纳米薄膜技术的基础知识及纳米薄膜的应用论文 精品.docx

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薄膜物理与技术大作业

纳米薄膜技术的基础知识

及纳米薄膜的应用

作者姓名

学号

专业

指导教师姓名　　

目录

摘要……………………………………………………………2

一、纳米薄膜的分类……………………………………………………2

二、纳米薄膜的光学、力学、电磁学与气敏特性……………………3

三、纳米薄膜的制备技术………………………………………………6

四、纳米薄膜的应用……………………………………………………17

五、参考文献……………………………………………………………19

摘要

纳米薄膜材料是一种新型材料，指由尺寸为纳米数量级（1~100nm）的组元镶嵌于基体所形成的薄膜材料，它兼具传统复合材料和现代纳米材料二者的优越性，由于其特殊的结构特点，使其作为功能材料有广泛的应用价值。

纳米薄膜是纳米薄膜可以改善一些机械零部件的表面性能，以减少振动，降低噪声，减小摩擦，延长寿命。

这些薄膜在刀具、微机械、微电子领域作为耐磨、耐腐蚀涂层及其它功能涂层获得重要应用。

目前，科研人员已从单一材料的纳米薄膜转向纳米复合薄膜的研究，薄膜的厚度也由数微米发展到数纳米的超薄膜。

同时，纳米薄膜的表面微观结构，纳米薄膜对敏化电池光电效率的影响及结晶机制与薄膜对电磁波屏蔽特性的影响都有至关重要的科学贡献。

关键词：

纳米薄膜性能功能

1、纳米薄膜的分类

（1）据用途划分

纳米薄膜可按用途分为纳米功能薄膜和纳米结构薄膜。

纳米功能薄膜是利用纳米粒子所具有的力、电、光、磁等方面的特性，通过复合制作出同基体功能截然不同的薄膜。

纳米结构薄膜则是通过纳米粒子复合，对材料进行改性，是以提高材料在机械性能为主要目的的薄膜。

（2）据层数划分

按纳米薄膜的沉积层数，可分为纳米（单层）微薄膜和纳米多层薄膜。

其中，纳米多层薄膜包括我们平常所说的“超晶格”薄膜，它一般是由几种材料交替沉积而形成的结构交替变化的薄膜，各层厚度均为nm级。

组成纳米（单层）薄膜和纳米多层薄膜的材料可以是金属、半导体、绝缘体、有机高分子，也可以是它们的多种组合，如金属一半导体、金属一绝缘体、半导体一绝缘体、半导体一高分子材料等，而每一种组合都可衍生出众多类型的复合薄膜。

（3）据微结构划分

按纳米薄膜的微结构，可分为含有纳米颗粒的基质薄膜和nm尺寸厚度的薄膜。

纳米颗粒基质薄膜厚度可超出nm量级，但由于膜内有纳米颗粒或原子团的掺人，该薄膜仍然会呈现出一些奇特的调制掺杂效应；nm尺寸厚度的薄膜，其厚度在nm量级，接近电子特征散射的平均自由程，因而具有显著的量子统计特性，可组装成新型功能器件，如具有超高密度与信息处理能力的纳米信息存贮薄膜、具有典型的周期性调制结构的纳米磁性多层膜等。

（4）据组分划分

按纳米薄膜的组分，可分为有机纳米薄膜和无机纳米薄膜。

有机纳米薄膜主要指的是高分子薄膜，而无机纳米薄膜主要指的是金属、半导体、金属氧化物等纳米薄膜。

（5）据薄膜的构成与致密度划分

按薄膜的构成与致密程度，可分为颗粒膜和致密膜。

颗粒膜是纳米颗粒粘在一起形成的膜，颗粒间可以有极小的缝隙，而致密膜则是连续膜。

（6）据应用划分

按纳米薄膜在实际中的应用，可分为纳米光学薄膜、纳米耐磨损与纳米润滑膜、纳米磁性薄膜、纳米气敏薄膜、纳米滤膜等。

二、纳米薄膜的光学、力学、电磁学与气敏特性

2．1光学性能

（1）吸收光谱的“蓝移”、宽化与“红移”由于具有小尺寸效应、量子尺寸效应以及界面效应，因而，当膜厚度减小时，大多数纳米薄膜能隙将有所增大，会出现吸收光谱的蓝移与宽化现象。

