UDMHを利用したGaP（N）ナノワイヤのVLS成長に対するN取り込みの影響

はじめに

III–Vナノワイヤ（NW）は、半導体技術のほぼすべての分野でビルディングブロックとしてかなりの関心を集めています[1,2,3,4]。特に、それらの小さなフットプリントは、効率的な弾性ひずみ緩和を可能にし[5]、したがって、格子不整合が非常に大きい場合でも、ヘテロエピタキシー中の高い結晶化度を可能にします[6]。これにより、平面ヘテロエピタキシーの高い結晶化度では実現が難しい、非常に幅広い材料の組み合わせの分野が開かれます。したがって、格子整合の要件によって支配される制限が軽減され、NWの光電子的、化学的、および構造的特性のエンジニアリングに重点を置くことができます。

従来のIII-V材料を窒素と合金化することは、いわゆる希薄窒化物化合物を構成し、材料特性をさらに調整するための強力な方法であることが証明されています[7、8]。例えば、それはバンドギャップの強力な減少と、GaPの間接バンドギャップの準直接バンドギャップへの変換につながります。 Nの0.5％[9、10]。さらに、GaAs、GaP、およびInGaP中の希薄な量のNは、水溶液中での化学的安定性を大幅に改善することが報告されています[11、12]。これは、光腐食が深刻な問題である太陽水分解にとって非常に興味深いものです。

N含有GaPNWは、過去にNH ₃ を利用してボールミル粉砕されたGaP粉末を昇華および再凝縮することによって調製されていました。 Nソースとして[13]。最近では、さまざまな異なるN含有III–Vコアシェル構造の分子線エピタキシー（MBE）成長が実証されています[14、15、16、17、18、19]。これらの研究では、通常、NフリーNWコアは、触媒としてGa液滴を使用した気液固（VLS）成長モード（自己触媒成長モードとして知られる）を介して成長し、その後、希薄窒化物シェルが成長しました。従来の層エピタキシー（蒸気-固体メカニズム）による。これらの研究は、希薄窒化物NWの大きな可能性を明らかにし、表面再結合の減少[20]、エネルギーアップコンバージョンによる光収穫の増加[21]、直線偏光の放出[22、23]などのアーキテクチャに関連する有益な特性を発見しました。 ]。

それにもかかわらず、希薄な窒化物材料は、強い非放射再結合に絶えず悩まされています。これは、格子間原子、アンチサイト、空孔、不純物原子などの欠陥の形成と密接に関連していることが知られている問題です[24、25、26、27]。それらの形成は、成長中に適用される条件とパラメーターに強く依存します。たとえば、水素は点欠陥の形成を促進するようであり[28]、前駆体とエピタキシー法の選択は欠陥形成に大きな影響を及ぼします[26、29]。 NW（コア）のVLS成長は、層（またはシェル）の蒸気固体成長とは大幅に異なるため、VLS成長メカニズムを適用すると、有害な点欠陥の密度が低下する可能性があります。これまでのところ、希薄窒化物のVLS成長は、自己触媒成長によってのみ達成されていました[18、19]が、小さな成長ウィンドウによって制限されています。したがって、パラメータを注意深く調整する必要があり、明確に定義されたドーピングは非常に困難です[30、31]。さらに、この成長モードは、寄生島の成長と不均一な北西の寸法にしばしば苦労します[18、19]。対照的に、Au触媒によるVLS NW成長は非常に用途が広く、制御がかなり容易であり、正確に調整可能で高いドーピングレベルを可能にします[1,31,32,33]。しかし、Au触媒によるVLS成長を介して希薄な窒化物NWを調製するという文献で報告された最初の試みは、N前駆体が一次元成長を抑制したため成功していません[34]。

この研究では、Au触媒によるVLS成長メカニズムを介した希薄窒素の取り込みの成功を示しています。窒素前駆体非対称ジメチルヒドラジン（UDMH）を利用することにより、グループVサイトにNが組み込まれ、形態と結晶構造に全体的に有利な影響を与えることがわかります。

