单晶材料的制备
单晶材料的制备及其应用
单晶材料的制备及其应用单晶材料是指由一个完整的晶格构成，无晶界和杂质的材料。
由于其在热处理、力学性能、光学和电学性能等方面与多晶材料不同，因此在现代材料科学和工程学中应用广泛。
一、单晶材料的制备1. 垂直凝固法这种方法是通过在平稳表面的液态金属或合金中拉出一个细长的晶芯，使晶体在顶部生长。
由于重力的作用，晶胞沿垂直方向排列成单晶。
2. 溶液法在溶液中加入溶解度高的化合物，缓慢地降低温度，使晶体在液体中生长，这种方法又称为溶液生长法。
目前最常用的是氧化铝晶体的制备方法。
3. 熔融法将材料融化后在晶体生长室中生长晶体。
例如，在加热到真空中的含有铜元素的陶瓷中放置La2CuO4粉末，待孔隙中的La2CuO4基质被熔化后，再慢慢冷却，就可以获得单晶La2CuO4。
4. 拉伸法这种方法是通过将晶体置于机械控制的拉伸装置中，在高温或室温下拉伸。
这种方法可以用于生长非常大的单晶。
5. 分离法这种方法实际上是从多晶条带中得到单晶。
通过拉伸或有机膜转移等方法把单晶从多晶中分离出来。
二、单晶材料的应用1. 光电领域在光电领域，单晶材料的应用非常广泛。
例如，单晶硅是光电子学器件的核心材料，具有优异的光电特性。
2. 半导体器件单晶材料在半导体器件制造中也非常重要。
例如，锗晶片是电子元件中的核心材料，可用于生产晶体管和光电二极管等。
3. 材料科学单晶材料还可以用于材料科学研究，如研究材料的结构和结构性质等。
4. 超导研究单晶铜氧化物是超导体研究中的重要材料。
单晶铜氧化物具有非常高的超导性能和晶格结构。
5. 生物医学领域单晶材料在生物医学领域中也有广泛的应用。
例如，用单晶硅制作出的基于光学测量和控制的生物芯片，可以应用于生物分析、药物筛选等方面。
总之，单晶材料的制备和应用是材料科学领域中的重要方向。
通过研究单晶材料的制备方法和应用，可以为现代工业和科技进步做出更大的贡献。
单晶制备方法范文
单晶制备方法范文单晶制备是一种重要的晶体制备方法，用于制备高纯度、大尺寸和高质量的单晶材料。
本文将介绍几种常见的单晶制备方法。
1.熔融法熔融法是制备单晶材料最常用的方法之一、该方法首先将原料粉末加入坩埚中，通过加热坩埚使其熔化。
然后，将熔融体缓慢冷却，使其中的原子或分子有足够的时间重新排列成为有序的晶体结构。
最后，通过剖析、切割或溶解等方法得到单晶。
2.水热法水热法是通过在高温高压的水环境中进行晶体生长的方法。
该方法通常使用混合溶液，将试样和溶剂一起装入高压釜中。
随着温度升高和压力增加，试样溶解，晶体逐渐从溶液中生长。
通过控制温度、压力和溶液成分，可以实现单晶的生长。
3.气相输运法气相输运法是通过在高温气氛中使试样在晶界和界面扩散的方法。
首先，将原料制成粉末，然后将粉末放入烧结体中，在高温下加热。
粉末在高温气氛中扩散，形成晶体生长的条件。
最终得到单晶。
4.化学气相沉积法化学气相沉积法是通过在合适的气氛中，使气态反应物沉积到衬底表面上形成单晶的方法。
该方法通常使用低温和大气压或低气压条件下进行。
通常先将衬底加热到合适的温度，然后通过输送反应气体，使气体中的原子或分子在衬底表面沉积，并逐渐形成单晶。
5.溶液法溶液法是通过在适当的溶剂中将试样溶解并逐渐冷却结晶得到单晶的方法。
溶解试样后，通过逐渐控制溶液的温度和溶剂挥发的速度，使溶液中的试样逐渐结晶为单晶。
溶液法适用于生长一些不易用其他方法制备的化合物单晶。
总结单晶制备方法相对复杂，需要仔细选择适合的方法和条件。
除了以上几种常见的方法外，还有其他一些专用的单晶制备方法，例如激光熔融法、分子束外延法等。
单晶制备方法的选择要考虑材料的物化性质、成本和实际需求等因素。
单晶的制备对于材料科学研究和器件制造都具有重要的意义。
单晶制备方法综述
单晶制备方法综述单晶制备是一种制备高质量单晶材料的方法，其单晶结构具有高度的有序性和完整度，具有优异的光学、电学和磁学性能，被广泛应用于光电子、半导体器件、光学器件等领域。
本文将综述几种常用的单晶制备方法。
一、卤素热解法卤素热解法是一种基于卤化物的单晶制备方法。
通常采用溶液法得到溶液，再通过卤素热解使其结晶得到单晶。
这种方法制备单晶材料成本低、效率高，被广泛应用。
例如，用氯化钙和硫酸钾溶液制备氯化钡单晶。
二、溶液法溶液法是一种常见的单晶制备方法，通过溶解物质使其达到过饱和状态，再缓慢降温结晶得到单晶。
这种方法适用于许多无机和有机物质的制备。
例如，用硫酸铈和硝酸铈溶液制备铈酸铈单晶。
三、气相输运法气相输运法是利用气相中的化合物在特定的温度和压力下进行热分解、制备单晶材料。
该方法适用于高熔点、低挥发度的物质。
例如，用二氧化钛和氧气气氛在高温下热分解制备二氧化钛单晶。
四、激光熔融法激光熔融法是利用激光束对材料进行局部加热，使其熔化并在快速冷却过程中形成单晶结构。
这种方法可以制备多组分复合材料和高温高压条件下的单晶材料。
例如，用激光束对熔融硅进行快速凝固制备硅单晶。
五、浸渍法浸渍法是将待制备的单晶物质放入溶液中，通过化学反应或溶液中的成分沉积形成单晶。
该方法可以制备各种复杂结构和复合材料的单晶。
例如，用溶液浸渍法制备钛氧化物纳米线单晶。
六、气相沉积法气相沉积法是通过在基底上以气相形式沉积制备单晶薄膜。
该方法具有高纯度、均匀性好和控制性较高等优点，广泛应用于薄膜材料的制备。
例如，用有机金属气相沉积法制备锗硅单晶薄膜。
七、Zone Melting法Zone Melting法是一种通过电熔和定向凝固制备单晶材料的方法。
在电熔过程中，选定的样品会被部分熔化，然后通过固体-液体界面的移动形成单晶结构。
该方法可以制备大面积的单晶材料。
例如，用Zone Melting法制备硅单晶。
综上所述，单晶制备方法种类繁多，每种方法适用于不同类型的材料和特定的应用领域。
单晶材料及其制备
单晶材料及其制备单晶材料是一种具有一致原子晶格排列形式的材料，即从任何一个角度观察，其内部原子排列方式都是一致。
由于其内部没有显著的晶格突变和晶界，使得单晶材料展现出许多优越的性能。
如单晶硅在微电子行业中的应用，单晶超导体在高温超导领域的应用，以及单晶铜和单晶金在纳米科学技术中的利用等制备单晶材料的方法有很多种，包括Bridgmann法，Czochralski法，气相沉积，液相外延，分子束外延等。
Bridgmann法是一种常用的单晶生长方法，适用于制备高熔点的材料。
其工艺流程通常为先将预制的多晶物料装入石英管中，并将其密封，然后将石英管放入高温炉中，并控制炉的加热，当材料达到其熔点时，再通过调整炉的冷却来使材料逐渐凝固形成单晶。
Czochralski法是制备单晶硅最常用的方法。
首先，将多晶硅放入高频感应炉中熔化，然后将一根种晶（已知晶向的单晶体）浸入熔融的硅中，接着慢慢提出并同时旋转，通过控制提拉速度和转速，可以在种晶上生长出单晶硅。
气相沉积法是通过将原料气体引入反应室，并在适当的条件下，使其在基底表面产生化学反应，从而生成薄膜的方法。
其优点是可以控制膜的成分，厚度和制备薄膜的区域。
液相外延法是一种在溶液中生长单晶的方法，其原理是通过将溶质溶解到溶剂中，然后通过降低温度或增加插入的材料，使溶质在基底表面从溶液中析出，从而形成单晶的过程。
分子束外延法是一种在超高真空条件下，通过将单元元素或化合物材料的原子或分子束射向基底表面，使其在基底上生长出单晶薄膜的方法。
该方法的优点是可以在低温度下生长出高质量的薄膜，且可以控制薄膜的厚度和乃至单层原子的厚度。
随着科学技术的发展，对单晶材料的要求和利用也在不断提高和深化，因此，对单晶材料的制备方法不断进行改进和创新，以适应不断变化和提高的需求。
如现在已经出现的脉冲激光沉积法，超临界流体沉积法等新的单晶制备方法。
不仅提高了单晶材料的制备效率，而且提高了单晶材料的质量和性能。
单晶材料的制备
