Hochauflösende 3D-Bildgebung von bleistiftförmigen GaN/(In,Ga)N Kern-Schale-Nanodrähten durch Elektronentomografie

Zusammenfassung

Die dreidimensionale Struktur von GaN/(In,Ga)N Kern-Schale-Nanodrähten mit mehrfachem bleistiftförmigem Apex wird durch Elektronentomografie im Hochwinkel-ringförmigen-Dunkelfeld-Modus in einem Rastertransmissionselektronenmikroskop analysiert. Selektive Flächenwachstum auf GaN-auf-Saphir-Templates mittels strukturierter Maske wird durch Molekularstrahlepitaxie durchgeführt, um geordnete Arrays gleichmäßiger Nanodrähte zu erhalten. Unsere Ergebnisse der tomografischen Rekonstruktion ermöglichen die detaillierte Bestimmung der komplexen Morphologie der inneren (In,Ga)N mehrfache Schalenstruktur und ihrer Abweichung von der perfekten hexagonalen Symmetrie. Der Tomogramm identifiziert eindeutig eine Punkt-in-einem-Draht-Konfiguration am Nanodraht-Apex einschließlich der exakten Form und Größe sowie der räumlichen Verteilung seiner chemischen Zusammensetzung.

Einleitung

Der anhaltende Miniaturisierungsprozess optoelektronischer Geräte hat die Entwicklung komplexer, dreidimensionaler (3D) Nanostrukturen hervorgebracht. In diesem Zusammenhang sind Nanodrähte (NWs) vielversprechende Kandidaten, um hochwertige Quantenwellen- oder Quantenpunkt (QD) Strukturen zu realisieren, aufgrund ihres großen Oberfläche-zu-Volumen-Verhältnisses, assoziiert mit effizienter Spannungsrelaxation in axialen oder radialen NW-Heterostrukturen [1,2,3]. Jüngste Verbesserungen im selektiven Flächenwachstum (SAG) durch Molekularstrahlepitaxie (MBE) auf GaN-auf-Saphir-Templates haben zur Fertigung geordneter und gleichmäßiger GaN NW-Arrays mit entweder flacher oder bleistiftförmiger Spitze geführt [4, 5]. Letztere wurde verwendet, um (In,Ga)N/GaN Schalenstrukturen zu züchten, die auf der mehrfachem Spitze des GaN-Kerns gewachsen sind, was eine alternative Lösung für das Wachstum von QDs bietet. Durch Nutzung des reduzierten NW-Durchmessers und der entsprechenden Möglichkeit, Heterostrukturen mit kurzen Abschnitten von niedrigbandigen (In,Ga)N Material in GaN-Barrieren zu züchten, führt zur Bildung sogenannter Punkt-in-einem-Draht (DIW) Strukturen. Abhängig von den tatsächlichen Abmessungen ermöglichte diese DIW-Konfiguration die Emission linear polarisierter Einzelphotonen, indem der Hauptvorteil genutzt wird, leicht nur einen einzelnen NW statt eines NW-Ensembles zu untersuchen [6,7,8]. Eine detaillierte mikrostrukturelle Analyse dieser DIW-Heterostrukturen ist dennoch notwendig, um den Einfluss der NW-Morphologie, der Schalenstärken und der lokalen chemischen Zusammensetzung auf die Einzelphotonen-Emissionscharakteristiken zu verstehen.

Das Transmissionselektronenmikroskop (TEM) ist ein häufig verwendetes und mächtiges Werkzeug, um Informationen über Struktur und chemische Zusammensetzung solcher Nanostrukturen auf atomarer Skala zu erhalten [9]. Die geringere Symmetrie dieser 3D-Nanostrukturen im Vergleich zu beispielsweise planaren Systemen macht die Interpretation von TEM-Mikrographien jedoch weitaus schwieriger. Eine Hauptcharakteristik ist die Transmission der Probe durch den Elektronenstrahl, sodass die strukturelle Information in ein zweidimensionales Bild projiziert wird. Variationen der Probenstruktur in Richtung des Elektronenstrahls und in der Größenordnung der Probendicke oder darunter sind sehr schwierig oder sogar unmöglich direkt zu detektieren. Elektronentomografie kann dieses Problem umgehen. Anstatt eine einzelne Projektion der Probe zu verwenden, wird eine Reihe von Projektionen mit unterschiedlichen Neigungswinkeln zum Objekt aufgezeichnet, um die 3D-Information 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 Veröffentlichungen zur Elektronentomografie an NW-Strukturen [9,10,11,12,13,14,15] oder eingebetteten QD-Strukturen [16] veröffentlicht.

