Ontwikkeling van de zijfacetten van verticale [100] georiënteerde InP-nanodraden voor nieuwe radiale heterostructuren

Resultaten en discussie

Nanodraadfacetten hebben over het algemeen de neiging om de lage index en lage energievlakken te nemen die evenwijdig zijn aan hun groeirichting. In het geval van conventionele nanodraden gekweekt op (111) substraten, worden {0-11} en {11-2} zijfacetten (of hun WZ-equivalent {1-100} en {11-20}facetten) het meest waargenomen, wat resulteert in zeshoekige, driehoekige of combinatorische dwarsdoorsnedevormen zoals niet-hoekig en twaalfhoekig [22, 28]. Figuur 1a, b tonen het gekantelde en bovenaanzicht van de richtingen loodrecht op deze facetten met betrekking tot de groeirichting van de nanodraad en het (111) substraat. In sommige gevallen, zoals in {11-2} facetten, hoewel de eigenlijke microvlakken niet evenwijdig zijn aan de groeirichting, vormt de combinatie van dergelijke vlakken een resulterend vlak dat evenwijdig is aan de groeirichting [28].

Relatieve richtingen van facetten in [111] (of WZ [0001]) en [100] georiënteerde nanodraden, (a ) Gekanteld aanzicht van relatieve richtingen op het (111) oppervlak. (b ) Bovenaanzicht van relatieve richtingen op het (111) oppervlak. (c ) Gekantelde weergave van relatieve richtingen op het (100) oppervlak. (d ) Bovenaanzicht scanning elektronenmicroscopie (SEM) afbeelding van een [100] nanodraad en het {011} splitsingsvlak van het (100) InP-substraat. Relatieve richtingen loodrecht op de facetten worden aangegeven.

In de face-centered-cubic (fcc) kristalstructuur zijn de lage indexvlakken die evenwijdig zijn aan de [100]-richting de {011} en {001} families. Hun richtingen ten opzichte van de [100] nanodraadgroeirichting worden getoond in figuur 1c. Figuur 1d toont een bovenaanzicht SEM-beeld van een nanodraad ten opzichte van het {011} splitsingsvlak van het InP-substraat, dat wordt gebruikt voor gemakkelijke identificatie van facetten. Tabel 3 toont de mogelijke combinaties en dwarsdoorsnedevormen bestaande uit de bovengenoemde {011} en {001} facetten met lage index. Facetten van beide families {011} en {001} zijn equivalent en niet-polair. De {011}-oppervlakken die enigszins afgesneden zijn in de richting van [100] nanodraadgroeirichting (zoals het zou zijn in een taps toelopende nanodraad) zouden gedeeltelijke polariteit vertonen, met (01-1) en (0-11) paar facetten met groep V-rijke gedeeltelijke B-polariteit en tegenovergestelde (011) en (0-1-1) paar facetten die groep III-rijke gedeeltelijke A-polariteit tonen [24]. Onder groep V-rijke, hoge V/III-groeiomstandigheden die vergelijkbaar zijn met die gebruikt in deze studie, groeien de A-polaire facetten sneller dan de B-polaire facetten [29,30,31]. Evenzo ontbinden B-polaire InP-oppervlakken veel sneller dan A-polaire oppervlakken vanwege de twee ongepaarde elektronen die zijn geassocieerd met de P-atomen [32, 33]. Hoewel de bindingen in het huidige geval van gedeeltelijke polariteit niet precies vergelijkbaar zijn, kunnen vergelijkbare trends in reactiviteit worden verwacht vanwege een hogere fractie P-atomen op gekantelde (01-1) en (0-11) facetten. Dergelijke anisotropieën tussen deze twee typen facetten maken de anisotrope geometrietypen III, V, VI en VII mogelijk. De twee typen ((01-1)/(0-11) en (011)/(0-1-1)) kunnen worden geïdentificeerd met betrekking tot de <111> niet-verticale nanodraden die op hetzelfde substraat zijn gegroeid V-beëindigde 'B' polariteit [24].

