無電解エッチングで作製したシリコンナノワイヤの光学的および電気的特性

背景

ナノ材料の物理的特性は、それらのバルク対応物の物理的特性とは大きく異なり、主にそれらのサイズと形状に依存します。たとえば、バルクシリコンは間接バンドギャップを持っているため、弱い赤外フォトルミネッセンスを放出します[1]。この間接バンドギャップは、効率的なバンド間放射再結合を妨げます。そのため、シリコンナノワイヤ（SiNW）などの1次元（1D）構造が導入されました。これは、量子サイズの影響により、光励起によって効率的に放出できるためです。ナノマテリアルの限られた寸法では、電子の動きが制限されているため、デバイスの電気的特性が向上します[2]。

1D Siナノ構造の形成は、効率的な電荷輸送や制御可能な光学特性など、新しいデバイス特性を提供します。 SiNWは、その優れた電気的、光電子的、および機械的特性により、将来のナノエレクトロニクス、特にオプトエレクトロニクスデバイスの有望な候補です[3、4]。そのため、幅広いアプリケーションでのSiNWの利用に多くの研究が集中しています[5]。

トップダウンとボトムアップの両方のアプローチを含む、SiNWを製造するための多くの方法があります。ただし、これらの方法にはすべて、独自の長所と短所があります。さまざまな方法の中で、最も一般的な方法は、蒸気-液体-固体（VLS）成長メカニズムです。これは、1960年代にワグナーが大規模な単結晶ウィスカ成長の研究中に最初に提案したものです[6]。それ以来、多くの研究者が化学蒸着（CVD）[7、8]、レーザーアブレーション[9]、熱蒸着[10]、分子線エピタキシー[11]を使用してSiNWを製造してきました。ただし、これらのボトムアップ手法では通常、複雑な機器、高温、高真空、および危険なシリコン前駆体が必要であり、これらすべてがプロセスのコストを大幅に増加させます。さらに、使用される成長設定の制限により、広い領域でのSiNWの生産は不可能です[12]。そのため、有望な合成方法として、簡単な方法、すなわち無電解エッチング法が提案されている。 Siの金属支援化学エッチングの最初の導入は1997年に報告され、フッ化水素酸（HF）、HNO _{3 、およびH 2 O [13]。それ以来、多くの研究者が同様の方法を採用して、HF / AgNO 3 などのさまざまなエッチング溶液システムを使用してSiNWアレイを製造してきました。 またはHF / H 2 O 2 / AgNO 3 [5、12、14、15、16、17、18、19、20]。}

この作業の最初の部分は、サイズ、長さ、および分布の点で、適切に整列された高密度で高均一な構造など、目的の構造を備えたSiNWの製造に焦点を当てています。 SiNWは、フッ化水素酸と硝酸銀の混合溶液（HF / AgNO ₃ ）でのSiウェーハの無電解エッチングによって製造されました。 システム）。シリコンウェーハのエッチング中に、選択された領域がエッチングされ、残りは保持されるため、ナノスケール範囲の垂直に整列したワイヤ構造が形成されます。エッチング後、次のプロセスに進む前に、SiNW上の銀の析出物を完全に除去する必要があります。これは、銀の析出物がバリアとして機能し、SiNWの特性（特に光学的および電気的特性）に影響を与える可能性があるためです。最後に、製造されたSiNWは、その微細構造、元素組成、形態、および光学的および電気的特性について特徴づけられました。

多くの研究者がSiNWの光学特性を調査しましたが、それらのほとんどは透過率測定を使用してバンドギャップエネルギーを決定します。この作業では、HF / AgNO ₃ での無電解エッチングによって製造されたSiNWの光学特性 反射率測定から決定されました。さらに、SiNWの電気的特性は、導電性原子間力顕微鏡（AFM）測定を使用して調査されました。

メソッド

SiNWの作成

SiNWは、（100）配向のリンドープシリコンウェーハまたはn型Si（100）ウェーハを使用した金属支援無電解エッチング法によって合成されました。ウェーハの抵抗率は0.75〜1.25Ωcmの範囲で、厚さは500〜550μmでした。 Siウェーハは、フランスのSiltronix SiliconTechnologiesから供給されました。次に、ウェーハをアセトン、エタノール、脱イオン水、および沸騰ピラニア溶液（H ₂ ）で超音波洗浄しました。 SO ₄ ：H ₂ O ₂ =4：1; v / v ）30分間。洗浄したウェーハを脱イオン水ですすぎ、最後にHF溶液に20秒間浸した後、脱イオン水で洗浄して自然酸化物を除去しました。

