晶体长晶方向选择(Ky法)

晶体学实验技术的晶体取向与晶格调整方法

晶体学实验技术的晶体取向与晶格调整方法引言晶体学实验技术是研究物质晶体结构和性质的重要手段之一。

在进行晶体学实验时，晶体的取向和晶格的调整是非常关键的步骤。

本文将探讨晶体取向和晶格调整的一些常用方法和技术。

一、晶体取向的方法1. 制备取向样品晶体取向的方法有很多种，其中一种常用的方法是制备取向样品。

制备取向样品的步骤包括选择合适的单晶样品，将其切割成薄片，并进行化学或物理处理。

取向样品可以通过机械打磨、化学腐蚀、电解抛光等方法获得理想的表面状态。

2. 应用X射线衍射X射线衍射在晶体学实验中发挥着重要的作用。

通过将单晶或多晶样品放置在X射线束中，利用晶体对X射线的散射特性，可以得到晶体的取向信息。

根据样品的不同取向，可以通过旋转样品或调整X射线束的方向来获取所需的取向信息。

3. 使用电子显微镜电子显微镜是一种非常强大的工具，可用于观察晶体的微观结构。

通过调整电子显微镜的入射角度和取向样品的位置，可以获得晶体的取向信息。

电子显微镜的高分辨率可以提供更精确的取向测量结果。

二、晶格调整的方法1. 热处理热处理是调整晶格的一种常用方法。

通过改变晶体的温度，可以使晶格发生一系列变化，包括晶体的形状、尺寸和晶格参数等。

在进行热处理时，需要控制好温度和时间，以确保晶体获得最佳的晶格结构。

2. 应用外力应用外力也是一种有效的晶格调整方法。

通过施加压力或拉伸样品，可以改变晶格的形状和尺寸。

外力的施加可以通过机械装置、电场或磁场等方式实现。

不同的外力会对晶体产生不同的影响，因此需要根据具体情况选择合适的方法。

3. 化学处理化学处理是调整晶格的另一种常用方法。

通过在晶体表面或周围施加特定的化学物质，可以改变晶格的结构和性质。

例如，可以使用溶液中的特定物质对晶体进行浸泡或溶解，从而调整晶体的晶格。

结论晶体学实验技术中的晶体取向和晶格调整方法，通过选择适当的实验手段和调整参数，可以获得所需的晶体特性和结构信息。

晶体取向和晶格调整的过程中需要保证实验条件的稳定性和控制精度，以获得准确的结果。

电子衍射分析及晶体生长方向判定

k2 l2
v = l1 h1 ,
l2 h2
w = h1 k1
h2 k2
由以上可以看出，正空间的一个晶面族(hkl)可用倒空间的一个倒易点 hkl 来表示，正空间的一个晶带[uvw]可用倒空间的一个倒易面(uvw)*来表示，对应关系如图 4 所示，这大大地方便了电子衍射谱的分析。
[uvw]
正空间
-2
o
g为垂直于晶面(hkl)的倒易矢量，|g| = OG =1/ d
AO=2/λ ，∠OAG= θ 以中心点O1为中心，1/λ Ewald球如图2。
hkl
为半径作球，则A,O,G都在球面上，这个球称为
AO表示电子入射方向，它照射到位于O1处的晶体上，一部分透射过去，一部分使晶面(hkl)在O1G方向上发生衍射。Ewald球是布拉格定律的图解，能直观地显示晶体产生衍射的几何关系。
b
(110) (101)
图 6 某金属氧化物的高分辨图像及电子衍射图
3.2 多晶电子衍射花样的标定一般情况下多晶电子衍射花分析，较单晶简单，可以由d 值与标准库比较法去标定，也可以由衍射环R2的比值来确定：若R2比为简单整数比则可初步确定为立方晶系，若R2比不为整数比，可基本确定为非立方晶系，初步确定后，再按六方及四方及其它晶系的R2比的规律逐一排除最后确定分析样品中有关相的晶结构。各晶系R2的比值规律如下：三种立方晶系可能为：简单立方为：1, 2, 3, 4, 5, 6, 8, 9, 10, 11, 12, 13, 14, 16…, 没有7, 15, 23… 体心立方为：2, 4, 6, 8, 10, 12…没有奇数，h + k + l = 偶数
a
b
c b
d c b

三种长晶方法探讨

CZ,KY,HEM法比較1:柴氏拉晶法(Czochralski method),簡稱CZ法.先將原料加熱至熔點後熔化形成熔湯，再利用一單晶晶種接觸到熔湯表面，在晶種與熔湯的固液介面上因溫度差而形成過冷。

