Tomographie électronique de nanofils GaN/(In,Ga)N Core-Shell en forme de crayon

Introduction

Le processus en cours de miniaturisation des dispositifs optoélectroniques a donné lieu au développement de nanostructures complexes en trois dimensions (3D). À cet égard, les nanofils (NW) sont des candidats prometteurs pour réaliser des structures de puits quantiques ou de points quantiques (QD) de haute qualité en raison de leur grand rapport surface/volume associé à une relaxation efficace des contraintes dans les hétérostructures NW axiales ou radiales [1, 2,3]. Les améliorations récentes de la croissance de zone sélective (SAG) par épitaxie par faisceau moléculaire (MBE) sur des modèles GaN sur saphir ont conduit à la fabrication de matrices GaN NW ordonnées et uniformes avec un sommet plat ou en forme de crayon [4, 5]. Ce dernier a été utilisé pour fabriquer des structures de coque (In,Ga)N/GaN développées sur la pointe à multiples facettes du noyau de GaN, offrant une solution alternative pour la croissance des QDs. Tirer parti du diamètre NW réduit et de la possibilité correspondante de faire croître des hétérostructures avec de courtes sections de matériau à faible bande interdite (In,Ga)N inséré dans des barrières de GaN conduit à la formation de ce que l'on appelle dot-in-a-wire (DIW ) structures. Selon les dimensions réelles, cette configuration DIW a permis l'émission de photons uniques polarisés linéairement en utilisant l'avantage majeur de sonder facilement un seul NW au lieu d'un ensemble NW [6,7,8]. Une analyse microstructurale détaillée de ces hétérostructures DIW est néanmoins nécessaire pour comprendre l'influence de la morphologie NW, des épaisseurs de coque et de la composition chimique locale sur les caractéristiques d'émission de photons uniques.

Le microscope électronique à transmission (MET) est un outil puissant et fréquemment utilisé pour obtenir des informations sur la structure et la composition chimique de telles nanostructures à l'échelle atomique [9]. Cependant, la symétrie plus faible de ces nanostructures 3D par rapport, par exemple, aux systèmes planaires rend l'interprétation des micrographies MET beaucoup plus difficile. Une caractéristique principale est la transmission de l'échantillon par le faisceau d'électrons afin que les informations structurelles soient projetées dans une image bidimensionnelle. Les variations de la structure de l'échantillon dans la direction du faisceau d'électrons et dans l'ordre de l'épaisseur de l'échantillon, ou moins, sont très difficiles voire impossibles à détecter directement. La tomographie électronique peut contourner ce problème. Au lieu d'utiliser une seule projection de l'échantillon, une série de projections avec différents angles d'inclinaison par rapport à l'objet est enregistrée pour reconstruire les informations 3D de l'échantillon. Cela permet des possibilités nouvelles et avancées de décrire et d'analyser la morphologie et la composition chimique de structures complexes telles que les NW cœur-coquille. Jusqu'à présent, seules quelques publications ont été publiées concernant la tomographie électronique sur les structures NW [9,10,11,12,13,14,15] ou les structures QD embarquées [16].

Ce travail décrit l'application de la tomographie électronique pour la caractérisation structurelle de GaN NWs ordonné contenant une couche (In,Ga)N intégrée. La préparation de l'échantillon est expliquée ici en détail en raison du défi de rendre les NW uniques accessibles pour la tomographie électronique par isolement sans introduire de dommages. La morphologie de la surface et le facettage cristallin du NW sont étudiés à travers l'analyse des représentations de surface 3D de la couche externe de GaN. La structure interne du NW, c'est-à-dire la morphologie de la couche (In,Ga)N ainsi que la distribution spatiale de la composition chimique, est discutée à l'aide de tranches bidimensionnelles du volume reconstruit et de dispersifs énergétiques complémentaires. mesures de spectroscopie à rayons X (EDX).

