III族氮化物的电学特性

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GaN半导体材料综述--功能纳米材料

GaN半导体材料综述课程名称:纳米功能材料与器件学生:XX学院:新材料技术研究院学号:XXXX班级:XXXX任课教师:顾有松评分:2021 -12目录1前言12GaN材料的性能研究12.1物理性质12.2化学性质22.3电学性质22.4光学性质33GaN材料的制备33.1金属有机化学气相外延技术(MOCVD)33.2分子束外延(MBE)43.3氢化物气相外延(HVPE)54GaN材料的器件构建与性能64.1GaN基发光二极管(LED)64.2GaN基激光二极管(LD)74.3GaN基电子器件84.4GaN基紫外光探测器85结论9参考文献91前言继硅〔Si〕引导的第一代半导体和砷化镓〔GaAs〕引导的第二代半导体后，以碳化硅〔SiC〕、氮化镓〔GaN〕、氧化锌〔ZnO〕、金刚石、氮化铝〔AlN〕为代表的第三代半导体材料闪亮登场并已逐步开展壮大。

作为第三代半导体的典型代表，GaN材料是一种直接带隙以及宽带隙半导体材料。

室温下其禁带宽度为3.4eV，具有高临界击穿电场、高电子漂移速度、高热导、耐高温、抗腐蚀、抗辐射等优良特性，是制作短波长发光器件、光电探测器以及高温、高频、大功率电子器件的理想材料。

随着纳米技术的开展，III族氮化物一维纳米构造在发光二极管、场效应晶体管以及太阳能电池领域都具有极大的潜在应用。

进入20世纪90年代以后，由于一些关键技术获得突破以及材料生长和器件工艺水平的不断提高,使GaN材料研究空前活泼，GaN基器件开展十分迅速。

基于具有优异性质的纳米尺寸材料制造纳米器件是很有意义的，GaN纳米构造特别是纳米线是满足这种要求的一种很有希望的材料[1]。

本论文主要介绍了GaN材料的性能研究、制备方法研究、器件构建与性能三个方面的容，并最后进展了总结性阐述，全面概括了GaN材料的根本容。

2GaN材料的性能研究2.1物理性质GaN是一种宽带隙半导体材料，在室温下其禁带宽度约为3.4 eV；Ga和N原子之间很强的化学键，使其具有高达1700℃的熔点；电子漂移饱和速度高，且掺杂浓度对其影响不大；抗辐射、介电常数小、热产生率低和击穿电场高等特点。

iii族氮化物半导体准范德华外延研究

iii族氮化物半导体准范德华外延研究序在当今科技发展迅猛的时代，半导体材料的研究和应用已成为各行各业的热点之一。

而在半导体材料中，iii族氮化物半导体准范德华外延研究备受关注。

本文将从多个角度深入探讨这一主题。

一、iii族氮化物半导体准范德华外延研究的背景iii族氮化物半导体准范德华外延研究作为半导体材料研究的一个重要分支，受到了广泛的关注。

iii族元素包括镓、铝和铟，它们与氮元素结合形成的氮化物半导体具有较大的能隙，优良的热稳定性和耐辐照性能。

这些特性使得iii族氮化物半导体在光电子、通信、电力电子等领域有着广泛的应用前景。

对iii族氮化物半导体准范德华外延的研究具有重要的科学意义和应用价值。

二、iii族氮化物半导体准范德华外延研究的关键技术在iii族氮化物半导体准范德华外延研究中，关键技术包括外延生长技术、外延薄膜的物理、化学性质的表征和器件制备技术等。

在外延生长技术方面，主要有分子束外延、金属有机化学气相外延、氮化物化学气相外延等技术路线。

这些技术在实现iii族氮化物半导体准范德华外延研究中具有重要的作用。

iii族氮化物半导体准范德华外延薄膜的表征涉及到结构、形貌、光学、电学、磁学等多个方面。

常用的表征手段包括X射线衍射、扫描电子显微镜、原子力显微镜、拉曼光谱等。

这些表征手段的综合应用可以全面了解iii族氮化物半导体准范德华外延薄膜的性能。

在器件制备技术方面，iii族氮化物半导体准范德华外延研究主要包括光电子器件和电力电子器件。

如光电子器件中的发光二极管、激光器、紫外探测器等，以及电力电子器件中的高电子迁移率晶体管、肖特基二极管等。

这些器件的研究和应用拓展了iii族氮化物半导体的领域。

三、iii族氮化物半导体准范德华外延研究的发展趋势随着科学技术的不断进步，iii族氮化物半导体准范德华外延研究也在不断取得突破。

未来的研究将主要围绕在外延技术的改进、薄膜性能的优化和器件制备的创新等方面展开。

iii族氮化物半导体准范德华外延研究

i. 理论基础在现代半导体器件领域，III族氮化物半导体材料因其优异的性能而备受关注。

其中，III族氮化物半导体准范德华外延研究更是成为国内外科研机构和企业的热点之一。

要深入了解这一领域的研究现状和前沿进展，我们首先需要了解III族氮化物半导体材料的基本特性和物理原理。

1. III族氮化物半导体的基本特性III族氮化物半导体是指由III族元素（如镓、铝、铟）和氮元素构成的化合物半导体材料。

它具有较大的带隙宽度、较高的电子饱和漂移速度和良好的光电特性，因此在光电子器件领域表现出出色的性能。

对III族氮化物半导体的研究，不仅可以推动光电子器件技术的发展，还有望在能源转换、光通信等领域有重要应用。

2. 准范德华外延技术准范德华外延技术是一种在晶体生长过程中控制材料质量和结构的关键技术。

通过准范德华外延技术，可以在衬底上沉积出具有较高结晶质量和较低晶格失配的III族氮化物外延层，从而获得高质量的半导体材料。

这对于制备高性能的光电子器件至关重要。

ii. 研究现状随着半导体器件领域的不断发展，III族氮化物半导体准范德华外延研究取得了许多重要进展。

通过对III族氮化物材料的结构优化和生长参数的精确控制，科研人员成功地实现了高质量、大尺寸的III族氮化物外延层的生长，并在此基础上制备了多种高性能光电子器件。

1. III族氮化物外延层的结构优化在III族氮化物外延层的研究中，科研人员通过优化生长温度、压力和气氛组成，成功地控制了外延层的结晶质量和晶格失配情况。

这些结构优化的工作为III族氮化物半导体材料的应用提供了重要基础。

2. 高性能光电子器件的制备利用准范德华外延技术生长得到的III族氮化物外延层，科研人员制备了多种高性能的光电子器件，如发光二极管（LED）、激光器等。

这些器件在光通信、照明等领域有着广泛的应用前景。

iii. 个人观点和展望III族氮化物半导体准范德华外延研究是一个具有重要科学意义和巨大应用潜力的领域。

ⅲ族氮化物发光二极管技术及其应用

ⅲ族氮化物发光二极管技术及其应用ⅲ族氮化物发光二极管（III-nitride light-emitting diode，简称LED）技术是一种利用ⅲ族元素（镓、铝、铟）和氮化物材料制造的发光二极管。