メソッド

GaP（N）NWは、有機金属気相エピタキシー（MOVPE、Aixtron AIX 200）を介して、GaP（111）B基板上でAu触媒による気液固（VLS）成長モードによって成長しました。液体前駆体のみが、トリメチルガリウム（TMGa）、ターシャリーブチルホスフィン（TBP）、および非対称ジメチルヒドラジン（UDMH）とともに、それぞれGa、P、およびNの前駆体として使用されました。 NW成長の前に、基板をアセトンとイソプロピルアルコールで洗浄し、コロイド溶液から単分散のAu粒子を堆積させました。表面酸化物を脱着させて液体のAu-Ga液滴を形成するために、TBPの過圧下で550°Cで15分間アニーリングを行いました。続いて、NWをχ _TMGa のTMGaモル分率で成長させました。 =6.16×10 ⁻⁵ 適用される成長温度は500〜550°Cの範囲であり、UDMH：TBP比は0：1（つまり、純粋なGaP）と9：1の間で調査されました。特に明記しない限り、成長時間は16分、Au粒子サイズは50nmでした。プロセス全体を通して、反応器の圧力は50 mbarで、総ガス流量は3.4 l / minでした。これは、H ₂ によって提供されました。 キャリアガスとして。指定されたすべての温度は、グラファイトサゼプター内の熱電対によって測定されました。

サンプルは、高解像度の走査型電子顕微鏡（SEM、Hitachi S 4800-II）によって特徴づけられました。サンプルのうちの2つは、透過型電子顕微鏡（TEM）による顕微鏡および分光学的調査のために選択されました。 TEMサンプルは、レース状のカーボングリッド上に機械的に乾式転写されました。 TEM研究は、ThermoScientific Titan ³ で実施されました。 テミスは200kVで動作します。顕微鏡には、照明側とイメージング側の両方に超高輝度X-FEG電子源と球面収差補正器が装備されています。電子エネルギー損失スペクトルは、403eVでのN-Kエッジの検出に最適化された収集角度〜3mradの回折モードで付属のGIFQuantumERSを使用して記録されました。ラマン分光法の場合、NWは同じ方法でSi基板上に転写されました。 400μWの緑色の532nmレーザーを励起源として使用し、×50の対物レンズで焦点を合わせました。信号は、冷却されたSi電荷結合デバイス（CCD）検出器で分析されました。

結果と考察

形態学

図1に、異なる方法で調製されたGaP（N）NWの形態を示します。アスペクト比が非常に高いNWの曲げや接触は、成長直後には見られませんでしたが、SEM調査中の静電引力によるものであることに注意してください[35]。同じ効果により、さらに一部のNWの上部に歪みが生じます（図1b、cを参照）。

GaP（111）B上のVLS成長GaP（N）ナノワイヤ。 UDMH：TBP比と温度は、それぞれ0から9および500から550°Cまで変化しました。成長時間は常に16分でした。すべての概観およびクローズアップスキャンは30°の傾きで行われ、それぞれ同じスケールで、測定バーは2μmまたは200nmです。 （g '）、（f'）、および（k '）には、表面がはっきりと見えるように拡大されたクローズアップが表示されています

顕微鏡画像は、この研究で調査されたすべてのパラメーターについて、自立型NWの成長が達成されたことを示しています。さらに、ほとんどの場合、すべてのNWは基板に対して真っ直ぐで垂直であり、長さが均一です。自己触媒による希薄窒化物NW [14、18、19]とは対照的に、寄生的な島の成長は観察されませんでした。これらのNWプロパティは、アプリケーションで使用するための一般的な要求に一致するために不可欠であると見なされます。さらに、温度とUDMH濃度（UDMH：TBP比として表される）の両方がNW形態に多大な影響を与えることがわかります。温度を上げると長さが短くなり、寄生蒸気-固体（VS）の成長が促進されます。北西側のファセット。どちらの効果もNWの先細りを強めます。寄生シェルは、形状、異なる組成[36]、および/またはドーピングレベルまたはドーピング方向[37]の理由でデバイスの機能を低下させる可能性があるため、テーパーは一般に望ましくありません。すべてのサンプルの等しい成長期間から、軸方向の成長率（GR）は温度とともに減少し、同軸のGRは増加します。対照的に、UDMH濃度を上げると、一般的に有益です。UMDH比を上げると、軸方向のGRが上昇し、半径方向のGRが低下します。したがって、特に高温の場合、テーパーは大幅に減少します。それとは別に、9：1の非常に高いUDMH比は、不安定な成長条件につながります。この不安定性は、成長方向の頻繁な変化と広い長さの分散に反映されています。部分的には、北西の成長は完全に抑制されています（図1hの矢印を参照）。高いUDMH比でのNW成長の別の特徴は、表面の粗面化であり、これは、より高い温度とより高いUDMH供給の両方によって悪化します（画像g '、j'、およびk 'を比較してください）。表面が最も粗い550°Cおよび3：1（kおよびk '）の濃度では、粗さは下から上に向かって減少し、Au粒子のすぐ下では発生しないことが明らかになります。これは、この効果がVLSの成長ではなく、寄生シェルの成長に関連していることを証明しています。この粗面化の理由は、シェルへの窒素[38]の強力で、おそらく不均一な取り込みによるひずみである可能性があります。