Méthodes

Matériel

Les NWs GaN/(In,Ga)N ont été cultivés sur un modèle commercial GaN-on-saphir (0001) (LUMILOG) avec une épaisseur de couche tampon GaN de 3,3 μm par épitaxie par faisceau moléculaire assistée par plasma (PAMBE). Dans un premier temps, la lithographie colloïdale a été utilisée pour créer un masque de nano-trous en Ti construisant un motif hexagonal. Le SAG qui a suivi a produit un réseau périodique de GaN NW avec un sommet en forme de crayon. Les noyaux de GaN NW ont été recouverts d'une fine couche de (In,Ga)N à plus basse température de croissance, puis complétés par une fine couche de recouvrement de GaN sans changer la température. Un schéma du processus de croissance est illustré à la Fig. 1a. Des détails sur la procédure de structuration du substrat et le processus SAG MBE peuvent être trouvés ailleurs [6, 7, 17]. La figure 1 illustre deux images de microscopie électronique à balayage (MEB) de l'échantillon montrant le réseau hexagonal de NW vu de dessus (b) et avec une vue inclinée à 45 ° (c) avec un grossissement plus élevé. Les micrographies SEM révèlent un arrangement relativement homogène avec seulement de légères variations de forme et de longueur. Le diamètre moyen des NW est d'environ 180 nm et la hauteur moyenne est d'environ 500 nm.

un Schéma du processus de croissance NW. Micrographies SEM de b un tableau de GaN/(In,Ga)N NW vu de dessus et c Vue inclinée à 45° avec un grossissement plus élevé

Préparation de l'aiguille de tomographie

Une technique de préparation sophistiquée est nécessaire pour obtenir l'échantillon de tomographie en forme d'aiguille contenant un seul NW. Une aiguille de forme ronde permet une plage d'inclinaison maximale de 180°, l'épaisseur de l'échantillon étant presque constante pour tous les angles d'inclinaison. Le microscope focalisé à faisceau d'ions gallium (FIB) permet cette préparation d'échantillon spécifique au site. Un système de microscope à double faisceau (JEOL JIB-4501) a été utilisé pour ce travail. Les étapes de préparation suivantes sont basées sur la technique d'extraction FIB standard avec un éclaircissement ultérieur pour obtenir l'échantillon en forme d'aiguille [18,19,20].

Les différentes étapes de préparation sont résumées sur la figure 2. Initialement, la zone d'intérêt est sélectionnée, qui est identifiée par un arrangement hexagonal non perturbé et presque parfait de quelques NW (marqué d'un cadre blanc sur la figure 2a). Ce volume de sonde sélectionné doit être rempli de carbone pour protéger le NW pendant le processus de broyage FIB [21]. Les dépôts de carbone ont été effectués en deux étapes afin de réduire la contamination en Ga :(i) d'abord, par dépôt de carbone induit par faisceau d'électrons pour remplir le volume entre les NW (Fig. 2b), et (ii) par la suite, avec dépôt de carbone induite par un faisceau de gallium pour créer un ca. Couche protectrice de 1 μm d'épaisseur au-dessus de la zone sélectionnée (Fig. 2c). Des marqueurs de carbone supplémentaires ont été produits pour simplifier l'orientation lors des étapes de préparation suivantes.

Micrographies SEM montrant a un tableau de NW et la zone sélectionnée pour la préparation de l'aiguille FIB (boîte blanche), b le NW noyé dans le carbone induit par faisceau d'électrons, c le carbone induit par le faisceau de gallium en tant que couche de dépôt épaisse au-dessus de la zone sélectionnée et deux marqueurs supplémentaires, d l'aiguille isolée prête à être retirée, e , f l'aiguille de tomographie amincie (les flèches noires indiquent les positions NW), et g un aperçu de l'aiguille de tomographie finale

Après dépôt de carbone, le broyage FIB a été introduit pour isoler la zone protégée (Fig. 2d) et pour fabriquer une aiguille de forme rectangulaire qui contient plusieurs NW. Un micro-manipulateur (Kleindiek Nanotechnik GmbH) a été utilisé pour transférer l'aiguille sur le support de tomographie. Ainsi, l'axe de l'aiguille doit être soigneusement ajusté parallèlement à l'axe de rotation du goniomètre afin que la même mise au point soit applicable pour une grande zone d'échantillon. De plus, le NW [0001] c -l'axe est perpendiculaire au substrat et donc parallèle à l'axe de l'aiguille. Cette relation a été utilisée pour déterminer les directions des cristaux par rapport à l'axe du tomogramme. Les modèles de diffraction de zone sélectionnée (SAD) mesurés postérieurement ont montré une inclinaison du NW [0001] c -axe à l'axe de rotation du tomogramme de seulement 2,2°.

D'autres étapes d'amincissement ont été effectuées pour isoler un seul NW, pour arrondir l'aiguille et pour obtenir éventuellement une transparence électronique (cf. Fig. 2e, f). La figure 2g montre l'aiguille de tomographie finale.