Hier moet ook worden vermeld dat de facetten net onder het deeltje een achthoekige vorm vormen, de polygoonvorm die bestaat uit facetten met een lage index die het dichtst bij een cirkelvorm ligt [24]. Hierdoor kan het deeltje op zijn beurt dicht bij een bolvorm blijven met minimale vervorming en oppervlakte-energie [21, 26]. Dit werk bespreekt de daaropvolgende stabiele facetten en verschillende dwarsdoorsnedevormen die later evolueren (binnen ongeveer 200 nm van de druppel) en die een groot deel van de nanodraden uitmaken. De verschillende zijfacetten van nanodraden evolueren voornamelijk met laterale groei. Daarnaast dragen ook oppervlaktediffusie en oppervlakteverdamping hieraan bij [28, 34]. Deze factoren worden beperkt door de kinetiek en thermodynamica die worden bepaald door de groeiparameters tijdens nanodraadgroei [28, 35]. Om dezelfde reden zijn de facetten van de nanodraad alleen afhankelijk van hun werkelijke groeiomstandigheden en niet van de pre-groeiomstandigheden die worden besproken in de sectie methoden.

Groeitemperatuur en V/III-voorloperstroomverhouding zijn de meest invloedrijke parameters in MOVPE-nanodraadgroei [35]. Daarnaast beïnvloeden de stroomsnelheden van de precursor ook de groeidynamiek [35]. Figuur 2a-c toont de facetvariatie van de [100] georiënteerde nanodraden met groeitemperatuur, V/III-verhouding en trimethylindium (TMIn) stroomsnelheid (terwijl V/III constant wordt gehouden) tijdens de groei. De facetanalyse wordt gedaan met behulp van de SEM-afbeeldingen van het bovenaanzicht. De schema's van elk profiel worden ook getoond voor de duidelijkheid. Alle nanodraden worden getoond in Fig. 2 zijn gekweekt met behulp van pre-groeicondities 1 beschreven onder de sectie methoden. De <100> georiënteerde nanodraden in serie (a) en (b), en paneel (c) i zijn ongeveer 1 m lang. De nanodraden hebben een vergelijkbare morfologie voor de meeste groeiomstandigheden en een 45 ° gekanteld zijaanzicht SEM-beeld van het standaardmonster wordt getoond in de inzet van figuur 2a (iii). Alle <100> georiënteerde nanodraden vertoonden hetzelfde facetprofiel voor een bepaalde groeiconditie en bovenaanzichten van grote oppervlakten van dezelfde gezwellen als die getoond in figuur 2 zijn te vinden in aanvullend bestand 1:figuur S1. Zoals te zien is in het zijaanzicht in Fig. 2a (iv), voor de groeitemperatuur van 475 ° C, ongeveer een derde van de verticaal genucleëerde nanodraden geknikt naar een <111> richting aan het bovenste deel van de nanodraad (zie aanvullend bestand 1:Figuur S2). Aangenomen wordt dat dit heeft plaatsgevonden tijdens de afkoelfase na groei met de uitputting van In uit het Au-deeltje zoals weergegeven in [26]. In dit voorbeeld worden de facetten van het verticale [100] georiënteerde segment onderzocht door te focussen op het onderste niet-geknikte deel van de nanodraad.

Variatie van de zijfacetten van de <100> georiënteerde nanodraden met de basisgroeiparameters. De reeksen langs elke rij komen overeen met variatie in (a ) groeitemperatuur, (b ) V/III-verhouding, (c ) TMIn-stroomsnelheid (terwijl V/III constant wordt gehouden) met betrekking tot het standaardmonster dat is gekweekt onder de groeiomstandigheden die worden vermeld in tabel 1 in de sectie Methoden. De witte pijl in (a )iv geeft de dunnere basis aan. Schaalbalken zijn 100 nm.

