1、填空题 1.半导体的主要特征是：（1）电阻率大体在 10-3 109 .cm 范围；（2）电阻率的温度系数是负的；（3）通常具有很高的热电势；（4）具有整流效应；（5）对光具有敏感性，能产生光伏效应或光电导效应。 2.P2根据材料的重要性和开发成功的先后，分别是哪三代？Si为第一代，GaAs 为第二代， GaN为第三代半导体材料。 3.半导体材料的分类： 按材料的功能及使用，可分为光电材料，热电材料，微波材料，敏感材料；按材料的组成和状态不同把材料分为无机半导体、有机半导体、元素半导体、化合物半导体等。 4. 半导体材料的研究方向： （1）超纯和单晶是结晶型半导体材料的两大特点。 （2）材料的
2、基本性能是由其组成与结构决定的，特别是半导体材料的性质受杂质和缺陷的影响很大。 （3）材料特性参数的测试也是研究半导体材料的重要方面。 （4）开展半导体材料的应用的研究，尤其是利用材料的特性去制作适合此特性的器件；扩大半导体的应用范围。,5.硅、锗的物理性质的区别： (1)硅的禁带宽度比锗大 (2)硅的电阻率比锗大4个数量级，因此它可制作高压器件 (3)硅的工作温度比锗器件高 (4)锗的迁移率比硅大，它可做低压大电流和高频器件 6.化学提纯制备高纯硅的方法: (1)SiHCl3氢还原法（2)硅烷法 (3)SiCl4氢还原法 7.硅烷热分解制取多晶硅的优点： (1)制取硅烷时，硼以复盐B2H6.
3、2NH3的形式留在液相中，除硼的效果好。基硼量可在2x10-14以下。 (2)硅烷无腐蚀性，分解后也无卤素及卤化氢产生，大大降低了来自设备的沾污。 (3) 硅烷热分解温度低，不使用还原剂，分解的效率高，有利于提高纯度。 (4)硅烷的沸点很低(-111.8oC)，在这样低的温度下，各种金属杂质的氢化物蒸气压都很低，所以，用此法制得的高纯多晶硅的金属杂质含量很低。 (5)用硅烷外延生长时，自掺杂低，便于生长薄的外延层。 8.锗的资源存在：煤及烟灰、金属硫化物、锗矿石,9.平衡分凝系数：K0=CS/CL 10.有效分凝系数：Keff=CS/CL0 (1)对于K0l的杂质，形成杂质贫乏层 11.BPS
4、公式：，该式给出了平衡分凝系数K0 与有效分凝系数Keff的关系。Keff是K0、固液界面移动速度f、扩散层厚度和扩散系数D 的函数。 12.在熔体中根据流体力学状态不同可分为两种不同的运动形式：平流区、湍流区 13.由于存在着分凝现象，正常凝固后锭条中的杂质分布会出现三种情况:（1）对于K1的杂质，其浓度越接近头部越大，向头部集中。（3）对于K1的杂质，基本保持原有的均匀分布的方式。 14.正常凝固过程中，固相中杂质浓度CS沿锭长的分布公式：CS=KCO(1-g)K-1 15.一次区熔后锭条中杂质浓度Cs随距离x变化的分布规律: 16.在熔区移动的过程中，熔区的前后有两个固液界面，分别称它们
5、为:凝固界面和熔化界面。,17.影响杂质浓度极限分布的主要因素是 ：杂质的分凝系数和熔区长度。 18.影响区熔提纯的因素：熔区长度、熔区移动速度、区熔次数的选择、质量输运。 19.熔区长度的确定：最初几次应该用大熔区，后几次用小熔区。 20.区熔移动速度的估算：fD/;区熔次数的估算: 21.制造半导体器件的材料，绝大部分是单晶体，包括体单晶和薄膜单晶。 22.晶体生长方式可以分为三大类：固相生长、液相生长、气相生长 23.晶体形成的热力学条件： （1）在气-固相变过程时p1p0； （2）在溶液中生长晶体时C1C0，即有一定的过饱和度； （3）在熔体中生长晶体时，Tr0的晶胚称为稳定晶核；r=
6、r*的晶胚称为临界晶胚(核)。,26.划分界面类型，从微观结构来看，可分为完整突变光滑面、非完整突变光滑面、粗糙突变面和扩散面4种类型。 27. 二维晶核生长时的两种方式：单二维晶核生长(简称单核生长)和多二维晶核生长(简称多核生长) 28.晶体生长过程中，为保证晶体生长顺利进行，必须考虑解决热量输运和质量输运的问题。 通常在气相和溶液中生长晶体时，质量输运起重要作用。在熔体中生长主要是热量的输运问题，它直接影响晶体生长参数、生长界面形态和晶体的完整性等。 29. QL：熔体向固-液界面传导的热；QF：相转变时放出的相变潜热；Qc：从固-液界面传走的热。它是从晶体表面散发热QRS和从籽晶传导散
