Imagem 3D de Alta Resolução de Nanofios Core-Shell GaN/(In,Ga)N em Formato de Lápis via Tomografia Eletrônica

Resumo

A estrutura tridimensional de nanofios core-shell GaN/(In,Ga)N com ápice em formato de lápis multi-facetado é analisada por tomografia eletrônica usando modo de campo escuro anular de alto ângulo em um microscópio eletrônico de transmissão de varredura. Crescimento de área seletiva em templates GaN-safira usando uma máscara padronizada é realizado por epitaxia de feixe molecular para obter arrays ordenados de nanofios uniformes. Nossos resultados de reconstrução tomográfica permitem a determinação detalhada da morfologia complexa da estrutura de camada multi-facetada interna (In,Ga)N e seu desvio da simetria hexagonal perfeita. O tomograma identifica inequivocamente uma configuração ponto-em-um-fio no ápice do nanofio incluindo a forma e tamanho exatos, bem como a distribuição espacial de sua composição química.

Introdução

O processo contínuo de miniaturização de dispositivos optoeletrônicos deu origem ao desenvolvimento de nanoestruturas tridimensionais (3D) complexas. A este respeito, nanofios (NWs) são candidatos promissores para realizar estruturas de poço quântico ou ponto quântico (QD) de alta qualidade devido à sua grande razão superfície-volume associada a um relaxamento de tensão eficiente em heteroestruturas axiais ou radiais de NW [1,2,3]. Melhorias recentes no crescimento de área seletiva (SAG) por epitaxia de feixe molecular (MBE) em templates GaN-safira levaram à fabricação de arrays ordenados e uniformes de NWs GaN com topo plano ou em formato de lápis [4, 5]. Este último tem sido usado para fabricar estruturas de camada (In,Ga)N/GaN crescidas na ponta multi-facetada do núcleo GaN fornecendo uma solução alternativa para o crescimento de QDs. Aproveitando o diâmetro reduzido do NW e a correspondente possibilidade de crescer heteroestruturas com seções curtas de material (In,Ga)N de banda proibida baixa inserida em barreiras GaN leva à formação de estruturas ponto-em-um-fio (DIW). Dependendo das dimensões reais, esta configuração DIW permitiu a emissão de fótons únicos linearmente polarizados usando o benefício principal de sondar facilmente apenas um NW único em vez de um conjunto de NWs [6,7,8]. Uma análise microestrutural detalhada dessas heteroestruturas DIW é, no entanto, necessária para entender a influência da morfologia do NW, espessuras da camada, e composição química local nas características de emissão de fóton único.

O microscópio eletrônico de transmissão (MET) é uma ferramenta frequentemente usada e poderosa para obter informações sobre a estrutura e composição química de tais nanoestruturas na escala atômica [9]. No entanto, a menor simetria dessas nanoestruturas 3D comparadas a, por exemplo, sistemas planares torna a interpretação de micrografias MET muito mais difícil. Uma característica principal é a transmissão da amostra pelo feixe de elétrons de modo que a informação estrutural é projetada em uma imagem bidimensional. Variações da estrutura da amostra na direção do feixe de elétrons e na ordem da espessura da amostra, ou menores, são muito difíceis ou mesmo impossíveis de detectar diretamente. A tomografia eletrônica pode contornar este problema. Em vez de usar uma única projeção da amostra, uma série de projeções com diferentes ângulos de inclinação ao objeto é registrada para reconstruir a informação 3D da amostra. Isso possibilita novas e avançadas possibilidades para descrever e analisar a morfologia e composição química de estruturas complexas como NWs core-shell. Até agora, apenas algumas publicações foram publicadas concernentes à tomografia eletrônica em estruturas de NW [9,10,11,12,13,14,15] ou estruturas de QD incorporadas [16].