於是熔湯開始在晶種表面凝固並生長和晶種相同晶體結構的單晶。

晶種同時以極緩慢的速度往上拉升，並伴隨以一定的轉速旋轉，隨著晶種的向上拉升，熔湯逐漸凝固於晶種的液固介面上，進而形成一軸對稱的單晶晶錠.2:凱氏長晶法(Kyropoulos method),簡稱KY法,大陸稱之為泡生法.其原理與柴氏拉晶法(Czochralskimethod)類似，先將原料加熱至熔點後熔化形成熔湯，再以單晶之晶種(SeedCrystal，又稱籽晶棒)接觸到熔湯表面，在晶種與熔湯的固液介面上開始生長和晶種相同晶體結構的單晶，晶種以極緩慢的速度往上拉升，但在晶種往上拉晶一段時間以形成晶頸，待熔湯與晶種介面的凝固速率穩定後，晶種便不再拉升，也沒有作旋轉，僅以控制冷卻速率方式來使單晶從上方逐漸往下凝固，最後凝固成一整個單晶晶碇.3.美國Crystal Systems用於生長單晶藍寶石(Sapphire)的熱交換法(Heat exchange method，HEM熱交換法)，它的長晶特點是通過氦氣冷卻坩堝的中心底部，保持籽晶不被熔化，並在長晶過程中帶走熱量，控制單晶不斷地生長，HEM法制得的晶體缺陷少且可生產大尺寸晶體以上三種方法是現在各國最常用的,各有各的好處,但已成本來算,基本上能長得大,缺點少就是最佳的,以現在來說HEM法與泡生法在生長尺寸上來說,沒有太大差異,但成本上泡生法較低,而現在CrystalTech HEM法爐體,生長晶體,最大只能到60kg,故二者必須做一抉擇,依本人建議使用泡生法的爐子較佳,至少他目前已經可以長到85kg,且餘料還可做其他應用之銷售,更可降低成本三種方法之成本藍寶石晶體之成本,是需要將各項所發生的項目,累積計算的,但基本上只要生產出所需要的產品量越多,加工及耗材越少,成本就越低,這是不爭的事實,如同MOCVD生長片數少是一樣的,但現在無法計算其成本,只有等操作時,才可詳細計算,至於兆晶與華夏的成本相差很大,是因為 1.華夏晶體長的小而少,切,磨,拋,都必須委外,而兆晶是自己加工且晶棒由鑫晶鑽提供,自然成本低,在加上在加工制程中,不斷的改進成本更可掌握1、蓝宝石详细介绍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。

数种蓝宝石晶体生长方法

蓝宝石晶体的生长方法自1885年由Fremy、Feil和Wyse利用氢氧火焰熔化天然红宝石粉末与重铬酸钾而制成了当时轰动一时的“日内瓦红宝石”，迄今人工生长蓝宝石的研究已有100多年的历史。

在此期间，为了适应科学技术的发展和工业生产对于蓝宝石晶体质量、尺寸、形状的特殊要求，为了提高蓝宝石晶体的成品率、利用率以及降低成本，对蓝宝石的生长方法及其相关理论进行了大量的研究，成果显著。

至今已具有较高的技术水平和较大的生产能力，为之配套服务的晶体生长设备——单晶炉也随之得到了飞速的发展。

随着蓝宝石晶体应用市场的急剧膨胀，其设备和技术也在上世纪末取得了迅速的发展。

晶体尺寸从2吋扩大到目前的12吋。

低成本、高质量地生长大尺寸蓝宝石单晶已成为当前面临的迫切任务。

总体说来，蓝宝石晶体生长方式可划分为溶液生长、熔体生长、气相生长三种，其中熔体生长方式因具有生长速率快，纯度高和晶体完整性好等特点，而成为是制备大尺寸和特定形状晶体的最常用的晶体生长方式。

目前可用来以熔体生长方式人工生长蓝宝石晶体的方法主要有焰熔法、提拉法、区熔法、导模法、坩埚移动法、热交换法、温度梯度法、泡生法等。

而泡生法工艺生长的蓝宝石晶体约为目前市场份额的70%。

LED蓝宝石衬底晶体技术正属于一个处于正在发展的极端，由于晶体生长技术的保密性，其多数晶体生长设备都是根据客户要求按照工艺特点定做，或者采用其他晶体生长设备改造而成。

下面介绍几种国际上目前主流的蓝宝石晶体生长方法。

图9 蓝宝石晶体的生长技术发展1 凯氏长晶法(Kyropoulos method)简称KY法，中国大陆称之为泡生法。

泡生法是Kyropoulos于1926年首先提出并用于晶体的生长，此后相当长的一段时间内，该方法都是用于大尺寸卤族晶体、氢氧化物和碳酸盐等晶体的制备与研究。

上世纪六七十年代，经前苏联的Musatov改进，将此方法应用于蓝宝石单晶的制备。

该方法生长的单晶，外型通常为梨形，晶体直径可以生长到比坩锅内径小10～30mm的尺寸。

最全的材料晶体生长工艺汇总

最全的材料晶体生长工艺汇总提拉法提拉法又称直拉法，丘克拉斯基（Czochralski）法，简称CZ法。

它是一种直接从熔体中拉制出晶体的生长技术。

用提拉法能够生长无色蓝宝石、红宝石、钇铝榴石、钆镓榴石、变石和尖晶石等多种重要的人工宝石晶体。

提拉法的原理：首先将待生长的晶体的原料放在耐高温的坩埚中加热熔化，调整炉内温度场，使熔体上部处于过冷状态；然后在籽晶杆上安放一粒籽晶，让籽晶下降至接触熔体表面，待籽晶表面稍熔后，提拉并转动籽晶杆，使熔体处于过冷状态而结晶于籽晶上，并在不断提拉和旋转过程中，最终生长出圆柱状的大块单晶体。