7、失失热Qc之和。 30.晶体生长速度与生长的晶体半径成反比：f1/r 31.生长硅、锗单晶的方法很多，目前锗单晶主要用直拉法。硅单晶则常用直拉法与悬浮区熔法 32.直拉法工艺流程有（1）炉体、籽晶、硅多晶、掺杂剂、石英坩埚（2）清洁处理（3）装炉（4）抽真空（5）加热熔化（6）单晶生长（7）降温出炉（8）性能测试，在工艺流程中，最为关键的是“单晶生长”或称拉晶过程，它又分为：润晶、缩颈、放肩、等径生长、拉光等步骤。 33.片状单晶制法主要有四种，一是枝蔓法和蹼状法；第二种方法是斯杰哈诺夫法；第三种方法是形状可控薄膜晶体生长法(edge- dfned film crystal growth，简称
8、EFG 法)和第四种的横拉法。,34.硅、锗的杂志分类：硅、锗中的杂质大致可分为两类：一类是周期表中III族或V族杂质，它们的电离能低，对材料的电导率影响大，起受主或施主的作用。另二类杂质是周期表中除III族和V族以外的杂质，特别是I副族和过渡金属元素，它们的电离能大，对材料的导电性质影响较小，主要起复合中心或陷阱的作用。 35.影响单晶内杂质数量及分布的主要因素是p73：原料中的杂质种类和含量，杂质的分凝效应，杂质的蒸发效应，生长过程中坩埚或系统内杂质的沾污，加入的杂质量。 36.在直拉法中掺入杂质的方法：p79有共熔法和投杂法两种对于不易挥发的杂质如硼，可采用共熔法掺入，即把掺入元素或母合
9、金与原料一起放在坩埚中熔化;对于易挥发杂质，如砷、锑等，则放在掺杂勺中，待材料熔化后，在拉晶前再投放到熔体中，并需充人氮气抑制杂质挥发。 37.由外延生长方法来看，外延又分为直接外延和间接外延两种。 38.根据向衬底输运外延材料的原子的方法不同又分为:真空外延、气相外延、液相外延等 按相变过程，外延又可分为:气相外延、液相外延、固相外延。 39.GaAs 、GaP、 GaN分别适合做红外、红光和绿光、蓝光器件。,40.对于III-V族化合物把III族原子称为A原子，表面为A原子的111面称为A面，或(111)A 面；V族原子称为B原子，表面为它原子的面称为B 面，或 B面。 41.控制砷气压有
10、石英密封系统、B2O3 液体密封法两种方法。 42.点缺陷有VGa、GaAs、Gai、VAs 、AsGa、Asi 43与体单晶相比，GaAs外延材料纯度高、电学特性好，具有正的温度系数，外延层的晶体完整性也有所提高。外延生长可以制备厚度和杂质均匀分布的薄层及异质多层结构，以满足器件制做的需要。 44.MOVPE 设备组成部分：源供给系统、气体输运系统、反应室和加热系统 、尾气处理系统、安全保护及报警系统 、控制系统 45.分子束外延与其他外延方法相比具有如下的特点：生长温度低、生长速度低、动力学过程、表面处于真空中 46.MBE设备主要由真空系统、生长系统及监控系统等组成 47.异质结是由两种
11、半导体单晶联结起来构成的。按其导电类型，可分为同型(NN+，PP+)和异型(PN)两种。 48.可以通过界面缓变和突变两种方法来减少失配位错 49.组分超晶格的分类：(1)I型 （2）II型错开 （3）II型倒转（4）III型 50.多维超晶格分类 ：一、二、三维超晶格,51.一般来说位错排除的机构主要有两种，一种是位错线沿滑移面而延伸到细颈表 面终止(见图4-14)。另一种是位错通过攀移运动排除细颈外。此外，正负棱位错，左右螺旋位错在运动中相遇也能抵 消，但这种情况很少见。 52.半导体单晶材料中位错的来源：在单晶生长时籽晶(或衬底)中含有位错，而且位错露头在生长面上、由于应力引入位错。 5
12、3.位错对器件的影响主要有以下三方面:（i）金属杂质极容易在位错上沉淀;破坏PN结的反向特性。(ii)在应力作用下，位错处出现增强扩散。(iii)位错引起噪声增加。 54.位错对对载流子寿命的影响：=1/NDR 55. 影响单晶内杂质数量及分布的主要因素是： 原料中的杂质种类和含量 杂质的分凝效应 杂质的蒸发效应 生长过程中坩埚或系统内杂质的沾污 加入的杂质量。 56.棱位错处的原子有一个悬挂键,可以接受一个电子形成电子云的满壳层,对应于一个受主能级; 对于螺位错没有悬挂键，因此对晶体电性质方面的影响是不重要的。 57.硅、锗中的杂质大致可分为两类：一类是周期表中III族或V族杂质。另二类杂质
13、是周期表中除III族和V族以外的杂质，特别是I副族和过渡金属元素。,名词解释 1.精馏提纯：精馏提纯是利用混合液中各组分的沸点不同(挥发性的差异)来达到分离各组分的目的。它是在精馏塔中，上升的气相与下降的液相接触，通过热交换进行部分汽化和部分冷凝实现质量交换的过程，经过多次交换来达到几乎完全分离各组分的提纯方法。 2.分凝现象：将含有杂质的晶态物质熔化后再结晶时，杂质在结晶的固体和末结晶的液体中浓度是不同的，这种现象叫分凝现象(亦叫偏析现象)。 3.区熔提纯：区熔提纯就是利用分凝现象将物料局部熔化形成狭窄的熔区，并令其沿锭长从一端缓慢地移动到另一端，重复多次使杂质尽量被集中在尾部或头部，进而达