Este trabalho descreve a aplicação de tomografia eletrônica para a caracterização estrutural de NWs GaN ordenados contendo uma camada (In,Ga)N incorporada. A preparação da amostra é explicada aqui em detalhes devido ao desafio de tornar NWs únicos acessíveis para tomografia eletrônica por isolamento sem introduzir danos. A morfologia de superfície e facetação cristalina do NW são estudadas através da análise de representações 3D de superfície da camada externa de GaN. A estrutura interna do NW, ou seja, a morfologia da camada (In,Ga)N bem como a distribuição espacial da composição química, é discutida com a ajuda de fatias bidimensionais do volume reconstruído e medidas complementares de espectroscopia de raios X dispersiva em energia (EDX).

Métodos

Material

Os NWs GaN/(In,Ga)N foram crescidos em um template comercial GaN-safira (0001) (LUMILOG) com espessura de camada buffer de GaN de 3,3 μm por epitaxia de feixe molecular assistida por plasma (PAMBE). Em uma primeira etapa, litografia coloidal foi usada para criar uma máscara de nanofuros de Ti construindo um padrão hexagonal. O SAG subsequente produziu um array periódico de NWs GaN com ápice tipo lápis. Os núcleos de NW GaN foram recrescidos por uma fina camada (In,Ga)N a temperatura de crescimento mais baixa e então completados por uma fina camada de cobertura GaN sem alterar a temperatura. Um esquema do processo de crescimento é mostrado na Fig. 1a. Detalhes sobre o procedimento de padronização do substrato e o processo SAG MBE podem ser encontrados em outro lugar [6, 7, 17]. A Figura 1 descreve duas imagens de microscopia eletrônica de varredura (MEV) da amostra mostrando o array hexagonal de NWs de vista superior (b) e com vista inclinada 45° (c) em maior ampliação. As micrografias MEV revelam um arranjo relativamente homogêneo com apenas pequenas variações em forma e comprimento. O diâmetro médio dos NWs é cerca de 180 nm, e a altura média é cerca de 500 nm.

Preparação de Agulha para Tomografia

Uma técnica de preparação sofisticada é necessária para obter o espécime de tomografia em forma de agulha contendo apenas um único NW. Uma agulha de formato redondo permite a faixa de inclinação máxima de 180° onde a espessura da amostra é quase constante para todos os ângulos de inclinação. O microscópio de feixe de íons de gálio focalizado (FIB) permite esta preparação de amostra específica de sítio. Um sistema de microscópio de feixe duplo (JEOL JIB-4501) foi empregado para este trabalho. Os seguintes passos de preparação baseiam-se na técnica padrão de lift-out FIB com subsequente afinamento para obter o espécime em forma de agulha [18,19,20].

Os vários passos de preparação são resumidos na Fig. 2. Inicialmente, a área de interesse é selecionada, identificada por um arranjo hexagonal quase perfeito e não perturbado de alguns NWs (marcado com uma caixa branca na Fig. 2a). Este volume de sonda selecionado deve ser preenchido com carbono para proteger o NW durante o processo de fresamento FIB [21]. Deposições de carbono foram realizadas em duas etapas para reduzir a contaminação de Ga: (i) primeiro, por deposição de carbono induzida por feixe de elétrons para preencher o volume entre os NWs (Fig. 2b), e (ii) subsequentemente, com deposição de carbono induzida por feixe de gálio para criar uma camada protetora de ca. 1-μm de espessura no topo da área selecionada (Fig. 2c). Marcadores de carbono adicionais foram produzidos para simplificar a orientação durante os seguintes passos de preparação.

