Imagen 3D de Alta Resolución de Nanohilos Núcleo-Cáscara GaN/(In,Ga)N en Forma de Lápiz vía Tomografía Electrónica

Resumen

La estructura tridimensional de nanohilos núcleo-cáscara GaN/(In,Ga)N con ápice en forma de lápiz multifacético se analiza mediante tomografía electrónica usando modo de campo oscuro anular de alto ángulo en un microscopio electrónico de transmisión de barrido. El crecimiento de área selectiva en plantillas GaN-sobre-zafiro usando una máscara patrón se realiza por epitaxia de haz molecular para obtener arreglos ordenados de nanohilos uniformes. Nuestros resultados de reconstrucción tomográfica permiten la determinación detallada de la morfología compleja de la estructura de cáscara interna (In,Ga)N multifacética y su desviación de la simetría hexagonal perfecta. El tomograma identifica inequívocamente una configuración punto-en-un-hilo en el ápice del nanohilo, incluyendo la forma y tamaño exactos, así como la distribución espacial de su composición química.

Introducción

El proceso en curso de miniaturización de dispositivos optoelectrónicos ha dado lugar al desarrollo de nanoestructuras tridimensionales (3D) complejas. En este sentido, los nanohilos (NWs) son candidatos prometedores para realizar estructuras de pozo cuántico o punto cuántico (QD) de alta calidad debido a su gran relación superficie-volumen asociada con una relajación de tensión eficiente en heteroestructuras NW axiales o radiales [1–3]. Mejoras recientes en el crecimiento de área selectiva (SAG) por epitaxia de haz molecular (MBE) en plantillas GaN-sobre-zafiro ha llevado a la fabricación de arreglos ordenados y uniformes de GaN NWs con tope plano o en forma de lápiz [4, 5]. Este último se ha usado para fabricar estructuras de cáscara (In,Ga)N/GaN crecidas en la punta multifacética del núcleo GaN, proporcionando una solución alternativa para el crecimiento de QDs. Aprovechando el diámetro reducido del NW y la posibilidad correspondiente de crecer heteroestructuras con secciones cortas de material (In,Ga)N de banda prohibida baja insertadas en barreras GaN, se forman las llamadas estructuras punto-en-un-hilo (DIW). Dependiendo de las dimensiones reales, esta configuración DIW permitió la emisión de fotones individuales linealmente polarizados usando el beneficio principal de sondear fácilmente solo un NW individual en lugar de un ensamble de NWs [6–8]. Un análisis microestructural detallado de estas heteroestructuras DIW es sin embargo necesario para entender la influencia de la morfología del NW, los espesores de cáscara y la composición química local en las características de emisión de fotones individuales.

El microscopio electrónico de transmisión (TEM) es una herramienta frecuentemente usada y poderosa para obtener información sobre la estructura y composición química de tales nanoestructuras a escala atómica [9]. Sin embargo, la menor simetría de estas nanoestructuras 3D comparada con, por ejemplo, sistemas planos hace que la interpretación de micrografías TEM sea mucho más difícil. Una característica principal es la transmisión de la muestra por el haz de electrones, de modo que la información estructural se proyecta en una imagen bidimensional. Variaciones de la estructura de la muestra en la dirección del haz de electrones y en el orden del espesor de la muestra, o menores, son muy difíciles o incluso imposibles de detectar directamente. La tomografía electrónica puede eludir este problema. En lugar de usar una sola proyección de la muestra, se registra una serie de proyecciones con diferentes ángulos de inclinación al objeto para reconstruir la información 3D de la muestra. Esto permite nuevas y avanzadas posibilidades para describir y analizar la morfología y composición química de estructuras complejas como NWs núcleo-cáscara. Hasta ahora, solo unas pocas publicaciones se han publicado concernientes a tomografía electrónica en estructuras NW [9–15] o estructuras QD incrustadas [16].

Este trabajo describe la aplicación de tomografía electrónica para la caracterización estructural de GaN NWs ordenados que contienen una cáscara (In,Ga)N incrustada. La preparación de muestra se explica aquí en detalle debido al desafío de hacer NWs individuales accesibles para tomografía electrónica por aislamiento sin introducir daño. La morfología de superficie y facetado cristalino del NW se estudian a través del análisis de representaciones 3D de la superficie de la cáscara externa de GaN. La estructura interna del NW, es decir, la morfología de la cáscara (In,Ga)N así como la distribución espacial de la composición química, se discute con la ayuda de rebanadas bidimensionales del volumen reconstruido y mediciones complementarias de espectroscopía de rayos X dispersiva en energía (EDX).