提拉法的工艺步骤可以分为原料熔化、引晶、颈缩、放肩、等径生长、收尾等几个阶段。

具体过程如示意图。

提拉法晶体生长工艺有两大应用难点：一是温度场的设置和优化；二是熔体的流动和缺陷分析。

下图为提拉法基本的温度场设置以及五种基本的熔体对流模式。

在复杂的工艺条件下，实际生产需要调整的参数很多，例如坩埚和晶体的旋转速率，提拉速率等。

因此实际中熔体的温度场和流动模式也更复杂。

下图是不同的坩埚和晶体旋转速率下产生的复杂流动示意图。

这两大应用难点对晶体生长的质量和效率都有很大影响，是应用和科研领域中最关心的两个问题。

通常情况下为了减弱熔体对流，人为地引入外部磁场是一种有效办法，利用导电流体在磁场中感生的洛伦兹力可以抑制熔体的对流。

常用的磁场有横向磁场、尖端磁场等。

下图是几种不同的引入磁场类型示意图。

引入磁场可以在一定程度上减弱对流，但同时磁场的引入也加大了仿真模拟的难度，使得生长质量预测变的更难，因此需要专业的晶体生长软件才能提供可靠的仿真数据。

晶体提拉法有以下优点：（1）在晶体生长过程中可以直接进行测试与观察，有利于控制生长条件；（2）使用优质定向籽晶和“缩颈”技术，可减少晶体缺陷，获得优质取向的单晶；（3）晶体生长速度较快；（4）晶体光学均一性高。

晶体提拉法的不足之处在于：（1）坩埚材料对晶体可能产生污染；（2）熔体的液流作用、传动装置的振动和温度的波动都会对晶体的质量产生影响。

晶体生长方法(新)

晶体生长方法1) 提拉法（Czochralski,Cz ）晶体提拉法的创始人是J. Czochralski ，他的论文发表于1918年。

提拉法是熔体生长中最常用的一种方法，许多重要的实用晶体就是用这种方法制备的。

近年来，这种方法又得到了几项重大改进，如采用液封的方式（液封提拉法，LEC ），如图1，能够顺利地生长某些易挥发的化合物（GaP 等）；采用导模的方式（导模提拉法）生长特定形状的晶体（如管状宝石和带状硅单晶等）。

所谓提拉法，是指在合理的温场下，将装在籽晶杆上的籽晶下端，下到熔体的原料中，籽晶杆在旋转马达及提升机构的作用下，一边旋转一边缓慢地向上提拉，经过缩颈、扩肩、转肩、等径、收尾、拉脱等几个工艺阶段，生长出几何形状及内在质量都合格单晶的过程。

这种方法的主要优点是：(a) 在生长过程中，可以方便地观察晶体的生长情况；(b) 晶体在熔体的自由表面处生长，而不与坩埚相接触，这样能显著减小晶体的应力并防止坩埚壁上的寄生成核；(c) 可以方便地使用定向籽晶与“缩颈”工艺，得到完整的籽晶和所需取向的晶体。

提拉法的最大优点在于能够以较快的速率生长较高质量的晶体。

提拉法中通常采用高温难熔氧化物，如氧化锆、氧化铝等作保温材料，使炉体内呈弱氧化气氛，对坩埚有氧化作用，并容易对熔体造成污杂，在晶体中形成包裹物等缺陷；对于那些反应性较强或熔点极高的材料，难以找到合适的坩埚来盛装它们，就不得不改用其它生长方法。

图1 提拉法晶体生长装置结构示意图2)热交换法（Heat Exchange Method, HEM）热交换法是由D. Viechnicki和F.Schmid于1974年发明的一种长晶方法。

其原理是：定向凝固结晶法，晶体生长驱动力来自固液界面上的温度梯度。

特点：(1) 热交换法晶体生长中，采用钼坩埚，石墨加热体，氩气为保护气体，熔体中的温度梯度和晶体中的温度梯度分别由发热体和热交换器（靠He作为热交换介质）来控制，因此可独立地控制固体和熔体中的温度梯度；(2) 固液界面浸没于熔体表面，整个晶体生长过程中，坩埚、晶体、热交换器都处于静止状态，处于稳定温度场中，而且熔体中的温度梯度与重力场方向相反，熔体既不产生自然对流也没有强迫对流；(3) HEM法最大优点是在晶体生长结束后，通过调节氦气流量与炉子加热功率，实现原位退火，避免了因冷却速度而产生的热应力；(4) HEM可用于生长具有图2HEM晶体生长装置结构示意图特定形状要求的晶体。

晶体取向及其表达方式

晶体取向及其表示方法关键词：晶体取向；欧拉角；米勒指数晶体取向的描述取向描述了物体从起始状态出发相对于参考坐标系的转动状态，晶体取向表达了基本的晶体坐标轴在一参考坐标系内排布的方式。