図2に示されているNWの幾何学的特性の評価は、上記の傾向を示しています。アキシャルGR（a）はUDMHの供給とともに増加し、温度とともに減少しますが、同軸GR（b）の場合は正反対です。したがって、上部と下部の半径の差をNWの長さで割ったものとして定義されるテーパーパラメータ（c）は、UDMH比が高く低温の場合は低くなります。テーパーパラメータのこの定義は、同軸GRと軸方向GRの比率に等しいことに注意してください。

成長温度とUMDH：TBP比の関数としての図1のNWの幾何学的特性：（ a ）長さと平均軸方向成長率、（ b ）同軸成長率、（ c ）テーパーパラメータ、（ d ） 全容積。各測定ポイントは、平均10〜20 NWを表し、エラーバーは標準偏差またはエラー伝播を表します。 （ d のNWの平均総体積 ）断面が円形の円錐台を想定して推定されました

この温度による漸減の増加は、北西成長で一般的な現象であり、次のように説明できます[39]：低温（≤500°C）では、VS成長は速度論的に制限されますが、VLS成長は成長種。温度が上昇すると、VS成長の運動障壁がますます通過するため、同軸GRが上昇します。 VSとVLSの成長は材料をめぐって競合するため、温度の上昇により、軸方向のGRが同時に低下します。この効果は、脱着速度の増加とそれに伴う拡散長の減少によってさらに強化することができます。 TMGaはすでに450°Cで完全に熱分解されており[40]、V / III =10でGRを制限するのはTMGaであるため、分解速度は小さな役割を果たします。ただし、一般に、温度に加えて、III-V比と絶対的な前駆体の流れが成長速度に多大な影響を与えるため、高温でもテーパーのないNWを実現できることに注意してください（たとえば、WZについては[41]を参照）。 -GaAs NWおよび[42]（InP-NWの場合）。

以下では、UDMHの添加によるテーパーの減少について説明します。図2aおよびbから、それは加速された軸方向VLS成長と減速された同軸VS成長の両方によるものであることが明らかです。 NW成長中のHCl [33、43]またはtert-ブチルクロリド（TBCl）[44]の添加についても、GRに対する同様の影響が観察されます。どちらの場合も、塩素種の腐食作用により、側面のVS成長が減少または完全に抑制されます[45、46、47]。同時に、軸方向のGRが増加します（少なくともHClまたはTBClの濃度が低い場合）。 Cl種の非存在下でVS成長に寄与するグループIII種の部分は、おそらくInPNWのInClの形で代わりにVLS成長に寄与すると主張されています[33]。これらの研究では、Cl種の増加は常にNW量の減少を伴いますが[33、44]、ここで調査したGaP（N）NWの量は、UDMHの濃度に比較的依存せず、場合によってはUDMH濃度（図2d）。このため、UDMHのエッチング効果はほとんどありません。代わりに、UDMHとその断片は、サイドファセットでのVSの成長を立体的に妨げる可能性があります。大量のUDMHとその断片が、500°Cから550°Cの間の北西側のファセットに吸着物として存在するという強力な証拠があります。この証拠には、次の点が含まれます。まず、UDMHの不完全な分解。これは、500〜550°Cの間で約5％〜30％しか進行しないはずです[48,49,50,51]。第二に、気相中の高濃度のUDMHは、TMGaの量の10〜90倍に相当します。第三に、GaPN層でのその場分光法による実験。これは、UDMHとそのフラグメントが成長と冷却（650°C未満）後に表面に付着することを示していますが、TBPとそのフラグメントには当てはまりません[52]。これらの吸着物は、Ga種が北西ファセットに到達してVS成長に寄与するのを防ぎます。代わりに、それらはAu粒子に拡散し、そこでVLSの成長を促進します。 Au粒子の表面がコレクターとして機能し、成長フロント（Au粒子とNWの間の界面）の約3倍を測定するため、VLSの成長は立体障害の影響を大幅に軽減します。さらに、Auの触媒効果[53、54]は、UDMHの熱分解を促進し、それによってより揮発性の高いフラグメントの除去を促進する可能性があります。

