不同氧含量Bi_2Sr_2CaC_省略__2O_8_单晶电阻率的各向异性_陈仙辉
直拉硅单晶中氧含量优化研究
直拉硅单晶中氧含量优化研究发表时间：2018-10-01T09:58:25.490Z 来源：《电力设备》2018年第16期作者：杨烨[导读] 摘要：本文从埚转、等径功率、投料量等几个方面论述了直拉硅单晶中氧含量的控制方法，通过工艺调整，降低硅单晶的氧含量，改善晶体品质。
(中国电子科技集团公司第四十六研究所天津市 300220)摘要：本文从埚转、等径功率、投料量等几个方面论述了直拉硅单晶中氧含量的控制方法，通过工艺调整，降低硅单晶的氧含量，改善晶体品质。
关键词：直拉硅单晶，氧含量，熔体对流引言直拉硅单晶被大量的用于生产集成电路，随着晶硅光伏产业的发展，对单晶硅的质量要求越来越高，晶体的缺陷和杂质含量对晶体的质量有着决定性的影响，而单晶中的杂质间隙氧是其中含量最多的杂质，其含量可达1018cm-3数量级，对直拉硅单晶的利用又起着重要的作用。
随着集成电路集成度的增加，除设法增加硅单晶的直径外，也希望使单晶中的氧含量能达到预期值，且氧的轴向和径向分布均匀，因此生长大直径硅单晶的氧控制问题一直是近期硅材料学术界关注的焦点。
氧在硅电子器件的制造中，既有害亦有利。
优点是“吸除效应”和“钉扎效应”，增加硅片的强度，有利于硅片加工。
利用特定的热处理条件，在器件的激活区外生成SiO2沉淀和相关的诱生缺陷，它们可用于对有害的金属杂质的吸除，使激活区成为“洁净区”，以提高器件性能，这就是本征吸杂过程。
缺点是单晶的电阻率和寿命受影响，导致多种缺陷，原生硅晶体中的氧是形成诸如氧化堆垛层错和热施主的主要起因。
在器件激活区中的氧沉淀可引起结的击穿或产生漏电流。
在退火过程中，氧沉淀的产生使器件的成品率下降。
高氧浓度导致电阻率的热稳定性差，结果使得由这些材料制成的器件的阻塞电压低。
因此对每一种器件加工过程而言，硅单晶都必须有一个合适的氧浓度范围。
在直拉法生长中，氧不可避免地掺入硅单晶。
直拉硅单晶中的氧主要来源于拉晶过程中熔硅对石英坩埚的溶解，并经固-液交界面进入单晶间隙位置。
04 超导材料
• 垂直于c方向有 3 种基本的原子面：Y面, Ba-O面和Cu-O面(有皱褶)。 • 在正方结构中， CuO原子层中的氧原子和氧空位随意分布，a=b。当转
变为正交结构相后，氧原子和氧空位发生有序转变，引起a<b。一般认 为正交结构的超导性和高的临界温度与这些链密切相关。
• 从正方结构到正交结构的无序到有序转变，还伴随着氧含量的变化。结
1975年——500Km/h的磁悬浮列车研制成功。
1986年——瑞士苏黎世IBM实验室以及朱经武发现Tc=52K的 BaLaCuO。 1987年——赵忠贤、陈立泉研制成功Tc=93K的 YBaCuO。
1988~2000年——高温超导迅猛发展，Tc不断升高，已达132K。
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4.2 超导材料的基本性质与理论基础
为克服不稳定性，已研究出两项有效方法，一是在超导线（带）材
外复套一层良导金属（铜或铝），形成复合导体材料；二是将复合 导体中的超导线做成细丝（直径约 l 微米），使一根复合线含有数 干股细丝并扭绞，形成所谓多芯扭绞复合线材。现在，大部分强电 用超导线（带）材都是这种复铜（很少复铝）的稳定化材料。
复杂物质 ，在正常态它们都是不良导体。
同低温超导体相比，高温超导材料具有明显的各向异性，在垂直和
平行于铜氧结构层方向上的物理性质差别很大。
高温超导体属于第二类超导体，且具有比低温超导体更高的临界磁
场和临界电流，因此是更接近于实用的超导材料。特别是在低温下 的性能比传统超导体高得多。
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温第二类超导体，典型代表铌三锡（Nb3Sn， Tc =18K），其临界电 流密度，在温度为 4.2K 和磁场为 8.8 T的情况下可达 104A/cm2 以上， 已实用化。
直拉硅单晶的氧和碳
直拉硅单晶的氧和碳直拉硅单晶中的氧和碳是一类很重要的杂质，氧和碳在直拉单晶中，可能形成微沉淀，可能在微沉淀基础上形成微缺陷，严重影响单晶质量，影响大规模集成电路性能和制造。
氧原子在硅单晶中大部以间隙原子状态存在，成Si-O-Si状态或SiO2和SiO4状态，熔点时，氧在固态硅的溶解度为(2.75±0.15)×1018/cm3，在熔硅中的溶解度为（2.20±0.15)×1018/cm3。
直拉硅单晶的氧主要来源于多晶硅，它的含氧量一般为1016/cm3~1017/cm3数量级，而直拉单晶硅中的氧含量一般在6×1017/cm3~2×1018/cm3，可见，单晶生长过程中有大量的氧进入。
石英坩埚对硅单晶的氧沾污非常严重，在1420℃以上高温下，硅熔体和石英坩埚进行化学反应：Si(熔体)+SiO2(固体)=2SiO反应结果，石英坩埚上生成一层固体一氧化硅，并不断溶解于熔硅中，生成一氧化硅气体也会溶解于熔硅，使熔硅氧浓度增高。
氩气氛下拉晶时，氩气中的氧会以不同形成溶入熔硅中，使硅单晶氧浓度增高。
直拉硅单晶一般单晶并没有部氧浓度高，尾部氧浓度低，单晶新面中心氧浓度高，边缘氧浓度低。
硅单晶的这种氧浓度分布既受坩埚污染影响，也受拉晶时氧蒸发和氧分凝效应影响。
坩埚中熔硅虽然离坩埚壁越近氧浓度越高，但在拉晶过程中，被单晶覆盖的熔硅氧不能蒸发，其余部分氧蒸发较快，在熔硅对流作用下，形成单晶中氧含量边缘高中心低的现象。
氧在硅中的平衡分凝系数一般认为是1.25，这很容易解释硅单晶头部含氧高尾部含氧低的事实。
但是，从硅氧二元相图看，氧在硅中的平衡分凝系数应该小于1，这和一般认为氧在硅中平衡分凝系数等于1.25相矛盾。
氧在单晶中分布呈并没有部高尾部低现象可以这样解释：由于多晶硅熔化时温度高，硅和石英坩埚（SiO2）反应激烈，大量的硅氧物进入熔硅，它们比重小，浮于熔硅上部，使得生长的单晶氧含量头部高，单晶在以后生长中，虽然硅和石英坩埚继续反应生成硅氧物进入熔硅，但由于温度较低反应缓慢，而且由于晶体和坩埚转动搅拌熔体中氧蒸发作用增强，使单晶尾部氧含量降低。
MgO_SiO_2_TiO_2包_省略_1_5_O_4正极材料性能的影响_王飞
２０１４．４Ｖｏｌ．３８Ｎｏ．４研究与设计收稿日期：２０１３－０９－１２基金项目：安徽省自然科学基金资助项目（１３０８０８５ＱＢ４１）；安徽省优秀青年人才基金项目（２０１２ＳＱＲＬ２２６ＺＤ）作者简介：王飞（１９８１—），男，山东省人，讲师，博士，主要研究方向为电化学与新能源材料。
６２１ＭｇＯ／ＳｉＯ２／ＴｉＯ２包覆对ＬｉＮｉ０．５Ｍｎ１．５Ｏ４正极材料性能的影响王飞，汪燕鸣，马东（淮北师范大学化学与材料科学学院，安徽淮北２３５０００）摘要：采用喷雾干燥与高温固相法相结合制备了ＬｉＮｉ０．５Ｍｎ１．５Ｏ４正极材料，并对其进行ＭｇＯ／ＴｉＯ２／ＳｉＯ２复合氧化物表面包覆改性。
电化学测试表明：ＭｇＯ／ＳｉＯ２／ＴｉＯ２包覆能够有效抑制电极／电解液界面副反应的发生，减少Ｍｎ和Ｎｉ在电解液中的溶解，显著提高ＬｉＮｉ０．５Ｍｎ１．５Ｏ４的倍率性能和循环稳定性。
在室温２Ｃ倍率时ＭｇＯ／ＳｉＯ２／ＴｉＯ２包覆的ＬｉＮｉ０．５Ｍｎ１．５Ｏ４循环１００次的容量保持率为９６％，而ＬｉＮｉ０．５Ｍｎ１．５Ｏ４仅为８９％。
关键词：锂离子电池；高电压；表面包覆；ＬｉＮｉ０．５Ｍｎ１．５Ｏ４中图分类号：ＴＭ９１２．９文献标识码：Ａ文章编号：１００２－０８７Ｘ（２０１４）０４－０６２１－０３ＥｆｆｅｃｔｏｆＭｇＯ／ＳｉＯ２／ＴｉＯ２ｃｏａｔｉｎｇｏｎｐｅｒｆｏｒｍａｎｃｅｏｆＬｉＮｉ０．５Ｍｎ１．５Ｏ４ｃａｔｈｏｄｅｍａｔｅｒｉａｌＷＡＮＧＦｅｉ，ＷＡＮＧＹａｎ－ｍｉｎｇ，ＭＡＤｏｎｇ（ＳｃｈｏｏｌｏｆＣｈｅｍｉｓｔｒｙａｎｄＭａｔｅｒｉａｌｓＳｃｉｅｎｃｅ，ＨｕａｉｂｅｉＮｏｒｍａｌＵｎｉｖｅｒｓｉｔｙ，ＨｕａｉｂｅｉＡｎｈｕｉ２３５０００，Ｃｈｉｎａ）Ａｂｓｔｒａｃｔ：ＬｉＮｉ０．５Ｍｎ１．５Ｏ４ｃａｔｈｏｄｅｍａｔｅｒｉａｌｗａｓｓｙｎｔｈｅｓｉｚｅｄｂｙｓｐａｙｄｒｙｉｎｇｆｏｌｌｏｗｅｄｂｙｓｏｌｉｄ－ｓｔａｔｅｒｅａｃｔｉｏｎ．Ｉｎｏｒｄｅｒｔｏｉｍｐｒｏｖｅｔｈｅｃｙｃｌｉｎｇｓｔａｂｉｌｉｔｙ，ＭｇＯ／ＳｉＯ２／ＴｉＯ２ｃｏａｔｉｎｇｏｆｔｈｅｐｕｒｅＬｉＮｉ０．５Ｍｎ１．５Ｏ４ｗａｓｃａｒｒｉｅｄｏｕｔｂｙｓｏｌｕｔｉｏｎｃｏａｔｉｎｇｐｒｏｃｅｓｓ．ＴｈｅｅｌｅｃｔｒｏｃｈｅｍｉｃａｌｔｅｓｔｓｓｈｏｗｔｈａｔＭｇＯ／ＴｉＯ２／ＳｉＯ２ｃｏａｔｉｎｇｃａｎｅｆｆｅｃｔｉｖｅｌｙｒｅｓｔｒａｉｎｔｈｅｓｉｄｅｒｅａｃｔｉｏｎｓａｔｅｌｅｃｔｒｏｄｅ／ｅｌｅｃｔｒｏｌｙｔｅｉｎｔｅｒｆａｃｅｓ，ｉｎｈｉｂｉｔｔｈｅｄｉｓｓｏｌｕｔｉｏｎｏｆＭｎａｎｄＮｉｉｏｎｓｆｒｏｍｔｈｅａｃｔｉｖｅｍａｓｓｉｎｔｏｔｈｅｓｏｌｕｔｉｏｎ，ｔｈｅｒｅｂｙｒｅｓｕｌｔｉｎｇｉｎａｎｉｍｐｒｏｖｅｄｒａｔｅｃａｐａｂｉｌｉｔｙａｎｄｃｙｃｌｉｎｇｓｔａｂｉｌｉｔｙ．Ａｆｔｅｒ１００ｃｙｃｌｅｓａｔ２Ｃｕｎｄｅｒ２５℃，ｔｈｅｃａｐａｃｉｔｙｒｅｔｅｎｔｉｏｎｉｓ９６％ｆｏｒＭｇＯ／ＳｉＯ２／ＴｉＯ２ｃｏａｔｅｄＬｉＮｉ０．５Ｍｎ１．５Ｏ４，ｗｈｉｃｈｉｓｍｕｃｈｈｉｇｈｅｒｔｈａｎｔｈａｔｆｏｒｐｒｉｓｔｉｎｅＬｉＮｉ０．５Ｍｎ１．５Ｏ４（８９％）．Ｋｅｙｗｏｒｄｓ：ｌｉｔｈｉｕｍｉｏｎｂａｔｔｅｒｉｅｓ；ｈｉｇｈｖｏｌｔａｇｅ；ｓｕｒｆａｃｅｃｏａｔｉｎｇ；ＬｉＮｉ０．５Ｍｎ１．５Ｏ４随着电子产品的不断轻型化以及电动汽车、航空航天、储能等领域的快速发展，人们对锂离子电池的能量密度和功率密度提出了更高的要求。
