Verständnis der Bildung von Au-katalysierten InGaAs-Nanodrähten durch Feststoff-Quellen-Zwei-Schritt-CVD

Zusammenfassung

Die Morphologien und Mikrostrukturen von Au-katalysierten InGaAs-Nanodrähten (NWs), hergestellt durch eine zweistufige Feststoff-Quellen-Chemische-Gasphasenabscheidung (CVD), wurden systematisch mit Rasterelektronenmikroskopie (REM) und hochauflösender Transmissionelektronenmikroskopie (HRTEM) untersucht. Die detaillierte strukturelle Charakterisierung und statistische Analyse zeigen, dass zwei spezifische Morphologien in InGaAs-NWs dominieren: eine Zickzack-Oberflächenmorphologie und eine glatte Oberflächenmorphologie. Die Zickzack-Morphologie resultiert aus der periodischen Existenz von Zwillingsstrukturen, und die glatte Morphologie resultiert aus dem Fehlen von Zwillingsstrukturen. HRTEM-Bilder und energiedispersive Röntgenspektroskopie (EDX) zeigen, dass die Katalysatorköpfe zwei Strukturen aufweisen, Au₄In und AuIn₂, die InGaAs-NWs in kubischer Phasen-Kristallform produzieren. Der Wachstumsmechanismus der InGaAs-NWs beginnt mit Au-Nanopartikeln, die in kleine Kugeln schmelzen. In-Atome diffundieren in die Au-Kugeln, um eine Au-In-Legierung zu bilden. Wenn die In-Konzentration innerhalb der Legierung ihren Sättigungspunkt erreicht, fällt das In aus und reagiert mit Ga- und As-Atomen, um InGaAs an der Grenzfläche zwischen Katalysator und Substrat zu bilden. Sobald die InGaAs-Verbindung gebildet ist, treten zusätzliche Ausfällung und Reaktionen nur an der Grenzfläche von InGaAs und Katalysator auf. Diese Ergebnisse liefern ein fundamentales Verständnis des InGaAs-NW-Wachstumsprozesses, was kritisch für die Bildung hochwertiger InGaAs-NWs für verschiedene Bauelementanwendungen ist.

Hintergrund

Eindimensionale Halbleiter-Nanomaterialien wie Nanodrähte, Nanoröhren und Nanostäbe haben aufgrund ihrer einzigartigen Eigenschaften und des Quantenkonfinement-Effekts viel Aufmerksamkeit erregt [1–14]. Insbesondere Indiumarsenid (InAs)-Nanodrähte (NWs) wurden aufgrund ihrer Konfinement-Effekte und hoher Ladungsträgermobilität verwendet, um einzigartige magnetische und elektrische Eigenschaften zu erweitern. Dies macht sie zu potenziellen Kandidaten für ein breites Spektrum (880–3500 nm) optoelektronischer Bauelementanwendungen und Feldeffekttransistoren (FETs) [15–20]. Speziell einzelne InAs-NW-FETs mit einer herausragenden Elektronenmobilität im Bereich von 3000–10000 cm²/Vs wurden ausführlich untersucht [15, 18]. Diese Bauelemente, basierend auf reinem InAs-NWs, leiden jedoch immer unter großen Leckströmen und kleinen Ein-/Aus-Stromverhältnissen, die hauptsächlich auf ihre kleine elektronische Bandlücke (0,34 eV) zurückzuführen sind. Große Leckströme und kleine Ein-/Aus-Stromverhältnisse beeinflussen die Schalteigenschaften von Bauelementen und sind von großer Bedeutung in praktischen Anwendungen von NW-FETs.