ラマン分光法

窒素の取り込みと構造特性を調査するために、後方散乱ジオメトリの個々のNWに対してラマン分光法を実行しました。ラマン分光法で分析されたNWは、図1に示したNWとは異なり、直径が大きく（100 nm）、8分間しか成長しませんでした。これにより、寄生VSの異常増殖の影響が無視できるほど小さくなります。たとえば、UDMH比が3：1の場合、ワイヤの中央（測定が実行された場所）の断面積のシェルのパーセンテージは3％未満です。参考までに、格子整合したGaP _{1 − x} N _x x を使用したSi（100）上のレイヤー =2.1％も測定されました。すべてのスペクトルは、GaPの縦光学（LO）モードに関して正規化されています。

すべてのスペクトルは、GaPのような横方向の光学フォノンモード（TO _Γ）を示します。 ）365 cm ^-1 および縦光フォノンモード（LO _Γ ）399–403 cm ^-1 、ブリルアンゾーンの中心（Γ点）のフォノンでのラマン散乱に基づいています。さらに、387 cm ^-1 付近のスペクトル成分 （X）、397 cm ^-1 （SO）、約500 cm ^-1 （NLVM）、およびSi基板のLOモード（LO ^Si ）522 cm ^-1 観察された。 750–820 cm ^{− 1} 範囲には、2次ラマン散乱（SORS）のモードが含まれます。

UDMH：TBP比が低い場合（0.1および0.3）、397 cm ^-1 の表面光学（SO）フォノン 観察可能です[55,56,57]。この表面活性化フォノンモードは、直径変調[55]、粗い表面[56]、および/または構造欠陥[57]から発生する可能性があります。 UDMH比が増加すると、SOモードは消滅するか、Xと呼ばれるモード（LO _X と呼ばれることもあります）によって重ね合わされます。 ）。その発生は、一般に、並進対称性の破れによって説明されます[58,59,60]。これは、この場合、GaP行列へのNの挿入によって引き起こされます。これにより、運動量保存の法則が緩和され、X点またはその近くのフォノンによるゾーン境界の縦方向の光学フォノン散乱が可能になります[59、61]。 XモードはUDMH比とともに着実に増加するため、取り込みも増加すると結論付けることができます[61,62,63]。残念ながら、Xモードの強度では、N含有量との正確な関係が不明であり、測定条件に強く依存するため、N含有量の定量化はできません。対照的に、〜500 cm ^{− 1} でのN関連局所振動モード（NLVM）の強度 （置換）窒素の濃度にほぼ直線的に比例します x 、 x の場合 ≤2.1％で、スペクトルはLOモードに正規化されています[58]。 NLVMはGa–N結合の振動によって引き起こされるため、置換窒素のみを反映します[62、64、65]。 NLVMはLO ₂ として示される場合があることに注意してください 。平面GaPN _0.021 を使用 参照は同じ条件下で測定され、GaP（N）NWの置換N濃度は、NLVM / LO _Γから決定できます。 容積率。 SiのLOモードが重複しているため、ピークデコンボリューションを適用する必要があります。 NLVM / LO _Γが生成されます （GaPN）=0.44±0.03およびNLVM / LO _Γ （NW、3：1）=0.145±0.028。したがって、x _3：1 の置換N濃度 =（0.7±0.2）％（UDMH：TBP比が3：1の場合）が決定されます。ただし、UDMH比が低い場合は、NLVMの強度が低すぎて定量化できません。

冒頭で述べたように、鈴木らによる以前の試み。 （GaAs（N）NWの）Au触媒によるVLS成長中にNを組み込むことは失敗しました[34]。理由が多岐にわたる可能性があるとしても、成長シーケンスが（私たちの研究に関して）最大の違いであり、したがって、失敗の最も可能性の高い原因であると考えています。鈴木ほか適用されたパルスジェットエピタキシーでは、各前駆体が数秒間別々に提供されます（パルスと呼ばれます）。 VLS成長の場合、種は層成長と比較してより長い距離を移動する必要があり、結晶への取り込みは液体シード粒子を介して遅延するため、物質移動と脱着が重要な役割を果たします。このコンテキストでは、前駆体のタイプとその分解速度も重要になります。これは、私たちの研究で観察されたとおりです（図2を参照）。

