Transformación aguda controlada por termodinámica de nanocables de InP a GaP mediante la introducción de trazas de galio

Resumen

El crecimiento de nanocables III-V de alta calidad a bajo costo para aplicaciones optoelectrónicas y electrónicas es una búsqueda a largo plazo de la investigación. Aún así, la síntesis controlada de nanocables III-V mediante el método de deposición de vapor químico es un desafío y carece de orientación teórica. Aquí, mostramos el crecimiento de nanocables de InP y GaP en un área grande con una alta densidad utilizando un método de deposición de vapor químico al vacío. Se revela que se requiere una alta temperatura de crecimiento para evitar la formación de óxido y aumentar la pureza cristalina de los nanocables de InP. La introducción de una pequeña cantidad de Ga en el reactor conduce a la formación de nanocables GaP en lugar de nanocables ternarios InGaP. Se aplica el cálculo termodinámico dentro del método de cálculo de diagramas de fase (CALPHAD) para explicar este novedoso fenómeno de crecimiento. Los cálculos de composición y fuerza impulsora del proceso de solidificación demuestran que solo 1 at.% De Ga en el catalizador es suficiente para ajustar la formación de nanocables de InP a GaP, ya que la nucleación de GaP muestra una fuerza impulsora mucho mayor. Los estudios termodinámicos combinados junto con los estudios de crecimiento de nanocables III-V proporcionan un excelente ejemplo para guiar el crecimiento de nanocables.

Introducción

Los nanocables muestran ventajas en la relajación de deformaciones, la formación de heterouniones y la ingeniería de la fase cristalina y, por lo tanto, se están desarrollando rápidamente durante la última década [1, 2, 3, 4]. Los nanocables semiconductores III – V, gracias a sus propiedades ópticas y electrónicas superiores, se han utilizado ampliamente en ambos campos de aplicación (como fotovoltaica [5], fotodetectores [6, 7], fotodiodos [8] y dispositivos electrónicos [9]). e investigaciones científicas básicas [10]. Para la fabricación de nanocables de abajo hacia arriba, las técnicas de deposición de vapor químico orgánico metálico (MOCVD) [11, 12] y epitaxia de haz molecular (MBE) [13] se aplican ampliamente para sintetizar nanocables de alta calidad. Por ejemplo, tanto wurtzita pura [14] como nanocables de InP superlattice de hermanamiento de zincblenda [15, 16] han sido demostrados y aplicados en aplicaciones de detección de terahercios [17] y láser [18]. Sin embargo, estos nanoalambres de alta calidad se producen a un alto costo. En cambio, el uso de un método barato de deposición química en fase de vapor (CVD) puede reducir en gran medida los costes de producción de los nanocables III-V y ampliar sus campos de aplicación, como el campo fotoelectroquímico [19]. Además, CVD posee ventajas en la exploración del crecimiento gracias a su viabilidad [20]. III-P y sus nanocables ternarios InGaP, gracias a su bandgap adecuado, baja toxicidad y baja velocidad de recombinación superficial [14], mostrando potencial en aplicaciones de biosensores [21], láseres [22] y fotocatálisis [23]. Hui y col. [24] demostró el crecimiento de ECV de nanocables de InP con una alta movilidad (~ 350 cm ² V ⁻¹ s ⁻¹ ) comparable a los nanocables desarrollados con tecnologías MOCVD y MBE. Usando nanocables de InP fabricados mediante el método CVD, Zheng et al. [25] fabricaron fotodetectores de InP NW individuales de compuerta lateral de polímero ferroeléctrico, que muestran una fotodetección ultrasensible en la que la corriente oscura es suprimida en gran medida por el campo eléctrico local generado por este material ferroeléctrico. GaP es un semiconductor con una banda prohibida de 2,26 eV y un índice de refracción alto, por lo que es un buen candidato para diodos emisores de luz en la región verde-amarilla [26], así como para aplicaciones fotónicas [27]. Además, la banda prohibida adecuada de GaP la hace también útil en el campo de la fotocatálisis [23, 28]. Pero aún así, los informes sobre el crecimiento de ECV de GaP y sus nanocables ternarios InGaP son bastante limitados. Los nanocables GaP se produjeron principalmente mediante el método físico de deposición de vapor [18, 20, 29, 30]. Los nanocables ternarios InGaP fueron demostrados por MOCVD [31, 32], MBE [33], así como por el método de síntesis en fase de solución [23]. El crecimiento detallado, así como los fundamentos de crecimiento de los nanocables GaP e InGaP con semillas metálicas, necesitan una mayor exploración. La termodinámica es un factor importante que afecta el crecimiento de los nanocables. CALPHAD es un método poderoso y bien establecido para calcular los equilibrios de fase y las propiedades termodinámicas de materiales a granel [34]. Este método de cálculo termodinámico semiempírico puede calcular las propiedades termodinámicas durante la nucleación, guiando así el crecimiento de nanocables. El método CALPHAD se ha aplicado para calcular el diagrama de nanofase del sistema In-Sb [35] y comprender el crecimiento de las semillas de Au de los nanocables de GaAs e InAs [36], así como el análisis de la composición en los nanocables de InGaAs [37]. Aún así, queda mucho trabajo por hacer para aplicar completamente el método CALPHAD para guiar el crecimiento de nanocables III-V. Por ejemplo, no se ha realizado ningún análisis CALPHAD para explicar el comportamiento de crecimiento de los nanocables InGaP con semillas de Au.

