Transformação nítida controlada por termodinâmica de nanofios InP para GaP por meio da introdução da quantidade de traço de gálio

Resumo

O crescimento de nanofios III-V de alta qualidade a baixo custo para aplicações optoeletrônicas e eletrônicas é uma busca de pesquisa de longo prazo. Ainda assim, a síntese controlada de nanofios III-V usando o método de deposição de vapor químico é um desafio e carece de orientação teórica. Aqui, mostramos o crescimento de nanofios de InP e GaP em uma grande área com alta densidade usando um método de deposição de vapor químico a vácuo. É revelado que uma alta temperatura de crescimento é necessária para evitar a formação de óxidos e aumentar a pureza do cristal dos nanofios de InP. A introdução de uma pequena quantidade de Ga no reator leva à formação de nanofios de GaP em vez de nanofios InGaP ternários. O cálculo termodinâmico dentro da abordagem de cálculo de diagramas de fase (CALPHAD) é aplicado para explicar este novo fenômeno de crescimento. Os cálculos de composição e força motriz do processo de solidificação demonstram que apenas 1 at.% De Ga no catalisador é suficiente para sintonizar a formação de nanofios de InP para GaP, uma vez que a nucleação de GaP mostra uma força motriz muito maior. Os estudos termodinâmicos combinados com estudos de crescimento de nanofios III-V fornecem um excelente exemplo para guiar o crescimento de nanofios.

Introdução

Nanofios apresentam vantagens no relaxamento de deformações, formação de heterojunção, bem como engenharia de fase de cristal e, portanto, estão se desenvolvendo rapidamente durante a última década [1,2,3,4]. Nanofios semicondutores III-V, graças às suas propriedades ópticas e eletrônicas superiores, têm sido amplamente utilizados em ambos os campos de aplicação (como fotovoltaicos [5], fotodetectores [6, 7], fotodiodos [8] e dispositivos eletrônicos [9]) e pesquisas de ciências básicas [10]. Para a fabricação de nanofios de baixo para cima, técnicas de deposição de vapor químico orgânico metálico (MOCVD) [11, 12] e epitaxia por feixe molecular (MBE) [13] são amplamente aplicadas para sintetizar nanofios de alta qualidade. Por exemplo, tanto wurtzite puro [14] quanto nanofios InP de superrede de geminação de zincblende [15, 16] foram demonstrados e aplicados na detecção de terahertz [17] e aplicações de lasing [18]. No entanto, esses nanofios de alta qualidade são produzidos a um custo alto. Em vez disso, usar o método de deposição de vapor químico barato (CVD) pode reduzir amplamente os custos de produção de nanofios III-V e expandir seus campos de aplicação, como o campo fotoeletroquímico [19]. Além disso, o CVD possui vantagens na exploração do crescimento graças à sua viabilidade [20]. III-P e seus nanofios InGaP ternários, graças ao seu bandgap adequado, baixa toxicidade, bem como baixa velocidade de recombinação de superfície [14], mostrando potencial em aplicações de biossensores [21], lasers [22] e fotocatálise [23]. Hui et al. [24] demonstrou crescimento CVD de nanofios InP com alta mobilidade (~ 350 cm ² V ⁻¹ s ⁻¹ ) comparável a nanofios desenvolvidos por tecnologias MOCVD e MBE. Usando nanofios InP fabricados através do método CVD, Zheng et al. [25] fotodetectores inP NW com portas laterais de polímero ferroelétrico fabricados, mostrando uma fotodetecção ultra-sensível na qual a corrente escura é grandemente suprimida pelo campo elétrico local gerado por este material ferroelétrico. O GaP é um semicondutor com banda gap de 2,26 eV e alto índice de refração e, portanto, é um bom candidato para diodos emissores de luz na região verde-amarela [26], bem como aplicações fotônicas [27]. Além disso, o bandgap adequado de GaP também o torna útil no campo da fotocatálise [23, 28]. Mesmo assim, os relatórios de crescimento CVD de GaP e seus nanofios InGaP ternários são bastante limitados. Os nanofios de GaP foram produzidos principalmente através do método de deposição física de vapor [18, 20, 29, 30]. Nanofios InGaP ternários foram demonstrados por MOCVD [31, 32], MBE [33], bem como pelo método de síntese em fase de solução [23]. O crescimento detalhado, bem como os fundamentos do crescimento de nanofios GaP e InGaP semeados com metal, precisam de mais exploração. A termodinâmica é um fator significativo que afeta o crescimento dos nanofios. CALPHAD é um método poderoso e bem estabelecido para calcular o equilíbrio de fases e propriedades termodinâmicas de materiais a granel [34]. Este método de cálculo termodinâmico semi-empírico pode calcular as propriedades termodinâmicas durante a nucleação, guiando assim o crescimento dos nanofios. O método CALPHAD foi aplicado para calcular o diagrama de nanofase do sistema In – Sb [35] e entender o crescimento semeado de Au de nanofios de GaAs e InAs [36], bem como análise de composição em nanofios de InGaAs [37]. Ainda assim, há muito trabalho a ser feito para aplicar totalmente o método CALPHAD para guiar o crescimento do nanofio III-V. Por exemplo, nenhuma análise CALPHAD foi realizada para explicar o comportamento de crescimento dos nanofios InGaP semeados com Au.