3.在液氮温度附近冷辊轧，然后在640℃退火10s， 并在水中淬火，得到用于再结晶的铝，此时样品 还有2mm大小晶粒和强烈的织构，再通过一温度梯 度退火，然后加热至640℃，可得到约1m长的晶体。
4.采用交替施加应变和退火的方法，可得到宽 2.5cm的高能单晶铝带，使用的应变缺乏以使新晶 粒成核，退火温度为650℃。
晶体生长的目的之一是制备成分准确，尽可能无杂质、无缺陷(包括 晶体缺陷)的单晶体。
晶体生长是一种技艺，也是一门正在迅速开展的科学。
国际上——结晶学 萌芽于17世纪 丹麦学者 晶面角守恒定律
晶体生长大局部工作是从20世纪初期才开始的 1902年 焰熔法 1905年 水热法 1917年 提拉法 1952年 Pfann 开展了区熔技术
四、烧结生长
烧结这个词通常仅用于非金属中晶粒的长大。 烧结就是加热压实的多晶体。
烧结时晶粒长大的推动力主要是由以下因素引 起的：
(1)剩余应变。 (2)取向效应。 (3)晶粒维度效应。〔即利用晶粒大小的差作为
实例：应变退火法制备铝单晶
背景
用应变退火法仔细制备的单晶缺陷较少。由于 铝的堆垛层错能和孪晶晶界能都高，应变退火 法有助于制备无孪生的晶体。取向差小的铝晶 体一般是用应变退火法制备的。
应变退火法制备铝单晶的工艺
1.先在550℃使纯度为99.6%的铝退火，以消 除应变的影响并提供大小符合要求的晶粒， 再使无应变的晶粒较细的铝变形以产生 1%~2%d 的应变，然后将温度从450℃升至 550 ℃ ，按25/d的速度退火。最后在600℃ 退火1h。〔假设初始的晶粒尺寸在0.1mm时， 效果特别好。〕
1、固—固生长方法
单晶制备方法综述
单晶制备方法综述单晶是指物质中具有高度有序排列的晶体，具有优异的物理、化学和电学性能。
单晶制备是实现高性能材料研制和工业应用的重要一环。
本文将综述几种常见的单晶制备方法。
1.液相生长法：液相生长法是最常见的单晶制备方法之一、它基于溶剂中溶解度随温度变化的规律，利用溶剂中存在过饱和度来实现晶体生长。
在溶液中加入适量的晶种或原料，通过恒温、搅拌等条件控制溶液中的过饱和度，使得晶体在液相中逐渐生长。
液相生长法具有适用范围广、成本低廉、晶体尺寸可控等优点，被广泛应用于多种单晶材料的制备。
2.熔体法：熔体法是通过将材料加热至高温使其熔化，然后再进行快速冷却来制备单晶。
熔体法适用于熔点较高的材料，如金属和铁电材料等。
具体实施时，将原料加热至熔点以上，然后迅速冷却至晶体生长温度，通过控制冷却速率和成核条件等参数，使得材料在熔体状态下形成单晶。
熔体法制备的单晶具有高纯度、低缺陷密度等特点。
3.化学气相沉积法（CVD）：化学气相沉积法是将气体、液体或固体混合物送入反应器中，通过化学反应生成气体中的原子或离子，然后在合适的衬底上生长晶体。
CVD法的主要控制参数包括反应原料、反应条件和衬底选择等，通过优化这些参数可以得到高质量的晶体。
CVD法适用于制备半导体晶体、薄膜和光纤等材料。
4.硅热法：硅热法是指通过将石英管内的硅砂与待制备材料在高温下反应，生成有机金属气体，通过扩散至冷却区域后与基片上的晶种接触形成晶体。
硅热法制备的单晶一般适用于高温超导材料、稀土金属等。
5.水热法：水热法是指在高温高压的水热条件下，利用溶液中溶质的溶解度、晶种和反应物之间的反应动力学及溶质活度等热力学因素来实现晶体生长。
水热法适用于很多无机非金属单晶材料的制备，如氧化物、硅酸盐等。
水热法可以自主调控晶体形貌和尺寸等物理性能。
综上所述，单晶制备方法涵盖了液相生长法、熔体法、化学气相沉积法、硅热法和水热法等多种方法。
不同的方法适用于不同的材料，通过合理选择和控制制备条件，可以得到高质量、尺寸可控的单晶材料，应用于各个领域的研究和应用。
单晶材料及其制备
单晶材料及其制备单晶材料是指具有完整晶体结构的材料，其晶体结构沿特定方向没有任何界面或晶界。
单晶材料的结晶性能和物理性能优于多晶材料，因此在许多领域中有广泛应用，如电子器件、光学器件、航空航天等。
本文将介绍单晶材料的制备方法、一些常见的单晶材料及其应用。
制备单晶材料的最常用方法是晶体生长方法，主要有凝固法、浮区法、溶液法和气相法等。
凝固法是指通过控制材料的冷却速度使其从熔融态逐渐冷却成为固态。
这种方法适用于高熔点的材料，一般利用高温熔融状况下的材料来制备单晶材料。
其中，常用的方法有慢冷法、拉布拉多法、修正巨晶法等。
浮区法是通过在两个石英管之间形成液体浮区，将镁铝尖晶石单晶材料逐渐生长出来。
过程中，石英管内加入反应物，通过加热使其熔化，并在石英管之间产生上下移动的浮区，由于石英管之间温度梯度的存在，浮区中的反应物在降温的过程中逐渐结晶并生长成单晶材料。
溶液法是将所需物质溶解在溶剂中，通过控制温度和溶剂挥发速度，使溶液逐渐达到饱和状态并结晶成单晶材料。
其中，常见的溶液法包括溶液蒸发法、有机金属溶胶-凝胶法和溶剂热法等。
气相法是通过控制气体混合物在合适的条件下在衬底上生长单晶材料。
常见的气相法有气体输运法、金属有机化合物气相沉积法和气相石墨化等。
常见的单晶材料包括硅、镁铝尖晶石、硫化镉、硼化镍、石墨等。
其中，硅是最常见的单晶材料之一，广泛应用于半导体制造、光学器件等领域。
硅具有优异的光电性能和机械性能，具备较高的载流子迁移率和导热性能，被广泛应用于电子器件制造中。
此外，硫化镉是一种重要的半导体材料，具有宽的能带间隙和高的光电转换效率，被广泛应用于太阳能电池和激光器等光电器件。
在航空航天领域，单晶材料也有广泛应用。
例如，单晶高温合金被用于制造航空发动机中的叶片和涡轮叶片，因其具有高强度、耐热性和抗腐蚀性能，能够承受高温和高压工况环境。
此外，单晶超合金也被广泛应用于航空发动机的燃烧室和喷嘴等部件。
总之，单晶材料具有独特的结晶结构和优异的物理性能，在电子器件、光学器件、航空航天等领域有广泛应用。
单晶材料的制备方法介绍
单晶材料的制备方法介绍单晶材料，指的是具有完全单一晶体结构的材料，其晶粒呈现为整体性完整的晶体。
这种材料的制备方法包括单晶增长法、气相转化法和物理气相沉积法等。
下面将对这些方法进行详细的介绍。
（一）单晶增长法单晶增长法是目前制备单晶材料最常用的方法之一、其主要原理是通过液相或气相中的原料溶液或气体在晶体表面上沉积，并利用材料的热和质量迁移，使晶体逐渐增长，最终形成单晶。
1.液相法液相法是一种常见的制备单晶材料的方法。
其主要过程包括晶种的培养、溶液配制、溶解和淬火等步骤。
首先，选择一个适合的晶种，在高温下使晶种与溶液接触，晶种逐渐增大。
然后，配制溶液，将材料溶解于溶剂中，形成适合生长晶体的溶液。
接下来，将晶种放入溶液中，通过控制温度和溶液浓度等参数，晶体逐渐从溶液中生长出来。
最后，取出晶体并进行淬火处理，使其冷却到室温。
2.气相法气相法是一种通过蒸发气体使晶体逐渐生长的方法。
其主要过程包括晶种选择、反应气体制备、晶种遗忘和生长阶段等步骤。
首先，选择一个合适的晶种，将其放入反应器中。
然后，制备反应气体，根据晶体材料的要求选择适当的气体进行气相反应。
接下来，将反应气体通过外部加热的方式在晶体表面进行蒸发，晶体逐渐生长。
最后，取出晶体并进行后续处理。
（二）气相转化法气相转化法是一种通过气体中的化学反应在晶体表面上形成单晶的方法。
其主要过程包括原料选择、反应条件控制、晶体生长和后续处理等步骤。
首先，选择适合的原料，在高温高压下使其在气氛中发生化学反应。
然后，通过控制反应条件，使得反应物在晶体表面发生转化反应，逐渐形成单晶。
接下来，将晶体取出并进行后续处理，例如清洗和退火等。
（三）物理气相沉积法物理气相沉积法是一种利用物理沉积技术制备单晶材料的方法。
其主要过程包括蒸发源制备、蒸发和沉积等步骤。
首先，制备一个蒸发源，将所需材料放入蒸发源中。
然后，通过加热蒸发源，使其产生气态物质。