如图1-1所示，图1-1 晶体取向在参考坐标系中的相对方位晶体取向即指晶体的3个晶轴（如[100]、[010]、[001]轴）在给定的参考坐标系（如轧板中的扎向RD、侧向TD、和法向ND）内的相对方位。

建立表示坐标系关系的取向矩阵:g111222333cos cos coscos cos coscos cos cosαβγαβγαβγ⎡⎤⎢⎥=⎢⎥⎢⎥⎣⎦（1-1）式（1-1）中，3个行矢量分别是晶体坐标轴在样品坐标轴的投影，3个列矢量分别是样品坐标轴在晶体坐标轴的投影。

该矩阵是正交矩阵，其逆矩阵等于转置矩阵。

1个晶轴的方向在坐标系中由3个变量确定。

3个晶轴共有9个参量，但这9个参量并非完全独立。

单位矢量在3个坐标轴分量的平方和等于1，这样3个晶轴就有3个约束条件；另外，晶系的3个晶轴之间也有确定关系，例如立方系3个晶轴相互垂直，这样它们也有3个约束条件。

所以只需3个独立的参数就可以描述晶体的取向。

取向的表示方法1.数字对于轧制形变，通常设定参考坐标系的3个轴为轧制方向（RD）、轧制面的法向（ND）以及轧板的横向（在轧面上和扎向的垂直方向，TD）。

此外，在描述晶体取向时也不一定采用3个晶轴，而是采用某一晶面{hkl}的法线（立方晶系法线的晶向指数和晶面指数相同）、晶面上的某一晶向[uvw]以及在晶面上和[uvw]垂直的另一方向[rst]等3个互相垂直的方向在参考坐标系上的取向来描述。

以立方晶系轧制条件的参考坐标下对晶体取向的描述。

例如，铜织构其米勒指数为(112)[111]={hkl}<uvw>。

3个晶轴转换到晶体任意3个互相垂直方向[uvw]、[rst]和[hkl]的转换矩阵g可以用晶轴单位矢量在3个坐标轴上的分量构成的矩阵来表示gu r hv s kw t l⎡⎤⎢⎥=⎢⎥⎢⎥⎣⎦（1-2）式（1-2）中，矩阵中的元素已经不是原来的方向指数，而是经过归一化处理的数值。

蓝宝石长晶技术简介

藍寶石單晶生長方法介紹藍寶石單晶的長晶方法有很多種，其中最常用的主要有九種，介紹如下：1凱氏長晶法(Kyropoulos method)簡稱 KY 法，中國大陸稱之為泡生法。

其原理與柴氏拉晶法(Czochralski method)類似，先將原料加熱至熔點後熔化形成熔湯，再以單晶之晶種(Seed Crystal，又稱籽晶棒)接觸到熔湯表面，在晶種與熔湯的固液界面上開始生長和晶種相同晶體結構的單晶，晶種以極緩慢的速度往上拉升，但在晶種往上拉晶一段時間以形成晶頸，待熔湯與晶種界面的凝固速率穩定後，晶種便不再拉升，也沒有作旋轉，僅以控制冷卻速率方式來使單晶從上方逐漸往下凝固，最後凝固成一整個單晶晶碇，凱氏長晶法是利用溫度控制來生長晶體，它與柴氏拉晶法最大的差異是只拉出晶頸，晶身部分是靠著溫度變化來生長，並在拉晶頸的同時，調整加熱電壓，使熔融的原料達到最合適的長晶溫度範圍，讓生長速度達到最理想化，因而長出品質最理想的藍寶石單晶。

國外許多生長藍寶石的廠商，也是採用此方法以生長藍寶石單晶，凱氏長晶法在生長過程中，除了晶頸需拉升外，其餘只需控制溫度的變化，就可使晶體成型，少了拉升及旋轉的干擾，比較好控制製程，因而可得到較佳的品質。

所以生長的藍寶石單晶具有以下的優點： 1.高品質(光學等級)。

2.低缺陷密度。

3.大尺寸。

4.較快的生長率。

5.高產能。

6.較佳的成本效益。

凱氏長晶法原理示意圖2柴氏拉晶法(Czochralski method)簡稱 CZ 法。

柴氏拉晶法之原理，先將原料加熱至熔點後熔化形成熔湯，再利用一單晶晶種接觸到熔湯表面，在晶種與熔湯的固液界面上因溫度差而形成過冷。

於是熔湯開始在晶種表面凝固並生長和晶種相同晶體結構的單晶。

晶種同時以極緩慢的速度往上拉升，並伴隨以一定的轉速旋轉，隨著晶種的向上拉升，熔湯逐漸凝固於晶種的液固界面上，進而形成一軸對稱的單晶晶棒。

在拉升的過程中，透過控制拉升速度的快慢的調配，分別生長晶頸(Neck)、晶冠(Shoulder)、晶身(Body)以及晶尾。

晶体生长方法(新)