Após deposição de carbono, o fresamento FIB foi introduzido para isolar a área protegida (Fig. 2d) e fabricar uma agulha de formato retangular que contém vários NWs. Um micro-manipulador (Kleindiek Nanotechnik GmbH) foi empregado para transferir a agulha para o suporte de tomografia. Assim, o eixo da agulha deve ser cuidadosamente ajustado paralelo ao eixo de rotação do goniômetro para que o mesmo foco seja aplicável para uma grande área de amostra. Adicionalmente, o eixo [0001] c do NW é perpendicular ao substrato e portanto paralelo ao eixo da agulha. Esta relação foi usada para determinar as direções cristalinas em relação ao eixo do tomograma. Padrões de difração de área selecionada (SAD) medidos posteriormente mostraram uma inclinação do eixo [0001] c do NW para o eixo de rotação do tomograma de apenas 2,2°.

Etapas de afinamento adicionais foram realizadas para isolar um único NW, arredondar a agulha, e eventualmente obter transparência eletrônica (cf. Fig. 2e, f). A Figura 2g mostra a agulha de tomografia final.

Tomografia Eletrônica

A aquisição tomográfica e análise microestrutural foram realizadas com um MET (JEOL JEM-2100F) operando a 200 kV. O microscópio é equipado com uma unidade de varredura incluindo detectores de campo claro (BF) e campo escuro anular de alto ângulo (HAADF) bem como detector de raios X de 50 mm² (JEOL EX-24065) para espectroscopia EDX. O modo HAADF de microscopia eletrônica de transmissão de varredura (STEM) é escolhido devido ao contraste predominantemente químico [22]. A relação monótona de intensidade com densidade de massa e espessura do objeto é um pré-requisito para tomografia eletrônica e é conhecida como "requisito de projeção" [23].

Uma série de 89 micrografias HAADF foi registrada com passos de 2° entre cada medição. Esta série de inclinação que cobre a faixa completa de 180° é possibilitada por um suporte de tomografia especial (Modelo 2050 da E.A. Fischione Instruments Inc.) suportando a geometria preparada da agulha de amostra. Cada micrografia STEM é capturada com resolução 2048 × 2048 pixels; tempo de permanência de pixel de 30 μs, ou seja, tempo de varredura completo de 127 s por imagem; tamanho de ponto de 0,5 nm; e ângulo de aceitação de elétrons de 70 a 180 mrad de acordo com o manual do fabricante. As micrografias foram agrupadas (binning 4 × 4 = resolução final 512 × 512) para melhorar a relação sinal-ruído bem como a velocidade de computação da reconstrução 3D. Todas as micrografias são alinhadas manualmente umas às outras de modo que o eixo da agulha é selecionado como eixo de rotação para a transformada de Radon. O tomograma é calculado e visualizado por um pacote de software de tomografia (IMOD) [24]. Uma renderização avançada de estruturas 3D é realizada com o software de gráficos computacionais livre e open-source Blender (Blender Foundation).

Neste trabalho, dois métodos diferentes são aplicados para visualização. Fatias bidimensionais são extraídas do volume 3D reconstruído. Tais fatias têm uma espessura final sobre a qual as intensidades de voxel (pixel 3D) são integradas para melhorar a relação sinal-ruído. A largura ideal da fatia é um compromisso entre redução de ruído e desfoque de contraste devido a uma média de variações da amostra perpendicular à fatia. Outro método de visualização é a representação de isosuperfície. É utilizada no caso de contraste suficiente entre dois materiais adjacentes. Em geral, a isosuperfície é uma representação de superfície 3D de voxels com intensidade constante. A intensidade intermediária entre dois materiais é escolhida para construir uma isosuperfície reproduzindo a interface dos materiais adjacentes.

Embora micrografias HAADF sejam usadas como base do cálculo do tomograma, a distribuição de intensidade reconstruída origina-se não apenas da composição química da amostra. Defeitos cristalinos na amostra [25] ou, por outro lado, um desalinhamento das micrografias e distorções das micrografias devido a deriva da amostra ou perturbações de campo magnético influenciam as intensidades reconstruídas e assim a resolução final. O mesmo se aplica a erros intrínsecos de reconstrução como artefatos de "cupping" [26] ou o limite de resolução espacial do tomograma devido ao critério de Crowther [27] (amostragem limitada). Este último deve ser considerado especialmente para agulhas de tomografia espessas de várias centenas de nanômetros. Se o tamanho do objeto a ser reconstruído é aumentado, a resolução do tomograma piora se o número de micrografias é fixo.

