Hoog-resolutie 3D imaging van potloodvormige GaN/(In,Ga)N kern-schil nanodraden via elektronen tomografie

Samenvatting

De driedimensionale structuur van GaN/(In,Ga)N kern-schil nanodraden met multi-gefacette potloodvormige top wordt geanalyseerd door elektronen tomografie met behulp van hoge-hoek annulaire donker-veld modus in een scanning transmissie elektronenmicroscoop. Selectieve gebiedsgroei op GaN-op-saffier templates met een gepatroneerde masker wordt uitgevoerd door moleculaire bundel epitaxie om geordende arrays van uniforme nanodraden te verkrijgen. Onze resultaten van de tomografische reconstructie laten de gedetailleerde bepaling van de complexe morfologie van de binnenste (In,Ga)N multi-gefacette schilstructuur en zijn afwijking van de perfecte hexagonale symmetrie toe. De tomogram identificeert onmiskenbaar een punt-in-een-draad configuratie aan de nanodraadtop met inbegrip van de exacte vorm en grootte, alsmede de ruimtelijke verdeling van de chemische samenstelling.

Inleiding

Het lopende proces van miniaturisatie van optoelektronische apparaten heeft geleid tot de ontwikkeling van complexe, driedimensionale (3D) nanostucturen. In dit opzicht zijn nanodraden (NWs) veelbelovende kandidaten om hoogwaardige quantum put of quantum dot (QD) structuren te realiseren vanwege hun grote oppervlakte-tot-volume verhouding geassocieerd met een efficiënte spanningontspanning in axiale of radiale NW heterostructuren [1,2,3]. Recente verbeteringen in selectieve gebiedsgroei (SAG) door moleculaire bundel epitaxie (MBE) op GaN-op-saffier templates heeft geleid tot de fabricage van geordende en uniforme GaN NW arrays met ofwel platte- of potloodvormige top [4, 5]. De laatste is gebruikt om (In,Ga)N/GaN schilstructuren te fabriceren gegroeid op de multi-gefacette top van de GaN kern, wat een alternatieve oplossing biedt voor de groei van QDs. Door te profiteren van de verminderde NW diameter en de corresponderende mogelijkheid om heterostructuren te groeien met korte secties van laag-bandgap (In,Ga)N materiaal ingesloten in GaN barrières, leidt tot de vorming van zogenaamde punt-in-een-draad (DIW) structuren. Afhankelijk van de werkelijke dimensies, stelt deze DIW configuratie de emissie van lineair gepolariseerde enkelvoudige fotonen mogelijk door het grote voordeel om gemakkelijk slechts één enkele NW te onderzoeken in plaats van een NW ensemble [6,7,8]. Een gedetailleerde microstructurale analyse van deze DIW heterostructuren is niettemin noodzakelijk om de invloed van de NW morfologie, de schildiktes, en de lokale chemische samenstelling op de enkelvoudige fotonemissiekenmerken te begrijpen.

De transmissie elektronenmicroscoop (TEM) is een veel gebruikte en krachtige tool om informatie te verkrijgen over de structuur en chemische samenstelling van dergelijke nanostucturen op atomaire schaal [9]. Echter, de lagere symmetrie van deze 3D nanostucturen vergeleken met, bijvoorbeeld, planaire systemen maakt de interpretatie van TEM micrografieken veel moeilijker. Een hoofdkenmerk is de transmissie van het monster door het elektronenbundel zodat de structurele informatie geprojecteerd wordt in een tweedimensionale afbeelding. Variaties van de monsterstructuur in de richting van het elektronenbundel en in de orde van de monsterdikte, of lager, zijn heel moeilijk of zelfs onmogelijk direct te detecteren. Elektronen tomografie kan dit probleem omzeilen. In plaats van een enkele projectie van het monster te gebruiken, wordt een reeks projecties met verschillende kantelhoeken ten opzichte van het object opgenomen om de 3D informatie van het monster te reconstrueren. Dit stelt nieuwe en geavanceerde mogelijkheden in om de morfologie en chemische samenstelling van complexe structuren zoals kern-schil NWs te beschrijven en analyseren. Tot nu toe zijn er slechts een paar publicaties gepubliceerd over elektronen tomografie op NW structuren [9,10,11,12,13,14,15] of ingesloten QD structuren [16].