Métodos

Material

Los NWs GaN/(In,Ga)N se crecieron en una plantilla comercial GaN-sobre-zafiro (0001) (LUMILOG) con un espesor de capa buffer GaN de 3,3 μm por epitaxia de haz molecular asistida por plasma (PAMBE). En un primer paso, litografía coloidal se usó para crear una máscara de nanohoyos de Ti construyendo un patrón hexagonal. El SAG subsiguiente produjo un arreglo periódico de GaN NWs con ápice tipo lápiz. Los núcleos GaN NW fueron sobrecrecidos por una fina capa (In,Ga)N a menor temperatura de crecimiento y luego completados por una fina capa de pasivación GaN sin cambiar la temperatura. Un esquema del proceso de crecimiento se muestra en Fig. 1a. Detalles sobre el procedimiento de patrón de sustrato y el proceso SAG MBE pueden encontrarse en otra parte [6, 7, 17]. La Figura 1 muestra dos imágenes de microscopía electrónica de barrido (SEM) de la muestra mostrando el arreglo hexagonal de NWs desde vista superior (b) y con vista inclinada 45° (c) en mayor aumento. Las micrografías SEM revelan un arreglo relativamente homogéneo con solo ligeras variaciones en forma y longitud. El diámetro promedio de los NWs es de unos 180 nm, y la altura promedio es de unos 500 nm.

a Esquema del proceso de crecimiento NW. Micrografías SEM de b un arreglo de GaN/(In,Ga)N NWs desde vista superior y c vista inclinada 45° con mayor aumento.

Preparación de Aguja para Tomografía

Una técnica de preparación sofisticada es necesaria para obtener la muestra de tomografía en forma de aguja que contenga solo un NW individual. Una aguja de forma redonda permite el rango máximo de inclinación de 180° donde el espesor de la muestra es casi constante para todos los ángulos de inclinación. El microscopio de haz de iones de galio enfocado (FIB) permite esta preparación de muestra sitio-específica. Se empleó un sistema de microscopio de haz dual (JEOL JIB-4501) para este trabajo. Los siguientes pasos de preparación se basan en la técnica estándar de lift-out FIB con un adelgazamiento posterior para obtener la muestra en forma de aguja [18–20].

Los diversos pasos de preparación se resumen en Fig. 2. Inicialmente, se selecciona el área de interés, identificada por un arreglo hexagonal casi perfecto e inalterado de unos pocos NWs (marcado con un recuadro blanco en Fig. 2a). Este volumen de sonda seleccionado debe llenarse con carbono para proteger el NW durante el proceso de fresado FIB [21]. Las deposiciones de carbono se realizaron en dos pasos para reducir la contaminación de Ga: (i) primero, por deposición de carbono inducida por haz de electrones para llenar el volumen entre los NWs (Fig. 2b), y (ii) subsiguientemente, con deposición de carbono inducida por haz de galio para crear una capa protectora de ~1 μm de espesor sobre el área seleccionada (Fig. 2c). Marcadores de carbono adicionales se produjeron para simplificar la orientación durante los siguientes pasos de preparación.

Micrografías SEM mostrando a un arreglo de NW y el área seleccionada para preparación de aguja FIB (recuadro blanco), b NW incrustado en carbono inducido por haz de electrones, c carbono inducido por haz de galio como capa de deposición gruesa sobre el área seleccionada y dos marcadores adicionales, d aguja aislada lista para lift-out, e, f aguja de tomografía adelgazada (flechas negras indican posiciones NW), y g una vista general de la aguja de tomografía final.

Tras la deposición de carbono, se introdujo el fresado FIB para aislar el área protegida (Fig. 2d) y fabricar una aguja de forma rectangular que contiene varios NWs. Se empleó un micro-manipulador (Kleindiek Nanotechnik GmbH) para transferir la aguja al porta-tomografía. El eje de la aguja debe ajustarse cuidadosamente paralelo al eje de rotación del goniómetro para que el mismo foco sea aplicable para una gran área de muestra. Además, el eje [0001] c del NW es perpendicular al sustrato y por tanto paralelo al eje de la aguja. Esta relación se usó para determinar las direcciones cristalinas con respecto al eje del tomograma. Patrones de difracción de área seleccionada (SAD) medidos posteriormente mostraron una inclinación del eje [0001] c del NW al eje de rotación del tomograma de solo 2,2°.