Diese Arbeit beschreibt die Anwendung der Elektronentomografie für die strukturelle Charakterisierung geordneter GaN NWs mit eingebetteter (In,Ga)N Schale. Die Probenpräparation wird hier detailliert erklärt aufgrund der Herausforderung, einzelne NWs für Elektronentomografie durch Isolierung ohne Schadenseinführung zugänglich zu machen. Die Oberflächenmorphologie und Kristallfazettierung des NWs werden durch Analyse von 3D-Oberflächendarstellungen der äußeren GaN-Schale untersucht. Die innere Struktur des NWs, d.h. die Morphologie der (In,Ga)N Schale sowie die räumliche Verteilung der chemischen Zusammensetzung, wird mit Hilfe von zweidimensionalen Schnitten des rekonstruierten Volumens und komplementärer energiedispersiver Röntgen (EDX) Spektroskopie-Messungen diskutiert.

Methoden

Material

Die GaN/(In,Ga)N NWs wurden auf einem kommerziellen GaN-auf-Saphir (0001) Template (LUMILOG) mit einer GaN-Pufferschichtdicke von 3,3 µm durch plasma-unterstützte Molekularstrahlepitaxie (PAMBE) gezüchtet. In einem ersten Schritt wurde Kolloidolithografie verwendet, um eine Ti-Nanolooch-Maske zu erstellen, die ein hexagonales Muster bildet. Das nachfolgende SAG produzierte ein periodisches Array von GaN NWs mit bleistiftartigem Apex. Die GaN NW-Kerne wurden durch eine dünne (In,Ga)N Schicht bei niedrigerer Wachstumstemperatur überzogen und dann durch eine dünne GaN-Kappendungsschicht abgeschlossen, ohne die Temperatur zu ändern. Ein Schema des Wachstumsprozesses ist in Abb. 1a gezeigt. Details zum Substratmusterungsverfahren und zum SAG MBE-Prozess finden sich an anderer Stelle [6, 7, 17]. Abbildung 1 zeigt zwei Rasterelektronenmikroskopie (SEM) Bilder des Samples, die das hexagonale Array von NWs von der Draufsicht (b) und mit einem 45° geneigten Blick (c) in höherer Vergrößerung zeigen. Die SEM-Mikrographien offenbaren eine relativ homogene Anordnung mit nur geringfügigen Variationen in Form und Länge. Der durchschnittliche Durchmesser der NWs beträgt etwa 180 nm, und die durchschnittliche Höhe etwa 500 nm.

a Schema des NW-Wachstumsprozesses. SEM-Mikrographien von b einem Array von GaN/(In,Ga)N NWs von der Draufsicht und c 45° geneigter Blick mit höherer Vergrößerung

Tomografie-Nadelpräparation

Eine anspruchsvolle Präparationstechnik ist notwendig, um das nadelförmige Tomografie-Präparat zu erhalten, das nur einen einzelnen NW enthält. Eine rund geformte Nadel erlaubt den maximalen Neigungsbereich von 180°, wobei die Probendicke für alle Neigungswinkel fast konstant ist. Das fokussierte Gallium-Ionenstrahl (FIB) Mikroskop ermöglicht diese standortspezifische Probenpräparation. Ein Dual-Strahl-Mikroskopsystem (JEOL JIB-4501) wurde für diese Arbeit verwendet. Die folgenden Präparationsschritte basieren auf der Standard-FIB-Lift-out-Technik mit anschließender Dünnung, um das nadelförmige Präparat zu erhalten [18,19,20].

Die verschiedenen Präparationsschritte sind in Abb. 2 zusammengefasst. Zunächst wird der Interessenbereich ausgewählt, der durch eine ungestörte und fast perfekte hexagonale Anordnung einiger NWs identifiziert wird (mit einem weißen Kasten in Abb. 2a markiert). Dieses ausgewählte Sondenvolumen muss mit Kohlenstoff gefüllt werden, um den NW während des FIB-Fräsprozesses zu schützen [21]. Kohlenstoffabscheidungen wurden in zwei Schritten durchgeführt, um die Ga-Kontamination zu reduzieren: (i) zunächst durch elektronenstrahlinduzierte Kohlenstoffabscheidung, um den Volumenraum zwischen den NWs zu füllen (Abb. 2b), und (ii) anschließend durch Galliumstrahl-induzierte Kohlenstoffabscheidung, um eine ca. 1-µm-dicke Schutzschicht auf dem ausgewählten Bereich zu erzeugen (Abb. 2c). Zusätzliche Kohlenstoffmarker wurden erzeugt, um die Orientierung während der folgenden Präparationsschritte zu vereinfachen.

