 nm. HT-Wachstum wird für weiteres ZnO-Filmwachstum verwendet, wie in Schritt (d) gezeigt. Entsprechend den unterschiedlichen Merkmalen der Oberflächenmorphologie werden die Proben als ZnO-Partikel (ZnO-P) und ZnO-Rippen (ZnO-R1 und ZnO-R2) bezeichnet. Der ZnO-P-Film wurde ohne BLI gezüchtet, der ZnO-R1-Film wurde unter den gleichen Bedingungen, aber mit der Einfügung von BLI in den Wachstumsprozess in der Anfangsphase gezüchtet, und die ZnO-R2-Probe wurde ebenfalls mit einem modifizierten Verfahren gezüchtet mit einem BLI, wie in Tabelle 1 aufgeführt. In-situ-Reflexions-Hochenergieelektronenbeugung (RHEED) wurde verwendet, um die Oberflächenstrukturen des MgO-Substrats (vor der Abscheidung von ZnO) und der ZnO-Filme (nach der Abscheidung) zu untersuchen. Die Oberflächenmorphologien und -rauheiten wurden durch ex situ AFM und SEM charakterisiert. Die Wachstumsorientierungen und Kristallinitäten der Filme wurden weiter durch XRD unter Verwendung einer Cu-Anode bestimmt (K _α1 = 1,54056 Å). Darüber hinaus wurden ihre optoelektronischen Eigenschaften durch Photolumineszenz(PL)-Messungen untersucht.

Diskussion

Die Oberflächenmorphologien der ZnO-Filme mit unterschiedlichen Wachstumsbedingungen wurden mit AFM untersucht. Die eingefügte Grenzflächenschicht hatte einen wichtigen Einfluss auf die Oberflächenmorphologien der Dünnfilme. In Abb. 1a zeigt das AFM-Bild des ZnO-P-Films eine Verteilung von Nanopartikeln. Andererseits zeigen die AFM-Bilder sowohl des ZnO-R1- als auch des ZnO-R2-Films eher gratartige Merkmale, wie in Abb. 1b, c gezeigt. Abbildung 1d–f zeigt die vergrößerten Bilder des quadratischen Bereichs (durch gestrichelte schwarze Linien markiert) in den Abbildungen 1a–c. Der mittlere Partikeldurchmesser von ZnO-P in Fig. 1d beträgt ungefähr 70 nm, und die mittlere Rippenbreite von ZnO-R1 in Fig. 1e beträgt ungefähr 70 nm, wobei viele Öffnungen zwischen den Rippen vorhanden sind. Bei der modifizierten ZnO-R2-Probe sind die Rippen kompakter und breiter als die in ZnO-R1, mit einer mittleren Breite von 90 nm und weniger Löchern zwischen den Rippen. Die Oberflächenrauhigkeiten werden außerdem durch die quadratischen Mittelwerte (RMS) von 4,15, 7,51 und 3,10 nm für die ZnO-P-, ZnO-R1- bzw. ZnO-R2-Filme bestätigt. In unseren Exemplaren spielt BLI eine wichtige Rolle in der Morphologie. Es wurde eine Reihe von Proben mit unterschiedlichen Substrattemperaturen mit BLI hergestellt, die alle rippenartige Oberflächenmorphologien aufweisen, aber einige Proben weisen Oberflächenfehler auf, wie in Zusatzdatei 1 gezeigt. Basierend auf dem Vergleich der Filme mit und ohne BLI, die anfängliche Es wurde festgestellt, dass die Nukleation von ZnO die endgültige spezifische Morphologie bestimmt. Darüber hinaus spielte auch der Sauerstoffdruck eine sehr wichtige Rolle bei dem Nukleationsprozess, der eine hohe Empfindlichkeit zeigte, da Zn-Atome aufgrund ihrer geringen Adhäsionsenergie leicht ohne umgebenden Sauerstoff desorbieren konnten [36, 37]. Diese spezielle Ridge-Morphologie ähnelt in gewisser Weise der eines früheren Berichts [38], in dem eine partikelartige Morphologie bestehend aus 3D-Kolumnarkörnern nach einer 30-minütigen HT-Nachtemperung in eine Nanoridge-Morphologie umgewandelt wurde, die die laterale Koaleszenz antrieb der Körner. In dieser Arbeit tritt jedoch während der Wachstumsstadien eine laterale Koaleszenz auf. Ähnlich wie bei der anfänglichen Nukleation von AlN [30] wandern die Zn-Atome bevorzugt zu speziellen Stufenkanten des Substrats, gefolgt von einer Kombination mit O₂ um an den Kanten ZnO zu bilden, obwohl O₂ wird nicht durch Plasma aktiviert, wodurch die rippenartige Morphologie gebildet wird. Die Oberflächenmigration von Adatomen während der anfänglichen Wachstumsphase (eine extrem flache Oberfläche) würde zu hochwertigen ZnO-Kristallen führen. Auf der anderen Seite wird der ZnO-Film ohne BLI direkt auf der Substratoberfläche abgeschieden, wobei O durch Plasma aktiviert wird, was zu einer typischen Nanopartikel-Oberflächenmorphologie führt. Daher ist die Grenzschicht, die hauptsächlich durch den anfänglichen Wachstumsprozess bestimmt wird, der Hauptfaktor, der zur endgültigen ZnO-Morphologie führt. Unsere Ergebnisse ähneln denen früherer Studien, die berichteten, dass die eingefügte BL die Kornkoaleszenz in den Filmen anregt [11, 31]. Darüber hinaus könnte der HT-Prozess die ZnMgO-Bildung an der Grenzfläche von ZnO und MgO über die Diffusion von Zn- und Mg-Atomen in das MgO-Substrat und den ZnO-Film [37, 39] und weitere Verdampfung [38] erleichtern. Es wurde auch eine SEM durchgeführt, um die Oberflächenmorphologien der ZnO-Dünnschichten zu charakterisieren, wie in Zusätzliche Datei 1 gezeigt:Abbildung S2. Die beiden SEM-Bilder der ZnO-Filme mit typischen Partikel- und rippenartigen Oberflächenmorphologien zeigen ähnliche Ergebnisse wie die von AFM.