14、到使中部材料被提纯的技术。 4.极限分布：经过多次区熔提纯后，杂质分布状态将达到一个相对稳定且不再改变的状态，把这种极限状态叫做极限分布或最终分布。 5.杂质倒流：在熔化界面，由于锭料熔化又带入新的杂质，它们将从熔化界面向凝固界面运动，与分凝出来的杂质运动方向相反，称为杂质倒流。 6.质量输运：区熔时，物质会从一端缓慢地移向另一端，这种现象叫做质量输运或质量迁移。 7.成核过程：在晶体生长的过程申，新相核的发生和长大称为成核过程。 8.均匀成核：在一定的过饱和度、过冷度的条件下，由体系中直接形成的晶核叫均匀成核或自发成核。 9.非均匀成核：在体系申存在外来质点(尘埃、固体颗粒、籽晶等)，在外来
15、质点上成核叫非均匀成核或非自发成核。 10.成核率：把相变体系中，在单位体积单位时间内形成的晶核数叫做成核率。,11.成长率：把新相在单位时间内线性增长值叫成长率。 12.单二维晶核生长：若tnts，这表明二维晶核形成后，在第二颗二维晶核形成前，有足够时间使第一晶核的台阶扫过晶面，于是下一次成核必将发生在新的晶面上，就使每层生长过程只有一个二维晶核，这样的生长方式称为单二维生长。 13.多二维核生长：表明晶核台阶扫过晶面所需的时间很长，远远超过连续两次成核的时间间隔，因而同一层晶面的生长必将应用多个二维核。这样的生长方式称为多二维核生长。 14.相变潜热：晶体生长过程就是流体相转变为晶体相的相
16、变过程。并且把相变过程中释放或吸收的潜热，如蒸发热、熔化热或溶解热，统称为相变潜热。 15.直拉法：又称乔赫拉尔斯基(Czochralski)法，简称CZ法。它是生长半导体单晶的主要方法。该法是在直拉单晶炉内，向盛有熔硅(锗)坩埚中，引入籽晶作为非均匀晶核，然后控制热场，将籽晶旋转并缓慢向上提拉，单晶便在籽晶下按籽晶的方向长大 16.位错遗传：因位错线不能在晶体内部中断，它们将随着晶体的生长由籽晶延伸到新生长的晶体中，直到与晶体表面相交时为止，这叫位错遗传。 17.外延生长：外延生长就是在一定条件下，在经过切、磨、抛等仔细加工的单晶衬底上，生长一层合乎要求的单晶层的方法。 18.外延层：由于所
17、生长的单晶层是衬底晶格的延伸，所以所生长的材料层叫做外延层。 19.外延层的分类： 同质外延:如果外延层与衬底是同种材料，则称为同质外延;异质外延:如果衬底材料和外延层是不同种材料,则称为异质外延;正外延 :若器件制作在外延层上叫正外延;反外延:器件制作在衬底上外延层只起支撑作用，叫做反外延 20.直接外延:直接外延是用加热、电子轰击或外加电场等方法使生长的材料原子获得足够能量，直接迁移沉积在衬底表面上完成外延生长的方法，如真空淀积、溅射、升华等。,21.间接外延:间接外延法是利用化学反应在衬底表面上沉积生长外延层，广义上称为化学气相淀积(chemical vapor deposition,
18、CVD) 。但CVD 所生长的薄膜不一定是单晶;因此严格地讲只有生长的薄膜是单晶的CVD才是外延生长。 22.自掺杂：N扩散、N衬底、N邻片的杂质来源于衬底片，所以又通称为自掺杂。 23.外掺杂： N气、N基座、N系统由于杂质不是来源于衬底片故被称为外掺杂。N系统主要与系统的清洁度有关；N基座主要与基座的纯度有关；N气主要由掺杂决定，如果清洁处理良好，并采用高纯的基座。外掺杂主要由人为的掺杂条件来决定。 24.激子：若电子与空穴间的库仑引力使两者处于束缚状态时，这种被束缚的空穴电子对就叫做激子。 25.镓饱和过程:通常把开始通入AsCl3 到Ga源表面布满GaAs壳为止的一段时间称为Ga饱和时
19、间，这个过程叫镓饱和过程。 26.履历效应：前几次外延时，AsCl3源温度对下几次外延有影响，称此为“履历效应”。 27.MOVPE技术：是生长化合物半导体薄层晶体的方法 28.二步外延法：由于GaN和衬底之间的失配大到15.4，为此先用MOVPE 法，在550oC左右，在衬底上先生长一层2025nm厚的GaN 的缓冲层，然后升温至1030oC ，接着生长GaN外延层，称为二步外延法。 29.分子束外延:分子束外延(molecular beam epitaxy，MBE)是在超高真空条件下，用分子束或原子束输运源进行外延生长的方法。 30.黏附系数:入射到衬底表面的分子(或原子)与衬底表面相互作
