Größabhängige Leitfähigkeit einzelner Silizium-Nanodrähte: Einblicke durch CAFM

Zusammenfassung

Periodisch geordnete Arrays von vertikal ausgerichteten Si-Nanodrähten (Si NWs) wurden erfolgreich durch Nanosphärenlithographie in Kombination mit metallunterstütztem chemischem Ätzen hergestellt. Durch Anpassung der Ätzzeit können sowohl der Durchmesser als auch die Länge der Nanodrähte gut kontrolliert werden. Die leitenden Eigenschaften solcher Si NWs und insbesondere ihre Größenabhängigkeit wurden durch leitfähige Rasterkraftmikroskopie (CAFM) an einzelnen Nanodrähten untersucht. Die Ergebnisse zeigen, dass die Leitfähigkeit von Si NWs stark von ihrem Durchmesser und ihrer Länge abhängt. Si NWs mit kleineren Durchmessern und kürzeren Längen weisen bessere leitende Eigenschaften auf. Zusammen mit der I-V-Kennlinien-Charakterisierung wird ein möglicher Mechanismus unter dem Aspekt der größenabhängigen Schottky-Barrierehöhe postuliert, der durch elektrostatische Kraftmikroskopie (EFM) weiter verifiziert wird. Diese Studie legt auch nahe, dass CAFM als effektives Mittel dienen kann, um die Größen- (oder andere Parameter-) Abhängigkeit leitender Eigenschaften an einzelnen Nanostrukturen zu erforschen, was für sowohl die Fertigungsoptimierung als auch potenzielle Anwendungen von Nanostrukturen essenziell sein sollte.

Einleitung

Silizium-Nanodrähte (Si NWs) haben vielversprechende Anwendungen in elektronischen, photonischen, optoelektronischen und vielen anderen Bereichen aufgrund ihres hohen Aspektverhältnisses und einzigartiger elektrischer, thermoelektrischer und fotoelektrischer Eigenschaften sowie der Kompatibilität mit traditioneller Siliziumtechnologie [1,2,3,4,5]. In den vergangenen Jahrzehnten konzentrierte sich die Forschung an Si NWs hauptsächlich auf Wachstumsverbesserungen und Eigenschaftsmessungen. Viele Methoden wurden zur Herstellung von Si NWs entwickelt, darunter Bottom-up-Methoden wie das Dampf-Flüssig-Feststoff-Verfahren, chemische Gasphasenabscheidung und Molekularstrahlepitaxie [6,7,8,9,10] sowie Top-down-Ansätze mit Elektronenstrahllithographie, reaktivem Ionenätzen oder metallunterstütztem chemischem Ätzen [11,12,13,14,15,16]. Unter diesen Methoden wurde die Nanosphärenlithographie (NSL) in Kombination mit metallunterstütztem chemischem Ätzen (MACE) intensiv für die Herstellung großflächiger geordneter Arrays vertikal ausgerichteter Si NWs eingesetzt, aufgrund ihrer Einfachheit, niedrigen Kosten und Vielseitigkeit [15,16,17,18,19,20,21,22,23]. Die durch MACE erzielten Si NWs haben meist sehr raue und sogar poröse Oberflächen [18,19,20,21], was ihnen gerade eine große spezifische Oberfläche und hervorragende Eigenschaften verleiht, was zu großem Anwendungspotenzial in Biosensoren, thermoelektrischen Geräten, Lithium-Ionen-Batterien, Solarzellen usw. führt [22,23,24]. Um diese Anwendungen zu realisieren, ist es essenziell, ein gutes Verständnis ihrer elektrischen Eigenschaften zu erlangen. Heutzutage werden zwei Arten von Methoden häufig angewendet, um die elektrischen Eigenschaften von Nanodrähten zu untersuchen. Eine wird durch gewöhnliche makroskopische Methoden durchgeführt, die relativ einfach durchzuführen sind, aber nur gemittelte Ergebnisse über eine große Ansammlung von Nanodrähten liefern können [24, 25]. Die andere wird an einzelnen Nanodrähten mit speziell gefertigten Einzel-Nanodraht-Geräten durchgeführt [21, 26,27,28], die den Einfluss von Größenschwankungen ausschließen können, aber nicht einfach zu realisieren sind, insbesondere bei der Messung der Eigenschaftsabhängigkeit. Daher werden bequemere Methoden dringend benötigt, um die elektrischen Eigenschaften an einzelnen NWs ohne komplexe Nanofabrikation zu untersuchen.