De temperatuurvariatie van 420 tot 450 °C heeft de facetten drastisch veranderd van vier {011} facetten naar vier {001} facetten via een achthoekige vorm die uit beide soorten facetten bestaat. Gezien de vergelijkbare nanodraadhoogten van 1 m, is er geen significant verschil in het taps toelopen van 420 tot 450 ° C. De trend verandert aanzienlijk bij een groeitemperatuur van 475 °C. Nogmaals, de hoogte van het [100] georiënteerde segment van deze nanodraden is 1 m, wat een directe vergelijking van laterale groei mogelijk maakt door het dwarsdoorsnede-oppervlak te vergelijken. Radiale groei van nanodraden is over het algemeen kinetisch beperkt [35]. Dit betekent dat radiale groei naar verwachting zal toenemen met de temperatuur. In tegenstelling tot deze verwachting is de totale laterale groei in dit geval minder. De laterale groei in de [01-1] en [0-11] richtingen is erg klein, hoewel er niet veel verschil is in de laterale groei in de [011] en [0-1-1] richtingen vergeleken met lagere groeitemperaturen . Het zijaanzicht van de nanodraden laat zien dat sommige nanodraden aan de basis dunner zijn (inzet in Fig. 2a(iv)). De eerder begroeide gebieden die minder laterale groei vertonen, suggereert dat er enige ontleding en verdamping van het oppervlak plaatsvindt bij 475 ° C. Er moet ook worden opgemerkt dat deze <100> nanodraden veel meer vatbaar zijn voor thermische ontleding in vergelijking met <111> georiënteerde nanodraden van de WZ- of ZB-fase. In een afzonderlijk experiment, waarbij WZ-fase <111> nanodraden en ZB <100> nanodraden tot een hogere temperatuur werden verwarmd, bleek dat alle <100> nanodraden volledig werden afgebroken tijdens de temperatuurstijging van 450 naar 650 °C, zelfs onder PH₃ overdruk, terwijl de <111> equivalente <0001> WZ nanodraden nog steeds overleefden (Aanvullend bestand 1:Figuur S3). Hier zou een vergelijkbaar, lager niveau van ontbinding kunnen plaatsvinden bij de relatief lage temperatuur van 475 °C, vanwege het lage debiet van PH₃ en vandaar het gebrek aan overbescherming van groep V. Ontleding die concurreert met de trage groeisnelheid zou ook de reden kunnen zijn voor het ontbreken van nanodraadgroei bij een groeitemperatuur van 500 °C.

Zoals eerder besproken, vertonen de schuine {011} facetten gedeeltelijke polariteit en de gedeeltelijk B polaire schuine (01-1) en (0-11) facetten zouden vatbaarder kunnen zijn voor ontbinding [32, 33]. Dit zou leiden tot meer concurrentie van ontbinding op de (01-1) en (0-11) facetten vergeleken met (011) en (0-1-1) facetten, waardoor laterale groei in de voormalige facetten wordt beperkt in vergelijking met lagere groeitemperaturen waar ontbinding is niet aanwezig. Dit resulteert in de zeer langwerpige vorm die wordt waargenomen bij een groeitemperatuur van 475 ° C.

Evenzo zou de V/III-verhouding een rol moeten spelen in de resulterende doorsnedevorm met een hoge V/III-verhouding die overgroei van gedeeltelijk A-polaire, off-cut (011) en (0-1-1) facetten bevordert en vandaar, het versterken van de asymmetrie in de twee loodrechte <011> richtingen. Een dergelijke asymmetrie wordt echter niet waargenomen in het V / III-bereik dat hier wordt bestudeerd (Fig. 2b-serie). Een reden hiervoor is het volledige bereik (200 tot 700) waarmee binnen de reactorbeperkingen kon worden geëxperimenteerd met behoud van een hoge verticale opbrengst, die relatief hoog is in termen van V/III-verhoudingen die algemeen worden gebruikt in MOVPE. Daarom zijn er geen duidelijke verschillen te zien in SEM-analyse. Omdat de meer prominente zijfacetten die worden bepaald door de groeiomstandigheden {001} zijn, kunnen deze asymmetrieën al samen met het grootste deel van de nanodraad zijn overgroeid, om de meer prominente symmetrische {001} facetten te produceren.