这种技术具有许多重要的应用，我将从技术原理和应用两个方面来详细解答。

首先，ⅲ族氮化物发光二极管技术的原理是基于ⅲ族元素和氮元素的化合物半导体材料。

这种材料具有直接能隙结构，能够发出可见光和紫外光。

通过在这种材料上引入杂质或者多量子阱结构，可以实现不同波长的发光。

此外，ⅲ族氮化物发光二极管还采用了多层结构和异质结构，以提高发光效率和光电性能。

在制备工艺上，需要采用金属有机化学气相沉积（MOCVD）等先进工艺，以确保材料的高质量和均匀性。

其次，ⅲ族氮化物发光二极管技术在实际应用中具有广泛的领域。

首先，在照明领域，ⅲ族氮化物LED已经成为替代传统照明的重要光源，具有节能、环保、寿命长等优点，被广泛应用于家庭照明、商业照明、汽车照明等领域。

其次，在显示领域，ⅲ族氮化物LED被应用于高清晰度显示屏、室内外大屏幕显示等，具有色彩丰富、对比度高等优势。

此外，在生物医学领域，ⅲ族氮化物LED还被用于光疗、生物成像等应用，具有辐射波长可调、光学输出稳定等特点。

此外，ⅲ族氮化物LED还在通信、激光器、传感器等领域有着重要的应用价值。

总的来说，ⅲ族氮化物发光二极管技术以其独特的发光原理和广泛的应用前景，成为了当今光电领域的研究热点之一，其在节能环保、医疗健康、信息通信等方面的应用前景十分广阔。

随着技术的不断进步和创新，相信ⅲ族氮化物发光二极管技术将会在未来发展出更多的潜在应用。

ⅲ族氮化物发光

ⅲ族氮化物发光
ⅲ族氮化物是指由ⅲ族元素（铝，镓，铟等）与氮元素组成的化合物，通常具有较高的硬度、熔点和热稳定性。

在光学领域中，ⅲ族氮化物主要应用于制备高亮度、高效率的LED发光器件。

ⅲ族氮化物发光机理主要是电子复合的过程。

在ⅲ族氮化物晶体中，存在大量的杂质离子和缺陷，这些杂质和缺陷会影响晶体的能带结构，从而造成电子和空穴的限制。

当外部电场作用于氮化物晶体时，电子和空穴被激发，并在杂质离子和缺陷位点复合，放出能量而发光。

此外，ⅲ族氮化物的发光波长与其能带结构有关，通过改变材料的组分、结构和掺杂等方法，可以调节发光波长和发光效率。

由于ⅲ族氮化物发光具有低功耗、高亮度和长寿命等优点，在照明和显示领域中有着广泛的应用。

例如，ⅲ族氮化物发光材料可以制备高效LED光源、白光LED、激光二极管等，被广泛应用于室内和户外照明、汽车照明、背光源、电视屏幕等高科技产品。

尽管ⅲ族氮化物发光材料在光学应用领域中有许多优点，但是其制备难度却相当大，主要包括以下几个方面：
1. 难以降低氮连续排列的能级，导致多倍频的发生，能量被多次分裂，增加对于能谱设计的要求。

2. 物理和化学性质较相近，导致相互渗透，形成杂质相，影响氮化物的性能和使用寿命。

3. 在匹配晶格参数方面存在瓶颈，使材料的性质受到了限制。

因此，未来需要专业化的制备设备和精准的材料设计，以实现ⅲ族氮化物材料的高效制备，推动其应用领域的不断拓展。

综上所述，ⅲ族氮化物发光材料在LED领域中有着广泛的应用前景，并且随着相关制备技术的不断进步，其应用范围将不断扩大。

非极性和半极性GaN的生长及特性研究

非极性和半极性GaN的生长及特性研究非极性和半极性GaN的生长及特性研究提要：氮化镓（GaN）是一种重要的宽能隙半导体材料，在光电子器件、高功率电子器件等领域有着广泛的应用前景。

本文主要研究了非极性和半极性GaN材料的生长方法及其特性，并对比了两种不同取向的GaN材料的优缺点。

1. 引言氮化镓是一种III-IV族氮化物半导体材料，具有较大的能隙，可用于制备高效的紫外光发射二极管和激光二极管。

GaN材料有三种主要取向，包括c-面极性、非极性和半极性，其中以c-面极性最为常见。

但是，非极性和半极性GaN也具有一些独特的性质和应用优势。

2. 非极性GaN的生长方法非极性GaN可以通过金属有机化学气相沉积（MOCVD）、分子束外延（MBE）等方法生长。

其中，MOCVD是最常用的方法之一。

通过调控生长参数，如温度、气流比等，可以控制非极性GaN的取向。

此外，还可以使用衬底工程技术，如衬底选择、衬底预处理等，来改善非极性GaN的生长质量。

3. 非极性GaN的特性研究非极性GaN的主要特性包括光电性能、电学性能和热学性能。

研究表明，非极性GaN具有较小的激子束缚能和较低的载流子损失，可用于制备高效的光电子器件。

此外，非极性GaN还具有较高的载流子迁移率和较好的热稳定性，可用于制备高功率电子器件。

4. 半极性GaN的生长方法半极性GaN的生长方法与非极性GaN类似，也可以使用MOCVD 和MBE等方法。

通过调控生长参数和衬底工程技术，可以获得较高质量的半极性GaN薄膜。

5. 半极性GaN的特性研究半极性GaN的特性研究主要集中在光学特性和电学特性。

研究表明，半极性GaN具有较大的外延晶格失配度和较强的光吸收能力，可用于制备紫外激光器。

此外，半极性GaN还具有较高的载流子迁移率和较快的载流子复合速率，可用于制备高速电子器件。

6. 对比和展望虽然非极性和半极性GaN具有各自的优势和应用前景，但也存在一些挑战和问题，如生长过程中的晶格失配等。

Ⅲ族氮化物异质结构二维电子气研究进展

１ Ⅲ 族氮化物极化性质
１．１ Ⅲ 族氮化物的晶格结构六方）和亚稳的闪锌矿（立方）两种结ａＮ、ＡｌＮ和ＩｎＮ具有稳定的纤锌矿（ Ⅲ 族氮化物Ｇ［６］因而电学性质也有显著差别。闪锌矿结构，两者的主要差别在于原子层的堆积次序不同，构氮化物在生长过程中不稳定，且不具有由晶格结构非理想性引起的自发极化性质，并且在目前普遍采用的蓝宝石衬底上生长的 Ⅲ 族氮化物即为纤锌矿结构，因此有关Ⅲ族氮化物异质结构的生长及研究大多基于该结构。如图１为纤锌矿Ｇ纤锌矿结构属于ａＮ的晶格结构示意图，六方晶系非中心对称Ｃ呈现［］与［两种相反的原子层排列方向，分别对应于０００１０００１］６ｖ点群，这种极性在Ｇ必须由实验Ｇａ面极化与Ｎ面极化，ａＮ薄膜的异质外延生长过程中不能预知，［］来确定。实验表明７，用金属有机物化学气相沉积（方法生长的ＧＭＯＣＶＤ）ａＮ通常呈Ｇａ面而用分子束外延（的方法得到的Ｇ如果先于衬底上生长一层极化，ＭＢＥ）ａＮ薄膜为Ｎ面极化，再进行分子束外延生长得到的Ｇ即从Ｎ面极化变为ＧＡｌＮ缓冲层，ａＮ极性反向，ａ面极化。具有不同的物理和化学性质。实验发现，ＧａＮ薄膜的Ｇａ面和Ｎ面是不等效的，Ｇａ面极化 Ⅲ
Ⅲ 族氮化物异质结构二维电子气研究进展
孔月婵，郑有 ?
（南京大学物理系，江苏省光电信息功能材料重点实验室，南京２）１００９３