Dit werk beschrijft de toepassing van elektronen tomografie voor de structurele karakterisering van geordende GaN NWs met een ingesloten (In,Ga)N schil. De monsterbereiding wordt hierin in detail uitgelegd vanwege de uitdaging om enkele NWs toegankelijk te maken voor elektronen tomografie door isolatie zonder schade aan te brengen. De oppervlaktemorfologie en kristalfacettering van de NW worden bestudeerd door de analyse van 3D oppervlakterepresentaties van de buitenste GaN schil. De binnenstructuur van de NW, d.w.z. de morfologie van de (In,Ga)N schil alsmede de ruimtelijke verdeling van de chemische samenstelling, wordt besproken met behulp van tweedimensionale sneden van het gereconstrueerde volume en complementaire energie-dispersieve röntgen (EDX) spectroscopie metingen.

Methoden

Materiaal

De GaN/(In,Ga)N NWs werden gegroeid op een commerciële GaN-op-saffier (0001) template (LUMILOG) met een GaN bufferlaagdikte van 3,3 μm door plasma-geassisteerde moleculaire bundel epitaxie (PAMBE). In een eerste stap werd colloïdale lithografie gebruikt om een Ti nanogatenmasker te creëren dat een hexagonaal patroon vormt. De daaropvolgende SAG produceerde een periodieke array van GaN NWs met potloodachtige top. De GaN NW kernen werden overgrooid door een dunne (In,Ga)N laag bij lagere groeitemperatuur en vervolgens voltooid door een dunne GaN kaplaag zonder de temperatuur te veranderen. Een schema van het groeiproces wordt getoond in Fig. 1a. Details over de substraatpatroneringsprocedure en het SAG MBE proces kunnen elders gevonden worden [6, 7, 17]. Figuur 1 toont twee scanning elektronenmicroscopie (SEM) beelden van het monster die de hexagonale array van NWs van bovenaanzicht (b) en met een 45° gekantelde aanzicht (c) in hogere vergroting tonen. De SEM micrografieken onthullen een redelijk homogene rangschikking met alleen lichte variaties in vorm en lengte. De gemiddelde diameter van de NWs is ongeveer 180 nm, en de gemiddelde hoogte is ongeveer 500 nm.

a Schema van het NW groeiproces. SEM micrografieken van b een array van GaN/(In,Ga)N NWs van bovenaanzicht en c 45° gekantelde aanzicht met hogere vergroting

Tomografie Naaldbereiding

Een gesofisticeerde bereidingstechniek is noodzakelijk om het naaldvormige tomografiemonster te verkrijgen dat slechts één enkele NW bevat. Een ronde naald staat de maximale kantelbereik van 180° toe waarbij de monsterdikte bijna constant is voor alle kantelhoeken. De gefocuste gallium-ionenbundel (FIB) microscoop maakt deze site-specifieke monsterbereiding mogelijk. Een dubbele-bundel microscoopsysteem (JEOL JIB-4501) werd voor dit werk gebruikt. De volgende bereidingsstappen zijn gebaseerd op de standaard FIB lift-out techniek met een daaropvolgende verdunning om het naaldvormige monster te verkrijgen [18,19,20].

De diverse bereidingsstappen worden samengevat in Fig. 2. Initieel wordt het interessegebied geselecteerd, wat geïdentificeerd wordt door een onverstoorde en bijna perfecte hexagonale rangschikking van een paar NWs (gemarkeerd met een wit vakje in Fig. 2a). Dit geselecteerde probemonster moet met koolstof gevuld worden om de NW te beschermen tijdens het FIB maalproces [21]. Koolstofdeposities werden in twee stappen uitgevoerd om de Ga contaminatie te verminderen: (i) eerst, door elektronenbundel-geïnduceerde koolstofdepositie om het volume tussen de NWs te vullen (Fig. 2b), en (ii) vervolgens, met koolstofdepositie geïnduceerd door galliumbundel om een ca. 1-μm-dikke beschermende laag bovenop het geselecteerde gebied te creëren (Fig. 2c). Additionele koolstofmarkeringen werden geproduceerd om de oriëntatie tijdens de volgende bereidingsstappen te vereenvoudigen.