如纳米TiOE／SnO：

纳米颗粒膜具有特殊的紫外．可见光吸收光谱，其吸收光谱较块体发生了显著的“蓝移”与宽化，抗紫外线性能和光学透过性良好。

尽管如此，在另外一些纳米薄膜[中，由于随着晶粒尺寸的减小，内应力的增加以及缺陷数量增多等因素，材料的电子波函数出现了重叠或在能级间出现了附加能级，又使得这些纳米薄膜的吸收光谱发生了“红移”。

　透明导电氧化物（ＴＣＯｓ，ｔｒａｎｓｐａｒｅｎｔ　ｃｏｎｄｕｃｔｉｖｅｏｘｉｄｅｓ）具有宽带隙（＞３．０ｅＶ）、可见光区高透光性（＞８０％）和高导电性（１０－５～１０－３Ω·ｃｍ）等优点［１］，广泛应用于薄膜太阳电池、平板显示器和透明薄膜晶体管等［２，３］领域。

ＺｎＯ是一种新型的直接宽带隙（室温带隙为３．３７ｅＶ）半导体材料，激子束缚能（６０ｍｅＶ）大、化学及热稳定性良好。

掺杂ＺｎＯ［４］（掺Ｂ、Ａｌ、Ｇａ和Ｉｎ等）具有与ＩＴＯ相比拟的电学和光学性能，以及价廉、无毒和易制备等优势，是一种有竞争力的透明导电薄膜材料。

其中，Ｂ掺ＺｎＯ（ＺｎＯ：

Ｂ）在近红外区透光性高于ＺｎＯ：

Ａｌ［５～７］，且其热稳定性［５］优于ＺｎＯ：

Ａｌ［６］、ＺｎＯ：

Ｇａ［７］等，既能扩展太阳电池器件吸收光谱范围［８～１０］，又能保证器件有较长的使用寿命［６］。

ＺｎＯ的掺杂（尤其是ｐ型掺杂）是其研发中的瓶颈［１１］，攻克这一难题的关键在于弄清楚掺杂ＺｎＯ的能带结构和光谱特性，因此掺杂ＺｎＯ的结构和光学特性研究具有重要的科学意义。

相关的证明实验有采用脉冲磁控溅射系统在玻璃衬底（载玻片）上常温制备透明导电ＺｎＯ：

Ｂ纳米薄膜。

靶材是由ＺｎＯ和Ｂ２Ｏ３粉末（纯度均为９９．９９％）经高温烧结而成的陶瓷靶（ＺｎＯ：

３ｗｔ％Ｂ２Ｏ３）。

玻璃衬底经丙酮、无水乙醇和去离子水依次超声清洗。

溅射系统的本底真空度为６×１０－４　Ｐａ，溅射气体为高纯Ａｒ气（纯度为９９．９９９％），溅射气压保持在１Ｐａ左右。

镀膜前，先进行预溅射１０ｍｉｎ以清洁ＺｎＯ：

Ｂ靶材表面，然后使溅射功率稳定在６０Ｗ再进行镀膜。

　　利用紫外－可见－近红外分光光度计（ＨｉｔａｃｈｉＵ４１００）测量薄膜的光学透过率，用Ｘ射线衍射仪（ＸＲＤ，Ｒｉｇａｋｕ　ＴＴＲ　ＩＩＩ）分析薄膜的物相结构。

薄膜的表面形貌采用扫描电镜（ＳＥＭ，Ｚｅｉｓｓ　Ｓｉｇｍａ）进行表征，厚度和表面粗糙度用台阶仪（ＶｅｅｃｏＤｅｋｔａｋ　１５０）测试，电阻率、载流子浓度和霍尔迁移率是依据ｖａｎ　ｄｅｒ　Ｐａｕｗ方法测试。

