Transformation nette contrôlée par la thermodynamique des nanofils InP aux nanofils GaP via l'introduction de traces de gallium

Introduction

Les nanofils présentent des avantages dans la relaxation des contraintes, la formation d'hétérojonctions ainsi que l'ingénierie de la phase cristalline et se développent donc rapidement au cours de la dernière décennie [1,2,3,4]. Les nanofils semi-conducteurs III-V, grâce à leurs propriétés optiques et électroniques supérieures, ont été largement utilisés dans les deux domaines d'application (tels que le photovoltaïque [5], les photodétecteurs [6, 7], les photodiodes [8] et les dispositifs électroniques [9]) et les recherches scientifiques fondamentales [10]. Pour la fabrication ascendante des nanofils, les techniques de dépôt chimique en phase vapeur (MOCVD) [11, 12] et d'épitaxie par faisceau moléculaire (MBE) [13] sont largement appliquées pour synthétiser des nanofils de haute qualité. Par exemple, des nanofils d'InP à super-réseau de wurtzite pure [14] et de zincblende jumelés [15, 16] ont été démontrés et appliqués dans la détection térahertz [17] et les applications laser [18]. Cependant, ces nanofils de haute qualité sont produits à un coût élevé. Au lieu de cela, l'utilisation d'une méthode de dépôt chimique en phase vapeur (CVD) bon marché peut réduire considérablement les coûts de production des nanofils III-V et élargir leurs domaines d'application, tels que le champ photoélectrochimique [19]. De plus, CVD possède des avantages dans l'exploration de croissance grâce à sa faisabilité [20]. III-P et leurs nanofils ternaires InGaP, grâce à leur bande interdite appropriée, leur faible toxicité ainsi que leur faible vitesse de recombinaison de surface [14], montrant ainsi un potentiel dans les applications des biocapteurs [21], des lasers [22] et de la photocatalyse [23]. Hui et al. [24] ont démontré une croissance CVD de nanofils InP avec une mobilité élevée (~ 350 cm ² V ⁻¹ s ⁻¹ ) comparable aux nanofils développés par les technologies MOCVD et MBE. En utilisant des nanofils d'InP fabriqués par la méthode CVD, Zheng et al. [25] ont fabriqué des photodétecteurs InP NW à grille latérale unique en polymère ferroélectrique, montrant une photodétection ultra-sensible dans laquelle le courant d'obscurité est fortement supprimé par le champ électrique local généré par ce matériau ferroélectrique. GaP est un semi-conducteur avec une bande interdite de 2,26 eV et un indice de réfraction élevé et est donc un bon candidat pour les diodes électroluminescentes dans la région vert-jaune [26] ainsi que pour les applications photoniques [27]. De plus, la bande interdite appropriée du GaP le rend également utile dans le domaine de la photocatalyse [23, 28]. Mais encore, les rapports de croissance CVD de GaP et de ses nanofils ternaires InGaP sont assez limités. Les nanofils de GaP ont été principalement produits par la méthode de dépôt physique en phase vapeur [18, 20, 29, 30]. Les nanofils ternaires InGaP ont été démontrés par MOCVD [31, 32], MBE [33] ainsi que par la méthode de synthèse en phase solution [23]. La croissance détaillée, ainsi que les principes fondamentaux de croissance des nanofils GaP et InGaP ensemencés de métal, nécessitent une exploration plus approfondie. La thermodynamique est un facteur important qui affecte la croissance des nanofils. CALPHAD est une méthode puissante et bien établie pour calculer les équilibres de phases et les propriétés thermodynamiques des matériaux en vrac [34]. Cette méthode de calcul thermodynamique semi-empirique permet de calculer les propriétés thermodynamiques lors de la nucléation, guidant ainsi la croissance des nanofils. La méthode CALPHAD a été appliquée pour calculer le diagramme de nanophase du système In–Sb [35] et comprendre la croissance ensemencée de Au des nanofils GaAs et InAs [36] ainsi que l'analyse de la composition dans les nanofils InGaAs [37]. Pourtant, il reste beaucoup de travail à faire pour appliquer pleinement la méthode CALPHAD pour guider la croissance des nanofils III-V. Par exemple, aucune analyse CALPHAD n'a été réalisée pour expliquer le comportement de croissance des nanofils InGaP ensemencés en Au.