三族氮化物

三族氮化物
三族氮化物是指化学元素周期表中的第三到第五周期中，氮族元
素（氮、磷、砷）与金属元素形成的化合物，简称三氮化物。

这类化
合物的特点是它们均为离子化合物，存在离子晶体的结构。

由于它们
具有很好的导电性和金属的物理性质，因此在材料领域中具有广泛的
应用。

三族氮化物的种类很多，其中最为常见的是氮化硼和氮化铝。

氮
化硼是由硼和氮两种元素组成的化合物，具有高硬度、高熔点和强的
化学惰性等特点，被广泛应用于制造火花塞、磨料、陶瓷等领域。

而
氮化铝则是由铝和氮两种元素组成的化合物，具有良好的导热性、高
熔点、低热膨胀系数等特点，被广泛应用于制造电子器件、高温设备
等领域。

此外，三族氮化物还包括氮化镓、氮化锗、氮化锌等化合物。

这
些化合物具有广泛的应用，如氮化镓可被用于制造半导体器件、光电
器件等领域，氮化锌可被用于制造发光二极管和太阳能电池等领域。

总的来说，三族氮化物是一类重要的功能材料，在许多领域中具
有广泛的应用。

它们的不同结构和化学特性为人们提供了许多制造高
性能材料的可能性，同时也促进了半导体器件等领域的发展。

未来，
随着材料科学技术的不断发展，这些化合物的应用领域将会更为广泛。

III族纳米氮化物的研究背景简介

AlN 玫瑰花状结构侧h面的 SEM 照片
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谢谢大家
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目前 AlN 纳米结构的主要制备方法
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直流电弧等离子体方法是一种重要的制备纳米材料的方法，特别是制备一些高熔点的化合物，如氮化物、碳化物、氧化物、硅化物等。电弧放电可以产生极高的温度，可以达到几千度以上，并且在电弧区内存在很大的温度梯度。而等离子体则是由电弧放电在阴阳两极之间产生的电子、离子、原子等混合气体，它是一种高活性、高电离程度、高温的气体，极具反应活性。过去，直流电弧等离子体方法被较多的应用在制备纳米粒子上，近几年，也有一些利用该方法制备出一维纳米结构的报导。利用直流电弧等离子体的这些特性，将金属铝、镓、钪、钇等熔化、蒸发，氮气或者氮气与氨气的混合气体电离。这些金属蒸气与反应气体电离后的活性粒子相互发生反应，成核，最后在基底上温度合适的位置生长出晶体。
氮化铝纳米材料的研究背景简介
• 在 III 族氮化物半导体材料中，AIN 与其它两种材料相比，其具有禁带最宽的直接带隙，带间跃迁发射波长可进入深紫外波段，使其成为制备紫外/深紫外光电子器件的理想材料。特宽带隙的 AIN 还可以作为其它发光体的基体材料。AlN 具有高的热导率(319W·m-1·K-1) ；低的介电常数 (1 MHz 下约为 8.0) ; 低的热膨胀系数 (293～773 K, 4.8 ×10- 6K-1)；高电阻(体电阻率大于1014Ω·cm)、低密度(理论密度 3.26 g·cm-3)；低的介电系数和介电损耗；高硬度；高强度; 高绝缘性和无毒害等等优异的物理化学特性, 被广泛用于高级陶瓷、复合材料和电子材料等领域。特别是电子工业方面有着广泛的应用：如切割工具, 高聚物和玻璃材料添加剂, 电子基片, 保护层材料, 光电应用,

ⅲ族氮化物发光

ⅲ族氮化物发光
ⅲ族氮化物是一类重要的半导体材料，具有优良的光电性能。

其中，氮化镓、氮化铝和氮化铟是最常见的三种材料。

由于它们具有宽带隙、高电子迁移率和较高的光致发光效率等特点，因此在光电器件领域得到了广泛应用。

ⅲ族氮化物材料在室温下有较强的紫外光发射，但是由于其固有的电子和空穴浓度不对称，导致难以实现宽光谱发射。

为了解决这个问题，研究者采用了多种方法来改善它们的光电性能，例如掺杂、压力调控、界面调控等。

其中，掺杂是最常用的方法之一。

通过掺杂，可以调节ⅲ族氮化物的导电性和光电性能，从而实现不同波长的发射。

例如，通过掺杂镓或铝等杂质，可以实现ⅲ族氮化物的紫外-可见光谱发射，而掺杂
铟可以实现红外光谱发射。

除此之外，压力调控也是一种有效的方法。

通过施加高压，可以改变ⅲ族氮化物的晶体结构和能带结构，从而实现更宽的光谱发射。

此外，界面调控也可以在ⅲ族氮化物发光中发挥作用。

通过改变ⅲ族氮化物和其他材料之间的界面结构，可以控制其能带结构和光学性质，从而实现定制的发光特性。

总的来说，ⅲ族氮化物具有优良的光电性能，尤其是在半导体激光器、LED等光电器件中得到了广泛应用。

在未来，随着对其物理特性的深入了解以及新技术的发展，ⅲ族氮化物的应用前景将更加广阔。

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温度对hemt器件的影响研究

(5)高稳定性：GaN宽禁带半导体材料基本不受任何化学溶剂的腐蚀，因而宽禁带半导体器件适合于在恶劣环境下应用。
(6)小的介电常数：GaN的相对介电常数为9.8，比硅和砷化镓都小。因此，在相同掺杂浓度和外加电压的条件下，GaN器件pn结电容较小，适合于高频应用。
随着AlGaN/GaN异质结材料性能的不断提高，AlGaN/GaN HEMT的性能也得到了不断提高。1999年，Gaska等人在SiC衬底AlGaN/GaN HEMT获得高达9.2W/mm@8GHz的功率密度[1.10]。2001年，Vinaya等人制造的SiC衬底AlGaN/GaN HEMT功率密度达到10.7W/mm@10GHz[1.11]。
通常用于表征半导体材料高频大功率应用潜力的指标有两个：Baliga品质因数[1.3]和Johnson品质因数[1.4]。
Baliga品质因数表达式为
BFOM=ε0μEB2
其中，ε0为介电常数，μ为迁移率。
Johnson品质因数的表达式为
JMF=
其中EB为击穿电场，vs为电子飘移饱和速度。
在表1.1中这两个参数分别表示为对Si归一化的数值。从表1.1可以看到，GaN基异质结的Baliga品质因数和Johnson品质因数最高，因而最适合于制作微波大功率器件。作为新一代的微波功率器件，AlGaN/GaNHEMT将成为微波大功率器件发展的方向[1.5]。
(4)高的热导率：SiC热导率约是Si的两倍，是GaAs的6倍多，并且超过了金属铜。GaN与SiC的晶格失配较小，可以在SiC衬底上进行高质量GaN材料的异质外延，因此GaN器件可以充分利用SiC的高热导率特性。热导率决定了器件提高输出功率的难易程度，并影响器件的高温特性，采用高热导率材料可以缩小器件的芯片面积、提高功率密度；用SiC衬底GaN材料制造的电力电子器件可以比硅器件在同等耐压能力下传输更高的电流密度，而作为集成电路材料则可以使电路的集成度大大提高。

