Влияние включения N на рост VLS нанопроволок GaP (N) с использованием UDMH

Введение

Нанопроволоки III – V (ННК) вызывают значительный интерес в качестве строительных блоков почти во всех областях полупроводниковой технологии [1,2,3,4]. В частности, их небольшая площадь основания обеспечивает эффективную релаксацию упругих деформаций [5] и, следовательно, высокую кристалличность во время гетероэпитаксии, даже если рассогласование решеток огромно [6]. Это открывает очень широкую область комбинаций материалов, которые трудно реализовать с высокой кристалличностью в планарной гетероэпитаксии. Соответственно, снижаются ограничения, обусловленные требованием согласования решеток, и можно сосредоточить внимание на разработке оптоэлектронных, химических и структурных свойств ННК.

Легирование обычных материалов III – V азотом представляет собой так называемые разбавленные нитридные соединения, и было доказано, что это сильный метод для дальнейшей адаптации свойств материала [7, 8]. Например, это приводит к сильному уменьшению ширины запрещенной зоны и преобразованию непрямой запрещенной зоны GaP в квазипрямую при включении более чем ок. 0,5% N [9, 10]. Кроме того, сообщается, что разбавленные количества N в GaAs, GaP и InGaP значительно улучшают химическую стабильность в водных растворах [11, 12], что представляет большой интерес для солнечной воды, где фотокоррозия представляет собой серьезную проблему.>

N-содержащие GaP ННК были получены в прошлом путем сублимации и повторной конденсации порошка GaP, измельченного в шаровой мельнице, с использованием NH ₃ в качестве источника N [13]. Совсем недавно был продемонстрирован рост молекулярно-лучевой эпитаксии (МБЭ) различных N-содержащих структур III – V-ядро-оболочка [14,15,16,17,18,19]. В этих исследованиях, как правило, ядро ​​ННК, не содержащее азота, выращивалось в режиме роста пар-жидкость-твердое тело (VLS) с каплей Ga в качестве катализатора (известный как режим самокатализируемого роста), а затем выращивалась оболочка из разбавленного нитрида. обычной послойной эпитаксией (паро-твердотельный механизм). Эти исследования выявили большой потенциал разбавленных нитридных ННК и обнаружили полезные свойства, связанные с их архитектурой, такие как уменьшенная поверхностная рекомбинация [20], повышенный сбор света за счет преобразования энергии [21] и излучение линейно поляризованного света [22, 23]. ].

Тем не менее, разбавленные нитридные материалы постоянно страдают от сильной безызлучательной рекомбинации, проблемы, которая, как известно, тесно связана с образованием дефектов, таких как междоузлия, антиструктура, вакансии и примесные атомы [24,25,26,27]. Их формирование, в свою очередь, сильно зависит от условий и параметров, применяемых во время роста. Например, водород, по-видимому, способствует образованию точечных дефектов [28], а выбор прекурсоров и метода эпитаксии оказывает значительное влияние на образование дефектов [26, 29]. Поскольку VLS-рост NW (ядер) существенно отличается от роста слоев (или оболочек) из паровой фазы, плотность точечных дефектов может быть уменьшена с помощью механизма VLS-роста. До сих пор VLS-рост разбавленных нитридов достигался только путем самокаталитического роста [18, 19], который, однако, ограничен небольшими окнами роста. Следовательно, параметры должны быть тщательно настроены, а четко определенное легирование является очень сложной задачей [30, 31]. Более того, этот способ роста часто борется с паразитным ростом островков и неоднородными размерами ННК [18, 19]. Напротив, катализируемый золотом рост VLS NW очень универсален, довольно прост в управлении и позволяет точно настраивать высокие уровни легирования [1, 31,32,33]. Однако первые попытки, описанные в литературе, получить разбавленные нитридные ННК посредством роста VLS, катализируемого Au, не увенчались успехом, поскольку предшественник N подавлял одномерный рост [34].