Se realizaron pasos adicionales de adelgazamiento para aislar un solo NW, redondear la aguja y obtener eventualmente transparencia electrónica (cf. Fig. 2e, f). La Fig. 2g muestra la aguja de tomografía final.

Tomografía Electrónica

La adquisición tomográfica y el análisis microestructural se realizaron con un TEM (JEOL JEM-2100F) operando a 200 kV. El microscopio está equipado con una unidad de barrido que incluye detectores de campo claro (BF) y campo oscuro anular de alto ángulo (HAADF), así como un detector de rayos X de 50 mm² (JEOL EX-24065) para espectroscopía EDX. El modo HAADF de microscopía electrónica de transmisión de barrido (STEM) se elige debido al contraste predominantemente químico [22]. La relación monótona de intensidad a densidad de masa y espesor del objeto es un prerrequisito para la tomografía electrónica y se conoce como "requisito de proyección" [23].

Una serie de 89 micrografías HAADF se registró con pasos de 2° entre cada medición. Esta serie de inclinación que cubre el rango completo de 180° es posible gracias a un porta-tomografía especial (Modelo 2050 de E.A. Fischione Instruments Inc.) que soporta la geometría preparada de la aguja de muestra. Cada micrografía STEM se captura con resolución de 2048 × 2048 píxeles; tiempo de permanencia de píxel de 30 μs, es decir, tiempo de barrido completo de 127 s por imagen; tamaño de punto de 0,5 nm; y ángulo de aceptación de electrones de 70 a 180 mrad según el manual del fabricante. Las micrografías se agruparon (agrupación 4 × 4 = resolución final 512 × 512) para mejorar la relación señal-ruido y la velocidad de cómputo de la reconstrucción 3D. Todas las micrografías se alinearon manualmente entre sí para que el eje de la aguja sea seleccionado como eje de rotación para la transformación de Radon. El tomograma se calcula y visualiza por un paquete de software de tomografía (IMOD) [24]. Un renderizado avanzado de estructuras 3D se realiza con el software de gráficos por computadora libre y de código abierto Blender (Blender Foundation).

En este trabajo, se aplican dos métodos diferentes para visualización. Se extraen rebanadas bidimensionales del volumen 3D reconstruido. Tales rebanadas tienen un espesor final sobre el cual las intensidades de voxel (píxel 3D) se integran para mejorar la relación señal-ruido. El ancho de rebanada ideal es un compromiso entre reducción de ruido y desenfoque de contraste debido a un promedio de variaciones de muestra perpendiculares a la rebanada. Otro método de visualización es la representación de isosuperficie. Se utiliza en caso de contraste suficiente entre dos materiales adyacentes. En general, la isosuperficie es una representación de superficie 3D de voxels con intensidad constante. La intensidad intermedia entre dos materiales se elige para construir una isosuperficie que reproduzca la interfaz de los materiales adyacentes.

Aunque las micrografías HAADF se usan como base del cálculo del tomograma, la distribución de intensidad reconstruida no se origina solo de la composición química de la muestra. Defectos cristalinos en la muestra [25] o, por otro lado, una desalineación de las micrografías y distorsiones de las micrografías debido a deriva de muestra o perturbaciones de campo magnético influyen en las intensidades reconstruidas y así la resolución final. Lo mismo aplica a errores intrínsecos de reconstrucción como artefactos de copa [26] o el límite de resolución espacial del tomograma debido al criterio de Crowther [27] (muestreo limitado). Este último debe considerarse especialmente para agujas de tomografía gruesas de varios cientos de nanómetros. Si el tamaño del objeto a reconstruir aumenta, la resolución del tomograma empeora si el número de micrografías es fijo.

