GaN结构介绍

随着生长ＧａＮ材料的设备发展和工艺优化，取得了较大的突破。目前，最低的非故意掺杂的ＧａＮ晶体的载流子浓度已经达至ｌＪｌ０Ｍｃｍ。的数量级ｆ３３１是最近报道的。其在室温下的电子迁移率能够达至１］９００ｃｒｎ２／Ｖ．Ｓｔ３４１。在现阶段，通过掺Ｓｉ生长成ｎ．ＧａＮ是很容易实现的。ｎ—ＧａＮ中Ｓｉ形成的是浅施主能级，发生在导带底２２ｍｅＶ处【３５】，使它们易于电离。故ｎ—ＧａＮ的载流子浓度会达到１０Ｈｃｒｎ‘３数量级。但是获得高质量的ｐ－ＧａＮ却有难度。从现阶段而言，只有通过掺Ｍｇ才能稳定得到ｐ－ＧａＮ［３６】。即便如此，如果通过ＭＯＣＶＤ系统生长出来的掺Ｍｇ的ｐ．ＧａＮ不做什么特殊处理，得到晶体呈现的是高阻态的ＧａＮ。这是因为一般情况下所制备的Ｐ型样品，都是高补偿的。必需进一步处理才能够得到Ｐ型ＧａＮ。

近几年来，如何稳定可靠的实现有效的Ｐ型掺杂是急需要的技术难题。Ａｋａｓａｋｉ等人在１９９９年率先利用低能电子束辐照的方法制备出了表面的Ｐ型掺Ｍｇ的ＧａＮ样品。Ｎａｋａｍｕｒａｄ的研究小组随后利用热退火处理的方法制备出了掺Ｍｇ的ＧａＮ样品的Ｐ型化。而且这种方法更好更方便。

目前，已经可以制备出的Ｐ型ＧａＮ晶体的载流子浓度为１０１６ｃｍ－３～１０”ｃｍ一。因为ＧａＮ是宽禁带半导体，所以这种材料的本征载流子浓度的对温度的变化不敏感。即在外界的很大温度的范围变化时ＧａＮ基器件或材料保持稳定。这种性质使得ＧａＮ基器件中只有较小的漏电流或暗电流的独特优势。

１．４

ＧａＮ的光学性质

早在２０世纪中期，人们就开始研究ＧａＮ材料了。这是因为在室温下，ＧａＮ的禁带宽度为３．３９ｅＶ，是宽禁带直接带隙半导体。它是一种具有优良性质的短波长光电子材料。在１９６９年，Ｍａｒｕｓｋａ和Ｔｉｅｔｊ∞利用光致发光（ＰＬ）的方法测得ＧａＮ的直接带隙禁带宽度是３．３９ｅＶ【３７１，这是第一次关于ＧａＮ的禁带宽度的准确报道。在其后的１９７０年，Ｐａｎｋｏｖｅ等人也利用ＰＬ测试了在１．６Ｋ低温条件下的ＧａＮ晶体在３．４７７ｅＶ处有很强的近带边发射【３引。但受制于当时的实验设备和生长工艺，这时所制备的ＧａＮ的晶体质量相对较差。这就使用那时所测得的ＧａＮ禁带宽度要比实际的ＧａＮ禁带宽度要小一些。

随后的１９７１年，第一次精确给出了３．５ｅＶ的值的是Ｂｌｏｏｍ等人，他们采用的赝势法进一步纠正了ＧａＮ材料的禁带宽度值。这个研究的基础之上，他们又通过经验的赝势法拟合实验数据，得到更加精确的能带结构，更新了他们的数值［３９舯】。１９９６年，经历了多位科研人员的成果，Ｃｈｅｎ等人的进一步研究，精确地给出这样的数值：在Ｔ－０Ｋ时，ＧａＮ的禁带宽度为３．５０４ｅＶ［４１１。在Ｔ＝０Ｋ时的低温光谱中，他们观测到与ＧａＮ价带相关的能级劈裂的Ａ、Ｂ、Ｃ－－类激子的复合跃迁。他们再结合光致发光谱和相关的理论分析，得到了能带结构。如下图１．２所示。

在室温下，ＧａＮ的ＰＬ谱的发光峰一般只有两个峰，分别是带边峰和黄光峰，其中的

黄光峰的能级在２．２ｅＶ左右。偶尔也会出现蓝带峰，在２．９ｅＶ左右。为什么会出现黄光峰，学界目前还没有公认的解释。有的研究者认为：因为晶体结晶质量较差，由此会导致室温下的ＰＬ光谱的带边峰的强度会减弱，黄带等非本征发光峰会因此而增强。大部分研究者认为这是浅施主到深受主的跃迁发射。有学者认为浅施主至）ＪＧａ空位的跃迁是引起黄光峰的原因。通过实验，Ｋ．Ｓａｏｒｉｎｅｎ等学者［４２］的实验表明：会因Ｇａ空位浓度越大，黄光峰的发光强度也越强。

目前而言，有关偶尔出现的２．９ｅＶ左右的蓝带峰，和它的发光机理的研究较少。有的学者的研究表明【４３】：自由电子跃迁至ＧａＮ晶体中的由缺陷引起的受主能级，由此会致蓝带峰的产生。另外，在ＧａＮ的低温ＰＬ谱的测试过程中，会经常出现束缚激子峰、声子伴线、自由激子峰等带边结构。在这些以外，还会有位于低能带的施主受主对峰和它的声子伴线；以及一些与ＧａＮ晶体中的杂质或缺陷有关的非本征跃迁峰，常见的如位于３．４３ｅｖ和２．２ｅｖ的发光峰【４4】。

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