三元氮化物

三元氮化物三元氮化物，是一种由三种不同元素构成的化合物，其中一种元素是氮。

三元氮化物在化学研究和工业制备中具有广泛的应用，特别是在材料科学和电子工程领域。

以下是关于三元氮化物的详细介绍：1. 什么是三元氮化物？三元氮化物是一种由三种元素构成的化合物，分别是氮、过渡金属和第三组元素，如铝、镓和硼等。

三元氮化物通常采用化学气相沉积（CVD）或物理气相沉积（PVD）等方法制备。

2. 三元氮化物的性质三元氮化物是一种高温、高硬度、高化学稳定性的材料，可用于制备复杂形状的器件。

它们具有优异的热导率、电绝缘性和光学透明性，使其在透明导电膜、热界面材料、散热器和光学器件等方面得到广泛应用。

此外，某些三元氮化物还具有磁性，可以用于制备自旋电子器件。

3. 三元氮化物在电子工程中的应用三元氮化物常用于制备微电子器件，如功率器件、射频器件和高速晶体管等。

由于它们的高电绝缘性和强电场韧性，三元氮化物还是制备高亮度发光二极管（LED）的理想材料。

三元氮化物还是制备高电子迁移率晶体管（HEMT）的主要材料，HEMT在射频和微波通信系统等方面有着重要的应用。

4. 三元氮化物的未来发展随着电子工程领域的发展，对更高性能、更稳定、更可靠的器件材料的需求不断增加。

因此，三元氮化物将在未来得到更加广泛的应用，并可能成为制备下一代微电子组件的主要材料之一。

在未来，我们有望看到更多的三元氮化物制备的器件出现在我们的生活和工作中。

总之，三元氮化物是一种性能优异的材料，应用广泛。

具有高温、高硬度、高化学稳定性和高电绝缘性等特性，其中某些三元氮化物还具有磁性。

尤其是在电子工程领域，三元氮化物的应用也越来越广泛。

我们可以期待，未来三元氮化物的应用将更加广泛，将在许多领域实现更多的突破和创新。

不同价态Mn掺杂InN电子结构、磁学和光学性质r的第一性原理研究

不同价态Mn掺杂InN电子结构、磁学和光学性质r的第一性原理研究徐大庆;赵子涵;李培咸;王超;张岩;刘树林;童军【摘要】采用密度泛函理论体系下的广义梯度近似GGA+U平面波超软赝势方法,在构建了纤锌矿结构的InN超胞及三种不同有序占位Mn2+,Mn3+价态分别掺杂InN超胞模型,并进行几何优化的基础上,计算了掺杂前后体系的电子结构、能量以及光学性质.计算结果表明:Mn掺杂后体系总能量和形成能降低,稳定性增加,并在费米能级附近引入自旋极化杂质带,体系具有明显的自旋极化现象.掺杂不同价态的Mn元素对体系电子结构和磁学性质产生了不同的影响.电子结构和磁性分析表明掺杂体系的磁性来源于p-d交换机制和双交换机制的共同作用,Mn3+价态掺杂有利于掺杂体系的居里温度达到室温以上.与未掺杂InN相比,不同价态Mn元素掺杂后体系的静态介电函数显著增大,掺杂体系介电函数虚部和吸收光谱在低能区域出现了较强的新峰,分析认为这些新峰主要来自与费米能级附近自旋极化杂质带相关的跃迁.【期刊名称】《物理学报》【年(卷),期】2018(067)008【总页数】13页(P215-227)【关键词】Mn掺杂InN;不同价态;电子结构;光学性质【作者】徐大庆;赵子涵;李培咸;王超;张岩;刘树林;童军【作者单位】西安科技大学电气与控制工程学院, 西安 710054;西安科技大学电气与控制工程学院, 西安 710054;西安电子科技大学先进材料与纳米科技学院, 西安710071;西安微电子技术研究所, 西安 710015;西安科技大学电气与控制工程学院, 西安 710054;西安科技大学电气与控制工程学院, 西安 710054;西安科技大学电气与控制工程学院, 西安 710054【正文语种】中文1 引言在半导体中同时利用电子的电荷和自旋属性,把标准的微电子技术与自旋相关效应相结合,有可能实现包括自旋场效应晶体管、自旋激光器、自旋随机存储器等在内的各种新颖的半导体自旋电子器件.实现实用化半导体自旋电子器件的基本条件之一是在半导体材料和器件中实现室温自旋极化电子的高效注入.稀磁半导体(dilute magnetic semiconductors,DMSs)兼具半导体材料和磁性材料的性质,被认为是解决半导体自旋电子器件自旋极化电子高效注入难题的理想材料.目前,大多数DMSs 材料的居里温度(TC)低于室温,因此研制具有室温铁磁性的DMSs是半导体自旋电子学领域研究的巨大挑战和重要目标[1].此外,由于DMSs的磁性形成机制尚存在争议,探讨DMSs磁性的起源和磁交换方式也是DMSs领域研究的一项重要任务. InN作为一种重要的III族氮化物,具有高的电子迁移率和低的电子有效质量,在光电器件、高频率高速率器件和高功率微波器件等方面具有广泛的应用前景.研制基于III族氮化物InN的DMSs,可以在利用现有的III族氮化物半导体材料制备技术的同时,能有效、快速地与已有的III族氮化物半导体电子器件相结合制备集合电学、光学以及磁学特性的多种功能的新型半导体自旋电子器件.近几年,有研究报道了在InN纳米结构和薄膜中存在室温铁磁性[2−6],也有研究机构对掺杂InN基DMSs体系进行了研究[7−10],虽然也报道了存在室温铁磁性,但材料的磁性起源及形成机制尚不明确,还有待深入研究.过渡元素Mn离子在III-V族化合物半导体中大多数情况下以Mn2+(d5,S=5/2)价态存在[11,12],但在一定条件下,也可以Mn3+(d4,S=2)价态存在[13−15],而Mn2+和Mn3+性质的差异会对掺杂半导体材料的物理特性产生不同的影响.本文采用第一性原理方法对Mn2+,Mn3+分别掺杂InN的电子结构、能量、磁学以及光学性质进行了理论计算和比较分析,发现InN中过渡元素Mn离子价态的改变对材料的电子结构、能量、磁交换方式和光学性质有显著的影响.本文对III族氮化物InN基DMSs掺杂过渡元素的价态及其相关研究,有助于进一步揭示III族氮化物基DMSs磁有序的微观机理,为新型III族氮化物基DMSs及器件的研发奠定物理基础.2 模型构建和计算方法2.1 模型构建计算所用的理想模型是InN纤锌矿结构,属于P63mc空间群,对称性为本研究所用晶胞是基于InN原胞建立的(3×3×2)超胞模型,掺杂时用Mn取代InN中的In.为研究Mn掺InN体系的晶体结构、稳定性以及判断磁性特征,分别构建了两个Mn 原子替换两个In原子的三种相同掺杂量不同空间有序占位的In34Mn2N36超胞模型,如图1(a)—(d)所示.图1 (a)InN超晶胞的透视图及In34Mn2N36超晶胞的透视图;(b)结构I;(c)结构II;(d)结构IIIFig.1.(a)InN supercell and schematic structure of Mn double-doped InN;(b)configuration I;(c)configuration II;(d)configuration III(the blue,gray,purple spheres represent N,In and Mn atoms,respectively).2.2 计算方法采用基于密度泛函理论体系下的广义梯度近似(GGA+U)平面波超赝势方法的Castep软件[16],分别对未掺杂纤锌矿InN超胞和三种不同有序占位Mn2+/3+价态分别掺杂InN超胞模型进行几何结构优化和相关性能计算.在计算中,选取In,N 和Mn原子的价电子组态分别为:In 4d105s25p1,N 2s22p3,Mn 3d54s2,截断能取350 eV,自恰收敛精度为1×10−6eV/atom,原子间相互作用力收敛标准为0.03 eV/nm,单原子能量的收敛标准为1.0×10−5eV/atom,晶体内应力收敛标准为0.05 GPa,原子的最大位移收敛标准为0.001 nm.因为广义梯度近似与局域密度近似在计算中往往低估总交换能,因此存在低估带隙的问题.