大学半导体材料课后习题答案期末考试复习资料

1、半导体材料复习资料绪论1. 半导体的基本特性？ 电阻率大体在10-3109cm范围 整流效应 负电阻温度系数 光电导效应 光生伏特效应 霍尔效应2. 为什么说有一天，硅微电子技术可能会走到尽头？ 功耗的问题存储器工作靠的是成千上万的电子充放电实现记忆的，当芯片集成度越来越高耗电量也会越来越大，如何解决散热的问题？ 掺杂原子均匀性的问题一个平方厘米有一亿到十亿个器件，掺杂原子只有几十个，怎么保证在每一个期间的杂质原子的分布式一模一样的呢？是硅微电子技术发展遇到的又一个难题 SiO2层量子隧穿漏电的问题随着器件尺寸的减小，绝缘介质SiO2的厚度也在减小，当减小到几个纳米的时候，及时很小的电压，也有

2、可能使器件击穿或漏电。量子隧穿漏电时硅微电子技术所遇到的另一个问题。 量子效应的问题如果硅的尺寸达到几个纳米时，那么量子效应就不能忽略了，现有的集成电路的工作原理就可能不再适用第一章 比较SiHCl3氢还原法和硅烷法制备高纯硅的优缺点？1 三氯氢硅还原法 优点：产率大，质量高，成本低，是目前国内外制备高纯硅的主要方法。 缺点：基硼、基磷量较大。2 硅烷法 优点 除硼效果好；（硼以复盐形式留在液相中） 无腐蚀，降低污染；（无卤素及卤化氢产生） 无需还原剂，分解效率高； 制备多晶硅金属杂质含量低（SiH4的沸点低） 缺点：安全性问题相图写出合金由0经1-2-3的变化过程第二章 什么是分凝现象？平衡

3、分凝系数？有效分凝系数？答：分凝现象：含有杂质的晶态物质溶化后再结晶时，杂质在结晶的固体和未结晶的液体中浓度不同，这种现象较分凝现象。 平衡分凝系数：固液两相达到平衡时，固相中的杂质浓度和液相中的杂质浓度是不同的，把它们的比值称为平衡分凝系数，用K0表示。 K0=CS/CL 有效分凝系数：为了描述界面处薄层中杂质浓度偏离对固相中杂质浓度的影响，通常把固相杂质浓度CS与固体内部的杂质浓度CL0的比值定义为有效分凝系数Keff Keff=CS/CL0写出BPS公式及各个物理量的含义，并讨论影响分凝系数的因素。 分别写出正常凝固过程、一次区熔过程锭条中杂质浓度CS公式，并说明各个物理量的含义。 正常

4、凝固过程： CS=KC0(1-g)k-1 C0：材料凝固前的杂质浓度 K：分凝系数。不同杂质的不同K值可以通过查表得出。 一次区熔过程： CS=CO1-(1-K)e-Kxl C0：锭条的原始杂质浓度 x：已区熔部分长度 K:分凝系数 l：熔区长度说明为什么实际区熔时，最初几次要选择大熔区后几次用小熔区的工艺条件。 一次区熔时 CS=CO1-(1-K)e-Kxl,l大，CS小提纯效果好l越大越好极限分布时（K一定）K=Bl/（eBl-1） A=C0BL/(eBL-1) CS（x）=AeBx l大，B小，A大，CS大，提纯的效果越差l越小越好所以对于实际区熔，前几次应该用大熔区，越到后面越接近极限

5、分布，应该用小熔区。第三章 解释名词：成核过程、均匀成核、非均匀成核、临界半径、自然对流、强迫对流成核过程：晶体生长过程中，新相核的发生（形核）和长大，在一定的驱动力下，借助于能量涨落越过位垒而形成晶核的过程。均匀成核（自发成核）：在一定过饱和度、过冷度的条件下，由体系中直接形成的晶核。非均匀成核（非自发成核）：体系中存在外来质点（尘埃、固体颗粒、籽晶等）、在外来质点上成核。临界半径：与体系自由能变化量极大值点G*相对应的晶胚半径r*称临界半径。自然对流：在重力场中由于温度的不均匀，导致热膨胀的差异从而引起流体密度的差异产生浮力。当浮力克服了粘滞力，自然对流就发生。强迫对流：人为对熔体进行搅拌

6、（晶体和坩埚旋转、磁场）造成的对流。 分别写出均匀成核与非均匀成核的临界晶核半径、形核功，并说明为什么通常非均匀成核比均匀成核要容易？ 均匀成核：临界半径r*=-2/gV 形核功G均*=163/3gV2 非均匀成核：临界半径r*=-2/gV 形核功G非均*=163/3gV2f（） G非均*G均* 因此非均匀成核要比均匀成核容易得多。3. 简述Kossel模型和Frank模型要点。 Kossel模型要点：一个原子在晶格上的稳定性由其受周围原子的作用力大小决定，晶体表面上不同格点位置所受的吸引力是不相同的，生长基元优先生长在最稳定的位置，吸引力大小：扭折处>台阶上>表面上>棱边上