利用逐点无约束最优化法软件ＰＵＭＡ（ｐｏｉｎｔｗｉｓｅ　ｕｎｃｏｎｓｔｒａｉｎｅｄｍｉｎｉｍｉｚａｔｉｏｎ　ａｐｐｒｏａｃｈ）计算薄膜的厚度和光学常数。

采用脉冲磁控溅射系统在玻璃衬底上常温制备出了透明导电ＺｎＯ：

Ｂ纳米薄膜，研究了薄膜的结构和光学特性。

ＺｎＯ：

Ｂ纳米薄膜为多晶六方钎锌矿结构，且沿着ｃ轴取向择优生长。

薄膜的表面均匀、致密和平坦，其在可见光和近红外光谱区的透光性能很好，光学带隙为３．５１ｅＶ，折射率ｎ和消光系数κ在可见光区随波长的变化很小且数值基本恒定（ｎ约为２．０，κ则趋于０），而在紫外区则随波长的变化显著。

薄膜在可见光区具有高透光率和低吸收率。

基于ＺｎＯ：

Ｂ纳米薄膜具有良好的结构和光学特性，其在太阳电池等光电器件中有望获得广泛应用。

（2）光学非线性

弱光强的光波透过宏观介质时，介质中的电极化强度常与光波的电场强度具有近似的线性关系。

但是，当纳米薄膜的厚度与激子玻尔半径相比拟或小于激子玻尔半径％时，在光的照射下，薄膜的吸收谱上会出现激子吸收峰。

这种激子效应将连同纳米薄膜的小尺寸效应、宏观量子尺寸效应、量子限域效应一道使得强光场中介质的极化强度与外加电磁场的关系出现附加的2次、3次乃至高次项。

简单地讲，就是纳米薄膜的吸收系数和光强之间出现了非线性关系，这种非线性关系可通过薄膜的厚度、膜中晶粒的尺寸大小来进行控制和调整。

2．2力学性能

（I）硬度

位错塞积理论认为，材料的硬度与微结构的特征尺寸A之间具有近似的Hall—Petch关系式[o-=o-o+（A／,4o）式中，为宏观材料的硬度；A。

为常数。

对于纳米薄膜来说，特征尺寸A为膜的厚度。

由该关系式可以得出，特征尺寸A很小的纳米薄膜将具有很高的硬度。

此外，纳米多层膜的硬度还与薄膜的组分、组分的相对含量有关。

一般来说，在纳米薄膜中添加适量的硬质相可使薄膜的硬度得到进一步的提高。

（2）耐磨性

研究表明，多层纳米膜的调制波长越小，其磨损临界载荷越大，抗磨损力越强。

之所以如此，可从以下几个方面来进行解释。

首先，从结构上看，多层膜的晶粒很小，原子排列的晶格缺陷的可能性

较大，晶粒内的晶格点阵畸变和晶格缺陷很多，这畸变和缺陷使得晶粒内部的位错滑移阻力增加；此外，多层膜相邻界面结构非常复杂，不同材料的位错能各异，这也导致界面上位错滑移阻力增大；最后，纳米薄膜晶界长度也比传统晶粒的晶界要长得多，这也使晶界上的位错滑移障碍变得显著。