接下来，将气态物质从蒸发源中输送到晶体表面，通过沉积在晶体表面上，逐渐形成单晶。
单晶材料制备方法介绍
单晶材料制备方法介绍单晶材料是指具有完全一致的晶体结构的材料，即在整个样品中只存在单一的晶体方向。
单晶材料具有优异的物理、化学、电子、光学等性能，被广泛应用于多个领域，如电子器件、光学元件、能源材料等。
单晶材料的制备方法主要包括凝固法、气相法以及液相法。
1.凝固法凝固法是制备大尺寸、高质量单晶材料的主要方法之一、常用的凝固法有慢凝固法、快凝固法、定向凝固法和浮区法等。
其中，慢凝固法通过缓慢控制合金温度降低，使晶体在凝固过程中缓慢生长，从而获得质量较高的单晶材料。
而快凝固法则是通过快速降温，迫使晶体在短时间内形成，适用于那些高温下易于分解的材料。
定向凝固法则通过控制凝固过程中的温度梯度和晶体生长方向，使晶体逐渐生长并满足特定的晶体取向要求。
浮区法是在材料晶体表面加热、熔化的同时，通过拉伸和旋转晶体生长方向，从而制备出单晶材料。
2.气相法气相法是单晶材料制备中的重要方法之一，包括气相转化法、化学气相沉积法和物理气相沉积法。
气相转化法是指将气体中的单质或化合物通过化学反应转化为单晶材料。
化学气相沉积法则通过在气体流中加入各种反应物，通过化学反应沉积形成单晶材料。
物理气相沉积法是在真空或惰性气氛中通过热蒸发或溅射的方式沉积单晶材料，该方法制备的单晶材料通常具有高纯度和良好的微观结构。
3.液相法液相法是指通过溶液中的各种物质反应生成单晶材料。
常用的液相法有溶胶凝胶法、溶液扩散法和气体溶剂法。
溶胶凝胶法是将适当物质溶液加热、干燥，使溶液中的物质逐渐沉淀，并形成固体凝胶。
再通过热处理，使凝胶转变为单晶材料。
溶液扩散法是将适当物质溶解在溶剂中，通过扩散使得溶液中的物质结晶生长成单晶材料。
气体溶剂法则是将气体作为溶剂，通过高温高压的条件，使溶液中的物质转变为单晶材料。
除了以上几种常见的单晶材料制备方法，近年来还出现了一些新的制备技术，如熔融法、生长法等。
这些方法利用高温高压或者特殊气氛下，通过熔融或生长的方式制备单晶材料。
单晶材料的制备
控制提拉速率
V越大，直径越小； V越小，直径越大； 但是由于难于控制，一般不调节提拉速率
5）晶体的极限生长速率
生长速度：
说明
V ( K S GS K LGL ) / L
GS :晶体内的温度梯度 GL：熔体内的温度梯度
A：Gs恒定，GL越小，V越大； B：GL＝0，Vmax=KSGS/ρL； C：如果GL<0，熔体过冷，生长速率更大，担难于控制； D：提高GS，提高生长速率，但是温度提高，导致位错和热 应力提高；
3）晶体生长过程能量平衡 A. 能量守恒
Q1+Q2=Q3 Q1：产生的焦耳热和释放的相变热； Q2：输入的热量； Q3：温度升高所需要的热量； 稳定态温度场，温度不随时间变化，则Q3=0, Q1=-Q2
Q1=Lm L:凝固潜热； M:单位时间生长的晶体质量
-Q2=QS-QL=AKSGS-AKLGL Lm＝QS-QL=AKSGS-AKLGL
g KT0 ln(c / c0 )
令 c / c0； 1； g KT0 ln(c / c0 ) KT0 f g / s KT0 / s
σ越大，推动 力越大
熔体生长系统中相变驱动力
h TS
h(T ) TS(T )
F:指向晶体，熔化、溶解、升华 指向溶液。结晶
气相生长系统中相变驱动力
( p0 ,T0 ) 0 (T0 ) RT ln p0 ( p ,T0 ) 0 (T0 ) RT ln p0
RT ln p / p0 N0g, R N0K
g KT0 ln( p / p0 )
增加，自由能减小，晶粒自发长大；
C.半径越小，胚团越稳定
3.衬底上凹角形核：
单晶的制备方法
单晶的制备方法1. 背景介绍单晶是指具有一种晶体结构的无缺陷结晶体，在材料科学和工程领域有着广泛的应用。
单晶材料的制备方法至关重要，它决定了单晶材料的质量和性能。
在制备单晶材料时，主要考虑以下几个方面： - 选择适合的晶体生长技术； - 控制合适的晶体生长条件； - 优化晶体生长过程，减少缺陷形成。
本文将介绍几种常用的单晶制备方法，以及它们的特点和适用范围。
2. 单晶制备方法2.1 液相生长法液相生长法是制备单晶最常用的方法之一。
它是在高温熔体中通过控制温度梯度和溶质浓度梯度，使晶体的生长方向取向一致，最终形成单晶。
液相生长法的步骤如下： 1. 准备高纯度的原料，并按一定比例溶解在适当的溶剂中，形成熔体。
2. 在高温熔体中加入适量的晶种，以提供初始的晶体结构。
3. 控制温度梯度和溶质浓度梯度，使高纯度的晶体沉积在晶种上。
4. 通过控制晶体生长时间和温度，使单晶逐渐增大。
5. 最终将单晶从熔体中取出，冷却，进行后续处理。
液相生长法可以用于制备多种单晶材料，如硅、锗、溴化铯等。
2.2 气相生长法气相生长法是通过气体相化学反应，使气体中的原子或分子在晶体表面沉积，从而形成单晶。
气相生长法的步骤如下： 1. 准备高纯度的气相原料，如金属卤化物、金属有机化合物等。
2. 将气体原料通过加热，转化为对应的气态中间产物。
3. 通过控制反应温度和气体流速，使气态中间产物在晶体表面沉积。
4. 晶体表面上的中间产物继续反应，形成单晶。
5. 最终将单晶从反应器中取出，冷却，进行后续处理。
气相生长法适用于制备高纯度、高温下稳定的单晶材料，如碳化硅、氮化镓等。
2.3 熔体法熔体法是一种通过将固体材料熔化，然后迅速冷却使其凝固形成单晶的方法。
熔体法的步骤如下： 1. 准备高纯度的原料，并按一定比例混合。
2. 将原料加热至熔点以上，使其熔化。
3. 迅速冷却熔体，使其迅速凝固。
4. 在合适的条件下，使晶体生长方向与凝固界面平行，从而形成单晶。
单晶材料的制备方法介绍
单晶材料的制备方法介绍1. Czochralski法（CZ法）：CZ法是制备单晶材料最常用的方法之一、该方法适用于硅、锗等半导体材料的制备。
首先，将纯度较高的多晶材料放入石英坩埚中，加热至熔融状态。
然后，悬挂一根称为“种子”的单晶材料，在熔融液与种子的接触面上形成一层新的单晶材料。
接着，将种子缓慢提升，使新生长的单晶材料通过熔液与种子的接触面向上生长。
最终，可以获得一颗完整的单晶材料。
2.化学气相输送法（CVD法）：CVD法适用于制备金属、氧化物、氮化物等材料的单晶。
该方法需要使用金属有机化合物或氯化物等作为前体物质，以气体状态输送到反应室中。
在反应室中，前体物质被加热分解，产生含有金属元素或其化合物的气体。
随后，这些气体在合适的温度和压力下与基底反应，形成单晶生长。
3. 溶剂热法（Solvothermal法）：溶剂热法适用于制备氧化物、硫化物、硒化物等材料的单晶。
首先，在一个封闭的反应容器中，将反应物溶解在有机溶剂或水溶液中。
然后，将反应容器加热到合适的温度和压力，通过溶剂的溶解度变化促进物质的结晶。
最终，在反应容器中可以得到单晶材料。
4. 浸渍法（Dip Coating法）：浸渍法适用于制备薄膜的单晶材料。
首先，将基底材料浸入含有单晶前体物质的溶液中。
然后，缓慢提取基底材料，使溶液中的单晶前体物质逐渐沉积在基底上形成薄膜。
这个过程可以重复进行多次，以增加薄膜的厚度。
最后，通过热处理等方法使薄膜结晶，形成单晶材料。
5. 悬浮法（Floating Zone法）：悬浮法适用于制备高熔点材料的单晶。
首先，将反应材料加热至熔融状态。
然后，使用高温电子束或激光束加热材料，在熔液中形成一个高温区域。
在高温区域内，材料逐渐凝固并形成单晶。
通过慢慢移动高温区域，可以得到一颗完整的单晶材料。
以上是几种常用的单晶材料制备方法的简要介绍。
在实际制备过程中，需要结合具体的材料和要求来选择适合的方法，并对工艺参数进行优化，以获得高质量的单晶材料。
列出从熔体制备单晶、非晶的常用方法
列出从熔体制备单晶、非晶的常用方法熔体制备单晶、非晶的常用方法有很多种。