En este trabajo, usando polvo de InP y metal Ga como precursores, se cultiva una alta densidad de nanocables de InP y GaP en un reactor CVD en condiciones de vacío. Se ha demostrado que este método es eficaz para producir nanocables en un amplio rango de temperaturas. Después de optimizar el crecimiento de nanocables de InP, investigamos más a fondo el crecimiento de nanocables de GaP mediante la introducción de Ga puro en el reactor. En lugar de formar nanocables de InGaP ternarios, se forman nanocables de GaP casi puros independientemente del peso de entrada de Ga o de la temperatura de crecimiento. Otras determinaciones de composición y cálculos termodinámicos muestran que la composición de los nanocables está controlada por la termodinámica en lugar de la cinética. Un pequeño contenido de Ga en la gota de Au puede ajustar el crecimiento de nanocables de InP a GaP, lo que explica bien el comportamiento de crecimiento de nanocables observado. Este trabajo proporciona un método eficaz y de bajo costo para el crecimiento de nanocables III-V, y el método de análisis de diagrama de fase aplicado es valioso para comprender el crecimiento de nanocables III-V.

Métodos

Preparación de nanocables de InP y GaP

Los nanocables de InP y GaP se cultivaron en un sistema CVD de construcción casera en condiciones de vacío, como se ilustra en la Fig. 1a. Se utilizaron polvos de Ga (99,999%, Innochem) e InP (99,99%, Aladdin) altamente purificados como recursos sólidos y se separaron en dos tubos de un cuarto de galón aislados. El diámetro interior de los tubos de cuarzo es de 8 mm con una longitud de 180 mm. Se depositó una película de Au de aproximadamente 2 nm de espesor sobre el sustrato de Si (111) usando evaporación por haz de electrones. Estos tubos de cuarzo, junto con el sustrato de Si (111) depositado con Au, se cargaron dentro de otro tubo de cuarzo grande (como se ilustra en la Fig. 1a) y se sellaron mediante una máquina de sellado al vacío (Partulab MRVS-1002). La presión de todo el tubo es ~ 3,0 × 10 ^–3 Pa. Luego, se realizó el crecimiento de la muestra en un horno de zona de dos temperaturas. La temperatura de la primera zona y el peso del polvo de InP se mantuvieron constantes para todas las muestras a 720 ° C y 20 mg, respectivamente. Para el crecimiento de nanocables de InP, no se introdujo polvo de Ga y la segunda zona de temperatura de crecimiento se varió de 400 a 550 ° C. Después de las optimizaciones del crecimiento de nanocables de InP, se añadió energía de Ga (0–5 mg) para hacer crecer el nanocable de InGaP en un rango de temperatura de 520 a 630 ° C. Durante el crecimiento dependiente de la temperatura, el peso de Ga se fijó en 3 mg. Eleve la zona de temperatura a la temperatura deseada, mantenga la temperatura durante 60 minutos y luego enfríe.