Tomographie électronique

L'acquisition tomographique et l'analyse microstructurale ont été réalisées avec un MET (JEOL JEM-2100F) fonctionnant à 200 kV. Le microscope est équipé d'une unité de balayage comprenant un détecteur de champ clair (BF) et de champ sombre annulaire à grand angle (HAADF) ainsi qu'un détecteur de 50 mm ² Détecteur de rayons X (JEOL EX-24065) pour la spectroscopie EDX. Le mode de microscopie électronique à transmission à balayage (STEM) HAADF est choisi en raison du contraste principalement chimique [22]. La relation monotone de l'intensité à la densité de masse et à l'épaisseur de l'objet est une condition préalable à la tomographie électronique et est connue sous le nom de « exigence de projection » [23].

Une série de 89 micrographies HAADF a été enregistrée avec des pas de 2° entre chaque mesure. Cette série d'inclinaison qui couvre toute la plage de 180° est rendue possible par un support de tomographie spécial (modèle 2050 de E.A. Fischione Instruments Inc.) prenant en charge la géométrie préparée de l'aiguille de l'échantillon. Chaque micrographie STEM est capturée avec une résolution de 2048 × 2048 pixels; un temps de séjour des pixels de 30 µs, c'est-à-dire un temps de balayage complet de 127 µs par image ; une taille de spot de 0,5 nm ; et un angle d'acceptation des électrons de 70 à 180 mrad selon le manuel du fabricant. Les micrographies ont été regroupées (4 × 4 binning = 512 × 512 résolution finale) pour améliorer le rapport signal sur bruit ainsi que la vitesse de calcul de la reconstruction 3D. Toutes les micrographies sont alignées manuellement les unes par rapport aux autres afin que l'axe de l'aiguille soit sélectionné comme axe de rotation pour la transformation de Radon. Le tomogramme est calculé et visualisé par un logiciel de tomographie (IMOD) [24]. Un rendu avancé des structures 3D est réalisé avec le logiciel d'infographie gratuit et open source Blender (Blender Foundation).

Dans ce travail, deux méthodes différentes sont appliquées pour la visualisation. Des coupes bidimensionnelles sont extraites du volume reconstruit en 3D. De telles tranches ont une épaisseur finale sur laquelle les intensités de voxels (pixel 3D) sont intégrées pour améliorer le rapport signal sur bruit. La largeur de tranche idéale est un compromis entre la réduction du bruit et le flou de contraste dû à une moyenne des variations de l'échantillon perpendiculairement à la tranche. Une autre méthode de visualisation est la représentation isosurface. Il est utilisé en cas de contraste suffisant entre deux matériaux adjacents. En général, l'isosurface est une représentation surfacique 3D de voxels à intensité constante. L'intensité intermédiaire entre deux matériaux est choisie afin de construire une isosurface reproduisant l'interface des matériaux adjacents.

Bien que les micrographies HAADF soient utilisées comme base du calcul du tomogramme, la distribution d'intensité reconstruite ne provient pas seulement de la composition chimique de l'échantillon. Des défauts cristallins de l'échantillon [25] ou, au contraire, un désalignement des micrographies et des distorsions des micrographies dues à la dérive de l'échantillon ou à des perturbations du champ magnétique influencent les intensités reconstruites et donc la résolution finale. Il en va de même pour les erreurs intrinsèques de reconstruction comme les artefacts de cupping [26] ou la limite de résolution spatiale du tomogramme due au critère de Crowther [27] (échantillonnage limité). Cette dernière doit être envisagée notamment pour des aiguilles de tomographie épaisses de plusieurs centaines de nanomètres. Si la taille de l'objet à reconstruire est augmentée, la résolution du tomogramme s'aggrave si le nombre de micrographies est fixe.