区熔单晶硅中氧含量的分布曲线计算和分析
区熔单晶硅中氧含量的分布曲线计算和分析
1. 目的
为了让区熔单晶硅中的氧含量红外分析结果更加可靠，有必要了解氧在区熔单晶硅棒中的分布情况，为红外制样提供切片位置的参考依据。
2. 原理及数据结果
在假设产品中氧浓度均匀的前提下，通过氧的理论分凝公式，计算原生多晶料中不同氧浓度在不同熔区长度下，沿单晶棒轴向的浓度分布情况。
设有一支长度为L 、杂质浓度0C 是均匀分布的等径硅棒，从头部籽晶端开始，保持熔区宽度不变，保持移动速度不变，将熔区向尾端移动，到尾部结束。
由于杂质在熔化和凝固过程中会发生分凝效应，一次区熔后固相中的杂质浓度分布可求得为：
l X
k X
e k C C ---=)1(10
式中 X C ——离晶体头部距离为X 处的断面杂质浓度
0C ——多晶硅棒中的杂质浓度
k ——分凝系数
X ——熔区离起始端的距离 l ——熔区宽度
下面的4组图表，分别是取氧浓度为0.001，0.01，0.1，1ppma 时，在不同熔区长度（l=5-15）下, 对氧浓度沿单晶棒轴向的浓度分布的理论计算结果。
多晶硅棒中氧含量C 0=0.001ppma 、0.01ppma 时，不同熔区长度（l=5-15）下, 氧含量沿单晶棒轴向的浓度分布。
高居里温度压电材料的研究进展_李月明
性能优良的压电陶瓷材料，但同时易降低其居里温 度。一般认为，Ａ 位取代且取代量大时，对材料的居里 温度下降明显；相对而言，Ｂ 位取代且取代量较少时， 对居里温度下降较小。
晏伯武等［２］采用 Ｂ 位复合取代对 ＰｂＴｉＯ３ 陶瓷制 备高温高频压电陶瓷材料进行了研究。研究结果表 明，掺入适量的改性添加物 ＭｎＯ２，经适当的工艺过 程，实验配方为（１－ ｘ）ＰｂＴｉＯ３ － ｘＰｂ（Ｃｄ４／９Ｎｂ２／９Ｗ３／９）Ｏ３＋ ｙＭｎＯ２，在掺杂改性较宽的范围内具有高 Ｔｃ，低的相 对介电常数 εｒ 及较高的机械品质因数 Ｑｍ 和径向机 电耦合系数 ｋｔ，这些特性适合于高温高频应用领域。 如当 ｘ＝０．２０，ｙ＝１．０ 时，系统 ｋｔ 可达 ０．４５，Ｑｍ＞２０００， Ｔｃ≥４８０℃，εｒ 在 ２００ 左右。在实际应用过程中，可根 据不同的要求设计相应的配方。如对 ｋｔ 要求较高时， 可选用 ｘ 取值较大系数（ ｘ＝０．４０）；当对 Ｑｍ 要求较高 时，可选用 ｘ＝０．２０，可得压电性能优良且居里温度 Ｔｃ 达到 ５２０℃的高温高频压电陶瓷材料，这是一种很有 前途的高温高频压电陶瓷材料。
摘要 随着科学技术的迅猛发展，高温压电陶瓷材料被广泛应用，高居里温度压电陶瓷材料元器件的需求越来越大。本文综述了钙钛 矿、钨青铜、含 Ｂｉ 层状、压电单晶等相关的高温压电材料，并对以上几种高居里温度压电材料的研究进展进行了概括，指出了今后 的研究方向。 关键词：压电陶瓷，高居里温度，钙钛矿，钨青铜，Ｂｉ 层状，压电单晶 中图分类号：ＴＱ１７４．７５ 文献标识码：Ａ
ＰｂＮｂ２Ｏ６ 是第一个被发现的非钙钛矿型结构的 氧化物铁电体［１０］，在室温下有两种相：一种是具有斜
方结构的铁电相，居里温度为 ５７０℃，高于居里温度 时转变为四方顺电相；另一种是三方非铁电相，在 １２００℃时转变为四方相。其中，非铁电相为室温稳定 相，铁电相为亚稳相。要在室温下获得铁电相，在烧 结时需采用快速冷却（甚至淬火）或者添加稳定剂。其 主要特点是：居里点高，故在较高温度下不发生严重 的退极化；同时 ｄ３３／ｄ３１ 比值很大，故静水压压电性能 比其它压电陶瓷高得多，单位体积材料在给定静水 压下产生的电能值 （ｇｈ×ｄｈ） 高达 ２．０×１０－１２ ｍ２／Ｎ；另 外，它的机械品质因素异常低，因而在超声缺陷检 测、人体超声诊断及水听器等方面有特殊应用。关于 铁电相的存在，历来也是众说纷纭。Ｊａｆｆｅ 等人［１１］认 为，偏铌酸铅陶瓷样品只要煅烧温度足够高并且进 行适当的急冷，其铁电相就能稳定存在；而 Ｓｅｋｉｙａ 等 人 认 ［１２］ 为，通过 快 速 淬 火 只 能 得 到 偏 铌 酸 铅 的 非 铁 电相；Ｌｉ 等人 则 ［１３］ 认为通过固相反应合成偏铌酸 铅粉末，通过熔盐技术稳定正交铁电相。到目前为 止，Ｊａｆｆｅ 的观点更为人们所认可，Ｋｕｍａｒ 等人［１４］也观 察到在 ７００℃时用热处理的方法在玻璃基片上就可 以形成稳定的 ＰｂＮｂ２Ｏ６ 铁电相。
蓝宝石晶体介绍
蓝宝石晶体介绍1、蓝宝石晶体介绍' N- Q* y+ R5 P* C 蓝宝石的组成为氧化铝(Al2O3)，是由三个氧原子和两个铝原子以共价键型式结合而成,其晶体结构为六方晶格结构.它常被应用的切面有A-Plane,C-Plane及R-Plane.由于蓝宝石的光学穿透带很宽,从近紫外光(190nm)到中红外线都具有很好的透光性.因此被大量用在光学元件、红外装置、高强度镭射镜片材料及光罩材料上，它具有高声速、耐高温、抗腐蚀、高硬度、高透光性、熔点高（2045℃）等特点，它是一种相当难加工的材料，因此常被用来作为光电元件的材料。
目前超高亮度白/蓝光LED的品质取决于氮化镓磊晶(GaN)的材料品质，而氮化镓磊晶品质则与所使用的蓝宝石基板表面加工品质息息相关，蓝宝石(单晶Al2O3 )C面与Ⅲ-Ⅴ和Ⅱ-Ⅵ族沉积薄膜之间的晶格常数失配率小，同时符合GaN 磊晶制程中耐高温的要求，使得蓝宝石晶片成为制作白/蓝/绿光LED的关键材料.4 C% ?) j9 V0 |. W2 B% y5 w2 [0 H1 f' f9 h. z7 s2、蓝宝石晶体的生长方法常用的有两种:2 c: c7 }" N: x0 H3 ~ 1:柴氏拉晶法(Czochralski method),简称CZ法.先将原料加热至熔点后熔化形成熔汤，再利用一单晶晶种接触到熔汤表面，在晶种与熔汤的固液界面上因温度差而形成过冷。
于是熔汤开始在晶种表面凝固并生长和晶种相同晶体结构的单晶。
晶种同时以极缓慢的速度往上拉升，并伴随以一定的转速旋转，随着晶种的向上拉升，熔汤逐渐凝固于晶种的液固界面上，进而形成一轴对称的单晶晶锭. 2 p/ f1 ?8 x5 J0 {9 T3 @' k2:凯氏长晶法(Kyropoulos method),简称KY法,大陆称之为泡生法.其原理与柴氏拉晶法(Czochralskime thod)类似，先将原料加热至熔点后熔化形成熔汤，再以单晶之晶种(SeedCrystal，又称籽晶棒)接触到熔汤表面，在晶种与熔汤的固液界面上开始生长和晶种相同晶体结构的单晶，晶种以极缓慢的速度往上拉升，但在晶种往上拉晶一段时间以形成晶颈，待熔汤与晶种界面的凝固速率稳定后，晶种便不再拉升，也没有作旋转，仅以控制冷却速率方式来使单晶从上方逐渐往下凝固，最后凝固成一整个单晶晶碇.. J+ K6 Y% m$ ~0 m0 f4 c5 v, k. h- U2 O: ` c ; h- h6 w# N0 U+ l, N2 h5 J6 E# l' G7 k蓝宝石基片的原材料是晶棒,晶棒由蓝宝石晶体加工而成# h5 `% W5 a! _1 I7 a( H[淘股吧]C7 _7 b( @+ f( C7 W n 广大外延片厂家使用的蓝宝石基片分为三种:, p, O, N* ^2 K# N2 M - O5 I2 h S2 q2 h6 ?: x1:C-Plane蓝宝石基板5 c, H( p6 J0 @3 T这是广大厂家普遍使用的供GaN生长的蓝宝石基板面.这主要是因为蓝宝石晶体沿C轴生长的工艺成熟、成本相对较低、物化性能稳定,在C面进行磊晶的技术成熟稳定.3 i) D2 I) m6 C) [" e0 m9 N, D) D5 a 2:R-Plane或M-Plane蓝宝石基板3 q0 P8 l! W7 U$ ~2 B1 ~2 s 主要用来生长非极性/半极性面GaN外延薄膜,以提高发光效率.通常在蓝宝石基板上制备的GaN外延膜是沿c轴生长的，而c轴是GaN的极性轴，导致GaN基器件有源层量子阱中出现很强的内建电场，发光效率会因此降低，发展非极性面GaN外延，克服这一物理现象，使发光效率提高。
氧离子导体
β-La2Mo2O9 （高温相）
相变后其晶格会发生膨胀，晶胞体积约增0.46%，并 伴随着晶格常数的突变
热力学二级相变 β-La2Mo2O9
高温骤冷
La2Mo2O9中氧离子的扩散机制
离子导体 La2Mo2O9 的高温相（β 相）具有良好的电导率， 在 800 ℃时电导率高达 0.06 S/cm，是其它氧离子导体无法 比拟的，但在 580℃发生由高温 β 相到低温 α 相的相转变， 导致电导率降低近两个数量级；
Pb-La2Mo2O9
结论：
1）当Pb掺杂达到x≥0.6时，高温立方的β-La2Mo2O9可以在室 温下稳定；
2）尽管在低温时电导率有小幅的增大，Pb掺杂的氧离子的 传输数量和电导率与Bi掺杂相差不大；
Thank you
Lacorre推测，高温相结构中氧离子有 O(1)、 O(2)和 O(3)三 种晶体学格点，并且 O(2)和 O(3)格点为部分占位， 本征氧 空位为氧离子在其晶格中扩散提供了通道。
La2Mo2O9中氧离子的扩散机制