晶体生长方法(新)晶体生长方法1) 提拉法（Czochralski,Cz）晶体提拉法的创始人是J. Czochralski，他的论文发表于1918年。

提拉法是熔体生长中最常用的一种方法，许多重要的实用晶体就是用这种方法制备的。

近年来，这种方法又得到了几项重大改进，如采用液封的方式（液封提拉法，LEC），如图1，能够顺利地生长某些易挥发的化合物（GaP等）；采用导模的方式（导模提拉法）生长特定形状的晶体（如管状宝石和带状硅单晶等）。

所谓提拉法，是指在合理的温场下，将装在籽晶杆上的籽晶下端，下到熔体的原料中，籽晶杆在旋转马达及提升机构的作用下，一边旋转一边缓慢地向上提拉，经过缩颈、扩肩、转肩、等径、收尾、拉脱等几个工艺阶段，生图1 提拉法晶体生长装置结构示意图长出几何形状及内在质量都合格单晶的过程。

这种方法的主要优点是：(a) 在生长过程中，可以方便地观察晶体的生长情况；(b) 晶体在熔体的自由表面处生长，而不与坩埚相接触，这样能显著减小晶体的应力并防止坩埚壁上的寄生成核；(c) 可以方便地使用定向籽晶与“缩颈”工艺，得到完整的籽晶和所需取向的晶体。

提拉法的最大优点在于能够以较快的速率生长较高质量的晶体。

提拉法中通常采用高温难熔氧化物，如氧化锆、氧化铝等作保温材料，使炉体内呈弱氧化气氛，对坩埚有氧化作用，并容易对熔体造成污杂，在晶体中形成包裹物等缺陷；对于那些反应性较强或熔点极高的材料，难以找到合适的坩埚来盛装它们，就不得不改用其它生长方法。

2) 热交换法（Heat Exchange Method, HEM）热交换法是由D. Viechnicki和F.Schmid于1974年发明的一种长晶方法。

其原理是：定向凝固结晶法，晶体生长驱动力来自固液界面上的温度梯度。

特点：(1) 热交换法晶体生长中，采用钼坩埚，石墨加热体，氩气为保护气体，熔体中的温度梯度和晶体中的温度梯度分别由发热体和热交换器（靠He作为热交换介质）来控制，因此可独立地控制固体和熔体中的温度梯度；(2) 固液界面浸没于熔体表面，整个晶体生长过程中，坩埚、晶体、热交换器都处于静止状态，处于稳定温度场中，而且熔体中的温度梯度与重力场方向相反，熔体既不产生自然对流也没有强迫对流；(3) HEM法最大优点是在晶体生长结束后，通过调节氦气流量与炉子加热功率，实现原位退火，避免了因冷却速度而产生的热应力；(4) HEM可用于生长具有特定形状要求的晶体。

晶体定向、晶面符号和晶带定律

表4-2:
三、晶面符号与晶棱符
号
一．晶面符号:
晶体定向后, 晶面在空间的相对位置就可以根据它与晶轴的关系来确定, 表示晶面空间方位的符号就叫晶面符号,常用的是米氏符号:晶面在三根晶轴上的截距系数的倒数比，用小括号括起来。
举例:
某晶面在X,Y,Z轴上的截距为2a,3b,6c, 那么截距系数为2, 3, 6, 倒数为1/2, 1/3, 1/6, 化简以后的倒数比为3:2:1, 写做 (321),这就是该晶面的米氏符号.
01 晶体外形不可能知道轴单位 ,但根
据对称性可以知道轴单位之间的比值关系,即： a:b:c
02 例如, 等轴晶系的 a:b:c =?
03 我们将a:b:c 称为轴率, α,β,γ称
轴角,轴率与轴角统称晶体常数. 见表4－1.表中列出的是晶体常数特点.因为根据晶体的宏观形态只能定出晶体常数特点,不能定出晶体常数.
具体的写法为:设置三个序号位(最多只有三个),每个序号位中规定了写什么方向上的对称要素,对称意义完全相同的方向上的对称要素,不管有多少,只写一个就行了.
不同晶系中,这三个序号位所代表的方向完全不同,所以, 不同晶系的国际符号的写法也就完全不同,一定不要弄混淆.
每个晶系的国际符号写法见表4－2(此表熟记！).
在晶体模型上怎么写晶面符号?因为我们并不知道晶面截晶轴的截距系数, 但我们可以知道截距大小相对关系.
例如: (示范模型): 八面体（111）、四方双锥（hhl）斜方双锥（hkl）
2. 晶棱符号:
为直线符号, 表示这一直线的方向即可. 方法为:将晶棱(或其他直线)移至经过晶体中心(即坐标原点), 然后在直线上任取一点,该点在三根晶轴上的坐标系数比值写进方括号即可:[rst]

蓝宝石长晶方法比对(HEM-KY)

HEM&KY长晶方法比对1.简述表2.工艺分析热交换法（HEM）1970年，美国的Schmid和Viechnicki发明了一种新的单晶生长方法，称为Gradient Furnace Technique，1974年将该方法正式命名为热交换法(HEM)。