Résultats et discussion

Morphologie de surface et facettes cristallines

Les figures 3 a et b montrent les représentations isosurface d'un NW complet et d'un sommet NW en perspective (centre) et dans diverses vues le long des directions à faible indice par pas de 30°. La figure révèle respectivement la forme extérieure du cristal et le facettage de la surface. La partie inférieure de la reconstruction affiche le cylindre hexagonal attendu du NW, avec \( \left\{1\overline{1}00\right\} \) m régulier non polaire -facettes de surface planes. Les facettes et les plans du cristal sont déterminés sur la base du diagramme de diffraction électronique correspondant pris simultanément avec les images HAADF. Un exemple d'un tel motif SAD est donné pour l'orientation - 90°, c'est-à-dire le long de l'axe de la zone [\( 1\overline{1}00\Big] \) (cf. Fig. 3b). Le sommet NW reflète une forme pyramidale composée de \( \left\{1\overline{1}01\right\} \) s -plane et \( \left\{1\overline{1}02\right\} \) r -facettes planes, qui ne sont cependant pas parfaitement symétriques les unes par rapport aux autres. Une très petite facette de surface de forme triangulaire (marquée par des flèches vertes sur la Fig. 3b) est située près de la pointe NW qui représente très probablement un \( \left\{2\overline{2}01\right\} \) -facette de type. De telles légères asymétries dans la forme de la pointe pyramidale sont fréquemment retrouvées sur l'échantillon (cf. Fig. 1). La raison de cet écart est associée aux interactions de défauts, comme indiqué dans le paragraphe suivant.

Représentation isosurface de a un seul NW et b un sommet NW avec une vue en perspective au centre et divers angles de vue le long des directions de faible indice de GaN (ZA, axe de zone). De plus, certains m exemplaires -, s -, et r -les facettes du plan sont étiquetées (les flèches vertes indiquent une facette de \( \left\{2\overline{2}01\right\} \) -type)

Au-dessus du r étiqueté -facette plane et la facette \( \left\{2\overline{2}01\right\} \), un « chapeau » NW irrégulier est formé tout en haut. Les mesures MET à haute résolution (HR) sur un échantillon TEM à lamelles contenant plusieurs NW de la même plaquette démontrent la présence de défauts d'empilement et le changement du réseau cristallin d'hexagonal à cubique dans la région supérieure NW (non illustré ici). Ces changements structurels sont conformes à nos observations précédentes qui s'expliquent par l'instabilité de la phase cristalline due à la température de croissance significativement plus basse utilisée pour la croissance de l'enveloppe externe de GaN (environ 625 °C) par rapport au noyau de GaN (environ . 850°C) [5, 7].

Structure de coque interne (In,Ga)N

Le tomogramme du NW a été utilisé pour extraire des informations sur la structure interne de la couche (In,Ga)N, sa composition chimique et sa distribution spatiale. Une représentation isosurface 3D de la structure de la coque n'est pas facilement accessible en raison du faible contraste de voxels entre la coque (In,Ga)N et le matériau de la matrice GaN. Par conséquent, comme alternative, la structure interne de la coque est visualisée en extrayant de fines tranches découpées dans le tomogramme 3D reconstruit.

La figure 4 montre comme exemple de cinq coupes transversales à travers la pointe NW et le long de l'axe du fil [0001]. Chaque tranche a une épaisseur d'environ 7 nm. L'orientation des tranches a été choisie de manière à tenir compte de la symétrie sextuple hexagonale. Par conséquent, les tranches sont tournées de 30° les unes par rapport aux autres, conformément à l'étiquetage introduit sur la figure 3b. Pour illustrer davantage ce point, une image rendue en 3D du NW avec la position spatiale de la tranche qui est inclinée à - 60° (c'est-à-dire la tranche parallèle au \( \left(\overline{2}110\right) \ ) plan du réseau) est en outre donné dans la figure.

Coupes transversales à travers le tomogramme. Une représentation rendue en 3D du NW et une tranche (coin supérieur gauche) spécifie la position spatiale de la tranche inclinée à - 60°. Toutes les tranches sont tournées autour d'un axe qui traverse la pointe NW et qui est parallèle à l'axe de croissance NW. Un domaine d'inversion (ID) et l'emplacement des défauts d'empilement (SF) sont étiquetés. Les orientations des tranches correspondent à l'étiquetage de la Fig. 3. La longueur de la barre d'échelle noire correspond à 50  nm