采用模拟退火的方法从理论上研究了高温相结构特征，并和 实验进行吻合； La2Mo2O9 氧离子扩散相关的内耗和介电弛豫实验来进行氧 离子扩散机制的研究； La2Mo2O9 新型氧离子导体中，氧离子的扩散至少有两个微观 过程，考虑到 O(2)和 O(3)位置的高氧空位率，氧离子（氧空 位）在下列位置间的跳动将产生一个内耗峰（或介电弛峰）： O(1) ↔O(2)；O(1) ↔ O(3)；O(2) ↔ O(3)
la的电导率la电导率图中可以看出pbla时间和温度不相关这种不对称的行为可以解释为非幂数的电导率弛迄今为止多种方式的掺杂已实现如在lybeu大多数情况下掺杂可以抑制la在室温下稳定存在pbla图10pbomoolao32的三元相图图11la图12不同掺杂比例的la电导率图13不同对照温度下的la电导率图pbla图14晶格参数和不同氧站位以及不同氧之间间距图结论
单晶棒氧施主对电阻率的影响及异常棒划线(1)
B
1、|AB | ≥125时，A处和 处分别划线，同时两侧应满足划线要求。 、 处和B处分别划线 时 处和 处分别划线，同时两侧应满足划线要求。 2、 AB | <125 时，按照“|AB | 在一段内，且该段长度尽量短”划线。 按照“ 在一段内，且该段长度尽量短”划线。 、
建议
在检测出问题棒后品管可先与单晶物测联系，确定问题棒是降级处理还 是算损耗等，减少反馈次数。
4
头部电阻率易高甚至反型的原因
1、晶体头部氧高：由于氧的分凝系数大于1，所以晶体中的氧是呈线性 下降的（其变化曲线还受拉晶过程中，坩埚中的氧不断析出、液面不断 挥发影响）。氧含量高，容易聚集产生氧施主。 2、受晶体生长特性影响，刚开始时，晶体凸向下生长，中间先生长、边 缘后生长，所以受分凝系数影响，中间的氧含量高于四周。 3 3、由于晶体头部在450℃停留时间较长，头部更容易产生氧施主作用， 450 导致电阻率升高或者反型。 4、同时头部硼含量低，被氧施主相对补偿度大，易导致电阻率升高甚至 反型。 5、同规格尺寸的石英坩，拉制单晶越大，其氧挥发量小，受氧施主影响 更大。
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掺镓（Ga）棒氧施主现象 掺镓（Ga）
1、镓（Ga）和硼（B）都是+3价元素，都是受主杂质，生产P型单晶。 掺镓可避免硼氧复合体的产生，降低阻件的光致衰减。 2、在450℃左右，掺镓棒中的氧仍会聚集产生显电活性的SiO42- ，提供 电子成为施主。 3、镓的分凝系数很小，头部浓度较底。被氧施主的相对补偿度更大，更 易导致电阻率升高甚至反型。
直径偏细划线1 直径偏细划线
A
1、在A处划线，同时两侧应满足划线要求。 、 处划线， 处划线 同时两侧应满足划线要求。 2、不能满足两侧划线要求的情况下，按照“细径处在一段内，且该段长度尽量 、不能满足两侧划线要求的情况下，按照“细径处在一段内， 划线。 短”划线
文献赏析：采用先进的两点法分析极片电阻率的各影响因素,元能科技（厦门）有限公司
1.分离电压电流线，排除电感对电压测量的影响，提⾼检测精度；
2.直径14mm圆盘电极，保证与样品有相对⼤的接触⾯积，减⼩测试误差；
3.直接测量真实极⽚纵向穿透电阻，即涂层电阻、涂层与集流体接触电阻、集流体电阻的总和；
4.可实时监控极⽚电阻、极⽚厚度和极⽚压密随压强的变化；
5.可精确控制施加压强，保证测试数据的⼀致性；
极⽚电阻可以较好地评价电极制作过程中电⼦导电⽹络的性能或电极微观结构的均匀性，助⼒研究和改进电极的配⽅以及混合、涂布和辊压⼯艺的控制参数。
参考⽂献
B.G. Westphal et al. Influence of high intensive dry mixing and calendering on relative electrode resistivity determined via an advanced two point approach. Journal of Energy Storage 2017, 11, 76–85。
第二章--晶体生长
微电子技术工艺原理
第二章 晶体生长
二、悬浮区熔法（FZ法）
方法： 依靠熔体的表面张力，使熔区悬浮于多晶Si与下方长出
的单晶之间，通过熔区的移动而进行提纯和生长单晶。
优点：
实现均匀掺杂的方法:
1、采用高拉晶速率、低旋转速度生长单晶：当生长参数 v / D 的值较大时，ke的值比k0大，甚至能够接近1。 2、持续加入多晶硅生料，保持初始掺杂浓度不变。
微电子技术工艺原理
第二章 晶体生长
直拉法(CZ法)生长单晶的特点
优点：所生长单晶的直径较大成本相对较低; 通过热场调整及晶转，埚转等工艺参数的优化， 可较好控制电阻率径向均匀性
微电子技术工艺原理
第二章 晶体生长
三、GaAs晶体生长技术
1、初始材料
微电子技术工艺原理
第二章 晶体生长
2、晶体生长技术
液封直拉法(Czochralski法) 熔融B2O3液封，高压 (>1atm)，石墨坩埚
Bridgman法（双温区闭管法）
微电子技术工艺原理
第二章 晶体生长
四、材料特征
1、晶片整形
去除仔晶和锭尾 外形研磨，确定晶锭直径 研磨标识面或槽，去顶晶锭的晶向和导电类型 切片 晶片研磨 晶片抛光 清洗 装入片盒
微电子技术工艺原理
第二章 晶体生长
径向研磨 定位面研磨
微电子技术工艺原理
第二章 晶体生长
晶面定向与晶面标识
由于晶体具有各向异性，不同的晶向，物理化学性质都不一 样，必须按一定的晶向（或解理面）进行切割，如双极器件： {111}面; MOS器件：{100}面。8” 以下硅片需要沿晶锭轴向磨出 平边来指示晶向和导电类型。
氧含量对Pr-Nd-Ce-Fe-B烧结磁体性能的影响
氧含量对Pr-Nd-Ce-Fe-B烧结磁体性能的影响钱尼健，严长江（宁波科田磁业有限公司，浙江宁波315304）摘要：采用粉末冶金工艺制备了不同氧含量的烧结Pr-Nd-Ce-Fe-B磁体，研究了氧含量对Pr-Nd-Ce-Fe-B烧结磁体性能的影响。
结果显示，低氧含量的磁体性能优于高氧含量的磁体。
通过SEM观察两种不同氧含量烧结样品的微观结构，发现高氧含量样品磁体致密性比低氧含量样品的差且孔洞更多，造成了高氧含量样品磁性能和力学性能降低。
关键词：Pr-Ce-Nd-Fe-B烧结磁体；磁性能；力学性能；微观结构中图分类号：TM273 文献标识码：A 文章编号：1001-3830(2018)05-0014-04DOI: 10.19594/ki.09.19701.2019.05.004Effect of oxygen content on the properties of sintered Pr-Nd-Ce-Fe-B magnetsQIAN Ni-jian, YAN Chang-jiangNingbo Ketian Magnet Co, Ltd, Ningbo 315034, ChinaAbstract: In this paper, sintered Pr-Nd-Ce-Fe-B magnets with different oxygen contents were prepared by powder metallurgy process, and the effects of oxygen content on their properties investigated. The results show that the magnet with lower oxygen content is superior to the magnet with higher oxygen content. From SEM images, microstructure of sintered samples with two different oxygen contents were observed, and it was found that the density of the sintered magnet became worse and the hole increased with increase of oxygen content, which results in the decrease of the magnetic and the mechanical properties of the samples.Key words: Pr-Ce-Nd-Fe-B sintered magnet; magnetic properties; mechanical properties; microstructure1 引言烧结Nd-Fe-B磁体具有原材料丰富、磁性能高等优点，广泛应用于通讯、电子、医疗和新能源汽车等众多领域[1-2]。
红外吸收法测定硅单晶中氧和碳的测试方法
d
❖ 将上式除 I0 ，可得
❖ R、K、T分别为反射率、吸收率和透射率。
❖ 在上图中的理想镜面，且两面平行的样品的情况下，考虑 光在样品内部经多次反射，忽略干涉效应，透射光的强度
❖ 因此有
❖ 吸收系数α定义为相当于波的能量经过1/α距离时减弱为 1/e倍。因此α越大，光强度透射减弱越多，光的吸收性能 越高。
❖ （2）制备方法同上，要求参比样品与待测试样品的厚度差 小于0.01mm。参比样品替位碳浓度小于1×1015at.cm-3
5.测试步骤：
1）分别在试样光束和参考比光束中安放样品架，通光孔径为 直径5～10mm.
2）调整透过率0%和100%.
