半导体材料第10讲-超晶格.ppt
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半导体材料,第八章IIIV族多元合物半导体,四探针法原理请参考陈治明，王建农，半导体器件的材料物理学基础，科学出版社，1999年5月第一版，p:
249-268,8-1异质结,异质结：
两种不同晶体接触处所形成的结。
由两种半导体单晶联结起来构成。
可分为同型（NN+，PP+）和异型（PN）两种理想的异质结应是突变的，但实际上一般的外延生长方法制备的异质结，常常是具有一定厚度的缓变区（过渡区），会影响异质结的某些特性。
利用MBE，MOVPE，ALE等外延技术可以生长过渡区很窄或突变的异质结。
MOVPE反应器中气体流速快，可以迅速改变多元化合物组分和杂质浓度，从而可以使杂质分布陡峭一些，过渡层薄。
MBE生长速度低（0.1-1nm/s），利用快门可精密地控制掺杂、组分和厚度，是一种原子级的生长技术，有利于生长多层异质结构,在器件，特别是光电器件的设计和制做中常利用异质结的以下特性：
由低阻衬底和含有器件的有源区的外延层构成的同型异质结，衬底与外延层的交界面在无源区，衬底只起到支撑外延层的作用。
同型异质结在靠近有源区处能提供一个带隙较高的透明层，可消除复合速度很高的自由表面，而异质结界面则起到钝化作用。
同型异质结也能形成限制载流子的势垒，可缩短载流子的扩散长度，从而减少了复合区宽度。
异型异质结可利用改变两侧禁带宽度的相对大小来提高电子或空穴的注入效率。
同型和异型异质结都能提供一个折射率阶跃，形成光波导的界面同型异质结还可以为形成金属化欧姆接触提供一个禁带宽度小的称作“盖层”的材料层。
异质的能带突变,异质结的两边是不同的半导体材料，则禁带不同，从面在异质结处就存在导带的突变量Ec和价带的突变量Ev。
这些能带突变量是表征异质结的重要物理量对异质结处的应用有很重要的影响。
一、典型的能带突变形式1、禁带交叉式2、禁带错开式3、禁带不交接,能带突变的应用,能带突变的应用是多方面的：
1、可以产生热电子2、可形成使电子反射的势垒3、提供一定厚度和高度的势垒，当势垒很薄时，电子可以隧穿，势垒较厚时，只有那些能量比势垒高度大的电子才能越过。
4、造成一定浓度和宽度的势阱，束缚电子于其中，当势阱宽度小于电子的debroglie波长时，阱中的电子将处于一系列量子化能级上（即量子势阱）,晶格失配,在异质外延层和衬底或相邻的两个外延层之间，如果存在晶格常数的差异，称之为晶格失配。
晶格失配率：
其中：
f为失配率（度），a1和a2分别为外延层材料和衬底材料的晶格常数。
晶格失配的影响,晶格失配的存在，常给器件制做和性能带来不利的影响，因此在外延时，一般都尽是限制和降低晶格失配的影响。
要想使两种晶格常数不同的材料在原子尺寸范围内达到相互近似匹配，只有在晶格处于弹性应变状态，即在两种晶格交界面附件的每个原子偏离其正常位置时才能实现。
当这种应变较大时，即存储在晶体中的应变能量足够大时，将通过在界面处形成位错而释放，所形成的位错称为失配位错。
实验表明，在异质结外延层中，晶格失配引起的位错密度可达107-108/cm2，甚至达到1010/cm2。
如果发光器件的有源区中有如此高密度的位错，其发光效率将大大降低。
减少办法：
（1）临界厚度法
（2）界面缓变法（3）组分突变法（4）生长应变超晶格,晶格失配不利影响的消除办法,
（1）临界厚度法在异质外延生长时，应变能是随着外延层的厚度增加而增加的。
通常把外延层即将释放应变能形成失配位错时的厚度称为“临界厚度”。
因此在进行异质外延生长时，如果其厚度不超过临界厚度，则外延层是完整的，没有失配位错。
特点：
制备的外延层无位错，但外延层厚度较小,晶格失配不利影响的消除办法,
（2）缓变法在异质外延生长时，缓慢地改变其多元化合物的组分，使晶格常数逐渐变化到要求值。
即在生长一组分缓变的过渡层后再生长所要求的恒定组分层。