20、用，有一部分分子生长在衬底上，这部分分子数与入射的分子数之比称为黏附系数。,31.失配位错：当这种应变比较大时，即存储在晶体中的应变能量足够大时，将通过在界面处形成位错而释放，所形成的位错称为失配位错。 32.临界厚度:通常把外延层即将释放应变能形成失配位错时的厚度称之为“临界厚度”。 33.半导体超晶格：半导体超晶格是由两种不同材料交替生长而成的多层异质结构晶体。 34.量子阱：当窄禁带材料、宽禁带材料这两种薄层材料的厚度和周期长度小于电子平均自由程时，整个电子系统进入了量子领域，产生量子尺寸效应。这时夹在两个垒层间的阱就是量子阱。 35.组分超晶格：如果超晶格材料的一个重复单元是由两种不同
21、材料的薄层构成，则称为组分超晶格。 36.掺杂超晶格：掺杂超晶格是在同一种材料中，用交替改变掺杂类型的方法获得的一种新的周期性结构半导体材料.,简答题、论述题 1.熔区长度的确定？P30 （1）二次区熔杂质分布公式，它所描述的是区熔开始时的情况，这时杂质集中现象不太明显，杂质分布曲线不太陡，杂质倒流现象几乎可以忽略。此时，K1的杂质被固相排出到熔区中，由于熔区长度l大，在大熔区中均匀后杂质浓度CL变化不大，Cs也不太增加，所以提纯效果好。 （2）当体系处于接近极限分布状态时；熔区l大，会造成杂质倒流严重。因为此时杂质分布己经很陡，熔区长度l大，必然会造成大范围的杂质倒流使CL大，Cs也大。这是
22、不利于提高纯度的。 通过上面分析，得到了在实际区熔时，最初几次应该用大熔区，后几次用小熔区的工艺条件。 2.晶体生长的发展过程： 它主要包括：20 世纪20 年代柯塞尔(Kossel) 等人提出的完整晶体生长微观理论模型；40 年代弗兰克(Frank)发展了的缺陷晶体生长理论；50年代后伯顿(Burton)等人在晶体生长及其界面的平衡结构理论以及杰克逊(Jackson)平衡界面理论等方面的研究，使晶体生长从生长技术研究进入了微观理论定性与半定量的研究阶段。,3.根据图，分析每个过程晶体生长情况 由于Gs 与r2成正比， 而Gv与r3成正比，相比之下Gv比Gs 变化快，又因为Gs开始时较大，所以
23、二者之和G出现了开始时增大，达到极大值G*后下降。与G*相对应的晶胚半径r*称为临界半径；与G=0相对应的晶胚半径r0称为稳定半径。 由图3-2可见，随半径r的变化，有几种情况： (1) 凡是r r*的晶胚，长大的几率大于消失的几率，这时体积自由能增大到占主导地位阶段。r增大能使体系自由能降低。但G0，晶胚不稳定。 (4) 当晶胚半径rr0 时， G0 ，晶胚就能稳定长大成晶核。 4.非均匀成核相对均匀成核有利，为什么？ 因为G*非均=G*均f()，说明G*非均是G*均与f()函数的乘积。而f()数值在0-1之间，图3-4 给出(接触角)大小与f()值的关系曲线，可以看出，当固相与相的性质相近
24、(如原子排列方式，分子极性大小等)，两相间湿润性好，接触角就小， f()也小，G*非均也小，就容易成核。如从熔体中拉单晶或同质外延时，籽晶或衬底与生长物质为同一物质，所以=0， f()=0， G*非均=0，这种情况说明不需要三维成核，流体可直接转变成晶体。另一个极端是= 180o， f()= 1时G*非均= G*均，说明杂质对成 核没有贡献，与在相中均匀成核一样。不过总的来说，非均匀成核要容易得多。,5.晶核长大的动力学模型（2个） (1)完整突变光滑面生长模型柯塞尔晶体生长机制是以光滑面生长为前提的。它论述了在晶体表面上生长一层原子尚未完全生长完时，下一个原子应生长在表面晶格什么位置以及这一
25、层原子生长完时，下一层原子应在晶体表面什么位置开始生长的机制。 柯塞尔模型的要点是：一个中性原子在晶格上的稳定性是由其受周围原子的作用力大小决定的，晶体表面上不同格点位置所受的吸引力是不相同的。 图3-5给出了5种主要晶格格点位置以及所受作用力情况。在表3-1中具体给出这5种格点位置和所受作用力。由表可以看出：原子在三面角(扭折处)1的位置上，受到的吸引力最强，因为它的最近邻原子和次近邻原子数最多。原子在1的位置放出能量最多，所以在这里最稳定。次之是吸附在台阶侧面的位置2，即二面角处，接下的顺序是3，4，5的位置。 在晶体生长时，达到晶体表面的原子在扩散过程中，将优先在1处生长，使没有长完全的
26、晶行一直长完为止。在没有三面角的位置的情况下，再生长时就在2的位置上，一旦有原子长在2处，就又出现新的三面角，即1的位置，又继续向前延伸到该行长完为止，重复上述1-2-1生长过程直到整个晶面全部长平，新的一层只好从3开始。 (2)非完整突变光滑模型弗兰克(F.C. Frank)于1949 年提出了螺旋位错生长模型。 该模型的要点是：在生长晶面上，螺旋位错露头点可作为晶体生长的台阶源(自然二维晶核)，当生长基元(原子或分子)扩散到台阶处，台阶便向前推进，晶体就生长了(图3-7)。 这种螺旋位错形成的台阶具有以下的特点： (1) 永不消失的台阶，像海浪一样向前推进。 (2) 不需要二维成核过程。