Resultados y Discusión

Morfología de Superficie y Facetado Cristalino

La Fig. 3a y b muestran las representaciones de isosuperficie de un NW completo y de un ápice de NW en vista perspectiva (centro) y en varias vistas a lo largo de direcciones de índice bajo en pasos de 30°. La figura revela la forma cristalina externa y el facetado de superficie, respectivamente. La sección inferior de la reconstrucción muestra el cilindro hexagonal esperado del NW, con facetas de superficie no polares \( \{1\bar{1}00\} \) m-plano regulares. Los facetados y planos cristalinos se determinan basándose en el patrón de difracción de electrones correspondiente tomado simultáneamente con imágenes HAADF. Un ejemplo de tal patrón SAD se da para la orientación −90°, es decir, a lo largo del eje de zona [\( 1\bar{1}00 \)] (cf. Fig. 3b). La parte superior del NW refleja una forma piramidal consistente en facetas \( \{1\bar{1}01\} \) s-plano y \( \{1\bar{1}02\} \) r-plano, que sin embargo no están perfectamente posicionadas simétricamente entre sí. Una faceta de superficie triangular muy pequeña (marcada con flechas verdes en Fig. 3b) está situada cerca de la punta del NW, que muy probablemente representa una faceta de tipo \( \{2\bar{2}01\} \). Tales ligeras asimetrías en la forma de la punta piramidal se encuentran frecuentemente en la muestra (cf. Fig. 1). La razón de esta desviación está asociada con interacciones de defectos como se discute en el siguiente párrafo.

Representación de isosuperficie de a un NW individual y b un ápice de NW con vista perspectiva en el centro y varios ángulos de visión a lo largo de direcciones de índice bajo de GaN (ZA, eje de zona). Adicionalmente, algunos facetados m-, s- y r-plano son etiquetados (flechas verdes indican una faceta de tipo \( \{2\bar{2}01\} \)).

Sobre la faceta r-plano etiquetada y la faceta \( \{2\bar{2}01\} \), se forma un "sombrero" irregular del NW en la parte superior. Medidas TEM de alta resolución (HR) en una muestra de lámina TEM que contiene varios NWs de la misma oblea demuestran la presencia de fallas de apilamiento y el cambio de la red cristalina de hexagonal a cúbica en la región superior del NW (no mostrado aquí). Estos cambios estructurales concuerdan con nuestras observaciones previas explicadas por la inestabilidad de la fase cristalina debido a la temperatura de crecimiento significativamente menor usada para el crecimiento de la cáscara externa GaN (ca. 625 °C) comparada con el núcleo GaN (ca. 850 °C) [5, 7].

Estructura Interna de Cáscara (In,Ga)N

El tomograma del NW se ha usado para extraer información sobre la estructura interna de la cáscara (In,Ga)N, su composición química y distribución espacial. Una representación 3D de isosuperficie de la estructura de cáscara no puede accederse fácilmente debido al bajo contraste de voxel entre cáscara (In,Ga)N y material de matriz GaN. Por tanto, como alternativa, la estructura interna de cáscara se visualiza extrayendo rebanadas delgadas cortadas del tomograma 3D reconstruido.

La Fig. 4 muestra como ejemplo cinco rebanadas transversales a través de la punta del NW y a lo largo del eje [0001] del hilo. Cada rebanada tiene un espesor de unos 7 nm. La orientación de las rebanadas se ha seleccionado de modo que la simetría hexagonal de seis veces se tome en cuenta. Por tanto, las rebanadas están rotadas 30° entre sí—en correspondencia con el etiquetado introducido en Fig. 3b. Para ilustrar este punto, una imagen 3D renderizada del NW junto con la posición espacial de la rebanada inclinada −60° (es decir, la rebanada paralela al plano de red \( (\bar{2}110) \)) se da adicionalmente en la figura.

Rebanadas transversales a través del tomograma. Una representación 3D renderizada del NW y una rebanada (esquina superior izquierda) especifican la posición espacial de la rebanada inclinada −60°. Todas las rebanadas están rotadas alrededor de un eje que atraviesa la punta del NW y es paralelo al eje de crecimiento [0001] NW. Un dominio de inversión (ID) y la ubicación de fallas de apilamiento (SF) están etiquetados. Las orientaciones de las rebanadas corresponden al etiquetado de Fig. 3. La longitud de la barra de escala negra corresponde a 50 nm.