Resultados e Discussão

Morfologia de Superfície e Facetação Cristalina

A Figura 3 a e b mostram as representações de isosuperfície de um NW completo e de um ápice de NW em vista perspectiva (centro) e em várias vistas ao longo de direções de baixo índice em passos de 30°. A figura revela a forma cristalina externa e facetação de superfície, respectivamente. A seção inferior da reconstrução exibe o cilindro hexagonal esperado do NW, com facetas de superfície m-plano {11̄00} regulares não polares. As facetas e planos cristalinos são determinados com base no padrão de difração de elétrons correspondente tomado simultaneamente com imagens HAADF. Um exemplo de tal padrão SAD é dado para a orientação −90°, ou seja, ao longo do eixo de zona [11̄00] (cf. Fig. 3b). O topo do NW reflete uma forma piramidal consistindo de facetas s-plano {11̄01} e r-plano {11̄02}, que no entanto não estão perfeitamente posicionadas simetricamente uma à outra. Uma faceta de superfície triangular muito pequena (marcada por setas verdes na Fig. 3b) está situada próxima à ponta do NW que mais provavelmente representa uma faceta do tipo {22̄01}. Tais ligeiras assimetrias na forma da ponta piramidal são frequentemente encontradas na amostra (cf. Fig. 1). A razão para este desvio está associada a interações de defeitos como discutido no próximo parágrafo.

Acima da faceta r-plano rotulada e da faceta {22̄01}, um "chapéu" irregular de NW é formado no topo. Medidas MET de alta resolução (HR) em uma amostra de lâmina MET contendo vários NWs da mesma wafer demonstram a presença de falhas de empilhamento e a mudança da rede cristalina de hexagonal para cúbica na região do topo do NW (não mostrado aqui). Estas mudanças estruturais estão de acordo com nossas observações anteriores que são explicadas pela instabilidade da fase cristalina devido à temperatura de crescimento significativamente menor usada para o crescimento da camada externa de GaN (ca. 625 °C) comparada ao núcleo de GaN (ca. 850 °C) [5, 7].

Estrutura Interna da Camada (In,Ga)N

O tomograma do NW foi usado para extrair informação sobre a estrutura interna da camada (In,Ga)N, sua composição química, e distribuição espacial. Uma representação 3D de isosuperfície da estrutura da camada não pode ser facilmente acessada devido ao baixo contraste de voxel entre camada (In,Ga)N e material de matriz GaN. Portanto, como alternativa, a estrutura interna da camada é visualizada extraindo fatias finas cortadas do tomograma 3D reconstruído.

A Figura 4 mostra como exemplo cinco fatias transversais através da ponta do NW e ao longo do eixo [0001] do fio. Cada fatia tem uma espessura de cerca de 7 nm. A orientação das fatias foi selecionada de modo que a simetria hexagonal seis vezes seja levada em conta. Portanto, as fatias são rotacionadas 30° uma em relação à outra — em correspondência com a rotulação introduzida na Fig. 3b. Para ilustrar este ponto adicionalmente, uma imagem 3D renderizada do NW junto com a posição espacial da fatia que é −60° inclinada (ou seja, a fatia paralela ao plano de rede (2̄110)) é adicionalmente dada na figura.