Im Vergleich zu InAs haben ternäre In_xGa_1−xAs mit einstellbaren chemischen Stöchiometrien und Bandlücke von 0,34 eV ≤ E_g ≤ 1,42 eV sich als gute alternative Bauelementkanalmaterialien erwiesen. Diese Substitution kann den Leckstrom um etwa zwei Größenordnungen reduzieren und die Ein-/Aus-Stromverhältnisse um etwa zwei Größenordnungen verbessern, ohne die hohe Elektronenmobilität ernsthaft zu opfern [19, 21–24]. In unseren früheren Arbeiten wurde der Zusammenhang zwischen den Komponenten von In_xGa_1−xAs-NWs und den elektrischen Eigenschaften von In_xGa_1−xAs-NW-FETs systematisch untersucht. Die Verringerung der In-Konzentration reduziert den Aus-Strom um etwa zwei Größenordnungen und verbessert die Ein-/Aus-Stromverhältnisse um etwa zwei Größenordnungen mit nur einer geringen Abnahme der Mobilität [21]. Abgesehen von der Zusammensetzung der NWs führen die Anzahl von Kristalldefekten, wie Zwillingsebenen und Stapelstörungen in III-V-NWs, oft aus ungeeigneten Wachstumsparametern während der CVD-Methode [19, 25–28]. Diese Kristalldefekte beeinflussen auch die geometrische und elektronische Struktur ernsthaft. Zum Beispiel können Zinkblende-Segmente Ladungsträger fangen und dadurch die Elektronentransportgeschwindigkeit in polytypischen InP-NWs verringern [28]. Daher ist es wichtig, InGaAs-NWs mit kontrollierter Struktur und Defektdichte zu synthetisieren, um ihre Ladungsträgermobilität und Lebensdauer in allen technologischen Anwendungen zu verbessern. Gegenwärtig bleibt es aufgrund ihres komplexen Wachstumsprozesses eine erhebliche Herausforderung, In_xGa_1−xAs-NWs (x = 0 bis 1) mit einheitlichen Strukturen und niedriger Defektdichte entlang des gesamten NWs zu synthetisieren. Daher ist das Entwerfen eines Wachstumsprozesses zur Herstellung hochwertiger In_xGa_1−xAs-NWs immer noch eine ziemliche Herausforderung [1, 26]. Um dieses Ziel zu erreichen, ist es notwendig, den Wachstumsmechanismus von In_xGa_1−xAs-NWs mit der CVD-Methode gründlich zu erforschen.

In unserer früheren Arbeit wurde eine kostengünstige, einfache Zwei-Schritt-Wachstumstechnik mit Feststoff-Quellen-CVD entwickelt, um dichte, lange, kristalline und stöchiometrische InGaAs-NWs mit hervorragenden elektrischen Eigenschaften zu synthetisieren. Dies wurde mit einem amorphen SiO₂-Substrat und Au-Nanopartikeln als katalytische Keime in einem Dampf-Flüssig-Fest-(VLS)-Mechanismus durchgeführt [19, 21, 22]. Es sei angemerkt, dass diese NWs parallel angeordnet und heterogen auf verschiedenen Substraten durch eine Kontaktdrucktechnik integriert werden können. Dies demonstriert ihr vielversprechendes Potenzial für praktische Anwendungen im Vergleich zu ihren Pendants, die durch die kostspieligere Molekularstrahlepitaxie oder metallorganische CVD-Methode auf kristallinen Substraten gezüchtet werden [22, 29]. Obwohl die elektrischen Eigenschaften von InGaAs-NWs systematisch untersucht wurden, sind die detaillierte Morphologie und Kristallstrukturen der NWs unzureichend bekannt [19, 21, 22]. Daher wurden die Morphologie, strukturelle Zusammensetzung und chemische Zusammensetzung von Au-katalysierten InGaAs-NWs, die auf amorphen Substraten gewachsen sind, systematisch untersucht. Die so produzierten NWs haben sowohl glatte als auch Zickzack-Oberflächen. Die Zickzack-Oberflächen resultieren aus der periodischen Existenz von Zwillingsstrukturen. Gleichzeitig wurden zwei Arten von Katalysatorköpfen, Au₄In und AuIn₂, in den NWs beobachtet. Zusätzlich wurde die Orientierungsbeziehung zwischen dem Katalysatorkopf und dem NW durch HRTEM untersucht und deutete darauf hin, dass NWs einem Dampf-Flüssig-Fest-(VLS)-Wachstumsmechanismus folgen. Die Ergebnisse liefern wertvolle Anleitungen für die Fertigung von "Bottom-up"-InGaAs-NWs mit glatter Oberfläche, minimierten Zwillingsdefekten, verbesserter Kristallinität und nachfolgend optimierter Bauelementleistung.