这种方法虽然不能消除失配位错，但能有效的将位错分散到比较厚的外延层中，使外延层横截面内的平均位错密度下降，从而改善那些利用外延层表面制作的器件的性能。
特点：
外延层厚，分散位错,（3）组分突变法在液相外延生长时发现，如果是晶格失配材料生长时，外延层中的位错密度通常只是衬底1/31/10，这是因为许多位错有拐弯进入交界面的倾向。
根据这一现象，在外延生长时，不是一次生长出厚的外延层，而是生长几个不同厚度的薄外延层，利用两层间的交界面，使部分位错拐弯，降低外延层表面的位错密度。
特点：
生长几层外延层，将位错转移到层界面，降低表面位错密度。
需注意的是：
如果所生长的多层厚度较厚时，处在压应变状态（即衬底晶格常数小于外延层时），这种方法有效。
反之，处于伸张状态，不但位错密度不能降低，反而还会增加。
8-5超晶格与量子阱,半导体超晶格-是利用超薄层生长技术制备的一种新型的人工材料。
江崎玲于奈（LeoEsaki），朱兆祥等于1969年提出半导体超晶格的概念。
江崎从实验中发现半导体的隧道现象，并提出超晶格的概念，与约瑟夫森一起分享了1973年的诺贝尔物理学奖（约瑟夫森理论上预言了通过隧道阻挡层的超电流的性质。
）由于半导体超晶格具有很多体材料不具备的特性和广阔的应用前景，深受人们的重视。
30多年来，在超晶格物理、材料制备、特性检测与分析及在器件制做方面的应用等都发展得十分迅速，取得了惊人的成果，成为当今半导体科学最活跃的领域之一，,超晶格概念的提出的意义首先-超晶格材料的发明开创了材料科学的新纪元半导体能带工程的思想后来逐渐发展成材料科学领域广为人知的“分子设计方法”现在人们设计某种新材料，而只需利用计算机，从材料的微观结构和性能的关系出发，用设计分子结构的方法，来算出具有特定性能的某种材料以前人们一直认为只有晶格匹配的二种材料才能粘合到一起，后来人们才发现，借助于材料的应变，晶格不匹配的二种材料同样可以有效结合。
这就是应变超晶格的概念除此之外，超晶格的概念不仅在半导体，而且在别的领域也产生了深远的影响在后来出现的金属超晶格，磁多层膜等概念中都可以找到半导体超晶格的影子半导体超晶格的研究还使低维系统的研制兴旺发达起来，使原来只是在量子力学课本中假想的低维体系，在实验室里被真真切切地制造出来。
在应用方面半导体超晶格材料也取得了令人瞩目的成就例如，用超晶格材料制成的性能优异的激光器等,超晶格,超晶格是一种新型结构的半导体化合物，它是由两种极薄的不同材料的半导体单晶薄膜周期性地交替生长的多层异质结构，每层薄膜一般含几个以至几十个原子层。
由于这种特殊结构，半导体超晶格中的电子（或空穴）能量将出现新的量子化现象，以致产生许多新的物理性质。
两种晶格非常匹配但禁带宽度不同的材料A和B，以薄层的形式周期性交替生长在一起，则其中电子沿薄层生长方向Z的连续能带将会分裂成一些子能带，由连续能带分裂而成的第n个子能带的E（k）关系可表示为：
E（k）=En02tncoskdk是电子沿Z方向的波矢，限制在布里渊区（-/d,/d）之中，d是两个薄层的总厚度，即超晶格的重复周期，或称超晶格常数。
tn是能带宽度的量度，2tn即为该子能宽度。
GaAs和AlAs交替叠合而成的半导体超晶格,半导体超晶格与多量子阱,相邻两层不同材料的厚度的和称为超晶格的周期长度，一般来说这个周期长度比各层单晶的晶格常数大几倍或更长，因此这种结构获得了“超晶格”的名称。
由于这两种材料的禁带宽度不同，则其能带结构出现了势阱和势垒。
称窄禁带材料厚度为阱宽Lw，宽禁带材料厚度为垒宽LB，而Lw+LB就是周期长度。
当这两种薄层材料的厚度和周期长度小于电子平均自由程时，整个电子系统进入了量子领域，产生量子尺寸效应。
这时夹在两个垒层间的阱就是量子阱。
用两种禁带宽度不同的材料A和B构成两个距离很近的背靠背的异质结，A/B/A，若材料B是窄禁带半导体，且其导带底低于材料A的导带底，则当其厚度，亦即这两个背靠背的异质结的距离小于电子的平均自由程（约100nm），电子即被约束在材料B中，形成以材料A为电子势垒，B为电子势阱的量子阱。