SEM micrografieken tonend a een array van NW en het geselecteerde gebied voor de FIB naaldbereiding (wit vakje), b de NW ingesloten in elektronenbundel-geïnduceerde koolstof, c de galliumbundel-geïnduceerde koolstof als dikke depositielaag bovenop het geselecteerde gebied en twee additionele markeringen, d de geïsoleerde naald klaar voor lift-out, e, f de gedunde tomografienaald (zwarte pijlen wijzen NW posities), en g een overzicht van de finale tomografienaald

Na koolstofdepositie, werd de FIB maalie geïntroduceerd om het beschermde gebied te isoleren (Fig. 2d) en een rechthoekige naald te fabriceren die verschillende NWs bevat. Een micro-manipulator (Kleindiek Nanotechnik GmbH) werd gebruikt om de naald naar de tomografiehouder te verplaatsen. Daarbij moet de naaldas zorgvuldig parallel aan de goniometer rotatieas worden aangepast zodat dezelfde focus toepasbaar is voor een groot monstergebied. Bovendien is de NW [0001] c-as loodrecht op het substraat en daarmee parallel aan de naaldas. Deze relatie werd gebruikt om de kristalrichtingen ten opzichte van de tomogramas te bepalen. Posterieur gemeten geselecteerde gebied diffractie (SAD) patronen toonden een kanteling van de NW [0001] c-as tot de rotatieas van de tomogram van slechts 2,2°.

Verder verdunningsstappen werden uitgevoerd om één enkele NW te isoleren, de naald af te ronden, en uiteindelijk elektronen-transparantie te verkrijgen (zie Fig. 2e, f). Figuur 2g toont de finale tomografienaald.

Elektronen Tomografie

Tomografische acquisitie en microstructurale analyse werden uitgevoerd met een TEM (JEOL JEM-2100F) opererend bij 200 kV. De microscoop is uitgerust met een scaneenheid inclusief een helder-veld (BF) en hoge-hoek annulaire donker-veld (HAADF) detector alsmede een 50-mm² Röntgendetector (JEOL EX-24065) voor EDX spectroscopie. De HAADF scanning transmissie elektronenmicroscopie (STEM) modus wordt gekozen vanwege de preponderante chemische contrast [22]. De monotone relatie van intensiteit tot massa-dichtheid en dikte van het object is een voorvereiste voor elektronen tomografie en bekend als "projectievereiste" [23].

Een reeks van 89 HAADF micrografieken werd opgenomen met stappen van 2° tussen elke meting. Deze kantelreeks die het volle bereik van 180° bedekt, wordt mogelijk gemaakt door een speciale tomografiehouder (Model 2050 van E.A. Fischione Instruments Inc.) die de voorbereide geometrie van de monsternaald ondersteunt. Elke STEM micrograaf wordt vastgelegd met een 2048 × 2048 pixel resolutie; een pixel wachttijd van 30 μs, d.w.z. een volledige scantijd van 127 s per afbeelding; een spotgrootte van 0,5 nm; en een elektronenacceptatiehoek van 70 tot 180 mrad volgens de handleiding van de fabrikant. De micrografieken werden gebind (4 × 4 binning = 512 × 512 finale resolutie) om de signaal-ruisverhouding en de berekeningssnelheid van de 3D reconstructie te verbeteren. Alle micrografieken worden handmatig op elkaar uitgelijnd zodat de naaldas geselecteerd wordt als de rotatieas voor de Radon-transformatie. De tomogram wordt berekend en gevisualiseerd door een tomografiesoftwarepakket (IMOD) [24]. Een geavanceerde rendering van 3D structuren wordt uitgevoerd met de vrije en open-source computergraphics software Blender (Blender Foundation).