Methoden

Herstellung von InGaAs-NWs

Die InGaAs-NWs wurden mit einer Feststoff-Quellen-CVD-Methode hergestellt, wie zuvor berichtet, um einen hohen Wachstumsausbeute zu gewährleisten [15, 16]. Der Versuchsaufbau ist in Abb. 1 gezeigt. Kurz gesagt, InAs- und GaAs-Pulver (99,9999 % Reinheit) wurden im Gewichtsverhältnis 1:1 gemischt und in einen Bornitrid-Tiegel gegeben. Dieser Tiegel wurde am stromaufwärts gelegenen Ende des Versuchsrohrs platziert, um Ga-, In- und As-Atome bereitzustellen. Das Substrat (SiO₂/Si mit 50 nm dicker thermisch gewachsener Oxidschicht) mit einem 0,5 nm dicken Au-Film als Katalysator wurde in der Mitte der stromabwärts gelegenen Zone mit einem Neigungswinkel von ~20° geladen. Der Abstand zwischen Tiegel und Substrat wurde auf 10 cm gehalten. Das Substrat wurde auf 800 °C vorgeheizt und 10 min gehalten, um Au-Nanocluster in der stromabwärts gelegenen Zone zu erhalten, dann abgekühlt und auf 600 °C gehalten. Wenn die stromabwärts Zone 600 °C erreichte, wurde die GaAs- und InAs-Pulverzone auf 820 °C erhitzt. Die Pulverzone wurde 2 min bei dieser Temperatur gehalten, um die Nukleation der Au-Katalysatoren zu ermöglichen, dann wurde die Substratzone auf die Wachstumstemperatur von 520 °C abgekühlt und 30 min gehalten, um sicherzustellen, dass die NWs ausreichend Zeit zum Wachsen hatten. Reines H₂ (99,9995 % Reinheit) mit einer Flussrate von 100 sccm wurde verwendet, um die verdampften Vorläufer zum Substrat zu transportieren und das System zu spülen, um Oxidation der NWs zu vermeiden und hochwertige InGaAs-NWs zu erhalten. Anschließend wurden die Quellen- und Substratheizungen ausgeschaltet, und das System wurde unter H₂ auf Raumtemperatur abgekühlt.

Schematisches Diagramm des Versuchsaufbaus für InGaAs-NWs

Charakterisierung von InGaAs-NWs

Die Morphologien der gewachsenen InGaAs-NWs wurden mit REM (Philips XL30) und Hellfeld-(BF)-Transmissionelektronenmikroskopie (TEM, Philips CM-20) untersucht. Kristallstrukturen der gewachsenen NWs wurden mit HRTEM (JEOL 2100F, 200 kV Betrieb) und schnellen Fourier-Transformation-(FFT)-Bildern analysiert. Die chemische Zusammensetzung der gewachsenen InGaAs-NWs und der Katalysatorspitzen wurde mit energiedispersiver Röntgen-(EDX)-Detektor an einem JEOL 2100F untersucht. Selektierte-Bereich-Elektronenbeugung (SAED), Hellfeld (BF), HRTEM und EDS-Untersuchungen wurden mit einem JEOL 2100F TEM bei 200 kV Betrieb durchgeführt. Für TEM-Proben wurden InGaAs-NWs zuerst von der Substratoberfläche abgezogen, in Ethanol durch Ultraschall dispergiert und auf ein lochkohlenstoffbeschichtetes Kupfergitter aufgetropft.