Neste trabalho, usando pó de InP e Ga metálico como precursores, uma alta densidade de nanofios de InP e GaP é cultivada em um reator CVD sob condições de vácuo. Este método é demonstrado ser eficaz na produção de nanofios em uma ampla faixa de temperatura. Depois de otimizar o crescimento de nanofios de InP, investigamos ainda mais o crescimento de nanofios de GaP, introduzindo Ga puro no reator. Em vez de formar nanofios InGaP ternários, nanofios GaP quase puros são formados independentemente do peso de entrada de Ga ou da temperatura de crescimento. Outras determinações de composição e cálculos termodinâmicos mostram que a composição de nanofios é controlada pela termodinâmica em vez da cinética. Um pequeno conteúdo de Ga na gota de Au pode ajustar o crescimento do nanofio de InP para GaP, explicando bem o comportamento de crescimento do nanofio observado. Este trabalho fornece um método de baixo custo e eficaz para o crescimento de nanofios III-V, e o método de análise de diagrama de fase aplicado é valioso para a compreensão do crescimento de nanofios III-V.

Métodos

Preparação de nanofios InP e GaP

Nanofios de InP e GaP foram cultivados em um sistema CVD caseiro sob condições de vácuo, conforme ilustrado na Fig. 1a. Pós altamente purificados de Ga (99,999%, Innochem) e InP (99,99%, Aladdin) foram usados como recursos sólidos e separados em dois tubos de quartos isolados. O diâmetro interno dos tubos de quartzo é de 8 mm com comprimento de 180 mm. Filme de Au com cerca de 2 nm de espessura foi depositado no substrato de Si (111) usando evaporação por feixe eletrônico. Esses tubos de quartzo, juntamente com o substrato de Si (111) depositado com Au, foram carregados dentro de outro tubo de quartzo grande (conforme ilustrado na Fig. 1a) e selados por uma máquina de selagem a vácuo (Partulab MRVS-1002). A pressão de todo o tubo é de ~ 3,0 × 10 ^–3 Pa. Em seguida, o crescimento da amostra foi realizado em um forno de zona de duas temperaturas. A temperatura da primeira zona e o peso do pó de InP foram mantidos constantes para todas as amostras a 720 ° C e 20 mg, respectivamente. Para o crescimento do nanofio InP, nenhum pó de Ga foi introduzido e a segunda zona de temperatura de crescimento foi variada de 400 a 550 ° C. Após as otimizações de crescimento do nanofio InP, o poder Ga (0–5 mg) foi adicionado para crescer o nanofio InGaP em uma faixa de temperatura de 520 a 630 ° C. Durante o crescimento dependente da temperatura, o peso de Ga foi fixado em 3 mg. Aumente a zona de temperatura até a temperatura desejada, mantenha a temperatura por 60 min e depois esfrie.

Estudos de crescimento de nanofios InP. a Ilustração esquemática da configuração experimental para o crescimento de nanofios de InP e GaP. Imagens SEM de nanofios InP crescidos em b 400 ° C, c 450 ° C, d 480 ° C, e 520 ° C e f 550 ° C. g Distribuição de diâmetro de nanofios preparados em diferentes temperaturas. h Raman e i Comparação PL de nanofios cultivados em diferentes temperaturas

Caracterizações Nanowire

Após o crescimento, a morfologia e a estrutura dos nanofios foram investigadas por microscópio eletrônico de varredura (MEV) e microscópio eletrônico de transmissão (TEM) operado a 300 kV (Titan G2 60-300). A estrutura cristalina de nanofios crescidos foi investigada por difração de raios-X (MiniFle × 600). Para medições detalhadas de composição, o espectro de dispersão de energia (EDS) equipado em SEM e TEM foi aplicado. O software Thermo-Calc foi usado para realizar cálculos termodinâmicos. As propriedades ópticas dos nanofios InP e GaP foram examinadas por micro-Raman e fotoluminescência (PL) em um sistema Renishaw comercial (inVia). Em suma, os nanofios foram bombeados por meio de um laser verde (532 nm) através de uma lente objetiva (100 ×).