Binnen dit werk worden twee verschillende methoden toegepast voor visualisatie. Tweedimensionale sneden worden geëxtraheerd uit het 3D gereconstrueerde volume. Dergelijke sneden hebben een eindelijke dikte over welke de voxel (3D pixel) intensiteiten geïntegreerd worden om de signaal-ruisverhouding te verbeteren. De ideale snijbreedte is een compromis tussen ruisreductie en contrastvervaaging door een gemiddelde van monstervariaties loodrecht op de snee. Een andere visualisatiemethode is de isopervlakte representatie. Deze wordt gebruikt in het geval van voldoende contrast tussen twee aangrenzende materialen. In het algemeen is de isopervlakte een 3D oppervlakterepresentatie van voxels met constante intensiteit. De tussengelegen intensiteit tussen twee materialen wordt gekozen om een isopervlakte te construeren die de interface van de aangrenzende materialen reproduceert.

Hoewel HAADF micrografieken gebruikt worden als basis van de tomogramberekening, de gereconstrueerde intensiteitsverdeling ontstaat niet alleen uit de chemische samenstelling van het monster. Kristaldefecten in het monster [25] of, aan de andere kant, een uitlijning van de micrografieken en vervormingen van de micrografieken door monsterdrift of magnetische veldstoringen beïnvloeden de gereconstrueerde intensiteiten en dus de finale resolutie. Hetzelfde geldt voor intrinsieke reconstructiefouten als bekering artefacten [26] of de limiet van ruimtelijke resolutie van de tomogram door het Crowther criterium [27] (beperkte bemonstering). Het laatste moet met name overwogen worden voor dikke tomografienalden van verschillende honderden nanometers. Als de grootte van het te reconstrueren object toeneemt, wordt de tomogramresolutie slechter als het aantal micrografieken vastligt.

Resultaten en Discussie

Oppervlaktemorfologie en Kristalfacettering

Figuur 3 a en b tonen de isopervlakte representaties van een complete NW en van een NW top in perspectiefaanzicht (centrum) en in diverse aanzichten langs lage index richtingen in stappen van 30°. De figuur onthult de uiterste kristalvorm en oppervlaktefacettering, respectievelijk. De lagere sectie van de reconstructie toont de verwachte hexagonale cylinder van de NW, met regelmatige niet-polaire \( \left\{1\overline{1}00\right\} \) m-vlak oppervlaktefacetten. De kristalfacetten en vlakkingen worden bepaald op basis van het corresponderende elektrondiffractiepatroon genomen gelijktijdig met HAADF beelden. Een voorbeeld van zo'n SAD patroon wordt gegeven voor de −90° oriëntatie, d.w.z. langs de [\( 1\overline{1}00\Big] \) zone-as (zie Fig. 3b). De NW top weerspiegelt een piramidale vorm bestaande uit \( \left\{1\overline{1}01\right\} \) s-vlak en \( \left\{1\overline{1}02\right\} \) r-vlak facetten, die echter niet perfect symmetrisch ten opzichte van elkaar gepositioneerd zijn. Een heel kleine, driehoekvormige oppervlaktefacette (gemarkeerd door groene pijlen in Fig. 3b) is gelegen dicht bij de NW top wat waarschijnlijk een \( \left\{2\overline{2}01\right\} \)-type facet vertegenwoordigt. Zulke lichte asymmetrieën in de piramidale topvorm worden vaak op het monster gevonden (zie Fig. 1). De reden voor deze afwijking is geassocieerd met defectinteracties zoals besproken in de volgende alinea.

Isopervlakte representatie van a een enkele NW en b een NW top met een perspectiefaanzicht in het centrum en diverse kijkhoeken langs lage index richtingen van GaN (ZA, zone-as). Bovendien zijn enkele voorbeeld m-, s-, en r-vlak facetten gelabeld (groene pijlen wijzen een facet van \( \left\{2\overline{2}01\right\} \) -type)

Boven het gelabelde r-vlak facet en de \( \left\{2\overline{2}01\right\} \) facet, wordt een irreguliere NW "hoed" gevormd aan de aller top. Hoog-resolutie (HR) TEM metingen op een lamel TEM monster bevattende meerdere NWs van dezelfde wafer tonen de aanwezigheid van stapelfouten en de verandering van het kristalrooster van hexagonaal naar kubisch aan de NW top regio (niet getoond hier). Deze structurele veranderingen zijn in overeenstemming met onze eerdere waarnemingen die worden verklaard door de instabiliteit van de kristalfase door de aanzienlijk lagere groeitemperatuur gebruikt voor de groei van de GaN buitenste schil (ca. 625 °C) vergeleken met de GaN kern (ca. 850 °C) [5, 7].