Ergebnisse und Diskussion

Wie in der Draufsicht-REM-Abbildung von Abb. 2a gezeigt, sind die synthetisierten InGaAs-NWs relativ gerade, dicht und länger als 10 µm, was lang genug ist, um enge Kanäle in FET-Konstruktionen (< 10 µm) zu durchqueren. Basierend auf Querschnitts-REM-Bildern (Zusatzdatei 1: Abbildung S1) sind die NWs nicht senkrecht zum Substrat, was anzeigt, dass keine epitaktische Wachstumsbeziehung zwischen Substrat und NWs besteht. Das BF-TEM-Bild (Abb. 2b) zeigt auch InGaAs-NWs mit gleichmäßigem Durchmesser und Länge. Um die Durchmesserverteilung der NWs zu bestimmen, wurden 100 NWs gemessen. Wie in Abb. 2d gezeigt, liegen die häufigsten NW-Durchmesser zwischen 30 und 50 nm mit einem Durchschnittswert von 39,5 ± 7,1 nm. Es gibt nur wenige NWs mit einem Durchmesser über 50 nm oder unter 30 nm. Weitere Untersuchungen mit TEM (Abb. 2c) zeigen, dass der InGaAs-NW, auf den die Pfeile zeigen, nicht nur eine gerade und glatte Oberfläche hat, sondern auch ein offensichtliches Au-Nanopartikel an seiner Spitze aufweist, was impliziert, dass die durch den VLS-Wachstumsmechanismus gewachsenen InGaAs-NWs mit früheren Berichten konsistent sind [3, 30]. Andere NWs wiesen keine Katalysatorköpfe auf, und die meisten dieser NWs besitzen Zickzack-Oberflächen. Die Katalysatorköpfe könnten durch die Zwillingsebenen-Defekte während des Ultraschallverteilungsverfahrens für TEM-Gitterproben abgebrochen sein.

a REM-Bild der Substratoberfläche nach der Reaktion. b, c TEM-Hellfeldbilder von InGaAs-NWs. d Durchmesserverteilungs-Histogramm von InGaAs-NWs

Basierend auf stark vergrößerten TEM-Bildern (Abb. 3a, b) sind zwei distinkte Morphologien in den InGaAs-NWs zu sehen. Abbildung 3a demonstriert, dass der NW eine glatte Oberfläche und einen dunklen Au-Katalysatorsamen hat. Der Durchmesser sowohl des Au-Katalysators als auch des NWs beträgt ~30 nm. Abbildung 3b zeigt einen NW mit einem ähnlichen Durchmesser (~35 nm) wie der glatte, aber mit einer rauen Oberfläche vieler Stufen und ohne katalytischen Kopf. Um die Mikrostruktur dieser beiden Morphologien zu untersuchen, wurde HRTEM eingesetzt. Wie in Abb. 4a dargestellt, demonstriert das BF-TEM-Bild klar, dass der NW mit der Zickzack-Oberfläche aus mehreren abwechselnd hellen und dunklen Gelenken besteht, die periodisch entlang der NW-Achsenrichtung erscheinen, was auf die Existenz von planaren Defektstrukturen hinweist. Abbildung 4b ist das vergrößerte HRTEM-Bild des in Abb. 4a markierten Rechteckbereichs. Basierend auf diesem vergrößerten HRTEM-Bild kann geschlossen werden, dass die Zickzack-Morphologie aus der Existenz periodischer Zwillingskristalle an der Zwillingsgrenze resultiert, die durch den weißen Pfeil markiert ist. Die beiden Teile der Zwillingskristalle teilen die gleiche (111)-Kristallebene. Die Breite der periodischen Zwillingskristalle beträgt etwa 10–20 nm. Die Insets (i)–(iii) sind die SAED-Muster, die aus Bereich A, der Grenzfläche von Bereich A/B und Bereich B aufgenommen wurden. Die Insets (i) und (iii) illustrieren, dass die Kristalle von Bereich A und B alle eine kubische Zinkblende-Phase haben, erfasst entlang der <110>-Zonenachse von InGaAs, und die Wachstumsrichtung ist die <111>-Richtung. Das Inset (ii) zeigt deutlich, dass es zwei Sätze von Beugungsmustern an der Grenzfläche von Bereich A/B gibt, markiert mit gelben und roten Linien. Die gelben und roten Linien zeigen die gleichen Beugungsmuster wie die Insets (i) und (iii), jeweils, was weiter bestätigt, dass die Zickzack-Morphologie aus den periodischen Zwillingskristallen resultiert.