Los voxels reconstruidos de (In,Ga)N tienen intensidades ligeramente superiores comparados con los de GaN. Consecuentemente, refiriéndose al código de color de Fig. 4, GaN se presenta en verde mientras que capas que contienen In aparecen rojizas para clarificación. Las rebanadas transversales demuestran la estructura núcleo-cáscara del NW. Debido a la reducción en temperatura de crecimiento para sobrecrecimiento (In,Ga)N, es razonable asumir que la morfología del núcleo GaN permanece inalterada y el crecimiento (In,Ga)N procede de manera conforme. Así, la cáscara interna (In,Ga)N así como la cáscara externa GaN replican aproximadamente la morfología del núcleo GaN NW. Específicamente, la capa (In,Ga)N forma una cáscara m-plano completa alrededor del hilo volviéndose cáscaras piramidales facetadas s- y r-plano en la punta del NW. La punta de la cáscara interna se expande formando una configuración (In,Ga)N DIW con la forma de una pirámide truncada inversa con base hexagonal compuesta por facetas c-plano como límites superior e inferior (ver siguiente párrafo).

Además, la Fig. 4 da una visión general de los diversos espesores de capa (In,Ga)N. La cáscara m-plano es solo de 1 nm de espesor (de acuerdo con micrografías HAADF STEM a lo largo de la dirección \( \langle 11\bar{2}0 \rangle \), cf. Archivo adicional 1: Figura S1), mientras que las facetas s- y r-plano tienen espesores que van de 8 a 14 nm. Esta diferencia de espesor es consecuencia de tasas de crecimiento heterogéneas [28, 29] de las diferentes facetas y el efecto de sombreado inducido por la baja difusión de indio durante el crecimiento MBE [30]. Además, los átomos de indio no están distribuidos homogéneamente a lo largo de la estructura de cáscara, porque la tasa de incorporación de indio depende de la orientación de la faceta con el valor más alto en capas c-plano [31]. Además, parece que en algunas áreas de la cáscara, la concentración es mayor cerca de las interfaces. Debe mencionarse que la cáscara m-plano solo está pobremente resuelta en la reconstrucción. El eje de rotación de la transformación de Radon se eligió para penetrar la punta del NW para lograr la mejor resolución de tomografía en el centro del NW según el criterio de Crowther.

La rebanada orientada −60° muestra una franja de alta intensidad con un ancho de 10 nm. Esta franja también era visible como contraste brillante en las imágenes HAADF de la serie de inclinación. Medidas de campo oscuro g₀₀₀₂ indican la presencia de fronteras de dominio de inversión, lo que concuerda con la observación de estructuras similares por Kong et al. [32]. Se ha encontrado que el dominio de inversión fue inducido por una capa atómica de titanio no intencional (residuos de máscara) ubicada entre sustrato y NW. La tomografía electrónica de este dominio de inversión revela la forma de un cilindro elíptico como se demostrará a continuación.

Una serie de rebanadas en vista de planta a través del tomograma perpendiculares al eje del NW se hicieron además de las secciones transversales para obtener una imaginación 3D completa de la estructura de cáscara. Nueve rebanadas a diferentes alturas se muestran en Fig. 5 junto con una representación de la posición espacial de la primera rebanada, junto con una sección transversal representando las diferentes posiciones de altura. Todas las rebanadas en vista de planta tienen un ancho de 3,6 nm.

Rebanadas en vista de planta a través del tomograma. Una representación 3D renderizada del NW y una rebanada (esquina superior izquierda) especifican la posición espacial de la rebanada 1. Todas las rebanadas son perpendiculares a la dirección [0001], y las diferentes posiciones de rebanada están etiquetadas en la rebanada transversal (esquina inferior derecha). Las rebanadas tienen un ancho de 3,6 nm. La longitud de la barra de escala blanca corresponde a 50 nm.

La consideración de la Fig. 5 ofrece dos nuevos insights en la estructura interna del NW que no era experimentalmente accesible sin tomografía electrónica. Primero, es directamente evidente que el diámetro del NW y, por tanto, el área de la rebanada en vista de planta disminuye de abajo hacia arriba, resultado de la forma de lápiz del NW. Sin embargo, es notable que la pared lateral cercana al dominio de inversión tipo cilindro elíptico permanece en su posición y cambia su dimensión más lentamente que las otras paredes laterales. Una comparación con la representación de isosuperficie (cf. Fig. 3) muestra que esta pared lateral corresponde a la cáscara externa GaN con la faceta m-plano muy elongada que se vuelve una faceta triangular tipo \( \{2\bar{2}01\} \) (flecha verde en Fig. 3). Por tanto, puede concluirse que la presencia del dominio de inversión afecta la cinética de crecimiento general resultando en un anclaje de la pared lateral más cercana. Consecuentemente, el centro de la punta del NW se desplaza hacia el dominio de inversión, y las facetas opuestas deben girar a alturas menores de m-plano a s- y r-plano para formar la punta del NW desplazada.