さらに、UDMH比を上げると、2次ラマンプロセス（SORS）が強化されます。平面GaPNの場合は逆であるため、これは注目に値します。そこでは、Nの取り込みにより、SORSピークの強力な消光と広がりが生じます[58]。これは、（一次散乱と比較して）少数の格子定数のスケールでの格子歪みに対する二次散乱プロセスの高感度の結果です[58、66]。このような格子歪みの原因として考えられるのは、Nクラスターと、短くて硬いGa–N結合による局所的な歪みです[58]。逆に、これは、窒素の取り込みが強化されているにもかかわらず、UDMH濃度が高くなるとNWの格子歪みが減少することを示しています。これは、平面間の間隔が六角形（つまり、SF密度）[67]とともに増加し、周期性が各SFによって乱されるため、UDMH供給時の積層欠陥の減少に関連している可能性があります。 LO _Γのスペクトルの正規化に注意してください。 LO _Γの強度が事前に正規化されているため、潜在的な原点として除外されます。 N含有構造の場合は約2〜3倍大きかった。

TEMおよびEELS

この結論を検証するために、透過型電子顕微鏡法（TEM）は、UMDHの供給がある場合とない場合で成長したNWで実施されました。さらに、EELSは、Nの取り込みを証明するための補完的な方法として適用されました。

図4は、サンプルのTEM研究をまとめたものです。サンプル1AはUDMHを供給せずに成長させ、サンプル1CはUDMH：TBP比3で成長させました。どちらのサンプルも500°Cで調製しました。名称は図1のパネル名に従います。EELスペクトルでは、400 eVのN-Kエッジがサンプル1Cではっきりと見られますが、サンプル1Aではほとんど検出されません（図3a bを参照）。両方のサンプルは、⟨110⟩ゾーン軸の近くに幸運にも向けられた北西のフーリエフィルター処理されたHRTEM画像のABCABCスタッキングからわかるように、優勢な閃亜鉛鉱（ZB）構造を示します（ただし、まだ数度ずれています。挿入図を参照）。サンプル1Aの図4c）。 150〜200μm ^-1 のかなり高密度のSF 両方のサンプルで見ることができます。驚くべきことに、サンプル1Cでは、通常150〜300nmの長さのSFフリーセクションが頻繁に観察されます。 NフリーおよびN含有NWのSF密度が類似していることを考慮すると、UDMH濃度の増加に伴ってSORSプロセスの強化を引き起こすのはSFフリーセグメントであると思われます（図3を参照）。

0.1から3の範囲のUDMH：TBP比で成長したGaP（N）NWのμ-ラマンスペクトル。Si上の格子整合GaPN層は、参照（オレンジ）として機能します。 NLVMコンポーネントのデコンボリューションには、（同じ形状の）疑似フォークト関数が使用されました。 800 cm ^-1 の鋭い線 測定アーティファクトです

UDMHの供給なしと供給ありでそれぞれ成長させたサンプル1Aと1CのTEM結果。この名称は、図1のパネル名に従います。サンプル1A（ a ）の電子エネルギー損失（EEL）スペクトル ）および1C（ b ）、サンプル1CへのNの取り込みが明確に示されています。サンプル1AのTEM顕微鏡写真（ c ）および1C（ d ）。 （ c の挿入図 ）は、サンプル1Aの小さなSFフリー領域のフーリエフィルター処理されたHRTEM画像です。サンプルが⟨110⟩ゾーン軸から数度離れているにもかかわらず、GaPのABCABCスタッキングがまだ表示されており、ジンクブレンデ構造が確認されています。サンプル1CのSFフリーセクションが強調表示されています。明視野（ e ）および暗視野（ f ）TEM画像は、SFフリー領域の対角線に沿って強いひずみコントラストを示しています。 （ g の大角度収束ビーム電子回折（LACBED）パターンにおけるブラッグライン[63]の典型的なねじれと分裂 ）SFフリー領域（濃いシアンで強調表示）に転位が存在することを確認します