SEM-Mikrographien zeigen a ein Array von NW und den ausgewählten Bereich für die FIB-Nadelpräparation (weißer Kasten), b den NW eingebettet in elektronenstrahlinduzierten Kohlenstoff, c den Galliumstrahl-induzierten Kohlenstoff als dicke Abscheidungsschicht auf dem ausgewählten Bereich und zwei zusätzliche Marker, d die isolierte Nadel bereit für Lift-out, e, f die gedünnte Tomografie-Nadel (schwarze Pfeile zeigen NW-Positionen), und g eine Übersicht der finalen Tomografie-Nadel

Nach Kohlenstoffabscheidung wurde das FIB-Fräsen eingeführt, um den geschützten Bereich zu isolieren (Abb. 2d) und eine rechteckig geformte Nadel herzustellen, die mehrere NWs enthält. Ein Mikromanipulator (Kleindiek Nanotechnik GmbH) wurde verwendet, um die Nadel zum Tomografie-Halter zu übertragen. Dabei muss die Nadelachse sorgfältig parallel zur Goniometer-Drehachse justiert werden, damit derselbe Fokus für einen großen Probenbereich anwendbar ist. Zusätzlich ist die NW [0001] c-Achse senkrecht zum Substrat und daher parallel zur Nadelachse. Diese Beziehung wurde verwendet, um die Kristallrichtungen bezüglich der Tomogramm-Achse zu bestimmen. Nachträglich gemessene ausgewählte Bereichsbeugungsmuster (SAD) zeigten eine Neigung der NW [0001] c-Achse zur Drehachse des Tomogramms von nur 2,2°.

Weitere Dünnungsschritte wurden durchgeführt, um einen einzelnen NW zu isolieren, die Nadel abzurunden und schließlich Elektronentransparenz zu erhalten (vgl. Abb. 2e, f). Abb. 2g zeigt die finale Tomografie-Nadel.

Elektronentomografie

Tomografische Erfassung und mikrostrukturelle Analyse wurden mit einem TEM (JEOL JEM-2100F) bei 200 kV durchgeführt. Das Mikroskop ist mit einer Scanneinheit einschließlich Hellfeld (BF) und Hochwinkel-ringförmigem Dunkelfeld (HAADF) Detektor sowie einem 50-mm² Röntgendetektor (JEOL EX-24065) für EDX-Spektroskopie ausgestattet. Der HAADF-Rastertransmissionselektronenmikroskopie (STEM) Modus wird aufgrund des vorwiegend chemischen Kontrasts gewählt [22]. Die monotone Beziehung der Intensität zur Massendichte und Dicke des Objekts ist eine Voraussetzung für Elektronentomografie und als „Projektionsanforderung“ bekannt [23].

Eine Serie von 89 HAADF-Mikrographien wurde mit Schritten von 2° zwischen jeder Messung aufgezeichnet. Diese Neigungsreihe, die den vollen Bereich von 180° abdeckt, wird durch einen speziellen Tomografie-Halter (Modell 2050 von E.A. Fischione Instruments Inc.) ermöglicht, der die präparierte Geometrie der Probenadel unterstützt. Jedes STEM-Mikrograph wird mit einer 2048 × 2048 Pixel-Auflösung erfasst; einer Pixel-Verweildauer von 30 µs, d.h. einer vollständigen Scannzeit von 127 s pro Bild; einer Spotgröße von 0,5 nm; und einem Elektronenakzeptanzwinkel von 70 bis 180 mrad gemäß Herstellerangaben. Die Mikrographien wurden gebinned (4 × 4 Binning = 512 × 512 finale Auflösung), um das Signal-Rausch-Verhältnis sowie die Rechengeschwindigkeit der 3D-Rekonstruktion zu verbessern. Alle Mikrographien werden manuell zueinander ausgerichtet, sodass die Nadelachse als Drehachse für die Radon-Transformation ausgewählt wird. Der Tomogramm wird berechnet und visualisiert durch ein Tomografie-Softwarepaket (IMOD) [24]. Eine fortgeschrittene 3D-Strukturdarstellung wird mit der freien und Open-Source-Computergrafik-Software Blender (Blender Foundation) durchgeführt.

