平顶建筑物和Stacking-Fault-Free GaAs-Related Nanopillars生长在硅基片上

文摘

vapor-liquid-solid (VLS)方法是一种有前途的技术发展垂直III-V化合物半导体纳米线在Si应用光电子回路。异质结构在轴向方向的VLS法和径向方向由普通逐层生长法能够制造复杂的自底向上的方式和功能的三维结构。我们可以种植一些垂直异质结构与平面顶部nanopillars Si(111)基板,我们获得core-multishell Ga(在)P /砷化镓/纳米线的差距与平的顶部和其气隙结构通过选择性湿蚀刻。模拟表明,高-因素的超过2000可以实现气隙结构。砷化镓增长的实验中,我们发现闪锌矿砷化镓没有任何堆积层错之后可以生长纳米线的差距增长。柱子包含量子点,没有堆积层错可以增加了使用这种方法。我们也可以获得平顶建筑物柱子没有删除非盟催化剂在使用小盟粒子。

1。介绍

独立的纳米线承诺未来纳米设备。VLS增长方法使我们能够使量子纳米线的结构,这将有助于nanodevices如晶体管的发展(1],nanolasers [2,纳米传感器(3]。首次提出了Si胡须的VLS机制瓦格纳和埃利斯在1960年代4]。之后,令人鼓舞的发光二极管的研究使用纳米线Hiruma等人在1990年代(5半导体纳米线的),许多研究针对已报告功能设备的生产。VLS机制类似于液相外延但nanoarea催化地驱动的纳米尺度的粒子非盟等金属。这个功能是非常有用的从减少生长时间和消费的角度和力量的来源为工业制造材料。此外,VLS增长是适合应用Si-based光电子集成电路(集成),因为它使连接各种III-V低温材料和执行。已经证明了几组,垂直差距纳米线可以生长在Si(111)没有位错在纳米线和衬底之间的接口(6- - - - - -8]。我们的一个未来的计划是让nanolasers Si基质。量子点的数量可以被定义在一个支柱的VLS过程,这使得它很容易访问量子点光学方式。和我们相信VLS增长是最有前途的技术实现通过一个完全nanodevices自下而上的过程。我们最近报道core-multishell纳米线与平面顶部和表明气隙结构可以使用选择性形成通过湿蚀刻(9,10]。这些结构被结合VLS增长和增长MOVPE(摘要汽相外延)。我们的制备方法是自底向上的方法。本文简要解释后加工工艺性和表征方法,我们首先描述core-multishell纳米线与空气间隙并显示光子晶体的可能性(PhC)设备使用纳米线。接下来,我们报告stacking-fault-free砷化镓nanopillars使用差距对硅纳米线。我们表明,闪锌矿砷化镓可以形成纳米线的差距没有任何堆积层错,这将导致精制异质结构和带工程。技术去除盟粒子帮助我们形成支柱与平上衣,非常适合光传播。最后,我们介绍一个有趣的现象:平顶建筑物的形成纳米线通过使用小型非盟粒子只有一个成长过程。

2。实验

线的增长进行了低压(76托)水平MOVPE反应堆(7- - - - - -10]。Trimethylgallium (TMGa) trimethylaluminum (TMAl)和trimethylindium (TMIn)是集团第三来源。磷化氢(PH值₃)和胂(灰₃)V来源。催化剂从盟盟粒子获得胶体(5、10、20和40 nm直径)。

首先,纳米线的差距是生长在Si(111)基板在两个步骤7]。少量的差距增长了5 s在550°C通过引入TMGa 4.8×10⁻⁶摩尔/分钟和PH值₃4.5×10⁻⁴摩尔/分钟。线之后,剩下的差距增长在480°C通过引入同样的气体来源。这两步增长增加垂直纳米线的概率。

图1显示了core-multishell纳米线的加工工艺性与空气间隙(10]。对于core-multishell GaInP /砷化镓/纳米线的差距,TMGa和火山灰的流速₃或PH值₃9.5×10⁻⁶和4.5×10⁻⁴摩尔/分钟为砷化镓/差距(核心)纳米线,TMGa和灰烬₃4.6×10⁻⁵和1.1×10⁻³砷化镓壳摩尔/分钟,TMGa和TMIn是相同的,9.5×10⁻⁶摩尔/分钟。PH值的流量₃是1.6×10⁻³摩尔GaInP壳/分钟。交替砷化镓/ GaInP壳层后被种植在580°C黄金制造的核心纳米线的差距已经被移除。在砷化镓/差距(核心)纳米线生长,砷化镓与非盟粒子都被湿蚀刻(腐蚀剂的一部分96% H₂所以₄,十个部分30% H₂O₂,和50 H₂O)如图1(一)和1(b),然后multishells再次生长在MOVPE室(图1(c))。最后,气隙结构由去除砷化镓层相同的湿蚀刻剂(图1(d))。