总之，上述的这些因素使纳米多层膜发生塑性变形的流变应力增加，且这种作用随着调制波长的减小而增强。

（3）韧性

纳米薄膜，特别是纳米多层膜的增韧机制可归结为裂纹尖端钝化、裂纹分支、层片拔出以及沿界面的界面开裂等诸多因素。

这种增韧机制通常可通过薄膜界面作用和单层材料的塑性来加以解释。

当调制波长不是很小时，多层膜中的子层材料基本保持其本征的材料特点，即薄膜的塑『生主要取决于基体本身的变形能力；但是，当调制波长减小至nm量级，多层膜界面含量增加时，各单层膜的变形能力增加，同时裂纹扩展的分支也增多，但是，这种裂纹分支又很难从一层薄膜扩展至另一层薄膜，因此，纳米多层薄膜的韧性增大。

2．3电磁学特性

纳米薄膜的电磁学特性包括纳米薄膜的电学特性、磁学特性与巨磁电阻特性。

研究表明，纳米薄膜的电学特性不仅与纳米薄膜的厚度有关，而且还与纳米薄膜中颗粒的尺寸有关。

当薄膜的厚度或者颗粒的尺寸减小至nm量级时，导电性会发生显著变化，甚至材料原本的电学性能丧失。

纳米薄膜磁学特性主要来自纳米薄膜的磁性各向异性。

一般的薄膜材料大都是平面磁化的，但是nm级厚度的磁

性薄膜的易磁化方向却是薄膜的法向，即纳米磁性薄膜具有垂直磁化的特性。

纳米薄膜的巨磁电阻效应指的是纳米磁性薄膜的电阻率受材料磁化状态的变化而呈现显著改变的现象。

2．4气敏特性

纳米薄膜的气敏特性指的是一些纳米薄膜借助于其大的比表面积或大量表面微观活性中心，如不饱和键等，对特定气体进行物理吸附和化学吸附的特性，如SnO：

超微粒薄膜可吸附很多氧，而且只对醇敏感。

因此，可以利用该纳米薄膜制作出相应的气敏感应器件。

三、纳米薄膜的制备技术

目前诸多的纳米薄膜制备技术，从原理上进行归类，大致可归为化学方法与物理方法两大类。

其中，化学方法主要包括sol—gel法、L—B膜法、电沉积法、化学汽相沉积（CVD）等，而物理方法则主要包括低能团簇束沉积法、真空蒸发法、溅射沉积、分子束与原子束外延技术和分子自组装技术等。

3．1溶胶-凝胶法

溶胶一凝胶法[6]通常是：

先采用金属醇盐水

解制备溶胶；再将基片溶人其中，以一定速度向上提拉出液面时形成液膜，或者是将溶胶滴到清的

基体上，在匀胶机上匀胶；然后将基体放人烘箱内烘烤或在自然条件下干燥，从而制备出各种相应所需的纳米薄膜。

溶胶一凝胶法是一种经济、方便、有效的薄膜制备方法。

目前，人们已用溶胶一凝胶法制备了纳米微孔SiO：

薄膜和SnO：

纳米粒子膜、SiC／A1N膜、ZnS／Si膜、CuO／SiO2、TiO2膜等。

3．2L-B膜技术

能形成L—B膜的材料，大都是表面活性分子，即双亲分子。

若将这些双亲性分子置于水面，便会在气一液界面形成紧密定向排列的单分子膜。

当固体基板一次或多次侵入并拔出该溶液时，基体表面便会形成单层的或多层的分子薄膜。

一般说来，一种好的L—B成膜材料，其亲水基团和疏水基团的性能比例要合适。

比如最典型成膜物质_月旨肪酸，它具有亲水基团的头一COOH和疏水基团的尾一（CH：

）。

6CH，，常被用来制备分子层次性和膜厚可控的分子薄膜。

3．3电化学沉积

电沉积法是在含有金属离子和非金属离子氧化物或非金属水溶液中，通过恒电压，在不同电极表面合成金属或化合物薄膜，电沉积法通常可制得较为致密的纳米薄膜。

如Shirkh等人在硝酸钠和甲醇电解液中，通过5-20~A／cm的恒电流，电解Ti（OCH，）溶液，最终在电极上生成了厚40m的氧化钛膜等。

例如GaAs纳米薄膜的分步电沉积制备相关内容如下采用分步电化学沉积法，在FTO玻璃基底上成功制备出GaAs薄膜。

采用高分辨X射线衍射仪（HRXRD）、场发射扫描电镜（FESEM）、紫外可见光光度计（UV-Vis）、荧光光度计（PL）对不同退火工艺下所制备的薄膜的晶体结构、形貌及光学性能进行表征。