В этом исследовании мы демонстрируем успешное включение разбавленного азота через механизм VLS-роста, катализируемый золотом. Мы обнаружили включение N в сайты группы V и общее благоприятное влияние на морфологию и кристаллическую структуру за счет использования предшественника азота несимметричного диметилгидразина (НДМГ).

Методы

GaP (N) ННК выращивали в режиме роста пар-жидкость-твердое тело (VLS), катализируемом Au, на подложках из GaP (111) B с помощью металлоорганической парофазной эпитаксии (MOVPE, Aixtron AIX 200). Только жидкие предшественники использовались с триметилгаллием (TMGa), трет-бутилфосфином (TBP) и несимметричным диметилгидразином (UDMH) в качестве предшественников Ga, P и N соответственно. Перед выращиванием ННК подложки очищали в ацетоне и изопропиловом спирте и наносили на них монодисперсные частицы Au из коллоидного раствора. Отжиг при 550 ° C под избыточным давлением ТБФ проводился в течение 15 мин для десорбции поверхностного оксида и образования жидких капель Au-Ga. Впоследствии ННК были выращены с молярной долей TMGa χ _TMGa =6,16 × 10 ⁻⁵ и отношение ТБФ / ТМГа, равное 10. Были исследованы применяемые температуры роста от 500 до 550 ° С и отношения НДМГ:ТБФ от 0:1 (т.е. чистый GaP) до 9:1. Если не указано иное, продолжительность роста составляла 16 мин, а размер частиц Au 50 нм. В течение всего процесса давление в реакторе составляло 50 мбар при общем расходе газа 3,4 л / мин, который обеспечивался H ₂ в качестве газа-носителя. Все указанные температуры были измерены термопарой внутри графитового сусцептора.

Образцы были охарактеризованы с помощью сканирующей электронной микроскопии высокого разрешения (SEM, Hitachi S 4800-II). Два образца были отобраны для микроскопического и спектроскопического исследования с помощью просвечивающей электронной микроскопии (ПЭМ). Образцы ПЭМ подвергали механическому сухому переносу на сетках из углеродного волокна. ПЭМ-исследования проводились на приборе ThermoScientific Titan ³ Фемида работает на 200 кВ. Микроскоп оснащен сверхъярким источником электронов X-FEG и корректорами сферических аберраций как со стороны освещения, так и со стороны изображения. Спектры потерь энергии электронов регистрировались с помощью прилагаемого GIF Quantum ERS в дифракционном режиме с углом сбора ~ 3 мрад, который оптимизирован для обнаружения края N-K при 403 эВ. Для рамановской спектроскопии наночастицы переносились тем же способом на подложки Si. В качестве источника возбуждения использовался зеленый 532-нм лазер с мощностью 400 мкВт, фокусируемый объективом × 50. Сигнал анализировался с помощью охлаждаемого кремниевого детектора с зарядовой связью (ПЗС).

Результаты и обсуждение

Морфология

На рис. 1 показаны морфологии полученных различным образом ННК GaP (N). Обратите внимание, что изгиб и касание ННК с очень высоким соотношением сторон не наблюдалось сразу после выращивания, но происходит из-за электростатического притяжения во время исследования с помощью SEM [35]. Тот же эффект дополнительно приводит к искажению в верхней части некоторых ННК (см. Рис. 1b, c).

Нанопроволоки GaP (N), выращенные методом VLS на GaP (111) B. Соотношение НДМГ:ТБФ и температура варьировали от 0 до 9 и от 500 до 550 ° C соответственно. Время роста всегда составляло 16 мин. Все обзорные и крупные изображения были сняты под наклоном 30 ° и имеют одинаковый масштаб, соответственно, с измерительными полосами 2 мкм или 200 нм. На (g '), (f ’) и (k’) показаны увеличенные крупные планы для четкой видимости поверхности