Segundo, la cáscara (In,Ga)N no siempre es paralela a las facetas m-, r-, o s-plano del GaN. En la parte inferior del NW, la cáscara (In,Ga)N reproduce uno-a-uno la forma del núcleo GaN con facetas m-plano como la cáscara externa GaN. Por otro lado, en la punta piramidal del NW, la cáscara interna (In,Ga)N se desvía de la forma hexagonal de la cáscara externa GaN. Por ejemplo, la rebanada 4 en Fig. 5 muestra que la faceta externa GaN y la cáscara (In,Ga)N tienen facetas que están rotadas 30° respecto a la orientación esperada por razones de simetría. Estas facetas corresponden a facetas semi-polares \( \{11\bar{2}l\} \). Respecto a las rebanadas 1 y 2, la cáscara (In,Ga)N retorna a una forma hexagonal hacia la punta con dos de las seis facetas solo ligeramente pronunciadas. Esta desviación de la forma hexagonal es inesperada y solo puede revelarse por tomografía electrónica. Es notable que la cáscara externa GaN no replica completamente la forma de la cáscara interna (In,Ga)N y núcleo GaN; en su lugar, la forma del NW cambia a la simetría hexagonal esperada de un NW GaN.

Estructura Punto-en-un-Hilo

Como se mostró previamente en Figs. 4 y 5, una inserción de contenido de indio aumentado se localiza en la punta de la cáscara (In,Ga)N. Una vista más detallada de esta estructura DIW se describe en Fig. 6. La figura presenta versiones ampliadas de ambas rebanadas en vista de planta y transversales de la reconstrucción tomográfica. Además, muestra una representación de isosuperficie 3D de la forma 3D del punto así como la distribución de indio medida por EDX. El análisis EDX se realiza desde el ápice de un NW similar de la misma oblea.

a Rebanadas en vista de planta ampliadas y b, c rebanadas transversales tomográficas de Figs. 4 y 5 revelando la morfología de la estructura punto-en-un-hilo. d Representación de isosuperficie 3D del punto (In,Ga)N. Las mediciones EDX en una punta de NW similar se presentan en forma de e un mapa EDX mostrando la distribución espacial de indio y f espectros EDX extraídos del mapa en tres regiones diferentes: (I) en el punto (In,Ga)N, (II) en la cáscara (In,Ga)N, y (III) en la cáscara externa GaN.

Las tres rebanadas en Fig. 6a–c revelan la forma y dimensiones del punto. Basado en la rebanada en vista de planta en (a), el punto muestra casi la geometría de un paralelogramo en lugar de un hexágono con dos paredes laterales menos pronunciadas. Las longitudes de los dos pares mayores de paredes laterales son 32 nm y 24 nm, respectivamente. La altura del punto—dada por las dos rebanadas transversales en (b) y (c)—es de unos 14 nm. Además, las rebanadas transversales revelan un ensanchamiento lateral del punto hacia la parte superior que va acompañado de la formación de facetas laterales r- y s-plano, donde la base y la cima forman facetas c-plano. Así, la estructura del punto se asemeja a una pirámide truncada inversa con base hexagonal distorsionada. Esta forma 3D del nanopunto se ilustra además por la representación de isosuperficie en Fig. 6d, que confirma la forma facetada del punto y además demuestra que la faceta c-plano inferior exhibe una rugosidad mayor.

La Fig. 6e y f revelan el resultado de la medición EDX mediante un mapa de indio en combinación con espectros tomados de posiciones dentro del punto (In,Ga)N (I) y cáscara (II), así como en la cáscara externa GaN (III). No se detecta intensidad de la línea In-L_α1 en la región GaN (III). Por otro lado, hay una tremenda diferencia en intensidad de línea entre cáscara y punto verificando la enorme diferencia en concentración de indio [7]. El contenido de indio del punto se estima aproximadamente en (24 ± 6) % (ver Archivo adicional 1: Figura S2 para más detalles). El mapa EDX permite, por tanto, una clara separación espacial entre la cáscara (In,Ga)N y el punto, probando al mismo tiempo su forma facetada. Además, el mapa EDX demuestra que los voxels de alta intensidad en el tomograma muy cerca de la punta del NW no surgen de la incorporación de indio. Este aumento de intensidad puede atribuirse al contraste HAADF que surge de fallas de apilamiento en la región "sombrero" perturbada [25]. Además, la punta tiene un espesor mucho menor comparado con otras partes del NW, conduciendo a una sobrevaloración de la densidad de masa de la región de la punta [26].