Het verhogen van de TMIn-stroomsnelheid (en dus de groeisnelheid) resulteert in facetten die veranderen van {001} naar {011} (Fig. 2c (i-ii)). Gezien de langere lengte van de nanodraden gegroeid met hogere TMIn-stroomsnelheden (~  1,5 en 2,5 m voor respectievelijk 12 × en 20 × stroomsnelheden), de taps toelopende parameter (berekend als, (gemiddelde nanodraadbreedte bij de basis-hemisferische NP-diameter) / (2 × gemiddelde nanodraadlengte)) neemt feitelijk af met toenemende stroomsnelheid, hoewel de absolute laterale groei toeneemt, zoals te zien is in serie (c) in Fig. 2. Deze vermindering van de taps toelopende parameter met toenemende precursorstroomsnelheid wordt verwacht in nanodraden als de axiale groei is massatransport beperkt en de radiale groei is kinetisch beperkt [35, 36]. Hoewel er geen duidelijk bewijs was dat de huidige radiale facetgroei kinetisch beperkt is, heeft de verhoogde massatransport beperkte axiale groeisnelheid met de stroomsnelheid van de precursor bijgedragen aan het waargenomen gedrag. De facetten die worden gezien voor de hoogste bestudeerde TMIn-stroomsnelheid (~  20×)) zijn interessant. De vorm van de dwarsdoorsnede is ruwweg achthoekig, maar bevat geen lage oppervlakte-energie en/of facetten met een lage index. Deze facetten worden gecompliceerd door de onregelmatige microfacetten die samen met de zijfacetten worden gezien (zie het facet aan de voorkant in de SEM-inzet van 45° met de titel in Fig. 2c (iii)). Hoewel de reden voor de vorming van deze facetten op dit moment niet helemaal duidelijk is, zou een mogelijke reden de afname van de diffusielengte van adatomen kunnen zijn met hun toename van het aanbod [5, 37, 38]. In dit geval zouden de adatoms niet ver genoeg kunnen migreren om te worden opgenomen op locaties of facetten met lage energie, maar eerder dichter bij het punt van absorptie te worden opgenomen en microfacetten met hogere energie te vormen.

Tot nu toe kon worden gezien dat de meeste groeiparameters werden gebruikt om de nanodraden te laten groeien met behulp van pre-groeiomstandigheden 1 heeft geresulteerd in symmetrische {001} facetten. De laagste groeitemperatuur (420 °C) en hogere (~ 10×) TMIn-stroomsnelheid hebben {011} typefacetten opgeleverd. Deze twee omstandigheden resulteren echter in een lagere verticale opbrengst (< 20 %) zoals weergegeven in Aanvullend bestand 1:Figuur S1. Vandaar voorgroeicondities 2 , gedemonstreerd door Wang et al. [26] werd onderzocht om een ​​hoge verticale opbrengst te behouden terwijl de groei werd uitgevoerd onder een hoge TMIn-stroomsnelheid en om {011}-type facetten te bereiken.

Zoals getoond in Fig. 3a, b, leverden deze groeiomstandigheden ~ -65-80% verticale nanodraden op met <100> georiënteerde nanodraden met {011} zijfacetten zoals verwacht. De doorsnede is langwerpig in de [011]↔[0-1-1] richtingen als gevolg van een hogere groeisnelheid van de respectieve facetten, wat resulteert in een rechthoekige vorm. Opgemerkt moet worden dat vergelijkbare groeiomstandigheden hebben geresulteerd in {001}-type zijfacetten in de oorspronkelijke studie [26, 27], en dit kan te wijten zijn aan subtiele verschillen zoals reactorconfiguratie en totale stroom. De TMIn-stroomsnelheid zou verder driemaal kunnen worden verhoogd, tot een iets hogere waarde dan die gebruikt in de groei getoond in Fig. 2c (iii), zonder afbreuk te doen aan de verticale opbrengst (~ -72%) zoals weergegeven in Fig. 3d. In dit geval werd de voorvultijd van het deeltje met een factor 3 verminderd om het In-percentage in het deeltje op het moment van kiemvorming nagenoeg gelijk te houden. SEM-afbeeldingen met een groot bovenaanzicht van dezelfde gezwellen als die getoond in Fig. 3a, d zijn te vinden in Aanvullend bestand 1:Afbeelding S4. De facetten van de resulterende nanodraden getoond in figuur 3e zijn vergelijkbaar met die eerder gezien voor een zeer hoge TMIn-stroomsnelheid in figuur 2c (iii). Deze waarneming bevestigt nogmaals het argument dat de facetten alleen afhankelijk zijn van de groeicondities en niet van de pre-groeicondities. In het volgende worden deze facetten verder ontwikkeld om combinaties met een lage index te vormen door in situ uitgloeiing na de groei.

Facetten van nanodraden gegroeid met behulp van TMIn pre-flow techniek (a ) 45˚ gekanteld SEM-aanzicht van nanodraden gegroeid met behulp van de TMIn-pre-flow-techniek en groeiomstandigheden gegeven in Tabel 2 in het gedeelte Methoden. (b ) Bovenaanzicht van nanodraden getoond in (a). (c ) Schematische weergave van het facetprofiel en de richtingen ten opzichte van het substraat in (b ). (d ) 45˚ gekantelde SEM-weergave van nanodraden gegroeid met behulp van TMIn pre-flow-techniek en 3 keer hogere stroomsnelheid dan die van (a ) en (b ). (e ) Bovenaanzicht van een nanodraad van (d ).