Resultados e discussões

Nanofios InP

Após o crescimento, uma alta densidade de nanofios de InP pode ser observada sob microscopia óptica para todas as faixas de temperatura de crescimento investigadas de 400–520 ° C. A caracterização morfológica detalhada na Fig. 1b-g mostra os nanofios InP não verticais e distribuídos aleatoriamente no substrato de Si (111), que é semelhante a outros nanofios cultivados por CVD [20]. Em geral, todos os nanofios têm mais de 10 µm de comprimento com morfologia quase sem afunilamento, que é muito mais longa do que a taxa de crescimento do nanofio III-V por MBE [38] ou MOCVD [39]. As imagens SEM ampliadas nas inserções mostram a morfologia de um único nanofio. A gota de Au é observada na frente de crescimento, indicando que o crescimento do nanofio InP é controlado pelo conhecido mecanismo de crescimento vapor-líquido-sólido (VLS) [11]. Além dos nanofios inclinados e curvos, os nanofios InP no plano também são observada no substrato (ver as inserções na Fig. 1). Apesar da variação da morfologia, parece que a temperatura de crescimento afeta o diâmetro do nanofio. Em baixa temperatura de crescimento (400 ° C), o nanofio é relativamente fino, com diâmetro médio de 121 nm. Com o aumento da temperatura de crescimento, o diâmetro do nanofio aumenta monotonamente, mas se distribui de maneira mais desordenada. Por exemplo, a 550 ° C, nanofios com diâmetros de 210 a 290 nm são observados, e a distribuição dos nanofios no substrato de silício não é uniforme.

Espalhamento Raman e técnicas de PL foram usados para testar rapidamente a qualidade do cristal e as propriedades ópticas dos nanofios InP como crescidos, em comparação com a Fig. 1h. Dois picos em ~ 302 cm ⁻¹ e 341 cm ⁻¹ são observados para todas as amostras, que correspondem aos modos óptico longitudinal (LO) e óptico transversal (TO) do InP [40]. Isso sugere que todos os nanofios fabricados são de fato InP. No entanto, os dados PL correspondentes na Fig. 1i são bastante confusos. Para nanofios crescidos entre 400 e 480 ° C, os espectros de PL mostram um pico de emissão forte e amplo na faixa de ~ 775 nm a 811 nm. A energia do fóton emitido é muito maior do que o bandgap de wurtzite (WZ) (872 nm) ou zincblende (ZB) (922 nm) nanofios de InP, sugerindo que a emissão não é de InP puro. O côncavo em cerca de 886 nm é causado por um bug de sistema em nosso sistema óptico. Quando a temperatura está acima de 520 ° C, um forte pico de emissão em torno de 900 nm é observado, o qual é atribuído à emissão de nanofios de InP policristal [40]. Esses estudos sugerem que a temperatura ideal de crescimento para nanofios InP é de ~ 520 ° C, levando a uma distribuição uniforme de nanofios InP com alta qualidade óptica.

Para esclarecer a diferença de espectros de PL observada, os testes de espectroscopia de fotoelétrons de raios-X (XPS) para amostras crescidas a 480 e 520 ° C foram realizados nas mesmas condições de teste, como comparados na Fig. 2. Para ambas as amostras, os espectros de XPS mostram picos característicos de In-3 d e P-2 p . Além disso, O-1 s e C-1 s picos relacionados foram registrados também. Os resultados da varredura lenta de In-3 d pico da amostra cultivada a 480 ° C (ver Fig. 2c) pode ser deconvolvido em três picos a 443,5, 442,3 e 444,4 eV, que são atribuídos a InP, In ₂ O _3, e InPO ₄ [41, 42], respectivamente. Com base na intensidade relativa, a proporção de pesos dos compostos acima é 31,0%, 48,7% e 20,3%, respectivamente. O forte P-2 p pico a 132 eV (ver Fig. 2b) confirma ainda a existência de InPO ₄ . Em comparação, para a amostra cultivada a 520 ° C, a intensidade de pico de In-3 d , P-2 p , e O-1 s , representando InPO ₄ , Em ₂ O ₃ , é amplamente suprimido enquanto a intensidade relativa para InP é aumentada. Essas comparações demonstram que a temperatura de crescimento mais alta é capaz de suprimir a formação de óxido e aumentar a pureza do InP. Em temperatura de crescimento mais baixa, a formação de óxido no nanofio InP não pode ser ignorada e a emissão PL é dominada pelo óxido de índio, mostrando assim um amplo pico de emissão causado por In ₂ O ₃ estado de defeito [43, 44]. Em vez disso, o aumento da pureza dos nanofios InP em temperaturas de crescimento mais altas leva ao pico característico do semicondutor InP. Além disso, esses experimentos indicam que, além da própria condição de crescimento, o processo experimental deve ser cuidadoso para evitar a introdução de oxigênio no tubo selado. Por exemplo, o vácuo deve ser ainda maior para evitar o conteúdo de oxigênio. Além disso, durante o processo de selagem, o pó de InP deve ser resfriado para evitar uma possível oxidação.