In dieser Arbeit werden zwei verschiedene Visualisierungsmethoden angewendet. Zweidimensionale Schnitte werden aus dem 3D-rekonstruierten Volumen extrahiert. Solche Schnitte haben eine finale Dicke, über die die Voxel (3D-Pixel) Intensitäten integriert werden, um das Signal-Rausch-Verhältnis zu verbessern. Die ideale Schnittbreite ist ein Kompromiss zwischen Rauschreduktion und Kontrastverwischung durch Mittelung von Probenvariationen senkrecht zum Schnitt. Eine andere Visualisierungsmethode ist die Isodarpflflächendarstellung. Sie wird verwendet, wenn ausreichender Kontrast zwischen zwei angrenzenden Materialien besteht. Im Allgemeinen ist die Isodarpflfläche eine 3D-Oberflächendarstellung von Voxeln mit konstanter Intensität. Die mittlere Intensität zwischen zwei Materialien wird gewählt, um eine Isodarpflfläche zu konstruieren, die die Grenzfläche der angrenzenden Materialien reproduziert.

Obwohl HAADF-Mikrographien als Basis der Tomogramm-Berechnung verwendet werden, stammt die rekonstruierte Intensitätsverteilung nicht nur aus der chemischen Zusammensetzung der Probe. Kristalldefekte in der Probe [25] oder andererseits eine Fehlausrichtung der Mikrographien und Verzerrungen der Mikrographien aufgrund von Probendrift oder magnetischen Feldstörungen beeinflussen die rekonstruierten Intensitäten und damit die finale Auflösung. Gleiches gilt für inhärente Rekonstruktionsfehler wie Cupping-Artefakte [26] oder die Grenze der räumlichen Auflösung des Tomogramms aufgrund des Crowther-Kriteriums [27] (begrenztes Sampling). Letzteres sollte besonders für dicke Tomografie-Nadeln von mehreren hundert Nanometern berücksichtigt werden. Wenn die Größe des zu rekonstruierenden Objekts zunimmt, wird die Tomogramm-Auflösung schlechter, wenn die Anzahl der Mikrographien fest ist.

Ergebnisse und Diskussion

Oberflächenmorphologie und Kristallfazettierung

Abbildung 3 a und b zeigen die Isodarpflflächendarstellungen eines kompletten NWs und eines NW-Apex in Perspektivansicht (Mitte) und in verschiedenen Ansichten entlang niedriger Indexrichtungen in 30°-Schritten. Die Abbildung offenbart die äußere Kristallform und Oberflächenfazettierung. Der untere Abschnitt der Rekonstruktion zeigt den erwarteten hexagonale Zylinder des NWs, mit regelmäßigen unpolaren \( \left\{1\overline{1}00\right\} \) m-Ebenen-Oberflächenfacetten. Die Kristallfacetten und -ebenen werden auf Basis der entsprechenden Elektronenbeugungsmuster bestimmt, die gleichzeitig mit HAADF-Bildern aufgenommen wurden. Ein Beispiel für ein solches SAD-Muster wird für die −90° Orientierung gegeben, d.h. entlang der [\( 1\overline{1}00\Big] \) Zonenachse (vgl. Abb. 3b). Die NW-Spitze reflektiert eine pyramidenförmige Form, bestehend aus \( \left\{1\overline{1}01\right\} \) s-Ebenen- und \( \left\{1\overline{1}02\right\} \) r-Ebenen-Facetten, die jedoch nicht perfekt symmetrisch zueinander positioniert sind. Eine sehr kleine, dreieckig geformte Oberflächenfacette (durch grüne Pfeile in Abb. 3b markiert) befindet sich nahe der NW-Spitze, was höchstwahrscheinlich eine \( \left\{2\overline{2}01\right\} \)-Typ-Facette darstellt. Solche leichten Asymmetrien in der pyramidenförmigen Spitzenform finden sich häufig auf dem Sample (vgl. Abb. 1). Der Grund für diese Abweichung ist mit Defektwechselwirkungen assoziiert, wie im nächsten Absatz diskutiert.

Isodarpflflächendarstellung von a einem einzelnen NW und b einem NW-Apex mit Perspektivansicht in der Mitte und verschiedenen Betrachtungswinkeln entlang niedriger Indexrichtungen von GaN (ZA, Zonenachse). Zusätzlich sind einige beispielhafte m-, s- und r-Ebenen-Facetten beschriftet (grüne Pfeile zeigen eine Facette von \( \left\{2\overline{2}01\right\} \) -Typ)

Über der beschrifteten r-Ebenen-Facette und der \( \left\{2\overline{2}01\right\} \) Facette wird ein unregelmäßiger NW „Hut“ an der aller Spitze gebildet. Hochauflösende (HR) TEM-Messungen an einem Lamellen-TEM-Sample mit mehreren NWs desselben Wafers demonstrieren die Anwesenheit von Stapelungsfehlern und den Wechsel der Kristallgitter von hexagonal zu kubisch im NW-Spitzenbereich (nicht hier gezeigt). Diese strukturellen Änderungen stimmen mit unseren früheren Beobachtungen überein, die durch die Instabilität der Kristallphase aufgrund der signifikant niedrigeren Wachstumstemperatur für das Wachstum der äußeren GaN-Schale (ca. 625 °C) im Vergleich zum GaN-Kern (ca. 850 °C) erklärt werden [5, 7].