Na groei wordt de stabiliteit van de facetprofielen van nanodraad bepaald door oppervlakte-energie en oppervlakte-volumeverhouding [23, 39]. De oppervlakte-energie hangt voornamelijk af van het type facet, bijvoorbeeld {011} facetten hebben een lagere oppervlakte-energie in vergelijking met {001} facetten [40, 41]. De oppervlakte-tot-volumeverhouding, die gelijk is aan de omtrek-tot-oppervlakteverhouding (uitgaande van een constante nanodraadhoogte), wordt bepaald door de vorm van de dwarsdoorsnede; een achthoekige doorsnede heeft een lagere verhouding dan een vierkante doorsnede. Gloeien zou thermische energie kunnen leveren om de kinetische energiebarrière voor oppervlaktemigratie van atomen te overwinnen [28], wat resulteert in een facetprofiel dat de totale oppervlaktegerelateerde energie zou minimaliseren met de optimale balans tussen de facettypen en de vorm van de dwarsdoorsnede. De hoeveelheid toegevoerde thermische energie kan worden geregeld door twee gloeiparameters, namelijk temperatuur en tijd. Deze zullen op hun beurt het volume van het materiaal dat wordt gemigreerd regelen en de afstand die de atomen kunnen afleggen, en daarmee de resulterende facetprofielen van de nanodraden.

Zoals eerder vermeld, zijn <100> nanodraden niet bestand tegen hoge gloeitemperaturen, waardoor het parameterbereik in termen van gloeitemperaturen wordt beperkt. Daarom werd in deze studie gloeitijd gebruikt om de facetten te engineeren. Gloeien werd uitgevoerd direct na groei bij 550 ° C gedurende een periode tussen 20 s en 10 min onder PH₃ overdruk. Opgemerkt moet worden dat oppervlaktemigratie ook plaatsvindt tijdens de temperatuurstijging van 450 ° C groeitemperatuur tot 550 ° C gloeitemperatuur, die ongeveer 210 s duurde.

Figuur 4a (ii), b (ii) tonen de resulterende facetten na uitgloeien, voor de nanodraden getoond in Fig. 3a, b en d, e voor respectievelijk 20 en 210 s. In beide gevallen heeft oppervlaktemigratie plaatsgevonden waarbij de vorm van de dwarsdoorsnede evolueerde naar een langwerpige achthoekige vorm. Deze vorm heeft een lagere omtrek-tot-oppervlakteverhouding dan de rechthoekige startvorm in het geval van de reeks nanodraden getoond in figuur 4a. Wat betreft de nanodraden getoond in Fig. 4b, kon worden gezien dat de facetten met hoge index zijn geëvolueerd naar facetten met lage index {001} en {011} met lagere oppervlakte-energieën. Het bestaan ​​van meerdere tussenliggende stappen in het herschikkingsproces zou de reden kunnen zijn voor de tien keer langere gloeitijd die nodig is voor de onregelmatige gefacetteerde nanodraden om een ​​langwerpige achthoekige vorm te bereiken in figuur 4b (i-ii), vergeleken met die getoond in figuur 4a, waar directe migratie kan hebben plaatsgevonden. Verder gloeien van deze facetten gedurende 6,5 min heeft het oppervlaktemigratieproces voltooid, wat resulteert in een symmetrische achthoekige dwarsdoorsnede. Deze vormevolutie vermindert de resulterende totale oppervlakte-energie door de oppervlakte-tot-volume (of omtrek-tot-oppervlakte) verhouding te verminderen, ondanks de krimp van de {011} facetten en vorming en uitzetting van relatief hogere energie {001} facetten in het proces.

Facet-engineering door gloeitechniek na de groei. Bovenaanzicht SEM-afbeeldingen met (a ) facet-evolutie van nanodraden met {011} facetten na 20 s uitgloeien. (b ) facet evolutie van nanodraden met hoge index facetten na gloeien gedurende 210 en 600 s. Merk op dat de schijnbare verlenging van het Au-deeltje gezien in bovenaanzicht in (a ) ii, (b ) ii en (b ) iii is te wijten aan de Au-deeltjestitel (zoals weergegeven in het zijaanzicht van a ii) met betrekking tot de groeirichting tijdens het uitgloeien en/of afkoelen. Alle schaalbalken zijn 500 nm

Aanvullend bestand 1:Tabel S1 breidt tabel 3 in het hoofdmanuscript uit met experimentele pre-groei, groei en post-groei annealing-parameters die resulteren in dwarsdoorsnedevormen die theoretisch voorspeld zijn voor <100> nanodraden, terwijl de verticale opbrengst wordt gemaximaliseerd.