结果表明:

GaAs薄膜为面心立方晶系，沿（111）方向择优生长。

随着退火温度的升高，薄膜内颗粒逐渐增大，Ga与As原子量比发生变化，Eg值减小，光致发光峰为红外发射峰。

同时对其形成机理进行了探讨。

GaAs是一种非常重要的直接带隙半导体材料［1］，具有较大的禁带宽度（1．42eV），高的电子迁移率（8000cm2/V·s）［2-3］，而且还具有耐热、耐辐射及对磁场敏感等特性［4］，通常被用来制造微波器件、发光器件［5］，是一种很好的太阳能电池材料。

目前制备GaAs薄膜的技术有很多，有液相外延（LPE）［6］、热壁外延（HWE）［7］、分子束外延（MBE）［8］和有机金属化学气相沉积（MOCVD）［9］等技术。

但这些方法存在备复杂、工艺成本高的缺点。

而电化学沉积法具有成本低、设备简单、可在常温常压下工作的优点，近年来被越来越多的应用于GaAs薄膜的制备［10］。

杨等［11］采用电共沉积的方法分别在酸性和碱性溶液中制备出了GaAs薄膜。

发现，在酸性溶液中所沉积的GaAs薄膜较平整，致密。

Murali［12］采用脉冲电沉积法成功制备出GaAs薄膜。

Lajne［13］以硅片为基底，采用电沉积的方法制备了GaAs薄膜。

尽管关于电共沉积GaAs的报道很多，但是由于Ga相对As的析出电位较负，共沉积时得到的As量较少［14］，而且制备中需要同时控制的参数较多，共同沉积难度较大。

而分步沉积Ga层与As层，然后通过热扩散使其充分结合成为GaAs，可以解决Ga与As析出电位差距较大的问题，并且此方法简便易行，易于控制。

目前关于分步电沉积法制备GaAs的研究较少，本文利用分步电化学沉积法以及适当的退火工艺，以FTO玻璃为基底，成功制备了GaAs薄膜，并对其晶体结构、形貌、光学性能以及形成机理做了研究。

所用试剂均为分析纯:

Ga（纯度5N），KOH，浓盐酸（浓度38%），As2O3

（纯度5N），去离子水，H2O2。

采用瑞士万通Autolab/PGSTAT302电化学工作站（如图1）进行薄膜的电化学沉积;采用德国Bruker公司的D8Discover型X射线衍射仪对所沉积薄膜进行结构分析测试;采用带有EDS能谱仪的JSM-6700型场发射扫描电子显微镜对薄膜的微观形貌进行测试;通过PerkinElmer公司的Lambda750紫外/可见分光广度计、F-280型荧光光度计（PL）来测试薄膜的光学性能。

实验步骤

将Ga溶入浓盐酸中来配制GaCl3溶液，加入少量H2O2可以提高溶解速度［15］。

配制0．06MGaCl3+0．7MKOH的水溶液作为沉积Ga层的前驱液。

配制0．03MAs2O3+1．4MHCl的水溶液作为沉积As层的前驱液。

图1电化学沉积装置图

图2退火装置图

工作电极选用FTO导电玻璃，沉积面积为1cm×1cm。

FTO使用前先用氯仿在超声波作用下清洗30min，清除表面有机物和油渍;然后用丙酮在超声波作用下清洗30min，清除表面灰尘;最后用去离子水冲洗干净，氮气吹干。

对电极采用铂片，大小为1cm×2cm。

参比电极为212-饱和甘汞电极（SCE）。

在FTO基底上先沉积Ga层（沉积电位－1．85Vvs．SCE），再沉积As层（沉积电位－0．88Vvs．SCE），沉积时通过慢速

搅拌来降低浓差极化作用。

沉积时间均为15min。

后将试样放于退火炉中（如图2），在Ar气氛保护下于不同温度（200℃、300℃、400℃）退火2h，退火前通入Ar气（150sccm）2h以排出管内空气，升温退火时，则将Ar气流量调小为20sccm，以防止Ar气的流动对GaAs薄膜造成影响。