Interne (In,Ga)N Schalenstruktur

Der Tomogramm des NWs wurde verwendet, um Informationen über die interne Struktur der (In,Ga)N Schale, ihre chemische Zusammensetzung und räumliche Verteilung zu extrahieren. Eine 3D-Isodarpflflächendarstellung der Schalenstruktur kann aufgrund des niedrigen Voxel-Kontrasts zwischen (In,Ga)N Schale und GaN-Matrixmaterial nicht leicht zugänglich gemacht werden. Daher wird als Alternative die interne Schalenstruktur durch Extrahieren dünner Schnitte visualisiert, die aus dem rekonstruierten 3D-Tomogramm ausgeschnitten werden.

Abbildung 4 zeigt als Beispiel fünf Querschnittsschnitte durch die NW-Spitze und entlang der [0001] Drahtachse. Jeder Schnitt hat eine Dicke von etwa 7 nm. Die Orientierung der Schnitte wurde so gewählt, dass die hexagonale sechseckige Symmetrie berücksichtigt wird. Daher sind die Schnitte um 30° zueinander gedreht – in Entsprechung zur Beschriftung in Abb. 3b. Um diesen Punkt weiter zu illustrieren, wird ein 3D-gerendertes Bild des NWs zusammen mit der räumlichen Position des Schnitts, der −60° geneigt ist (d.h. der Schnitt parallel zur \( \left(\overline{2}110\right) \) Gitterebene), zusätzlich in der Abbildung gegeben.

Querschnittsschnitte durch den Tomogramm. Ein 3D-gerendertes Abbild des NWs und ein Schnitt (obere linke Ecke) spezifizieren die räumliche Position des −60°-geneigten Schnitts. Alle Schnitte sind um eine Achse rotiert, die durch die NW-Spitze sticht und parallel zur [0001] NW-Wachstumsachse ist. Eine Inversionsdomäne (ID) und die Lage von Stapelungsfehlern (SF) sind beschriftet. Die Schnittorientierungen entsprechen der Beschriftung von Abb. 3. Die Länge des schwarzen Maßstabs entspricht 50 nm

Die rekonstruierten Voxel von (In,Ga)N haben leicht höhere Intensitäten im Vergleich zu denen von GaN. Folglich wird, bezugnehmend auf den Farbcode von Abb. 4, GaN in Grün dargestellt, während In-haltige Schichten rötlich erscheinen zur Klarstellung. Die Querschnittsschnitte demonstrieren die Kern-Schale-Struktur des NWs. Aufgrund der Reduktion der Wachstumstemperatur für (In,Ga)N-Überwachsen ist es vernünftig anzunehmen, dass die Morphologie des GaN-Kerns unverändert bleibt und das (In,Ga)N-Wachstum konform verläuft. Daher bildet die (In,Ga)N innere Schale sowie die äußere GaN-Schale die Morphologie des GaN NW-Kerns ungefähr nach. Speziell bildet die (In,Ga)N Schicht eine vollständige m-Ebenen-Schale um den Draht, die sich in s- und r-Ebenen-fazettierte pyramidenförmige Schalen an der Spitze des NWs verwandelt. Die Spitze der inneren Schale erweitert sich und bildet eine sogenannte (In,Ga)N DIW-Konfiguration mit der Form einer inversen abgeschnittenen Pyramide mit hexagonaler Basis, zusammengesetzt aus c-Ebenen-Facetten als obere und untere Grenzen (siehe nächsten Absatz).

Zudem gibt Abb. 4 einen Überblick über die verschiedenen (In,Ga)N Schichtdicken. Die m-Ebenen-Schale ist nur 1 nm dick (in Übereinstimmung mit HAADF STEM Mikrographien entlang der \( \left\langle 11\overline{2}0\right\rangle \) Richtung, vgl. Zusatzdatei 1: Abbildung S1), während die s- und r-Ebenen-Facetten Dicken von 8 bis 14 nm aufweisen. Dieser Dickenunterschied ist eine Folge heterogener Wachstumsraten [28, 29] der verschiedenen Facetten und des Schatteneffekts, induziert durch die niedrige Indiumdiffusion während MBE-Wachstum [30]. Darüber hinaus sind die Indiumatome nicht homogen entlang der Schalenstruktur verteilt, da die Indiuminkorporationsrate von der Facettenorientierung abhängt mit dem höchsten Wert in c-Ebenen-Schichten [31]. Zusätzlich scheint es, dass in einigen Bereichen der Schale die Konzentration nahe den Grenzflächen höher ist. Es sollte erwähnt werden, dass die m-Ebenen-Schale in der Rekonstruktion nur schlecht aufgelöst ist. Die Drehachse der Radon-Transformation wurde gewählt, um die NW-Spitze zu durchdringen, um die beste Tomografie-Auflösung im Zentrum des NWs gemäß dem Crowther-Kriterium zu erreichen.