3) 放置在样品架上分别放置待测样品和参考样品。
4）双光束红外分光光度计要调整扫描速度、时间常数、狭缝 宽度和增益等仪器参数。在607.2cm-处作半峰宽。要求半 峰宽不大于6cm-，如图所示。
子反对称伸缩振动产生的，吸收峰强度最大。 ❖ 3）波长为λ3=19.4μm(波数为515.cm-), 此吸收波峰主要为
分子弯曲振动产生的，吸收峰强度较小。
❖ （2）碳吸收峰： ❖ 1）波长为λ1=16.47μm(波数为607.2cm-), 此吸收波峰为
基频峰，吸收峰强度较大。 ❖ 2) 波长为λ2=8.2μm(波数为1217cm-), 此吸收波峰主要为
氧含量 小于1×1017at.cm-3 的试样厚度约为10mm。 ❖ （2）参比样的制备方法同上，要求参比样品与待测试样品
的厚度差小于0.5%。
5.测试步骤：
（1）选择方法：[O] ≥ 1×1017at.cm-3 的试样，用空气参考法 或差别法；含量 [O] ≤ 1×1017at.cm-3 的试样,采用差别。
8_英寸半导电型GaAs_单晶衬底的制备与性能表征
第53卷第3期2024年3月人㊀工㊀晶㊀体㊀学㊀报JOURNAL OF SYNTHETIC CRYSTALS Vol.53㊀No.3March,20248英寸半导电型GaAs 单晶衬底的制备与性能表征任殿胜,王志珍,张舒惠,王元立(北京通美晶体技术股份有限公司,北京㊀101113)摘要:本文使用垂直梯度凝固(VGF)法制备了直径超过200mm 的Si 掺杂GaAs 单晶㊂通过多线切割㊁磨边㊁研磨㊁化学机械抛光和湿法化学清洗等加工工序制备出8英寸半导电型GaAs 单晶衬底㊂使用X 射线衍射㊁位错密度检测㊁霍尔测试㊁非接触式表面电阻率测试㊁光致发光测试和晶圆表面缺陷检测等对8英寸GaAs 衬底的晶体质量㊁位错㊁电学性能和表面质量等特性进行了测试分析㊂结果表明:衬底(400)衍射峰半峰全宽低于0.009ʎ;平均位错密度低于30cm -2,其中,晶体头部平均位错密度为1.7cm -2,且有98.87%的面积位错密度为0;衬底面内电阻率标准差小于6%,面内光致发光强度标准差小于4%,ȡ0.2μm 的表面光点缺陷(LPD)个数小于10㊂上述结果表明,所制备的8英寸GaAs 衬底质量优异,满足外延器件对高质量衬底的要求㊂关键词:GaAs;垂直梯度凝固;8英寸;单晶衬底;位错密度中图分类号:O785㊀㊀文献标志码:A ㊀㊀文章编号:1000-985X (2024)03-0487-10Fabrication and Characterization of 8Inch Semiconducting GaAs Single Crystal SubstrateREN Diansheng ,WANG Zhizhen ,ZHANG Shuhui ,WANG Yuanli (Beijing Tongmei Xtal Technology Co.,Ltd.,Beijing 101113,China)Abstract :Si doped GaAs single crystal with diameter over 200mm was prepared by vertical gradient freeze (VGF)method.The 8inch GaAs single crystal substrate was obtained through multi-line cutting,edging,grinding,chemical mechanical polishing and wet cleaning.The crystal quality,dislocation density,electrical properties and surface quality of 8inch GaAs substrate were characterized by X-ray diffraction,dislocation density inspection,Hall measurement,non-contact surface resistivity measurement,photoluminescence and wafer surface defect inspection.The results show that the full width of half maximum (FWHM)of substrate (400)diffraction peak is smaller than 0.009ʎ,the average dislocation density is lower than 30cm -2,the lowest dislocation density is 1.7cm -2and 98.87%area are zero dislocation.Moreover,the standard deviationof surface resistivity and photoluminescence intensity are smaller than 6%and 4%,respectively.The number of the spot with light point defect (LPD)ȡ0.2μm is less than 10.The results show that the 8inch semiconducting GaAs single crystal substrate with excellent performance is developed and can be used as the high quality substrate for epitaxial growth and devices fabrication.Key words :GaAs;vertical gradient freeze;8inch;single crystal substrate;dislocation density ㊀㊀收稿日期:2023-11-02㊀㊀作者简介:任殿胜(1966 ),男,山西省人,博士,高级工程师㊂E-mail:diansheng.ren@ ㊀㊀通信作者:王志珍,博士㊂E-mail:zhizhen.wang@ 0㊀引㊀㊀言砷化镓(GaAs)是目前最重要㊁最成熟的化合物半导体材料之一,其具有电子迁移率高㊁禁带宽度大和发光效率高等特性,被广泛应用于半导体激光器㊁LED㊁Micro-LED 等光电器件领域[1-3]㊂随着半导体产业的高速发展,新技术新产品对衬底质量要求越来越高(更低的位错密度㊁更高的均匀性等)㊂同时,对大尺寸衬底的需求也越来越强烈㊂高质量㊁大尺寸的GaAs 衬底可以有效降低单个器件的成本㊂国内外学者对GaAs 晶体进行了相关研究㊂1956年,Gremmelmeier 使用一个热场装置成功生长了GaAs488㊀研究论文人工晶体学报㊀㊀㊀㊀㊀㊀第53卷单晶[4]㊂目前,GaAs单晶的生长方式主要有液封直拉法(liquid-encapsulation Czochralski,LEC)㊁垂直布里奇曼(vertical Bridgman,VB)和垂直梯度凝固(vertical gradient freezing method,VGF)方法㊂LEC方法生长的晶体具有圆形截面,非常适合生产,但是由于生长过程中晶体存在较高的热应力和热塑性弛豫,使得LEC方法生长的晶体位错密度很高[5]㊂相比而言,VB和VGF方法制备的晶体位错密度会显著降低[6]㊂Hoshikawa 等[7]采用VB方法合成了直径为80mm的半绝缘GaAs单晶,其位错密度可达LEC方法合成晶体的五分之一㊂Gault等[8]使用VGF方法获得了头部EPD为214cm-2的50mm GaAs单晶㊂路淑娟等[9]使用VGF方法制备了位错密度小于1000cm-2的3英寸(1英寸=2.54cm)GaAs单晶㊂Sonnenberg等[10]使用VB法并引入石英坩埚生长出位错密度小于1000cm-2的4英寸GaAs单晶㊂美国AXT公司是全球首家将VGF技术用于大规模生产的厂家,为产业界提供了不同尺寸㊁低位错密度的高质量衬底㊂目前6英寸GaAs衬底是主流产品,8英寸已经开始产业化[11-13]㊂国际上,美国AXT(北京通美)㊁德国FREIBERGER及日本住友(SUMITOMO)都可以提供8英寸GaAs衬底㊂FREIBERGER提供的8英寸GaAs衬底主要以半绝缘型为主,其应用场景与半导电型衬底有差异㊂SUMITOM的8英寸半导电型GaAs衬底位错密度最低可达1cm-2,其载流子浓度在(1.20~3.13)ˑ1018cm-3,面内载流子浓度均匀性最佳可达1.2%㊂国内主要以小尺寸产品为主㊂本文采用VGF方法生长了8英寸GaAs单晶,通过一系列工艺获得了8英寸GaAs衬底,并系统地表征了衬底的质量㊂1㊀实㊀㊀验1.1㊀单晶衬底制备使用VGF方法生长8英寸GaAs单晶,生长温度1238ħ㊂使用多线切割方式对GaAs晶体进行切割,切割厚度为800μm㊂对衬底依次进行磨边㊁研磨㊁抛光及湿法化学清洗,最后获得满足要求的8英寸GaAs 单晶衬底㊂1.2㊀性能测试与表征使用X射线衍射(X-Ray diffraction,XRD)仪对GaAs衬底进行高分辨X射线衍射测试,Cu靶,Kα1为1.5406Å,测试电压和电流分别为40kV和40mA㊂使用位错密度(etch pit density,EPD)检测系统对GaAs 的位错密度进行分析统计,单视场大小为1.25mmˑ1.0mm,共分析25928个区域㊂使用美国AXT搭建的霍尔(Hall)测试系统,对8英寸单晶衬底距边缘5mm处㊁1/2半径处以及中心三个区域进行电学性能测试,取样尺寸为8.0mmˑ8.0mm㊂使用MRES-2000非接触式表面面电阻率分布系统(contactless resistivity measurement system,Res Mapping)对GaAs单晶衬底电阻率分布进行检测,检测105个区域㊂使用RPM2000荧光光谱(photoluminescence,PL)分析GaAs的缺陷及晶体质量,激光波长为532.0nm,激光功率为4.87mW,狭缝宽度为0.1mm,光谱扫描分辨率为1.02nm㊂使用辉光放电质谱(glow discharge mass spectrometry,GDMS)对GaAs中痕量元素进行检测㊂使用Tropel®FlatMaster200对8英寸衬底的平整度进行测量,分割网格大小为20.0mmˑ20.0mm㊂使用Tencor Surfscan6220对衬底的光点缺陷(light point defect,LPD)进行检测,边缘去除8.0mm㊂使用Nanosurf C3000原子力显微镜(atomic force microscope, AFM)对清洗后的GaAs衬底表面粗糙度进行测试,探针型号为Atespa-10,扫描范围5.0μmˑ5.0μm,扫描速度为0.78s/line㊂2㊀结果与讨论2.1㊀8英寸GaAs单晶衬底的晶体质量使用VGF方法生长的8英寸的GaAs单晶照片如图1(a)所示,晶体直径达到了203mm㊂晶体为规则的圆柱形,表面呈现金属光泽㊂使用多线切割方法对GaAs单晶进行切割,切割后的衬底依次进行磨边㊁研磨㊁抛光及湿法化学清洗,最后获得8英寸GaAs单晶衬底,衬底照片如图1(b)所示㊂为了表征晶体质量,在晶体头部和尾部各选取一片衬底,样片编号为PO381-Head及PO381-Tail㊂对每一片衬底距边缘5mm位置㊁1/2ˑR处以及中心进行XRD测试,测试结果如图1(c)和(d)所示㊂由测试结果可以看出,不同测试位置的㊀第3期任殿胜等:8英寸半导电型GaAs单晶衬底的制备与性能表征489㊀衍射峰角度是不完全一致的,衍射角度在32.96ʎ~33.05ʎ㊂XRD中衍射峰的位置由布拉格公式决定㊂2d sinθ=nλ(1)式中:d为晶面间距,λ为Cu靶X射线衍射波长㊂图1㊀8英寸GaAs单晶㊁衬底及XRD图谱㊂(a)8英寸GaAs单晶照片;(b)8英寸GaAs单晶衬底照片;PO381-Head(c)及PO381-Tail(d)在边缘㊁1/2ˑR处以及中心三个区域的高分辨XRD图谱Fig.1㊀Single crystal,substrate and XRD patterns of8inch GaAs.