7、>晶角处。 Frank模型要点：在生长晶面上，螺旋位错露头点可作为晶体生长的台阶源（自然二维晶核），当生长基元（原子或分子）扩散到台阶处，台阶便向前推进，晶体就生长了，螺旋位错形成的台阶具有以下特点： 永不消失的台阶，像海浪一样向前推进 不需要二维成核过程 生长连续，过饱和度低4. 写出杰克逊因子的表达式并指出各参数的物理意义。 L。/kTE:物质相变熵，决定于物质的本性，共存两相的类别 TE为相变时平衡温度 L。为单个原子相变时内能的改变，并可近似的看作相变潜热 L。/TE 为单个原子的相变熵 y1 v 取向因子，取决于晶体结构和界面的取向，反应晶体的各向异性 v 为晶体内部的一个原子

8、的近邻原子数，与晶体结构有关 y1为原子在界面内水平方向的近邻原子数，它取决于界面的取向5. 写出熔体生长时单晶炉内热场的基本要求并作出解释 熔体中：纵向温度梯度（dT/dz）L>0，径向温度梯度（dT/dr）L>0 即熔体内部温度高于熔点，保证熔体中不发生均匀成核同时坩埚璧处温 度高于熔点，保证坩埚边缘处不发生非均匀成核。 晶体中（dT/dz）s<0,且大小相当，既能排出相变潜热又不因过大使缺陷增加而影响晶体的完整性。6. 写出熔体生长的界面热流连续方程并讨论晶体直径，生长速度与晶体散热和熔体供热之间的关系。说明实际生产中如何控制晶体直径。 （1）界面热流连续方程 （2）晶

9、体直径，生长速度与晶体散热和熔体供热的关系 (dT/dz)s大或(dT/dz)L小，生长速度f大 (dT/dz)s过大，晶体完整性降低（晶体残留热应力大，且不利于晶格整理 及位错攀移滑移） (dT/dz)L过小，产生组分过冷，使得固液界面不平坦，导致枝蔓生长甚至多 晶。 体系的最大生长速度（极限值），在理论上(dT/dz)L=0时，可得 （2）晶体直径，生长速度与晶体散热和熔体供热的关系 F=Qc-QL/Ad(H) 生长速度f一定时，A=（Qc-QL）/fdH Qc大或QL小，A大(非稳定生长建立新的稳态） A，f一定时（等径匀速生长），（Qc-QL）要一定，即QL要随Qc变化 （3）实际生产

10、中控制晶体直径 晶体生长速度与生长的晶体半径成反比 在实际生产中，常用改变拉晶速度与加热功率来控制晶体半径7. 熔体生长的晶体中温度分布规律 （1）温度分布以晶体旋转轴z为对称轴，当r,z一定时，温度也相同；因此在z一定，即在一个水平面上,以r为半径的圆周上各点的温度都相同 （2）当r为常数时，=常数exp-常数z,即晶体中温度随z增大而指数关系降低 （3）当h>0时，环境冷却晶体，温度随r的增大而降低，此时晶体中等温线是凹向 熔体的。 当h<0,即环境给晶体热量时，温度随r的增大而升高，此时晶体中等温线是凸 向熔体的 （4）当z为常数时，温度梯度的轴向分量为： 如h>0，随

11、r增加而减少： h<0时，随r增加而增大。8. 写出正常情况下（不发生组分过冷）直拉单晶中生长各个阶段界面形状的变化正常情况下，固液界面的宏观形状与等于熔点的等温面相吻合，由炉腔内热场决定界面有：平坦，凸向熔体，凹向熔体三种情况引晶，放肩：凸向熔体等径生长：先平坦后再凹向熔体9. 写出直拉单晶生长工艺过程 籽晶熔接引晶缩颈放肩等径生长收尾第四章1.解释下列概念： 小平面效应：晶体生长的固液界面，由于受坩埚中熔体等温线的限制，常常是弯曲的，如果在生长晶体时迅速提起晶体，则在固液界面处会出现一小片平整的平面，通常称之为小平面。小平面区杂质浓度与非小平面区差异很大。杂质在小平面区域分布异常的现