Stacking-fault-free nanopillars也由结合VLS增长模式和MOVPE模式。第三组的流量来源是5 - 10×10⁻⁶摩尔集团/分钟,4×10 V来源⁻⁴摩尔/分钟。图2显示了程序获取目标纳米结构。从非盟盟粒子后胶体分散在表面,温度提高到520°C生长纳米线的差距一分钟。然后砷化镓增长在550°C (HT-GaAs) 10分钟,之后纳米结构显示柱子环绕方面与锥形顶。接下来,如图2(a),在增长了3 s的460°C。这里使用的非盟粒子直径20 nm量子约束不够结实的横向方向。原则上,我们可以在横向方向通过使用小盟粒子。艾娜的厚度并不是优化在这项研究中,我们针对厚度在10纳米。在纳米线生长砷化镓柱子上被其他额外的实验证实了在这个温度。最后,HT-GaAs又增长了10分钟,唉纳米线生长在20年代(图460°C2(b))。这个过程从(a) (b)图2室是一个连续运行。之后,样品浸泡在液体腐蚀剂(H₂所以₄/小时₂O₂/小时₂啊,上面描述的一样)删除唉纳米线与非盟粒子(图2(c))。样品再次加载到生长室,HT-GaAs生长平顶建筑物的柱子(图7分钟2(d))。最后一节所示的nanopillars形成使用这里描述相同的流速。

纳米线的结构观察通过扫描电子显微镜(SEM、日立、s - 5200在15千伏)和透射电子显微镜(TEM、JEOL JEM2100F, 200 kV)。高纬度环形暗场扫描透射电子显微镜(HAADF-STEM)和能量色散x射线谱(EDS)分析也表现在TEM室评估元素分布的纳米线。的光学特性、光致发光(PL)测量进行4 K使用连续波励磁(Ti:蓝宝石激光:710海里,100μW)。美联储收集发光光谱仪配备一个硅电荷耦合装置(CCD)和InGaAs二极管阵列。

3所示。结果与讨论

3.1。Core-Multishell纳米线与空气差距

对于大多数报道核壳纳米线,目的是限制核心保护各种表面效果为了提高电导率的电子或空穴或提高发射光学活性部分(11,12]。我们的目的与core-multishell结构是形成高腔利用大型半导体之间的折射率差和空气(10]。图3显示core-multishell形成纳米线,我们使用差距/砷化镓为了研究异质结构的径向方向。制造过程是一样的,对于GaInP /砷化镓,解释图1。TEM样品纳米线/砷化镓/ core-multishell差距的差距被减少到100海里使用FIB(聚焦离子束)方法。纳米线垂直对齐在Si(111)基板。形成平顶建筑物结构,消除非盟催化剂。纳米线出现的六角六横截面从顶视图侧壁。EDS的数据图3 (b),核心外层被证实是差距和内壳层砷化镓。由于移除盟的粒子,垂直增长VLS模式被完全抑制。上的物种吸收顶面不能结晶。相反,他们迁移到轮胎,导致径向增长,因为它是困难的为二维成核发生在B(111)在当前使用的增长条件下脸。纳米线的B-oriented闪锌矿结构。一般VLS-grown纳米线,堆积层错时观察到纳米线生长的B方向(13]。见TEM图像、堆积层错在核心显然继续壳层。这些堆积层错表明形成多型的结构,这使得它很难估计能带结构和评估航空运输的特性,排放,等等。提高结晶度,有必要增加stacking-fault-free核心纳米线在下一节中解释。核心纳米线有一个六角形的横截面侧壁,在上雕琢平面的交替一个和B microfacets被约翰逊解释等。14]。壳层的增长后,胎变成。不同增长模式在特定条件下,即VLS和MOVPE或分层技术的增长模式,可以负责胎侧的过渡。当纳米线的差距在VLS模式在低温下生长,胎侧出现了。当壳层是生长在分层技术的差距增长模式在高温下,胎侧出现了。