计算通过引入Hubbard 参数U(库仑作用能)来描述原子间强相关作用,所有体系中In的5p电子态和N的2p电子态分别取值U=4.0 eV和U=4.5 eV,Mn的3d电子态取值U=3.5 eV.3 结果与讨论3.1 体系结构和稳定性分析为了研究Mn的不同价态对掺杂InN的影响,首先对未掺杂InN及Mn2+/3+价态分别掺杂InN的晶胞进行几何结构优化,计算中利用实验晶格参数先对InN超胞进行了几何结构优化,所得晶格结构参数与文献值的比较如表1所列.优化后c/a分别为1.6109,与文献[17]值1.6114符合得很好,偏差仅为0.3103‰,说明了本文计算方法的可靠性.可以看出Mn掺杂以+2价态存在时的超胞体积和晶格常数略有增大,这主要是由于Mn2+的离子半径为0.083 nm,略大于In3+的离子半径(0.081 nm),所以Mn2+掺入后会引起超胞体积和晶格常数有所增大.对于Mn掺杂以+3价态存在时,超胞体积和晶格常数则略有减小,这主要是Mn3+的离子半径为0.0645 nm,小于In3+的离子半径,所以Mn掺杂以+3价态存在时,会引起超胞体积和晶格常数减小.表1 InN和Mn2+/3+价态分别掺杂InN晶格常数的优化计算值Table 1.The lattice parameters and volume of the pure and Mn doped InN after geometry optimized.类型 a,b,c/nm a,b,c/nm V/nm3本文文献[17]InN0.3508 0.5651 0.3533 0.5693 1.0843 In34Mn2+2N360.35100.5654——1.0861 In34Mn3+2N360.35060.5646—— 1.0816文献[10,18,19]报道,当Mn掺杂III族氮化物InN,GaN其掺杂量在0—10 at.%之内时,掺杂体系仍为纤锌矿结构,本文Mn掺杂InN,掺杂比例约为2.78 at.%,因此掺杂体系结构不会发生相变,满足本文限定的InN为纤锌矿结构的要求,这也保证了Mn掺杂InN计算结果的可靠性.掺杂体系形成能是判断有序体系结构稳定性和掺杂难易程度的重要依据之一.为了说明Mn掺杂对InN体系稳定性和掺杂难易程度的影响,计算了不同空间有序占位Mn2+/3+价态分别掺杂InN的形成能,表达式如下[20]:(1)式中,E(doped_InN)是掺Mn后的体系总能量,E(InN)是与掺杂体系相同大小的未掺杂InN超胞体系总能量,E(doped)和E(In)分别是Mn和In最稳定(基态)金属晶体的单个原子的能量,EN(N2)是N2分子中单个N原子的能量,n是掺杂Mn原子的个数,m是被替换In原子的个数,l是被替换N原子的个数.体系总能量和形成能的计算结果列于表2中.表2 不同空间有序占位Mn2+/3+价态分别掺杂InN的总能量和形成能Table 2.Total energies and formation energies for dif f erent systems ofMn2+/3+doped InN.类型 In34Mn2+2N36 In34Mn3+2N36结构I 结构II 结构III 结构I 结构II 结构III E(doped_InN)/eV−63976.9377−63976.4961−63976.7232−63977.5134−63977.1745−63977.3359 E(InN))/eV−65792.1453−65792.1453−65792.1453−65792.1453−65792.1453−65792.1453 E(doped)/eV −650.6855 −650.6855 −650.6855 −650.6855 −650.6855 −650.6855 E(In)/eV −1560.2739−1560.2739 −1560.2739 −1560.2739 −1560.2739 −1560.2739 Ef/eV−3.9691 −3.5275 −3.7546 −4.5448 −4.2059 −4.3674由表2可以看出,Mn2+掺入后三种不同有序占位双掺体系的形成能分别为−3.9691,−3.5275,−3.7546 eV,Mn3+掺入后形成能分别为−4.5448,−4.2059,−4.3674 eV,掺杂形成能越小,形成的结构越稳定、掺杂越容易.计算结果表明,Mn2+/3+价态分别替位In3+后掺杂体系都能够形成稳定的结构,与文献[8,10,18,21]报道的结果相符合.可以看出,与Mn2+掺杂InN相比较,Mn3+掺杂InN形成能更低,结构更稳定.3.2 能带结构和态密度分析利用几何优化后的晶体结构计算了未掺杂InN及Mn2+/3+价态分别掺杂InN的能带结构和态密度.图2(a)为InN的能带结构图.InN材料的带隙问题,虽然有文献报道认为其带隙为0.6—0.9 eV[22],而不是先前普遍接受的1.9 eV,但也有报道分析认为窄带隙是由InN中存在深的缺陷能级所造成的,InN的真正带隙约在1.25—1.30 eV[23].本文采用GGA+U的方法进行带隙修正,所得的带隙值约为 Eg=1.242 eV.图2(b)—(d)给出了InN的总态密度和分波态密度,从图中可以看到,InN的下价带主要是N的2s态、In的4d态及少量In的5s5p态和N的2p态贡献的;中价带主要是In的4d态、N的2s2p态及少量In的5s5p态贡献的;上价带主要是N 的2p态、In的5s5p态及少量In的4d态和N的2s态贡献的.对于InN的导带部分,主要是来源于In的5s5p态和N的2s2p态的贡献.图2 InN的能带结构和态密度图 (a)能带结构图;(b)InN总态密度;(c)In分波态密度;(d)N分波态密度Fig.2.(a)Energy band structure of InN;(b)total density-of-states DOS for InN;(c)partial DOS for In;(d)partial DOS for N.图3 (a)和图3(b)为Mn2+掺杂InN的能带结构.掺杂后依然表现为直接带隙,并且能带结构变得更加紧密,这表明Mn2+掺杂使不同原子之间的相互作用增强.Mn2+掺杂后最显著的变化是能带图中位于价带顶上方出现了与Mn有关的自旋极化杂质带.从图3(a)和图3(b)中可以看出,费米能级与自旋上部分的能带相交,同时处于自旋下部分的能隙中.图3(c)—图3(f)为Mn2+掺杂InN的分波态密度以及In,Mn最邻近N和Mn的分波态密度.从图3(c)可以看出,自旋上和自旋下的总态密度呈现非对称性,这表明体系具有明显的自旋极化现象.由图3(c)并结合图3(d)—图3(f)可见,−15.6—−13.6 eV附近的峰值位主要来源于In的4d态和N的2s态,−13.4—−9.8 eV附近的峰值位主要来源于In的4d态和N 的2s2p态;−7.3—−0.5 eV附近的峰值主要来源于N的2p态、Mn的3d态、In的5s5p态以及少量In的4d 态和N的2s态;−0.5—0.5 eV附近的峰值主要来源于Mn的3d态和N的2p态.可以看到,Mn的3d态与N的2p态有强烈的杂化效应.图3 Mn2+掺杂InN的能带结构和态密度图 (a)自旋上能带结构;(b)自旋下能带结构;(c)Mn2+掺杂InN总态密度;(d)In的分波态密度;(e)Mn最邻近N的分波态密度;(f)Mn的分波态密度Fig.3.Energy band structure of Mn2+ions doped InN:(a)Spin up;(b)spin down and DOS curves for Mn-doped InN;(c)total DOS for Mn-doped InN;(d)partial DOS for In;(e)partial DOS for N nearest neighbor to Mn;(f)partial DOS for Mn.