In den letzten Jahrzehnten haben sich rasterkraftmikroskopiebasierte (SPM) elektrische Messungen als leistungsstarke Techniken für elektrische Charakterisierungen im Nanomaßstab erwiesen [29, 30]. Unter diesen SPM-Techniken wurde die leitfähige Rasterkraftmikroskopie (CAFM) erfolgreich angewendet, um die leitenden Eigenschaften an einzelnen Nanostrukturen zu untersuchen [30,31,32]. CAFM-Untersuchungen an einer Vielzahl von Nanodrähten, wie ZnO, InAs, CdS, CdSe, GaAs, InAsSb und Si NWs, wurden bereits berichtet [33,34,35,36,37,38]. Während sich die meisten Forschungen auf die leitenden Eigenschaften von Nanodrähten mit festen Parametern konzentrierten, wurden einige Untersuchungen durchgeführt, um die Dotierungsabhängigkeit leitender Eigenschaften zu erforschen [37,38,39]. Die Größenabhängigkeiten leitender Eigenschaften von Nanodrähten wurden bisher viel weniger untersucht. Nur wenige Studien wurden über die durchmesserabhängigen leitenden Eigenschaften von Nanodrähten berichtet, nicht einmal beschränkt auf CAFM, und ein beträchtlicher Teil davon befasste sich mit der Durchmessabhängigkeit des Widerstands von Nanodrähten [25, 40,41,42]. Zum Beispiel fanden ein paar Forschungen an GaN-Nanodrähten, dass der Widerstand bei einem kritischen Durchmesser (20 ~ 80 nm, abhängig von Herstellungsmethoden) hoch war und darüber hinaus unverändert blieb [41, 43], während andere Forschungen an Si-Nanodrähten berichteten, dass der Nanodraht-Widerstand mit zunehmendem Durchmesser im Bereich von Zehner bis Hunderter Nanometer abnahm [40, 44]. Für Halbleiter-Nanodrähte mit Metallkontakten kann die Schottky-Barriere eine wichtige Rolle in ihren leitenden Eigenschaften spielen. Daher sollte neben dem Widerstand auch die Schottky-Barriere bei der Anwesenheit von Halbleiter-Nanodrähten berücksichtigt werden. Mehrere Arbeiten haben sich auf die Durchmessabhängigkeit der Schottky-Barrierehöhe (SBH) konzentriert, aber die Ergebnisse sind nicht konsistent. Zum Beispiel berechneten Calahorra et al. die SBH durch Lösung der Poisson-Gleichung im Nanodraht und fanden einen klaren Trend zunehmender Barrierehöhe mit Größenreduktion [45]. Ein ähnlicher Durchmessereffekt wurde experimentell von Soudi et al. berichtet, als sie die durchmessabhängige Oberflächenphotovoltage und Oberflächenzustandsdichte an einzelnen ZnO-Nanodraht-Geräten untersuchten. Sie fanden, dass die Oberflächenbarrierehöhe mit abnehmendem Durchmesser (20–60 nm) zunahm, was durch die mit der Poisson-Gleichung simulierte Oberflächenzustandsdichte interpretiert wurde [46]. Im Gegensatz dazu zeigten Rasterphotostrommikroskopie-Messungen an einzelnen Si-Nanodraht-Feldeffekttransistoren von Yoon et al. eine gegenteilige Abhängigkeit, d.h., die Barrierehöhe nahm mit abnehmendem Durchmesser ab aufgrund des Beitrags von Grenzflächenzuständen [47]. Eine weitere experimentelle Arbeit von Mao et al. an einzelnen Pt/ZnO-Nanonadel-Schottky-Dioden berichtete ebenfalls, dass die Barrierehöhe mit abnehmendem Durchmesser abnahm, was durch einen Joule-Heizungseffekt und/oder elektronische Inhomogenität der Grenzfläche erklärt wurde [48]. Daher hat die Durchmessabhängigkeit der leitenden Eigenschaften von Nanodrähten bisher noch keinen Konsens erreicht und ist weit davon entfernt, gründlich verstanden zu sein. Insbesondere wurden größenabhängige leitende Eigenschaften sowie größenabhängige SBH-Studien an einzelnen Si NWs, die durch die MACE-Methode hergestellt wurden, die eine ziemlich raue Oberfläche für vielversprechende Anwendungen haben, noch nicht berichtet.

In dieser Arbeit werden periodische Arrays vertikal ausgerichteter Si NWs mit unterschiedlichen Durchmessern und Längen durch die Methode der NSL in Kombination mit MACE hergestellt. Sowohl der Durchmesser als auch die Länge der Si NWs können durch Anpassung der Ätzzeit gut kontrolliert werden. Die leitenden Eigenschaften einzelner Si NWs innerhalb des Arrays werden durch CAFM ohne weitere Nanofabrikation untersucht, was die Größenabhängigkeit leitender Eigenschaften an einzelnen Si NWs bequem untersuchen kann, indem einfach die Probe ausgetauscht wird. Die Ergebnisse zeigen, dass der an einzelnen Si NWs gemessene Strom stark vom Durchmesser und der Länge der NWs abhängt. Si NWs mit kleineren Durchmessern und kürzeren Längen weisen bessere leitende Eigenschaften auf. Aus der I-V-Kurvenanpassung können größenabhängige Schottky-Barrierehöhen gewonnen werden, die sich als Schlüsselfaktor für die Bestimmung der größenabhängigen leitenden Eigenschaften von Nanodrähten erweisen. Darüber hinaus wurden ähnliche größenabhängige SBH durch elektrostatische Kraftmikroskopie (EFM) erhalten. Daher deckt unsere Studie nicht nur die größenabhängigen Eigenschaften von Si NWs auf, sondern legt auch nahe, dass CAFM als effektives Mittel dienen kann, um die Größen- (oder andere Parameter-) Abhängigkeit leitender Eigenschaften an einzelnen Nanostrukturen zu erforschen.

Materialien und Methoden

Materialien

Die Si-Wafer wurden von MTI (China) bezogen. Die Suspensionen (2,5 Gew.-% in Wasser) von Polystyrolsphären (PS, 490 nm Durchmesser) wurden von Duke Scientific (USA) gekauft. Aceton, Methanol, Schwefelsäure, Wasserstoffperoxid und Fluorwasserstoffsäure für die Herstellung von Si NWs wurden von Sinopharm Chemical Reagent (China) bezogen. Deionisiertes Wasser (DI, 18,2 MΩ·cm) wurde aus einem Ultrafiltrationssystem (Milli-Q, Millipore, Marlborough, MA) gewonnen.

Herstellung von Si NWs

Vertikal geordnete Silizium-Nanodraht-Arrays werden durch NSL in Kombination mit MACE hergestellt, was in früheren Veröffentlichungen detailliert beschrieben wurde [49, 50]. Der Hauptfertigungsprozess ist in Abb. 1a schematisch dargestellt. Zunächst wurde ein Monolayer von Polystyrolsphären (PS) mit einem Durchmesser von 490 nm auf einem chemisch gereinigten planaren Si-Wafer (n-Typ, 0,01 Ω·cm) selbstassembliert, um ein hexagonal dicht gepacktes Monolayer zu bilden. Anschließend wurde die PS-bedeckte Probe durch reaktives Ionenätzen (RIE, Trion Technology) (50 W, 70 mTorr) mit O₂-Gas (20 sccm) geätzt, um den Durchmesser der PS zu reduzieren, die als Maskenschicht in den folgenden Verfahren fungierten. Danach wurde ein 20 nm dicker Au-Film durch Ionenbeschichtung auf die von der PS-Schicht maskierte Probe aufgebracht, der als Katalysator für die folgende MACE-Behandlung diente. Die Probe wurde in einer gemischten Lösung aus HF (40 %) und H₂O₂ (30 %) (Volumenverhältnis 4:1) bei Raumtemperatur MACE-behandelt. Im MACE-Prozess wurde die Si-Oberfläche, die mit Au bedeckt war, effektiv geätzt, während die von PS bedeckte (ohne Au) geschützt war, was zur Bildung von Si NWs führte. Schließlich wurden die verbleibende Au-Schicht und die PS-Sphären durch Einweichen der Probe in KI/I₂- bzw. Tetrahydrofuran-Lösungen entfernt. Mit dieser Herstellungsmethode können großflächige periodische Arrays vertikal ausgerichteter Si NW-Arrays gewonnen werden.

a Schematische Darstellung der Verfahren zur Herstellung vertikal ausgerichteter Si-Nanodraht-Arrays. b Schematisches Diagramm der experimentellen Aufbauten für CAFM- und EFM-Messungen an einzelnen Si-Nanodrähten

Charakterisierung von Si NWs

Die Morphologie der hergestellten Si NWs wurde mit Rasterelektronenmikroskopie (REM, SIGMA300) überprüft, während ihre strukturellen Eigenschaften mit Ramanspektroskopie (Jobin Yvon HR-Evolution 2 System) mit einer Anregungswellenlänge von 532 nm und einer niedrigen Leistung von etwa 1 mW untersucht wurden.