27、(3) 生长连续，过饱和度低。 在生长过程中，由于螺旋位错露头点是固定的，台阶只能绕它做旋转运动，而台阶各点距露头点距离不同，所以不可能使同一台阶上的每一点都能以同样的线速度推进，靠近中心处，只要填加少数原子就能生长一周，在台阶外端要加上许多原子才能生长一周。结果使原来的一个直线台阶逐渐长成螺旋状，图3-8(a)(e)具体描述了在一个螺旋位错上晶体生长的过程。 按上述分析可知，螺旋位错台阶中心生长的角速度大，边缘上速度慢。台阶中心不能无限制地快速生长，因为晶体生长所要求的过饱和度与生长台阶的曲率有关。曲率大的地方要求有较大的过饱和度，在同样的过饱和度的情况下，曲率大的地方生长速率相对小一些。因
28、此，台阶中心由于曲率大，生长速率逐渐地慢下来。最后台阶上各点生长的角速度大体相同，就形成一个较为稳定的螺位错的螺旋状台阶，并能维持不变。 弗兰克模型具体研究了螺旋位错生长机制，从生长动力学观点看，它的意义不只限于有螺旋位错生长过程，实质上它代表了在生长过程中有自然台阶不需要二维成核的一大类晶体的生长情况。,6.怎样判断界面类型？p52 （1）同一种材料由于生长方式不同，其相变潜热不同，将影响界 面结构. 如熔体生长时相变潜热为熔化热；溶液生长时相变潜热为熔化热+溶解热；气相生长时相变潜热为气化热+熔化热。所以，一般情况是:气相生长相变潜热溶液生长相变潜热熔体生长相变潜热。因此使用同一种材料用气
29、相生长体系生长晶体得到光滑面的可能性大；而用熔体生长法若得到光滑面相对困难 （2）温度对界面结构也有很大影响 8.晶面在生长过程中是消失还是保留，判断标准？P53 1901 年乌尔夫(Wulff)提出：一定体积的晶体，其平衡形状应是总表面能为最小的形状，即 最小 式中si为第i个晶面的面积，i为第i个晶面的单位面积的表面自由能。 晶体生长是一种非平衡过程，它的形态对于生长因素是十分敏感的，它强烈依赖动力学因素，其中最主要的是各个晶面的法向生长速度的比值。一般说来，法向生长速度慢的晶面，在生长过程中会变大变宽，最后得以保留。而法向生长速度快的晶面，越长越窄小，最后被其他晶面淹没而消失。 12.抑
30、制自掺杂有几种途径？P120 一是尽量减少杂质由衬底逸出，它包括以下方法: (1)使用蒸发速度较小的杂质做衬底和埋层中的杂质。 (2)外延生长前高温加热衬底，使硅衬底表面附近形成一杂质耗尽层，再外延时杂质逸出速度减少可降低自掺杂。 (3)采用背面封闭技术，即将背面预先生长高纯SiO2或多晶硅封闭后再外延，可抑制背面杂质的蒸发而降低自掺杂。 (4)采用低温外延技术和不含有卤原子的硅源。 (5)采用二段外延生长技术。 另一个途径是使已蒸发到气相中的杂质尽量不再让它们进入外延层而采用减压生长技术。,7.如何由判断材料？ 杰克逊因子 (3-46) (3-46)式中的是一个重要参量，称为界面相变熵或杰克
31、逊因子，它是两个因子的乘积。 第一因子是L0/(kTE)，它取决于体系的热力学性质，其中L0为单个原子相变时内能的改变，并可近似地看做相变潜热，那么L0/TE为单个原子的相变熵。第二个因子是y1/，它取决于晶体结构和界面的取向， 为晶体内部一个原子的近邻原子数，它与晶体结构有关。y1为原子在界面内水平方向的近邻原子数，它取决于界面的取向，因此把y1/叫做取向因子，它反映出晶体的各向异性。 (3-46)式实际上给出了界面相对吉布斯自由能G与晶体原子在界面上成分x以及杰克逊因子 三者的关系。如一定，则可画出关系曲线，并根据曲线的极小值找出其平衡界面是光滑面还是粗糙面。对于不同体系，不同热力学条件大
32、小也不同，因此曲线的形状也自然不同。图3-10给出了几种值的关系曲线。其中=1.0的曲线，极小值出现在下50%处，说明这种界面的平衡结构是粗糙面；又如=5的曲线，极小值出现在x0或x100%处，所以该界面的平衡结构是光滑面。 由图3-10还可以看出，根据值可将材料分成两大类：一类是2 的材料，在平衡时x0或x1，是光滑面，生长时界面上不存在自发台阶，经过二维成核的层状生长是限制其生长速率的重要因素，生长的晶体多呈美丽的多面体，并易出现“小平面”。属于这一类物质多为氧化物，它们的熔化熵L0/(kTE)一般比较大，虽然y1/小于1，但二者之积还是大于2的。 另一类如金属，它们的熔化熵较小，再乘上一