Dans ce travail, en utilisant de la poudre d'InP et du métal Ga comme précurseurs, une haute densité de nanofils d'InP et de GaP est cultivée dans un réacteur CVD sous vide. Cette méthode s'est avérée efficace pour produire des nanofils dans une large plage de températures. Après avoir optimisé la croissance des nanofils d'InP, nous étudions davantage la croissance des nanofils de GaP en introduisant du Ga pur dans le réacteur. Au lieu de former des nanofils ternaires d'InGaP, des nanofils de GaP presque purs sont formés indépendamment du poids d'entrée de Ga ou de la température de croissance. D'autres déterminations de composition et calculs thermodynamiques montrent que la composition des nanofils est contrôlée par la thermodynamique au lieu de la cinétique. Une faible teneur en Ga dans la gouttelette d'Au peut ajuster la croissance des nanofils d'InP à GaP, ce qui explique bien le comportement de croissance des nanofils observé. Ce travail fournit une méthode peu coûteuse et efficace pour la croissance des nanofils III-V, et la méthode d'analyse du diagramme de phase appliquée est précieuse pour comprendre la croissance des nanofils III-V.

Méthodes

Préparation des nanofils InP et GaP

Les nanofils d'InP et de GaP ont été cultivés dans un système CVD maison dans des conditions de vide, comme illustré sur la figure 1a. Des poudres de Ga hautement purifiées (99,999 %, Innochem) et d'InP (99,99 %, Aladdin) ont été utilisées comme ressources solides et séparées dans deux tubes de quarts isolés. Le diamètre intérieur des tubes de quartz est de 8 mm avec une longueur de 180 mm. Un film d'Au d'environ 2 nm d'épaisseur a été déposé sur le substrat de Si (111) en utilisant l'évaporation par faisceau électronique. Ces tubes de quartz, ainsi que le substrat de Si (111) déposé par Au, ont été chargés à l'intérieur d'un autre grand tube de quartz (comme illustré sur la Fig. 1a) et scellés par une machine à sceller sous vide (Partulab MRVS-1002). La pression de l'ensemble du tube est de  ~ 3.0 × 10 ^–3 Pa. Ensuite, la croissance de l'échantillon a été réalisée dans un four à deux zones de température. La température de la première zone et le poids de la poudre d'InP ont été maintenus constants pour tous les échantillons à 720 °C et 20 mg, respectivement. Pour la croissance des nanofils d'InP, aucune poudre de Ga n'a été introduite et la deuxième zone de température de croissance a varié de 400 à 550 °C. Après les optimisations de croissance des nanofils InP, une puissance de Ga (0 à 5 mg) a été ajoutée pour faire croître les nanofils InGaP dans une plage de températures de 520 à 630 °C. Au cours de la croissance dépendante de la température, le poids de Ga a été fixé à 3 mg. Augmentez la zone de température jusqu'à la température cible, maintenez la température pendant 60 minutes, puis refroidissez.

Etudes de croissance de nanofils d'InP. un Illustration schématique du montage expérimental pour la croissance des nanofils InP et GaP. Images SEM de nanofils InP cultivés à b 400 °C, c 450 °C, j 480 °C, e 520 °C et f 550 °C. g Distribution de diamètre de nanofils préparés à différentes températures. h Raman et i Comparaison PL de nanofils cultivés à différentes températures

Caractérisations nanofilaires

Après croissance, la morphologie et la structure des nanofils ont été étudiées au microscope électronique à balayage (MEB) et au microscope électronique à transmission (MET) fonctionnant à 300 kV (Titan G2 60-300). La structure cristalline des nanofils tels que cultivés a été étudiée par diffraction des rayons X (MiniFle × 600). Pour des mesures de composition détaillées, un spectre de dispersion d'énergie (EDS) équipé à la fois de SEM et de MET a été appliqué. Le logiciel Thermo-Calc a été utilisé pour effectuer les calculs thermodynamiques. Les propriétés optiques des nanofils InP et GaP ont été examinées par micro-Raman et photoluminescence (PL) dans un système commercial Renishaw (inVia). En bref, les nanofils ont été pompés via un laser vert (532 nm) à travers une lentille d'objectif (100 ×).