Микроскопические изображения показывают, что для всех параметров, исследованных в этом исследовании, был достигнут рост отдельно стоящих ННК. Более того, в большинстве случаев все ННК прямые и вертикальные по отношению к субстрату, а также однородны по длине. В отличие от самокатализирующихся ННК разбавленных нитридов [14, 18, 19], роста паразитных островков не наблюдалось. Эти свойства NW считаются необходимыми для удовлетворения общих требований к их использованию в приложениях. Кроме того, можно видеть, что как температура, так и концентрация НДМГ (выраженная как отношение НДМГ:ТБФ) оказывают огромное влияние на морфологию ННК:повышение температуры приводит к уменьшению длины и ускоряет рост паразитных пар-твердых (VS) на поверхности. боковые грани СЗ. Оба эффекта усиливают сужение к северо-западу. Конусность обычно нежелательна, так как паразитная оболочка может ухудшить функциональность устройств по причинам геометрии, различного состава [36] и / или уровней легирования или даже направлений легирования [37]. Из равной продолжительности роста всех образцов следует, что аксиальная скорость роста (GR) уменьшается с температурой, а коаксиальная GR увеличивается. Воздействие увеличения концентраций НДМГ, напротив, в целом благоприятно:с увеличением отношения НДМГ осевой GR увеличивается, а радиальный GR снижается. Следовательно, сужение резко уменьшается, особенно при более высоких температурах. Кроме того, очень высокие отношения НДМГ 9:1 приводят к нестабильным условиям роста. Эта нестабильность отражается в частой смене направления роста и большом разбросе по длине - частично рост ННК даже полностью подавляется (см. Стрелку на рис. 1h). Другой особенностью роста ННК с высокими отношениями НДМГ является шероховатость поверхности, которая усугубляется как более высокой температурой, так и более высокой подачей НДМГ (сравните изображения g ', j' и k '). При 550 ° C и концентрации 3:1 (k и k '), когда поверхность является наиболее шероховатой, становится очевидным, что шероховатость уменьшается снизу вверх и не возникает непосредственно под частицей Au. Это доказывает, что этот эффект связан не с ростом VLS, а с ростом паразитной оболочки. Причиной такой шероховатости может быть напряжение из-за сильного и, возможно, неоднородного включения азота [38] в оболочку.

Оценка геометрических характеристик ННК, представленная на рис. 2, иллюстрирует описанные выше тенденции. В то время как осевой GR (a) увеличивается с подачей UDMH и уменьшается с температурой, для коаксиального GR (b) это прямо противоположно. Соответственно, параметр сужения (c), который определяется как разница радиуса вверху и внизу, деленная на длину NW, является низким для высоких отношений UDMH и низких температур. Обратите внимание, что это определение параметра сужения равно соотношению между коаксиальным и осевым GR.

Геометрические характеристики ННК из рис. 1 в зависимости от температуры роста и отношения УМДГ:ТБФ:( a ) длины и средней скорости осевого роста, ( b ) скорость коаксиального роста, ( c ) параметр сужения, ( d ) общий объем. Каждая точка измерения представляет собой усреднение от 10 до 20 NW с полосой погрешности, представляющей стандартное отклонение или распространение ошибки. Средний общий объем NW в ( d ) рассчитывалась исходя из усеченного конуса с круглым поперечным сечением

Это увеличение постепенного изменения температуры с ростом температуры является преобладающим явлением при росте ННК и может быть объяснено следующим образом [39]:при низких температурах (≤ 500 ° C) рост VS кинетически ограничен, в то время как рост VLS ограничен только переносом массы вид роста. С повышением температуры кинетический барьер роста VS все больше преодолевается, так что коаксиальный GR возрастает. Поскольку рост VS и VLS конкурирует за материал, повышение температуры вызывает одновременное уменьшение аксиального ГР. Этот эффект может быть дополнительно усилен за счет увеличения скорости десорбции и одновременного уменьшения длины диффузии. Поскольку TMGa уже полностью пиролизуется при 450 ° C [40] и именно TMGa ограничивает GR при V / III =10, кинетика разложения должна играть второстепенную роль. Однако следует отметить, что в целом, помимо температуры, отношение III – V и абсолютный поток прекурсора оказывают огромное влияние на кинетику роста, так что сужающиеся свободные ННК могут быть достигнуты также при высокой температуре (см., Например, [41] для WZ -GaAs NWs и [42] для InP-NW).