Os voxels reconstruídos de (In,Ga)N têm intensidades ligeiramente maiores comparados aos de GaN. Consequentemente, referindo-se ao código de cores da Fig. 4, GaN é apresentado em verde enquanto camadas contendo In aparecem avermelhadas para clarificação. As fatias transversais demonstram a estrutura core-shell do NW. Devido à redução na temperatura de crescimento para recrescimento (In,Ga)N, é razoável assumir que a morfologia do núcleo GaN permanece inalterada e o crescimento (In,Ga)N prossegue de maneira conformal. Assim, a camada interna (In,Ga)N bem como a camada externa de GaN replicam aproximadamente a morfologia do núcleo NW GaN. Especificamente, a camada (In,Ga)N forma uma camada completa m-plano ao redor do fio transformando-se em camadas piramidais facetadas s- e r-plano na ponta do NW. A ponta da camada interna é expandida formando uma configuração (In,Ga)N DIW com a forma de uma pirâmide truncada inversa com base hexagonal composta por facetas c-plano como limites superior e inferior (ver próximo parágrafo).

Além disso, a Fig. 4 dá uma visão geral das várias espessuras de camada (In,Ga)N. A camada m-plano é apenas 1 nm espessa (de acordo com micrografias HAADF STEM ao longo da direção ⟨112̄0⟩, cf. Arquivo adicional 1: Figura S1) enquanto as facetas s- e r-plano têm espessuras variando de 8 a 14 nm. Esta diferença de espessura é uma consequência de taxas de crescimento heterogêneas [28, 29] das diferentes facetas e do efeito de sombreamento induzido pela baixa difusão de índio durante crescimento MBE [30]. Além disso, os átomos de índio não são homogeneamente distribuídos ao longo da estrutura da camada, porque a taxa de incorporação de índio depende da orientação da faceta com o valor mais alto em camadas c-plano [31]. Adicionalmente, parece que em algumas áreas da camada, a concentração é maior próximo às interfaces. Deve ser mencionado que a camada m-plano é apenas pobremente resolvida na reconstrução. O eixo de rotação da transformada de Radon foi escolhido para penetrar a ponta do NW para alcançar a melhor resolução de tomografia no centro do NW de acordo com o critério de Crowther.

A fatia orientada −60° mostra uma faixa de alta intensidade com largura de 10 nm. Esta faixa também era visível como contraste brilhante nas imagens HAADF da série de inclinação. Medidas de campo escuro g₀₀₀₂ indicam a presença de fronteiras de domínio de inversão que está de acordo com a observação de estruturas similares por Kong et al. [32]. Foi descoberto que o domínio de inversão foi induzido por uma camada atômica não intencional de titânio (resíduos de máscara) estando localizada entre substrato e NW. A tomografia eletrônica deste domínio de inversão revela a forma de um cilindro elíptico como será demonstrado a seguir.

Uma série de fatias de vista plana através do tomograma perpendicular ao eixo do NW foram feitas adicionalmente às seções transversais para obter uma imaginação 3D completa da estrutura da camada. Nove fatias em diferentes alturas são mostradas na Fig. 5 junto com uma representação da posição espacial da primeira fatia, junto com uma seção transversal representando as diferentes posições de altura. Todas as fatias de vista plana têm uma largura de 3,6 nm.

A consideração da Fig. 5 oferece dois novos insights na estrutura interna do NW que não era experimentalmente acessível sem tomografia eletrônica. Primeiro, é diretamente evidente que o diâmetro do NW e assim a área da fatia de vista plana diminui de baixo para cima, que é o resultado da forma tipo lápis do NW. No entanto, é notável que a parede lateral próxima ao domínio de inversão tipo cilindro elíptico permanece em sua posição e muda sua dimensão mais lentamente que as outras paredes laterais. Uma comparação com a representação de isosuperfície (cf. Fig. 3) mostra que esta parede lateral corresponde à camada externa de GaN com a faceta m-plano muito alongada que se transforma em uma faceta triangular, tipo {22̄01} (seta verde na Fig. 3). Portanto, pode-se concluir que a presença do domínio de inversão afeta a cinética de crescimento geral resultando em um pinning da parede lateral mais próxima localizada. Consequentemente, o centro da ponta do NW é deslocado em direção ao domínio de inversão, e as facetas opostas devem virar em alturas menores de m-plano para s- e r-plano para formar a ponta do NW deslocada.