33、个小于1的取向因子，结果更小，属于2 的材料，平衡时x=50%为粗糙面。生长时到处都有台阶，生长速度快，在这一类物质的晶体生长时，几乎不存在各向异性的问题。 还有一类介于氧化物与金属之间的物质，即半导体材料。,9.金的各能级电子分布状态与材料中存在的其他杂质的种类和数量及温度有关。结合能带分析 (1)当锗中掺有N型浅施主杂质(如砷)时，金的受主能级起补偿作用。此时又有几种情况： 当0NAsNAu (NAs，NAu分别代表砷浓度和金浓度)时，砷能级电子全部落入金的第一受主能级上但还不能填满它。如温度上升时，价带中的电子受热激发填充此受主能级，材料呈现p型。 NAuNAs2NAu ，砷能级上的电子
34、填满金的第一受主能级后并开始部分填充金的第二受主能级；升温时，由于第二受主能级激发到导带的能量比价带电子激发去填充第二受主能级的能量小，所以热激发会使第二受主能级中部分填充的电子激发到导带中去；材料呈现N型。 2NAuNAs3NAu ，砷能级电子填充满金的第一、二两个受主能级后还填充部分第三受主能级。升温时，第三受主能级上部分填充的电子将激发到导带中，材料呈现N型。 3NAuNAs，所有金的三个受主能级都填充了电子。剩余的砷浅施主能级上的电子被激发到导带中去，材料亦呈现N型。 (2) 当锗中有P型浅受主杂质(如镓)时，金的施主能级起补偿作用。这时有两种情况： 当0NGaNAu，由于金的施主能级
35、给出电子填充镓的受主能级，全部填满后还有二部分电子在金的施主能级上，在低温时，价带中一部分电子激发填充到金因补偿镓而空出的能级中，使材料呈P 型。高温时价带中激发的电子除了填充金的施主能级外，还填充金的第一受主能级，所以材料仍然为P型。 NAuNGa，金原子施主能级上的电子全部落入镓的能级上，补偿后，余下的镓能级上的空穴激发到价带上，材料仍显P 型。 金在硅中有两个能级，一个是Ec-0.54eV(受主)，另一个是Ev+0.35eV(施主)它们所起的补偿作用与金在锗中一样；也是与己有的其他杂质的类型和浓度、温度有关。,10杂志对非平衡载流子的影响p71结合能带分析 半导体材料中的杂质和缺陷，对非
36、平衡载流子寿命有重要的影响，特别是重金属杂质，它们具有多重能级而且还是深能级，这些能级在禁带中好像台阶一样，对电子和空穴的复合起“中间站”的作用，成为复合中心。它捕获导带中的电子和价带中的空穴使两者复合，这就大大缩短了非平衡载流子的寿命。例如，硅中的金，它有Ec-0.54eV(受主)和Ev+0.35eV(施主)两个能级。当硅中掺N型杂质(如磷)时，在室温下，这类浅施主杂质会将金受主能级全部填充，生成Au-离子。Au-对价带的空穴具有很强的吸引作用，它会使价带中空穴激发到此能级上与电子复合(实质是金受主能级俘获的电子落到价带与空穴复合)。由于在N 型硅中费米能级EF在导带附近，当Au-发生复合时
37、又出现空位，将立即会被导带上的电子所填充，于是又生成Au-，它继续与价带中的空穴复合。 同样，在P型硅中，金施主能级Ev+0.35eV上的电子与浅受主杂质发生补偿，生成Au+，由于EF在价带顶附近，Au+将强烈地吸引导带中的电子下落而重新填充，从而产生复合作用。 实验表明，这两个复合中心俘获电子、空穴的能力是不同的。对于P型硅，少子为电子，寿命与Ev+0.35eV(施主能级)上俘获电子的能力有关，其电子俘获系数r-=6.3x 10-8cm-3/s，而N 型硅与Ec- 0. 54eV受主能级俘获空穴的能力有关，其俘获系数r+=1.15x10-7cm-3/s 。显然r+r-，即受主能级俘获空穴能力
38、比施主能级俘获电子能力大一些。所以在掺金量相同时N型硅比P型硅寿命下降得更快些。 以上以硅中金为例，就多能级杂质对寿命的影响作了较详细的描述。,11.硅外延生长动力学模型是什么？有何异同？p109主要有两种，即气-固表面复相化学反应模型和气相均质反应模型区别：复相化学反应模型认为硅外延生长过程包括下列步骤:反应物气体混合向反应区输运。反应物穿过边界层向衬底表面迁移。 反应物分子被吸附在高温衬底表面上。 在衬底表面发生化学反应，生成生长晶体的原子和气体副产物，原子在晶体表面移动到达衬底晶面的扭折处，进入晶格格点位置形成晶格点阵，实现晶体生长。 副产物气体从表面脱附并穿过边界层向主气流中扩散。 气
39、体副产物和末反应的反应物，离开反应区被排出系统。 均质反应模型认为，外延生长反应不是在固-气界面上，而是在距衬底表面儿微米的空间中发生的。反应生成的原子或原子团再转移到衬底表面上完成晶体生长。在反应物浓度很大，温度较高时有可能在气相中成核并长大。例如，高浓度SiH4高温热分解时就能观察到这种现象。 相同： 不论是复相反应还是均质反应，都认为反应物或反应生成物总要通过体系中的边界层而达到衬底表面的，且在理论上和实验上都证明了边界层的存在。,13.GaP是间接跃迁型材料，为什么发光效率高？ 因为某些杂质在GaP中可形成发光的辐射复合中心，使GaP中的间接跃迁向直接跃迁转化的缘故。 例如GaP中掺入