無電解エッチングプロセス用の浴溶液は、5 MHF溶液を0.01M AgNO ₃ と混合することによって調製されました。 解決。 HFはJTBakerから供給され、純度は48％、CMOSグレードです。さらに、AgNO ₃ 純度99％以上のQRECから供給されました。

事前に洗浄されたSi基板を、準備されたエッチャント溶液に浸漬しました（金属支援無電解エッチング）。エッチング温度は60℃、エッチング時間は60分でした[21]。エッチングプロセスは、HFドラフトチャンバー内の密閉されたテフロン容器内で実行されました。エッチング後、Si基板を脱イオン水で数回すばやくすすぎ、続いて3 mol / Lの王水で15分間超音波洗浄しました。 サンプルから銀の堆積物を除去するための溶液。王水溶液は硝酸の混合物です（HNO ₃ ）および1：3の体積比の塩酸（HCl）。サンプルを再び脱イオン水ですすぎ、乾燥させた。 HNO ₃ 、純度65％のLABSCANから供給され、CMOSグレードのHClはMERCKから12 mol / Lの濃度で供給されました。

特性

サンプルの微細構造、形態、および化学組成は、エネルギー分散型X線（EDX）分光計（Zeiss Supra 35 VP）および透過型電子顕微鏡（TEM）（Philips CM12）。 PerkinElmer Lambda 35紫外可視分光光度計を使用して、200〜1100nmの範囲の反射率を調査しました。 SiNWの表面トポグラフィーと電気的特性は、SPA-300HV顕微鏡を備えた市販のセイコーSPI 3800Nシリーズを使用してAFMによって調査されました[22、23]。 私 – V 選択したポイントでの測定は、導電性AFMプローブチップ（金コーティング、∅ _TIP ）を使用して接触モードのAFMによって実行されました。 ≈20nm）0〜2Vの範囲の順方向バイアス電圧をAFMチップに印加します。

結果と考察

微細構造

図1は、（a）エッチング前に事前に洗浄されたn-Si（100）基板、および（b）5 MHFで60°Cで60分間エッチングされたn-Si（100）基板のSEM画像を示しています。ベアシリコンウェーハは、汚染物質のない滑らかな鏡のような表面を持っています（図1a）。メソポーラス構造の形成は、HF溶液でエッチングされたSi基板上で検出されました（図1b）。 HFは酸化ケイ素のエッチャント溶液としてよく知られているため、Si表面に細孔が形成されるのは、その自然酸化物のエッチングが原因である可能性があります。ただし、エッチング速度は非常に遅いです。

a のSEM画像 事前に洗浄されたSiウェーハと b AgNO ₃ なしで5MHFでエッチングされたSiウェーハ ソリューション

SiNWは、5 MHFと0.01M AgNO ₃ を含む溶液中でのSiウェーハの銀支援無電解エッチングによって正常に形成されました。 60°Cで60分間。図2は、エッチングプロセス後の基板のSEM画像を示しています。銀イオンがエッチャント溶液に導入されると、垂直に整列したSiNWアレイが基板上に形成されました。ナノワイヤに加えて、銀の樹状突起もSiNWで見つかりました。それらは、ワイヤの先端または基板の下部に堆積されます。

無電解エッチングプロセス後（王水洗浄前）の銀デンドライトによるSiNWの形成を示すSEM画像

イオン性金属エッチャント溶液中でのSiNW製造の初期段階での多孔質シリコンの形成は、正孔の生成によって開始されます。ホールアクセプターは表面のSi-H結合であると想定されています[24]。シリコンエッチングと銀蒸着は、Siウェーハ表面で同時に発生します。堆積した銀原子は、最初に核を形成し、次にシリコンウェーハの表面に分布したナノクラスターを形成します。これらの銀ナノクラスターとこれらの銀核を取り巻くSi領域は、2つの半電池反応として定式化できる電気化学的酸化還元反応プロセスでそれぞれ局所的な陰極と陽極として機能する可能性があります。

多数のナノスケールの自立型電解槽がSi表面に自発的に組み立てられました。銀の堆積中、カソードとして機能する銀ナノクラスターは正常に保存され、アノードとして機能する周囲のシリコンはエッチングで除去されました[12、14、25、26]。