AFM-Ergebnisse. a –c AFM-Bilder der Oberflächenmorphologien des ZnO-Films (5 μm). d –f Vergrößerte Bilder der quadratischen Bereiche (gekennzeichnet durch gestrichelte schwarze Linien) in a –c

Abbildung 2 zeigt die XRD-Ergebnisse der mit und ohne BLI gewachsenen ZnO-Filme. Bei allen drei Proben wurde nur ein ZnO-Peak beobachtet, was auf stark (0001)-orientierte Textstrukturen hinweist. Die Positionen der ZnO(0002)-Peaks reichten von 34,36° bis 34,38° und zeigten kleinere Verschiebungen im Vergleich zu denen von Bulk-ZnO (34,4°). In dieser Arbeit lagen die Peakpositionen bei 34,38 °, 34,37 ° und 34,36 ° für ZnO-P, ZnO-R1 bzw. ZnO-R2. Nach der Scherrer-Gleichung ist 2d Sündeθ = jλ , die Gitterkonstanten entlang des c wurde berechnet, dass die Achse größer als die von ZnO ist, was darauf hindeutet, dass diese Filme eine Zugspannung entlang der c . aufweisen Achse. Zwei mögliche Faktoren, die die Gitterspannung beeinflussen, werden durch die Variation der (0002)-Beugungspeakposition veranschaulicht:(1) die Gitterfehlanpassung zwischen dem ZnO-Film und dem MgO(111)-Substrat und (2) das Vorhandensein von Punktdefekten (Leerstellen und Zwischengitteratome) verursacht durch die Wachstumsbedingungen, wie z. B. Zn-reiche oder sauerstoffreiche Bedingungen [40]. Die Intensitäten der (0002)-Peaks für ZnO-Filme wurden unter Verwendung des MgO-Substrat-Peaks bei 33,26° normalisiert. Die ZnO(0002)-Peakintensität von ZnO-P ist offensichtlich schwächer als die von ZnO-R1 und ZnO-R2. Darüber hinaus betragen die FWHM-Werte für ZnO-P, ZnO-R1 und ZnO-R2 0,229, 0,202 bzw. 0,182, wie im oberen linken Einschub von Abb. 2 gezeigt. Der FWHM-Wert steht in Zusammenhang mit der Versetzung Dichte [11, 41], wobei ein größerer Wert die Möglichkeit von mehr Versetzungen in den Filmen anzeigt. Daher zeigen die rippenartigen ZnO-Filme eine bessere Kristallisation als die partikelförmigen Filme, was darauf hindeutet, dass die seitliche Koaleszenz kleiner Körner die Kristallinität von ZnO-Filmen stark verbessert, was mit früheren Ergebnissen übereinstimmt [11, 14, 15, 31]. Da die Temperatur einer der wichtigsten Wachstumsparameter ist, wurde die BLI-Wachstumstemperatur auf 250 bis 450 °C eingestellt, und die optimale Temperatur lag bei 315 °C. Ähnlich wie bei den AFM-Ergebnissen führt eine ungeeignete Temperatur zu einer schlechten Kristallinität und zu schlechten optischen Eigenschaften (siehe unten). Die Spitzenintensität von ZnO(0002) nimmt ab, wenn die Temperatur zu niedrig (z. B. 250 °C) oder zu hoch (z. B. 450 °C) ist, wie in Zusatzdatei 1 gezeigt.

