III-V族半导体纳米线组成与几何结构对光电化学反应作用的探索及其在太阳能水分解中的应用

本文系统探讨了基于III-V族半导体的纳米线（NWs）在光电化学（PEC）水分解中的应用潜力，重点研究了GaAs和GaAsP纳米线的几何结构（长度）和材料组成（包括GaP(N)钝化壳层）对光电流密度、起始电位及电极稳定性的影响。研究发现纳米线结构显著增强表面反应动力学，降低起始电位，而氮化物钝化层可有效提升器件在电解液中的耐久性。该研究为开发高效、稳定的太阳能燃料转换器件提供了重要实验依据和设计策略。

　　

1 引言

联合国2030年可持续发展目标强调了对可负担、可靠和可持续能源的需求。太阳能转换技术，特别是通过人工光合作用将太阳能直接转化为电能或太阳能燃料，在向未来二氧化碳中和的可再生能源系统过渡中扮演关键角色。分子氢作为一种最简单的化学燃料，具有最高的重量能量密度，是直接太阳能转化为化学燃料的有希望的候选者。然而，开发适用于光电化学（PEC）太阳能转换的材料和材料结构仍是一个关键挑战。

近年来，纳米线（NW）结构因其在电子和光子应用中的增强能力而成为传统平面结构的可行替代品。其中，III-V族NWs在过去二十年中引起了相当多的关注，因为它们可适应多种器件，包括发光二极管、场效应晶体管、太阳能电池、水分解和太阳能燃料生成应用。NWs凭借其独特的形态，可作为有效捕获光的光学天线，从而增加吸收截面并以最大化光捕获的方式集中光。其高表面积体积比提供了丰富的活性位点，这对于水分解等应用尤其有利，因为最大化反应周转至关重要。基于InP、GaP、GaAs和GaAsP NWs的光电极在水分解产氢和产氧方面已经显示出有希望的结果，从而突出了它们在PEC过程中的应用潜力。

为了实现标准条件（25°C，1摩尔H⁺(aq)，1 atm）下的水分解，至少需要1.23 V的电压，对应于该反应的吉布斯自由能。此外，通常还需要至少0.4 V的过电位来促进电化学半反应，因此有效的太阳能水分解至少需要1.6 V的总光电压。必须克服各种挑战，包括有限的反应动力学、电极-电解质界面处的多重载流子转移以及受阻的质量传输。因此，开发一种顶电池和底电池带隙分别为1.7和1.1 eV的串联电池对于高效的PEC水分解至关重要，可实现超过25%的最大转换效率。

然而，将带隙略高于1.7 eV的III-V族半导体（如GaInP或GaAsP）集成到Si衬底上本质上是具有挑战性的，因为晶格失配会导致应变和潜在的晶体学缺陷，从而降低光电吸收材料的性能。III-V NWs的准一维结构固有地减少了晶格应变和缺陷，使得能够直接在成本效益高的Si衬底上或薄的III-V缓冲层上生长。为了实现与Si底电池集成的最佳带隙能量，GaInP通常被认为是有希望的候选者。然而，铟（In）由于其有限的全球可用性被列为关键原材料。因此，与研究较少的GaAsP NW吸收材料相比，含In的NW吸收结构对于大规模PEC水分解应用是否可持续是值得怀疑的。这是由于缺乏关于其降解特性的知识。

除了高转换效率外，III-V材料对PEC应用提出了重大挑战，因为其有限的长期稳定性，这对于NW结构更为明显。由于其与大的表面积相比特征尺寸小，它们容易受到电解质溶液的腐蚀，限制了其耐久性。一个有前途的解决方案是引入薄的、稳定的钝化层以减轻器件降解。对于NWs，包含TiO₂或含氮壳层的钝化层的实施已经被证明可以改善在水介质中的化学稳定性达数十小时。特别是，稀氮III-V（III-V(N)）化合物可以提高光电极在PEC环境中的化学抗性。然而，III-V(N)壳不仅增强稳定性，而且还充当活性层。在吸收结构中集成III-V(N)材料已知会增加非辐射复合率，这降低了少数载流子的扩散长度，从而影响PEC效率。径向核壳配置提供了一种解决方案，通过解耦光吸收和载流子分离的方向，从而减少必要的扩散长度。在具有径向载流子分离的核壳结构中，扩散长度只需要超过NW横截面，这对于PEC过程特别有益并确保更有效的反应。基于这些设计优势，当前研究的许多III-V氮化物基NW结构采用诸如GaInN或GaN等材料。