Les voxels reconstruits de (In,Ga)N ont des intensités légèrement supérieures à celles de GaN. Par conséquent, en se référant au code de couleur de la figure 4, GaN est présenté en vert tandis que les couches contenant de l'In apparaissent en rouge pour plus de clarté. Les coupes transversales démontrent la structure noyau-coque du NW. En raison de la réduction de la température de croissance pour la surcroissance de (In,Ga)N, il est raisonnable de supposer que la morphologie du noyau de GaN reste inchangée et que la croissance de (In,Ga)N se déroule de manière conforme. Ainsi, la coque interne (In,Ga)N ainsi que la coque externe GaN reproduisent approximativement la morphologie du noyau GaN NW. Plus précisément, la couche (In,Ga)N forme un m- complet coque d'avion autour du fil se transformant en s - et r -Coquilles pyramidales facettées planes à la pointe du NW. La pointe de la coque interne est élargie formant une configuration dite (In,Ga)N DIW avec la forme d'une pyramide tronquée inversée à base hexagonale composée de c -facettes planes comme limites supérieure et inférieure (voir paragraphe suivant).

De plus, la figure 4 donne un aperçu des différentes épaisseurs de couche (In,Ga)N. Le m -l'enveloppe plane n'a que 1 nm d'épaisseur (conformément aux micrographies HAADF STEM le long de la direction \( \left\langle 11\overline{2}0\right\rangle \), cf. Fichier supplémentaire 1 :Figure S1) alors que le s - et r -les facettes planes ont des épaisseurs allant de 8 à 14 nm. Cette différence d'épaisseur est une conséquence des taux de croissance hétérogènes [28, 29] des différentes facettes et de l'effet d'ombrage induit par la faible diffusion d'indium lors de la croissance du MBE [30]. De plus, les atomes d'indium ne sont pas répartis de manière homogène le long de la structure de la coque, car le taux d'incorporation d'indium dépend de l'orientation de la facette avec la valeur la plus élevée en c -couches planes [31]. De plus, il semble que dans certaines zones de la coque, la concentration soit plus élevée à proximité des interfaces. Il convient de mentionner que le m -La coque plane n'est que mal résolue dans la reconstruction. L'axe de rotation de la transformation de Radon a été choisi pour pénétrer la pointe NW afin d'obtenir la meilleure résolution de tomographie au centre du NW selon le critère de Crowther.

La coupe orientée - 60° montre une bande de haute intensité d'une largeur de 10 nm. Cette bande était également visible sous forme de contraste brillant dans les images HAADF de la série d'inclinaison. Fond noir g₀₀₀₂ les mesures indiquent la présence de limites de domaine d'inversion, ce qui est conforme à l'observation de structures similaires par Kong et al. [32]. Il a été découvert que le domaine d'inversion était induit par une couche atomique involontaire de titane (résidus de masque) située entre le substrat et le NW. La tomographie électronique de ce domaine d'inversion révèle la forme d'un cylindre elliptique comme il sera démontré par la suite.

Une série de coupes en plan à travers le tomogramme perpendiculaire à l'axe NW a été réalisée en plus des coupes transversales afin d'obtenir une imagination 3D complète de la structure de la coque. Neuf tranches à différentes hauteurs sont représentées sur la figure 5 avec une représentation de la position spatiale de la première tranche, ainsi qu'une coupe transversale représentant les différentes positions de hauteur. Toutes les coupes en plan ont une largeur de 3,6 nm.

Coupes en plan à travers le tomogramme. Une représentation rendue en 3D du NW et une tranche (coin supérieur gauche) spécifient la position spatiale de la tranche 1. Toutes les tranches sont perpendiculaires à la direction [0001], et les différentes positions de tranche sont étiquetées dans la coupe transversale (en bas à droite ). Les tranches ont une largeur de 3,6 nm. La longueur de la barre d'échelle blanche correspond à 50 nm

L'examen de la figure 5 offre deux nouvelles perspectives sur la structure NW interne qui n'était pas accessible expérimentalement sans tomographie électronique. Premièrement, il est directement évident que le diamètre NW et donc la zone de coupe en vue en plan diminue de bas en haut, ce qui est le résultat de la forme en crayon du NW. Cependant, il est à noter que la paroi latérale proche du domaine d'inversion en forme de cylindre elliptique reste à sa position et change de dimension plus lentement que les autres parois latérales. Une comparaison avec la représentation isosurface (cf. Fig. 3) montre que cette paroi latérale correspond à la coque externe de GaN avec le m très allongé -facette plane qui se transforme en une facette de forme \( \left\{2\overline{2}01\right\} \) triangulaire (flèche verte sur la Fig. 3). Par conséquent, on peut conclure que la présence du domaine d'inversion affecte la cinétique de croissance globale, ce qui entraîne un blocage de la paroi latérale la plus proche. Par conséquent, le centre de la pointe NW est décalé vers le domaine d'inversion, et les facettes opposées doivent tourner à des hauteurs inférieures à partir de m -avion à s - et r -facettes planes pour former la pointe NW déplacée.