40、氮时，氮原子取代磷原子的位置而呈电中性。但氮原子的电子亲合力比磷原子大，因此氮原子可俘获一个电子而带负电，由于库仑力的作用，带负电的氮原子又吸引一个空穴而形成束缚激子状态。 产生这种束缚是方阱束缚，是一种短程力，即阱内有力，阱外无力，作用只限于辨宽，因此束缚使陷阱内电子局限在一个局部的范围。 根据量子力学的测不准关系pxh，当电子的x十分小时，它的动量变动范围就很大，即k扩展了，也就是在k=0处也会有一定数目的电子，这些电子便可不借声子的帮助而直接跃迁，从而大大提高了发光效率。目前在GaP中能形成电子陷阱束缚激子的杂质有N(绿光)，Bi(橙光)，Zn-O(红光)，Cd-O(红光)等。 15.结
41、合图6-8解释极性对表面腐蚀的影响。 实验表明，GaAs单晶的(111)A面和(111)B面有不同的腐蚀特性。这种差异与III-V族化合物的极性有关。由图6-8 可知A、B 面的化学键和电子分布是不同的。通常认为，在B 面上的As原子有一个未公有化的电子对，它在亲电性介质(如氧化剂)中，比没有电子对的A 面Ga原子的反应快，因此B 面腐蚀速度比A 面快。它与位错区的腐蚀速度相差不大，故A 面能显出蚀坑，而B 面则无。,14.硅的金刚石成键、闪锌矿结构成键分析？ 在硅的金刚石结构中，每个硅原子有四个价电子，它们与邻近的硅原子共有一对价电子，形成四个共价键。在闪锌矿结构中，III族元素原子与V族元
42、素原子的价电子数是不等的，关于它们之间价键的形成机构有几种说法。（1）一种认为是由V 族原子的5 个价电子中拿出一个给III族原子，然后它们相互作用产生sp3杂化，形成类似金刚石结构的共价键。例如，GaAs的Ga 原子得到一个价电子变成Ga-，As原子给出一个价电子变成As+离子。它们按上述说法键合时，虽说是以共价键为主，但由于Ga-和As+离子的电荷作用而具有离子键性质。（2）另二种认为在闪锌矿型晶体结构中，除Ga和As形成的共价键外，还有Ga3+和As3-形成的离子键，因此III-V族化合物的化学键属于混合型。由于离子键作用，电子云的分布是不均匀的，它有向V族移动的趋向，即产生极化现象。这
43、样导致在V族原子处出现负有效电荷，III族原子处出现正有效电荷。 III-V族化合物半导体的离子键成分与其组成的III族和V族原子的电负性之差有关。两者差越大，离子键成分就越大，而共价键成分就越小。 例如，GaP的Ga原子的电负性是1.6，P原子电负性是2.1，它们相差0.5。由图6-2可查出相对应的离子键成分为7.5%，也就是说GaP中共价键成分可能是92.5%，但GaP为闪锌矿型，最靠近Ga原子的P原子共有四个，而Ga原子的价电子只有3 个，所以Ga 原子只能和3 个P 原子形成共价键，因此从整个晶体来考虑，共价键成分应等于92.5 x 3/3= 71 % ，所以离子键成分占29% 。,1
44、6.为什么IV族元素(Si,Ge,Sn)等在III-V族化合物半导体中呈现出两性掺杂特性？ IV族元素(Si,Ge,Sn)等在III-V族化合物半导体中呈现出两性掺杂特性。当一个IV族原子在III族子晶格点上时是施主，在V族子晶格点上则是受主，当然IV族原子也可统计地分布在两种晶格点之间，此时最后呈现是施主还是受主完全取决于杂质的性质、浓度以及材料制备过程中掺杂的条件。 例如，向GaAs 中掺入Si或Ge 时，由于III族元素的共价半径比V族元素大(Al:1.18，Ga:1.26，In:1.44，P:1.10，As:1.18)，IV族元素将择优占据它们的位置(Si，Ge 的共价半径分别为1.1
45、7和1.22)，成为施主杂质，在由化学计量比的GaAs熔体生长晶体，或用气相外延法制备GaAs时，Si是每个原子贡献二个电予的施主杂质，其浓度可达1018/cm3。但如在As蒸气压很低，镓空位被抑制，用Ga做溶剂的GaAs液相外延时，Si主要占据As的晶格点而成为受主杂质。如果仔细控制外延生长的温度范围和冷却过程，就可以生长NP 或PN 结，起两性掺杂作用。 19.异质材料外延生长机制一般认为有三种模式，如图8-20所示。(1)Frank-van der Mewe(MvdM)生长模式。这种模式认为，外延材料是以二维方式一层一层生长的，如图8-20(a)所示。这种生长模式主要发生在晶格匹配或晶格