Estudios de crecimiento de nanocables de InP. un Ilustración esquemática de la configuración experimental para el crecimiento de nanocables de InP y GaP. Imágenes SEM de nanocables de InP cultivados a b 400 ° C, c 450 ° C, d 480 ° C, e 520 ° C y f 550 ° C. g Distribución de diámetro de nanocables preparados a diferentes temperaturas. h Raman y i Comparación PL de nanocables cultivados a diferentes temperaturas

Caracterizaciones de nanocables

Después del crecimiento, se investigó la morfología y estructura de los nanocables mediante microscopio electrónico de barrido (SEM) y microscopio electrónico de transmisión (TEM) operado a 300 kV (Titan G2 60-300). La estructura cristalina de los nanocables desarrollados se investigó mediante difracción de rayos X (MiniFle × 600). Para las mediciones de composición detalladas, se aplicó espectro de dispersión de energía (EDS) equipado tanto en SEM como en TEM. Se utilizó el software Thermo-Calc para realizar cálculos termodinámicos. Las propiedades ópticas de los nanocables de InP y GaP se examinaron mediante micro-Raman y fotoluminiscencia (PL) en un sistema comercial de Renishaw (inVia). En resumen, los nanocables se bombearon mediante un láser verde (532 nm) a través de una lente de objetivo (100 ×).

Resultados y discusiones

Nanocables de InP

Después del crecimiento, se pudo observar una alta densidad de nanocables de InP bajo microscopía óptica para todos los rangos de temperatura de crecimiento investigados de 400 a 520 ° C. La caracterización morfológica detallada en la Fig. 1b-g muestra los nanocables de InP no verticales y distribuidos aleatoriamente en el sustrato de Si (111), que es similar a otros nanocables cultivados por CVD [20]. En general, todos los nanoalambres miden más de 10 μm de largo con una morfología casi sin ahusamiento, que es mucho más larga que la tasa de crecimiento de nanocables III-V según MBE [38] o MOCVD [39]. Las imágenes SEM ampliadas en las inserciones muestran la morfología de un solo nanoalambre. Se observa una gota de Au en el frente de crecimiento, lo que indica que el crecimiento de los nanocables de InP está controlado por el conocido mecanismo de crecimiento de vapor-líquido-sólido (VLS) [11]. Además de los nanocables inclinados y curvos, los nanocables de InP en plano también son observado en el sustrato (ver los recuadros en la Fig. 1). A pesar de la variación morfológica, parece que la temperatura de crecimiento afecta el diámetro del nanoalambre. A baja temperatura de crecimiento (400 ° C), el nanoalambre es relativamente delgado, con un diámetro promedio de 121 nm. Con el aumento de la temperatura de crecimiento, el diámetro del nanoalambre aumenta monótonamente pero se distribuye de forma más desordenada. Por ejemplo, a 550 ° C, se observan nanocables con diámetros de 210 a 290 nm, y la distribución de nanocables en el sustrato de silicio no es uniforme.