若材料B的价带顶也高于A的价带顶，则该结构同时也是材料A为空穴势垒，B为空穴势阱的量子阱,由于两种材料的禁带宽度不同而引起的沿薄层交替生长方向（z方向）的附加周期势分布中的势阱称为量子阱。
量子阱中电子与块状晶体中电子具有完全不同的性质，即表现出量子尺寸效应，量子阱阱壁能起到有效的限制作用，使阱中的载流子失去了垂直于阱壁方向（z方向）的自由度，只在平行于阱壁平面（xy面）内有两个自由度，故常称此量子系统为二维电子气。
对电子和空穴的运动来说，GaAs和AlAs材料构成超晶格最重要的特点是能带在a、b界面的突变。
图中a代表宽禁带隙的材料，a层中的电子和空穴将进入两边的b层，能量将处于b材料的禁带隙内，只要b层不是十分薄它们将基本被反射回去。
换言之，电子和空穴将被限制在b层内，好像落入陷阱，这种限制电子和空穴的特殊能带结构被形象地称为“量子阱”。
超晶格则是包含了许多个这样的量子阱，且阱之间能够相互作用，形成小能带。
多量子阱和超晶格的区别,多量子阱和超晶格都是连续周期排列的异质结构材料，区别在于势垒的厚度和高度不同：
当势垒厚度（宽带隙材料的厚度）20nm和势垒高度大于0.5eV时，那么多个阱中的电子行为如同单个阱中电子行为的总和，这种结构材料称为多量子阱，它适合制做低阈值，锐谱线的发光器件。
如果势垒比较薄或高度比较低，由于隧道效应，使阱中电子隧穿势垒的几率变得很大，势阱中分立的子能级就形成了具有一定宽度的子能带，这种材料称为超晶格，它适于制备大功率的发光器件。
在超晶格量子阱中由于电子沿量子阱生长方向的运动受到约束则会形成一系列离散量子能级；另一方面，在沿量子阱界面的平面内电子仍是自由运动的，其运动为准二维的。
二维与三维的态密度有本质的差别三维运动的态密度与E1/2（E是能量）成正比，二维运动的态密度是常数。
对于GaAsAlAs界面由于能带的不连续性，再加上电离杂质的空间电荷效应，在GaAs层靠近界面处会形成电子的量子阱，杂质电子在阱中形成二维电子气。
超晶格量子阱的一些重要现象和性质即可用二维电子气的态密度来描述。
通过对二维电子气的态密度的计算，发现二维电子气的态密度与能级无关。
正是这种特性，给超晶格带来了许多方面的应用。
可参考：
阎明，”半导体超晶格及其量子阱的原理”，上海海运学院学报，V0l_21No1Mar2000，p=102-107,量子阱的应用,量子阱红外探测器阱材料的子带中有两个子能带，即基态E1和第一激发态E2，在材料生长过程中利用掺杂型半导体使子带阱中基态上具有一定的二维电子密度，当入射辐射光子能量为h照射到器件接收面上时，E1上的电子将被光子激发到E2态，并隧穿势阱壁形成热电子，以致形成与入射光强度成正比的电信号。
这种新型、快速、灵敏的红外探测器具有灵活性大、响应速度快、量子效率高、结构简明等优点。
量子阱红外探测器还具有材料均匀性好稳定性好，重复性好及质高价廉等优点，其发展速度特别快。
这种新型量子阱探测器的问世，大大促进了大规模集成、光学逻辑电路、红外成像技术的发展量子阱红外探测器对红外物理、红外光电子学及其应用领域带来了革命性的发展。
组分超晶格,目前已设计制备出多种超晶格结构，主要有组分超晶格、掺杂超晶格、多维超晶格，应变超晶格。
如果超晶格材料的一个重复单元是由两种不同材料的薄层构成，则称为组分超晶格。
在组分超晶格中，由于组成的材料具有不同的电子亲和势和禁带宽度，在异质界面处发生能带不连续，根据不同材料的电子亲和势的差可以确定导带的不连续能量值Ec，再考虑禁带宽度，就可以确定价带不连续值Ev，。
这样超晶格从能带结构上来划分可分为四种类型。
其中第I种类型的超晶格的电子势阱和空穴势阱都处在同一薄层材料中，这种类型的超晶格结构，适于制做激光器。
一、组分超晶格的制备制备组分超晶格时应满足如下的要求：
（1）组分超晶格是超薄层异质周期排列结构，因此制备时生长速率应能精确地控制，以保证各层厚度的重复性；
（2）异质界面应该平坦，粗糙度低，组分变化陡峭。