46、失配较小的异质结构生长时，如GaAlAs/GaAs的生长就是以这种模式进行的。(2)Volmer-Weber(V-W)生长模式。这种模式为三维生长模式。外延生长初期是以岛状结构进行生长。随着外延生长的进行，岛状结构逐渐长大、合并，直到完全覆盖衬底表面，如图8-20(b)所示。在外延层与衬底间晶格失配非常大的时候将以这种模式进行生长，如InAs/GaP的生长。 (3)Stranski-Kratanow(SK)生长模式。这个生长模式其外延生长过程介于前两种生长模式之间，即在外延生长初期，以二维模式一层一层生长，但当外延层生长到某一临界值时，外延过程在失配应力作用下，自发地转变成三维生长，如图8-
47、20(c)所示，在GaAs，InP 衬底上外延生长InAs 时就是这种情况。,17.什么材料电阻率是负的？什么材料电阻率是正？为什么？怎么把负的变成正的？（1）外延法生长的GaAs材料d/dT 0 ，而体单晶材料则d/dT0一般认为这是由于GaAs材料中存在着较高浓度的深能级缺陷的 缘故。因为在一般半导体材料中，室温下杂质己全部电离，升高温度时，会使本征载流子增加，但GaAs 的禁带宽度较大，因此由本征激发提供的载流子浓度很少。另一方面升温会使晶格散射作用增强，使迁移率很快下降。因此在掺有浅施主能级杂质的材料中d /dT0。（ii） d/dT0 。 18.常压MOVPE生长GaAs 的特点，结
48、合图7-3 (1) AsH3/TMG(V/III)对所生长的GaAs导电类型和载流子浓度的影响。图7-3 示出了在不同温度下生长的GaAs的载流子浓度与AsH3/TMG 比的关系。由图看出，在比值大的情况下，外延层是N型，载流子浓度处于低到中等(1014/cm3) 区域内。随着AsH3/TMG比的减少，材料的载流子浓度也随之减少，并发生导电类型改变。当比值减少到大约20时，变为P 型(上述现象只在MOVPE生长GaAs 时观察到)。实验发现，产生导电类型转变区的精确的AsH3/TMG的比值与生长温度、生长速度以及源的纯度有关。此外，在此值大于30 时，表面如镜面，而比值很低，小于1015时，表
49、面变得粗糙。 (2) 外延层厚度对迁移率的影响。在半绝缘GaAs衬底上，相同的条件下，生长一系列厚度不同的外延层，测其迁移率，发现随着外延层厚度增加，77k也迅速增加，在层厚25-30m时，达到极大值，然后有所下降，但变化不大。产生上述变化的原因还不十分清楚，也许是界面处存在的淀积物或砷空位等缺陷或衬底中其他杂质扩散出来所致。,20.以GaAs 的MBE 生长为例说明其生长动力学过程。以As为源形成分子束时，一般得到的是As4分子束，而以GaAs为源或在高温下分解As4时可得到As分子束。这两种分子束在GaAs 衬底上的行为好像相同，先被物理吸附形成弱束缚状况，然后再进行化学吸附结合到晶格格点
50、上。但这两者的具体过程上却是不同的，所生长的GaAs 的性质也有一些差别。当As2束入射到GaAs时，通常先形成物理吸附，并以As2的形式在表面移动，遇到As空位时(有Ga原子时)As2 便分解成As，变为化学吸附，形成Ga-As 键，生长在晶格点上。如果没有As空位(没有Ga原子)时，As2不分解并且脱附或在600K 的温度下形成As4而脱附，见图7-15(a)。若表面有很多空位(Ga原子) 时，As2的粘附系数将接近1。 如果衬底温度在775-800K 时，按Ga:As= 1:10发射Ga、As束，可得到Ga: As 约为1:1的GaAs，此时As2的粘附系数为0.1-0.15。若入射的是
51、As4 束时，则情况就复杂得多了。这时，如衬底温度为300- 450K，并且没有Ga束入射，As4 的粘附系数为零。当Ga束入射时，As4 的粘附系数增大，这时虽然发生了As4的化学吸附，但由于As4不分解，不能生成符合化学计量比的GaAs。 当衬底为450-600K 时万如仍不入射Ga束。As4的粘附系数仍为零。当入射Ga束时， As4的粘附系数也增加，但不会超过0.5，如图7-15(b)所示。入射的As4主要处于物理吸附状态并在表面上进行迁移。一部分As4进入化学吸附，另一部分移动的As4与被化学吸附的As4结合，分解成As原子，有的生成新的As4 而脱附，这就是为什么As4的附着系数不会超过0.5的原因。由于在这个温度范围内， As4能发生分解反应而生成As，所以能生长Ga;愿s= 1:1的GaAs。在600K 以上温度时，其表面动力学行为与450-600K温度范围内相同，这时应另加一Ga 束源，以提高表面Ga 的浓度。Ga 表面浓度还与衬底温度有关，由于提高温度As2 因脱附而损失。损失的As2可由As4的人射束来补充，以便在稳定的条件下生长GaAs。,