図3は、無電解エッチング法によって、王水溶液で洗浄した後に製造されたSiNWアレイのSEM顕微鏡写真を示しています。高密度SiNWアレイは、45°ビュー（図3a）、上面図（図3b、c）、および断面図/側面図（図3d）のさまざまなビューから観察できます。さらに、SiNWアレイはすべて垂直方向に適切に位置合わせされており、シリコンウェーハ基板の（100）方向の方向に従います。図3dのSiNWの断面図に示すように、平均エッチング深さは約20μmであり、これはSiNWの長さに相当しますが、直径は20〜300nmの範囲です。

無電解エッチング法で作製したSiNWアレイのSEM画像： a 45°ビュー、 b 、 c 上面図、 d 断面図/側面図

Siの銀金属支援化学エッチング中のSiNWの形成の簡単なモデルは、Smithらによって提示されました。 [16]。 SiをHF / Ag ⁺ に浸した場合 溶液では、銀ナノ粒子はすぐに核形成し、急速に成長します。初期の核形成段階では、個々の半球形粒子は本質的にSi表面上で分離され、独立して成長します。銀の核形成と成長は非常に動的なプロセスであり、銀が溶解、再堆積、および/または表面がよりエネルギー的に有利な場所に移動することを可能にします。 HF / AgNO ₃ でのSiウェーハのエッチングによる多孔質SiNWのもう1つの包括的な形成メカニズム Liらによって提案されました。 [18]。 SiNW内の多孔質構造は、Agナノ粒子によって誘発されたSi酸化に起因していました。より高いHF濃度はSiNWの成長に有利であり、SiNWの形成はAg ⁺ の影響を大きく受けることがわかりました。 イオン濃度。

Li etal。 [17]は、HF / H ₂ のエッチャント溶液を使用した多孔質シリコンナノワイヤー（PSiNW）の製造も報告しました。 O ₂ / AgNO ₃ 。このシステムでは、H ₂ O ₂ 種は酸化剤としてAg +に置き換わり、Agナノ粒子はエッチング中に触媒として機能します。ナノワイヤ全体が多数の多孔質構造で覆われている、SiNWの異なる形態が見つかりました。彼らは、H ₂ の濃度を調整することで気孔率を制御できることを発見しました。 O ₂ [17]。

過去には、金属支援エッチングは等方性であり、貴金属は常に基板表面に対して垂直方向に沿ったエッチングを触媒すると推測されていました[27、28、29]。その後、実験により、（111）および（110）基板で非垂直エッチングが発生し、傾斜した整列したSiNWが生じるため、エッチングは主に異方性であることが明らかになりました[30、31、32]。特定の好ましい結晶学的方向に沿ったこの異方性エッチングは、バックボンド破壊理論に起因した[33、34]。エッチング中は、活性化する表面の酸化と溶解反応のために、下の原子に接続している表面原子のバックボンドを切断する必要があります。バックボンドの数は、基板の結晶学的配向によって決定されます[29]。 （100）基板の表面の各原子には2つの逆結合がありますが、（110）および（111）表面の各原子には3つの逆結合があります。したがって、（100）基板上でのSiNWの製造は、他の基板よりも簡単です[35]。

要素構成

図4は、王水溶液による超音波洗浄前後のSiNWアレイのEDX分析結果を示しています。結果は、サンプルに含まれる元素が主にSiとAgであることを示しています。エッチングプロセス後、銀はワイヤの先端とワイヤ間の谷にはっきりと堆積しました。図4aに示すように、大量の銀（約11.04 at％Ag）が検出されました。しかし、王水溶液で洗浄した後、純粋なSi組成（100 at％Si）が得られました（図4b）。

エッチングプロセス後のSiNWアレイのEDX分析結果： a 王水洗浄前（88.96 at。％Siおよび11.04 at。％Ag）および b 王水洗浄後（100.00 at。％Siおよび0.00 at。％Ag）

SiNWのサイズと形状

以前に報告されたように、エッチャントの最適な濃度は、AgNO ₃ に対して0.01mol / Lです。 HFの場合は5.0mol / Lです。ただし、この方法の主な懸念事項の1つは、形成された銀ナノクラスターがSi基板の表面にランダムに堆積する傾向があることです。この現象は、製造されたナノワイヤの均一性、整列、長さ、および直径を調整することの難しさに寄与します。さらに、Siウェーハの表面に堆積した銀ナノクラスターは、選択したシードに接触するランダムな経路によって粒子が拡散し、形成された構造に付着するため、さまざまなサイズと形状を持つことがわかりました。これにより、サイズと形状が不均一なSiNWアレイが形成されました[5、12、15、16、17、18、19、20、28、36、37、38]。