热交换法的基本原理是利用热交换器带走热量，使生长炉内形成一个下冷上热的纵向温度梯度，通过控制热交换器内气体流量及加热功率的大小来控制温场，从而实现晶体的生长，其实质是熔体在坩埚内的直接凝固。

将装有原料的坩埚放在热交换器中心，籽晶置于坩埚底部中心处并固定于热交换器一端，加热坩埚内的原料至完全熔化，由于氦气流过热交换器冷却，籽晶并不熔化。

待温场稳定后，逐渐加大氦气流量，从熔体中带走的热量随之加剧，使熔体延籽晶逐渐凝固并长大，同时逐渐降低加热温度，直至整个坩埚内的熔体全部凝固。

Schmid认为，对于热交换法，生长过程中应严格控制降温的速率，其值要小于15K/h，而当炉内环境温度接近熔点(Tm)＋5K时，降温速率最好控制在5K/h以下，否则，单晶体内极易产生气泡，而且晶体内的位错密度也会迅速增加[28]。

由此可见，愈小的降温速率愈有助于获得良好的晶体。

利弊分析：热交换法的主要优势在于：固液界面位于坩锅内，坩埚不做任何移动，受外力作用干扰少；通过改变坩锅形状可以改变晶体生长的形状，减少对流的影响，因此该工艺较适于制造大尺寸的蓝宝石单晶。

缺点：氦气问题：氦气冷却，需要建氦气站、氦气循环系统，成本高，密封难；湍流引起缺陷；同时非真空生长容易引入微气泡。

HEM法籽晶置于坩埚底部，晶体生长过程晶体生长率以及生长界面的位置不能直接观察或测量问题，是个靠测温度模拟的过程，温度变化是无法真正反应晶体生长率和界面的位置，十分容易生长过快引起大量的缺陷，所以对电压的稳定是苛刻。

所以HEM的晶体的云层和微散点较难于很好的控制。

单晶性问题：HEM法籽晶在底部以及晶体和坩埚壁接触，会产生应力或寄生成核，容易多晶，单晶性一定不好。

长晶体的技巧。(无机、配位、金属有机的研究者必备)

1) 挥发溶剂法：将纯的化合物溶于适当溶剂或混和溶剂。

(理想的溶剂是一个易挥发的良溶剂和一个不易挥发的不良溶剂的混和物。

)此溶液最好稀一些。

用氮/氩鼓泡除氧。

容器可用橡胶塞(可缓慢透过溶剂)。

为了让晶体长得致密，要挥发得慢一些，溶剂挥发性大的可置入冰箱。

大约要长个几天到几星期吧。

2) 扩散法：在一个大容器内置入易挥发的不良溶剂(如戊烷、已烷)，其中加一个内管，置入化合物的良溶剂溶液。

将大容器密闭，也可放入冰箱。

经易挥发溶剂向内管扩散可得较好的晶体。

时间可能比挥发法要长。

另外如果这一化合物是室温反应得到，且产物比较单一，溶解度较小，可将反应物溶液分两层放置，不加搅拌，令其缓慢反应沉淀出晶体。

容易结晶的东西放在那里自己就出单晶，不容易结晶的怎么弄也是不出。

好象不是想做就能做出来的。

---首先看一下产物的溶解度，将产物抽干后用良性溶剂溶解成饱和溶液（如用二氯甲烷），然后加入相同体积的不良性溶剂，若产物不稳定应在惰性气体的保护下进行操作，完成后置于冰箱中冷冻至单晶析出，或直接用惰性气体鼓泡直至单晶析出是的，首先所用的仪器要干净，其次挥发溶剂不能太快，仪器上面盖一层保鲜膜，用针刺上几个小孔，慢慢挥发。

还有好多方面要注意的。

祝你成功！单晶培养的经验1.单晶培养的方法多种多样，我们没必要掌握那些难以操作的，如升华法、共结晶法等。

最简单的最实用。

常用的有1.溶剂缓慢挥发法；2.液相扩散法；3.气相扩散法。

99％的单晶是用以上三种方法培养出来的。

2.单晶培养所需样品用量一般以10－25mg为佳，如果你只有2mg左右样品，也没关系，但这时就要选择液相扩散法和气相扩散法，不能使用溶剂缓慢挥发法。

3.单晶培养的样品的预处理样品溶解后一定要过滤，不能用滤纸，而是用一小团棉花轻轻的塞在滴管的中下部或下部，不要塞太紧，否则流的太慢。

样品当然是越纯越好，不过如果实在没办法弄纯也没关系，培养一次就相当于提纯了一次，我经常用一些TLC显示有杂点的东西长单晶，但得多养几次。

晶面和晶向的相关知识

r a1cos a 1 , n d
2 2 3 3
n
A2
A1
3
d
a2
取 a1 , a2 , a3 为天然长度单位，则得： O
1 1 1 cos a 1 , n : cos a 2 , n : cos a 3 , n : : r s t

a1
晶面的法线方向与三个坐标轴(基矢)的夹角的余弦之比，
2π a2 a3 Ω 2π b2 a 3 a1 Ω 2π b3 a1 a 2 Ω b1

2π d1
b3
a3
b2
a1
a2
b1 2 π
a2 a3 Ω
b2
2π d2
b1
2π b3 d3
一个倒格基矢是和正格原胞中一组晶面相对应的，它的方
向是该晶面的法线方向，它的大小则为该晶面族面间距倒数的 2倍。
r Rl r