Die elektrischen Eigenschaften der Si NWs wurden mit CAFM und EFM an einem kommerziellen SPM-Gerät (Multimode V, Bruker Nano Surfaces) untersucht, wie in Abb. 1b dargestellt. Cr/Pt-beschichtete Spitzen (Multi75E-G, Budget Sensors, Radius ca. 25 nm) wurden für sowohl CAFM- als auch EFM-Messungen verwendet. Im CAFM wurde die leitende Spitze im Kontaktmodus über die Probenoberfläche gerastert, wobei eine DC-Bias-Spannung an den Substrat angelegt wurde, während die Spitze geerdet war, und der Strom zwischen Spitze und Probe gemessen wurde. Da die anodische Oberflächenoxidation unter positiven Proben-Bias-Spannungen schwerwiegend ist, wurden alle Strombilder bei negativen Proben-Bias-Spannungen gemessen. Verschiedene negative Spannungen von -0,5 bis -3,0 V wurden in den CAFM-Experimenten getestet. Es zeigte sich, dass bei einer Bias-Spannung unter -1,5 V der Strom zu klein war, um für Proben mit schlechter Leitfähigkeit detektiert zu werden. Während die Bias-Spannung auf -2,0 V oder höher eingestellt war, waren die Messungen instabil, wahrscheinlich aufgrund der Beschädigung von Spitze und/oder Probe unter einem großen elektrostatischen Feld. Daher wurde die Bias-Spannung von -1,5 V für Strombildmessungen gewählt. Die EFM-Messungen wurden an Si NWs im Zwei-Pass-Modus durchgeführt. Im ersten Pass arbeitete es im Tapping-Modus, um das Topographiebild zu erhalten, während im zweiten Pass die Spitze hoch genug angehoben wurde, um die Van-der-Waals-Kraft zu ignorieren. Im angehobenen Pass wurde eine DC-Spannung zwischen Probe und geerdeter Spitze angelegt, und der Phasenshift, der durch die elektrostatische Kraft induziert wurde, detektiert. Alle Experimente wurden in einer fließenden N₂-Atmosphäre für stabile elektrische Messungen durchgeführt, und die Proben wurden 30 s in HF-Lösung (5 %) vorgetaucht, um den Einfluss der Oxidschicht auf die leitende Charakterisierung effektiv zu reduzieren. Da die Messungen unmittelbar nach dem HF-Tauchen durchgeführt wurden, sollte die neu gebildete Sauerstoffschicht dünn genug sein, um von der leitenden Spitze durchdrungen zu werden, und ihr Einfluss auf die Leitfähigkeit ist minimal.

Ergebnisse und Diskussionen

Herstellung von Si NWs

Die Herstellung großflächiger vertikal ausgerichteter geordneter Si-Nanodraht-Arrays ist in Abb. 1a dargestellt. Durch Veränderung der RIE-Zeit kann der Durchmesser der PS-Sphären auf gewünschte Werte reduziert werden, und somit können Si NWs mit kontrollierbarem Durchmesser erreicht werden. Die REM-Bilder von Si NWs nach 90, 120 und 150 s RIE-Ätzen sind in Abb. 2a, b und c dargestellt. Es kann beobachtet werden, dass die Si NWs in einem periodisch hexagonalen Arrangement in großem Bereich vertikal ausgerichtet sind. Diese vertikal ausgerichteten Si NWs haben dieselbe Periode von 490 nm und dieselbe Länge von etwa 350 nm (gleiche MACE-Zeit von 40 s). Die Durchmesser der Si NWs in (a), (b) und (c) betragen etwa 350, 260 und 190 nm. Die Abhängigkeit des NWs-Durchmessers von der RIE-Ätzzeit ist in Abb. 2d dargestellt, was eine gute lineare Korrelation zeigt. Andererseits konnte die Länge der Nanodrähte durch Variation der MACE-Zeit in der HF- und H₂O₂-Gemischlösung angepasst werden. Die Querschnitts-REM-Bilder von Si NWs nach 40, 60, 80 und 100 s MACE sind in Abb. 2e gezeigt. Man kann sehen, dass die NWs-Länge von 350 auf 960 nm durch Erhöhung der MACE-Zeit zunimmt. Ähnlich zeigt die Si NWs-Länge eine gute lineare Abhängigkeit von der MACE-Zeit, wie in Abb. 2f dargestellt. Diese Ergebnisse zeigen, dass geordnete Si NWs mit kontrollierbaren Durchmessern und Längen erfolgreich durch die Methode der NSL in Kombination mit MACE hergestellt wurden.

Aufsicht REM-Bilder von Si NWs mit gleicher Länge von 350 nm, aber unterschiedlichen Durchmessern von a 350 nm; b 260 nm; und c 190 nm. Die Abhängigkeit des NWs-Durchmessers von der RIE-Ätzzeit ist in d dargestellt. e Querschnitts-REM-Bilder von Si NWs mit gleichem Durchmesser von 260 nm, aber unterschiedlichen Längen von 350, 600, 800 und 960 nm. f Stellt die Abhängigkeit der NWs-Länge von der MACE-Zeit dar