这就要求生长时源的变化要快，且在保证晶体质量的条件下，生长温度尽可能的低，以防止层间组分的互扩散；（3）晶格完整性要好，失配度小，失配位错少，表面形貌要好；（4）各层化合物组分控制要精确，特别是多元化合物的组分还应均匀；（5）如果需要掺杂，掺杂量及其均匀分布也应精确控制。
从上述的要求来看，目前可用来制备超晶格的方法主要是MBE、MOVPE、CBE和ALE等。
MOVPE法生长GalnAsInP组分超晶格GaInAslnP超晶格可用常压、低压MOVPE两种方法生长，但生长时为了获得陡峭的异质结界面，要求生长室内保持气流为无涡流的层状，输入的反应物要精确地控制流量和快速变换，绝大多数使用带有压力平衡，无死区的排空一生长开关的系统。
采用低压系统有利于消除反应室内的热对流，降低生长温度，提高气流速度，实现快速切换和减少寄生反应等。
因此，生长超晶格、量子阱结构多使用LP-MOVPE系统。
此外，为了保持切换时源流量的平稳，还采用多管路系统，即采用二条管路输运同一种源进入生长室。
生长GalnAsInP超晶格通常使用TMG、TEG、TMIn、TEIn为III族源，PH3和AsH3为V族源，TMIn为固体，使用时重现性较差，但可以采用一些方法（如使用两个源瓶等）加以改进，TEIn虽然是液体，但它极易与PH3发生寄生反应，且分解温度低不易控制CaInAs的组分均匀性，因此使用得比较少,多数使用TMG和TMIn或TEG与TMIn为III族源。
由于Ga1-xInAs与衬底InP在x=0.53时两者晶格匹配，偏离这一点都将产生失配，偏离越大，失配越大。
x0.53时产生压缩应变，x0.53时产生伸张应变。
为了生长无失配的GalnAsInP界面，必须严格控制x=053，其办法是调制TMG/TMIn，即III/III，当然V也应该控制好。
生长速率是由反应物输入总量决定，一般生长InP和GaInAs分别控制在0.10.3nms和0.20.5nms为宜。
在生长超晶格前要先试生长InPInP和Ga0.47In0.53AslnP，掌握了这两种材料的生长条件后，再利用这些条件去生长超晶格中的InP和GaInAs层。
在生长Ga0.47In0.53As时，先固定TMIn流量，改变TMG流量进行生长，用X射线双晶衍射线来测量外延层中的Ga含量，直到合适为止。
一般生长温度选在630左右，反应室压力为104Pa。
生长GaInAsInP超晶格的程序,
（1）装入衬底后系统抽真空，通H2并恒压在1104Pa，
（2）升温至300，通PH3保护InP衬底不分解。
（3）继续升温至650，在继续通PH3的条件下，处理InP衬底约10min。
（4）降温至625630，通TMIn并调整PH3流量，在InP衬底上生长一层InP缓冲层。
（5）按预先试验获得条件交替生长GalnAs层和InP层，在两层交换生长时，可以采用中断生长工艺，直到生长到预计的阱层、垒层数为止。
（6）最后一般生长一层约02m的InP盖层。
（7）在继续通PH3的条件降温至300，停止通PH3，直到降至室温，停止通H2，通高纯N2并调整反应室气压为常压，开炉取片。
GalnAsInP量子阱结构的组分、层厚及界面的控制,生长超晶格的关键在于严格控制阱和垒层的厚度、组分及界面的陡度，下面介绍在生长工艺上所采取的措施。
（1）中断生长，从上面叙述的生长GalnAsInP超晶格程序可知，阱层GaInAs两侧都终止于As原子面，在实际生长中，很难从生长InP的气氛突变到生长GaInAs组分，反之也是如此，结果造成界面的GalnAs层中有P，在InP中有As，用通常连续生长的GaInAsInP超晶格结构，用TEM可以观察到界面处的过渡区，尤其是由GalnAs到InP的界面的过渡区较大，PL谱（光荧光谱）谱线峰的半高度较宽，且峰值能量移动比预期的大。
为了改善这种情况，采用了中断生长的方法。
中断生长指的是，在生长异质界面时，切断族源，停止一段生长时间后，再输入族源开始后续外延层生长。
在中断生长时，既可以不通V族源（只通H2），也可以根据需要分别通入不同的V族源。
人们进行过很多实验研究工作，结论是，为了生长界面质量较好的超晶格结构，选择合适的短时间的中断方式是必要的。