Résultats et discussions

Nanofils InP

Après croissance, une densité élevée de nanofils d'InP a pu être observée en microscopie optique pour toutes les plages de températures de croissance étudiées de 400 à 520 °C. La caractérisation détaillée de la morphologie sur la figure 1b–g montre les nanofils d'InP non verticaux et distribués de manière aléatoire sur le substrat Si(111), qui est similaire à d'autres nanofils développés par CVD [20]. En général, tous les nanofils mesurent plus de 10 μm de long avec une morphologie presque sans conicité, ce qui est beaucoup plus long que le taux de croissance des nanofils III-V par MBE [38] ou MOCVD [39]. Les images SEM agrandies dans les médaillons montrent la morphologie d'un seul nanofil. Une gouttelette d'Au est observée au niveau du front de croissance, indiquant que la croissance des nanofils InP est contrôlée par le mécanisme de croissance vapeur-liquide-solide (VLS) bien connu [11]. En plus des nanofils inclinés et courbes, les nanofils InP dans le plan sont également observé sur le substrat (voir les encadrés de la Fig. 1). Malgré la variation de la morphologie, il semble que la température de croissance affecte le diamètre du nanofil. A basse température de croissance (400 °C), le nanofil est relativement fin, avec un diamètre moyen de 121 nm. Avec l'augmentation de la température de croissance, le diamètre des nanofils augmente de manière monotone mais se répartit de manière plus désordonnée. Par exemple, à 550 °C, des nanofils d'un diamètre de 210 à 290 nm sont observés, et la répartition des nanofils sur le substrat de silicium n'est pas uniforme.

La diffusion Raman et les techniques PL ont été utilisées pour tester rapidement la qualité cristalline et les propriétés optiques des nanofils d'InP cultivés, par rapport à la figure 1h. Deux pics à ~ 302 cm ⁻¹ et 341 cm ⁻¹ sont observées pour tous les échantillons, qui correspondent aux modes phononiques optique longitudinal (LO) et optique transversal (TO) de InP [40]. Cela suggère que tous les nanofils fabriqués sont en effet InP. Cependant, les données PL correspondantes de la figure 1i sont assez déroutantes. Pour les nanofils cultivés entre 400 et 480 °C, les spectres PL montrent un pic d'émission fort et large dans la plage de  ~ 775 nm à 811 nm. L'énergie des photons émis est beaucoup plus grande que la bande interdite des nanofils InP de wurtzite (WZ) (872 nm) ou de zincblende (ZB) (922 nm), ce qui suggère que l'émission ne provient pas d'InP pur. Le concave à environ 886 nm est causé par un bogue système dans notre système optique. Lorsque la température est supérieure à 520 °C, un fort pic d'émission autour de 900 nm est observé, qui est attribué à l'émission des nanofils polycristaux d'InP [40]. Ces études suggèrent que la température de croissance optimale pour les nanofils d'InP est de  ~ 520 °C, conduisant à une distribution uniforme des nanofils d'InP avec une qualité optique élevée.

Pour clarifier la différence observée entre les spectres PL, des tests de spectroscopie photoélectronique à rayons X (XPS) pour des échantillons cultivés à 480 et 520 °C ont été effectués dans les mêmes conditions de test, par rapport à la Fig. 2. Pour les deux échantillons, les spectres XPS montrent des pics caractéristiques de In-3d et P-2p . De plus, O-1s et C-1s -des pics liés ont également été enregistrés. Les résultats d'analyse lents d'In-3d Le pic de l'échantillon cultivé à 480 °C (voir Fig. 2c) peut être déconvolué en trois pics à 443,5, 442,3 et 444,4 eV, qui sont attribués à InP, In₂ O_3, et InPO₄ [41, 42], respectivement. Sur la base de l'intensité relative, le rapport pondéral des composés ci-dessus est de 31,0 %, 48,7 % et 20,3 %, respectivement. Le fort P-2p le pic à 132 eV (voir Fig. 2b) confirme en outre l'existence d'InPO₄ . En comparaison, pour l'échantillon cultivé à 520 °C, l'intensité maximale de In-3d , P-2p , et O-1s , représentant InPO₄ , Dans₂ O₃ , est largement supprimé tandis que l'intensité relative pour InP est renforcée. Ces comparaisons démontrent qu'une température de croissance plus élevée est capable de supprimer la formation d'oxyde et d'augmenter la pureté de l'InP. A température de croissance plus basse, la formation d'oxyde dans les nanofils d'InP ne peut être ignorée et l'émission PL est dominée par l'oxyde d'indium, montrant ainsi un large pic d'émission causé par In₂ O₃ état défectueux [43, 44]. Au lieu de cela, la pureté accrue des nanofils InP à une température de croissance plus élevée conduit au pic caractéristique du semi-conducteur InP. En outre, ces expériences indiquent qu'en plus de la condition de croissance elle-même, le processus expérimental doit veiller à éviter l'introduction d'oxygène dans le tube scellé. Par exemple, le vide doit être encore plus élevé pour éviter la teneur en oxygène. De plus, pendant le processus de scellage, la poudre d'InP doit être refroidie pour éviter une éventuelle oxydation.