Далее обсуждается уменьшение конусности, вызванное добавлением UDMH. Из рис. 2а и б видно, что это связано как с ускоренным аксиальным ростом ППН, так и с замедленным ростом коаксиального ППС. Аналогичное влияние на ГР наблюдается при добавлении HCl [33, 43] или трет-бутилхлорида (TBCl) [44] во время роста ННК. В обоих случаях рост VS на боковых гранях снижается или полностью подавляется коррозионным воздействием хлора [45,46,47]. При этом увеличивается аксиальный ГР (по крайней мере, при низких концентрациях HCl или TBCl). Утверждается, что часть разновидностей группы III, которая будет вносить вклад в рост VS в отсутствие разновидностей Cl, вместо этого вносит вклад в рост VLS, вероятно, в форме InCl для InP NWs [33]. В то время как в этих исследованиях увеличение содержания Cl всегда связано с уменьшением объема ННК [33, 44], объем исследуемых здесь ННК GaP (N) сравнительно мало зависит от концентрации НДМГ, а в некоторых случаях даже увеличивается с увеличением концентрация НДМГ (рис. 2г). По этой причине эффект травления НДМГ маловероятен. Вместо этого UDMH и его фрагменты могут стерически препятствовать росту VS на боковых гранях. Имеются убедительные доказательства того, что большое количество НДМГ и его фрагментов присутствует в виде адсорбатов на боковых гранях НЗ между 500 ° C и 550 ° C. Это свидетельство включает следующие моменты:во-первых, неполное разложение НДМГ, которое должно происходить только на 5–30% между 500 и 550 ° C [48,49,50,51]; во-вторых, высокая концентрация НДМГ в газовой фазе, которая в 10-90 раз превышает количество TMGa; в-третьих, эксперименты с in situ спектроскопией на слоях GaPN, которые показывают, что НДМГ и его фрагменты прикрепляются к поверхности после роста и охлаждения (ниже 650 ° C), в то время как это не относится к ТБФ и его фрагментам [52]. Эти адсорбаты предотвращают попадание частиц Ga на поверхности NW и их участие в росте VS. Вместо этого они диффундируют к частице Au, где способствуют росту VLS. На рост VLS будут значительно меньше влиять стерические препятствия, поскольку поверхность частицы Au действует как собиратель и измеряет примерно в 3 раза фронт роста (граница раздела между частицей Au и NW). Кроме того, каталитический эффект Au [53, 54] может способствовать пиролизу НДМГ и тем самым способствовать удалению более летучих фрагментов.

Рамановская спектроскопия

Чтобы исследовать включение азота и структурные свойства, была проведена спектроскопия комбинационного рассеяния на отдельных ННК в геометрии обратного рассеяния. ННК, проанализированные с помощью спектроскопии комбинационного рассеяния света, отличаются от ННК, показанной на рис. 1, тем, что они имеют больший диаметр (100 нм) и были выращены только в течение 8 мин. Это гарантирует, что влияние паразитарного разрастания VS пренебрежимо мало. Например, при соотношении НДМГ 3:1 процент площади поперечного сечения оболочки в середине провода (где проводились измерения) составляет менее 3%. Для справки:согласованный по решетке GaP _{1 - x} N _x слой на Si (100) с x =2,1% тоже было измерено. Все спектры нормированы относительно продольной оптической (LO) моды GaP.

Во всех спектрах присутствуют GaP-подобные поперечные оптические фононные моды (TO _Γ ) на 365 см ⁻¹ и продольные моды оптических фононов (LO _Γ ) на 399–403 см ⁻¹ , основанные на комбинационном рассеянии света на фононах в центре зоны Бриллюэна (точка Γ). Кроме того, спектральные компоненты около 387 см ⁻¹ (X), при 397 см ⁻¹ (SO), около 500 см ⁻¹ (NLVM) и режим LO подложки Si (LO ^Si ) при 522 см ⁻¹ наблюдались. 750–820 см ^{- 1} Диапазон содержит моды от комбинационного рассеяния света второго порядка (СУРС).