Comparação XPS da superfície de nanofios InP cultivada a temperatura 480 ° C e 520 ° C. a Espectro de pesquisa, espectros XPS de alta resolução do b P-2 p , c Em-3 d , d O-1 s

Após estudos de crescimento de nanofios de InP, a potência de Ga (3 mg) foi introduzida no reator para cultivar nanofios de InGaP ternários. A adição de Ga leva a uma alta densidade de formação de nanofios na faixa de temperatura de 520 a 630 ° C. O substrato ainda fica amarelo. O diâmetro médio do nanofio aumenta de 90 para 253 nm antes de reduzir novamente após 580 ° C (ver Fig. 3a). O cristal e a composição dos nanofios cultivados em diferentes condições são primeiro examinados por XRD, em comparação com a Fig. 3b. O substrato de Si (111) usado mostra apenas um pico principal a 28,43 °. Para nanofios InP cultivados a 550 ° C, picos adicionais a 33,08 °, 43,61 °, 51,71 °, 58,93 ° e 63,52 ° são observados e são atribuídos a (200), (220), (311), (222), ( 400) planos de ZB InP [45]. Para os nanofios InGaP, os espectros de XRD de nanofios cultivados em todas as condições investigadas (dependentes da temperatura ou dependentes do peso de Ga) são bastante semelhantes com quase a mesma posição de pico, com pico em 32,64 °, 46,93 °, 55,80 ° e 58,93 ° . Esses picos representam (200), (220), (311) e (222) os planos de ZB GaP [46]. Mesmo que a razão de peso de entrada de InP e pó de Ga represente uma composição nominal de In _0,44 Ga _0,56 P, dados de XRD sugerem o crescimento bem-sucedido de nanofios GaP em vez dos nanofios InGaP ternários esperados. Isso é bastante interessante, pois apenas uma pequena quantidade de pó de Ga é capaz de converter totalmente o crescimento do nanofio de InP para GaP. Para uma investigação precisa desse fenômeno, transferimos esses nanofios para o substrato de Si para análise de espectroscopia de raios-X por dispersão de energia (EDX). Imagem SEM típica e espectros EDX correspondentes de um nanofio cultivado a 550 ° C com pó de Ga de 3,0 mg são mostrados na Fig. 3c, d. Os espectros de EDX mostram apenas picos dominantes de Ga e P com apenas um pico muito fraco de In. Além disso, a análise de EDX ao longo deste nanofio mostra a mesma distribuição de composição. Esta conclusão é válida para todos os nanofios medidos. Esses espectros de EDX estão de acordo com os resultados de XRD de que os nanofios crescidos são principalmente GaP.

Síntese de nanofios InGaP. a Distribuição de diâmetro de nanofios InGaP em diferentes temperaturas de crescimento (550-630 ° C) com imagens SEM características incorporadas. b Espectros de XRD de nanofios InP (curva vermelha) e InGaP (curvas azuis) em diferentes condições de crescimento. O espectro de XRD do substrato Si (111) é mostrado na inserção como uma referência. SEM ( c ) e os espectros EDS correspondentes ( d ) de um nanofio InGaP cultivado a 550 ° C. O peso do pó de gálio é de 3,0 mg