Aus den REM-Bildern lässt sich auch feststellen, dass die Si NWs nach chemischem Ätzen eine sehr raue Oberfläche haben, und ihre Seitenwandoberfläche ist besonders rau. Um die Mikrostruktur der Oberflächenschicht als Funktion von Durchmesser und Länge zu überprüfen, wurden Ramanspektren sowohl an massivem Si als auch an Si NWs mit unterschiedlichen Durchmessern und Längen gemessen. Jedes Spektrum wurde durch Verwendung der maximalen Peakintensität bei 520 cm⁻¹ normalisiert, und die Ergebnisse für unterschiedliche Durchmesser und Längen sind in Abb. 3a und b dargestellt. Das Spektrum von massivem Silizium zeigt einen scharfen Peak bei ~ 520,1 cm⁻¹. Sowohl ein Rotverschiebung der Peakposition als auch eine Verbreiterung der Peakbreite (bezeichnet als Halbwertsbreite, FWHM) können an Si NWs beobachtet werden, wie in Abb. 3c und d entsprechend dargestellt. Die Peak-Rotverschiebung und -Verbreiterung sind für Nanodrähte mit kurzen Längen von 350 und 600 nm eher gering und werden relativ offensichtlich, wenn die Nanodrahtlänge auf 800 nm und darüber zunimmt. Solche Ramanspitzen-Rotverschiebung und -Verbreiterung werden manchmal auf Änderungen im Dotiergrad oder kristallinen Gehalt zurückgeführt. Laut früheren Veröffentlichungen [5, 51] könnten Si NWs, die durch die gleiche MACE-Methode hergestellt wurden, denselben Dotiergrad wie der Startwafer besitzen. Aufgrund von Geräteeinschränkungen konnten wir dieses Ergebnis nicht bestätigen. Andererseits, obwohl diese Si NWs eine raue Oberfläche haben, fanden frühere Veröffentlichungen, dass Si NWs, die durch die MACE-Methode hergestellt wurden, ihre Kristallstrukturen für sowohl n- als auch p-Dotierung und sowohl leichte als auch schwere Dotierung weitgehend beibehalten konnten [5, 51, 52]. Nur eine dünne amorphe Schicht wurde an der Wandoberfläche der NWs beobachtet. Ähnliche Ergebnisse wurden an Si NWs mit unterschiedlichen Durchmessern und Längen von verschiedenen Gruppen erzielt. Daher kann angenommen werden, dass die durch die MACE-Methode hergestellten Si NWs ihren Dotiergrad und kristallinen Gehalt fast unverändert wie ihr massives Gegenstück beibehalten, abgesehen von der dünnen Oberflächenschicht.

Daher werden die Ramanspitzenverschiebung und -verbreiterung höchstwahrscheinlich durch die beschädigte raue Oberfläche der Nanodrähte induziert [53]. Es gibt mehrere Arbeiten, die die Ramanergebnisse von Si NWs berichten, die durch die gleiche MACE-Methode hergestellt wurden. Zum Beispiel fanden Feser et al., dass die signifikante Peakverbreiterung bei 520 cm⁻¹ mit der MACE-Zeit zunahm und diese Peakverbreiterung auf Kristallunordnung (z.B. Cluster von Punktdefekten) zurückführten, die durch den Ätzprozess induziert wurde [23]. Lajvardi et al. fanden, dass die Raman-Rotverschiebung mit der MACE-Zeit zunahm, d.h., der TO-Raman-Peak lag bei 521,1 cm⁻¹ für massives Si und verschob sich zu 518,7 cm⁻¹ für 80-min geätzte Proben [54]. Sie gaben an, dass der Ursprung der Ramanverschiebung auf die Bildung von Si-Nanokristallen an der Wand des Nanodrahts zurückzuführen sein könnte. Lin et al. beobachteten, dass der TO-Raman-Peak von 520 auf 516 cm⁻¹ verschob, wenn die NWs-Länge von 0 (massives Si) auf 2,73 µm zunahm, während die Peakbreite von 3 auf 9 cm⁻¹ mit zunehmender NWs-Länge von 0,19 auf 2,73 µm verbreitert wurde [55]. Sie dachten, dass die Raman-Peakverbreiterung durch die Phonon-Dehnungs-Wechselwirkung dominiert wurde und die Raman-Peakverschiebung proportional zur dehnungsinduzierten Oberflächengitterverzerrung bewiesen wurde. Da die durch HF-Ätzen induzierte Dehnung mit der NWs-Länge zunahm (mehr Ätzzeit), nahmen sowohl die Raman-Peak-Rotverschiebung als auch -Verbreiterung mit zunehmender NWs-Länge zu. In unserem Fall, aus den Ramanspektren wie in Abb. 3a und b gezeigt, können wir finden, dass der TO-Raman-Peak von 520 auf 519,4 cm⁻¹ verschiebt, wenn die NWs-Länge von 0 (massives Si) auf 960 nm zunimmt, während die FWHM von 4,41 auf 4,47 cm⁻¹ verbreitert wird, wenn die NWs-Länge von 350 auf 960 nm zunimmt. Wir bevorzugen die Ansicht, dass diese längenabhängige Raman-Peakverschiebung und -verbreiterung von der beschädigten Oberfläche (Dehnung oder Unordnung) herrühren. Aufgrund der sehr kleinen Variation sowohl in Rotverschiebung als auch in Peakverbreiterung für Nanodrähte mit unterschiedlichen Durchmessern und Längen (< 1,0 cm⁻¹) kann die Änderung von Dehnung/Unordnung mit der Größe als minimal betrachtet werden. So kann Dehnung/Unordnung die Leitfähigkeit der NWs modifizieren, aber ihr Einfluss auf die Größenabhängigkeit der Leitfähigkeit wird in den nächsten Abschnitten nicht berücksichtigt.

Typische Ramanspektren von massivem Si und Si-Nanodrähten mit a gleicher Länge von 350 nm aber unterschiedlichen Durchmessern und b gleichem Durchmesser von 190 nm aber unterschiedlichen Längen. c und d stellen die Rotverschiebung der Peakposition und die FWHM-Verbreiterung als Funktion der Nanodrahtlänge dar