图4 为Mn3+掺杂InN的能带结构和态密度图.由(图4(a)和图4(b)能带结构图)可以看到,与Mn2+掺杂InN相同,Mn3+掺杂后能带结构变得更加紧密,费米能级与自旋上部分的能带相交,同时处于自旋下部分的能隙中.能带结构图显示Mn3+价态掺杂体系发生了半导体-金属性转变,表现为半金属性.由图4(c)并结合图4(e)—(f)可见,与Mn2+价态掺杂体系态密度不同之处主要体现在位于价带顶上方与Mn有关的自旋极化杂质带明显展宽,且峰的强度明显减弱,同时位于价带底部的Mn的自旋上峰和位于导带底部Mn的自旋下峰均显著增强.通常用p-d交换相互作用和双交换相互作用两种机制解释DMSs的铁磁性起源,但很难将某个DMSs毫无疑义地分类到一种磁交换相互作用机制中,而这两种交换相互作用对DMSs磁性主导作用的相对重要性取决于体系的电子结构,尤其是掺杂过渡元素d电子态的分裂分布以及杂质能带与费米能级的相对位置[24−26].对于Mn2+/3+价态掺杂InN,从Mn的分波态密度(如图3(f)和图4(f)所示)可以看到,由于交换劈裂使得Mn的3d态分裂为深入价带的上自旋态和深入导带的下自旋态,在晶体场和轨道杂化的作用下,过渡元素Mn离子的3d轨道进一步分裂形成了位于价带中的成键tb态和位于禁带中费米能级附近的反键ta态以及位于tb态和ta 态之间的e态.这表明Mn掺杂InN中p-d交换相互作用和双交换相互作用在磁交换中起着重要作用.图4 Mn3+掺杂InN的能带结构和态密度图 (a)自旋上能带结构;(b)自旋下能带结构;(c)总态密度;(d)In的分波态密度;(e)Mn最邻近N的分波态密度;(f)Mn的分波态密度Fig.4.Energy band structure of Mn3+ions doped InN:(a)Spin up;(b)spin down and DOS curves for Mn-doped InN;(c)total DOS for Mn-doped InN;(d)partial DOS for In;(e)partial DOS for N nearest neighbor toMn;(f)partial DOS for Mn.3.3 磁性分析为了进一步分析掺杂体系的磁学特性,计算了不同空间有序占位Mn2+/3+价态分别掺杂InN样品的铁磁(FM)与反铁磁(AFM)的总能量、每个磁性过渡元素原子AFM与FM的相对能量差∆E=(EAFM−EFM)/2和总磁矩,计算结果如表3所列. 表3 不同空间有序占位Mn2+/3+价态分别掺杂InN的AFM和FM总能量、总能量之差和总磁矩Table 3.Total energies of AFM and FM,dif f erence of total energies and total magnetic moments for dif f erent systems ofMn2+/3+doped InN.类型 In34Mn2+2N36 In34Mn3+2N36结构I 结构II 结构III 结构I 结构II 结构III EFM/eV −63976.9377 −63976.4961 −63976.7232 −63977.5134 −63977.1745 −63977.3359 EAFM/eV −63977.2310−63977.1741 −63977.2835 −63977.2525 −63977.1692−63977.2738∆E/meV −146.65 −339.0 −280.15 130.45 2.65 31.06总磁矩/µB ——— 8.0 8.0 8.0由平均场近似所给出DMSs的居里温度(TC)可近似表示为[24]其中,kB为玻尔兹曼常数,TC是估算DMSs的居里温度,∆E是每个磁性过渡元素原子AFM与FM之间的能量差.从(2)式可见,∆E越大,TC亦越大.计算结果显示不同空间有序占位Mn2+/3+价态分别掺杂InN体系中,Mn2+双掺杂体系的E均小于热能kBT(30 meV)[27],而三种不同空间有序占位Mn3+双掺杂InN的E均大于零,且结构I和III空间有序占位Mn3+双掺杂InN的E大于热能kBT(30 meV),这表明对Mn掺杂InN体系而言,Mn掺杂的不同价态和空间有序占位对形成稳定的铁磁有序有着明显的影响,当Mn掺杂以+3价态存在时有利于掺杂体系形成稳定的铁磁有序,也预示着有可能获得Mn掺杂InN体系的室温铁磁性.这与文献[10,18]报道的结果相符合.图5和图6分别为三种不同空间有序占位Mn2+和Mn3+价态掺杂InN中Mn的分波态密度.对比图5和图6可以看出,Mn以+3价态存在时位于价带底的自旋上tb态明显增强,尤其是位于导带底的自旋下态显著增强.计算表明(如表4所列),三种不同空间有序占位掺杂体系中Mn3+价态掺杂的tb/ta峰强比明显大于Mn2+价态掺杂的tb/ta峰强比.这表明在Mn3+价态掺杂InN中p-d交换相互作用对磁性能的主导作用强于Mn2+价态掺杂,由于p-d交换相互作用主导下材料居里温度与过渡元素掺杂浓度成正比,而双交换相互作用主导下材料居里温度与过渡元素掺杂浓度的开方成正比[24],因此在同样掺杂浓度下Mn以+3价态存在时材料更容易获得高的居里温度.这与3.2节的计算结果相一致.图5 Mn2+双掺杂InN不同空间有序占位Mn的分波态密度 (a)结构I;(b)结构II;(c)结构IIIFig.5.Partial DOS curves for Mn of Mn2+doped InN:(a)Configuration I;(b)configuration II;(c)configuration III.图6 Mn3+双掺杂InN不同空间有序占位Mn的分波态密度 (a)结构I;(b)结构II;(c)结构IIIFig.6.Partial DOS for Mn of Mn3+doped InN:(a)ConfigurationI;(b)configuration II;(c)configuration III.表4 不同空间有序占位Mn2+/3+价态掺杂InN中Mn的3d电子成键态tb、反键态ta峰强及峰强比Table 4.Peak intensity and peak intensity ratio of Mn 3d electronic bonding state tband anti-bonding state tafor dif f erent orderly placeholder Mn2+/3+doped InN.类型 In34Mn2+2N36In34Mn3+2N36结构I 结构II 结构III 结构I 结构II 结构III tb 1.8358 1.8255 1.8766 2.1576 1.8837 1.9141 ta 0.8060 0.9761 0.8611 0.5920 0.5312 0.7221 tb/ta 2.2778 1.8702 2.1793 3.6443 3.5463 2.6507该发现对于通过控制掺杂过渡元素价态调节主导掺杂体系磁性能的磁交换相互作用,实现对材料磁性能的调控提供了一个新的研究方向,也将有助于进一步揭示III族氮化物基DMSs磁有序的微观机理,为新型III族氮化物基DMSs及器件的研发奠定物理基础.3.4 光学特性通过研究固体中的光吸收和光发射,可以获得有关固体中的电子状态、杂质缺陷态等多方面的信息.半导体的宏观光学性质可由与固体的电子结构相联系的复介电函数ε= ε1(ω)+iε2(ω)来描述,介电函数的虚部ε2(ω)可以通过计算电子在能带间的跃迁得到,介电函数实部ε1(ω)可利用Krames-Krönig关系由ε2(ω)推得,其他诸如吸收系数α(ω)、反射率R(ω)、折射率n(ω)和损失函数L(ω)等光学常数均可由ε1(ω)和ε2(ω)推算得到[28,29]:式中下标c,v分别表示导带和价带,BZ为第一布里渊区,K为倒格矢,|Mc,v(K)|为动量矩阵元,Ec(K)和Ev(K)分别为导带和价带的本征能级.3.4.1 复介电函数图7为计算所得Mn掺杂前后InN的介电函数实部ε1(ω)和虚部ε2(ω). 