在下面，我将为您列举其中的几种常见的方法，并详细介绍每种方法的工作原理和应用领域。
1.单晶生长法单晶生长法是制备单晶材料的主要方法之一。
它通过在熔融状态下，控制晶种在熔体中生长，形成完整、连续的单晶结构。
单晶生长法包括多种不同的技术，以下是其中几种典型的方法：-熔体区域凝固法（Bridgman法）：该方法是将熔体置于一个具有渐变温度的石英管内，通过不断改变温度梯度的位置，使晶体从高温端逐渐生长到低温端，最终得到完整的单晶。
该方法适用于制备大型晶体。
-悬浮溶液法（Czochralski法）：该方法是将晶种浸入熔体中，然后缓慢提拉出来，使晶体从熔体中生长。
该方法适用于制备高纯度、大尺寸的单晶，常用于半导体、光学晶体等领域。
-水热法：该方法是在高温高压的水热条件下，将溶液的成分通过反应生成晶体。
该方法广泛应用于无机无机晶体的制备，如金属氧化物、硫化物等。
2.溶液法合成非晶材料溶液法是制备非晶材料的常见方法之一。
它通过将溶液中的材料逐步干燥，形成非晶态结构。
以下是几种常见的溶液法制备非晶材料的方法：-快速淬火法：该方法是将液态的材料迅速冷却至室温，使其无法形成晶体结构。
该方法适用于多种材料，如金属、聚合物等。
-凝胶法：该方法是将溶液中的成分通过凝胶形成非晶态结构。
凝胶可以通过化学反应、溶剂挥发等方式形成。
该方法适用于制备高纯度、纳米尺寸的非晶材料。
-电化学法：该方法利用电流在电解质溶液中引起的离子聚集现象，使材料形成非晶态结构。
该方法常用于金属、合金的制备。
3.其他方法除了上述的单晶生长法和溶液法外，还有其他一些方法可以制备单晶、非晶材料，如：-物理气相沉积（PVD）：该方法通过将材料蒸发或溅射到基板上，形成单晶结构。
该方法适用于金属、合金、薄膜等材料的制备。
-化学气相沉积（CVD）：该方法通过气相中的化学反应，使材料沉积在基板上形成单晶结构。
单晶材料制备方法介绍
单晶材料制备方法介绍单晶材料是指具有完整晶体结构、没有晶界和晶粒边界的材料。
由于其具有优异的物理性质和机械性能，在许多领域有广泛的应用，如半导体器件、激光器、光学元件等。
在本文中，我将介绍几种常见的单晶材料制备方法。
1.凝固法凝固法是制备单晶材料的一种常见方法。
该方法利用熔融态的原料，通过控制温度、冷却速率和压力等参数来使其逐渐凝固成为单晶体。
其中，熔融法包括拉出法、差熔法等，液相法包括浮区法、溶液法等。
凝固法制备的单晶材料具有较高的品质和纯度。
2.气相沉积法气相沉积法是一种通过气相反应沉积的方法。
通常使用气态前驱物在高温下与衬底进行反应，生成单晶薄膜或块状单晶。
其中，化学气相沉积（CVD）是一种常见的气相沉积方法，利用化学反应来沉积单晶材料。
此外，还有物理气相沉积（PVD）等方法。
3.熔融法熔融法是一种通过高温将原料熔化，然后逐渐冷却形成单晶体的方法。
在熔融法中，原料通常在一定比例下混合，然后通过高温熔化，形成溶液，利用溶液的过饱和度来生长单晶体。
熔融法广泛应用于金属单晶的制备。
4.悬浮法悬浮法是指将微小的晶体悬浮在溶液中，通过沉淀或者沉降的方式来生长单晶。
悬浮法是一种相对简单而且成本较低的制备方法，适用于一些较难溶解的材料。
5.熔剥法熔剥法是一种将单晶材料分割为较薄的片状的方法。
这种方法通过将样品在高温下先熔化，再迅速冷却，使其凝固成为较薄的单晶片。
熔剥法是一种能够制备较大面积单晶片的有效方法。
总的来说，单晶材料制备方法多种多样，不同的材料可以选择适合的方法进行制备。
随着技术的不断发展，新的制备方法也不断涌现，为单晶材料的制备提供了更多的选择。
相信随着科学技术的进步，单晶材料的制备方法将会越来越多样化和精细化。
单晶制备手段
单晶制备手段单晶制备手段，是采用晶体生长的方法来合成单一晶体的过程。
它可以将多晶体材料变成单晶体材料，并形成可用于研究、工业和医学应用的薄片或单晶体结构。
单晶可以得到极具特性的表现，其优势在于能为电子器件、传感器等产品提供更高的性能稳定性和精确度。
常用的单晶制备手段主要有原位合成法、晶面滑移法、固晶及熔融拉晶等几种。
虽然它们的原理有点不同，但都是采用晶体生长的过程来合成单一晶体的总称。
原位合成法是一个内部溶解法，它涉及到将原料溶于溶剂中，允许溶解物有时间上的变化，并将此过程在溶解度范围内维持，以便获得单晶材料。
它具有能快速生长大尺寸晶体的优势，但同时也具有生长体积较小晶体的弱点，这需要研究者选择一个稳定的溶解度范围。
晶面滑移法是一种表面反应分离法，它将原料掺入溶剂或能溶性聚合物溶液中，在互相作用的情况下，通过滑移现象可以形成单一晶体。
优点是能以稳定的速度分离出大尺寸的晶体，而其缺点是生长体积受到限制，而且反应时间较长。
固晶法是在晶格内通过相邻点之间的相互作用释放负能使物质进行组装，最终形成单一晶体。
它具有能生长大尺寸晶体的优势，但同时也需要花费较多的时间，因此是一种相对慢速的方法。
熔融拉晶法是将多晶体溶于熔融物质状态，然后将其进行拉晶，将拉晶的熔体分为多根，形成单一晶体。
它具有裂形光滑的优势，能形成细小的晶体，但能否获得好的尺寸和晶粒结构仍受到多种因素的影响，有时会受到限制。
总之，单晶制备手段多种多样，用于构建具有精确的尺寸和性能的单晶件。
因此，研究人员需要灵活地结合各种单晶制备手段的优势和弊端，选择合适的技术，以满足电子器件、传感器和其他应用领域制备单晶件的要求，来获得理想的晶体生长效果。
单晶制程工艺流程
单晶制程工艺流程单晶制程工艺流程是制备单晶材料的关键步骤。
单晶材料是指具有相同晶体结构和晶向的晶体，几乎无晶界、位错和夹杂的完美晶体。
单晶材料具有很多独特的优良性能，在半导体、光电子、航空航天等领域有广泛的应用。
下面将详细介绍单晶制程工艺流程。
一、单晶生长单晶生长是单晶制程工艺的第一步。
单晶生长可以通过几种方法实现，包括等温法、拉晶法、比重法和熔化晶体法等，其中等温法和拉晶法是常用的方法。
等温法：将高纯度的化学物质溶解在溶剂中，调整溶液的浓度和温度，使得晶核在稳定的等温条件下生长。
等温法适用于一些化学和生物晶体的生长。
拉晶法：将高纯度的晶体种子放在熔融的母液和溶液中，通过拉拔种子使之在拔晶方向上生长。
拉晶法适用于高熔点材料的生长，如硅、锗等。
二、晶体切割在单晶生长后，需要将大块的单晶材料切割成适当大小的晶片。
晶片的尺寸和方向要符合特定的要求，以满足后续加工和应用的需要。
晶体切割一般采用金刚石切割盘，切割时先进行划线，然后用锯片沿划线进行切割。
切割后的晶片要经过多次打磨和抛光，使其表面变得平整光滑。
三、晶体清洗晶体清洗是为了去除晶体表面的污垢和杂质，保证晶体的净度和纯度。
晶体清洗通常采用化学和物理方法。
化学清洗：将晶片放入酸性或碱性溶液中浸泡清洗。
酸性溶液可以去除晶片表面的氧化层和有机污染物，碱性溶液可以去除晶片表面的污垢和无机盐。
物理清洗：通过超声波、气流、高温等物理力量或方法对晶片进行清洗。
超声波清洗可以去除晶片表面的微小颗粒和有机物，高温清洗可以去除晶片表面的吸附物。
四、晶片精加工晶片精加工是为了使晶片表面更加平整、光滑和均匀，以满足不同应用的要求。
晶片精加工包括研磨、抛光和腐蚀等处理。
研磨：使用研磨机械和研磨液对晶片表面进行研磨，去除表面的凸起和细微凹陷。
研磨后的晶片表面会比较粗糙，需要进行后续的抛光处理。
抛光：使用抛光机械和抛光液对晶片表面进行抛光，使其表面更加光滑和亮泽。
抛光后的晶片可以得到所需的表面光洁度和平整度。
单晶制备手段
单晶制备手段单晶制备是指在晶体生长过程中，得到一个完整的单一晶体的工艺过程。
单晶是指晶体结构完整、无缺陷、没有晶界和孪晶的晶体。
在材料科学、凝聚态物理、固态化学等领域中，单晶制备是获取高质量晶体的关键步骤，对于材料的性能和应用具有重要影响。
单晶制备的手段可以分为物化法、化学气相沉积法、液相法和固相法等。