Para revelar ainda mais o crescimento fundamental, a análise TEM de nanofios InP e GaP é realizada e mostrada na Fig. 4. Comumente os nanofios InP e GaP principais são cultivados ao longo da direção [111] com a estrutura ZB [47, 48], concordando bem com a análise de XRD acima. Em particular, os nanofios InP apresentam uma superrede de gêmeos como estrutura (ver Fig. 4a), que é semelhante aos nanofios InP TSL crescidos em alta temperatura via MOCVD [16]. A distância do plano duplo periódico flutua ligeiramente entre 35 e 21 nm e parece diminuir ao longo das direções de crescimento, especialmente perto da gota de Au. Em comparação, uma alta densidade de defeitos planares é encontrada em nanofios de GaP. A imagem TEM de alta resolução (HRTEM) perto da gota Au (ver Fig. 4e, f) mostra que a gota consiste principalmente em AuIn ₂ com fase ZB [49]. Além disso, AuIn ₂ e nanofios de GaP apresentam a mesma orientação de cristal. Assim, sugere que AuIn ₂ fase é epitaxialmente crescida no nanofio de GaP durante o processo de solidificação. A gota de Au no nanofio InP mostra o mesmo contraste de brilho, sugerindo uma única fase. Em comparação, parece que uma pequena quantidade de camada rica em Au é formada após a solidificação de AuIn ₂ com base no contraste de brilho na Fig. 4g, bem como no mapeamento de EDX na Figura S1 no arquivo adicional 1. A comparação de análise de EDX na Fig. 4h confirma a formação de nanofios de GaP e quase nenhum pico In é observado. No entanto, o índio é o principal elemento do catalisador. A proporção relativa entre In e Au é a mesma para os nanofios de InP e GaP. Com base na análise HRTEM na Fig. 4e, a fase do catalisador é principalmente de AuIn ₂ . A introdução de Ga não reduz o teor de In, mas apenas leva a uma pequena concentração de Ga no catalisador. No entanto, o conteúdo de Ga é alto o suficiente para inibir a nucleação de In da gota para o nanofio, formando apenas nanofios de GaP. A grande diferença de formato do catalisador em nanofios de InP e GaP é causada pelas diferenças locais de tensão superficial [50]. Essas observações de EDX levantam a questão de por que um teor muito mais alto de In no catalisador não leva à formação de nanofios InGaP ricos em InGaP.

Análise estrutural e de composição de nanofios de InP e GaP. a , b Imagem HRTEM de um nanofio InP, mostrando a estrutura da superrede de geminação ZB. d , e Imagens TEM de um nanofio GaP. f Imagem de transformação rápida de Fourier da gota de Au, demonstrando a formação de AuIn ₂ Estágio. Imagem de campo escuro anular de alto ângulo (HAADF) do mesmo InP ( c ) e GaP ( g ) nanofios. h Espectros EDX dos pontos 1–4 pol ( c , g ) A intensidade de EDX é normalizada e alterada para visibilidade

Para descobrir essa discrepância de composição, realizamos cálculos termodinâmicos nos sistemas quaternários Au – Ga – In – P combinando os dois bancos de dados termodinâmicos Au – Ga – In e Ga – In – P [51, 52]. De acordo com o diagrama de fase pseudo-binário (ver Fig. 5a), existe uma lacuna de miscibilidade no composto InGaP ternário, o que torna um desafio para a sintonia da composição em nanofios InGaP. Usando software termocálcico, calculamos a solidificação do InGaP a partir da gota supersaturada de Au para simular o crescimento do nanofio semeado com Au. De acordo com os experimentos, a faixa de temperatura e composição de índio no catalisador é 793-873 K e 50-80 a.%, Respectivamente. A composição calculada de InGaP durante a adição de Ga na gota é mostrada na Fig. 5b. Termodinamicamente, a nucleação do nanofio muda de InP para GaP quando o conteúdo de Ga é superior a 1 at.%. Os nanofios InGaP só podem ser formados se o conteúdo de Ga estiver abaixo de 1 em.%, Embora essas condições sejam dificilmente alcançáveis em nossos experimentos. Além disso, essa tendência é quase independente da temperatura de crescimento e do conteúdo de índio no catalisador. Esses cálculos explicam bem a formação de nanofios de GaP em diferentes condições de crescimento. Além disso, sugere que o crescimento do nanofio InGaP em nosso sistema está perto das condições de equilíbrio. Força motriz adicional (∆ μ ) a análise na Fig. 5c explica essa transformação de composição nítida. A força motriz para formar o InP muda apenas ligeiramente com a variação do conteúdo de índio e da temperatura de crescimento na gota de Au. Em vez disso, a adição de uma pequena quantidade de Ga no catalisador leva a uma mudança brusca da força motriz. O grande aumento da força motriz causa a formação de GaP em vez de InP, embora o conteúdo de gálio na gota seja mais de 10 vezes menor do que o índio. Isso ocorre porque termodinamicamente, GaP é muito mais estável do que InP. De acordo com cálculos termodinâmicos, é um desafio cultivar nanofios de InGaP. Portanto, sugerimos que as condições de crescimento devem ser empurradas para a região controlada por dinâmica para formar nanofios ternários [5]. Outra abordagem é cultivar nanofios de InGaP dentro da abordagem de epitaxia de área seletiva [32]. Caso contrário, o catalisador Au deve ser substituído por outro metal possível, ou o nanofio deve ser cultivado sem um catalisador [32]. Calculamos ainda a situação para os nanofios InGaP auto-propagados na Fig. 5d. A força motriz para a formação de nanofios de InP é aumentada quando comparada com a gota de Au. No entanto, ainda assim, a força motriz para formar GaP é muito maior do que InP, sugerindo que o crescimento autocatalisado de nanofios de InGaP por meio deste método ainda seria um desafio para realizar o controle da composição.