在这项研究中，我们通过金属有机气相外延（MOVPE）在气-液-固（VLS）生长模式中生长了自立式GaAs和GaAsP（带隙能量为1.75 eV）NWs以及GaAsP/GaP(N)核壳NW结构。然后我们研究了它们作为PEC水分解光电极的适用性。我们的分析策略有以下两个方面：首先，我们检查了NW长度和材料组成（GaAs与GaAsP）的影响；其次，我们研究了包含60 nm厚GaP(N)钝化壳的径向结构的影响。

我们将GaAs基NW结构在电极稳定性、气泡脱离和电流密度方面相互比较，使用线性扫描伏安法（LSV）和计时电流法（CA）测量。此外，采用扫描电子显微镜（SEM）在2小时PEC稳定性测试之前和之后对样品进行表征，以观察腐蚀过程。采用PEC稳定性测试的视频片段来评估H₂气泡脱离。据我们所知，GaAsP NWs此前仅被Wu等人用于PEC应用，我们的研究在NW生长程序、使用的衬底和电解质方面与他们的研究不同。虽然其他III-V NW材料，如GaAs、GaP和含铟NW结构已被广泛研究，但我们的研究提供了NW几何形状和材料组成变化对电流密度和降解特性影响的实验证据。因此，这项研究旨在展示关键参数变化的影响，鼓励进一步的研究以增进我们对基本过程的理解，并为太阳能转换技术的进步做出贡献。

2 结果与讨论

所有在以下部分进行分析的样品均使用MOVPE在VLS生长模式中制备。NW生长过程的详细描述在实验部分提供。在MOVPE过程之后，GaAs NWs垂直排列，具有三种不同的NW长度：≈2.8±0.2 μm（以下简称短GaAs NWs）、≈5.0±0.6 μm（中长GaAs NWs）和≈10.0±0.4 μm（长GaAs NWs）。偶尔也观察到平面NW生长。单个样品内NW长度的变化可归因于Au胶体溶液的标准偏差，因为Au颗粒的直径决定了MOVPE过程后的最终NW直径。由于更窄的NWs每单位时间需要更少的材料达到一定长度，它们比更厚的NWs生长得更快，导致样品内NW长度的变化。此外，还制备了直径增加、长度分别为5.4±0.5和6.0±1.1 μm的垂直排列的GaAsP和GaAsP/GaP(N)核壳NWs，用于与中长GaAs NWs进行比较。所有样品均在掺杂水平为N_D=5·10¹⁷ cm^?3的GaAs(111)B 0°衬底上生长。生长和初始SEM测量后，通过LSV对NW结构进行PEC测量，随后在固定电位下进行2小时的CA测量，该电位由LSV曲线确定，当光电流密度达到饱和时。这为稳定性评估提供了最佳条件。

如图1a所示，使用斩波照明下的LSV测量来比较生长在相似衬底上的具有不同长度和可比NW密度的GaAs衬底与GaAs NWs之间的PEC性能。电流密度（j）相对于工作电极（E_WE）相对于标准氢电极（SHE）的施加电位（V）绘制。显然，所有测试的样品即使在照明下也需要施加额外的负电位。理想情况下，GaAs的照明应导致显著更正的起始电位。然而，起始电位的偏移可能是由于表面的高反应势垒。图1a中的NW结构显示出与裸GaAs(111)衬底相比具有更低起始电位的增强电流密度。与平面对应物相比，NW结构的光电极和太阳能电池在各种材料组合中观察到增加的电流密度。这种效应可以通过更长的光路增加光电流来解释，而掺杂浓度也被发现起着重要作用。然而，观察到的具有不同长度的NW结构光电极的起始电位变化与先前研究报告的不同。这种变化可能归因于几个潜在因素，包括金纳米颗粒的催化作用，预计会降低反应势垒，尽管金不是这些反应的理想催化剂。此外，活性表面积的增强、光捕获的改善以及MOVPE处理可能引起的表面修改可能有助于改善起始电位。由于这些效应的叠加，在本研究进行的实验中无法区分每个因素的单独影响。因此，进行了Tafel图斜率分析以确定金（作为NW MOVPE生长过程的生长催化剂引入）是否影响析氢反应（HER）的动力学。虽然金通常不被认为是优异的HER催化剂，但其在NW尖端的存在引发了关于其潜在参与催化过程的问题。Tafel图分析通常用于通过识别主导反应机制和推断速率限制步骤来研究催化剂的有效性。它还提供了对反应载流子转移动力学的洞察，独立于催化材料。通过分析Tafel图斜率，可以确定诸如质量传输、表面能量学或反应中间体等因素对总反应速率的影响。如图2所示，最短的NWs具有最低的Tafel图斜率69.72 mV dec^?1，表明最有效的载流子转移动力学。中长NWs导致114.14 mV dec^?1的中间斜率，而最长的NWs显示最陡的斜率176.33 mV dec^?1，反映了逐渐缓慢的反应动力学。这种趋势与NW阵列内的质量传输和反应动力学的变化一致，而不是表明金颗粒的显著催化效应。如果金颗粒作为HER的有效催化剂，我们预计会观察到偏离长度依赖趋势，因为NW尖端的局部催化活性可能掩盖传输和扩散限制的影响。然而，Tafel图斜率随NW长度的增加表明反应动力学主要由GaAs NWs的固有性质和电解质中的质量传输效应主导。如果金起作用，它可以通过提供替代反应途径、减少电荷转移阻力并在不同NW长度上保持 consistently 低的Tafel图斜率来减轻这些影响。金的作用在此背景下似乎可以忽略不计，这证实了其对HER的有限催化活性。由于所有测量使用相同的电解质，LSV曲线主要反映了NWs对样品PEC特性的影响。