このようなSFフリーセグメントのさまざまなgベクトルを使用した明視野（BF）および暗視野（DF）イメージングは​​、SFリッチ領域の一方の端からもう一方の端まで斜めに走​​る単一転位の強いひずみ場を明らかにします（cf.図4e、f）。大角度収束ビーム電子回折（LACBED、図4gを参照）では、欠陥線に遭遇したときにブラッグ線の典型的なねじれと分裂が観察されます。これは、それが実際に転位、すなわち線欠陥であり、平面欠陥、例えば傾斜面境界ではないことを証明します。なぜなら、そのような平面境界は、観察されたねじれではなく、LACBEDのブラッグ線のシフトをもたらすからです。と分割[68]。転位線の傾斜角とg.b可視性基準のBF-TEM画像から、転位はスクリューとエッジ特性からなる混合型です。 SFが成長欠陥であり、転位がSF間に固定されていることを考慮すると、転位は成長中にも形成され、その後は機械的応力によって引き起こされたのではない可能性があります。この結論は、SFフリー領域内の直径がわずかに減少することによってさらに強化されます。おそらく、転位の形成は、Nの取り込みと、Ga–NとGa–Pの結合長が大きく異なることによる高い局所ひずみによって引き起こされます。

転位の存在による積層欠陥の欠如についてのありそうな説明は、以下に与えられます。 VLSの成長は通常、層ごとの成長を介して進行することが知られています。2D核は、次の層がスタッキングシーケンスに従うか（ZB核）、SFを形成するか（WZ核）を決定します。 Au触媒による成長の場合、ほとんどの条件下で、核は三相境界で形成されます[39]。この場合、調査対象のNWでも観察されているように、ZBとWZの核形成障壁は非常に近く、頻繁なSF形成につながります。

転位が存在すると、成長メカニズムが大幅に変化し、転位コアの近くに材料が好ましい形で組み込まれるようになります。ここでは、転位の2つの特性を考慮する必要があります。ねじの性質により、液体から固体に変化する原子の好ましい取り込みサイトとして機能する（平らな{111}表面からの）突出した原子が生じます。転位線に沿った原子のらせん状の配置（参考文献[69、70]を参照）は、転位が核形成するときに定義されるスタッキングシーケンスを決定します。転位がなくなった場合にのみ、積層障害が再び発生する可能性があります。転位がナノワイヤの内部にまだ存在する理由は、そのエッジコンポーネントの半径方向の異方性応力場である可能性があります。これは、一方の側で圧縮され、もう一方の側で引張ります。これにより、成長中に転位を中心に向かって、そして最終的には北西のもう一方の端に向かって斜めに引きずる正味の力が生じます。それのまっすぐなコースは、転位線の張力の結果です。

結論

我々は、Au触媒によるVLS成長中に希薄な量の窒素をGaP NWに組み込む方法を示し、GaP（N）NWの結晶構造への影響を示しました。ラマン分光法は、窒素前駆体UDMHの供給が増加するにつれて、Nの量が増加することを証明し、グループVサイトでの取り込みを検証します。 UDMHの濃度と温度の広い範囲を研究し、形態に対するUDMHの全体的な有利な影響を発見しました。これは、不完全に熱分解されたUDMH分子の立体障害に起因するNWテーパーの減少に反映されています。 TEM分析により、スタッキングフォールト（SF）密度がかなり高いNフリーおよびN含有NWの両方で亜鉛ブレンド構造が明らかになります。驚くべきことに、Nを含むNWは、個々の転位が点在するSFのない150〜300nmの長さの領域を示します。これらの転位は北西成長中に形成され、SF核形成を抑制するようです。この研究は、一般的なN前駆体UDMHがVLSで成長したNWにNを組み込むのに適していることを示しており、NWの材料特性をさらに調整できるようになります。

略語

BF：

明視野

DF：

暗視野

EELS：

電子エネルギー損失分光法

GR：

成長率

LACBED：

大角度収束ビーム電子回折

MBE：

分子線エピタキシー

MOVPE：

有機金属気相エピタキシー

NLVM：

窒素関連の局所振動モード

NW：

ナノワイヤー

SEM：

走査型電子顕微鏡

SF：

スタッキング障害

SORS：

二次ラマン散乱

TBP：

ターシャリーブチルホスフィン

TEM：

透過型電子顕微鏡

TMGa：

トリメチルガリウム

UDMH：

非対称ジメチルヒドラジン

VLS：

気液固

VS：

蒸気固体

WZ：

ウルツ鉱

ZB：

閃亜鉛鉱