Der −60°-orientierte Schnitt zeigt einen Streifen hoher Intensität mit einer Breite von 10 nm. Dieser Streifen war auch als heller Kontrast in den HAADF-Bildern der Neigungsreihe sichtbar. Dunkel-Feld g₀₀₀₂ Messungen deuten auf die Anwesenheit von Inversionsdomänen-Grenzen hin, was mit der Beobachtung ähnlicher Strukturen durch Kong et al. [32] übereinstimmt. Es wurde gefunden, dass die Inversionsdomäne durch eine unbeabsichtigte atomare Lage von Titan (Maskenrückstände) induziert wurde, die zwischen Substrat und NW lokalisiert war. Die Elektronentomografie dieser Inversionsdomäne enthüllt die Form eines elliptischen Zylinders, wie im Folgenden demonstriert wird.

Eine Reihe von Draufsicht-Schnitten durch den Tomogramm senkrecht zur NW-Achse wurden zusätzlich zu den Querschnittsschnitten erstellt, um eine vollständige 3D-Vorstellung der Schalenstruktur zu erhalten. Neun Schnitte an verschiedenen Höhen sind in Abb. 5 zusammen mit einer Darstellung der räumlichen Position des ersten Schnitts und einem Querschnitt, der die verschiedenen Höhenpositionen darstellt, gezeigt. Alle Draufsicht-Schnitte haben eine Breite von 3,6 nm.

Draufsicht-Schnitte durch den Tomogramm. Ein 3D-gerendertes Abbild des NWs und ein Schnitt (obere linke Ecke) spezifizieren die räumliche Position von Schnitt 1. Alle Schnitte sind senkrecht zur [0001] Richtung, und die verschiedenen Schnittpositionen sind im Querschnittsschnitt (unten rechts) beschriftet. Die Schnitte haben eine Breite von 3,6 nm. Die Länge des weißen Maßstabs entspricht 50 nm

Die Betrachtung von Abb. 5 bietet zwei neue Einblicke in die innere NW-Struktur, die ohne Elektronentomografie nicht experimentell zugänglich waren. Erstens ist direkt evident, dass der NW-Durchmesser und damit die Draufsicht-Schnittfläche von unten nach oben abnimmt, was das Ergebnis der bleistiftartigen Form des NWs ist. Allerdings ist bemerkenswert, dass die Seitenwand nahe dem elliptischen Zylinder-ähnlichen Inversionsdomäne an ihrer Position bleibt und ihre Dimension langsamer ändert als die anderen Seitenwände. Ein Vergleich mit der Isodarpflflächendarstellung (vgl. Abb. 3) zeigt, dass diese Seitenwand der äußeren GaN-Schale mit der sehr elongierten m-Ebenen-Facette entspricht, die in eine dreieckig geformte, \( \left\{2\overline{2}01\right\} \)-ähnliche Facette übergeht (grüner Pfeil in Abb. 3). Daher kann geschlossen werden, dass die Anwesenheit der Inversionsdomäne die gesamten Wachstumskinetik beeinflusst, was in einem Pinnen der nächstgelegenen Seitenwand resultiert. Folglich wird das Zentrum der NW-Spitze in Richtung der Inversionsdomäne verschoben, und die gegenüberliegenden Facetten müssen bei niedrigeren Höhen von m-Ebene zu s- und r-Ebenen-Facetten umschlagen, um die verschobene NW-Spitze zu bilden.