Leitfähigkeitsmessungen an einzelnen Si NWs

Die leitenden Eigenschaften von Si NWs werden durch CAFM an einzelnen NWs mit unterschiedlichen Durchmessern und Längen gemessen. Typische Topographieabbildungen der vertikal ausgerichteten Si NWs mit gleicher Länge von 350 nm, aber unterschiedlichen Durchmessern von 350, 260 und 190 nm sind in Abb. 4a, b und c dargestellt, während ihre entsprechenden Strombilder, erhalten bei einem Proben-Bias von -1,5 V, in (d), (e) und (f) gezeigt werden. Es sei angemerkt, dass da die Cr/Pt-beschichtete AFM-Spitze ein Keil mit großem Winkel ist, die Si NWs einen größeren Durchmesser als ihre tatsächlichen aufweisen. Zudem konnte der Strom außerhalb der Nanodrähte nicht gut detektiert werden, da die Spitze möglicherweise nicht in Kontakt mit dem Substrat kommen kann, daher werden nur die auf Nanodrähten gemessenen Ströme berücksichtigt. Aus den Strombildern kann beobachtet werden, dass die meisten Kanten der Si-Nanodrähte eine etwas bessere Leitfähigkeit als das Zentrum aufweisen. Dies könnte durch Seitenkontakt zwischen der AFM-Spitze und dem Si NW mit einem größeren Kontaktbereich resultieren. Zusätzlich können aufgrund der offensichtlichen Rauheit der oberen Oberfläche einige Bereiche im Zentrum auch große Ströme ähnlich dem Rand zeigen, was zu keiner deutlichen ringförmigen Stromverteilung führt. Andererseits ist die Leitfähigkeit von Si NWs offensichtlich mit dem Nanodraht-Durchmesser verbunden. Man kann sehen, dass sowohl der leitende Flächenanteil der Nanodrähte als auch die absoluten Stromwerte signifikant zunehmen, wenn der Durchmesser von 350 auf 190 nm abnimmt. Die Ergebnisse deuten darauf hin, dass Si NWs mit kleineren Durchmessern leitfähiger sind als solche mit größeren. Um die Durchmessabhängigkeit intuitiver zu erhalten, werden die Stromprofile entlang der markierten Linien in Abb. 4d bis f in Abb. 4g dargestellt. Es zeigt deutlich, dass die Si NWs mit einem Durchmesser von 190 nm viel leitfähiger sind als jene mit Durchmessern von 260 nm und 350 nm. Eine solche Durchmessabhängigkeit kann auch aus den statistischen Histogrammen der Stromverteilungen auf Si NWs mit unterschiedlichen Durchmessern gewonnen werden, wie in Zusatzdatei 1: Abbildung S1(a) gezeigt, die zeigt, dass die Stromverteilung zu höheren Werten verschiebt, wenn der Durchmesser abnimmt. Die gemittelten Ströme (I_av) der Si NWs werden berechnet, indem der Strom über alle Nanodrähte in den Strombildern gemittelt wird, was in Abb. 4h als Funktion des NWs-Durchmessers dargestellt ist. Der gemittelte Strom der Si NWs zeigt eine dramatische neuneinhalbfache Zunahme, wenn der NWs-Durchmesser von 350 auf 190 nm abnimmt. Eine ähnliche Stromabhängigkeit vom Durchmesser wurde auch an einzelnen InAs-Nanodrähten sowie an einzelnen Si-Nanodraht-Geräten erreicht [35, 47].

Die Topographieabbildungen von Si NWs mit gleicher Länge von 350 nm, aber unterschiedlichen Durchmessern von a 350 nm, b 260 nm, c 190 nm. Ihre entsprechenden Strombilder, erhalten unter dem Proben-Bias von -1,5 V, sind in d, e und f gegeben. Stromprofile entlang der markierten Linien in d–f sind in g dargestellt, und h zeigt den gemittelten Strom (I_av) über die Nanodrähte als Funktion des NWs-Durchmessers. Entsprechende Linien sind in den Topographieabbildungen von a–c hinzugefügt, und die Profilkurven in g sind vertikal verschoben zur Orientierung

Typische Strombilder von Si NWs mit unterschiedlichen Längen und gleichem Durchmesser von 190 nm, gemessen bei einem Proben-Bias von -1,5 V, sind in Abb. 5 dargestellt. Abb. 5a bis d zeigen die Strombilder von Si NWs mit Längen von 350, 600, 800 und 960 nm. Man kann sehen, dass in diesen Strombildern die leitenden Bereiche mit zunehmender Länge offensichtlich abnehmen, während der Abfall der absoluten Ströme nicht so offensichtlich ist, besonders für NWs mit Längen von 350 nm und 600 nm. Vielleicht aufgrund der Existenz lokaler unregelmäßiger Oberflächenrauheit wurde in Abb. 5b an einigen Stellen sogar ein größerer Strom beobachtet. Dennoch war der gemittelte Strom von Abb. 5b viel kleiner als der von Abb. 5a. Mit denselben Analysen wie oben werden die Stromprofile entlang der markierten Linien in Abb. 5e dargestellt, und die statistischen Histogramme sind in Zusatzdatei 1: Abbildung S1(b) gezeigt. Beide zeigen eindeutig eine signifikante Stromabnahme mit zunehmender NWs-Länge. Die gemittelten Ströme der Nanodrähte als Funktion der NWs-Längen sind in Abb. 5f dargestellt, und sie liegen in der Größenordnung von Zehnern bis Hunderten pA, was viel kleiner ist als die in Abb. 5a bis e gezeigten in der Größenordnung von nA. Das liegt daran, dass die Nanodrähte nur an wenigen leitenden Stellen relativ große Ströme aufweisen, während die meisten Bereiche nicht leitfähig sind. Aus Abb. 5f zeigt der gemittelte Strom eine mehr als dreifache Abnahme, wenn die Länge von 300 auf 960 nm zunimmt, was die abnehmende Leitfähigkeit der Nanodrähte mit zunehmender Länge anzeigt. Die Abhängigkeit des Nanodraht-Widerstands von der Länge wurde zuvor durch Vierpunkt-Widerstandsmessungen an Halbleiter-Nanodrähten untersucht, was nahelegte, dass unter ohmschem Kontakt der Nanodraht-Widerstand linear mit seiner Länge mit der Steigung des Widerstands zunahm [56, 57]. In unserem Fall zeigt der Plot von I ~ 1/L (Zusatzdatei 1: Abbildung S2) eine bemerkenswert nichtlineare Abhängigkeit; daher konnte der Widerstand nicht korrekt aus der Kurvensteigung gewonnen werden. Es ist anzumerken, dass in CAFM-Messungen der gesamte gemessene Widerstand den Kontaktwiderstand zwischen Cr/Pt-beschichteten Spitzen und Si NW (R_tip/NW), den Widerstand des Si NW (R_NW) und den Widerstand der Si-Wafer (R_bulk) umfasst. Da der durch CAFM gemessene Widerstand hauptsächlich vom lokalisierten Oberflächenbereich unter der Spitze stammt und schnell mit dem vergrößerten Bereich entlang des Strompfads abnimmt, ist R_bulk viel kleiner im Vergleich zu R_NW und R_tip/NW. Andererseits ist aufgrund des sehr kleinen Metall-Halbleiter-Kontaktbereichs zwischen Spitze und Nanodraht der Kontaktwiderstand R_tip/NW viel größer als der Nanodraht-Widerstand R_NW. Die Nichtlinearität der Stromabhängigkeit von 1/L deutet gerade auf die Anwesenheit eines großen Kontaktwiderstands hin. Daher sollte in den durch CAFM durchgeführten Messungen der Metall-Halbleiter-Kontaktwiderstand emphatisch berücksichtigt werden, in dem die Schottky-Barriere eine wichtige Rolle spielt.