在Si(111)基板,我们观察到核壳的异质结构界面继续如图顶部或底部3 (c)和3 (d)。这是非常重要的,因为它使我们能够仅靠选择性湿蚀刻形成气隙结构。如果层被限制在平顶,我们将不得不执行干蚀刻去除顶层。我们还应该保护侧墙,这样他们不是蚀刻的腐蚀剂。因此一些自上而下的过程是必要的。此外,如果层沉积在Si和继续壳层,壳将湿蚀刻后容易脱落。实际上,我们已经看到几个样本覆盖顶部和连续层硅表面的壳层,结构如图3是相当罕见的。一个可能的方法来获取高收益的理想结构衬底上制造Au-array模式,选择适当的前体物质,和控制表面状态和每个纳米线之间的距离,也就是说,控制表面反应物种的扩散特性。

差距不适合研究光学特征,因为它是一种间接带隙材料。砷化镓之间的晶格常数的差异和差距导致缺陷或混乱。因此,我们试图用三元GaInP壳增长。实际上,差距壳主要紧张在砷化镓,这样很容易形成裂缝后砷化镓。通过使用GaInP,我们可以调整层的组成,是砷化镓晶格匹配。图4(一)显示的扫描电镜图像core-multishell GaInP /气隙纳米线。从表面上看,占据了大面积聚合材料,和一些结构上覆盖着一层薄薄的杂草丛生的上衣,防止湿蚀刻剂渗透结构。我们设法观察一个形状规整的支柱。湿蚀刻时间并不是在这个实验中,优化和不明显,如果砷化镓壳完全移除。因为它是很难找到如图等形状规整的支柱4(一),我们可以不执行进一步的实验。考虑到壳之间的差距和衬底如图3 (d)看来,差距没有形成化学键的Si衬底。可能,大多数差距也GaInP反应物种扩散在很大程度上没有外延生长衬底表面。这些核壳结构与空气间隙是过去的承诺。由于半导体和空气之间的折射率差异大,我们可以做一些有效的蛀牙。期待高因素和一个小的模式体积,我们进行一些模拟三维FDTD(时域有限差分)方法。如图4 (b)与three-alternated壳结构显示,高-2770倍和小体积0.8有效模式(是波长和折射率)作为一个回音廊模式。的垂直腔面发射激光器的因素是与(VCSELs),约为2100,但模式与VCSELs相比体积非常小(约5)[15]。我们正在计划为这种结构进一步优化。

在这里,我们进行了非盟粒子通过湿蚀刻去除。将纳米线表面氧化和杂质污染空气许可。一个持续的过程从核心纳米线生长在生长箱壳增长是一种很有前途的方法来防止这个。一些原位选择性蚀刻或选择性切除某些材料,像我们由退火使弯曲节点执行的技术(16),将为精致的水晶是必要的。

在本节中,一个可能的方法,使光学腔使用纳米线。在这个阶段,仍有许多挑战,实现设备的理想结构。其中一个是如何使结构没有堆积层错,这是非常重要的带隙工程如上所述。下一节提供了一个解决方案获得stacking-fault-free结构。

3.2。Stacking-Fault-Free GaAs-Related Nanopillars

最近,我们报道的结构特点唉/砷化镓/差距在硅纳米线,并在其中发现一些有趣的结构(17]。图5显示了TEM图像这样的纳米线。差距有闪锌矿结构与许多堆积层错。然而,闪锌矿几乎完全免费的堆积层错的砷化镓是生长在这个空白。唉,纤锌矿结构生长砷化镓。在三个材料,我们集中在砷化镓纳米线的差距,进一步研究它。

图6(一个)显示的TEM图像nanopillars Si衬底,其制造工艺图来解释2。我们可以获得平顶建筑物nanopillars垂直生长在硅基片上。TEM图像和选定区电子衍射(SAED)观察到的模式投影。与底部SAED模式显示了一些satellite-like斑点之间主要的衍射斑点由于包含旋转双胞胎多型的结构,上部地区显然是一个单晶闪锌矿结构。从高度的评价,区域之间的边界有或没有堆积层错是纳米线顶端的差距。虽然我们可以获得意想不到的幸运结果,stacking-faults-free增长的机制目前还不清楚。硅纳米线和差距增长后,非盟粒子包含(Si和差距8]。一个假设是,如果非盟和缺口合金粒子减少过度饱和的有效容积。这将防止变化层次堆积序列(ABC-ABC堆积闪锌矿结构),导致稳定和连续的成核14,18]。