1. 物化法：物化法的主要原理是通过物理和化学相变，控制溶质从溶液中结晶而得到单一晶体。
常见的物化法有溶液深冷法、溶液慢蒸发法和溶液恒温法。
溶液深冷法是通过迅速冷却过饱和溶液，使其结晶速率增大，从而得到单晶。
它的优点是操作简单，适用于很多种材料，但通常得到的单晶尺寸较小。
溶液慢蒸发法是将溶液在恒温恒湿的环境中长时间保持慢速蒸发，溶质逐渐过饱和，形成稳定的结晶核，最终得到单晶。
它的优点是可以得到较大尺寸的单晶，但晶体生长速度较慢。
溶液恒温法是通过将溶液恒温保持在某一温度下，实现过饱和，溶质在合适的条件下结晶并长大，最终得到单晶。
它成本较低且易于控制，适合制备很多材料的单晶。
2. 化学气相沉积法：化学气相沉积法是通过气体在一定温度和压力下经化学反应沉积在基底上，从而得到单晶。
常见的化学气相沉积法有金属有机化学气相沉积法（MOCVD）和物理气相沉积法（PVD）。
MOCVD是一种利用金属有机化合物和气体反应生成纯金属的方法，通过控制反应条件和沉积速度，可以得到单晶薄膜或外延层。
PVD是利用蒸发、溅射等物理手段，在真空中沉积材料到基底上，从而得到单晶薄膜或外延层。
它具有制备单晶薄膜和外延层的优势，但成本较高。
3. 液相法：液相法是通过在高温下将固体溶于熔融物质或高温溶液中，然后缓慢冷却使其结晶，从而得到单晶。
常见的液相法有浮区法、Bridgman法和Czochralski法。
浮区法是将材料的粉末或块状材料放在熔融溶液中，通过控制温度梯度和材料的溶解与结晶平衡来实现单晶的获得。
Bridgman法是通过将熔融材料注入石英制的坩埚中，通过升温或降温控制熔融区域在坩埚内逐渐平移，从而实现材料的凝固形成单晶。
单晶材料制备讲解
单晶材料制备讲解单晶材料，也称为单晶体材料，是指具有高度有序排列的晶格结构的材料。
单晶材料具有优异的物理性能和工程性能，广泛应用于电子、光电、能源等领域。
本文将从单晶材料的制备方法、过程控制以及相关应用方面进行讲解。
单晶材料的制备方法主要有凝固法、挤压法和化学气相沉积法等。
其中，凝固法是最常用的制备单晶材料的方法之一、其基本思路是通过控制材料的凝固速度和晶体生长方向，使材料分子有足够时间自发有序排列，形成单晶。
凝固法主要分为一次结晶法、拉晶法和悬浮法。
一次结晶法是指将溶解或熔融状态的材料逐渐冷却，使其凝固成单晶。
这种方法适用于高熔点材料，如金刚石、硅和锗等。
拉晶法是指将溶解或熔融状态的材料通过拉扯的方式进行凝固，使其逐渐形成单晶。
这种方法适用于延展性好的材料，如硅和锗等。
悬浮法是指将溶解或熔融状态的材料悬浮在惰性气体或真空环境中，通过生长环境的控制使其凝固成单晶。
这种方法适用于高熔点和有毒材料，如锗和各种化合物单晶等。
挤压法是指将溶解或熔融状态的材料通过外力挤压，使其逐渐形成单晶。
这种方法适用于一些高温材料，如硅和碳化硅等。
化学气相沉积法是指将气体或液体形式的原料通过化学反应沉积在基底上，形成单晶。
这种方法适用于生长高质量的陶瓷膜或金属薄膜。
化学气相沉积法的具体实施过程复杂，需要控制多种参数，如气体成分、流量、压力和温度等。
单晶材料的制备过程需要严格控制多个参数，如温度、压力、浓度、物质比例和晶种性质等。
其中，温度是最关键的参数之一，它直接影响晶格的稳定性和晶体生长速率。
另外，晶种的选择也是制备单晶材料的关键环节，晶种应具有高度有序的晶格结构和晶面性能，能够为晶体生长提供良好的参考。
单晶材料在电子、光电、能源等领域有着广泛的应用。
在电子领域，单晶材料被广泛应用于制备晶体管、集成电路、纳米器件等。
在光电领域，单晶材料可用于制备激光器、光纤、太阳能电池等。
在能源领域，单晶材料可用于制备高效电池、燃料电池、热电器件等。
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单晶材料的制备High Pressure ResearchVol. 24 No. 4 December 2004 pp. 481 – 490 PREPARATION AND SINGLE-CRYSTAL STRUCTURE OF A NEW HIGH-PRESSURE MODIFICATION OF BaAl2Si2 SHOJI YAMANAKA MASUO KAJIYAMA SADASIVAN N. SIVAKUMAR and HIROSHI FUKUOKA Department of Applied Chemistry Graduate School of Engineering Hiroshima University Higashi-Hiroshima739-8527 JapanA ternary element mixture of Ba Al and Si in a molar ratio of 1 : 2 : 2 was arc-melted and treated under a high-pressure and high-temperature condition of 5 GPa at 1200 8C. X-ray structural analysis was performed on thesingle crystal obtained by this treatment. The crystal was found to be a new high-pressure modication ofBaAl2Si2 and isotypic with layer structured ThCr2Si2 in the space group I4/mmm. The crystal obtained by thesimple arc-melting also had the same structure high-pressure phase. The low-pressure phase a-BaAl2Si2 wasprepared by annealing the arc-melted sample at 1200– 1000 8C. The single crystals of the a-phase werealso obtained which crystallized in the space group Cmcm. This structure was closely related to the structure ofa-BaAl2Ge2 space group Pnma. It is interesting to note that BaAl2Si2 has a pressure induced polymorphwhereas BaAl2Ge2 has a temperature dependent dimorphism.Keywords: Silicide High pressure Synthesis ClathrateBaAl2Si2 Phase transitionINTRODUCTIONIn a series of studies on the synthesis of new silicon clathrate compounds containing bariumandiodine we found that the use of high-pressure and high-temperature HPHT conditionshas been effective and essential. The type I clathrateBa82dSi46 can be prepared under apressure .3 GPa at 800 8C 1 – 3. A new binary clathrate Ba24Si100 was obtained under