（2）组分的控制。
由于阱层很薄，直接进行组分分析比较困难，因此关于超晶格的组分控制的数据主要是从研究一般微米级厚度外延层的数据外推得来的。
如在生长GalnAs时，通常认为固相中GaIn与气相中的pTMGpTMIn相关，即pTMGpTMIn=x（1-x）/c式中比例常数c=13，它是由测量晶格匹配的GalnAsInP材料的X射线衍射图中零级卫星峰和衬底峰之间的角间距求出的。
当然也可以用位置灵敏的原子探针或飞行时间质谱仪等特殊的微区分析仪进行组分分析，然后在工艺上采取措施控制组分。
如调整IIIIll比，可调整x值；加大气流流速，采用低压生长，设计合适的反应室等来改进组分的均匀性等。
（3）阱层厚度的控制。
在一定生长条件下，外延层的厚度等于生长速率与时间和乘积。
生长速率通常是由微米级外延层生长求得的，实验表明，这个生长速率也适用于极薄层的厚度控制。
尽管有的实验结果显示出在连续生长一系列不同阱层厚度材料时，在生长每个阱的初期，生长速率有一个超过正常体材料生长速率34倍的速率极大值，然后才能稳定到正常值。
但目前人们在实际生长中仍然采用在固定生长条件下，严格控制生长时间的方法，来控制厚度。
（4）超晶格结构的界面应该是平直光滑的，界面平直光滑与否和生长时晶体成核机制、衬底质量及生长中断方式有关。
衬底应高度平整、光洁，生长时应控制在层状生长，防止岛状生长并且采用合适中断生长工艺，以防止界面处组分的互掺等。
界面的特性可利用PL谱和X射线双晶衍射技术来研究。
掺杂超晶格,掺杂超晶格是在同一种材料中，用交替改变掺杂类型的方法获得的一种新的周期性结构半导体材料。
在N型掺杂层，施主原子提供电子，在P型掺杂层中，受主原子束缚电子，这样电子电荷的分布结果形成一系列抛物线形势阱。
掺杂超晶格的势能来源于在层序列方向上周期性改变的电离杂质的正负空间电荷。
这与组分超晶格不同，在掺杂超晶格中，电离杂质的空间电荷场在层的序列方向上变化，产生周期性能带平行调制，这种调制使得电子和空穴在空间中分离，适当选择掺杂浓度和层厚，则可以实现电子和空穴的完全分离。
因此这种调制使材料具有特殊的电学和光学特性。
掺杂超晶格的一个优点是，任何一种双极性半导体材料，只要能很好地控制掺杂类型，都可以作为基体材料，制做这种超晶格。
目前研究最多的是用MBE制备Si、GaAs掺杂超晶格。
另一个特点是，多层结构晶体完整性非常好。
由于掺杂量一般较少（通常为10171019cm-3），所以杂质引起的晶格畸变也较小，它没有组分超晶格的明显的异质界面。
掺杂超晶格的有效能隙通过掺杂浓度和各层厚度的选择，可以在零到基体材料能隙间调制。
目前这种超晶格处在进一步研究之中，还没有做出实用化的器件。
多维超晶格,一维超晶格与体材料比较具有很多不同的性质，不论是在物理学上，还是在应用方面都有很多令人感兴趣的特性。
这些特性来源于它把电子和空穴限制在二维平面内产生的量子力学效应，进一步发展这种思想，把载流子限制在低维空间中，可以出现更多新的光电特性。
利用光刻、腐蚀及超薄层生长技术等相结合可以生长多维超晶格。
自组装量子点,量子点：
三维限制的结构称为量子点（箱）一维限制的量子阱激光器大幅度提高了激光器特性的结果，促使人们开展更低维结构的研究。
量子点的研制就是在这种情况下进行的。
三维限制的量子点的态密度变成一根根直线，导致激光器的光增益增大，增益谱宽变窄，阈值电流降低，特征温度增高等。
量子点的制备是量子点激光器研制中的一个重要课题。
最初制备量子点的技术是以微细加工为基础，其工序过程为：
在衬底上外延生长量子阱材料，经电子束曝光和干法或湿法刻蚀，再二次外延形成量子点。
这种方法不仅需要价格昂贵的电子束曝光设备，而且需要进行二次外延；不仅增加了制备的难度，而且重要的是在制备过程中会引人大量缺陷和沾污，严重影响所制备的量子点的性能。
近年来依据SK生长模式，利用应变效应形成的自组装量子点的技术引起人们的关注。
目前对于异质材料外延生长机制一般认为有三种模式。
（1）MvdM生长模式。