Ga与As发生反应形成GaAs。

反应方程式为:

Ga（s）+As（s）→GaAs（ΔrGθm=－67．8kJ/mol）

（1）

结果与讨论

XRD分析

图3为分步电沉积法制备薄膜样品的XRD图谱。

其中图3（a）是在FTO玻璃上单沉积一层Ga的XRD图谱，出现3个Ga的主要衍射峰，峰位分别位于2θ≈30．2°、40．1°、45．2°，对应于Ga正交晶系的（111）、（200）、（113）晶面，其中（111）方向上衍射峰最强，表明生成的Ga沿（111）方向优先结晶。

图3（b）是沉积在Ga层上面的As层的XRD图谱。

没有找到明显的As对应的衍射峰，与文献［14］中的现象非常相似，这

说明沉积的As以非晶态的形式存在［14］。

图4是薄膜在不同温度下退火2h后所得样品的XRD图谱。

从图4（a）中可以看到，200℃退火，GaAs衍射峰较弱，不明显，说明Ga和As的结合程度不高，结晶程度不理想。

当退火温度为300℃和400℃时（图4（b）、图4（c）），GaAs的衍射峰很明显，峰位主要位于2θ≈27．3°、45．3°、53．9°，分别对应于面心立方GaAs的（111）、（220）、（311）晶面，与标准JCPDS卡片（12-0608）相符合。

并且（111）方向上衍射峰最强，GaAs沿（111）方向择优生长。

随着退火温度的升高，GaAs的衍射峰位强度增强，而位置没有改变，也没有产

生新的衍射峰，这说明升高退火温度可以改善GaAs薄膜晶粒的结晶度，并不改变晶体本身的结构和取向度［15］。

图3分步电沉积法制备薄膜的XRD图谱

图4Ga/As薄膜在于不同温度退火2h的XRD图谱

SEM与EDS分析

图5（a）、（b）、（c）分别为所沉积薄膜在200℃、300℃、400℃下退火2h的FESEM和EDS图像。

从图中可见，薄膜内部由大量颗粒组成，而平均尺寸比根据Debye-Scherrer公式计算得到的大，说明这些颗粒是由小尺寸的晶粒团聚而成。

随着退火温度的升高，颗粒尺寸增大，当退火温度为300℃时，颗粒呈椭球状，分布均匀，退火温度达到400℃时，颗粒呈不规则块状，分布不均匀。

这说明薄膜内部颗粒的生长并非是连续型的，而是跳跃式的，是由较大的颗粒合并周围较小的颗粒而使体积增大，是颗粒相互吞并生长的结果。

这与文献［16］中的现象相似。

图5Ga/As薄膜于不同温度退火2h的FESEM照片与EDS图谱

（a）200℃;（b）300℃;（c）400℃通过分析图5（a）、（b）、（c）中的EDS图谱，得到不同的退火工艺下，薄膜内部的Ga与As的原子量比，如表1所示。

由于在退火过程中，薄膜表面温度较高，砷会升华［17］，退火温度升高，升华速度加快。

因此，随着退火温度的升高，薄膜内Ga与As的原子量比在不断增大。

表1退火工艺与Ga和As原子量比关系表

GaAs薄膜的吸收光谱

图6不同温度下退火2hGaAs薄膜的吸收光谱

GaAs是直接带隙半导体材料，其吸收系数α与禁带宽度Eg之间存在以下关系:

（αhν）n=A（hν－Eg）。

式中A为常数，hν是入射光子能量。

由于GaAs为直接带隙半导体材料，故n取2。

图6是不同温度下退火2h制得GaAs薄膜的吸收光谱图，图7为由此转换的关系图。

将（αhν）2～hν曲线近直线部分外推至与横坐标相交，交点对应的能量值即材料的禁带宽度Eg［18］。

从图中可得，在200℃、300℃、400℃下退火2h后制得的GaAs薄膜的禁带宽度逐渐变小，分别约为1．54eV、1．50eV、1．47eV。

这是由于退火温度升高后，晶粒增大，As与Ga的原子量比逐渐减小，对于同种二元化合物，负性元素的原子数愈少，Eg值愈小［19］。

由于量子尺寸效应［20］，薄膜的禁带宽度值均大于体相GaAs的禁带宽度（1．42eV）。

PL研究

图8为在460nm的激发波长下，分别在200℃、300℃、400℃下退火2h得到的GaAs薄膜的发射光谱图。

从图中可以看出，三个图谱的峰形相似，较强的PL峰位分别位于824nm，825nm，826nm处，为GaAs本征的发射峰，是红外发射峰。

相对于体相GaAs的本征峰868nm［1］发生了蓝移，这是由量子尺寸效应引起的。

而836nm附近的弱峰，则认为是缺陷发射峰。

可能是因为薄膜内Ga与As原子量比发生变化，产生As空位缺陷，由这些缺陷产生的［21］。

反应机理研究

通过退火处理，使得电化学沉积在FTO玻璃上的Ga膜与As膜以热扩散的方式结合成GaAs。

在退火过程中，由于Ga的熔点（29．8℃）小于As的熔点（817℃），Ga是处于熔融状态，具有更高的流动性，因此熔融态的Ga原子扩散进入As层，与As原子结合形成GaAs晶粒并且长大［22］。

根据Schmalzried理论［23］，在反应层内以及界面处，存在着局部的热力学平衡，Ga与As合成GaAs的，大于－100kJ/mol，因此Ga的扩散运动是稳定的［14］。

根据阿累尼乌斯方程:

D=D0exp（－Q/RT）。

D为扩散系数，D0为扩散常数，Q为扩散激活能，R是气体常数，T为退火温度。

当已知Ga在不同温度下对应的扩散系数后，便可以计算出Ga的扩散常数与扩散激活能。

图7不同温度下退火2hGaAs薄膜的（αhν）2～hν关系图

图8不同温度下退火2hGaAs薄膜的PL光谱

为了计算Ga的扩散系数，引入下面的公式［24］:

mrem=mdep（1－ItI0）（3）

式中mrem是Ga扩散进As层反应的质量，mdep是沉积的Ga的质量，I0与It与是退火前后Ga（111）的XRD衍射峰的强度值。

根据法拉第定律:

mdep=itdepzF（4）i是Ga的沉积电流密度，tdep是沉积时间，z是转移的电子数3，F是法拉第常数96487C/mol。

根据

Schmalzried理论，固体扩散反应存在以下公式［24-25］:

Δx2=－2D×（ΔGθm

RT）×t1（5）

Δx是反应产物厚度的增加值，D是扩散系数，T与分别是退火温度与退火时间，R是气体常数，因此mrem可由下式计算:

mrem=（ρM）×Δx=（ρM）×［－2D×ΔGθmRT）×t1］1/2（6）ρ和M分别是GaAs的密度值（5316kg·m－3）和摩尔质量（0．14464kg·mol－1）。

表2不同退火温度下Ga的扩散系数

根据上述公式，可以算出不同温度下退火的Ga的扩散系数D，如上表2所示。

进而可以确定出Ga的扩散常数D0和扩散激活能Q分别为7．14×10－10m2·s－1，89．7kJ·mol－1。

退火温