Interne (In,Ga)N Schilstructuur

De tomogram van de NW is gebruikt om informatie te extraheren over de interne structuur van de (In,Ga)N schil, de chemische samenstelling, en ruimtelijke verdeling. Een 3D isopervlakte representatie van de schilstructuur kan niet eenvoudig benaderd worden door de lage voxel contrast tussen (In,Ga)N schil en GaN matrixmateriaal. Daarom, als alternatief, wordt de interne schilstructuur gevisualiseerd door dunne sneden te extraheren uit de gereconstrueerde 3D tomogram.

Figuur 4 toont als voorbeeld van vijf dwarsdoorsnede sneden door de NW top en langs de [0001] draad-as. Elke snee heeft een dikte van ongeveer 7 nm. De oriëntatie van de sneden is geselecteerd op een manier dat de hexagonale zesvoudige symmetrie in rekening wordt gebracht. Daarom worden de sneden gedraaid met 30° ten opzichte van elkaar—in overeenstemming met de labeling geïntroduceerd in Fig. 3b. Om dit punt verder te illustreren, wordt een 3D gerenderde afbeelding van de NW samen met de ruimtelijke positie van de snee die −60° gekanteld is (d.w.z. de snee parallel aan het \( \left(\overline{2}110\right) \) roostervlak) additioneel gegeven in de figuur.

Dwarsdoorsnede sneden door de tomogram. Een 3D gerenderde representatie van de NW en een snee (linkerbovenhoek) specificeert de ruimtelijke positie van de −60°-gekantelde snee. Alle sneden zijn gedraaid om een as die door de NW top prikt en parallel is aan de [0001] NW groeias. Een inversie domein (ID) en de locatie van stapelfouten (SF) zijn gelabeld. De sneeoriëntaties corresponderen met de labeling van Fig. 3. De lengte van de zwarte schaalbalk correspondeert met 50 nm

De gereconstrueerde voxels van (In,Ga)N hebben iets hogere intensiteiten vergeleken met die van GaN. Daarom, verwijzend naar de kleurencode van Fig. 4, wordt GaN gepresenteerd in groen terwijl In-bevattende lagen roodachtig verschijnen voor verduidelijking. De dwarsdoorsnede sneden demonstreren de kern-schil structuur van de NW. Vanwege de reductie in groeitemperatuur voor (In,Ga)N overgroei, is het redelijk om aan te nemen dat de morfologie van de GaN kern onveranderd blijft en de (In,Ga)N groei plaatsvindt op een conformale manier. Dus, de (In,Ga)N binnenste schil alsmede de GaN buitenste schil repliceert ruwweg de morfologie van de GaN NW kern. Specifiek, vormt de (In,Ga)N laag een complete m-vlak schil om de draad die omzet in s- en r-vlak gefacetteerde piramidale schillen aan de top van de NW. De top van de binnenste schil is uitgebreid, vormend een zogenaamde (In,Ga)N DIW configuratie met de vorm van een omgekeerde afgeknotte piramide met hexagonale basis samengesteld uit c-vlak facetten als boven- en ondergrenzen (zie volgende alinea).

Bovendien geeft Fig. 4 een overzicht van de diverse (In,Ga)N laagdiktes. De m-vlak schil is slechts 1 nm dik (in overeenstemming met HAADF STEM micrografieken langs de \( \left\langle 11\overline{2}0\right\rangle \) richting, zie Additioneel bestand 1: Figuur S1) terwijl de s- en r-vlak facetten diktes hebben variërend van 8 tot 14 nm. Deze dikteverschil is een gevolg van heterogene groeisnelheden [28, 29] van de verschillende facetten en het schaduweffect geïnduceerd door de lage indiumdiffusie tijdens MBE groei [30]. Verder zijn de indiumatomen niet homogeen verdeeld langs de schilstructuur, omdat de indiumincorporatiesnelheid afhangt van de facetoriëntatie met de hoogste waarde in c-vlak lagen [31]. Daarnaast lijkt het dat in sommige gebieden van de schil, de concentratie hoger is dicht bij de interfaces. Het moet worden vermeld dat de m-vlak schil slechts slecht opgelost is in de reconstructie. De rotatieas van de Radon-transformatie werd gekozen om de NW top te penetreren om de beste tomografieresolutie in het centrum van de NW te bereiken volgens het Crowther criterium.