图1b显示了在更宽电位范围内不同长度的GaAs NW样品的LSV，与图1a中描绘的放大截面相比。如图所示，所有GaAs NW样品都实现了 around 28 mA cm^?2的高电流密度。这超过了许多其他GaAs NW基太阳能电池器件，同时提供了约5 mm²的表面积。此外，本出版物中使用的GaAs NW样品的电流密度与最先进的平面GaAs太阳能电池器件相当。现在关注图1b中显示的不同NW长度的j-V特性，可以观察到明显的长度依赖性差异。值得注意的是，具有最短NWs的样品在最低绝对值的施加电位下达到电流密度的饱和。虽然中长NW样品显示出所有样品中最快的电流密度增加，但其饱和电位略高于短NWs。具有最长NWs的样品显示最小的电流密度增加，在-1.0 V vs. SHE的电位下达到饱和。

这些变化可能由于多种因素。其中最显著的是通过电解质的质量传输：更长的NWs可能阻碍电解质的快速混合，从而阻碍PEC反应。载流子的扩散长度也可能在这里起作用。无论如何，导致改变的j-V曲线的效应可能独立于吸收的光，因为所有样品表现出相同的电流密度。Hwang等人先前的研究表明，约1.8 μm长的TiO₂ NWs足以实现最佳吸收。对于GaAs NWs可以预期类似的行为，因为NW太阳能电池和PEC器件具有高达3 μm的NW长度，表现出与本研究中观察到的可比较的短路电流和电流密度。

图1c中显示的LSV测量突出了三种不同III-V NW组成（长度约为5 μm）的PEC性能。GaAsP NWs与GaAs NW样品相比，显示出向更低施加电位的起始电位偏移。这种偏移可归因于GaAsP的更高带隙能量（≈1.75 eV），与GaAs的带隙（约1.42 eV）相比。与Wu等人的结果相比，可以观察到起始电位向负电位的显著偏移。这可能是由于使用的不同电解质、采用的更复杂的GaAsP核壳结构以及生长在Si衬底上而不是本研究中使用的GaAs。然而，我们的GaAsP NWs具有比Wu等人显示的显著更高的电流密度。与先前的GaAsP比较相似的结果可以在将我们的GaAsP NWs与GaInP光电极和NW结构太阳能电池进行比较时找到。GaInP在太阳能电池和PEC应用中都被用作NWs的钝化壳材料。Mariani等人的GaInP钝化GaAs太阳能电池显示出24.3 mA cm^?2的略低电流密度，与我们的GaAsP光电阴极相比。此外，在PEC背景下使用GaAsP核与GaInP壳结合已在起始电位和电流密度方面被证明是有希望的。然而，已发现GaInP NWs比纯GaAsP NWs降解更快。如前所述，由于使用的不同电解质、底电池和NW结构，很难将Wu等人的实验与我们研究中进行的实验进行比较。然而，本研究中呈现的NWs比Wu等人显示的更抗降解。