apressure 1.5 GPa 4.A type I clathrate containing iodine I8Si44I2 was prepared for therst time under a pressure of 5 GPa at temperatures 800 – 900 8C 5. The Ba containingtype I silicon clathrate compounds became superconductors with a transition temperatureTc 4– 8 K 3 6. This is the rst superconductor having a Si-sp3 3D three-dimensionalnetwork. Note that the corresponding germanium analogs are known such as Ba8Ge437 8 and Ba24Ge100 9 – 11 which can be prepared under the ambient pressure by asimple melting. The iodine containing germanium clathrate Ge462x I8x x 8/3 was pre-pared by the decomposition of GeI2 in Xe atmosphere 12. It is also well known thatalkaline-earth metal containing Zintl disilicides MSi2 M Ca Sr and Ba have pressure Corresponding author. Tel./Fax:81-82-424-7740 E-mail: syamanahiroshima-u.ac.jpISSN 0895-7959 print ISSN 1477-2299 online 2004 Taylor amp Francis LtdDOI:10.1080/08957950412331331763482 S. YAMANAKA et al.sensitive silicon networks and undergo pressure induced structural phase transitions 13 –15.Recently it was shown that CaSi2 was transformed into MgB2 type layered structure andshowed a superconducting transition of as high as 14 K under a pressure of 16 GPa 16. Inthis study we havedeveloped a new ternary clathrate system Ba – Al– Si and found a newhigh-pressure modication of BaAl2Si2. The structural transition will be discussed incomparison with the germanium analog BaAl2Ge2 which shows a temperature-dependentstructural transition17.EXPERIMENTALMaterialsBaAl2Si2 was rst prepared from the stoichiometric element mixture of Ba99 KatayamaChemicals Al99.999 Katayama Chemicals and Si99.999 Furu-uchi Chemicals byarc-melting in a water-cooled Cu crucible in Ar atmosphere. The oxidized layer of Ba metalwas removed in an Ar-lled glove box mBraun prior to thearc-melting. The as-meltedsample was ground in the glove box and treated under HPHT conditions using a cubicmultianvil type press Riken model CP-10. The sample was contained in an h-BN cell5 mm in inner diameter and 5 mm in depth which was placed in a carbon tube heater.The sample assembly was set in a pyrophyllite cube 20 20 20 mm3 as a pressuremedium. The reaction temperature was monitored by a thermo-couple placed under theh-BN cell. The details of the sample assembly were shown elsewhere 2. The typical press-ing and heating modes were the following: the sample was rst compressed to 5 GPa andheated to 1200 8C in 1 h and then kept for 1 h at the temperature followed by cooling to700 8C in 2 h. The sample was further cooled down to room temperature in a fewminutes. The applied pressure was gradually released overnight. The separate arc-meltedsamples wereannealed in an h-BN cell vacuum-sealed in a quartz glass tube. The tubewas kept in a furnace at 1200 8C for 1 day and cooled down to 800 8C for 2 days followedby cooling to room temperature for 2days.CharacterizationPowder X-ray diffraction XRD patterns were measured using graphite-monochromated CuKa radiation. X-ray single crystal structural analysis was carried out using a Rigaku RAXISdiffractometer with an imaging plate IP area detector and graphite-monochromated Mo Karadiation. The structure was solved by direct methods and rened with the program SHELX97 18 and WinGX software package 19. Further crystallographic details are given