Zweitens ist die (In,Ga)N Schale nicht immer parallel zu den m-, r- oder s-Ebenen-fazettierten GaN-Seitenwänden. Im unteren Teil des NWs reproduziert die (In,Ga)N Schale eins-zu-eins die Form des GaN-Kerns mit m-Ebenen-Facetten genau wie die äußere GaN-Schale. Andererseits weicht die innere (In,Ga)N Schale an der pyramidenförmigen Spitze des NWs von der hexagonalen Form der äußeren GaN-Schale ab. Zum Beispiel zeigt Schnitt 4 in Abb. 5, dass die äußere GaN-Facette und die (In,Ga)N Schale Facetten haben, die um 30° zur erwarteten Orientierung basierend auf Symmetriegründen rotiert sind. Diese Facetten entsprechen halbpolaren \( \left\{11\overline{2}l\right\} \) Facetten. Bezüglich Schnitt 1 und 2 kehrt die (In,Ga)N Schale zur Spitze hin zu einer hexagonalen Form zurück mit nur zwei der sechs Facetten leicht ausgeprägt. Diese Abweichung von der hexagonalen Form ist unerwartet und kann nur durch Elektronentomografie enthüllt werden. Es ist bemerkenswert, dass die äußere GaN-Schale die Form der inneren (In,Ga)N Schale und des GaN-Kerns nicht vollständig repliziert; stattdessen ändert sich die NW-Form zur erwarteten hexagonalen Symmetrie eines GaN NWs.

Punkt-in-einem-Draht Struktur

Wie zuvor in Abb. 4 und 5 gezeigt, befindet sich eine Einfügung erhöhten Indiumgehalts an der Spitze der (In,Ga)N Schale. Ein detaillierterer Blick auf diese DIW-Struktur ist in Abb. 6 dargestellt. Die Abbildung präsentiert vergrößerte Versionen sowohl der Draufsicht- als auch der Querschnittsschnitte der tomografischen Rekonstruktion. Zusätzlich zeigt sie eine Isodarpflflächendarstellung der 3D-Form des Punkts sowie die Indiumverteilung, gemessen durch EDX. Die EDX-Analyse wird vom Apex eines ähnlichen NWs desselben Wafers durchgeführt.

Vergrößerte a Draufsicht- und b, c Querschnittstomografische Schnitte von Abb. 4 und 5, die die Morphologie der Punkt-in-einem-Draht-Struktur enthüllen. d 3D-Isodarpflflächendarstellung des (In,Ga)N Punkts. Die EDX-Messungen an einem ähnlichen NW-Apex werden in Form von e einer EDX-Karte, die die räumliche Indiumverteilung zeigt, und f EDX-Spektren, extrahiert aus der Karte an drei verschiedenen Regionen: (I) im (In,Ga)N Punkt, (II) in der (In,Ga)N Schale und (III) in der äußeren GaN-Schale, präsentiert.

Die drei Schnitte in Abb. 6a–c enthüllen die Form und Dimensionen des Punkts. Basierend auf dem Draufsichtschnitt in (a) zeigt der Punkt fast die Geometrie eines Parallelogramms statt eines Hexagons mit zwei weniger ausgeprägten Seitenwänden. Die Längen der beiden größeren Seitenwandpaare betragen 32 nm und 24 nm. Die Höhe des Punkts – wie durch die beiden Querschnittsschnitte in (b) und (c) gegeben – beträgt etwa 14 nm. Zusätzlich offenbaren die Querschnittsschnitte eine laterale Verbreiterung des Punkts in Richtung Spitze, begleitet von der Bildung von r- und s-Ebenen-Seitenfacetten, wobei Boden und Deckel c-Ebenen-Facetten bilden. Dadurch ähnelt die Punktstruktur einer inversen abgeschnittenen Pyramide mit verzerrter hexagonaler Basis. Diese 3D-Form des Nanopunkts wird weiter durch die Isodarpflflächendarstellung in Abb. 6d illustriert, die die fazettierte Form des Punkts bestätigt und zusätzlich demonstriert, dass die untere c-Ebenen-Facette eine höhere Rauheit aufweist.

Abbildung 6e und f enthüllen das Ergebnis der EDX-Messung mittels einer Indiumkarte in Kombination mit Spektren, entnommen aus Positionen innerhalb des (In,Ga)N Punkts (I) und der Schale (II) sowie in der äußeren GaN-Schale (III). Keine Intensität der In-L_α1 Linie wird in der GaN-Region (III) detektiert. Andererseits gibt es einen enormen Unterschied in der Linienintensität zwischen Schale und Punkt, was den riesigen Unterschied in der Indiumkonzentration verifiziert [7]. Der Indiumgehalt des Punkts wird grob auf (24 ± 6)% geschätzt (siehe Zusatzdatei 1: Abbildung S2 für Details). Die EDX-Karte ermöglicht daher eine klare räumliche Trennung zwischen der (In,Ga)N-Schale und dem Punkt und beweist gleichzeitig dessen fazettierte Form. Darüber hinaus demonstriert die EDX-Karte, dass die Voxel hoher Intensität im Tomogramm sehr nahe der NW-Spitze nicht von Indiuminkorporation herrühren. Dieser Intensitätsanstieg kann auf HAADF-Kontrast zurückgeführt werden, der von Stapelungsfehlern im gestörten „Hut“-Bereich entsteht [25]. Zusätzlich hat die Spitze eine viel geringere Dicke im Vergleich zu anderen Teilen des NWs, was zu einer Überbewertung der Massendichte des Spitzenbereichs führt [26].