更仔细地检查GaAsP和GaAs NWs的LSV曲线发现，在低于-0.5 V vs. SHE的电位下，GaAsP NWs的电流密度比GaAs NWs增加得更温和。然而，超过0.5 V vs. SHE，两种类型的NW显示出相似的曲率，这可能归因于底层GaAs衬底的贡献，因为两种类型的NW生长在相同的衬底上。因此，NWs在较低电位下贡献显著，在衬底效应开始之前。在三种结构中，GaAsP/GaP(N)核壳结构与GaAs和GaAsP NWs相比表现出最高的起始电位。GaP(N)壳的带隙能量约为1.94 eV。其直接带隙显著小于纯GaP（2.26 eV）， due to a phenomenon known as band gap bowing。预期更高的带隙会导致更低的整体电流密度以及向更正电位的偏移。然而，却观察到了向更负电位的偏移，这可能归因于附加壳和更高势垒导致的更低电导率。核壳NW器件结构包含两个载流子分离结，这防止了在主吸收器结构（在衬底和NW核中产生）产生的空穴到达反应表面并将电子传导到表面。当将本研究中呈现的GaAsP/GaP(N)核壳NW样品与生长在Si上的纯GaN NW光电极进行比较时，在使用类似电解质的情况下，可以观察到起始电位的显著偏移以及更低的电流密度。使用Pt和改进GaP(N)壳的掺杂预计将显著推进GaP(N)壳的电子特性和起始电位。这激励了对所显示的保护性壳结构的进一步优化。由于所有NWs预计具有在10¹⁷ cm^?3范围内的无意掺杂浓度，通过掺杂优化其电学特性预计将改善它们的电导率和载流子传输特性，特别是对于核壳NWs。

接下来的讨论通过比较在2小时CA测量之前和之后拍摄的SEM图像来检查NWs的降解，该测量针对样品依赖的固定电位进行。该电位由LSV曲线在光电流饱和点确定，以确保稳定性测量的最佳条件。对GaAs NWs、GaAsP NWs和GaAsP/GaP(N)核壳结构分别施加了-0.8、-0.6和-1.0 V vs. SHE的固定电位。所有CA测量的详细分析在支持信息中提供。

初始SEM图像作为评估电解质和电位对NW表面引起的变化的基础，将其与PEC测量后拍摄的SEM图像进行比较。图3呈现了具有短、中、长GaAs NWs的样品的SEM图像，而图4显示了GaAsP NWs（a至h）和GaAsP/GaP(N) NWs（i至p），它们与中长GaAs NWs相当。左侧的图像描绘了PEC测量之前的样品，右侧的图像描绘了PEC测量之后的样品。比较了PEC测量之前和之后NWs在基区域的直径，以评估1摩尔硫酸电解质对半导体材料的影响。直径测量从刚好在NW到衬底过渡之上拍摄的SEM图像中获得。每个样品至少使用10个NWs以确保结果的准确性。

经过长时间暴露后，短和中长GaAs NWs表现出与长GaAs NWs不同的行为，如图3所示。虽然包含短和中长NWs的样品在稳定性测试后大多由独立的、自立式NWs组成，但长NWs的相当一部分已经坍塌。在这些情况下，相邻的NWs在其上部区域彼此粘附，形成小簇。此外，包含长NWs的样品有很高比例的NWs从衬底分离。然而，少数具有显著不同直径的NWs仍然垂直立在样品上。已经提出了两种不同的机制来解释观察到的簇形成。首先，具有高纵横比的纳米结构在干燥过程中坍塌先前被描述为一种由液体表面张力驱动的现象。当NWs在干燥后在上部区域彼此粘附时会发生这种效应。这种效应可能与本研究调查的样品相关。因此，样品清洁后的干燥过程可以被确定为簇形成的主要因素。这种类型的簇形成可能由几何参数和材料的弹性控制，而不是NWs在电解质中的化学稳定性。第二种机制涉及簇被从环境中断裂的NWs绑定，这些NWs附着到固定的NWs或预先存在的簇上。这种现象在长GaAs NWs中尤为明显，它们具有高纵横比并且容易受到腐蚀应力。因此，这些NWs即使在最小的机械应力下也容易断裂。如图3d,l,t中的SEM图像所示，NW基部存在显著的凹陷。这些凹陷可以解释为晶体结构内的堆垛层错，正如Steidl先前对GaAs NWs所证明的那样。已经表明，NW内高密度的堆垛层错会增加其杨氏模量，从而降低其弹性。这种弹性的降低可能导致即使在低机械负载下NW断裂，如PEC稳定性测试后在GaAs NW样品中观察到的大量水平NWs所证明的那样。NW断裂可能由PEC过程中产生的气体气泡或样品浸入蒸馏水用于清洁目的时引入的气泡引起。这些分离的NWs然后可以在衬底表面传输，从而促进它们粘附到稳定的线或预先存在的簇时簇的逐渐生长。作为较大簇成核中心的NWs可能源自Au胶体溶液上部直径范围内的Au颗粒。