R l 是正格矢。
上式两边分别按傅里叶级数展开：
r ( K h ) ei K h r
h

r R K e
l h h
i K h r Rl

K h Rl 2π
K h 一定是倒格矢。
§1.4 倒格
晶体结构=晶格+基元一个晶体结构有两个格子，一个是正格，另一个为倒格。正格正格基矢 a 1 , a 2 , a 3 正格（点位）矢：倒格倒格基矢
a 例1：如图在立方体中， i , b j , c k
D是BC的中点，求BE,AD的晶列指数。解： OB i , OE i j k ,

金属晶面择优取向原理

金属晶面择优取向原理
金属晶面的择优取向原理主要基于两个理论：二维晶核理论和几何选择理论。

二维晶核理论认为，在基体的外延生长效应已经消失的厚沉积层中，结晶体的择优取向是由二维晶核的类型所决定，即晶体的生长模式（如侧向生长，向上生长等）仅依赖于同电沉积条件有关的二维成核形成过程。

几何选择理论则认为，择优取向是由于不同晶面生长速度的差异所致。

由于晶面的生长速度存在差异，生长快的晶面趋于消失，生长慢的晶面则保留下来，并随着电沉积过程的继续，表现为沉积层表面的、具有慢生长晶面的晶粒所占比例增大，在电结晶的最后阶段出现了择优取向现象。

此外，金属晶面的择优取向还受到金属材料的加工工艺的影响。

多晶金属材料经过机械加工、热处理等工艺后，往往使晶粒的某些晶向或晶面与材料加工方向趋于一致，形成择优取向或织构。

这种晶体取向会导致X射线衍射花样发生变化，使得连续均匀的衍射环成不连续、强度加强的斑点或弧段，而另一些晶面的衍射线强度变小甚至消失。

以上内容仅供参考，建议查阅专业金属书籍或咨询专业金属学家获取更全面和准确的信息。

晶向和晶面表示方法

晶向和晶面表示方法一、晶向的表示方法。

1.1 基本概念。

晶向啊，就像是晶体里原子排列的方向指示牌。

咱们得先确定一个坐标系，这就好比在城市里找路得先有个地图一样。

在晶体的晶格中，通过选择合适的坐标轴，就能确定原子排列的方向啦。

通常呢，我们用一组整数来表示晶向。

这组整数可不是随便乱写的，它是根据晶向在坐标轴上的截距得来的。

就像你要描述一个人在空间中的行走方向，得有个参照系一样。

比如说在简单立方晶格中，如果一个晶向在x、y、z 轴上的截距分别是1、1、1，那这个晶向就可以用[111]来表示。

这就像是给这个晶向取了个独特的名字，方便咱们在研究晶体结构的时候能准确地指出是哪个方向。

1.2 实际意义。

晶向这个东西啊，它在材料科学里可有着举足轻重的地位。

不同的晶向可能会影响晶体的物理和化学性质。

这就好比一个人的性格会受到成长方向的影响一样。

比如说在金属晶体里，沿着某些晶向原子排列比较紧密，电子在这个方向上的传导就可能会比较容易，这就使得这个方向上的导电性可能会更好。

这就像在一条宽敞平坦的马路上开车，肯定比在坑坑洼洼的小路上顺畅多了。

而且在晶体生长的时候，晶向也会影响晶体生长的形状和速度。

这就好比树木的生长方向会受到阳光、风向等因素的影响一样。

二、晶面的表示方法。

2.1 基本概念。

晶面呢，就是晶体里原子组成的平面。

咱们表示晶面也有一套自己的方法。

同样是先建立一个坐标系，然后根据晶面在坐标轴上的截距的倒数来确定一组整数。

这组整数就用来表示晶面啦。

这个方法可能听起来有点绕，但是只要理解了其中的原理就很简单。

比如说一个晶面在x、y、z轴上的截距分别是1、2、3，那么它的截距倒数就是1、1/2、1/3，然后把这些数化为互质的整数，这个晶面就可以用(321)来表示。

这就像是给晶面也贴上了一个独特的标签，让我们能准确地找到它。

2.2 与晶向的区别。

晶面和晶向可不能混为一谈啊。

晶向是原子排列的方向，而晶面是原子组成的平面。

这就好比道路和街区的关系，道路是方向，街区是平面。

HEM 与 Ky法优劣势对比

HEM与Ky法优劣势对比HEM KY备注有无坩埚寄生应力有无前者晶体与坩埚接触，后者不接触HEM 与 Ky法优劣势对比有无坩埚寄生成核有无HEM的晶体生长由坩埚底部向上生长，KY法是泡在熔体中生长，生长过程不与坩埚接触钨钼杂质对晶体影响程度严重轻微HEM法中熔体只有自然对流，杂质不易排出到生长界面，后者杂质主要集中到晶体尾部对于HEM法凝结成团的杂质易沉积到向上推进的生长界面上造成有无杂质寄生成核有无对于HEM法，凝结成团的杂质易沉积到向上推进的生长界面上，造成杂质寄生成核，Ky法则不会出现。