Se utilizaron técnicas de dispersión Raman y PL para probar rápidamente la calidad del cristal y las propiedades ópticas de los nanocables de InP recién desarrollados, en comparación con la Fig. 1h. Dos picos a ~ 302 cm ⁻¹ y 341 cm ⁻¹ se observan para todas las muestras, que corresponden a los modos fonónico óptico longitudinal (LO) y óptico transversal (TO) de InP [40]. Esto sugiere que todos los nanocables fabricados son de hecho InP. Sin embargo, los datos PL correspondientes en la Fig. 1i son bastante confusos. Para nanocables cultivados entre 400 y 480 ° C, los espectros PL muestran un pico de emisión fuerte y amplio en el rango de ~ 775 nm a 811 nm. La energía del fotón emitido es mucho mayor que la banda prohibida de los nanocables de InP de wurtzita (WZ) (872 nm) o de zincblenda (ZB) (922 nm), lo que sugiere que la emisión no proviene de InP puro. El cóncavo alrededor de 886 nm es causado por un error del sistema en nuestro sistema óptico. Cuando la temperatura es superior a 520 ° C, se observa un fuerte pico de emisión de alrededor de 900 nm, que se atribuye a la emisión de nanocables policristalinos de InP [40]. Estos estudios sugieren que la temperatura de crecimiento óptima para los nanocables de InP es ~ 520 ° C, lo que conduce a una distribución uniforme de los nanocables de InP con alta calidad óptica.

Para aclarar la diferencia de espectros PL observada, se realizaron pruebas de espectroscopía de fotoelectrones de rayos X (XPS) para muestras cultivadas a 480 y 520 ° C en las mismas condiciones de prueba, en comparación con la Fig. 2. Para ambas muestras, los espectros XPS muestran picos característicos de In-3 d y P-2 p . Además, O-1 s y C-1 s También se registraron picos relacionados. Los resultados de escaneo lento de In-3 d El pico de la muestra cultivada a 480 ° C (ver Fig. 2c) se puede desconvolucionar en tres picos a 443,5, 442,3 y 444,4 eV, que se atribuyen a InP, In ₂ O _3, e InPO ₄ [41, 42], respectivamente. Basado en la intensidad relativa, la relación de pesos de los compuestos anteriores es 31,0%, 48,7% y 20,3%, respectivamente. El fuerte P-2 p pico a 132 eV (ver Fig. 2b) confirma aún más la existencia de InPO ₄ . En comparación, para la muestra cultivada a 520 ° C, la intensidad máxima de In-3 d , P-2 p y O-1 s , que representa a InPO ₄ , En ₂ O ₃ , se suprime en gran medida mientras se mejora la intensidad relativa de InP. Estas comparaciones demuestran que una temperatura de crecimiento más alta es capaz de suprimir la formación de óxido y aumentar la pureza de InP. A una temperatura de crecimiento más baja, la formación de óxido en el nanoalambre de InP no se puede ignorar y la emisión de PL está dominada por el óxido de indio, mostrando así un pico de emisión amplio causado por In ₂ O ₃ estado de defecto [43, 44]. En cambio, la mayor pureza de los nanocables de InP a una temperatura de crecimiento más alta conduce al pico característico del semiconductor de InP. Además, estos experimentos indican que además de la condición de crecimiento en sí, el proceso experimental debe tener cuidado de evitar la introducción de oxígeno en el tubo sellado. Por ejemplo, el vacío debería ser aún mayor para evitar el contenido de oxígeno. Además, durante el proceso de sellado, el polvo de InP debe enfriarse para evitar una posible oxidación.

Comparación XPS de la superficie de nanocables de InP cultivados a una temperatura de 480 ° C y 520 ° C. un Espectro de levantamiento, espectros XPS de alta resolución de b P-2 p , c En-3 d , d O-1 s