Segundo, a camada (In,Ga)N nem sempre é paralela às facetas GaN de m-, r-, ou s-plano. Na parte inferior do NW, a camada (In,Ga)N reproduz um-para-um a forma do núcleo GaN com facetas m-plano assim como a camada externa de GaN. Por outro lado, na ponta piramidal do NW, a camada interna (In,Ga)N desvia da forma hexagonal da camada externa de GaN. Por exemplo, a fatia 4 na Fig. 5 mostra que a faceta externa de GaN e a camada (In,Ga)N têm facetas que são 30° rotacionadas para a orientação esperada baseada em razões de simetria. Estas facetas correspondem a facetas semi-polares {112̄l}. Em relação às fatias 1 e 2, a camada (In,Ga)N retorna a uma forma hexagonal em direção à ponta com duas das seis facetas apenas ligeiramente pronunciadas. Este desvio da forma hexagonal é inesperado e só pode ser revelado por tomografia eletrônica. É notável que a camada externa de GaN não replica totalmente a forma da camada interna (In,Ga)N e núcleo GaN; em vez disso, a forma do NW muda para a simetria hexagonal esperada de um NW GaN.

Estrutura Ponto-em-um-Fio

Como mostrado anteriormente nas Figs. 4 e 5, uma inserção de teor de índio aumentado está localizada na ponta da camada (In,Ga)N. Uma visão mais detalhada desta estrutura DIW é representada na Fig. 6. A figura apresenta versões ampliadas de ambas as fatias de vista plana e seccionais transversais da reconstrução tomográfica. Adicionalmente, mostra uma representação de isosuperfície 3D da forma 3D do ponto bem como a distribuição de índio medida por EDX. A análise EDX é realizada a partir do ápice de um NW similar da mesma wafer.

As três fatias na Fig. 6a–c revelam a forma e dimensões do ponto. Baseado na fatia de vista plana em (a), o ponto quase exibe a geometria de um paralelogramo em vez de um hexágono com duas paredes laterais menos pronunciadas. Os comprimentos dos dois maiores pares de paredes laterais são 32 nm e 24 nm, respectivamente. A altura do ponto — como dada pelas duas fatias seccionais transversais em (b) e (c) — é cerca de 14 nm. Adicionalmente, as fatias seccionais transversais revelam um alargamento lateral do ponto em direção ao topo que é acompanhado pela formação de facetas laterais r- e s-plano onde o fundo e topo formam facetas c-plano. Assim, a estrutura do ponto se assemelha a uma pirâmide truncada inversa com base hexagonal distorcida. Esta forma 3D do nanoponto é ainda ilustrada pela representação de isosuperfície na Fig. 6d, que confirma a forma facetada do ponto e adicionalmente demonstra que a faceta c-plano inferior exibe uma rugosidade maior.

A Figura 6e e f revelam o resultado da medida EDX por meio de um mapa de índio em combinação com espectros tomados de posições dentro do ponto (In,Ga)N (I) e camada (II), bem como na camada externa GaN (III). Nenhuma intensidade da linha In-Lα₁ é detectada na região GaN (III). Por outro lado, há uma tremenda diferença na intensidade da linha entre camada e ponto verificando a enorme diferença na concentração de índio [7]. O teor de índio do ponto é aproximadamente estimado em (24 ± 6)% (ver Arquivo adicional 1: Figura S2 para mais detalhes). O mapa EDX portanto permite uma clara separação espacial entre a camada (In,Ga)N e ponto provando ao mesmo tempo sua forma facetada. Além disso, o mapa EDX demonstra que os voxels de alta intensidade no tomograma muito próximos à ponta do NW não surgem da incorporação de índio. Este aumento de intensidade pode ser atribuído ao contraste HAADF surgindo de falhas de empilhamento na região "chapéu" perturbada [25]. Adicionalmente, a ponta tem uma espessura muito menor comparada a outras partes do NW levando a uma supervalorização da densidade de massa da região da ponta [26].