XRD-Ergebnisse. XRD-Muster des MgO(111)-Substrats und von Filmen mit partikel- oder gratartigen Morphologien. Der Einschub zeigt die FWHMs des ZnO(0002)-Peaks für diese drei Proben

Die Entwicklung der Probenoberflächenstruktur während des Wachstumsprozesses wurde mit in situ RHEED verfolgt. Die RHEED-Muster dieser drei gewachsenen ZnO-Filme zeigen fleckige Merkmale für entweder eine partikelförmige oder eine rippenartige Oberflächenmorphologie, wie in Abb. 3 gezeigt. Das Muster des Substrats nach der Wärmebehandlung zeigt streifige Merkmale (Abb. 3a-I, bI, cI), was auf das Vorhandensein einer flachen Oberfläche hinweist, und der Abstand zwischen den Streifen entspricht einer Gitterkonstante in der Ebene von 0,298 nm für die MgO(111)-Ebene. Ohne BLI in ZnO-P weist die Vermischung von Flecken und Streifen darauf hin, dass nach dem LT-Wachstum von BLII ZnO-Körner auf der Substratoberfläche nukleieren. Darüber hinaus können diese Muster verwendet werden, um den Gitterabstand abzuleiten, unter der Annahme, dass die MgO(111)-Gitterkonstante in der Ebene dem Volumenwert von 2,98 Å entspricht. Somit wird der Abstand zwischen den Streifen schmaler, wenn die Gitterkonstante in der Ebene von MgO zu ZnO übergeht, wie in Fig. 3a-I, a-IV gezeigt. Wie jedoch die blaue, kurze Strichpunktlinie anzeigt, bleibt die Gitterkonstante in der Ebene im ZnO-P-Film nach 90 Minuten Wachstum ähnlich der nach dem LT-Wachstum von BLII, d. h. größer als die in Bulk-ZnO. Somit kann eine Dehnung in der Ebene in dem Film vorhanden sein. Diese Situation verschwindet für die anderen beiden Filme mit BLI fast. Selbst bei gepunkteten Mustern sind die Gitterkonstanten in der Ebene dieser beiden ZnO-Filme denen in der Massenprobe sehr ähnlich. Von den RHEED-Mustern nach 30 min BLI-Wachstum, wie in Abb. 3b-II, c-II gezeigt, bleiben die Muster streifig, was auf relativ flache Oberflächen hinweist. Außerdem ist der Abstand zwischen diesen Streifen etwas kleiner als im Substrat, aber offensichtlich größer als der von ZnO, was auf ZnMgO-Grenzflächenschichten aufgrund der Diffusion von Zn-Atomen in das MgO(111)-Substrat zurückzuführen sein könnte [37, 42 ]. Nach Abschluss des LT-Wachstums von BLII in 5 Minuten verschwindet das Streifenmuster vollständig und wird fleckig, wie in Abb. 3b-III, c-III gezeigt, was auf ein 3D-Inselwachstumsmodell des ZnO-Films im Anfangsstadium hinweist. Diese Beobachtung stimmt mit einem früheren Bericht überein, in dem festgestellt wurde, dass die Aggregation von Adatomen zur Bildung von 3D-Inseln führt [43]. Darüber hinaus sind die Gitterkonstanten in der Ebene größer als die in Fig. 3b-II, c-II, aber immer noch kleiner als die der dicken ZnO-Filme, die in den Fig. 3b-IV, c-IV gezeigt sind. Diese Ergebnisse zeigen, dass bei der Abscheidung von BLII die ZnO-Filme abgeschieden werden, aber noch Restspannungen vorhanden sind. Dieser Stress ist nach dem anschließenden HT-Wachstum völlig entspannt. Die Muster der rippenartigen ZnO-Filme nach dem HT-Wachstum zeigen eine bessere Kristallinität im Vergleich zu den partikelförmigen ZnO-Filmen. Ein Modell der epitaktischen Beziehung zwischen dem MgO(111)-Substrat und dem ZnO-Film ist in Abb. 3d dargestellt, e:ZnO [1–210]//MgO [1–10] und ZnO [1–100]//MgO [ 11–2]. Der Gitter-Mismatch-Wert wurde mit (3,25 − 2,98)/2,98 = 9 % berechnet, was gut mit unseren RHEED-Ergebnissen übereinstimmt.