Comparaison XPS de la surface de nanofils d'InP cultivés à des températures de 480 °C et 520 °C. un Spectre d'enquête, spectres XPS haute résolution du b P-2p , c In-3d , d O-1s

Après des études de croissance de nanofils InP, une puissance de Ga (3 mg) a été introduite dans le réacteur pour faire croître des nanofils ternaires d'InGaP. L'ajout de Ga conduit à une forte densité de formation de nanofils dans la plage de température de 520 à 6 630 °C. Le substrat vire même au jaune. Le diamètre moyen des nanofils passe de 90 à 253 nm avant de diminuer à nouveau après 580 °C (voir Fig. 3a). Le cristal et la composition des nanofils cultivés dans différentes conditions sont d'abord examinés par XRD, par rapport à la figure 3b. Le substrat Si(111) utilisé ne présente qu'un seul pic principal à 28,43°. Pour les nanofils d'InP cultivés à 550 °C, des pics supplémentaires à 33,08°, 43,61°, 51,71°, 58,93° et 63,52° sont observés et attribués à (200), (220), (311), (222), ( 400) plans de ZB InP [45]. Pour les nanofils InGaP, les spectres XRD des nanofils cultivés dans toutes les conditions étudiées (soit en fonction de la température, soit en fonction du poids de Ga) sont assez similaires avec presque la même position de pic, culminant à 32,64°, 46,93°, 55,80° et 58,93° . Ces pics représentent les plans (200), (220), (311) et (222) de ZB GaP [46]. Même si le rapport pondéral d'entrée de poudre InP et Ga représente une composition nominale de In_0,44 Ga_0,56 Les données P, XRD suggèrent la croissance réussie des nanofils GaP au lieu des nanofils ternaires InGaP attendus. Ceci est assez intéressant car seule une petite quantité de poudre de Ga est capable de convertir complètement la croissance des nanofils d'InP en GaP. Pour une enquête précise de ce phénomène, nous transférons ces nanofils sur le substrat Si pour une analyse par spectroscopie de rayons X à dispersion d'énergie (EDX). L'image SEM typique et les spectres EDX correspondants d'un nanofil cultivé à 550 °C avec de la poudre de Ga de 3,0 mg sont illustrés à la Fig. 3c, d. Les spectres EDX ne montrent que des pics dominants de Ga et P avec seulement un pic très faible de In. De plus, l'analyse EDX le long de ce nanofil montre la même distribution de composition. Cette conclusion est valable pour tous les nanofils mesurés. Ces spectres EDX sont en bon accord avec les résultats XRD selon lesquels les nanofils tels que développés sont principalement GaP.

Synthèse de nanofils InGaP. un Distribution du diamètre des nanofils InGaP à différentes températures de croissance (550–630 °C) avec des images MEB caractéristiques intégrées. b Spectres XRD de nanofils InP (courbe rouge) et InGaP (courbes bleues) dans différentes conditions de croissance. Le spectre XRD du substrat Si (111) est indiqué dans l'encart à titre de référence. SEM (c ) et les spectres EDS correspondants (d ) d'un nanofil InGaP cultivé à 550 °C. Le poids de la poudre de gallium est de 3,0 mg