Zoals besproken in de inleiding, kunnen niet-uniforme zijfacetten worden benut om complexe radiale heterostructuren te creëren. Figuur 5a, b toont twee voorbeelden van hoe aanhoudende preferentiële en anisotrope groei van opeenvolgende lagen onconventionele radiale heterostructuren zou kunnen creëren. In Fig. 2c (ii) en 3a-c werd gezien dat een hogere stroomsnelheid van de voorloper resulteert in {011} facetten. Dit betekent dat de {001} facetten sneller groeien onder deze omstandigheden. Afbeelding 5a toont een In_0,55 Ga_0,45 Als laag gegroeid op een [100] georiënteerde InP nanodraadkern met grotere {001} facetten met een totale groep III stroomsnelheid van 1,23 × 10 ⁻⁵ mol/min, wat relatief hoog is en vergelijkbaar met die welke {011} facetten opleveren voor de InP nanodraden. Hoewel het gedrag van facetten van verschillende materialen enigszins kan variëren, wordt ook hier gezien dat de preferentiële en snellere groei op {001}-facetten bij hoge totale precursorstroomsnelheden heeft geleid tot de groei van gescheiden InGaAs-schaalplaatjes op de {001}-facetten . Een andere InP-laag die is gegroeid met een matige stroomsnelheid van de voorloper zou de hele structuur kunnen inkapselen om een ​​kwantumput (QW)-platen te vormen die van elkaar zijn gescheiden, wat in tegenstelling is tot buisvormige radiale QW's die vaak worden waargenomen in ZB <111> of WZ <0001> georiënteerde nanodraden [10, 42]. Naast QW's zal dit concept ook het ontwerp en fabricage van vierzijdige apparaten op de zijvlakken van de nanodraden mogelijk maken [7].

Structurele en optische eigenschappen van heterostructuurgroei op [100] nanodraadfacetten. Schema's en transversale transmissie-elektronenmicroscopie (TEM) beelden van (a .) ) gescheiden InGaAs-schaalplaten gegroeid op een overwegend {001} gefacetteerde nanodraad met een hoge stroomsnelheid. Inzet toont het geïndexeerde diffractiepatroon dat betrekking heeft op het TEM-beeld. (b ) InGaAs-kwantumdraden gegroeid op een langwerpige nanodraad met achthoekige dwarsdoorsnede met kleinere {001} facetten, met een hoge stroomsnelheid. Inzetstukken tonen de schema's van de radiale heterostructuren. (c ) Kamertemperatuur PL van een enkele nanodraad van hetzelfde monster als (b ), wordt heldere emissie waargenomen door de QWR, terwijl InP-emissie zichtbaar is als een zeer zwakke piek

Figuur 5b toont een vergelijkbare InGaAs-laaggroei die is uitgevoerd op een InP-nanodraadkern met een langwerpige achthoekige dwarsdoorsnedevorm (type V in aanvullend bestand 1:tabel S1) met kleinere {001}-facetten. Hier heeft de snellere InGaAs-groei op de {001} facetten geresulteerd in de vorming van kwantumdraden (QWR's) die langs de vier {001} randen van de kern nanodraad lopen. De daaropvolgende InP-laag gegroeid met een gemiddelde TMIn-stroomsnelheid van 6,75 × 10 ⁻⁰⁶ mol/min heeft de groei afgetopt en de barrière van de QWR's voltooid. Figuur 5c toont het representatieve PL-spectrum bij kamertemperatuur van een enkele nanodraad uit hetzelfde monster. Heldere emissie wordt waargenomen op ongeveer 1,31 m van de QWR, terwijl InP-kern en barrière-emissie nauwelijks zichtbaar zijn, wat de efficiënte drageropname aantoont door de QWR's die zijn gegroeid op de vier {001} facetten. De brede emissie kan te wijten zijn aan kleine variaties in grootte tussen de vier QWR's en de subtiele fluctuaties in dikte langs de lengte van de nanodraad (zie aanvullend bestand 1:figuur S5).