TEM-Hellfeldbilder von InGaAs-NW mit zwei verschiedenen Morphologien, a glatte Oberfläche und b Zickzack-Oberfläche

a Hellfeld-TEM-Bild der Zickzack-Morphologie. b HRTEM-Bild des in a markierten Rechteckbereichs, und die Insets (i)–(iii) sind die SAED-Muster entsprechend dem A-Bereich, A/B-Grenzflächenbereich und B-Bereich, jeweils

Abbildung 5a ist das HRTEM-Bild eines InGaAs-NWs, der eine glatte Oberfläche ohne Stufen oder Zickzack-Morphologie hat. Zusätzlich ist ein halbrundes Au-Nanopartikel am Ende des NWs zu sehen, das das Wachstum der NWs katalysiert. Um die Mikrostruktur der glatten NWs mit den Zickzack-NWs zu vergleichen, wurde ein HRTEM-Bild aufgenommen, Abb. 5b, um die <011>-Zonenachse des InGaAs zu zeigen. Der Ebenenabstand der Kristallebenen, markiert durch zwei Paare weißer Linien, misst 3,40 Å, was den Ebenen in kubischem Phasen-InGaAs entspricht. Laut der systematischen Untersuchung der HRTEM-Bilder für mehr als 40 NWs kann geschlossen werden, dass die Mikrostruktur der glatten NWs von den Zickzack-NWs verschieden ist. Die Kristallebenen der glatten NWs sind konsistent und kohärent mit wenigen Zwillings- oder Stapelstörungen. Dies deutet darauf hin, dass eine perfekte Kristallstruktur auf InGaAs-NWs zur Bildung einer glatten Oberfläche führt. Wichtiger noch, die glatte Oberfläche und die niedrige Zwillingsdefektdichte streuen oder fangen keine Elektronen ein, was für den Ladungstransport entlang der NWs vorteilhaft ist [18, 19]. Zwillingsdefekte und eine raue Oberfläche in InGaAs-NWs können Ladungsträger streuen und fangen, was zu einem ernsthaften Rückgang der elektrischen Leistung der NWs führt [3, 4, 15]. Daher ist es wichtig, InGaAs-NWs mit kontrollierbaren Defektdichten und glatter Oberfläche zu synthetisieren, um ihre elektrischen Eigenschaften für verschiedene technologische Anwendungen zu verbessern.

a Hellfeld-TEM-Bild des NWs mit glatter Oberfläche. b HRTEM-Bild des in a markierten Rechteckbereichs