При низких отношениях UDMH:TBP (0,1 и 0,3) поверхностные оптические (SO) фононы на 397 см ⁻¹ наблюдаемы [55,56,57]. Эта поверхностно-активированная фононная мода может возникать из-за модуляции диаметра [55], шероховатости поверхности [56] и / или структурных дефектов [57]. При увеличении отношения UDMH режим SO либо исчезает, либо накладывается на режим, называемый X (иногда обозначаемый как LO _X ). Его появление обычно объясняют нарушением трансляционной симметрии [58,59,60], которое в нашем случае будет вызвано введением N в матрицу GaP. Это вызывает релаксацию правил сохранения импульса и тем самым допускает продольное рассеяние оптических фононов на границе зоны за счет фононов в точке X или вблизи нее [59, 61]. Поскольку Х-мода неуклонно увеличивается с увеличением отношения НДМГ, можно сделать вывод, что включение также увеличивается [61,62,63]. К сожалению, интенсивность режима X не позволяет количественно оценить содержание N, поскольку его точное соотношение с содержанием N неизвестно и сильно зависит от условий измерения. Напротив, интенсивность связанной с N локальной колебательной моды (NLVM) на ~ 500 см ^{- 1} почти линейно масштабируется с концентрацией (замещающего) азота x , если x ≤ 2.1% и спектры нормированы на LO-моду [58]. Поскольку NLVM вызывается колебаниями связей Ga – N, он отражает только азот замещения [62, 64, 65]. Обратите внимание, что NLVM иногда обозначается как LO ₂ . С плоским GaPN _0,021 эталон, измеренный в тех же условиях, концентрация замещающего N в GaP (N) NW может быть определена из NLVM / LO _Γ соотношение площадей. Из-за перекрытия режима гетеродина Si необходимо применить деконволюцию пиков. Это дает NLVM / LO _Γ (GaPN) =0,44 ± 0,03 и NLVM / LO _Γ (NW, 3:1) =0,145 ± 0,028. Соответственно, замещающая концентрация N x _3:1 =(0,7 ± 0,2)% для отношения НДМГ:ТБФ 3:1. Однако для более низких соотношений UDMH интенсивность NLVM слишком мала для количественной оценки.

Как упоминалось во введении, предыдущие попытки Suzuki et al. включить N во время катализируемого Au роста VLS (GaAs (N) NW) не удалось [34]. Даже если причин может быть множество, мы считаем, что последовательность роста является наибольшим различием (по сравнению с нашим исследованием) и, таким образом, наиболее вероятным источником неудач. Судзуки и др. применяется импульсно-струйная эпитаксия, где каждый из прекурсоров предлагается отдельно на несколько секунд (так называемый импульсный). Поскольку для роста VLS частицы должны перемещаться на большее расстояние по сравнению с ростом слоя, а включение в кристалл задерживается через жидкую затравочную частицу, массоперенос и десорбция будут играть решающую роль. В этом контексте решающее значение будут иметь также тип прекурсора и его кинетика разложения, как мы наблюдаем в нашем исследовании (см. Рисунок 2).

Кроме того, увеличение отношения UDMH приводит к усилению рамановских процессов второго порядка (SORS). Это примечательно, потому что для планарного GaPN все наоборот. При этом включение N вызывает сильное тушение и уширение пиков СУРС [58]. Это является следствием высокой чувствительности процессов рассеяния второго порядка к искажению решетки в масштабе нескольких постоянных решетки (по сравнению с рассеянием первого порядка) [58, 66]. Вероятными источниками таких искажений решетки являются N кластеров и локальные искажения из-за короткой и жесткой связи Ga – N [58]. Напротив, это указывает на то, что искажение решетки в ННК уменьшается с увеличением концентрации НДМГ, несмотря на усиленное включение азота. Это может быть связано с уменьшением количества дефектов упаковки при подаче UDMH, поскольку как межплоскостное расстояние увеличивается с гексагональностью (то есть, плотность SF) [67], так и периодичность нарушается каждым SF. Отметим, что нормировка спектров на LO _Γ исключается как потенциальное происхождение, так как до нормировки интенсивность LO _Γ был примерно в два-три раза больше для N-содержащих структур.