RHEED-Ergebnisse und Strukturmodelle. a –c RHEED-Muster der Oberflächenstrukturen für das Substrat und die Epischichten, aufgenommen in verschiedenen Stadien (I, II, III, IV). d , e Schematische Modelle der epitaktischen Beziehung zwischen dem MgO(111)-Substrat und den ZnO(0001)-Epischichten

Wie bereits berichtet, kann die ZnO-Wachstumsorientierung durch unterschiedliche Wachstumsbedingungen oder Substrate verändert werden [15, 27, 39]. In dieser Arbeit führt die Verwendung von sechseckigen MgO(111)-Substraten zu einer einzigen Wachstumsorientierung, die mit dem vorherigen Ausdruck der Rotationssymmetrien von Substrat und Epischicht konsistent ist, bestimmt durch die Formel [44]:\( N=\frac{\mathit{\operatorname{lcm}}\left(n,m\right)}{C_m} \), wobei N bezeichnet die Anzahl der Rotationsdomänen in der Epischicht; n und m bezeichnen die Rotationssymmetrien des Substrats (MgO(111)-Ebene) bzw. der Epischicht (ZnO(0001)-Ebene); und lcm (n ,m ) bezeichnet das kleinste gemeinsame Vielfache von n und m . Sowohl das MgO(111)-Substrat als auch der Wurtzit-ZnO-Film besitzen eine sechszählige Symmetrie; somit existiert nur eine ZnO-Domäne auf dem Substrat. Dieses Ergebnis stimmt mit den Ergebnissen der RHEED-Muster und XRD-Spektren in dieser Arbeit überein.