Después de los estudios de crecimiento de nanocables de InP, se introdujo energía de Ga (3 mg) en el reactor para hacer crecer nanocables ternarios de InGaP. La adición de Ga conduce a una alta densidad de formación de nanocables en el rango de temperatura de 520 a 630 ° C. El sustrato incluso se vuelve amarillo. El diámetro medio de los nanocables aumenta de 90 a 253 nm antes de volver a reducirse después de 580 ° C (ver Fig. 3a). El cristal y la composición de los nanocables cultivados en diferentes condiciones se examinan primero mediante XRD, en comparación con la Fig. 3b. El sustrato de Si (111) usado muestra solo un pico principal a 28,43 °. Para los nanocables de InP cultivados a 550 ° C, se observan picos adicionales a 33,08 °, 43,61 °, 51,71 °, 58,93 ° y 63,52 ° y se atribuyen a (200), (220), (311), (222), ( 400) planos de ZB InP [45]. Para los nanocables InGaP, los espectros XRD de los nanocables cultivados en todas las condiciones investigadas (ya sea dependientes de la temperatura o dependientes del peso de Ga) son bastante similares con casi la misma posición de pico, alcanzando un máximo de 32,64 °, 46,93 °, 55,80 ° y 58,93 ° . Estos picos representan los planos (200), (220), (311) y (222) de ZB GaP [46]. Aunque la relación de peso de entrada de polvo de InP y Ga representa una composición nominal de In _0.44 Ga _0,56 Los datos de P, XRD sugieren el crecimiento exitoso de nanocables GaP en lugar de los nanocables ternarios InGaP esperados. Esto es bastante interesante ya que solo una pequeña cantidad de polvo de Ga puede convertir completamente el crecimiento de nanocables de InP a GaP. Para una investigación precisa de este fenómeno, transferimos estos nanocables al sustrato de Si para el análisis de espectroscopía de rayos X de dispersión de energía (EDX). La imagen SEM típica y los espectros EDX correspondientes de un nanoalambre cultivado a 550 ° C con polvo de Ga de 3,0 mg se muestran en la Fig. 3c, d. Los espectros EDX muestran solo picos dominantes de Ga y P con solo un pico muy débil de In. Además, el análisis de EDX a lo largo de este nanoalambre muestra la misma distribución de composición. Esta conclusión es válida para todos los nanocables medidos. Estos espectros EDX concuerdan bien con los resultados de XRD de que los nanocables a medida que crecen son principalmente GaP.

Síntesis de nanocables InGaP. un Distribución de diámetro de nanocables InGaP a diferentes temperaturas de crecimiento (550–630 ° C) con imágenes SEM características integradas. b Espectros XRD de nanocables InP (curva roja) e InGaP (curvas azules) en diferentes condiciones de crecimiento. El espectro XRD del sustrato de Si (111) se muestra en el recuadro como referencia. SEM ( c ) y los correspondientes espectros EDS ( d ) de un nanoalambre de InGaP cultivado a 550 ° C. El peso del polvo de galio es de 3,0 mg

Para revelar aún más el crecimiento fundamental, el análisis TEM de los nanocables InP y GaP se realiza y se muestra en la Fig. 4. Comúnmente, los principales nanocables InP y GaP crecen a lo largo de la dirección [111] con la estructura ZB [47, 48], concordando bien con el análisis XRD anterior. En particular, los nanocables de InP presentan una estructura similar a una superrejilla de hermanamiento (ver Fig. 4a), que es similar a los nanocables de InP TSL que crecen a alta temperatura a través de MOCVD [16]. La distancia periódica del plano gemelo fluctúa ligeramente entre 35 y 21 nm y parece disminuir a lo largo de las direcciones de crecimiento, especialmente cerca de la gota de Au. En comparación, se encuentra una alta densidad de defectos planos en los nanocables GaP. La imagen TEM de alta resolución (HRTEM) cercana a la gota de Au (ver Fig. 4e, f) muestra que la gota consiste principalmente en AuIn ₂ con fase ZB [49]. Además, AuIn ₂ y los nanocables GaP presentan la misma orientación cristalina. Por lo tanto, sugiere que AuIn ₂ La fase se hace crecer epitaxialmente en el nanoalambre GaP durante el proceso de solidificación. La gota de Au en el nanocable de InP muestra el mismo contraste de brillo, lo que sugiere una sola fase. En comparación, parece que se forma una pequeña cantidad de capa rica en Au después de la solidificación de AuIn ₂ basado en el contraste de brillo en la Fig. 4g, así como el mapeo EDX en la Figura S1 en el archivo adicional 1. La comparación del análisis EDX en la Fig. 4h confirma la formación de nanocables GaP, y casi, no se observa ningún pico de In. Sin embargo, el indio es el elemento principal del catalizador. La relación relativa entre In y Au es la misma para los nanocables de InP y GaP. Basado en el análisis HRTEM en la Fig. 4e, la fase del catalizador es principalmente de AuIn ₂ . La introducción de Ga no reduce el contenido de In sino que solo conduce a una pequeña concentración de Ga en el catalizador. Sin embargo, el contenido de Ga es lo suficientemente alto como para inhibir la nucleación de In desde la gota al nanoalambre, formando así solo nanocables GaP. La gran diferencia de forma del catalizador en los nanocables de InP y GaP se debe a las diferencias de tensión superficial local [50]. Esta observación de EDX plantea la pregunta de por qué un contenido de In mucho más alto en el catalizador no conduce a la formación de nanocables de InGaP ricos en In.