(a)Photo of8inch GaAs single crystal;(b)photo of8inch GaAs single crystal substrate;XRD patterns of PO381-Head(c)and PO381-Tail(d)at edge,1/2ˑR and central regions 图1(c)和(d)中θ处于32.96ʎ~33.05ʎ的三个衍射峰均为GaAs的(400)衍射峰㊂同一个衬底上不同测试位置的衍射峰角度有偏移,这主要是由于不同区域的GaAs组分不完全一致㊂从图中可以看出,(400)衍射峰是单一衍射峰,无其他肩峰出现,说明衬底为单一晶体,无小角度晶界等㊂衍射峰参数如表1所示,由表可见,不同位置的衍射峰半峰全宽(full width at half maximum,FWHM)均低于0.009ʎ,表明单晶衬底具有良好的晶体质量㊂表1㊀单晶衬底的XRD(400)衍射峰位置和FWHMTable1㊀XRD(400)diffraction peak position and FWHM of single crystal substratesParameter PO381-Head PO381-TailEdge1/2ˑR Central Edge1/2ˑR Central θ/(ʎ)33.031033.024632.980933.017233.023533.0308 FWHM/(ʎ)0.007210.007840.004720.004750.008900.00457为了进一步表征晶体不同位置的衬底质量,在晶体中部进行了取样,样品编号PO381-Middle㊂随后,使用熔融的KOH对三个样片进行腐蚀处理㊂KOH对GaAs的腐蚀具有各向异性,因此腐蚀后显示的缺陷具有特定的形态,这些缺陷一般称为腐蚀坑(etch pit),其在显微镜下的形貌为规则的六边形㊂参考SEMI M83-0820标准,使用69点模板对三个样片进行腐蚀坑密度(etch pits density,EPD)测试,显微镜放大倍数为50倍,单个视场方块面积为0.024cm2,测试结果如图2所示㊂PO381-Head平均EPD为14cm-2,最大EPD 为250cm-2;PO381-Middle平均EPD为21cm-2,最大EPD为500cm-2;PO381-Tail平均EPD为31cm-2,最大EPD为708cm-2,具体数值如表2所示㊂490㊀研究论文人工晶体学报㊀㊀㊀㊀㊀㊀第53卷图2㊀衬底的69点EPD 测试图Fig.2㊀69points EPD maps of substrates表2㊀三个衬底片的69点EPD 测试结果Table 2㊀69points EPD measurement results of the three substratesSample ID Average EPD /cm -2Max EPD /cm -2PO381-Head14250PO381-Middle21500PO381-Tail 31708模板法可以较好地表征衬底上腐蚀坑的分布,但是仍然有一些区域是未被检测的㊂使用位错密度检测系统可以获得8英寸衬底完整的腐蚀坑分布㊂图3(a)㊁(c)和(e)分别为PO381-Head㊁PO381-Middle 和PO381-Tail 的显微镜扫描图像,由图可以看出,衬底在Notch 角顺时针约45ʎ的靠近边缘区域有腐蚀坑聚集,其他区域无明显腐蚀坑,这说明衬底质量是良好的㊂此外,对腐蚀坑进行了数值统计,获得了衬底表面完整的㊁具体的EPD 分布,如图3(b)㊁(d)和(f)所示㊂统计结果显示,PO381-Head 的平均位错密度为1.7cm -2,PO381-Middle 的平均位错密度为10.4cm -2,PO381-Tail 的平均位错密度为24.5cm -2,同时,三个衬底分别有98.87%㊁96.76%和91.54%的面积EPD 为0;99.58%㊁98.35%和94.91%的面积EPD <100cm -2㊂这一结果已经接近6英寸单晶衬底的水平,与目前已经报道的8英寸GaAs 衬底水平相当,处于行业先进水平[13]㊂光致发光是指材料受到光的激发进而发射光的现象㊂光致发光在半导体材料的结构㊁组分和性能表征方面有重要应用㊂材料的本征发光波长与其带隙有直接关联,GaAs 是直接带隙半导体材料,发射波长λ0可以由以下公式计算㊂λ0=2πħc E g (2)式中:E g 为带隙宽度,λ0为本征发射波长,c 为真空中的光速,ħ=h /2π,h 为普朗克常数㊂GaAs 在室温下的带隙宽度为1.43eV,因此发光波长约为860nm㊂如图4(a)所示,PO381-Head 的发射波长在858~865nm,标准差为0.15%,这表明衬底上各个位置的带隙宽度接近,PO381-Head 衬底晶体组分比较均匀㊂图4(b)㊁(c)为PO381-Head 的发光强度分布图,可以发现该PL 强度分布图与EPD 分布图有很好的对应关系,EPD 高的区域对应的发光强度高,EPD 低的区域对应的发光强度低㊂这说明EPD 高的区域缺陷较多,载流子浓度高,发光强度得到了提高㊂图4(d)为PO381-Head 的发射峰半峰全宽分布图,其半峰全宽为46.5~52.6nm,平均标准差为2.041%,无环状晶体生长纹㊂为了便于比较晶体中不同位置衬底的质量,将三个样片的PL 结果进行比对说明㊂图5(a)为PO381-Head㊁PO381-Middle 及PO381-Tail 的发光波长㊁发光强度及半峰全宽平均值结果㊂由图可见,发光波长从晶体头部到尾部逐渐减小,发光强度及半峰全宽逐渐增大㊂发光波长减小表明晶体头部至尾部的晶体带隙逐渐增大,晶体组分发生变化㊂发光强度增大表明晶体头部至尾部的载流子浓度逐渐增大,在后文中也会进行讨论㊂图5(b)为PO381-Head㊁PO381-Middle 及PO381-Tail 的发光波长㊁发光强度及半峰全宽平均值的标准㊀第3期任殿胜等:8英寸半导电型GaAs单晶衬底的制备与性能表征491㊀差㊂PO381-Middle发光波长标准差为0.17%,发光强度标准差为2.16%,发射峰半峰全宽标准差为2.13%; PO381-Tail发射波长标准差为0.17%,发光强度标准差为3.38%,发射峰半峰全宽标准差为0.30%㊂可以看出三个样片所述参数的标准差很小,表明衬底内部的发光均匀性良好,侧面反应了衬底具有优良的晶体质量㊂图3㊀衬底的EPD扫描及测试结果㊂PO381-Head(a)㊁PO381-Middle(c)及PO381-Tail(e)的显微镜扫描图;PO381-Head(b)㊁PO381-Middle(d)及PO381-Tail(f)的EPD分布图;(g)<100>晶向8英寸GaAs的腐蚀坑显微镜照片;(h)PO381-Head㊁PO381-Middle及PO381-Tail的平均EPD检测结果Fig.3㊀EPD scanning and testing results of substrates.Microscope mapping images of PO381-Head(a),PO381-Middle(c)and PO381-Tail(e);EPD inspection maps of PO381-Head(b),PO381-Middle(d)and PO381-Tail(f),respectively;(g)typical etch pits pattern of[100]crystal orientation8inch GaAs;(h)average EPD inspection results of PO381-Head,PO381-Middle and PO381-Tail2.2㊀电学性能为了表征8英寸GaAs衬底的电学性能,对三个样片进行霍尔测试㊂取样位置为距离边缘5mm处㊁1/2ˑR处及中心位置,测试结果如图6所示㊂其中,PO381-Head的平均载流子浓度为1.03ˑ1018cm-3,标准偏差为1.6%,平均电子迁移率为2.43ˑ103m2/(V㊃s),标准偏差为5.4%;PO381-Middle的平均载流子浓度为1.32ˑ1018cm-3,标准偏差为0.9%,平均电子迁移率为2.32ˑ103m2/(V㊃s),标准偏差为1.6%; PO381-Tail的平均载流子浓度为1.60ˑ1018cm-3,标准偏差为1.2%,平均电子迁移率为2.21ˑ103m2/(V㊃s),标准偏差为5.4%㊂由此可见,晶体头部至尾部的载流子浓度逐渐增大,这与PL结果是相一致的㊂三个样片电学参数的标准偏差数值均较小,说明晶体中不同位置衬底内部的电学参数一致性良好㊂随后,使用面电阻率分布测试系统对样片进行面电阻率测试,如图7所示㊂PO381-Head的电阻率在0.0027~0.0033Ω㊃cm,其标准差为5.66%;PO381-Middle的电阻率在0.0023~0.0027Ω㊃cm,其标准差为5.18%,PO381-Tail的电阻率在0.002~0.0023Ω㊃cm,其标准差为3.05%㊂该测试结果进一步说明衬底具有优异的电学一致性㊂此外,可以发现样片的平均电阻率从晶体头部至尾部逐渐降低,说明其载流子浓度逐渐增大,这与霍尔测试及光致发光测试结果是相符合㊂492㊀研究论文人工晶体学报㊀㊀㊀㊀㊀㊀第53卷图4㊀PO381-Head的PL Mapping结果Fig.4㊀PL Mapping results of PO381-Head图5㊀衬底的光致发光测试结果㊂(a)PO381-Head㊁PO381-Middle及PO381-Tail发射光谱峰位㊁发射光谱峰值强度(以电压计数)及发射光谱发射半峰全宽的对比结果;(b)对应参数的标准差结果Fig.5㊀PL results of the substrates.(a)PL emission peak wavelength,PL emission intensity(volt as unit)and PL FWHM of PO381-Head,PO381-Middle and PO381-Tail;(b)standard deviation of the three parameters,respectively2.3㊀化学纯度为了表征单晶衬底的纯度,使用辉光放电质谱(GDMS)对三个样片中的痕量元素进行测试㊂测试结果如图8和表3所示㊂由结果可知,三个样片中大部分元素含量接近仪器检测限,如:碱土金属Li㊁Na㊁K及Ca,过渡金属Ni㊁Mn,特别是金属元素Cu㊁Ag等均接近设备检测限,Cu元素含量小于1ˑ10-9,Ag元素含量㊀第3期任殿胜等:8英寸半导电型GaAs单晶衬底的制备与性能表征493㊀小于50ˑ10-9㊂此外,Mg及Fe元素的含量均在2ˑ10-9以下,S元素含量为(3~7)ˑ10-9,Al元素含量为(7~20)ˑ10-9,Zn元素含量为(40~70)ˑ10-9㊂如上所述的元素含量均为10-9级别,说明衬底的纯度非常高,这为高质量外延器件的制备奠定了良好基础㊂另外可以看出,三个样片的B元素含量约为12ˑ10-6,这与GaAs晶体的生长过程有关,生长过程中需要B2O3提供作用,因此,B元素的存在是不可避免的㊂Si元素作为掺杂元素,在n型半导体中属于施主杂质,提供电子能级,其含量在晶体中存在一定的趋势,即:头部Si元素含量低,尾部Si元素含量高㊂高浓度的Si会引入更多的缺陷能级,其载流子浓度高,电阻率小㊂这与本文霍尔测试结果是一致的㊂图6㊀PO381-Head㊁PO381-Middle和PO381-Tail的载流浓度(a)和对应的电子迁移率(b) Fig.6㊀Carrier concentration(a)and mobility(b)of PO381-Head,PO381-Middle and PO381-Tail,respectively图7㊀PO381-Head(a)㊁PO381-Middle(b)及PO381-Tail(c)的电阻率Mapping图及衬底电阻率结果对比(d) Fig.7㊀Resistivity Mapping of