inTable I. The positional the equivalent isotropic and anisotroic displacement parametersare summarized in Table II. Differential thermal analysis DTA was made on the powdersample using an h-BN cell which was sealed in a thin quartz glass tube to protect thesample from oxidation in air. The sealed sample was heated and then cooled down at arate of 10 8C/min using a Shimazu DTA apparatus TA-50WS.RESULTS AND DISCUSSIONArc-MeltingThe powder XRD data of the arc-melted sample of the ternary mixture of BaAl2Si2 is shownin Figure 1a. The pattern could be indexed on a tetragonal unit cell of a 4.1992 andHIGH-PRESSURE MODIFICATION OF BaAl2Si2 483 TABLE I Crystallographic data for a- and b-BaAl2Si2. a-Phase low-pressureb-Phase high-pressureFormula BaAl2Si2 BaAl2Si2Formula weight247.46 247.46Crystal size mm 0.047 0.068 0.13 0.16 0.14 0.025Space group Cmcm no. 63 I4/mmm no. 139a A 4.2385 4.2312b A 10.89054.2312c A 10.1065 12.6019V A3 Z 466.46 4 225.64 2dcalcd g/cm3 3.524 3.644lMo Ka A 0.71069 0.71069m mm21 9.200 9.5122umax8 54.8 54.8Total reections 3315 2739Unique reections 319 101Reections with I 2sI 283 100Number of variables 18 9GOF on F2 0 1.169 1.127R1/wR2I 2sI 0.0266/0.0463 0.0154/0.0367R1/wR2 all data 0.0305/0.04670.0155/0.0367c 12.8736 A. This crystal was different from the BaAl2Si2 prepared by Carrillo-Cabreraet al. 20 using a glassy carbon crucible. This crystal is presumably isotypic with theThCr2Si2 structure 21 a new modication of BaAl2Si2.HPHT TreatmentThe arc-melted sample was treated in the h-BN cell under HPHT conditions. Figure 1c showsthe XRD pattern of the sample obtained by the treatment at 5 GPa and 1200 8C. The detailedcondition was described in Experimental section. The XRD pattern of the HPHT-treatedsample could be indexed on a similar tetragonal cell with a 4.2315 andc 12.6015 A. Although the lattice constant c was slightly decreased from 12.873 A ofthe as-arc-melted sample it was apparent that the structure was essentially unchanged bythe HPHT treatment.Annealing the CrystalsThe HPHT-treated samples were annealed in h-BN cells vacuum-sealed in quartz glass tubeat 800 – 1200 8C. Figure 1b shows the XRD pattern of the sample obtained after annealing.TABLE II Atomic coordinates equivalent isotropic andanisotropic temperature factors A2 for a- andb-BaAl2Si2. Site x y z U11 U22 U33 U23 U13 U12 Ueqa-BaAl2Si2 Low-pressure phase space group CmcmBa 4c 0 0.07766 0.2500 0.01283 0.00973 0.01593 0 0 0 0.01282Al 8f 0 0.38883 0.03262 0.00739 0.0592 0.019311 20.023911 0 0 0.02857Si 8f 0 0.79421 0.12443 0.013710 0.010611 0.078619 20.010111 0 00.03436b-BaAl2Si2 High-pressure phase space group I4/mmmBa 2a 0 0 0 0.02163 0.02163 0.02865 0 0 0 0.02393Al 4d 1/2 0 1/4 0.015860.01586 0.039113 0 0 0 0.02365Si 4e 1/2 1/2 0.13612 0.01606 0.01606 0.042413 0 0 0 0.02485Note: Ueq is dened as one-third of the trace of the orthogonalized U tensor.484 S. YAMANAKA et al.FIGURE 1 Powder XRD patterns of BaAl2Si2 prepared in different conditions: a arc-melted b annealed at1200 8C and c HPHT treated.The pattern was changed to that of an orthorhombic symmetry of a 4.2385b 10.8905 and c 10.1065 A. Single crystals were obtained by annealing from atemperature of 1200 8C and were used for the structural analysis.DTA AnalysisFigure 2 shows the DTA curves measured on the crystals obtained