Die 3D-Isodarpflflächendarstellung des (In,Ga)N Punkts enthüllt eine signifikante chemische Rauheit der unteren Grenzfläche im Vergleich zur glatten c-Ebenen-Grenzfläche oben (vgl. Abb. 6d). Der Ursprung dieser Rauheit kann mit dem Nukleationsmechanismus von (In,Ga)N auf dem mehrfachem Apex des GaN NW-Kerns verknüpft werden. Während das (In,Ga)N-Wachstum auf m-, r- und s-Ebenen aufgrund der geringen Indiumkonzentration in einem 2D-Modus erfolgt, führt der viel höhere Indiumgehalt (In,Ga)N auf c-Ebene zum Wachstum gestraffter 3D-Keime. Diese Keime erzeugen Spannung auf ihre Umgebung, die die Grenzfläche verformt und schließlich zu der gemessenen Rauheit führt.

Schlussfolgerungen

Ein (In,Ga)N/GaN Kern-Schale-NW wurde durch Elektronentomografie untersucht. Die Isodarpflflächendarstellung sowie tomografische Schnitte ermöglichten die Bestimmung der Fazettierung der äußeren GaN-Schale und der inneren (In,Ga)N Schale. Es wurde gezeigt, dass die Symmetrie des NWs durch die Anwesenheit eines zylindrischen Inversionsdomäne gestört wird. Besonders wurde eine Abweichung der erwarteten hexagonalen Symmetrie der inneren (In,Ga)N Schale geklärt, die nur durch Elektronentomografie aufgelöst werden konnte. Zusätzlich wurden Unterschiede der (In,Ga)N Schalenstärke und der Indiuminkorporation der verschiedenen Facetten analysiert. Darüber hinaus wurde die Morphologie der (In,Ga)N DIW-Struktur detailliert charakterisiert. Es wurde festgestellt, dass der Punkt fazettiert ist und einen signifikant höheren Indiumgehalt im Vergleich zur Schale aufweist. Eine komplementäre EDX-Karte wurde verwendet, um die Tomogramm-Voxel-Intensitäten zu bestätigen, die durch beispielsweise Stapelungsfehler beeinflusst wurden, die sich an der aller NW-Spitze bilden können, möglicherweise aufgrund des Niedrigtemperaturwachstums der äußeren GaN-Schale.

Die Tomografie-Analyse liefert ein vollständiges Bild der komplexen Kern-Schale-Struktur des untersuchten NWs. 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. Unerwartet reproduziert die äußere GaN-Schale nicht die Form der inneren (In,Ga)N Schale und des GaN-Kerns; stattdessen wird sie in die erwartete Form basierend auf hexagonaler Symmetrie transformiert. Die Ergebnisse demonstrieren, dass Elektronentomografie Einblicke in die Evolution der Kern-Schale-Strukturbildung während des Wachstums ermöglicht.

Zukünftige Untersuchungen in diesem Bereich zielen auf das Problem der Legierungsstabilität und potenzieller Legierungsschwankungen auf Nanometerskala und ihrer räumlichen Verteilung ab, da sie die Emissionscharakteristiken und 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 Indium-Legierungsinhomogenitäten und Nanocluster detektieren zu können.

Verfügbarkeit von Daten und Materialien

Die während der aktuellen Studie verwendeten und analysierten Datensätze sind auf angemessene Anfrage beim korrespondierenden Autor erhältlich.

Abkürzungen

(S)TEM:

(Raster) Transmissionselektronenmikroskop

BF:

Hellfeld

DIW:

Punkt-in-einem-Draht

EDX:

Energiedispersive Röntgen

FIB:

Fokussierter Ionenstrahl

HAADF:

Hochwinkel-ringförmiges Dunkelfeld

ID:

Inversionsdomäne

MBE:

Molekularstrahlepitaxie

NW:

Nanodraht

PAMBE:

Plasma-unterstützte MBE

QD:

Quantenpunkt

SAD:

Ausgewählte Bereichsbeugung

SAG:

Selektives Flächenwachstum

SEM:

Rasterelektronenmikroskopie

SF:

Stapelungsfehler

ZA:

Zonenachse