Die Strombilder von Si NWs unter dem Proben-Bias von -1,5 V mit gleichem Durchmesser von 190 nm, aber unterschiedlichen Längen von a 350 nm, b 600 nm, c 800 nm und d 960 nm. Die Stromprofile entlang der markierten Linien in a–d sind in e dargestellt, und f zeigt die gemittelten Ströme der Nanodrähte (I_av) als Funktion der NWs-Länge. Die Profilkurven in e sind vertikal verschoben zur Orientierung

Um die obige Schlussfolgerung zu verifizieren, wurden Strom-Spannungs-Kennlinien (I-V) an einzelnen Si NWs aufgezeichnet, um die Schottky-Barriere am Metallspitze/Si-Nanodraht-Kontakt zu untersuchen. Typische I-V-Kurven an Si NWs mit gleicher Länge von 350 nm, aber unterschiedlichen Durchmessern, sind in Abb. 6a dargestellt, und jene an Si NWs mit gleichem Durchmesser von 190 nm, aber unterschiedlichen Längen, in Abb. 6b. Alle I-V-Kurven zeigen größere Ströme im negativen Proben-Spannungsbereich, in Übereinstimmung mit typischen I-V-Kurven mit Schottky-Kontakt zwischen Metallspitze und n-Typ-Halbleiter. Da die I-V-Kurven gute Metall-Halbleiter-Eigenschaften aufweisen, deutet dies darauf hin, dass der Einfluss der Oxidschicht auf die Leitfähigkeit nicht schwerwiegend ist und daher in der folgenden Diskussion als minimal angenommen wird. Gleichzeitig zeigen die Ergebnisse, dass kleinere und kürzere Nanodrähte größere Leitfähigkeit aufweisen als größere und längere, was gut mit den aus Strombildern gewonnenen Ergebnissen übereinstimmt. Für quantitative Analysen wird ein bekanntes thermionisches Emissionsmodell für einen Metall-Halbleiter-Kontakt angewendet [58, 59]. In diesem Modell können die I-V-Kennlinien eines Schottky-Kontakts zu n-Typ-Halbleiter in Gegenwart eines Serienwiderstands angenähert werden als [59]:

I = I_S [exp(q(V - I R_S) / n kT) - 1], (1)

wobei n der Idealfaktor und R_S der Serienwiderstand ist. I_S ist der Sättigungsstrom, der ausgedrückt werden kann als:

I_S = A A* T² exp(-φ_B / kT), (2)

wobei A die Kontaktfläche, A* die Richardsonsche Konstante und φ_B die Schottky-Barrierehöhe (SBH) zwischen Metallspitze und Si-Nanodraht ist. Somit kann SBH mit der Formel gewonnen werden:

φ_B = kT ln(A A* T² / I_S), (3)

Die I-V-Kurven in Abb. 6a und b können gut durch Gleichung (1) angepasst werden, und eine typische Anpassungslinie im Vorwärtsbereich ist im Inset von Abb. 6a gezeigt. Um die SBH-Werte aus dem Sättigungsstrom zu erhalten, wird die effektive Richardsonsche Konstante A* als ungefähr gleich der von massivem Silizium angenommen, d.h., 112 A cm⁻² K⁻² für n-Typ-Silizium [59]. Die Kontaktfläche wird als 2 × 10⁻¹¹ cm² angenommen, indem der Radius der Cr/Pt-beschichteten Spitze als 25 nm genommen wird. Die SBH-Werte betragen etwa 322, 359 und 377 meV für Si NWs mit gleicher Länge von 350 nm und unterschiedlichen Durchmessern von 190, 260 und 350 nm. Für Si NWs mit gleichem Durchmesser von 190 nm und unterschiedlichen Längen von 350, 600, 800 und 960 nm betragen die SBH-Werte entsprechend 322, 425, 473 und 495 meV. Zum Vergleich wurde eine typische I-V-Kurve an demselben Typ Si-Wafer gemessen, wie in Zusatzdatei 1: Abbildung S3(a) gezeigt. Es zeigt deutlich, dass die Leitfähigkeit des Si-Wafers viel kleiner ist als die der hergestellten NWs. Messbarer Strom konnte nur bei hohen Bias-Spannungen (-4 ~ -10 V) gemessen werden. Nach Anpassung der I-V-Kurven mit dem obigen thermionischen Emissionsmodell (Zusatzdatei 1: Abbildung S3(b)) wurde ein SBH-Wert von 0,60 eV für massives Si erhalten. Offensichtlich sind alle gemessenen SBH-Werte für Si NWs mit unterschiedlichen Durchmessern und Längen kleiner als der des massiven Si. Eine ähnliche Schottky-Barriere-Absenkung in Nanodrähten wurde von verschiedenen Gruppen an verschiedenen Typen von Nanodrähten berichtet, was auf Trägerrekombination in der Verarmungszone [46, 60], Barriere-Inhomogenität und Joule-Heizungseffekt [48] oder Bildpotenzial-Absenkung [47] zurückgeführt wurde. In unserem Fall kann die Barriere-Absenkung auch auf die große Dichte von Oberflächenzuständen zurückgeführt werden, die bildpotenzialbedingte Absenkung und Trägerladung in der Verarmungszone induzieren.