从图7(a)中可以看出,未掺杂InN的介电函数虚部ε2(ω)出现五个峰值.从态密度图能够看出,其中2.168 eV处的峰主要源于N-2p和In-5p(上价带)到In-5s和N-2s2p(导带底)之间的跃迁,3.443 eV处的峰主要是由于In-5p和N-2p(上价带)到N-2s2p和In-5s5p(下导带)之间的跃迁引起的,4.8152 eV处的峰主要是来自In-5p和N-2p(上价带)到In-5s5p和N-2s2p(中导带)以及In-5p和N-2p(上价带)到In-5s5p 和N-2s2p(下导带)之间的跃迁,10.3341 eV处的峰主要是来自In-5s和 N-2p(上价带)到In-5s5p和N-2s2p(上导带)之间的跃迁,16.113 eV处的峰主要来源于In-4d和N-2s(中价带)到In-5s5p和N-2s2p(上导带)间的跃迁以及N-2s和In-4d(下价带)到In-5s5p和N-2s2p(下导带)之间的跃迁.与未掺杂InN相比可知,Mn 的掺入使得InN的介电常数实部ε1(0)显著增大,且随着光子能量的增加迅速减小;对于Mn2+掺杂InN和Mn3+掺杂InN,介电函数虚部ε2(ω)曲线在高能范围(2—25 eV)和未掺杂InN的情形基本一样,而在低能范围内(0—2 eV)和未掺杂InN存在较大差异.Mn2+掺杂InN介电函数的虚部ε2(ω)在0.1656 eV左右,Mn3+掺杂InN介电函数的虚部ε2(ω)在0.2838 eV左右分别出现一强的新峰,其中Mn2+掺杂InN在0.1656 eV处峰值达到16.025,明显高于Mn3+掺杂InN在0.2838 eV 处的峰值2.72.从能带结构和态密度图(图3和图4)可以看到,由于Mn 3d电子态和N 2p电子态之间强烈的杂化效应,在费米能级附近形成新的自旋极化杂质带,并且Mn3+掺杂InN中形成该自旋极化杂质带的Mn 3d电子态和N 2p电子态在费米能级附近的峰值强度明显弱于Mn2+掺杂对应峰的峰强.分析认为Mn2+掺杂及Mn3+掺杂InN介电函数虚部ε2(ω)在低能区分别出现的新峰可能主要来自价带顶与自旋极化杂质带之间的跃迁.图7 介电函数实部和虚部 (a)未掺杂InN;(b)Mn2+双掺InN;(c)Mn3+掺杂InNFig.7.The real part and the imaginary part of the dielectric functionof(a)the pure InN and(b)Mn2+doped InN,(c)Mn3+doped InN were calculated,respectively.3.4.2 吸收光谱图8 为未掺杂InN及Mn2+,Mn3+分别掺杂InN的吸收系数与能量的关系.对未掺杂InN,可以看到在能量低于1.021 eV的范围,对光的吸收损失为零.当光子能量大于1.021 eV后,吸收系数开始逐渐增大.在6.556 eV处吸收系数达到最大峰值.在能量为10.553 eV处出现第二个吸收峰,在能量为16.445 eV处出现第三个吸收峰.吸收谱的特征与介电函数虚部与能量的关系基本一致.对比InN和Mn2+/3+分别掺杂InN的吸收系数,可以看到Mn2+掺杂后体系在0.9380 eV处出现吸收峰,Mn3+掺杂后体系在0.8305 eV处出现吸收峰,这两个峰是未掺杂InN所没有的,其中Mn2+掺杂InN在0.9380 eV处的峰值达到27175,明显高于Mn3+掺杂InN在0.8305 eV处的峰值8231.分析认为,对于Mn2+,Mn3+分别掺杂InN,在0.9380 eV和0.8305 eV出现的吸收峰可能主要源于费米能级附近自旋极化杂质带和导带之间的跃迁.对于Mn3+掺杂InN,由于位于价带顶上方费米能级附近与Mn有关的自旋极化杂质带相对于Mn2+掺杂InN对应的杂质带向导带方向展宽了约0.1 eV,同时自旋极化杂质带的强度也明显降低,使得Mn3+掺杂InN中对应的吸收峰位移至0.8305 eV,且强度显著降低.研究结果表明,Mn掺杂后体系的静态介电函数显著增大,掺杂体系介电函数虚部和吸收光谱在低能区分别出现了较强的新峰,结合能带结构和电子态密度分析,认为这主要是由与Mn掺杂在费米能级附近所产生的自旋极化杂质带相关的跃迁所致.这与文献[11,30,31]关于III-V族化合物中Mn掺杂杂质能级的报道分析相符合.从计算结果可以看出,Mn2+掺杂与Mn3+掺杂InN材料介电函数虚部和吸收光谱分别在低能区出现的新峰峰位几乎一致,但与Mn3+掺杂InN相比较,Mn2+掺杂InN 材料介电函数虚部低能区出现的新峰峰值增大近6倍,吸收光谱低能区出现的新峰峰值增大3倍多,这表明Mn2+掺杂InN材料相应的光学效率更高,此发现对一定的InN基光学器件有潜在的应用前景.图8 吸收系数 (a)未掺杂InN;(b)Mn2+掺杂InN;(c)Mn3+掺杂InNFig.8.Absorption of(a)the pure InN and(b)Mn2+dopedInN,(c)Mn3+doped InN were calculated,respectively.4 结论采用基于密度泛函理论的平面波超软赝势方法,结合GGA+U计算了未掺杂纤锌矿InN超胞、三种不同有序占位Mn2+,Mn3+分别掺杂InN的电子结构、能量以及光学性质.研究表明,掺杂后体系总能量和形成能降低,稳定性增加,掺杂不同价态的Mn元素对体系电子结构、磁学和光学性质产生了不同的影响.电子结构分析表明,由于Mn 3d电子态和N 2p电子态之间强烈的杂化效应,在费米能级附近引入自旋极化杂质带,掺杂体系具有明显的自旋极化现象.磁性分析认为掺杂体系中的磁性来源于p-d交换机制和双交换机制的共同作用,Mn3+价态掺杂增强了p-d交换相互作用的主导作用,在同样掺杂浓度下Mn以+3价态存在有利于掺杂体系获得高的居里温度.与未掺杂InN相比,掺杂后体系的静态介电函数显著增大,掺杂体系介电函数虚部和吸收光谱在低能区分别出现了较强的新峰,分析认为介电函数虚部和吸收光谱中的新峰正是由于与费米能级附近自旋极化杂质带相关的跃迁所致.参考文献[1]Dietl T,Ohno H 2014 Rev.Mod.Phys.86 187[2]Roul B,Kumar M,Bhat T N,Rajpalke M K,Krupanidhi S B,KumarN,Sundaresan A 2014 J.Nanosci.Nanotechnol.4 1[3]Meng X Q,Chen Z H,Chen Z,Wu F M,Li S S,Li J B,Wu J Q,Wei S H 2013 Appl.Phys.Lett.103 253102[4]Ren M,Li M,Zhang C,Yuan M,Li P,Li F,Ji W,Liu X 2015 Physica E 67 1[5]Caliskan S,Hazar F 2015 Superlattices Microstruct.84 170[6]Zhang K C,Li Y F,Liu Y,Zhu Y 2015 J.Alloys Compd.625 101[7]Fan S W,Huang X N,Yao K L 2017 J.Appl.Phys.121 073905[8]Chang P H,Chen H C,Lin J W,Lai M X,Hung S Y,Lee M J 2016 Thin Solid Films 618 184[9]Alsaad 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Ⅲ族氮化物电子器件