Wie berichtet, spielen die Katalysator-Nanopartikel, insbesondere die Zusammensetzung, Mikrostruktur und Orientierungsbeziehung zu den NWs, eine wichtige Rolle bei der Bildung von NWs, die durch CVD-Methode produziert werden [3]. Daher wurde die Mikrostruktur von Au-Nanopartikeln an der Spitze von InGaAs-NWs ausführlich mit HRTEM untersucht. Basierend auf der Zusammenstellung von mehr als 40 NWs wurden die Katalysatorköpfe hauptsächlich in zwei Formen gefunden, Au₄In mit hexagonaler Struktur und AuIn₂ mit kubischer Struktur. Da die meisten NWs mit glatter Oberfläche in jedem Versuch die gleiche kristalline Struktur haben, könnte die Bildung der beiden Arten von Katalysatorköpfen durch leichte Temperaturunterschiede in der Abkühlgeschwindigkeit der NWs verursacht sein. Wie in dem HRTEM-Bild des Au₄In-Nanopartikels (Abb. 6a) dargestellt, beträgt der Durchmesser des Katalysators etwa 24,8 nm, und diese Größe ist ähnlich zu den NWs von 23,5 nm. Die InGaAs-NWs, die entlang der <111>-Richtungen wachsen, sind energetisch günstig, und daher wachsen die NW-Kerne, die mit <111>-Orientierung ausgerichtet sind, immer schneller und neigen dazu, während des Wachstumsprozesses zu dominieren (Abb. 6) [3, 13]. Die Kristallebenen, markiert durch die drei weißen Linien (Abb. 6a), entsprechen den {10-10}-Ebenen von Au₄In, die parallel zu den {111}-Kristallebenen des InGaAs-NWs mit kubischer Phasenstruktur sind, markiert durch die zwei weißen Linien (Abb. 6a). Es ist explizit bewiesen, dass die Samen/NW-Grenzflächen-Orientierungsbeziehung Au₄In {10-10}|InGaAs {111} ist. Das HRTEM-Bild in Abb. 6b zeigt einen weiteren typischen kubisch strukturierten InGaAs-NW mit einem AuIn₂-Katalysatorkopf, der einen ähnlichen Durchmesser von 30,0 nm mit dem des NWs (30,2 nm) hat. Gleichzeitig werden die Kristallebenen, markiert durch die weißen Linien, den {220}-Ebenen von AuIn₂ zugeschrieben, die parallel zu den {111}-Ebenen des hergestellten NWs sind, markiert durch ein paralleles Paar weißer Linien (Abb. 6b), was anzeigt, dass der NW in der <111>-Richtung wuchs. Daher kann geschlossen werden, dass die Zusammensetzung und Phasenstruktur der Katalysatorköpfe keinen Einfluss auf die Kristallstruktur und Wachstumsrichtung des durch die Feststoff-Quellen-CVD-Methode produzierten InGaAs haben. Sowohl kubisches AuIn₂ als auch hexagonales Au₄In können das Wachstum von InGaAs-NWs mit einheitlicher kubischer Phasenstruktur und <111>-Wachstumsrichtung katalysieren, was für die Großanwendung von InGaAs-NWs vorteilhaft ist. Um die Zusammensetzung des Katalysatorkopfs weiter zu bestätigen, wurde EDX-Analyse an den in Abb. 6a, b gezeigten Katalysatorköpfen durchgeführt, und die entsprechenden Spektren sind in Abb. 6c, d dargestellt. Elemente Cu, Au und In wurden in den Katalysatoren detektiert, aber das Cu-Signal kam vom TEM-Gitter und kann vollständig ignoriert werden. Die Atomverhältnisse von Au und In wurden basierend auf den in Abb. 6c, d gezeigten Spektren auf 4:1 bzw. 1:2 quantifiziert, was mit den HRTEM-Ergebnissen übereinstimmt. Es ist erwähnenswert, dass keine Ga- oder As-Elemente in den Katalysatorköpfen gefunden wurden. Dies könnte durch die niedrige Löslichkeit von Ga und As in Au verursacht sein, und somit konnten Ga- und As-Elemente nicht effizient in den Katalysatorkopf diffundieren [15]. Für III-V-NWs, die durch CVD-Technik synthetisiert werden, hängen die NW-Morphologie sowie die Transporteigenschaften stark von den Komponenten und der Kristallstruktur der Katalysatorköpfe ab. Daher ist die systematische Untersuchung des Au-Katalysatorkopfs und der Beziehung zwischen Katalysator und NWs entscheidend für das Verständnis der Unterschiede in den Ladungstransporteigenschaften von InGaAs-NWs.

HRTEM-Bilder der Au-Nanopartikel mit zwei Arten von Strukturen, a Au₄In und b AuIn₂. c, d EDS der Au-Nanopartikel in a und b, jeweils