La representación de isosuperficie 3D del punto (In,Ga)N revela una rugosidad química significativa de la interfaz inferior comparada con la interfaz c-plano suave en la parte superior (cf. Fig. 6d). El origen de esta rugosidad puede vincularse al mecanismo de nucleación de (In,Ga)N en el ápice multifacético del núcleo GaN NW. Mientras que el crecimiento (In,Ga)N en m-, r-, y s-planos ocurre en modo 2D debido a la pequeña concentración de indio, el mucho mayor contenido de indio (In,Ga)N en c-plano resulta en el crecimiento de núcleos 3D tensionados. Estos núcleos generan estrés en su entorno que deformará la interfaz y finalmente conducirá a la rugosidad medida.

Conclusiones

Un NW núcleo-cáscara (In,Ga)N/GaN ha sido investigado por tomografía electrónica. La representación de isosuperficie así como las rebanadas tomográficas permitieron la determinación del facetado de la cáscara externa GaN y la cáscara interna (In,Ga)N. Se ha mostrado que la simetría del NW es perturbada por la presencia de un dominio de inversión cilíndrico. Especialmente, una desviación de la simetría hexagonal esperada de la cáscara interna (In,Ga)N fue clarificada, que solo pudo resolverse por tomografía electrónica. Además, se analizaron las diferencias de espesor de cáscara (In,Ga)N y la incorporación de indio de las diversas facetas. Además, la morfología de la estructura (In,Ga)N DIW fue caracterizada en detalle. Se encontró que el punto es facetado y contiene un contenido de indio significativamente mayor comparado con la cáscara. Un mapa EDX complementario se usó para confirmar las intensidades de voxel del tomograma, que fueron influenciadas por, por ejemplo, fallas de apilamiento formándose en la punta del NW que pueden deberse al crecimiento a baja temperatura de la cáscara externa GaN.

El análisis de tomografía proporciona una figura completa de la compleja estructura núcleo-cáscara del NW investigado. El núcleo GaN tiene una forma hexagonal incluyendo una punta piramidal con ligeras desviaciones debido a la influencia de un dominio de inversión, y la cáscara (In,Ga)N replica uno-a-uno la forma del núcleo. Inesperadamente, la cáscara externa GaN no reproduce la forma de la cáscara interna (In,Ga)N y núcleo GaN; en su lugar, se transforma en la forma esperada basada en simetría hexagonal. Los resultados demuestran que la tomografía electrónica permite insights en la evolución de la formación de la estructura núcleo-cáscara durante el crecimiento.

Investigaciones futuras en este campo apuntan al problema de la estabilidad de aleación y fluctuaciones potenciales de aleación a escala nanométrica y su distribución espacial porque afectan fuertemente las características de emisión y propiedades ópticas. Por tanto, nuestro intento podría ser mejorar la resolución espacial y sensibilidad química de nuestra reconstrucción 3D de la estructura DIW (In,Ga)N para poder detectar inhomogeneidades de aleación de indio y nanoclusters.

Disponibilidad de Datos y Materiales

Los conjuntos de datos usados y analizados durante el estudio actual están disponibles del autor correspondiente bajo solicitud razonable.

Abreviaturas

(S)TEM:

Microscopio electrónico de transmisión (de barrido)

BF:

Campo claro

DIW:

Punto-en-un-hilo

EDX:

Rayos X dispersivos en energía

FIB:

Haz de iones enfocado

HAADF:

Campo oscuro anular de alto ángulo

ID:

Dominio de inversión

MBE:

Epitaxia de haz molecular

NW:

Nanohilo

PAMBE:

MBE asistida por plasma

QD:

Punto cuántico

SAD:

Difracción de área seleccionada

SAG:

Crecimiento de área selectiva

SEM:

Microscopía electrónica de barrido

SF:

Fallas de apilamiento

ZA:

Eje de zona