TEM и EELS

Чтобы проверить этот вывод, была проведена просвечивающая электронная микроскопия (ПЭМ) на ННК, выращенных с добавлением UMDH и без него. Более того, EELS применялся в качестве дополнительного метода для доказательства включения N.

На рисунке 4 приведены результаты исследований образцов с помощью просвечивающей электронной микроскопии:образец 1A был выращен без подачи НДМГ, а образец 1C был выращен с соотношением НДМГ:ТБФ, равным 3 - оба образца были приготовлены при 500 ° C. Обозначение следует за названиями панелей на рис. 1. В спектре EEL край N-K при 400 эВ отчетливо виден в образце 1C, в то время как едва заметен в образце 1A (см. Рис. 3a b). Оба образца демонстрируют преобладающую структуру цинковой обманки (ZB), как видно из суммирования ABCABC на Фурье-фильтрованных изображениях ВРЭМ северо-западной части, к счастью, ориентированной близко к оси зоны 110⟩ (но все же отклоненной на пару градусов, см. Вставку на Рис. 4c для образца 1A). Достаточно высокая плотность SF от 150 до 200 мкм ^-1 можно увидеть в обоих образцах. Примечательно, что в образце 1C часто можно наблюдать участки без SF, обычно длиной 150–300 нм. Принимая во внимание схожую плотность SF для NW без N и для N-содержащих NW, кажется, что именно сегменты, не содержащие SF, вызывают усиление процессов SORS с увеличением концентрации НДМГ (см. Рис. 3). P>

Спектры μ-комбинационного рассеяния GaP (N) ННК, выращенных с соотношением НДМГ:ТБФ в диапазоне от 0,1 до 3. Слой GaPN с согласованной решеткой на Si действует как эталон (оранжевый). Для деконволюции компонента NLVM использовались функции Pseudo Voigt (такой же формы). Резкая линия на 800 см ⁻¹ артефакт измерения

Результаты ПЭМ образцов 1A и 1C, выращенных без и с добавлением UDMH, соответственно. Обозначение следует за названиями панелей на рис. 1. Спектр потерь энергии электронов (EEL) образца 1A ( a ) и 1С ( b ) четко выявляется вхождение N в образец 1С. Микрофотографии ПЭМ образца 1A ( c ) и 1С ( d ). Вставка в ( c ) представляет собой изображение HRTEM с фильтром Фурье небольшой области без SF в образце 1A. Несмотря на то, что образец находится на паре градусов от оси зоны 110⟩, наложение GaP ABCABC все еще видно, подтверждая структуру цинковой обманки. Разделы без SF в примере 1С выделены. Светлое поле ( e ) и темного поля ( f ) ПЭМ-изображения показывают сильный контраст деформации вдоль линии диагонали области, свободной от SF. Типичное скручивание и расщепление линии Брэгга [63] в картине дифракции электронов на сходящемся пучке под большим углом (LACBED) в ( g ) подтверждает наличие дислокации в области, свободной от SF (выделено темно-голубым)

Получение изображений в светлом поле (BF) и темном поле (DF) с различными g-векторами таких сегментов, свободных от SF, выявляет сильное поле деформации отдельных дислокаций, идущих по диагонали от одного конца богатой SF области до другого (см. Рис. 4д, е). При дифракции электронов на сходящемся пучке под большим углом (LACBED, см. Рис. 4g) наблюдается типичное закручивание и расщепление линии Брэгга при встрече с линией дефекта. Это доказывает, что это действительно дислокация, т. Е. Линейный дефект, а не плоский дефект, например наклонная плоская граница, потому что такая плоская граница привела бы к сдвигу линии Брэгга в LACBED, а не к наблюдаемому скручиванию. и расщепление [68]. Судя по углу наклона линии дислокации и BF-TEM-изображениям с критериями видимости g.b, дислокации являются смешанными, включая винтовой и краевой характер. Учитывая, что ДУ являются врастающими дефектами и что дислокация закреплена между ДУ, вполне вероятно, что дислокация также образовалась во время роста, а не впоследствии из-за механического напряжения. Этот вывод дополнительно подкрепляется небольшим уменьшением диаметра в областях, свободных от SF. Скорее всего, образование дислокаций вызвано высокой локальной деформацией из-за включения N и очень разными длинами связей Ga – N и Ga – P.