A representação 3D de isosuperfície do ponto (In,Ga)N revela uma rugosidade química significativa da interface inferior comparada à interface c-plano suave no topo (cf. Fig. 6d). A origem desta rugosidade pode ser ligada ao mecanismo de nucleação de (In,Ga)N no ápice multi-facetado do núcleo NW GaN. Enquanto o crescimento (In,Ga)N em m-, r-, e s-planos ocorre em modo 2D devido à pequena concentração de índio, o muito maior teor de índio (In,Ga)N em c-plano resulta no crescimento de núcleos 3D tensionados. Estes núcleos geram estresse em seu entorno que deformará a interface e finalmente levará à rugosidade medida.

Conclusões

Um NW core-shell (In,Ga)N/GaN foi investigado por tomografia eletrônica. A representação de isosuperfície bem como fatias tomográficas permitiram a determinação da facetação da camada externa de GaN e da camada interna (In,Ga)N. Mostrou-se que a simetria do NW é perturbada pela presença de um domínio de inversão cilíndrico. Especialmente, um desvio da simetria hexagonal esperada da camada interna (In,Ga)N foi clarificado, que só pôde ser resolvido por tomografia eletrônica. Adicionalmente, diferenças da espessura da camada (In,Ga)N e incorporação de índio das várias facetas foram analisadas. Além disso, a morfologia da estrutura (In,Ga)N DIW foi caracterizada em detalhe. Descobriu-se que o ponto é facetado e contém teor de índio significativamente maior comparado à camada. Um mapa EDX complementar foi usado para confirmar as intensidades de voxel do tomograma, que foram influenciadas por, por exemplo, falhas de empilhamento formando na ponta do NW que podem ser devidas ao crescimento de baixa temperatura da camada externa de GaN.

A análise de tomografia fornece uma figura completa da estrutura core-shell complexa do NW investigado. O núcleo GaN tem forma hexagonal incluindo uma ponta piramidal com pequenos desvios devido à influência de um domínio de inversão, e a camada (In,Ga)N replica um-para-um a forma do núcleo. Inesperadamente, a camada externa de GaN não reproduz a forma da camada interna (In,Ga)N e núcleo GaN; em vez disso, é transformada na forma esperada baseada na simetria hexagonal. Os resultados demonstram que a tomografia eletrônica permite insights na evolução da formação da estrutura core-shell durante o crescimento.

Investigações futuras neste campo apontam para o problema de estabilidade de liga e potenciais flutuações de liga na escala nanométrica e sua distribuição espacial porque elas afetam fortemente as características de emissão e propriedades ópticas. Portanto, nossa tentativa poderia ser melhorar a resolução espacial e sensibilidade química de nossa reconstrução 3D da estrutura (In,Ga)N DIW para ser capaz de detectar inhomogeneidades de liga de índio e nanoclusters.

Disponibilidade de Dados e Materiais

Os conjuntos de dados usados e analisados durante o estudo atual estão disponíveis do autor correspondente mediante solicitação razoável.

Abreviações

(S)TEM:

(Varredura) microscópio eletrônico de transmissão

BF:

Campo claro

DIW:

Ponto-em-um-fio

EDX:

Raios X dispersivos em energia

FIB:

Feixe de íons focalizado

HAADF:

Campo escuro anular de alto ângulo

ID:

Domínio de inversão

MBE:

Epitaxia de feixe molecular

NW:

Nanofio

PAMBE:

MBE assistida por plasma

QD:

Ponto quântico

SAD:

Difração de área selecionada

SAG:

Crescimento de área seletiva

MEV:

Microscopia eletrônica de varredura

SF:

Falhas de empilhamento

ZA:

Eixo de zona