Deuxièmement, la couche (In,Ga)N n'est pas toujours parallèle au m -, r -, ou s -paroi latérale en GaN à facettes planes. Dans la partie inférieure du NW, la coque (In,Ga)N reproduit un à un la forme du noyau GaN avec m -facettes planes tout comme l'enveloppe externe de GaN. D'autre part, à l'extrémité pyramidale du NW, la coque interne (In,Ga)N dévie de la forme hexagonale de la coque externe GaN. Par exemple, la tranche 4 de la figure 5 montre que la facette externe GaN et la coque (In,Ga)N ont des facettes qui sont tournées de 30° dans l'orientation attendue pour des raisons de symétrie. Ces facettes correspondent aux facettes semi-polaires \( \left\{11\overline{2}l\right\} \). Concernant les tranches 1 et 2, la coque (In,Ga)N reprend une forme hexagonale vers la pointe avec deux des six facettes peu prononcées. Cet écart par rapport à la forme hexagonale est inattendu et ne peut être mis en évidence que par tomographie électronique. Il est remarquable que la coque externe de GaN ne réplique pas entièrement la forme de la coque interne (In,Ga)N, à la place la forme NW change pour la symétrie hexagonale attendue d'un GaN NW.

Structure point dans un fil

Comme indiqué précédemment dans les Fig. 4 et 5, une insertion à teneur accrue en indium est située à l'extrémité de la coque (In,Ga)N. Une vue plus détaillée de cette structure DIW est illustrée à la figure 6. La figure présente des versions agrandies à la fois de la vue en plan et des coupes transversales de la reconstruction tomographique. De plus, il montre une représentation isosurface de la forme 3D du point ainsi que la distribution de l'indium mesurée par EDX. L'analyse EDX est réalisée à partir de l'apex d'un NW similaire de la même plaquette.

Agrandi a vue en plan et b , c des coupes tomographiques transversales des Figs. 4 et 5 révélant la morphologie de la structure point dans un fil. d Représentation isosurface 3D du point (In,Ga)N. Les mesures EDX à une pointe NW similaire sont présentées sous la forme de e une carte EDX montrant la distribution spatiale de l'indium et f un spectre EDX extrait de la carte dans trois régions différentes :(I) dans le point (In,Ga)N, (II) dans la couche (In,Ga)N et (III) dans la couche externe GaN

Les trois tranches de la Fig. 6a–c révèlent la forme et les dimensions du point. Sur la base de la coupe vue en plan en (a), le point affiche presque la géométrie d'un parallélogramme au lieu d'un hexagone avec deux parois latérales moins prononcées. Les longueurs des deux plus grandes paires de parois latérales sont respectivement de 32 nm et 24 nm. La hauteur du point - telle qu'elle est donnée par les deux coupes transversales en (b) et (c) - est d'environ 14 nm. De plus, les coupes transversales révèlent un élargissement latéral du point vers le haut qui s'accompagne d'une formation de r - et s -facettes latérales planes dont le bas et le haut forment c -facettes planes. Ainsi, la structure de points ressemble à une pyramide tronquée inversée avec une base hexagonale déformée. Cette forme 3D du nanopoint est illustrée par la représentation isosurface de la figure 6d, qui confirme la forme à facettes du point et démontre en outre que le c inférieur -La facette plane présente une rugosité plus élevée.

Les figures 6e et f révèlent le résultat de la mesure EDX au moyen d'une carte d'indium en combinaison avec des spectres pris à partir de positions à l'intérieur du point (In,Ga)N (I) et de la coque (II), ainsi que dans la coque externe de GaN (III). Pas d'intensité de l'In-Lα ₁ est détectée dans la région GaN (III). D'un autre côté, il existe une énorme différence d'intensité de ligne entre la coquille et le point, ce qui confirme l'énorme différence de concentration en indium [7]. La teneur en indium du point est approximativement estimée à (24 ± 6) % (voir Fichier supplémentaire 1 :Figure S2 pour plus de détails). La carte EDX permet donc une séparation spatiale nette entre la couche (In,Ga)N et le point prouvant en même temps sa forme facettée. De plus, la carte EDX démontre que les voxels de haute intensité dans le tomogramme très proches de la pointe NW ne proviennent pas de l'incorporation d'indium. Cette augmentation d'intensité peut être attribuée au contraste HAADF résultant des défauts d'empilement au niveau de la région perturbée du « chapeau » [25]. De plus, la pointe a une épaisseur beaucoup plus faible par rapport aux autres parties du NW conduisant à une surévaluation de la densité de masse de la région de la pointe [26].