晶体缺陷严重程度严重轻微HEM由于杂质、坩埚寄生应力导致的位错缺陷不断产生，无法减少，晶体质量差，而Ky法具备缩颈等工艺，极大的减少了缺陷的产生HEM晶体生长情况只能通过探针测量晶体生长量，而Ky的晶体生长情况可实时监测可有效及时控制晶体的生长情况晶体生长状态是否可控否是况可实时监测，可有效及时控制晶体的生长情况坩埚寿命长短短长HEM坩埚只能用一次，Ky法可用2年生长周期长短长短同样装载量的情况下，HEM的运行时间比Ky的周期长，因HEM过快产生缺陷会很多.所以运行周期长自动化程度高低高较高HEM在量产后对人的要求低，Ky法在量产后在引晶阶段任需有一定操作经验的工人完成，引晶完毕后便可全自动完成He气消耗大量无HEM需要氦气作为热交换的介质，Ky法不需要氦气A气消耗HEM在生产过程中需要大量氩气带走杂质以及冷却晶体，Ky法只需少Ar气消耗大量少量量氩气冷却晶体位错密度千级百级HEM工艺方法注定晶体缺陷多，Ky法避免了晶体缺陷的延伸和增值，极大的减少了位错等缺陷是否适用高亮度LED勉强非常相对而言HEM的工艺方法决定了其在位错密度、晶格畸变等缺陷比Ky 法的要多，这限制了其作为高亮度蓝宝石衬底的使用范围原料纯度要求很高高HEM法中熔体只有自然对流，杂质不易排出到生长界面，若杂质过多，造成整个晶锭报废，Ky法中的杂质主要集中到晶体尾部，只需切对厂务要求高低很高稍高HEM融化及长晶期间主要靠热交换带走热量来控制晶体生长，故对厂务要求高，Ky法在晶体生长过程中主要靠热辐射带走热量，所以对厂对人得要求程度低稍高同样装载量有效掏棒率低高采用HEM法的设备商GT、ARC宣传可用于LED的掏棒量大，而实际远不及Ky法，GT、ARC已有客户开始退货，同时目前国际LED巨头都采用Ky综合生产成本高低HEM需大量高纯He、Ar（对管路密封要求高），对水温、水的纯度、电源稳定性、原料纯度等要求高，坩埚一次性使用，成本高。

晶体长晶方向选择(Ky法)

KY晶体生长方向选择蓝宝石晶体（ -Al2O3）是一种简单配位型氧化物晶体，属六方晶系，空间群D -R mc，六方晶系a1=a2=a3≠c；三根a轴在同一水平面上成120°角分步，c轴垂直于该平面（三根a轴的平面）。

我们常常提起的A面、C面就是分别和a轴、c轴垂直的面。

蓝宝石晶体的纯度在99.99%~99.999%之间，意味这晶体中存在大量的填隙原子和杂质原子，也就是点缺陷；这些点缺陷在力场中通过成核和增殖产生位错——线缺陷。

蓝宝石衬底常常提起的EPD，其实就是位错（线缺陷）与C面相交，并在C面上的投影。

如果晶体的材料的单晶性不好（与坩埚壁接触的寄生成核），就会产生面缺陷，面缺陷与C面相交，并在C面上的投影就是衬底材料常常提起名词——差排线。

在蓝宝石晶体中位错来源有二，填隙原子和杂质原子在力场中通过成核和增殖产生的，二是籽晶遗传的。

同时位错线具有特殊的拓扑性质：它要么构成闭合的圈圈，要么延伸到晶体表面，绝不可能中断在晶体之中。

六方晶系蓝宝石a1=a2=a3≠c；三根a轴在同一水平面上成120°角分步，c轴垂直于该平面（三根a轴的平面）。

我们常常提起的A面、C面就是分别和a轴、c轴垂直的面。

这就意味着位错在沿C面垂直（C向生长）方向延伸时，所受的应力基本是平衡的，它会一直延伸到露出晶体的C面。

如果是C向生长，由于杂质和应力的存在，随着生长界面的推移，不停的有位错线产生并累加，晶体的位错会越来越高，甚至发生多晶和散点。

实验数据也证明了C向生长的晶体头部的EPD要低于尾部的EPD，既晶体头部的质量要高于尾部的晶体质量。

反之，如果沿A向生长，位错线在应力场得作用下，很快的发生滑移和弯曲，很快的在C向露头，虽然不停的有新位错线产生，但不停的有位错线在C向露头消亡。

实验数据也证明了A向生长的晶体头部的EPD要高于尾部的EPD，既晶体尾部的质量要高于头部的晶体质量，同时A向生长的晶体的平均质量要远远高于C向生长的晶体。