鉴于上述机制，图3中呈现的SEM图像表明区分这两个类别是困难的。可以假设这些机制之间的相互作用导致耐腐蚀性降低，从而导致更少和更大的簇。此外，PEC测量导致NW直径和体积显著减小， due to interactions at the semiconductor-electrolyte interface。为了计算每个NW的平均蚀刻体积，我们假设NWs是圆柱形的，高度和厚度等于各自样品的平均值。在PEC过程之前，短GaAs NWs在基区域的平均直径为111±17 nm，如图3d所示。PEC测量后，该直径减少了约12.6%至97±12 nm，导致体积损失约6.4·10^?21 m³。中长NWs在PEC处理之前平均直径为114±8 nm，之后为107±15 nm，代表直径减少6.1%和体积减少6.1·10^?21 m³。长GaAs NWs在产氢之前厚度为113.5±17 nm，之后为108.5±13 nm，厚度收缩4.4%，体积减少约8.7·10^?21 m³。较长NWs中减少的径向蚀刻很可能是由于增加的表面积，表明反应速率由质量传输和表面动力学的组合控制。应注意，蚀刻过程取决于各种参数，导致观察到的非线性体积减少。质量传输限制出现，因为电解质溶液更容易进入NWs的上部，而扩散随着深入NW阵列变得越来越受限。这产生了反应物种的浓度梯度，导致更短的NWs相对于其半径更明显的蚀刻，而更长的NWs反应性降低，尽管它们具有更大的表面积。此外，表面动力学受样品表面几何形状的影响。在这里，更长的NWs可能遭受沿NWs的长载流子路径等问题，因为没有使用载流子分离壳。

图3i,m中获得的SEM图像，分别在PEC测量之前和之后，揭示了沿NWs稍微更明显的凹陷。这种现象的一个可能解释是，小的晶体缺陷（如堆垛层错）的存在，在图3a,i,q的SEM图像中不可见，可能促进了与电解质的更强但更局部的相互作用。这些堆垛层错可能导致局部表面不规则性的形成，从而增加暴露于电解质的有效表面积。这可能导致形成比NWs的{112}和{110}侧小面更稳定或反应性的晶面。然而，已经证明，尽管GaAs NWs不具有水分解的最佳吸收器带隙，但它们在电解质中在稳定性测试期间提供了足够的稳定性。接下来，我们检查更合适的GaAsP基NW结构的降解。

图4描绘了GaAsP NWs（a至h）和GaAsP/GaP(N)核/壳NWs（i至p）。图4b–d中的图像说明了沿GaAsP NWs的凹陷。这些凹陷可以解释为晶体结构内的晶体缺陷，例如堆垛层错。应注意，所有这些缺陷可能导致光电压和光电流的损失。因此，GaAsP NWs的LSV曲线的最大功率点可能略低于具有较少晶体缺陷的GaAs NWs，如图1c所示。在恒定照明和施加电位下进行2小时稳定性测试后，观察到侧小面处整体表面粗糙度增加。晶体缺陷的可见表现以凹陷形式略有增加。值得注意的是，缺陷密度沿GaAsP NWs变化，从底部到中心增加，在中部附近达到峰值，并向Au颗粒减少。此外，NW显示出轻微腐蚀的迹象，导致半径减少10.5%和1.1·10^?21 m³，直径从115±14 nm变为103±16 nm。这种降解效应明显强于所有GaAs NW样品观察到的，表明GaAsP的稳定性显著低于GaAs，因此激励了钝化层的应用。