一般に、無電解エッチングされたSi構造の形態は、Ag触媒堆積物の形状によって定義されます。十分に分離されたAg粒子は通常、明確な細孔をもたらしますが、Ag粒子が束になって堆積すると、エッチングされた構造が細孔から壁状またはワイヤー状の構造に進化する場合があります[29]。言い換えれば、Agイオンの触媒活性は露出したファセットによって決定されます。したがって、ナノワイヤ構造が単一の個別のワイヤも壁のような構造も生成せず、両方の混合物を生成したことは合理的です。

図5に、SiNWの形態を示します。 TEM分析は、基板から事前に除去されたSiNWで実行されました。結果は、SiNWのサイズ（直径）が20〜200 nmの範囲にあることを示しています（図5a）。円形（図5b）、長方形（図5c）、三角形（図5d）など、さまざまな形状のSiNWが見つかりました。 SiNW製品の形状の変化は、Si基板表面での銀堆積物の不均一な形成によるものです。 SiNWのサイズと形状は、ローカルカソード（銀ナノクラスター）の形状、サイズ、および位置を制御することによって適切に制御できます。これは、ポリスチレン球の単分子層などの適切なテンプレートを使用した無電解エッチングによって実現できます[39]。結果は、陽極酸化中の規則正しいハニカム構造の形成に似ています[40、41]。

緩いSiNWのTEM画像： a さまざまなサイズと形状のSiNWのバンドル、 b 丸型SiNW、 c 長方形のSiNW、および d 三角形のSiNW

光学特性

SiNWの製造は、入射光の反射を最小限に抑え、吸収を可能な限り高めることを目的とした表面改質技術です。観察から、Si基板上のSiNWは、光沢のある表面を持つ裸のSiウェーハと比較して外観が黒色です。太陽電池の主要なエネルギー損失メカニズムの1つが光反射であるため、SiNWの反射防止の性質が注目されています。感光性デバイスでこれらのナノ構造を利用すると、反射防止コーティングの必要性がなくなる可能性があります[5、19、20、28]。製造されたSiNWの光学特性を定量化するために、紫外可視（UV-Vis）分光光度計を使用してサンプルの反射率を測定しました。

図6は、反射率（ R ）の変化を示しています。 ）波長に応じて（λ ）Si基板およびSiNWアレイへの入射放射線の。測定値は、200〜1100 nmの波長の紫外線領域（UV）から赤外線領域（IR）まで変化する放射線でサンプルを照射することによって得られました。 SiNWの反射率は、対応する裸のSiウェーハの反射率よりもはるかに低いことがはっきりとわかります。

反射率（ R ）対波長（λ ）Si基板とSiNWアレイの場合

図6を参照すると、SiNWアレイの反射スペクトルは、可視から近赤外領域（400〜1100 nm）でかなり安定しているように見えます（ほぼ平坦な曲線）。これは、SiNWアレイが可視および近赤外線に非常に敏感であることを単に示しています。この波長範囲（400〜1100 nm）は、感光性デバイスのアプリケーションに不可欠です。 SiNWアレイの平均反射率は、可視領域で約12％、IR領域で10％です。しかし、Si基板ははるかに高い平均反射率を示しました。 Si基板の最大反射率は65.1％であり、同じ波長範囲（UV領域に近い）でのSiNWの最大反射率（19.2％）よりもはるかに高くなっています。さらに、SiNWの最小反射率は、近紫外線領域で約3.5％、可視から近赤外線領域で9.8％です。 UV、可視、およびIR領域での反射率の詳細な比較を表1にまとめます。結果は、Si基板の表面形態を変更してSiNWを形成することにより、広いスペクトル範囲で入射放射線の反射損失を低減できることを示しています。この特性は、入射光を効果的に検出できる感光性デバイスにSiNWを適用するための要件を満たしています。