Análisis estructural y de composición de nanocables InP y GaP. un , b Imagen HRTEM de un nanocable de InP, que muestra la estructura de superrejilla de hermanamiento ZB. d , e Imágenes TEM de un nanoalambre GaP. f Imagen de la transformada rápida de Fourier de la gota de Au, que demuestra la formación de AuIn ₂ fase. Imagen de campo oscuro anular de ángulo alto (HAADF) del mismo InP ( c ) y GaP ( g ) nanocables. h Espectros EDX de los puntos 1 a 4 en ( c , g ). La intensidad de EDX se normaliza y cambia para mayor visibilidad

Para averiguar esta discrepancia de composición, realizamos cálculos termodinámicos en los sistemas cuaternarios Au-Ga-In-P mediante la combinación de las dos bases de datos termodinámicas Au-Ga-In y Ga-In-P [51, 52]. De acuerdo con el diagrama de fase pseudo-binario (ver Fig. 5a), existe una brecha de miscibilidad en el compuesto ternario InGaP, lo que dificulta la sintonización de la composición en los nanocables InGaP. Usando el software thermo-calc, calculamos la solidificación de InGaP a partir de una gota de Au sobresaturada para simular el crecimiento de nanocables con semillas de Au. Según los experimentos, el rango de temperatura y composición de indio en el catalizador es 793-873 K y 50-80 at.%, Respectivamente. La composición calculada de InGaP durante la adición de Ga en la gota se muestra en la Fig. 5b. Termodinámicamente, la nucleación de nanocables cambia de InP a GaP cuando el contenido de Ga es superior a 1 at.%. Los nanocables InGaP solo se pueden formar si el contenido de Ga está por debajo de 1 at.%, Mientras que estas condiciones son difícilmente alcanzables en nuestros experimentos. Además, esta tendencia es casi independiente de la temperatura de crecimiento y el contenido de indio en el catalizador. Estos cálculos explican bien la formación de nanocables GaP en diferentes condiciones de crecimiento. Además, sugiere que el crecimiento de nanocables InGaP en nuestro sistema está cerca de las condiciones de equilibrio. Fuerza impulsora adicional (∆ μ ) El análisis de la Fig. 5c explica una transformación de composición tan marcada. La fuerza impulsora para formar InP solo cambia ligeramente con la variación del contenido de indio y la temperatura de crecimiento en la gota de Au. En cambio, agregar una pequeña cantidad de Ga en el catalizador conduce a un cambio brusco de la fuerza impulsora. La fuerza impulsora en gran parte aumentada provoca la formación de GaP en lugar de InP, aunque el contenido de galio en la gota es más de 10 veces menor que el indio. Esto se debe a que, termodinámicamente, GaP es mucho más estable que InP. Según los cálculos termodinámicos, el crecimiento de nanocables InGaP es un desafío. Por lo tanto, sugerimos que las condiciones de crecimiento deben llevarse a una región controlada por dinámica para formar nanocables ternarios [5]. Otro enfoque es hacer crecer nanocables InGaP dentro del enfoque de epitaxia de área selectiva [32]. De lo contrario, el catalizador de Au debería ser reemplazado por otro posible metal, o el nanoalambre debería crecer sin un catalizador [32]. Además, calculamos la situación de los nanocables InGaP autosembrados en la Fig. 5d. La fuerza impulsora para la formación de nanocables de InP se mejora en comparación con la gota de Au. Sin embargo, aún así, la fuerza impulsora para formar GaP es mucho mayor que InP, lo que sugiere que el crecimiento autocatalizado de nanocables InGaP a través de este método aún sería un desafío para lograr el control de la composición.