如生长过程如图所示2,我们插入一个在量子点。从高度的评价,量子点是位于stacking-fault-free地区。更精确地确定量子点的位置,我们进行EDS分析如图6(b)。然而,没有明确的迹象在量子点检测。在似乎太薄的K线的发光是检测极限。我们也进行低温PL测量。图6(c)显示了PL谱4 K从一根柱子。只有一个峰值与肩膀的范围从750到1600纳米。高峰在821海里(1.51 eV)是由于闪锌矿砷化镓(19,20.]。肩膀在832海里(1.49 eV)也见过,这是归因于carbon-related发射(20.]。可能InAs-related排放约1.46 eV作为一个肩膀。强度非常一周,虽然在位于twin-free地区。可能的原因是高浓度的杂质和非辐射的中心。此外,在点直径约20海里,这可能导致压力点周围地区由于晶格不匹配,这压力会影响发射。我们必须减少杂质,特别是碳,通过优化生长条件和应该使用低应变量子点材料,像GaInAs。

为了观察一个量子点支柱,我们尝试另一个实验中,我们改变了材料组合和生长条件。图7显示了一个GaAsP nanopillar砷化镓点。制造过程是一样的解释(图之上2),结构示意图见图7(a)。GaAsP的增长,流动比率的火山灰₃对PH值₃一直在3/2为核心和壳区域。切片样品TEM测量到100 nm厚的一个无伤大雅的方法,这样我们可以清楚地看到晶体结构。图7(b)的TEM图像样本。因为我们使用60纳米ϕ盟胶体,外壳不够厚平顶。接口之间的差距和GaAsP显然是见过。EDS在图映射图像7(c)比在图更清楚的显示界面6(b)。stacking-fault-free区域确认以上纳米线的差距。但不幸的是,我们不能观察的导柱。这可能是由于高内容GaAsP地区,其强度是不不同的砷化镓量子点。在我们的实验中,我们没有看到一个量子点的支柱。考虑到生长过程,我们认为,量子点可以形成在这个闪锌矿sacking-fault-free地区和将寻求识别通过另一种方法在不久的将来。

3.3。平顶建筑物纳米线由一个成长过程

平顶建筑物的柱子,我们必须删除非盟粒子,仍作为催化剂,选择性地提高轴向温度增长也在高速增长。这里有几种方法来消除非盟粒子节中描述3.1。选择性湿蚀刻是一个可靠的方法,但纳米线必须暴露在空气中会导致杂质污染。我们可以删除非盟粒子纳米线生长后通过有选择地删除异质结构纳米线的一部分通过退火或气蚀。在这种情况下,可能的材料组合实现高选择性是有限的。在这里,我们介绍另一种方法让平顶建筑物的柱子。我们发现,当我们使用小型胶体5 nm直径,砷化镓柱子显示平面。首先,纳米线的差距在520°C,然后砷化镓生长在600°C。图8显示了这个示例和SEM图像样本与使用非盟胶体形成的砷化镓柱子直径60 nm。柱子与60纳米盟有锥形结构顶部区域由于VLS增长模式。另一方面,柱子与5-nm盟有平的顶部和四周都是6方方面。我们也证实了上面的砷化镓纳米线的差距是一个stacking-fault-free闪锌矿结构与TEM图像(这里没有显示)。在经济高速增长的温度,Ga在非盟粒子的浓度就高。所以假设高度Ga-containing盟粒子不能保持半球形形状和被埋在周围的层,形成的稳定方面和(111)B。它就像砷化镓纳米线与AlGaAs埋层的生长在高温(21]。但在这种情况下,似乎没有盟粒子表面上方。如果这是机制,里面的柱子可能包含非盟。我们希望确认这个实验和调查对设备性能的影响。是否非盟在核心区域,高质量层后可以生长在径向核心增长。柱子不暴露在空气中,和层外延生长单晶砷化镓核心。结合技术上面所描述的那样,我们希望能够获得一个精致的激光结构以自下而上的方式;我们已经可以使量子点没有堆积层错节中描述3.2和空腔结构的解释部分3.1。我们希望在不久的将来证明了这一点。

4所示。结论

我们成长与平的顶部垂直nanopillars Si基质,能够使腔结构与空气间隙和stacking-fault-free砷化镓区域包含一个量子点上柱子的一部分。我们获得core-multishell Ga(在)P /砷化镓(或气隙)/纳米线的差距与平坦的顶部,我们将能够适用于光子晶体器件。砷化镓的制备和表征nanopillars使用GaP-based纳米线在Si(111),我们发现闪锌矿砷化镓没有任何堆积层错之后可以生长纳米线的差距增长。我们获得平顶建筑物柱子使用小型非盟粒子。我们希望获得一个精致的激光结构以自下而上的方式通过结合这些增长技巧。

确认

作者感谢Drs。t·h·Sanada Tawara, h . Kamada h .山口,y Tokura持续鼓励在这工作和Drs。t . Mitate、t . Iizuka和美国美津浓NTT公司先进技术的帮助在TEM分析。

引用

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