Die optoelektronischen Eigenschaften der ZnO-Epischichten wurden durch PL-Messungen bei Raumtemperatur untersucht, wie in Abb. 4 gezeigt. Die PL-Spektren aller ZnO-Filme enthalten eine starke Bandkantenübergangsemission bei etwa 3,23 eV, die gegenüber der in rotverschoben ist das Volumen-ZnO, und diese Verschiebung hängt mit der geänderten Bandlücke der ZnO-Filme zusammen. Frühere Berichte haben gezeigt, dass die Gitterfehlanpassung zwischen ZnO und Saphir sogar in einem Film mit einer Dicke von 1 μm bestehen kann, was zu einer Rotverschiebung von 50 meV für den Bandkanten-Emissionspeak führt [45, 46]. Darüber hinaus sind auch Variationen der Oberflächenmorphologie und der Sauerstoffleerstellen-Population die Faktoren, die diese Änderung verursachen [47]. Die PL-Emissionen der beiden gratartigen Filme weisen mit FWHMs von 123 und 133 meV für ZnO-R1 bzw. ZnO-R2 viel stärkere Intensitäten auf, die kleiner sind als die der partikelförmigen Probe und kleiner als die eines ZnO Film, der auf der (111)-Ebene von kubischem YSZ gewachsen ist [48]. Insbesondere erscheint eine grüne Emissionsbande bei ungefähr 2,5 eV in ZnO-P, die der eines auf MgO(100) abgeschiedenen ZnO-Films ähnelt [49]. Im Allgemeinen sind Sauerstoffleerstellen [50], Oberflächenmorphologie [47, 51] und auf der Oberfläche gebildete Sauerstoffcluster [52] die Hauptursachen für die grüne Emissionsbande. Es wurde berichtet, dass ZnO-Filme mit dicht vertikal ausgerichteten ZnO-Nanostäbchen stärkere grüne Emissionsbanden im Vergleich zu Filmen mit kleinen Partikel- und Nanoblatt-Morphologien aufweisen [47]. Außerdem stammt die stärkere sichtbare Emissionsbande wahrscheinlich von den zahlreichen Oberflächendefekten und Oberflächenzuständen der Dünnfilme mit größerer spezifischer Oberfläche. Zhanet al. [50] schlugen vor, dass zwei Subbanden mit einem Zentrum bei 2.14 und 2.37 eV vorhanden sind, die unbesetzten Sauerstoffleerstellen bzw. einfach besetzten Sauerstoffleerstellen entsprechen [53, 54]. Babuet al. [34] schlugen vor, dass Sauerstoffleerstellen (V_O ) und Zink-Interstitial (Zn_i ), die durch die Diffusion von Mg-Atomen an der Grenzfläche von ZnO und MgO erzeugt werden, verstärken die grüne Emission, was in guter Übereinstimmung mit theoretischen Vorhersagen ist [55]. Diese grüne Emissionsbande ist bei ZnO-R1 und ZnO-R2 viel schwächer, was an der Grenzflächen-BLI liegen könnte, die Zn-reiche Bedingungen schafft. Die Zn-Adatome können die auf dem Substrat absorbierten Sauerstoffatome verbrauchen, um ZnO zu bilden. Die ZnO-P-Probe wird jedoch ohne BLI hergestellt, wodurch die Sauerstoffcluster auf der Substratoberfläche zurückbleiben und somit eine starke grüne Emissionsbande erzeugt wird. Daher können sowohl die Sauerstoffleerstellen als auch der Oberflächenzustand für die grüne Emissionsbande verantwortlich sein, und als künstlich eingefügte Grenzflächenschicht hilft BLI, die Diffusion von Mg-Atomen aus dem Substrat in die anschließend abgeschiedenen ZnO-Epischichten zu verhindern, wodurch die grüne Emission weiter reduziert wird Band.

PL-Ergebnisse. Raumtemperatur-PL-Spektren der ZnO-Filme mit partikel- oder rippenartigen Morphologien

Schlussfolgerung

In dieser Arbeit wurden ZnO-Filme mit rippenartigen Oberflächenmorphologien, die auf den anfänglichen Sauerstoffdruck empfindlich reagierten, auf MgO(111)-Substraten hergestellt und mit einem herkömmlichen partikelartigen ZnO-Film verglichen. Eine Reihe von Experimenten wurde durchgeführt, um die Faktoren zu untersuchen, die die Morphologie beeinflussen. In-situ-RHEED-Messungen bestätigten, dass alle gewachsenen ZnO-Dünnschichten eine Wurtzit-Phase aufwiesen. Außerdem wurde vorgeschlagen, dass sich zwischen den Substraten und Epischichten Grenzflächenschichten bilden. ZnO-Filme mit sauberen rippenartigen Oberflächenmerkmalen zeigten im Vergleich zu ZnO-Filmen mit partikelartiger Oberflächenstruktur günstige Kristallinitäten und optoelektronische Eigenschaften. Unsere Arbeit legt nahe, dass die Oberflächenmorphologie, Filmkristallinität und Emissionseigenschaften durch das Einfügen einer künstlichen Grenzschicht stark verbessert werden könnten. ZnO-Filme mit rippenartigen Strukturen könnten die Anwendung von ZnO in Lasern, Vakuumfluoreszenz- oder Feldemissionsdisplays, Hochleistungs- und Hochfrequenzgeräten, Leuchtdioden usw. fördern.

Abkürzungen

AFM:

Rasterkraftmikroskopie

BL:

Pufferschicht

FWHM:

Volle Breite auf halbem Maximum

HT:

Hohe Temperatur

LT:

Niedrige Temperatur

MBE:

Molekularstrahlepitaxie

MOCVD:

Metallorganische chemische Gasphasenabscheidung

MS:

Magnetron-Sputtern

PL:

Photolumineszenz

PLD:

Gepulste Laserabscheidung

RHEED:

Reflexion hochenergetische Elektronenbeugung

SEM:

Rasterelektronenmikroskopie

XRD:

Röntgenbeugung