Die Abhängigkeit der SBH-Werte von den Nanodraht-Durchmessern und -Längen ist in Abb. 6c und d dargestellt, und man kann finden, dass die SBH offensichtlich mit zunehmenden Nanodraht-Durchmessern und -Längen zunimmt. Zusätzlich wurden dieselben Messungen an Si NWs mit unterschiedlichen Durchmessern von 260 und 350 nm für alle Längen durchgeführt, und die I-V-Kurven sind in Zusatzdatei 1: Abbildung S4a und b dargestellt. Die aus der Kurvenanpassung gewonnenen durchmessabhängigen SBH-Werte für alle Längen sind in Tabelle 1 aufgelistet und in Zusatzdatei 1: Abbildung S5 dargestellt. Die Ergebnisse zeigen, dass die SBH-Werte für alle Längen mit zunehmendem Durchmesser zunehmen und auch für alle Durchmesser mit zunehmender Länge zunehmen. Daher deuten die aus den I-V-Kurvenanalysen gewonnenen Ergebnisse darauf hin, dass die Schottky-Barriere-Absenkung für Nanodrähte mit kleineren Durchmessern und kürzeren Längen signifikanter ist. Andererseits können der Idealfaktor n und die Serienwiderstände R_S von Si NWs mit unterschiedlichen Durchmessern und Längen auch aus den Anpassungsergebnissen gewonnen werden, wie in Tabelle 1 aufgelistet. Die Ergebnisse zeigen, dass n für alle Nanodrähte viel größer als 1 ist (2,8 ~ 9,4), was darauf hindeutet, dass der Kontakt zwischen Spitze und Nanodraht kein idealer Metall-Halbleiter-Kontakt ist, wahrscheinlich aufgrund der Existenz einer Oxidschicht. Andererseits nimmt R_S mit zunehmendem Durchmesser sowie mit zunehmender Länge zu. Zum Beispiel steigt R_S von 6,1 auf 21,6 MΩ, wenn der Durchmesser von 190 auf 350 nm bei gleicher Länge von 350 nm zunimmt, und steigt von 6,1 auf 32,3 MΩ für die Länge von 350 auf 960 nm bei gleichem Durchmesser von 190 nm. Die Zunahme von R_S mit zunehmender Länge ist vernünftig, während die Zunahme mit zunehmendem Durchmesser unerwartet ist. Dafür gibt es derzeit keine gute Erklärung, was vielleicht daran liegt, dass der Serienwiderstand nicht einfach der Widerstand des Nanodrahts ist und der effektive Spitzen-Nanodraht-Kontaktbereich nicht genau dem Querschnittsbereich des Nanodrahts entspricht. Dennoch waren die Serienwiderstände der Si NWs viel kleiner als die Kontaktwiderstände, daher sollte die Leitfähigkeit der Si NWs durch die SBH-bestimmten Kontaktwiderstände dominiert werden.

Typische I-V-Kurven an Si NWs mit gleicher Länge von 350 nm, aber unterschiedlichen Durchmessern (a) und gleichem Durchmesser von 190 nm, aber unterschiedlichen Längen (b). Das Inset in a zeigt ein typisches Anpassungsergebnis von Si NWs mit Durchmesser 190 nm und Länge 350 nm. c und d stellen die aus den Anpassungsergebnissen gewonnenen Schottky-Barrierehöhen als Funktion des NWs-Durchmessers und der Länge dar

Der Ursprung der größenabhängigen SBH ist noch nicht sehr klar. Der Mechanismus für ähnliche Durchmessabhängigkeiten der SBH wurde in mehreren Veröffentlichungen postuliert [45,46,47,48, 60]. Zum Beispiel interpretierten Leonard et al. diesen Effekt mit dem Aspekt der Elektron-Loch-Rekombination in der Verarmungszone [60]. Da die Rekombinationszeit mit abnehmendem Nanodraht-Durchmesser abnahm, nahm die Stromdichte mit abnehmendem Nanodraht-Durchmesser zu. Yoon et al. erklärten die durchmessabhängige SBH durch die Anwesenheit von Grenzflächenzuständen [47]. Mao et al. führten ihren Ursprung auf Barriere-Inhomogenität und Joule-Heizungseffekt zurück [48]. In unserem Fall werden die Si NWs durch die MACE-Methode hergestellt, so dass zwangsläufig eine Menge von Defekten auf der Oberfläche und eine neu gebildete dünne Oxidschicht existieren, was zu einer großen Dichte von Oberflächenzuständen führt. Tatsächlich ist die obere Oberfläche der Si NWs aus vergrößerten REM-Bildern und AFM-Beobachtungen sehr rau, was die Dichte der Oberflächenzustände weiter erhöht. Wir glauben, dass die Anwesenheit von Oberflächen- (oder Grenzflächen-) Zuständen die Hauptursache für die Durchmessabhängigkeit der SBH sein sollte. Laut früheren Veröffentlichungen [47, 61, 62] wurde die SBH-Absenkung durch geladene Grenzflächenzustände interpretiert. Durch Annahme des zylindrischen Koaxialkondensatormodells, das in Referenz [47] verwendet wurde, wird der durch Grenzflächenzustände induzierte Trägertransfer zwei entgegengesetzt geladene Schichten (Metall- und Halbleiterkontaktoberfläche) bilden, die ein dem eingebauten elektrischen Feld entgegengesetztes elektrisches Feld erzeugen und das Barrierepotenzial senken. Da die Oberflächenzustandsdichte mit abnehmendem Nanodraht-Durchmesser zunimmt, wird eine kleinere SBH an Nanodrähten mit kleinerem Durchmesser erhalten. Warum die SBH-Werte mit der Nanodrahtlänge zusammenhängen, ist noch nicht klar. Da die MACE-Zeit zunahm, nimmt die Oberflächenunordnung oder Rauheit entsprechend zu. Unterschiedliche Änderungen in den Oberflächenmikrostrukturen können unterschiedliche Änderungen der SBH-Werte einführen, was weitere Untersuchungen erfordert, um es zu klären. Jedenfalls, was auch immer der Ursprung der Größenabhängigkeit der leitenden Eigenschaften ist, die größenabhängige SBH-Absenkung könnte zu höherer Leitfähigkeit führen, was für praktische Anwendungen vorteilhaft sein sollte.