这种模式认为，外延材料是以二维方式一层一层生长的，如图820（a）所示。
这种生长模式主要发生在晶格匹配或晶格失配较小的异质结构生长时，如GaAIAsGaAs的生长就是以这种模式进行的。
（2）V-W）生长模式。
这种模式为三维生长模式。
外延生长初期是以岛状结构进行生长。
随着外延生长的进行，岛状结构逐渐长大、合并，直到完全覆盖衬底表面，如图820（b）所示。
在外延层与衬底间晶格失配非常大的时候将以这种模式进行生长，如InAsGaP的生长。
（3）SK生长模式。
这个生长模式其外延生长过程介于前两种生长模式之间，即在外延生长初期，以二维模式一层一层生长，但当外延层生长到某一临界值时，外延过程在失配应力作用下，自发地转变成三维生长，如图820（c）所示，在GaAs，InP衬底上外延生长InAs时就是这种情况。
目前，依据SK模式已生长了多种自组装量子点。
特别InAsGaAs量子点研究的更深入，它是在GaAs衬底上用MBE外延生长InAs，当生长厚度达到临界值时，按照SK模式，在应力作用下，InAs自发的由层状生长变成三维的岛状生长，如果接着再生长限制层，就形成了lnAs自组装量子点。
用InAsGaAs量子点已作出性能良好的激光器。
自组装量子点的生长还有一些问题待解决：
由于岛状成核是随机的，因此量子点分布是无序的；量子点的大小不一致；量子点的密度低。
为了提高自组装量子点激光器的特性，制备出高密度、尺寸均匀、分布有序的自组装量子点还是一个值得深人研究的课题。
量子点的应用,理论上预言,由于量子点在三维方向上受到限制,因此量子点器件将比量子阱器件有更大的优越性，但是目前由于制备工艺的限制,量子点尺寸的均匀性仍是量子点器件应用的一个瓶颈.量子点红外探测器量子点光存储器件单量子点光电二极管量子点激光器,应变超晶格,超晶格研究的初期，除了GaAsAIGaAs体系超晶格以外，对其他体系的超晶格的研究工作开展得很少，这是因为晶格常数相差大雇异质界面处产生失配位错而得不到高质量的超晶格所致。
但是对应变效应研究表盯，当异质结构中，每层厚度足够薄，且晶格失配度不大于79时，则界面上的应力可以把两侧晶格连在一起而不产生界面失配位错，此时晶格完全处在弹性应变状态。
巧妙地利用这种应变特性，开展了制备晶格失配度较大材料体系的超晶格应变超晶格的研究。
由于应变超晶格中原组成材料晶格常数不同，在异质晶体生长时受应变的影响，所以应变超晶格中的晶格常数与原组成材料是不一样的，如图821所示。
在生长超晶格时形成与两种原材料界面垂直和平行的新晶格常数，其中对晶体特性起重要作用的是与界面平行的晶格常数，其值可由下式求得。
式中，ai，Gi，hi分别为原材料的晶格常数、刚性系数、薄层厚度；f为晶格失配度，由f值的正、负可知应变超晶格属于压缩应变和伸张应变超晶格。
例如，对InxGa1-xAsInP来说，这两种材料间有一个晶格匹配点，x=0.53。
当z0.53时f0产生压缩应变；x0.53时f0为伸张应变，所以，利用InxGa1-xAsInP体系，可以生长伸张应变、压缩应变和补偿应变超晶格。
能带工程”,超晶格量子阱结构的主要特征是，载流子（电子或空穴）的运动在生长方向上受到限制。
因此，量子阱的光电性质不同于体材料而呈现出许多新特点。
利用不同材料，可以使带隙发生变化（比如变大、变小，甚至为零），有效质量的各向异性也可以差几个量级，子能带的带隙也可以随意调节，这就孕育着一系列新器件的产生由于人工材料的特点可以人为控制，设计新型半导体超晶格结构又称为“人工能带工程”。
能带工程,半导体光电子器件的发展和性能的提高与半导体材料的几何空间和能量空间（K空间）的设计和制备是分不开的，通常把这种设计称为“能带工程”。
其基本内容大体上可分为带隙工程、带结构工程和带偏移工程。
带隙工程,带隙工程亦称为量子尺寸工程或能带裁剪工程，指将不同带隙材料在量子尺寸内人工进行异质、匹配，有序生长成新结构材
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