Pour révéler davantage les principes fondamentaux de la croissance, une analyse MET des nanofils InP et GaP est effectuée et illustrée à la Fig. 4. Généralement, les principaux nanofils InP et GaP sont développés le long de la direction [111] avec une structure ZB [47, 48], en accord avec l'analyse XRD ci-dessus. En particulier, les nanofils d'InP présentent une structure semblable à un super-réseau de jumelage (voir Fig. 4a), qui est similaire aux nanofils d'InP TSL cultivés à haute température via MOCVD [16]. La distance périodique du plan jumeau fluctue légèrement entre 35 et 21 nm et semble diminuer le long des directions de croissance, en particulier à proximité de la gouttelette d'Au. En comparaison, une densité élevée de défauts planaires est trouvée dans les nanofils de GaP. L'image TEM haute résolution (HRTEM) à proximité de la gouttelette d'Au (voir Fig. 4e, f) montre que la gouttelette est principalement constituée d'AuIn₂ avec phase ZB [49]. De plus, AuIn₂ et les nanofils de GaP présentent la même orientation cristalline. Ainsi, cela suggère que AuIn₂ phase est épitaxiée sur le nanofil de GaP pendant le processus de solidification. La goutte d'Au sur le nanofil InP montre le même contraste de luminosité, suggérant une seule phase. En comparaison, il semble qu'une petite quantité de couche riche en Au se forme après la solidification de AuIn₂ sur la base du contraste de luminosité de la figure 4g ainsi que de la cartographie EDX de la figure S1 dans le fichier supplémentaire 1. La comparaison de l'analyse EDX de la figure 4h confirme la formation de nanofils de GaP, et pratiquement aucun pic d'In n'est observé. Cependant, l'indium est l'élément majeur du catalyseur. Le rapport relatif entre In et Au est le même pour les nanofils InP et GaP. Sur la base de l'analyse HRTEM de la figure 4e, la phase catalytique est principalement constituée d'AuIn₂ . L'introduction de Ga ne réduit pas la teneur en In mais ne conduit qu'à une faible concentration de Ga dans le catalyseur. Cependant, la teneur en Ga est suffisamment élevée pour inhiber la nucléation de In de la gouttelette dans le nanofil, ne formant ainsi que des nanofils de GaP. La grande différence de forme de catalyseur dans les nanofils d'InP et de GaP est causée par les différences locales de tension de surface [50]. Ces observations EDX soulèvent la question de savoir pourquoi une teneur en In beaucoup plus élevée dans le catalyseur ne conduit pas à la formation de nanofils InGaP riches en In.

Analyse structurale et composition de nanofils InP et GaP. un , b Image HRTEM d'un nanofil d'InP, montrant la structure du super-réseau de jumelage ZB. d , e Images MET d'un nanofil de GaP. f Image de transformée de Fourier rapide de la gouttelette Au, démontrant la formation de AuIn₂ phase. Image en fond noir annulaire à grand angle (HAADF) du même InP (c ) et GaP (g ) nanofils. h Spectres EDX des points 1 à 4 dans (c , g ). L'intensité EDX est normalisée et décalée pour la visibilité

Pour comprendre cet écart de composition, nous avons effectué des calculs thermodynamiques dans les systèmes quaternaires Au–Ga–In–P en combinant les deux bases de données thermodynamiques Au–Ga–In et Ga–In–P [51, 52]. Selon le diagramme de phase pseudo-binaire (voir Fig. 5a), il existe un écart de miscibilité dans le composé ternaire InGaP, ce qui rend difficile l'accordabilité de la composition dans les nanofils InGaP. À l'aide d'un logiciel thermo-calc, nous calculons la solidification d'InGaP à partir de gouttelettes d'Au sursaturées pour simuler la croissance de nanofils ensemencés d'Au. Selon les expériences, la plage de température et de composition d'indium dans le catalyseur est de 793 à 873 K et de 50 à 80 % at., respectivement. La composition calculée d'InGaP lors de l'ajout de Ga dans la gouttelette est illustrée à la Fig. 5b. Thermodynamiquement, la nucléation des nanofils passe d'InP à GaP lorsque la teneur en Ga est supérieure à 1 at.%. Les nanofils InGaP ne peuvent être formés que si la teneur en Ga est inférieure à 1 at.% alors que ces conditions sont difficilement réalisables dans nos expériences. De plus, cette tendance est presque indépendante de la température de croissance et de la teneur en indium du catalyseur. Ces calculs expliquent bien la formation de nanofils de GaP dans différentes conditions de croissance. En outre, cela suggère que la croissance des nanofils InGaP dans notre système est proche des conditions d'équilibre. Force motrice supplémentaire (∆μ ) l'analyse de la figure 5c explique une transformation de composition aussi nette. La force motrice pour former InP ne change que légèrement avec la variation de la teneur en indium et de la température de croissance dans la gouttelette d'Au. Au lieu de cela, l'ajout d'une petite quantité de Ga dans le catalyseur entraîne un changement brutal de la force motrice. La force motrice largement augmentée provoque la formation de GaP au lieu d'InP, même si la teneur en gallium dans la gouttelette est plus de 10 fois inférieure à celle de l'indium. En effet, d'un point de vue thermodynamique, le GaP est beaucoup plus stable que l'InP. Selon les calculs thermodynamiques, il est difficile de développer des nanofils InGaP. Par conséquent, nous suggérons que les conditions de croissance devraient être poussées vers une région contrôlée par la dynamique pour former des nanofils ternaires [5]. Une autre approche consiste à faire croître des nanofils InGaP dans le cadre de l'approche d'épitaxie par zone sélective [32]. Sinon, le catalyseur Au devrait être remplacé par un autre métal possible, ou le nanofil devrait être développé sans catalyseur [32]. Nous avons ensuite calculé la situation des nanofils InGaP auto-ensemencés sur la figure 5d. La force motrice de la formation de nanofils InP est améliorée par rapport à la gouttelette d'Au. Cependant, la force motrice pour former GaP est beaucoup plus grande que l'InP, ce qui suggère que la croissance auto-catalysée des nanofils InGaP via cette méthode serait toujours difficile à réaliser pour contrôler la composition.