GaAsP核的生长之后是形成GaP(N)基钝化层，如图4i所示。采取这种方法是为了通过掺入含N壳来提高耐腐蚀性。在PEC测量之前，GaAsP/GaP(N) NWs的长度为6.0±1.1 μm，与图4a中描绘的纯GaAsP NWs的5.4±0.5 μm长度几乎相同。如图4j所示，观察到NWs的收缩，伴随着NW直径在Au颗粒正下方的减少。这表明核和壳之间的晶格常数存在差异。MOVPE壳生长过程导致通过外延生长在NWs的{112}小面上形成壳层，以及由于NW顶部的Au颗粒导致的VLS生长。已知这两种生长模式是温度依赖的。一个常见观察到的现象是VLS生长减少伴随着蒸汽-固体（VS）生长随着温度升高而增加。在430°C的较低温度下，VS生长受到动力学障碍的限制，而VLS生长主要受其组成物质的质量传输控制。随着温度升高，最高达625°C，VS生长的动力学障碍变得更容易克服，导致增强的VS生长。由于VS和VLS生长竞争可用材料，温度升高导致VLS生长减少，但不会完全停止。图4j–l中的SEM图像说明了具有略微弯曲小面的六边形横截面，这表明晶体结构中可能存在各向异性。与现有文献的比较揭示了这里观察到的核壳NWs与所谓的Reuleaux三角形之间的相似性。然而，虽然横截面保持近似六边形形状，但它不严格遵循六边形的曲率，而是显示交替的凹面和凸面图案。正如Jiang等人所证明的，观察到的各向异性可归因于VLS生长的GaAs核上的VS壳生长。Reuleaux三角形的出现水平取决于VS生长的强度。Reuleaux三角形表现出热力学不稳定性，并且由于平行的、极性驱动的VS生长可以转变为明确定义的{112}小面。已经观察到{112}A和{112}B方向之间的径向生长速率存在明显差异，{112}B小面由于较慢的径向生长速率而更发达。图4中的SEM图像表明这种现象在本文使用的NWs中也很明显。

虽然侧小面主要是平滑的，但凹陷和凸起经常作为晶体缺陷出现在沿NWs的GaP(N)壳中，如图4k,l所示。这些特征 indicative of stress-driven surface roughening，一种应力弛豫机制，源于GaAsP和GaP(N)之间的晶格失配。这种应力在壳中诱导塑性变形，导致在核-壳界面处形成失配位错。根据文献，这些缺陷也可能与壳内的裂纹有关，导致次级缺陷的发展，例如I₁型堆垛层错和Frank型位错。这些缺陷可能通过充当复合中心而降低电传输特性。因此，这些线结构可能在LSV测量中表现出比其他NW结构更差的性能。值得注意的是，缺陷密度沿GaAsP NWs变化，从基部到中部增加，在中部附近达到峰值，然后向Au颗粒减少，这种行为在GaP(N)壳中也很明显。壳的生长进一步突出了这些特征，与Steidl等人关于类似NW结构的假设一致。他们假设显著的、可能不均匀的氮掺入壳中可能诱导晶格应变。GaAsP NW核中的缺陷可能有助于NW壳中缺陷密度的增加，正如Rieger等人先前所建议的。

稳定性测试后，如图4m所示，观察到凸起尺寸显著减小，伴随着凹陷更明显的出现。这一观察表明半导体和电解质之间存在相互作用，特别是在具有晶体缺陷的位置。值得注意的是，壳的含N表面没有显示任何 substantial roughening，并且NW直径在稳定性测试后保持一致，为238±14 nm（等于初始值238±16 nm）。这表明GaAsP/GaP(N) NWs在调查的测试期间在电解质中表现出足够的稳定性。这一发现证实了先前预测的含N半导体材料的特性，并证实了它们在电解质中增强的稳定性。

在所有PEC实验期间，在过程的特定时间捕获了视频片段。图5显示了CA稳定性测试的导出帧，用于所有分析的结构。应注意，这些图像仅证明气泡脱离对样品的定性影响，并不表示水分解效率的增加。第一行，标记为（a）至（f），对应于初始阶段，而第二行，标记为（g）至（m），对应于CA稳定性测试的最后阶段。

比较衬底（a）与所有NW结构化表面（b）至（f）表明，所有NW结构化样品的气泡脱离得到增强。这种改进在测试样品中心区域更普遍存在的小气泡中很明显。这些过程的进一步视觉记录可以在支持信息中找到。样品边缘存在大气泡归因于它们对O型圈的粘附（见第4节）。发现这种现象与表面结构无关。这些大气泡在样品先前的LSV测试期间已经形成。进一步比较NW样品在稳定性测试开始时，揭示了气泡形成、NW尺寸（见图5b–d）和NW材料（见图5d–f）之间的明显相关性。这些现象可能由于众多因素，这突出了与平面结构相比全面理解NW过程增强特性的必要性。然而，应注意，所使用的相机质量不允许得出深入的结论，例如气泡形成的起源。尽管如此，从比较稳定性测试之前和之后的样品中出现了清晰的画面。可以看到更多的大气泡在整个平面衬底表面形成，如图5a,g所示。这种现象对于具有短GaAs NWs的结构（图5b,h）以及在一定程度上对于具有