PO381-Head(a),PO381-Middle(b),PO381-Tail(c),and resistivity results of the substrates(d)494㊀研究论文人工晶体学报㊀㊀㊀㊀㊀㊀第53卷图8㊀PO381-Head㊁PO381-Middle及PO381-Tail的GDMS检测结果Fig.8㊀GDMS results of PO381-Head,PO381-Middle and PO381-Tail,respectively表3㊀三个衬底片的GMDS检测结果Table3㊀GDMS results of three substrates/10-9 Sample ID Li Be F Na P Cl K Ca Ti Cr Mn Ni Cu Ge Ag In Sn Sb Te PO381-Head<0.5<0.5<5<0.531<5<2<1<0.5<0.5<1<1<10<50<10<1<1<1 PO381-Middle<0.5<0.5<5<0.5<0.51<5<2<1<0.5<0.5<1<1<10<50<10<1<1<1 PO381-Tail<0.5<0.5<5<0.5<0.5<1<5<2<1<0.5<0.5<1<1<10<50<10<1<1<12.4㊀表面平整度及缺陷检测对单晶衬底的晶体质量及纯度进行表征后,对衬底进行化学机械抛光并对抛光后的衬底进行表面平整度测量,测量结果如图9所示㊂结果显示,衬底的总厚度变化(total thickness variation,TTV)为2.99μm,3点翘曲度(Warp)值为3.744μm㊂为了表征衬底表面微粗糙程度,使用AFM对表面粗糙度进行测试,如图10所示,测试显示衬底表面的均方根粗糙度R q=0.156nm㊂㊀图9㊀衬底的表面平整度Fig.9㊀Surface flatness of the substrate㊀第3期任殿胜等:8英寸半导电型GaAs单晶衬底的制备与性能表征495㊀衬底制备的最后工序为表面清洗㊂使用1号标准清洗液(SC-1)以及2号标准清洗液(SC-2)清洗溶液,依照一定工序在Class10的洁净室中进行清洗,清洗完成甩干后使用强光灯进行检查,无可见亮点㊂随后,使用Surfscan6220对8英寸衬底进行表面缺陷检测,设置检测最小颗粒为0.2μm,边缘去除8.0mm,检测结果如图11所示,LPD总数为6个,即:0.024个/cm2㊂以上结果表明,8英寸GaAs衬底具有很好的表面质量,可满足客户的外延要求㊂图10㊀用于表面粗糙度表征的衬底AFM照片Fig.10㊀AFM images of the substrate for surface roughness characterization图11㊀衬底的表面光点缺陷检测结果Fig.11㊀Surface LPD inspection result3㊀结㊀㊀论本文使用VGF方法生长了8英寸GaAs单晶,通过磨边㊁研磨㊁抛光及湿法化学清洗工艺,获得了8英寸GaAs单晶衬底㊂XRD测试表明,衬底(400)衍射峰半峰全宽低于0.009ʎ,晶体头㊁中和尾部衬底的平均位错密度分别为1.7㊁10.4和24.5cm-2,且有99.58%㊁98.35%和94.91%的面积EPD<100cm-2㊂Hall测试㊁面电阻率分布以及PL结果显示衬底具有良好的均匀性㊂GDMS显示衬底纯度高,杂质元素含量水平低㊂衬底Warp<4μm㊁均方根粗糙度R q=0.156nm且ȡ0.2μm的LPD小于10个㊂上述结果表明所制备的8英寸GaAs衬底质量优异,可有效提升外延器件的性能㊂参考文献[1]㊀ANWAR A R,SAJJAD M T,ALI JOHAR M,et al.Recent progress in micro-LED-based display technologies[J].Laser&Photonics Reviews,2022,16(6):2100427.[2]㊀HORNG R H,CHIEN H Y,TARNTAIR F G,et al.Fabrication and study on red light micro-LED displays[J].IEEE Journal of the ElectronDevices Society,2018,6:1064-1069.[3]㊀TELEGIN K Y,LADUGIN M A,ANDREEV A Y,et al.The influence of waveguide doping on the output characteristics of AlGaAs/GaAs lasers[J].496㊀研究论文人工晶体学报㊀㊀㊀㊀㊀㊀第53卷Quantum Electronics,2020,50(5):489-492.[4]㊀GREMMELMAIER R.Notizen:herstellung von InAs-und GaAs-einkristallen[J].Zeitschrift Für Naturforschung A,1956,11(6):511-513.[5]㊀MÜLLER G,BERWIAN P,BUHRIG E,et al.GaAs substrates for high-power diode lasers[J].High-Power Diode Lasers:Fundamentals,Technology,Applications:With Contributions by Numerous Experts,2000:121-171.[6]㊀YOUNG M,LIU X,ZHANG D,et test developments in vertical gradient freeze(VGF)technology:GaAs,InP,and GaP[J].MaterialsScience and Engineering:B,1999,66(1/2/3):1-6.[7]㊀HOSHIKAWA K,NAKANISHI H,KOHDA H,et al.Liquid encapsulated,vertical bridgman growth of large diameter,low dislocation density,semi-insulating GaAs[J].Journal of Crystal Growth,1989,94(3):643-650.[8]㊀GAULT W A,MONBERG E M,CLEMANS J E.A novel application of the vertical gradient freeze method to the growth of high quality III-Vcrystals[J].Journal of Crystal Growth,1986,74(3):491-506.[9]㊀路淑娟,陈蓓曦,张㊀路,等.红外LED用GaAs单晶的垂直梯度凝固制备研究[J].人工晶体学报,2023,52(2):235-243.LU S J,CHEN B X,ZHANG L,et al.Prepration of GaAs single crystal for infrared LED by vertical gradient freeze technology[J].Journal of Synthetic Crystals,2023,52(2):235-243(in Chinese).[10]㊀SONNENBERG K,KÜSSEL E.Developments in vertical Bridgman growth of large diameter GaAs[J].III-Vs Review,1997,10(5):30-34.[11]㊀RUDOLPH P.Present state and future tasks of III-V bulk crystal growth[C]//2007IEEE19th International Conference on Indium Phosphide&Related Materials.May14-18,2007.Matsue,Japan.IEEE,2007:333-338.[12]㊀MORISHITA M,TAKAYAMA H,KANEKO S,et al.Development of Si doped8-inch GaAs substrates[C]//CS ManTech Conference,2018.[13]㊀SHIBATA1K,AOYAMA1K,NISHIOKA M,et al.Development of laser diode grade Si-doped8-inch GaAs substrates[C]//CS ManTechConference,2023.。
各向异性对CO_2_水两相流体运_省略_影响_TOUGH2模拟器功能提升_杨艳林
Fig. 1
中， 以解决该软件关于非均质各向异性等复杂地 质体的建模问题， 拓展和提升软件应对复杂地质 条件的适用性能， 提高其分析处理各向异性对流 体流动的模拟精度． TOUGH2［4］ 模拟器采用积分有限差分方法［6］ 进行地质体空间离散， 运用全隐式的迭代技术对数 它的 值模型进行求解． 对于任意地质单元体区域， 质量（ 水、 气或化学组分） 和能量方程可表述为 d κ M κ dV = F· nd Γ + q κ d V ． （ 1） dt Vn V Γ n n
1212
东北大学学报（ 自然科学版）
第 35 卷
作为一种有效的手段和方法， 在处理复杂地质条 件下流体流动时发挥着重要作用． 在非均质各向 异性介质的数值模拟中， 通常假设区域内的渗流 方向与位势梯度方向相同， 即渗透率主方向和坐 标轴一致， 当二者不一致时， 会产生误差． 在常规 的数值模拟中， 为了简化问题， 通常将地层介质概 化为非均质各向同性或者采取参数分区的方法进 行非均质各向异性空间介质体的处理． 这种对于 介质体空间各向异性的处理方式， 虽然可以整体 上把握渗流问题的宏观特征， 但开发出一种更加 客观精细刻画三维空间非均质各向异性的实际流 动的软件算法， 仍然是科学发展和工程实际对科 研工作者提出的高标准要求．
y， z ） 上， 渗透区域的每一点 （ x， 都有一个渗 y， z） ， y， 且具有对称形式， 即 k ij （ x， 透率张量 k（ x， z） = k ji （ x， y， z） ． vβ － y ， vβ － z ） 即 因此渗流速度的分量形式（ v β － x ， y 和 z 方向上的渗流速度： 为 β 相在 x， vβ － x = － （ kxx vβ － y = － （ kyx vβ － z = － （ kzx
ICP_AES法测定Pd_Al__省略_O_3_SiO_2催化剂中微量钯_刘丽华
第34卷第4期当 代 化 工Vol.34,N o.4 2005年8月Contemporary Chemical Industry Aug ust,2005分析测试ICP-AES法测定Pd/γ-Al2O3-SiO2催化剂中微量钯刘丽华,赵荣林,张喜文(中国石油化工股份有限公司抚顺石油化工研究院,辽宁抚顺113001)摘 要: 建立了用电感耦合等离子发射光谱(ICP-A ES)法测定Pd/γ-Al2O3-SiO2催化剂中微量钯含量的方法。
确定了适宜的炬管高度、火焰水平位置、高频发生器正向功率及进样速度,考察了基体效应,在此条件下测定的数据具有较高的重复性和回收率。
用该法对实际样品进行了分析,得到满意的结果。
关 键 词: 钯含量;ICP-A ES;Pd/γ-Al2O3-SiO2催化剂中图分类号: O657.3 文献标识码: A 文章编号: 16710460(2005)04028103 贵金属钯元素,价格昂贵。
其添加到催化剂中时表现出了良好的催化活性,因此被广泛用作催化剂的活性金属。
相关工作者已经建立了Pd/γ-Al2O3催化剂中的微量钯含量的方法[1],但关于Pd/γ-Al2O3-SiO2催化剂上微量钯的测定尚未见报道。
ICP-AES法具有灵敏度高、选择性好、测量精度高、线性范围宽等特点,原则上完全可以用来测定具有较低钯含量的Pd/γ-Al2O3-SiO2催化剂中钯含量。