Analyse thermodynamique du processus de nucléation. un Diagramme de phase InP-GaP pseudo-binaire. Calculé (b ) Dans le contenu de In_x Ga_0,5-x P_0,5 et changement d'énergie de Gibbs (c ) en fonction de la teneur en Ga de la goutte d'Au. d Composition et analyse d'énergie de Gibbs pour la formation de nanofils InGaP dans des conditions d'ensemencement

L'observation expérimentale ci-dessus et les calculs de CALPHAD suggèrent que la thermodynamique est un facteur essentiel pour déterminer la croissance des nanofils III-V. Par conséquent, la construction d'une base de données thermodynamique valide, en particulier celles incluant l'effet nanométrique, et l'utilisation du principe de l'approche CALPHAD peuvent fournir des informations thermodynamiques clés pour guider la croissance des nanofils III-V, y compris, mais sans s'y limiter, la composition et la structure cristalline.

Conclusions

En conclusion, nous cultivons avec succès des nanofils d'InP et de GaP dans une grande zone avec une densité élevée en utilisant une méthode CVD sous vide. Les analyses PL et XPS ont confirmé la formation d'In₂ O₃ à une température de croissance inférieure et a entraîné un large pic d'émission dans la plage de  ~ 775 à 811 nm. L'augmentation de la température permet d'éviter la formation d'oxyde et d'augmenter la pureté des nanofils d'InP. Par conséquent, les nanofils d'InP, cultivés à haute température, forment une structure de super-réseau de jumelage ZB avec un fort pic d'émission à température ambiante. De plus, nous avons observé une transition nette des nanofils d'InP aux nanofils de GaP en ajoutant une petite quantité de Ga dans le réacteur, comme le confirment différentes techniques de caractérisation. Toutes les températures de croissance testées et le rapport de poudre de Ga/InP conduisent à la formation de nanofils de GaP. Des études EDX détaillées révèlent une teneur élevée en indium dans le catalyseur Au mais pas dans le nanofil. Une base de données thermodynamique quaternaire (Au–In–Ga–P) est combinée pour calculer le processus de solidification. Selon les calculs, seulement 1 at.% de Ga dans le catalyseur Au est suffisant pour transférer la croissance des nanofils d'InP à GaP en raison d'une forte augmentation de la force motrice de nucléation pour GaP. Les calculs indiquent également que ce phénomène est valable dans une large gamme de conditions de croissance et également dans la croissance de nanofils InGaP autonucléés, ce qui explique bien la croissance fondamentale observée. Par conséquent, nous pensons que le calcul thermodynamique à l'aide d'une méthode CALPHAD aide à guider la croissance des nanofils III-V.

Disponibilité des données et des matériaux

Les auteurs déclarent que les données étayant les résultats de cette étude sont disponibles dans l'article.

Abréviations

CALPHAD :

Le calcul des diagrammes de phases

MOCVD :

Dépôt chimique en phase vapeur métal-organique

MBE :

Epitaxie par faisceau moléculaire

CVD :

Dépôt chimique en phase vapeur

SEM :

Microscope électronique à balayage

TEM :

Microscope électronique à transmission

EDS :

Spectre à dispersion d'énergie

PL :

Photoluminescence

VLS :

Vapeur-liquide-solide

LO :

L'optique longitudinale

À :

La traverse optique

ZB :

Zincblende

WZ :

Wurtzite

XPS :

Spectroscopie photoélectronique aux rayons X

EDX :

Spectroscopie à rayons X à dispersion d'énergie

HRTEM :

Microscope électronique à transmission haute résolution