Ⅲ族氮化物半导体电子器件除光电子器件外，Ⅲ族氮化物（又称GaN基）半导体另一个主要的应用领域是高温、高频、高功率及高压电子器件。

他们在无线通信、国防、电力系统等领域具有重大应用价值，是半导体器件研究开发的重要目标。

自从1993年国际上第一只Al x Ga1-x N/GaN异质结场效应晶体管研制成功后(1), 该领域成为国际上半导体研究的又一热点，研究水平取得了突飞猛进的进展(2,3)。

但由于一系列的材料、器件及相关的物理问题尚未根本解决，目前依然处于实验室研究探索阶段，离开产业化还有距离。

下面分三个方面介绍该领域的研究进展和面临的各种科学、技术问题。

4.4.1 Ⅲ族氮化物半导体应用于电子器件的优势Ⅲ族氮化物半导体材料被认为是最适合，也最有希望应用于高温、高频、高功率及高压电子器件研制的固体材料，这是由这一材料体系的一系列优异物理性质决定的。

首先，也是最基本的特点，GaN、AlN及其三元合金Al x Ga1-x N是一类宽带隙半导体，GaN禁带宽度室温下为3.4 eV，AlN 禁带宽度室温下更高达6.2 eV。

决定半导体器件最高工作温度的主要因素之一是材料的禁带宽度。

因此，GaN基器件的最高工作温度远高于Si和 GaAs器件。

理论计算表明GaN基器件的最高有效工作温度高于900 o C(4)。

实验也已表明Al x Ga1-x N/GaN异质结场效应晶体管在500 o C时依然有很好的微波放大性能(5)。

其次，由于均为六方晶体结构，GaN和Al x Ga1-x N合金之间可以形成高晶体质量的半导体异质结构，从而在异质界面形成具有高迁移率的二维电子气(2DEG)。

这是GaN基材料在电子器件应用上相对于另一类宽带隙半导体材料SiC的最大优势。

更加重要的是，由于GaN和AlN之间禁带宽度差异很大，而且理论计算表明禁带宽度差异的75%以上落在导带上(6)。

因此，Al x Ga1-x N/GaN异质界面导带阶跃远大于Al x Ga1-x As/GaAs界面。

直接带隙半导体材料有哪些

直接带隙半导体材料有哪些在半导体材料的分类中，直接带隙半导体材料是一类具有特殊性质的材料。

直接带隙材料是指其导带和价带之间的能隙在动量空间中的零点是零，即几条能带的交点一般是在相同的空间位置。

这种材料的导带最低点和价带最高点在能量和动量上都处于同一点，使得在能量变化很小时，电子的跃迁变得更为容易。

在实际的应用中，直接带隙半导体材料常常具有更好的光电特性和更高的光电转换效率。

硅（Silicon）硅是最常见的直接带隙半导体材料之一，它的光电特性和结构稳定性使其在电子学领域得到广泛应用。

硅在太阳能电池、集成电路和光导纤维等领域有着重要作用。

锗（Germanium）锗是另一种常见的直接带隙半导体材料，它具有较高的电子迁移率和较小的能隙，适用于光电子学和太阳能电池领域。

第三族氮化物（III-Nitrides）III族氮化物包括氮化镓、氮化铝和氮化铟等材料，它们在LED、激光器和高功率电子器件中广泛应用。

这些材料的直接带隙结构使得它们在光电子器件中具有出色的性能。

砷化镓（Gallium Arsenide）砷化镓是一种常用的直接带隙半导体材料，它在微波电子学和光电子学领域有较广的应用，包括太阳能电池、激光器和光电探测器等。

磷化铟（Indium Phosphide）磷化铟是另一种重要的直接带隙半导体材料，具有优异的光电性能和稳定性，适用于光通信、太阳能电池和微波集成电路等方面。

氮化硼（Boron Nitride）虽然多数硼氮化物为间接带隙材料，但氮化硼是一种稀有的直接带隙半导体材料。

它在高温超导体、生物传感器和纳米电子器件中有着重要的应用前景。

在直接带隙半导体材料中，不同材料具有不同的光电性能和特性，适用于各种不同的应用领域。

研究和开发直接带隙半导体材料对推动光电子学和纳米电子学的发展具有重要意义。