本文通过考察不同实验条件,建立了ICP-AES法测定Pd/γ-Al2O3-SiO2催化剂中钯含量的方法,方法准确可靠,为该催化剂研制和生产起了一定的作用。
1 实验部分1.1 仪器与试剂ICP-AES仪:美国BAI RD公司产品,型号为ICP2000型;盐酸:分析纯,天津市化学试剂三厂产品;硝酸:分析纯,北京化工厂产品;王水:由上述V(盐酸)∶V(硝酸)=3∶1的比例配置;氢氟酸:分析纯,天津市大茂化学试剂厂产品;去离子水:自制; Pd/γ-Al2O3-SiO2催化剂样品A、B、C、D:抚顺石油化工研究院制备;钯粉:分析纯,上海试剂一厂产品;氩气:φ(氩气)=99.99%,抚顺BOC公司产品。
关于单晶电阻率判定标准的建议
关于直拉硅单晶电阻率判定标准的建议一、氧施主的理论分析氧是硅中的最主要杂质之一，在硅熔点处，最大溶解度为2.75×1018cm-3。
氧直拉硅单晶的氧主要来源于石英埚，氧杂质在低温热处理时，会产生施主效应，使得P型硅晶体的电阻率变大，N型硅晶体的电阻率变小。
施主效应严重时，能使P型硅晶体转化为N型，这就是氧的施主效应。
氧的施主效应可以分为两种情况，有不同的性质，一种是在350～500℃左右温度范围生成的，称为热施主。
一般认为，450℃是硅中热施主形成的最有效温度，在此温度下退火，100小时左右可达到施主浓度最大值(1×1016cm-3左右)，随后热施主浓度随时间的延长而下降。
可以通过红外光谱直接测量到热施主的存在，还可以利用电子核磁共振谱的信号研究热施主。
除了退火温度，硅中的初始氧浓度对热施主的形成速率和浓度有最大影响，初始氧浓度越高，热施主浓度越高，其形成速率也越快。
一般地，直拉硅单晶样片经过650℃温度退火30分钟急冷降温后，在低温热处理生成的热施主会完全消失，可是当它在这个温度段较长时间热退火时，会有新的和氧有关的施主现象出现，这就是新施主，因此掌握退火时间是比较关键的。
单晶的表皮氧含量往往由于扩散和冷却作用氧施主的形成极少，因此P型太阳能级单晶可以根据表皮电阻率来定义真实电阻率，而要得到真实的中心电阻率必须进行退火来实现。
二、单晶电阻率反翘的分析1、在硅单晶中一般主要存在硼和磷两种杂质，当硼杂质浓度大于磷杂质浓度时导电类型表现为P型，反之为N型，在有杂质补偿的情况下，电阻率主要由有效杂质浓度（N硼-N磷）或（N磷-N硼）决定。
我们生产的单晶产品为P型掺硼单晶1-3Ω-cm，在电阻率一定范围内有效杂质浓度（N硼-N磷）也一定，由于现在太阳能电池片已研究出硅片中硼杂质过高会导致光致衰减过大，影响转换效率，因此要尽量减小磷杂质浓度，由于硅单晶中磷杂质难以检验，现就看单晶电阻率是否反翘来控制它。
扩散气体流量对单晶硅太阳电池性能的影响
扩散气体流量对单晶硅太阳电池性能的影响倪玉凤;董鹏;屈小勇;吴翔;代同光【摘要】160 mm × 160 mm monocrystalline silicon wafers were used as the raw materials of the experiments in this paper.The relationship between the flow of the little nitrogen and the oxygen and the square resistance,uniformity and the minority carrier lifetime were researched.The relationship between the flow of the little nitrogen and the oxygen and the electric properties of the solar cell were researched also.Through changing the flow of the little nitrogen and the oxygen,the best ratio of the flow of little nitrogen and the oxygen was found out.The experiment proves that when the flow of the little nitrogen is 1 100 mL/min and the flow of the oxygen is 500 mL/min,the conversion efficiency of the solar cell is the highest.%以160 mm×160 mm规格单晶硅片为实验原材料,分别研究了小氮和氧气流量对薄层方块电阻的大小、均匀性、扩散后硅片少子寿命的影响,以及最终对单晶太阳电池开路电压(Voc)、短路电流(Isc)、转换效率(η)等电性能参数的影响.通过逐步改变小氮和氧气流量,找出小氮和氧气流量的最佳比值,优化了扩散工艺.实验证明,小氮流量在1 100mL/min,氧气流量在500 mL/min时,太阳电池的转化效率最高.【期刊名称】《电源技术》【年(卷),期】2017(041)003【总页数】3页(P422-424)【关键词】小氮流量;氧气流量;方块电阻;少子寿命;转化效率【作者】倪玉凤;董鹏;屈小勇;吴翔;代同光【作者单位】国家电投西安太阳能电力有限公司,陕西西安710061;国家电投西安太阳能电力有限公司,陕西西安710061;国家电投西安太阳能电力有限公司,陕西西安710061;国家电投西安太阳能电力有限公司,陕西西安710061;国家电投西安太阳能电力有限公司,陕西西安710061【正文语种】中文【中图分类】TM914PN结是太阳电池的心脏，其品质优劣直接决定着太阳电池的转换效率。
各向异性地层性质及测井响应
1. 均匀各向异性介质中的电阻率测井响应均匀各向异性介质中电偶极子和磁偶极子视电阻率表达式，即普通电阻率测井和感应测井的测量结果为：a R R =gm R =2V H H VR R σλσ==为各向异性系数； θ为相对地层倾角；对于层状地层，垂向电阻率总是大于水平电阻率：V H R R ≥，因此，各向异性系数α通常总是大于1的。
下面给出两种特殊情况的结果：1） 对于θ=0的特殊情况，即直井情况，H a R R =；2） 对于θπ=/2（90度）的特殊情况，即水平井情况，a R =。
因此，在有倾角的各向异性地层中，普通电阻率测井或感应测井仪器反映的是地层垂向电阻率和水平电阻率的加权平均：由0度时的H R 变化到90度时的从物理机制看，感应测井在直井中的涡流是水平方向的，因此仅得到水平电阻率，而在斜井中由于涡流存在于两个方向，所以其读数为垂向和水平向电阻率的平均值。
在直井中，感应测井只是反映地层水平电阻率，普通电阻率测井或侧向测井也主要反映地层水平电阻率，这是常规电测井在反映各向异性方面的局限性。
2. 各向异性指数系数[2,4,12]在各向异性地层中，电阻率测井的响应还与井下仪器的结构有关，不同测井仪器测量出的视电阻率之间往往存在明显的差异。
如在泥岩层中，感应测井仪测量的视电阻率明显低于0.4m 电位测井仪；在砂泥岩互层，梯度测井仪测量值异常地低。
因而利用各种电测井仪的响应差异可识别电阻率各向异性地层。
在垂直井眼中，假定地层是水平的，砂泥岩薄互层、不同粒度大小的砂岩层、岩层中薄层的电阻性或电导性条带等都使地层表现为各向异性。
各向异性指数主要与砂泥岩电阻率反差程度和砂泥岩相对厚度有关。
图1是砂泥岩互层水平电阻率、垂直电阻率与各向异性指数关系图。
图1中R sh =1.0Ω·m ，Rsd=10.0Ω·m 。
h sh =h sd 目处是各向异性指数2λ最大的地方，约为3，此时R h 约为1.8Ω·m ，而R v 约为5.5Ω·m 。
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不同氧含量Bi 2Sr 2CaCu 2O 8+δ单晶电阻率的各向异性余 1)2) 陈仙辉1)3) 阮可青1) 李世燕1)桂 宙2) 张国春2) 陈祖耀2) 曹烈兆1)1)(中国科学技术大学物理系,合肥 230026)2)(中国科学技术大学化学系,合肥 230026)3)(中国科学技术大学结构分析开放实验室,合肥 230026)(1998年5月28日收到;1998年7月27日收到修改稿) 国家超导研究和开发中心资助的课题. 精确测量了在不同氧压下退火的单晶Bi 2Sr 2CaCu 2O 8+δ(Bi2212)样品的Cu -O 面内和Cu -O 面外的电阻率ρc (T )和ρa b (T ).发现ρc (T )和各向异性比(ρc (T )/ρab (T ))随着载流子浓度增加而迅速下降.在过掺杂样品中,高于120K 时,ρc 随温度线性下降,而各向异性比与温度仅有微弱的依赖关系.ρc (T )和ρc (T )/ρab (T )的值可以用A lexandrov 和M o tt 建立的双极化子模型很好地加以拟合.PACC :7470;71251 引言高温超导层状铜氧化合物有一个与众不同的性质,就是它们在高于超导转变温度T c 的正常态时具有非常大的各向异性的电阻率.在欠掺杂的情况下,c 方向的电阻率显示出非金属性的温度依赖现象,而铜氧面内的电阻率则为金属性的[1—3].随着载流子浓度的增加,电阻率的各向异性比ρc /ρab 和c 方向的电阻率ρc 都系统地减小[1,4].而在过掺杂的情况下,c 方向的电阻率ρc 也表现为金属性的.一个典型的例子是氧含量很高的YBa 2Cu 3O 6+x (x >0.93)中c 方向的电阻率随温度下降而线性下降,直到发生超导转变[5,7].在过掺杂样品La 2-x Sr x CuO 4(x ～0.34)中,电阻率的各向异性比是与温度无关的———这与三维各向异性金属的行为一致[4,6].这些事实明确的揭示出从欠掺杂转变为过掺杂包括一个从二维超导行为到三维金属行为的转换.然而,在Bi 2Sr 2CaCu 2O 8+δ中,电阻率的各向异性比ρc /ρab 比其他层次铜氧化合物高得多,可达105量级[3,8],即使在过掺杂情况下,ρc (T )都表现为绝缘体行为,并一直延伸到了200K [9,10].一个重要的问题是过掺杂Bi2212样品是否会发生金属行为,或者说对温度的线性依赖关系.更深层的问题涉及到层状铜氧化合物的铜氧面外电阻率的本质行为.目前已提出了许多模型,但是现在还未第48卷第2期1999年2月1000-3290/1999/48(02)/0363-07物 理 学 报ACTA PHYSICA SI NI CA V ol .48,No .2,February ,1999c 1999Chin .Phys .Soc .364物 理 学 报48卷达成共识[11].近来,有报道说在Pb掺杂Bi2212的过掺杂样品中观察到了c方向电阻率与温度的线性关系,并且在量级上也减小到与铜氧面内的电阻率相同的地步[12].如此小的各向异性行为是异常的,甚至比高氧含量的YBa2Cu3O6+x和过掺杂的La1.66Sr0.34CuO4都要小.不过,对于Bi基超导体过掺杂样品c方向电阻率的工作仍然不多,这是因为高度过掺杂的样品是难于获得的.为了阐明c方向的导电性,我们使用Montgomery的方法[13,14],仔细测量了20多个不同氧含量的Bi2S r2CaCu2O8+δ晶体的铜氧面内和面外的电阻率.我们将要给出欠掺杂Bi2212样品的铜氧面内的电阻率在高温下与温度成线性关系,但在190K左右发生偏离,这可认为是赝能隙开放的结果.另外,过掺杂样品的铜氧面外的电阻率在120K以上呈金属行为,且各向异性比的温度依赖很弱.铜氧面外的电阻率和各向异性比可以用Alexan-drov和Mott提出的双极化子模型很好地拟合.2 实验高纯的Bi2212单晶是使用CuO作为自助熔剂生长的.高纯度的原料Bi2O3,SrCO3, CaCO3和CuO充分研磨后在800℃下预烧12h,冷却后重复该过程若干遍,然后在1050℃下烧结4h,最后缓慢冷却到室温.从得到的单晶中挑选c方向最短的进行电阻测量,典型的大小为1.5mm×0.6mm×50μm.c方向尺寸利用扫描电子扫描显微镜测量.