Análise termodinâmica do processo de nucleação. a Diagrama de fase pseudo-binário InP-GaP. Calculado ( b ) No conteúdo em In _x Ga _{0,5- x} P _0,5 e mudança de energia de Gibbs ( c ) como uma função do conteúdo de Ga na gota de Au. d Composição e análise de energia de Gibbs para formação de nanofios InGaP sob condições In-seeded

A observação experimental acima e os cálculos CALPHAD sugerem que a termodinâmica é um fator essencial na determinação do crescimento do nanofio III-V. Consequentemente, a construção de um banco de dados termodinâmico válido, especialmente aqueles que incluem o efeito nanométrico, e o uso do princípio da abordagem CALPHAD podem fornecer informações termodinâmicas essenciais para orientar o crescimento de nanofios III-V, incluindo, mas não se limitando a, composição e estrutura cristalina.

Conclusões

Em conclusão, nós crescemos com sucesso nanofios de InP e GaP em uma grande área com alta densidade usando um método CVD a vácuo. A análise de PL e XPS confirmou a formação de In ₂ O ₃ em temperatura de crescimento mais baixa e resultou em amplo pico de emissão na faixa de ~ 775 a 811 nm. O aumento da temperatura ajuda a evitar a formação de óxidos e aumenta a pureza dos nanofios de InP. Consequentemente, os nanofios InP, cultivados em alta temperatura, formam uma estrutura de superrede de geminação ZB com um forte pico de emissão em temperatura ambiente. Além disso, observamos uma transição acentuada de nanofios de InP para GaP adicionando uma pequena quantidade de Ga no reator, conforme confirmado por diferentes técnicas de caracterização. Todas as temperaturas de crescimento testadas e a proporção de pó de Ga / InP levam à formação de nanofios de GaP. Estudos detalhados de EDX revelam um alto conteúdo de índio no catalisador Au, mas não no nanofio. Um banco de dados termodinâmico quaternário (Au – In – Ga – P) é combinado para calcular o processo de solidificação. De acordo com os cálculos, apenas 1 at.% Ga no catalisador Au é suficiente para transferir o crescimento do nanofio de InP para GaP devido a um aumento acentuado na força motriz de nucleação para GaP. Os cálculos também indicam que este fenômeno é válido em uma grande faixa de condição de crescimento e também no crescimento de nanofios InGaP autonucleados, explicando bem o fundamental de crescimento observado. Portanto, acreditamos que o cálculo termodinâmico usando um método CALPHAD ajuda a orientar o crescimento de nanofios III-V.

Disponibilidade de dados e materiais

Os autores declaram que os dados que suportam os achados deste estudo estão disponíveis no próprio artigo.

Abreviações

CALPHAD:: O cálculo dos diagramas de fase
MOCVD:: Deposição de vapor químico orgânico de metal
MBE:: Epitaxia de feixe molecular
CVD:: Deposição de vapor químico
SEM:: Microscópio eletrônico de varredura
TEM:: Microscopia eletrônica de transmissão
EDS:: Espectro dispersivo de energia
PL:: Fotoluminescência
VLS:: Vapor-líquido-sólido
LO:: A óptica longitudinal
PARA:: A transversal ótica
ZB:: Blenda de zinco
WZ:: Wurtzite
XPS:: espectroscopia de fotoelétrons de raios-X
EDX:: Espectroscopia de raios-X de dispersão de energia
HRTEM:: Microscópio eletrônico de transmissão de alta resolução

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