De −60°-georiënteerde snee toont een strook van hoge intensiteit met een breedte van 10 nm. Deze strook was ook zichtbaar als heldere contrast in de HAADF beelden van de kantelreeks. Donker-veld g₀₀₀₂ metingen wijzen op de aanwezigheid van inversie domeingrenzen wat in overeenstemming is met de waarneming van vergelijkbare structuren door Kong et al. [32]. Het is gevonden dat het inversie domein geïnduceerd werd door een onbedoeld atoomslaag van titanium (maskerresten) gelegen tussen substraat en NW. De elektronen tomografie van dit inversie domein onthult de vorm van een elliptische cylinder zoals het in het volgende gedemonstreerd zal worden.

Een reeks planaire sneden door de tomogram loodrecht op de NW as werden gemaakt in aanvulling op de dwarsdoorsnede sneden om een volledige 3D verbeelding van de schilstructuur te verkrijgen. Negen sneden op verschillende hoogtes worden getoond in Fig. 5 samen met een afbeelding van de ruimtelijke positie van de eerste snee, samen met een dwarsdoorsnede die de verschillende hoogteposities vertegenwoordigt. Alle planaire sneden hebben een breedte van 3,6 nm.

Planaire sneden door de tomogram. Een 3D gerenderde representatie van de NW en een snee (linkerbovenhoek) specificeren de ruimtelijke positie van snee 1. Alle sneden zijn loodrecht op de [0001] richting, en de verschillende sneeposities zijn gelabeld in de dwarsdoorsnede (rechtsonder). De sneden hebben een breedte van 3,6 nm. De lengte van de witte schaalbalk correspondeert met 50 nm

De overweging van Fig. 5 biedt twee nieuwe inzichten in de binnenste NW structuur die experimenteel niet toegankelijk was zonder elektronen tomografie. Ten eerste, is het direct duidelijk dat de NW diameter en dus de planaire snee oppervlakte afneemt van onder naar boven, wat het resultaat is van de potloodvormige vorm van de NW. Echter, is het opmerkelijk dat de zijwand dicht bij de elliptische cylinder-achtige inversie domein op zijn positie blijft en zijn dimensie langzamer verandert dan de andere zijwanden. Een vergelijking met de isopervlakte representatie (zie Fig. 3) toont aan dat deze zijwand correspondeert met de buitenste GaN schil met de heel uitgezogen m-vlak facet die omzet in een driehoekvormige, \( \left\{2\overline{2}01\right\} \)-achtige facet (groene pijl in Fig. 3). Daarom kan geconcludeerd worden dat de aanwezigheid van het inversie domein de algehele groeikinetiek beïnvloedt, wat resulteert in een vastpinnen van de dichtstbijzijnde zijwand. Gevolgelijk wordt het centrum van de NW top verschoven naar het inversie domein, en de tegenovergestelde facetten moeten op lagere hoogtes draaien van m-vlak naar s- en r-vlak facetten om de vervaagde NW top te vormen.

Ten tweede, is de (In,Ga)N schil niet altijd parallel aan de m-, r-, of s-vlak gefacetteerde GaN zijwand. In het lagere deel van de NW, reproduceert de (In,Ga)N schil één-op-één de vorm van de GaN kern met m-vlak facetten net als de GaN buitenste schil. Aan de andere kant, aan de piramidale top van de NW, afwijkt de binnenste (In,Ga)N schil van de hexagonale vorm van de GaN buitenste schil. Bijvoorbeeld, snee 4 in Fig. 5 toont dat de GaN buitenste facet en de (In,Ga)N schil facetten hebben die 30° gedraaid zijn ten opzichte van de verwachte oriëntatie op basis van symmetrie-razones. Deze facetten corresponderen met semi-polaire \( \left\{11\overline{2}l\right\} \) facetten. Betreffende snee 1 en 2, keert de (In,Ga)N schil terug naar een hexagonale vorm richting de top met twee van de zes facetten slechts licht uitgesproken. Deze afwijking van de hexagonale vorm is onverwacht en kan alleen onthuld worden door elektronen tomografie. Het is opmerkelijk dat de GaN buitenste schil de vorm van de binnenste (In,Ga)N schil en GaN kern niet volledig repliceert; in plaats daarvan verandert de NW vorm in de verwachte vorm gebaseerd op hexagonale symmetrie.