将挑选出的单晶在500℃和不同的氧分压(1.01325×10-2—1.01325×107Pa)下退火,从而获得不同氧含量的晶体.通过在样品表面镀一层银膜,将铜导线焊接在银膜上,从而获得接触电阻小于2Ψ的电极.与Montgomery起初的仅在四个角点上电极的方法不同,我们将电极扩展到样品的整条边以减小c方向因为接触面积太小带来的误差.单晶的晶胞参数通过对Cu KαX射线衍射结果进行结构精化获得.3 讨论X射线衍射的结果显示出样品为Bi2212相,并且沿c方向生长,没有其他相存在.样品c方向的晶格参数在表1中给出.从中可以看到它随着退火时氧分压下降而增加.这是由Bi2O2双层中间隙氧的改变引起的,在以前的报道中已形成共识[15,16].由于c方向晶格参数对氧含量敏感,它的改变被认为是载流子浓度变化的标志.图1给出了在不同氧分压下退火的Bi2Sr2CaCu2O8+δ单晶铜氧面内电阻率ρab(T)与温度的关系曲线.可以看到,T c发生有规律的变化.随着c方向晶格参数的增加(意味着载流子浓度的减小),样品由欠掺杂转化为过掺杂,超导转变温度T c由76K上升到约88 K后降回到约78K.随着退火时的氧分压的提高,ρab(T)的值和斜率dρab/d T减小,这意味着载流子浓度增加.对于在氧分压为1.01325×10-2和10.1325Pa退火的样品,电阻率ρab在一个远高于T c的温度T＊下就偏离了对温度的线性关系.这两个样品的T＊分别为190K和160K.这种现象被认为是欠掺杂样品中赝能隙(或自旋能隙)的表现,在一定温度下自旋能隙开放使得自旋散射降低,从而导致对线性关系的偏离[17].对于在氧分压为1.01325×102Pa 下退火的样品,可以观察到典型的温度线性关系,T c 大约为90K ,这对应着最佳掺杂.而对于氧分压1.01325×106Pa 和1.01325×107Pa 退火的样品,一个可观测的T 2项意味着样品为过掺杂.图1 不同氧压下退火的Bi 2Sr 2CaCu 2O 8+δ单晶铜氧面内电阻率ρab (T )的温度依赖关系 a 为退火氧分压为1.01325×10-2Pa ;b 为退火氧分压为1.01325Pa ;c 为退火氧分压为1.01325×102Pa ;d 为退火氧分压为1.01325×105Pa ;e 为退火氧分压为1.01325×106Pa ;f为退火氧分压为1.01325×107Pa .左上角绘制了样品电极的接法图2是不同氧分压下退火的Bi 2Sr 2CaCu 2O 8+δ单晶铜氧面外的电阻率ρc (T )与温度的关系曲线,为了更清楚地观察在氧分压1.01325×107Pa 下退火的样品,我们把它放大画在了图的右上角.从图中可以看到随着退火时氧分压的下降,ρc 的数值迅速增加.对于最佳掺杂和欠掺杂的样品而言,在从超导转变温度T c 到300K 的整个温度范围内,斜率d ρc (T )/d T 是负的;而过掺杂样品在高温下斜率d ρc (T )/d T 为正,在低温下才为负,在中间的某个温度T m i n 下ρc (T )最小,在氧分压1.01325×107Pa 下退火的样品中,T min 大约为120K .图3是这些样品电阻率的各向异性比ρc /ρab 与温度的关系曲线.这些比值都相当的大,与以前的报道一致[3].对于所有的样品,各向异性比ρc /ρab 都随着温度下降而迅速增大,这意味着决定沿铜氧面和垂直铜氧面的输运性质的机制是不同的.样品的各向异性比的温度依赖随着退火时氧分压的提高而变弱,这与设想的一致,发生了从二维超导体向三维金属转变.在La 2-x Sr x CuO 4(x ～0.34)过掺杂进入非超导时也有类似现象[4,6].目前已有几种理论模型试图解释c 方向的电阻率ρc (T )的温度依赖关系[11].例如,层间散射或杂质声子加强的隧道效应;Anderson 提出的“禁闭”理论[18].在参考文献[10]3652期余 等:不同氧含量Bi 2Sr 2CaCu 2O 8+δ单晶电阻率的各向异性图2 不同氧压下退火的Bi 2S r 2CaCu 2O 8+δ单晶铜氧面外电阻率ρc (T )的温度依赖关系 a 为退火氧分压为1.01325×10-2Pa ;b 为退火氧分压为1.01325Pa ;c 为退火氧分压为1.01325×102Pa ;d 为退火氧分压为1.01325×105Pa ;e 为退火氧分压为1.01325×106Pa ;f 为退火氧分压为1.01325×107Pa .实线为使用(3)式的拟合曲线,附图放大绘制了退火氧分压为1.01325×107Pa 的样品的曲线中,Watanabe 等讨论了这些理论.这里,我们使用Alex androv 和Mott 提出的双极化子理论[19,20]来解释我们的实验数据.在这个理论中,极化子在中间温度和高温下支配着c 方向的输运,这是因为在c 方向它们比双极化子轻的多;而同时又由于密度比双极化子低,它们对铜氧面内的输运的影响很小.正常态下电阻率由公式给出[19,20]:ρc (T ,x )ρab (T ,x )=A x 1/2e Δ(T ,x )2T .(1)这里A 为常数,x 为掺杂的量,Δ为双极化子束缚能级.ρab (T )=m 2C ν04e 2T +σb T 2n -n L +bn L T.(2)这里C =C ac +n L C i m ,σb =ae 2bn L /m 2C 为玻色-玻色散射交叉项,n L ,n 分别为局域化玻色子数和每单胞玻色子数.从而我们得到ρc (T )的表达式:ρc (T )=B e Δ(T ,x )2T T +σb T21+cT .(3)这里B =Ax 1/2m 2C ν0/4e 2(n -n L )且c =bn L /(n -n L ).我们使用这些公式分别拟合了图2和图3实验数据ρc (T )和ρc (T )/ρab (T ),拟合曲线以实线画在图2和图3中,拟合参数在表1中给出.在拟合中,我们认为Δ是与温度无关的.我们可以看到,实验数据与理论符合得很好.用(1)式拟合ρc (T )/ρab (T )得到的Δ366物 理 学 报48卷图3 不同氧压下退火的Bi 2Sr 2CaCu 2O 8+δ单晶各向异性比ρc (T )/ρab (T )的温度依赖关系 a 为退火氧分压为1.01325×10-2Pa ;b 为退火氧分压为1.01325Pa ;c 为退火氧分压为1.01325×102Pa ;d 为退火氧分压为1.01325×105Pa ;e 为退火氧分压为1.01325×106Pa ;f 为退火氧分压为1.01325×107Pa .实线为使用(1)式的拟合曲线值和用(3)式拟合ρc (T )得到的基本相同,但是对在1.01325×107Pa 氧分压下退火的过掺杂样品而言,用(1)式拟合得到的Δ值是用(3)式拟合得到的Δ值的两倍多.这说明我们的实验结果在欠掺杂和最佳掺杂样品的情况下与双极化子理论一致.在表1中还可以看到,在1.01325×105Pa 氧分压下退火的样品的拟合参数比起其他样品来有些异常;其他样品的参数A x 1/2都随着退火时的氧分压提高而增加.该参数的意味着载流子浓度增加,而这正是我们所预料的.参数Δ随着退火时的氧分压的提高而减小,这就是说,双极化子束缚能级随着载流子浓度的降低而移向高温.在这一点上,双极化子束缚能级与“自旋能隙”温度T ＊一致.在文献[20]中,Δ被认为是正常态能隙或者是自旋能隙(在自旋磁化率中),但我们得到的Δ值并不等于自旋能隙温度T ＊.这说明双极化子束缚能级可能并不同于自旋能隙.在表1中,随着掺杂程度增加,参数c 减小了,这是与YBa 2Cu 3O 7-δ不同的,在后者中,局域化玻色子数和扩展玻色子数随着掺杂程度增加都增加,但b n L /(n -n L )减小[19].文献[10]提出的拟合公式为ρc (T )=(a /T )exp (Δ/T )+b T +c .(4)其中a ,b ,c 和Δ是拟合参数.我们的欠掺杂和最佳掺杂样品的实验数据也可以用(4)式很好的拟合,并且参数b 可以设置为0.但是过掺杂样品在设置b =0时不能拟合.而利用双极化子理论,使用(3)式,我们能够在整个掺杂范围内拟合ρc (T ).3672期余 等:不同氧含量Bi 2Sr 2CaCu 2O 8+δ单晶电阻率的各向异性368物 理 学 报48卷表 1/K-1c/K-1Δ1/K A x1/2Δ2/K 样品c轴长度/nm Bσb1.01325×107Pa3.0580.1120.14434.463310.74100.6152.41.01325×106Pa3.0610.6150.00260.768409.63510.4416.21.01325×105Pa3.0720.0540.02030.161638.03097.1580.41.01325×102Pa3.0920.1110.00070.080501.43798.2507.71.01325Pa3.0980.0270.00180.008540.23320.6571.31.01325×10-2Pa3.1090.0290.00160.009619.42809.4646.7 注:表中给出利用(3)式拟合ρc(T)的参数B,σb,c和Δ1,利用(1)式拟合ρc(T)/ρab(T)的参数Δ2和Ax1/2.第一列给出退火的氧分压,第二列给出c轴的晶格参数.4 结论对在不同氧分压下退火的单晶样品Bi2Sr2CaCu2O8+δ的各向异性进行了透彻的研究.在铜氧面内的电阻率曲线中观察到自旋能隙随着载流子浓度的变化而改变.ρc(T)和各向异性比ρc(T)/ρab(T)可以用Alexandrov和Mott提出的双极化子理论很好的拟合.ρc(T)和ρc(T)/ρab(T)都随着载流子浓度的增加而减小.对于过掺杂样品,ρc(T)存在一个极小值,在高温下ρc(T)-T有正的斜率,而且各向异性比ρc(T)/ρab(T)的温度依赖很弱,这也是与双极化子模型预言一致的.[1] T.Ito,H.Takagi,S.Ishibashi,T.Ido and S.Uchida,Na ture,350(1991),596.[2] S.W.Tozer,A.W.Kleinsasser,T.Penney,D.Kaiser and F.Holtzberg,Phys.Rev.L ett.,59(1987),1768.[3] S.M artin,A.T.Fiory,R.M.Fl eming,L.F.Sch neemeye and J.V.Waszczak,Phys.Rev.L ett.,60(1988),2194.[4] H.L.Kao,J.Kw o,H.Takagi and B.Batl ogg,Phys.Re v.,B48(1993),9925.[5] 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measured for pure single crystal Bi 2Sr 2CaCu 2O 8+δ(Bi2212)annealed at different oxygen pressures .The ρc (T )and anisotropy (ρc (T )/ρab (T ))decrease rapidly with increasing carrier conc entration .It is found that the out -of -plane resistivity decreases linearly with decreasing temperature down to about 120K for the overdoped sample ,it s resistivity anisotropy is of weak temperature dependence .The data of ρc (T )and ρc (T )/ρa b (T )are well fitted by the bipolaron theory proposed by A lexandrov and Mott .PACC :7470;71253692期余 等:不同氧含量Bi 2Sr 2CaCu 2O 8+δ单晶电阻率的各向异性。