La représentation isosurface 3D du point (In,Ga)N révèle une rugosité chimique significative de l'interface inférieure par rapport au c lisse -interface plane en haut (cf. Fig. 6d). L'origine de cette rugosité peut être liée au mécanisme de nucléation de (In,Ga)N sur l'apex multi-facettes du cœur de GaN NW. Alors que la croissance (In,Ga)N sur m -, r -, et s -les plans se produisent dans un mode 2D en raison de la faible concentration en indium, la teneur en indium beaucoup plus élevée (In,Ga)N sur c -plane entraîne la croissance de noyaux 3D contraints. Ces noyaux génèrent des contraintes sur leur environnement qui vont déformer l'interface et finalement conduire à la rugosité mesurée.

Conclusions

Un noyau-enveloppe NW (In,Ga)N/GaN a été étudié par tomographie électronique. La représentation de l'isosurface ainsi que les coupes tomographiques ont permis de déterminer le facettage de la coque externe GaN et de la coque interne (In,Ga)N. Il a été montré que la symétrie du NW est perturbée par la présence d'un domaine d'inversion cylindrique. En particulier, une déviation de la symétrie hexagonale attendue de la couche interne (In,Ga)N a été clarifiée, ce qui n'a pu être résolu que par tomographie électronique. De plus, les différences d'épaisseur de la coque (In,Ga)N et l'incorporation d'indium des différentes facettes ont été analysées. De plus, la morphologie de la structure (In,Ga)N DIW a été caractérisée en détail. Il a été constaté que le point est à facettes et contient une teneur en indium significativement plus élevée que la coque. Une carte EDX complémentaire a été utilisée pour confirmer les intensités de voxels du tomogramme, qui ont été influencées, par exemple, par la formation de failles d'empilement à la pointe très NW qui peuvent être dues à la croissance à basse température de l'enveloppe externe de GaN.

L'analyse tomographique fournit une figure complète de la structure complexe noyau-coque du NW étudié. Le noyau GaN a une forme hexagonale comprenant une pointe pyramidale avec de légères déviations dues à l'influence d'un domaine d'inversion, et la coque (In,Ga)N reproduit une à une la forme du noyau. De manière inattendue, l'enveloppe externe de GaN ne reproduit pas la forme de l'enveloppe interne (In,Ga)N et du noyau de GaN ; au lieu de cela, il est transformé en la forme attendue basée sur la symétrie hexagonale. Les résultats démontrent que la tomographie électronique permet de mieux comprendre l'évolution de la formation de la structure noyau-enveloppe au cours de la croissance.

Les recherches futures dans ce domaine soulèvent le problème de la stabilité des alliages et des fluctuations potentielles des alliages à l'échelle nanométrique et de leur distribution spatiale, car ils affectent fortement les caractéristiques d'émission et les propriétés optiques. Par conséquent, notre tentative pourrait être d'améliorer la résolution spatiale et la sensibilité chimique de notre reconstruction 3D de la structure (In,Ga)N DIW pour pouvoir détecter les inhomogénéités et les nanoclusters d'alliage d'indium.

Disponibilité des données et des matériaux

Les ensembles de données utilisés et analysés au cours de la présente étude sont disponibles auprès de l'auteur correspondant sur demande raisonnable.

Abréviations

(S)TEM :

Microscope électronique à transmission (à balayage)

BF :

Fond clair

DIW :

Point-dans-un-fil

EDX :

Radiographie à dispersion d'énergie

FIB :

Faisceau d'ions focalisé

HAADF :

Fond noir annulaire grand angle

ID :

Domaine d'inversion

MBE :

Epitaxie par faisceau moléculaire

NW :

Nanofil

PAMBE :

MBE assisté par plasma

QD :

Point quantique

TRIS :

Diffraction de zone sélectionnée

SAG :

Croissance de la zone sélective

SEM :

Microscopie électronique à balayage

SF :

Défauts d'empilement

ZA :

Zone axis