Punt-in-een-Draad Structuur

Zoals eerder getoond in Figs. 4 en 5, is een invoeging van verhoogde indiuminhoud gelegen aan de top van de (In,Ga)N schil. Een meer gedetailleerd blik op deze DIW structuur wordt afgebeeld in Fig. 6. De figuur presenteert vergrote versies van zowel de planaire en de dwarsdoorsnede sneden van de tomografische reconstructie. Bovendien toont het een isopervlakte representatie van de 3D vorm van het punt alsook de indiumverdeling gemeten door EDX. De EDX analyse wordt uitgevoerd vanaf de top van een vergelijkbare NW van dezelfde wafer.

Vergrote a planaire en b, c dwarsdoorsnede tomografische sneden van Figs. 4 en 5 onthullend de morfologie van de punt-in-een-draad structuur. d 3D isopervlakte representatie van de (In,Ga)N punt. De EDX metingen aan een vergelijkbare NW top worden gepresenteerd in vorm van e een EDX kaart die de ruimtelijke indiumverdeling toont en f een EDX spectra geëxtraheerd uit de kaart op drie verschillende regio's: (I) in de (In,Ga)N punt, (II) in de (In,Ga)N schil, en (III) in de GaN buitenste schil

De drie sneden in Fig. 6a–c onthullen de vorm en dimensies van het punt. Gebaseerd op de planaire snee in (a), vertoont het punt bijna de geometrie van een parallellogram in plaats van een hexagon met twee minder uitgesproken zijwanden. De lengtes van de twee grotere paren zijwanden zijn 32 nm en 24 nm, respectievelijk. De hoogte van het punt—zoals gegeven door de twee dwarsdoorsnede sneden in (b) en (c)—is ongeveer 14 nm. Daarnaast onthullen de dwarsdoorsnede sneden een laterale verbreiding van het punt richting de top die vergezeld wordt door een vorming van r- en s-vlak zijfacetten waarbij de bodem en top c-vlak facetten vormen. Daarbij lijkt de puntstructuur op een omgekeerde afgeknotte piramide met een vervormde hexagonale basis. Deze 3D vorm van het nanopunt wordt verder geïllustreerd door de isopervlakte representatie in Fig. 6d, wat de gefacetteerde vorm van het punt bevestigt en additioneel demonstreert dat de onderste c-vlak facet een hogere ruwheid vertoont.

Figuur 6e en f onthullen het resultaat van de EDX meting middels een indiumkaart in combinatie met spectra genomen van posities binnen de (In,Ga)N punt (I) en schil (II), alsook in de GaN buitenste schil (III). Geen intensiteit van de In-Lα₁ lijn wordt gedetecteerd in de GaN regio (III). Aan de andere kant, is er een enorm verschil in lijnintensiteit tussen schil en punt wat het enorme verschil in indiumconcentratie verifieert [7]. De indiuminhoud van het punt wordt ruwweg geschat op (24 ± 6)% (zie Additioneel bestand 1: Figuur S2 voor meer details). De EDX kaart stelt dus een duidelijke ruimtelijke scheiding tussen de (In,Ga)N-schil en punt mogelijk, bewijzend tegelijkertijd zijn gefacetteerde vorm. Verder demonstreert de EDX kaart dat de voxels van hoge intensiteit in de tomogram heel dicht bij de NW top niet voortkomen uit indiumincorporatie. Deze toename in intensiteit kan worden toegeschreven aan HAADF contrast voortkomend van stapelfouten aan de gestoorde "hoed" regio [25]. Daarnaast heeft de top een veel kleinere dikte vergeleken met de andere delen van de NW wat leidt tot een overwaarde van de massadichtheid van de top regio [26].