結果は、以前に報告された反射率の結果と一致しています[19、20、42]。 Jia etal。 [42]は、黒Si（異なるポストエッチング処理でエッチングされたベアSi）の反射率が、可視スペクトル全体、および近UVおよび近IR領域で約10％であることを発見しました。さらに、反射防止コーティングなしで研磨されたウェーハの反射率は、同じ波長範囲で30〜50％の間で変化します[42]。 Li etal。 [19]は、ナノテクスチャの多結晶シリコン（mc-Si）が約5.6％の優れた反射防止能力を示すことを報告しました。この結果は、HF / H ₂ でエッチングされたSiウェーハで得られたものです。 O ₂ / AgNO ₃ 最適化された製造条件下で。さらに、反射防止特性は、ナノワイヤアレイの均一性が増すにつれて徐々に増加し、ナノワイヤの長さが長すぎると減少し、ナノワイヤの凝集につながる。反射率の損失をさらに低減するためにKOHで処理されたSiNWについても、同様またはさらに優れた結果が報告されています。これらの条件下で、約3.4％の超低反射防止能力を備えた大規模なSiNWアレイを得ることができます[20]。

数十年前から、反射防止コーティングを使用して反射損失を監視してきました。ただし、これらのコーティングは共振構造を持ち、限られたスペクトル範囲で特定の入射角に対してのみ効果的に機能します[28]。 SiNWは、入射光の波長よりも小さい寸法の表面レリーフ構造です。ナノワイヤの直径よりも長い波長はサンプルを通過し、複数の散漫散乱によってのみ吸収されます。より長い波長領域では、反射が最小化されるのは、SiNW間の光の回折が大きいためです[43]。これらの深いプロファイルは、広いスペクトル帯域幅にわたってフレネル反射を大幅に抑制することができます[28]。さらに、SiNWアレイは、光トラップ効果と光アンテナ効果により強い光吸収を示し、光反射を抑制します[44]。

多くの研究者は、バルクとは異なる形態のナノワイヤがバンドギャップの広がりを生み出すと主張しています。これは、広い吸収スペクトルと光​​透過範囲に起因します。 Kubelka-Munk [K-MまたはF（R）]法[45]を適用することにより、サンプルのバンドギャップエネルギーは次の式で決定できます。

ここで R は反射率であり、F（R）は吸光係数（α）に比例します。 ）。この作品では、[F（R）* hv ] ⁿ 対光子エネルギー（hν ）Si基板とSiNWについてプロットされます。ここで、 h プランク定数（4.1357×10 ^-15 eV s）、 v は光の周波数であり、 n は電子遷移に関連する係数です（直接許可された遷移の場合は2、間接許可された遷移の場合は1/2）。グラデーションの接線を x を超えて延長する -軸、線が x と交差する点 -軸は、サンプルの推定バンドギャップエネルギーです。

図7は、（F（R）* hνのプロットを示しています。 ） ^1/2 対光子エネルギー（hν ）Si基板およびSiNWの場合。 SiNWのバンドギャップエネルギーは、対応するベアSiウェーハのバンドギャップエネルギーよりもわずかに高いことがわかりました。計算されたバンドギャップエネルギー E _g は、Si基板の場合は約1.15 eV、SiNWの場合は約1.20eVです。これらの結果は、黒川らの結果と一致しています。 [39]。このグループは、カソードルミネッセンス測定から得られたように、SiNWアレイのバンドギャップが約1.2eVであると報告しました。バンドギャップ拡大現象は、量子閉じ込め（QC）効果によって説明できます。 QC理論によれば、バンドギャップはナノ構造のサイズが小さくなるにつれて増加し、青方偏移につながるはずです[46]。

（F（R）* hνのプロット ） ^1/2 対光子エネルギー（hν ）Si基板とSiNWアレイの場合

Ng etal。 [47]は、SiNWのバンドギャップ幅がナノワイヤ構造の直径の減少とともに増加することを報告しました。さらに、表面積対体積比が高いため、直接バンドギャップ挙動を示すSiNWが得られ、ワイヤの直径が小さくなるにつれて、より印象的なものになりました[48]。小径のSi線は直接バンドギャップを示します。密度汎関数理論計算[48]によって決定されるように、直径が約1nmのSiNWで2.5eVを超えるバンドギャップが得られました。 LiとBohn [49]は、金属支援無電解エッチング法によって調製された多孔質Siを使用した発光デバイスの製造を実証しました。彼らは、大きな表面積がバンドギャップのシフトと多孔質ナノ構造の効率的な発光特性につながることを発見しました[49]。