Basierend auf der Analyse der HRTEM- und EDS-Ergebnisse kann der VLS-Wachstumsmechanismus der durch die CVD-Methode produzierten InGaAs-NWs abgeleitet werden. Abbildung 7 ist das schematische Diagramm des Wachstumsprozesses von InGaAs-NWs in einem Rohrofen mit einer Doppel-Temperaturzone. Zuerst wurden die GaAs- und InAs-Pulver bei 820 °C erhitzt, um Ga-, In- und As-Atome zu verdampfen. Dann wurde dieser Dampf für die gesamte Wachstumsdauer unter Hilfe eines Trägergases zum Substrat transportiert. Zu Beginn der Reaktion schmolzen Au-Nanopartikel in flüssige Kugeln auf dem SiO₂-Substrat bei Temperaturen über dem Eutektikum des Metall-Halbleiter-Systems. Aufgrund des niedrigen Schmelzpunkts der In-Au-Legierung diffundierten In-Atome in die Au-Nanopartikel und bildeten die In-Au-Legierungen. Da die Löslichkeit von Ga und As in Au sehr gering ist, diffundierten Ga- und As-Atome nicht in die Au-Nanopartikel. Mit zunehmender Reaktionszeit wurde die Indiumkonzentration immer höher, und als In seinen Sättigungspunkt erreichte, fielen In-Atome aus und kombinierten sich mit Ga- und As-Atomen an der Grenzfläche von Katalysator und Substrat. Sobald InGaAs gebildet war, erfolgte die Ausfällung von In mit Ga und As nur an der Grenzfläche zwischen NW und Katalysator. Somit wurden die InGaAs-NWs mit zusätzlicher Wachstumszeit immer länger. Dieser Wachstumsmechanismus ist ähnlich dem konventionellen VLS-Mechanismus [3, 31]. Wie bereits erwähnt, wuchsen in diesem Experiment fast alle NWs entlang der <111>-Richtung, hauptsächlich weil die {111}-Ebenen dicht gepackt sind und die niedrigste Energie haben [3, 21, 22]. Aufgrund des amorphen SiO₂-Wachstumssubstrats haben die NWs keine spezifische Orientierungsbeziehung zum Substrat (Querschnitts-REM-Bilder in Zusatzdatei 1: Abbildung S1). Zudem können während der NW-Bildung Spannungskräfte im NW durch leichte Änderungen der Heiztemperatur entstehen [5, 21]. Um diese Spannungskräfte freizusetzen, bildeten sich Zwillingsstrukturen in den NWs, was zur Zickzack-Morphologie führt. Wenn die Spannungen vollständig freigesetzt werden, bilden sich keine Defekte im NW, und glatte Teile können ebenfalls beobachtet werden. Darüber hinaus wird der Durchmesser der NWs hauptsächlich durch den Durchmesser der Katalysatoren kontrolliert, da das In mit Ga- und As-Atomen reagiert und nur an der Grenzfläche zwischen den NWs und den Katalysatoren ausfällt, was anzeigt, dass die Fertigung von InGaAs-NWs mit spezifischen Durchmessern durch Anpassung des Katalysatordurchmessers produziert werden kann.

Schematisches Diagramm des VLS-Wachstumsmechanismus von InGaAs-NWs in unseren Studien

Schlussfolgerungen

Zusammenfassend können InGaAs-NWs erfolgreich durch die CVD-Methode synthetisiert werden. Der durchschnittliche Durchmesser der NWs betrug 39,5 ± 7,1 nm, und ihre Wachstumsrichtung war <111>. Die NWs zeigten zwei Oberflächenmorphologien: eine Zickzack-Oberfläche und eine glatte Oberfläche. Ihr Auftreten ist zufällig und kann auch im selben NW auftreten. HRTEM-Untersuchung zeigt, dass die Zickzack-Morphologie aus der periodischen Existenz von Zwillingsstrukturen resultiert, die hauptsächlich auf Spannungskräfte im NW zurückzuführen sind. Der Bildungsmechanismus der NWs beginnt mit dem Schmelzen der Au-Nanopartikel in kleine Kugeln und der Diffusion von In-Atomen in die Au-Kugel zur Bildung einer Au-In-Legierung. Wenn die In-Konzentration ihren Sättigungspunkt erreicht, fallen In-Atome aus und kombinieren sich mit Ga- und As-Atomen an der Grenzfläche zwischen Katalysator und Substrat, wodurch InGaAs gebildet wird. Die Ausfällung des InGaAs erfolgt nur an der Grenzfläche des InGaAs und des Katalysators. Mit zunehmender Reaktionszeit bildeten sich lange InGaAs-NWs auf dem Substrat. Zusätzlich schien der Durchmesser der NWs durch die Größe der Katalysatoren bestimmt zu sein. Die beiden Katalysatoren, Au₄In und AuIn₂, produzieren beide kubisch strukturierte InGaAs-NWs mit <111>-Wachstumsrichtung. Alle Erkenntnisse geben ein weiteres Verständnis der Synthese hochwertiger InGaAs-NWs mit optimierter Bauelementleistung für zukünftige technische Anwendungen.

Abkürzungen

EDX:

Energiedispersive Röntgenspektroskopie

HRTEM:

Hochauflösende Transmissionelektronenmikroskopie

NWs:

Nanodrähte

SAED:

Selektierte-Bereich-Elektronenbeugung

SEM:

Rasterelektronenmikroskopie

TBs:

Zwillingsgrenzen

TEM:

Transmissionelektronenmikroskopie