De 3D isopervlakte representatie van de (In,Ga)N punt onthult een significante chemische ruwheid van de onderste interface vergeleken met het gladde c-vlak interface bovenaan (zie Fig. 6d). De oorsprong van deze ruwheid kan gekoppeld worden aan het nucleatiemechanisme van (In,Ga)N op de multi-gefacette top van de GaN NW kern. Terwijl de (In,Ga)N groei op m-, r-, en s-vlakken plaatsvindt in een 2D modus door de kleine indiumconcentratie, resulteert de veel hogere indiuminhoud (In,Ga)N op c-vlak in de groei van gespannen 3D kernen. Deze kernen genereren spanning op zijn omringende die de interface zullen vervormen en uiteindelijk leiden tot de gemeten ruwheid.

Conclusies

Een (In,Ga)N/GaN kern-schil NW is onderzocht door elektronen tomografie. De isopervlakte representatie alsmede tomografische sneden stonden de bepaling van de facettering van de GaN buitenste schil en de (In,Ga)N binnenste schil toe. Het is getoond dat de symmetrie van de NW verstoord wordt door de aanwezigheid van een cilindrische inversie domein. Vooral, een afwijking van de verwachte hexagonale symmetrie van de binnenste (In,Ga)N schil werd verduidelijkt, wat alleen kon worden opgelost door elektronen tomografie. Daarnaast werden verschillen in de (In,Ga)N schildikte en de indiumincorporatie van de diverse facetten geanalyseerd. Verder werd de morfologie van de (In,Ga)N DIW structuur in detail gekarakteriseerd. Het is gevonden dat het punt gefacetteerd is en een aanzienlijk hogere indiuminhoud bevat vergeleken met de schil. Een complementaire EDX kaart werd gebruikt om de tomogram voxel intensiteiten te bevestigen, die beïnvloed werden door, bijvoorbeeld, stapelfouten gevormd aan de aller NW top die kunnen zijn door de lage-temperatuurgroei van de GaN buitenste schil.

De tomografieanalyse biedt een volledig beeld van de complexe kern-schil structuur van de onderzochte NW. De GaN kern heeft een hexagonale vorm inclusief een piramidale top met lichte afwijkingen door de invloed van een inversie domein, en de (In,Ga)N schil repliceert één-op-één de vorm van de kern. Onverwacht, reproduceert de GaN buitenste schil niet de vorm van de binnenste (In,Ga)N schil en GaN kern; in plaats daarvan wordt het getransformeerd in de verwachte vorm gebaseerd op hexagonale symmetrie. De resultaten tonen aan dat elektronen tomografie inzichten toestaat in de evolutie van de kern-schil structuurvorming tijdens groei.

Toekomstige onderzoeken in dit veld wijzen op het probleem van legeringstabiliteit en potentiële legeringsfluctuaties op de nanometerschaal en hun ruimtelijke verdeling omdat ze de emissiekenmerken en optische eigenschappen sterk beïnvloeden. Daarom kan ons poging zijn om de ruimtelijke resolutie en chemische gevoeligheid van onze 3D reconstructie van de (In,Ga)N DIW structuur te verbeteren om in staat te zijn indium legeringsinhomogeniteiten en nanoclusters te detecteren.

Beschikbaarheid van Data en Materialen

De datasets gebruikt en geanalyseerd tijdens de huidige studie zijn beschikbaar bij de corresponderende auteur op redelijk verzoek.

Afkortingen

(S)TEM:

(Scanning) transmissie elektronenmicroscoop

BF:

Helder-veld

DIW:

Punt-in-een-draad

EDX:

Energie-dispersieve röntgen

FIB:

Gefocuste ionenbundel

HAADF:

Hoge-hoek annulaire donker-veld

ID:

Inversie domein

MBE:

Moleculaire bundel epitaxie

NW:

Nanodraad

PAMBE:

Plasma-geassisteerde MBE

QD:

Quantum dot

SAD:

Geselecteerde gebied diffractie

SAG:

Selectieve gebiedsgroei

SEM:

Scanning elektronenmicroscopie

SF:

Stapelfouten

ZA:

Zone-as