EFM-Messungen an einzelnen Si NWs

Um die größenabhängigen SBH-Ergebnisse von Si NWs, die durch CAFM gewonnen wurden, weiter zu verifizieren, wurden EFM-Messungen an denselben Proben durchgeführt, und der EFM-Phasenshift wurde als Funktion der angewendeten DC-Bias gemessen. In früheren Veröffentlichungen [63, 64] wurde die Beziehung zwischen Phasenshift und elektrostatischer Kraft bereits etabliert, wobei das Spitzen-Proben-System grob als Plattenkondensator behandelt wird. Wenn ein Bias zwischen Spitze und Probe angelegt wird, würde der kapazitive elektrostatische Kraftgradient einen Phasenshift verursachen. In einer angehobenen Höhe, wo die Van-der-Waals-Kraft ignoriert werden kann, kann die auf die Spitze wirkende elektrostatische Kraft wie folgt ausgedrückt werden [63]:

F = ½ ∂C/∂z (V_EFM - V_CPD)², (4)

wobei C, V_EFM und V_CPD die Kapazität, die angelegte DC-Spannung und die Kontaktpotentialdifferenz (CPD) zwischen Probe und Spitze sind. V_CPD kann als (φ_sample - φ_tip)/e geschrieben werden, wenn die Bias-Spannung V_EFM in unseren Experimenten an die Probe angelegt wurde. Der durch EFM detektierte Phasenshift ist proportional zum Gradienten der elektrostatischen Kraft, was geschrieben werden kann als:

ΔΦ = -Q/k ∂F/∂z = -Q/k [½ ∂²C/∂z² (V_EFM - V_CPD)²], (5)

wobei Q der Qualitätsfaktor, k die Federkonstante der Sonde und z der Abstand zwischen Spitze und oberem Ende des Si NW ist.

Aus Gleichung (5) ist ersichtlich, dass der EFM-Phasenshift bei V_EFM = V_CPD null sein sollte. Daher kann V_CPD aus den EFM-Messungen gewonnen werden. Die ΔΦ~V_EFM-Kurven, gemessen bei einer Anhebhöhe von 100 nm an einzelnen Si NWs mit unterschiedlichen Durchmessern und Längen, sind in Abb. 7a und b als Streupunkte dargestellt. Durch Verwendung von Gleichung (5) können die ΔΦ~V_EFM-Kurven gut angepasst werden, dargestellt als durchgezogene Linien in Abb. 7a und b. Aus den Anpassungsparametern können die Werte von V_CPD gewonnen werden, wie in Abb. 7c und d als Funktion von Durchmesser und Länge dargestellt. Die Ergebnisse zeigen, dass die CPD-Werte mit zunehmendem Durchmesser und zunehmender Länge zunehmen. Ähnliche CPD-Ergebnisse wurden in einer früheren Arbeit berichtet, die mit Kelvin-Sondenkraftmikroskopie an ZnO NWs durchgeführt wurde, in der der Absolutwert der CPD zwischen ZnO-Nanodraht und Pt/Ir-Spitze ebenfalls mit zunehmendem Durchmesser zunahm [65]. Wie in Zusatzdatei 1: Abbildung S6 dargestellt, entspricht der Wert der SBH ungefähr q V_CPD plus E_n (= E_C - E_F). Da E_n eine Konstante für alle aus demselben Material hergestellten Si NWs ist, repräsentiert die Größenabhängigkeit von V_CPD gut die Größenabhängigkeit der SBH. Daher kann aus den EFM-Ergebnissen vorgeschlagen werden, dass die SBH-Werte mit zunehmenden NWs-Durchmessern und -Längen zunehmen, was gut mit den durch CAFM-Messungen erzielten Ergebnissen übereinstimmt. Ebenso wurden die EFM-Messungen an allen Serien von Si NWs durchgeführt, und die durchmessabhängigen V_CPD-Werte bei unterschiedlichen Längen sind in Zusatzdatei 1: Abbildung S7(a) und (b) dargestellt, die dieselbe Durchmessabhängigkeit wie die durch CAFM erhaltene zeigen.

ΔΦ ~ V Kurven, gemessen durch EFM an einzelnen Si NWs mit a unterschiedlichen Durchmessern von 190, 260 und 350 nm (Länge = 350 nm) und b unterschiedlichen Längen von 350, 600, 800 und 960 nm (Durchmesser = 190 nm). c und d präsentieren die durch Kurvenanpassung gewonnenen V_CPD-Werte als Funktion des NWs-Durchmessers und der Länge. Die Kurven in a und b sind vertikal verschoben zur Orientierung

Schlussfolgerung

Zusammenfassend werden durch eine einfache, kostengünstige Methode ohne komplexe Verfahren Si NW-Arrays mit kontrollierbaren Durchmessern und Längen hergestellt. Sowohl der Durchmesser als auch die Länge der Si NWs können durch Anpassung der Ätzzeit gut kontrolliert werden. Die leitenden Eigenschaften einschließlich Stromkarte und I-V-Kurven werden direkt an einzelnen Si NWs ohne komplexe Nanofabrikationsverfahren mittels CAFM gemessen. Größenabhängige Leitfähigkeit von Si NWs kann sowohl aus den Strombildern als auch aus den I-V-Kurven gewonnen werden. Unsere Ergebnisse zeigen, dass Si NWs mit kleinerem Durchmesser und kürzerer Länge bessere Leitfähigkeit aufweisen. Dies kann auf die Größenabhängigkeit der SBH zurückgeführt werden, die von 322 auf 377 meV zunahm, als der Durchmesser von 190 auf 350 nm bei gleicher Länge von 350 nm zunahm. Entsprechend stiegen die SBH-Werte von 322 auf 495 meV, als die Länge von 350 auf 960 nm bei gleichem Durchmesser von 190 nm variierte. Dieselbe größenabhängige SBH kann auch aus den EFM-Messungen gewonnen werden. Eine solche SBH-Absenkung wird durch geladene Grenzflächenzustände interpretiert. Daher deckt unsere Studie nicht nur die größenabhängigen Eigenschaften von Si NWs auf, sondern legt auch nahe, dass CAFM als effektives Mittel dienen kann, um die Größen- (oder andere Parameter-) Abhängigkeit leitender Eigenschaften an einzelnen Nanostrukturen zu erforschen.

Verfügbarkeit von Daten und Materialien

Die Datensätze, die zur Unterstützung der Schlussfolgerung verwendet wurden, sind im Artikel und in der Unterstützungsdatei enthalten.

Abkürzungen

CAFM:

Leitfähige Rasterkraftmikroskopie

CPD:

Kontaktpotentialdifferenz

EFM:

Elektrostatische Kraftmikroskopie

MACE:

Metallunterstütztes chemisches Ätzen

NSL:

Nanosphärenlithographie

PS:

Polystyrolsphären

RIE:

Reaktives Ionenätzen

SBH:

Schottky-Barrierehöhe

REM:

Rasterelektronenmikroskopie

Si NWs:

Si-Nanodrähte

SPM:

Rasterkraftmikroskopie