Análisis termodinámico del proceso de nucleación. un Diagrama de fase pseudobinario InP-GaP. Calculado ( b ) En contenido en In _x Ga _{0,5- x} P _0.5 y cambio de energía de Gibbs ( c ) en función del contenido de Ga en la gota de Au. d Composición y análisis de energía de Gibbs para la formación de nanocables de InGaP en condiciones de semilla

La observación experimental anterior y los cálculos de CALPHAD sugieren que la termodinámica es un factor esencial para determinar el crecimiento de los nanocables III-V. En consecuencia, la construcción de una base de datos termodinámica válida, especialmente aquellas que incluyen el efecto de tamaño nanométrico, y el uso del principio del enfoque CALPHAD pueden proporcionar información termodinámica clave para guiar el crecimiento de los nanocables III-V, incluidos, entre otros, la composición y la estructura cristalina.

Conclusiones

En conclusión, cultivamos con éxito nanocables InP y GaP en un área grande con una alta densidad utilizando un método CVD al vacío. El análisis PL y XPS confirmó la formación de In ₂ O ₃ a una temperatura de crecimiento más baja y dio como resultado un pico de emisión amplio en el rango de ~ 775 a 811 nm. El aumento de la temperatura ayuda a evitar la formación de óxido y aumenta la pureza de los nanocables de InP. En consecuencia, los nanocables de InP, cultivados a alta temperatura, forman una estructura de superrejilla de hermanamiento ZB con un fuerte pico de emisión a temperatura ambiente. Además, observamos una fuerte transición de nanocables de InP a GaP al agregar una pequeña cantidad de Ga al reactor, como lo confirman diferentes técnicas de caracterización. Todas las temperaturas de crecimiento probadas y la proporción de polvo de Ga / InP conducen a la formación de nanocables GaP. Los estudios detallados de EDX revelan un alto contenido de indio en el catalizador de Au pero no en el nanoalambre. Se combina una base de datos termodinámica cuaternaria (Au-In-Ga-P) para calcular el proceso de solidificación. Según los cálculos, solo 1 at.% Ga en el catalizador de Au es suficiente para transferir el crecimiento de nanocables de InP a GaP debido a un fuerte aumento en la fuerza impulsora de nucleación para GaP. Los cálculos también indican que este fenómeno es válido en un amplio rango de condiciones de crecimiento y también en el crecimiento de nanocables InGaP autonucleados, lo que explica bien el crecimiento fundamental observado. Por lo tanto, creemos que el cálculo termodinámico utilizando un método CALPHAD ayuda a guiar el crecimiento de nanocables III-V.

Disponibilidad de datos y materiales

Los autores declaran que los datos que respaldan los hallazgos de este estudio están disponibles en el artículo.

Abreviaturas

CALPHAD:: El cálculo de diagramas de fase
MOCVD:: Deposición de vapor químico orgánico metálico
MBE:: Epitaxia de haz molecular
CVD:: Deposición de vapor químico
SEM:: Microscopio electrónico de barrido
TEM:: Microscopio electrónico de transmisión
EDS:: Espectro de dispersión de energía
PL:: Fotoluminiscencia
VLS:: Vapor-líquido-sólido
LO:: La óptica longitudinal
PARA:: La óptica transversal
ZB:: Zincblenda
WZ:: Wurtzita
XPS:: Espectroscopia de fotoelectrones de rayos X
EDX:: Espectroscopia de rayos X de dispersión de energía
HRTEM:: Microscopio electrónico de transmisión de alta resolución

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