Вероятное объяснение отсутствия дефектов упаковки наличием дислокации дается в следующем. Известно, что рост VLS обычно происходит путем послойного роста, где 2D ядра определяют, будет ли следующий слой следовать последовательности укладки (ядро ZB) или образует SF (ядро WZ). Для роста, катализируемого Au, в большинстве условий зародыши образуются на границе тройной фазы [39]. В этом случае барьеры зарождения ZB и WZ очень близки, что приводит к частому образованию SF, что также наблюдается в исследованных NW.

При наличии дислокации механизм роста значительно изменяется, что приводит к предпочтительному включению материала вблизи ядра дислокации. Здесь необходимо учитывать два характера дислокации. Винтовой характер приводит к выступающим атомам (из плоской поверхности {111}), выступающим в качестве предпочтительных мест включения для атомов, переходящих из жидкости в твердое тело. Спиральное расположение атомов вдоль линии дислокации (см. [69, 70]) определяет последовательность стэкинга, которая определяется, когда дислокация зарождается. Только когда дислокации закончатся, снова возможен беспорядок упаковки. Причина, по которой дислокация все еще существует внутри нанопроволоки, вероятно, связана с полем анизотропных напряжений в радиальном направлении ее краевого компонента, который сжимает с одной стороны и растягивает с другой. Это вызывает результирующую силу, тянущую дислокацию во время роста к центру и, наконец, к другому краю ННК по диагонали. Прямой его ход - результат натяжения линии дислокации.

Заключение

Мы показали, как вводить разбавленные количества азота в ННК GaP во время роста VLS, катализируемого Au, и продемонстрировали влияние на кристаллическую структуру ННК GaP (N). Рамановская спектроскопия доказывает увеличение количества N с увеличением поступления предшественника азота НДМГ и подтверждает включение в сайты группы V. Изучая широкий диапазон концентраций и температур НДМГ, мы обнаружили общее благоприятное влияние НДМГ на морфологию. Это отражается в уменьшении сужения ННК, которое мы приписываем стерическим затруднениям неполностью пиролизованных молекул НДМГ. ПЭМ-анализ выявляет структуру цинковой обманки как в N-свободных, так и в N-содержащих NW с довольно высокой плотностью дефектов упаковки (SF). Поразительно, что N-содержащие ННК имеют участки длиной 150–300 нм без ДУ, которые перемежаются отдельными дислокациями. По-видимому, эти дислокации образуются в процессе роста ННК и подавляют зарождение ДУ. Это исследование демонстрирует пригодность обычного предшественника азота, НДМГ, для включения азота в ННК, выращенных с помощью VLS, и позволит дополнительно адаптировать свойства материала ННК.

Сокращения

BF:

Светлое поле

DF:

Темное поле

EELS:

Спектроскопия потерь энергии электронов

GR:

Скорость роста

LACBED:

Дифракция электронов на сходящемся пучке на большом угле

MBE:

Молекулярно-лучевая эпитаксия

MOVPE:

Эпитаксия из паровой фазы металлоорганических соединений

NLVM:

Локальная колебательная мода, связанная с азотом

NW:

Нанопроволока

SEM:

Сканирующая электронная микроскопия

SF:

Ошибка укладки

СУРС:

Рамановское рассеяние второго порядка

TBP:

Третичный бутилфосфин

ТЕМ:

Просвечивающая электронная микроскопия

TMGa:

Триметилгаллий

UDMH:

Несимметричный диметилгидразин

VLS:

Пар-жидкость-твердое вещество

VS:

Твердый пар

WZ:

Вюрцит

ZB:

Цинковая обманка