電気的特性

原子間力顕微鏡（AFM）を使用して、合成されたSiNWの表面トポグラフィーと電気的特性を特徴付けました。 AFMでは、小さなプローブがサンプル全体をスキャンされ、サンプルの表面に関する情報は、プローブと表面の相互作用から収集されます。得られた結果は、物理的トポグラフィーおよびサンプルの物理的、磁気的、および化学的特性の測定値の形式です。 AFM測定は、サンプル表面のトポグラフィーが変化し、プローブチップとサンプル表面の間の原子間力が変化するときのカンチレバーのたわみに基づいています。

非接触モード操作は、表面トポグラフィーイメージングに使用されました。ただし、電気的測定には接触モードAFMが適用されました[22、23、50]。この作業では、市販の導電性AFMプローブを使用して、電流対電圧（ I ）を取得しました。 – V ）SiNWアレイの特性と表面トポグラフィー。図8に、 I の実験装置の概略図を示します。 – V 特性評価。この実験では、導電性AFMプローブ（金でコーティングされたチップ、半径約10 nm、力の定数40 Nm ^-1 、および共振周波数300 kHz）は、接触モードAFM操作を介してSiNWの上端と接触していました。 0から2Vまでのランプ電圧。

AFMによる電気測定の実験装置の概略図

図9は、1.5μm×1.5μmのスキャン領域で垂直に整列したSiNWアレイの上面SEM画像と2DAFMトポグラフィー画像を示しています。個々のナノワイヤとグループ化されたナノワイヤを観察できます。地形画像から、山から谷までの表面粗さは722.7 nmであり、平均粗さは127.4nmであることがわかりました。

垂直に整列したSiNWのSEMおよびAFM画像。 AFMによる電気測定には三角形のワイヤーが選ばれました

図10は、 I を示しています。 – V 自立型SiNWの上部のさまざまな先端位置での特性曲線。特性は抵抗に対応し、ナノワイヤは2.0 Vまでの順方向バイアスに対してすべてのポイントで線形オーム挙動を示します。この場合、ピークから推定されるように、エッチング深さ（ナノワイヤの長さ）は約722.7nmです。谷への表面粗さ（図9のAFM画像を参照）。電気抵抗は、 I の傾きから求めることができます。 – V 図10の特性曲線。

I–V AFMによって測定された個々の自立型SiNWの曲線。特性は抵抗器の動作に対応しています。 挿入図 電気測定用のAFMスキャン領域とAFMプローブ位置を示しています

抵抗率、ρ 、オームの法則から取得できます：

ここで R は抵抗です、 A はAFMチップ領域に対応する接触領域であり、 L ワイヤーの長さです。 AFM画像からのワイヤ長（722.7 nm）とAFMチップの頂点半径（約10 nm）を使用すると、平均抵抗率は33.94Ωcmであることがわかりました。詳細については、表2の計算された抵抗と抵抗率を参照してください。この結果は、分子線エピタキシーによって成長したナノワイヤーの抵抗率が0.85ΩcmであるBauer etal。によって報告されたSiNWの抵抗率よりもはるかに高くなっています。 n +シリコン基板[51]。

結論

SiNWアレイは、HF / AgNO ₃ でのn-Si（100）ウェーハの無電解エッチングによって正常に製造されました。 。製造方法は、複雑な設備や手順を必要としない、シンプルでワンステップの低コストのプロセスです。 SiNWのサイズ（直径）は20〜200nmの範囲です。円形、長方形、三角形など、さまざまな形状のSiNWが見つかりました。 SiNWの形状変化は、Si基板表面での銀の不均一な核形成に起因することが示唆されています。近ＵＶ領域から近赤外領域で１０％未満の低い反射率が得られた。したがって、SiNWは、広いスペクトル範囲にわたる反射防止アプリケーションに使用できることが証明されました。 SiNWのバンドギャップエネルギーは、Si基板のバンドギャップエネルギーよりもわずかに高くなっています。金でコーティングされたチップを使用した接触モードAFMは、SiNWの電気的測定にうまく適用されました。 I–V 自立型SiNWの特性は、線形オーム挙動を示します。 SiNWの平均抵抗率は約33.94Ωcmです。

略語

AFM：

原子間力顕微鏡

AgNO ₃ ：

硝酸銀

EDX：

エネルギー分散型X線

FESEM：

電界放出型走査電子顕微鏡

HCl：

塩酸

HF：

フッ化水素酸

HNO ₃ ：

硝酸

I – V ：

電流-電圧

SiNW：

シリコンナノワイヤー

TEM：

透過型電子顕微鏡