by the HPHT treatmentand the annealing at 1200 8C. The annealed sample shows a sharp endothermic peak due tothe congruent melting of the sample at 1027 8C and an exothermic peak at 1017 8C due to thecrystallization on the cooling process. The HPHT sample also shows similar sharp endother-mic and exothermic peaks coupled with a broad endothermic peak starting from about500 8C. After melting the HPHT-treated sampledid not show the broad endothermicpeak in the second measurement.Single Crystal AnalysisThe two types of single crystals the HPHT-treated sample high-pressure phase orb-BaAl2Si2 and the annealed sample low-pressure phase or a-BaAl2Si2 were performedand the results are shown in Tables I and II. The high-pressure phase crystallized in the spacegroup I4/mmm isotypic with the popular crystal system of the ThCr2Si2 structure 21. Thisis isotypic with thehigh-temperture phase of b-BaAl2Ge2 reported by Leoni et al. 17. Theannealed or low-pressure phase crystallized in the space group Cmcm. This is isotypic withthe low-temperature phase of a-BaAl2Ge2 space group Pnma. The space group Cmcmfor a-BaAl2Si2 is a minimalnon-isomorphic supergroup of Pnma for a-BaAl2Ge2 22.The Si and Al sites cannot be distinguished by x-ray. The Si and Al sites of BaAl2Si2 HIGH-PRESSURE MODIFICATION OF BaAl2Si2 485 FIGURE 2 DTA curves of a annealed and b HPHT-treated samples.were tentatively assigned to the Ge and Al sites of BaAl2Ge2 respectively. Some typicalinteratomic lengths and bond angles are given in TableIII.Structural Details and TransitionsThe germanide analog BaAl2Ge2 has been studied by Leoni et al. 17. They found thatthe germanide shows a temperature dependent dimorphism the 3D network ofthelow-temperature a-phase the a-BaCu2Si2 structure 23 space group Pnma transformsinto the layer structured high-temperature b-phase theThCr2Si2 structure space groupI4/mmm. The transformation occurs reversibly at 1100 K and the crystal meltsincongruently at 1310 K. Similar dimorphisms were found in BaCu2S2 and BaCu2Se223 24. It is interesting to note that the b-phase of BaAl2Si2 in this study was obtainedas a high-pressure phase which is transformed into the a-phase by annealing at elevated486 S. YAMANAKA et al. TABLE III Main interatomic distances d and bond angles for a- and b-BaAl2Si2.a-BaAl2Si2 b-BaAl2Si2 Distances d A Distances d A Ba222Si 3.3182 Ba228Si 3.4483 Ba224Si 3.4303 Ba228Al 3.7951 Ba224Si 4.0402Ba222Si 4.5911 Ba224Al 3.5773 Ba224Al 3.6692 Ba222Al 4.0562 2Si Si2 2.5384 2Si Si2 3.4333 2Al Al2 2.5103 2Al Al2 2.9911 2Al Si22.5322 2Al Si2 2.5571 2.5483 Angles 8 Angles 8 2Si2 Al2 2Al 113.6110 2Si2 Al2 2Al 111.679 95.159 71.624 2Al2 Si2 2Si 113.6110 2Al2 Si22Si 111.676 84.859 108.383 119.247 126.2811temperatures. It is reasonable to consider that the a-phase of BaAl2Si2 should becharacterized as a low-pressure stable phase i.e. the dimorphism of BaAl2Si2 is pressuredependent. Note that the high-pressure phase of BaAl2Si2 was also obtained by arc-melting in the ambient pressure. This can be interpreted as follows: in the arc-melting themelted sample was rapidly cooled and quenched to room temperature and the surface ofthe melt was rst solidied into a hard crust. The melt inside the crust will bethencooled. If the sample volume of the melt increases upon the crystallization.。