12、象叫小平面效应 杂质条纹：由晶体中杂质浓度的起伏引起的腐蚀后表面出现宽窄不一条纹的现象 旋转性条纹：由于晶体转轴和热场轴不重合，引起生长的晶体中杂质浓度出现周期性的变化，这样形成的条纹 中子嬗变掺杂（NTD）:高纯区熔硅单晶放入原子反应堆进行中子照射，使同位素Si30激活嬗变为施主杂质P31进行掺杂-NTD。 漩涡缺陷：通常是指无位错单晶经西特尔腐蚀液腐蚀后，在晶体生长方向的横断面上、观察到的呈漩涡状分布的宏观缺陷花纹、微观上看是由浅底腐蚀坑组成的。是微缺陷的一种。 热施主效应：450热处理硅、SiO以最快速度形成SiO4，SiO4是一个正电中心，能够束缚电子，室温下受热激发而使电子电离出来参

13、与导电，使硅单晶N型电导增强，P型电导下降，即热施主效应。 吸杂工艺：通过机械化学处理方法，在硅片的非电活性区引入缺陷，在热处理时一些重金属杂质会扩散并淀积在这些缺陷处，从而减少了这些有害杂质对器件工作区的影响，改善了器件的性能，这种工艺叫吸杂工艺。2.简述CZ法中杂质掺入办法及其选择依据。 共熔法 投杂法不易挥发的杂质如硼，可采用共熔法掺入。即把掺入元素或母合金与原料一起放在坩埚中融化。易挥发杂志，如砷、锑等放在掺杂勺中、待材料熔化后，在拉晶前在投放到熔体中，并需充入氢气抑制杂质挥发。3、 讨论CZ法中影响单晶纵向电阻率均匀性的因素及其控制办法。.影响因素：分凝、蒸发、沾污.控制办法：从分凝

14、作用考虑：变速拉晶：对应K<1的杂质，晶体生长初期用较大的拉速，之后随晶体的长大而不断减小拉速，保持CL与Keff乘积不变。从蒸发作用考虑：如变速拉晶的晶体尾部电阻率较低，可把晶体尾部直径变细，降低拉速，增加杂质蒸发使CL变小而改善晶体电阻率的均匀性。从稀释溶质出发：双坩埚及连续送料CZ技术：内坩埚熔体V不变，CL降低，外坩埚液体对内坩埚液体有稀释作用。当K较小时，生长的晶体所带走的杂质少。内坩埚熔体中杂质浓度变化缓慢，纵向电阻率均匀从提高有效分凝系数出发强磁场中拉单晶MCZ增大有效分凝系数中子嬗变掺杂NTD4、 讨论CZ法中影响单晶径向电阻率均匀性的因素及其控制办法。影响因素：固液界面

15、的平坦度小平面效应I.调平固液界面，具体方法有调整生长热系统，使径向温度梯度变小调节拉晶参数： 凸界面，增加拉速，凹界面，降低拉速调整晶体或坩埚的转速： 增大晶转；使凸变凹；增大埚转；使凹变凸增大坩埚与晶体直径的比值： 坩埚直径晶体直径=3.:II. 调平固液界面还可消除小平面效应带来的径向电阻率分 布的不均匀性III.强磁场中拉单晶MCZ增大有效分凝系数IV.中子嬗变掺杂NTD5、 说明不同的固液生长界面形状（凸、凹、平）对电阻率径向分布的影响（K<1杂质）K<1：凸向熔体的界面会使径向电阻率出现中间高边缘低：凹向熔体的界面则相反：平坦的固液界面径向电阻率均匀性好。、 分析产生杂

16、质条纹的根本原因，说明对于非平坦界面，由于晶转轴与热转轴不重合带来的杂质条纹的形状（横截面、纵截面、表面）对于非平坦界面，以晶体的转轴为轴线的一连续螺蜷面，横截面为平面螺蜷线。纵截面为弯曲条纹，晶体表面产生细微的螺纹：旋转性表面条纹。、 解释组分过冷并推导组分过冷产生的条件，讨论出现组分过冷时平坦界面上的干扰如何发展成胞状界面及枝蔓生长。组分过冷：原来固液界面前沿的过热熔体因杂质的聚集产生一过冷区，这种因组分变化而产生的冷现象称为组分过冷。熔体内距离固液界面距离为处的温度为()（）()稳定的杂质富集层形成后，杂质在熔体中的分布为()s(-)（）/ ()=（）（）/ ()=()（）（）/凝固点的

17、曲线在固液界面()/|=（-）处的斜率为：令固液界面处温度分布曲线的斜率：()/|组分过冷的临界条件：（-）组分过冷的条件：/（-）大，和小均易满足组分过冷、拉晶时规避<的溶质，在界面前沿不断地排泄溶质，结果使相邻凸起间的沟槽内溶质增加得比凸起尖端更为迅速，而沟槽中溶质扩散到“大块”熔体中的速度又较凸起尖端小，于是沟槽中溶质浓集。由于溶液的凝固点随着浓度的增加而降低，因而沟槽不断加深，一定条件下界面可达一稳定的形状。此后的晶体生长就是该稳定的胞状界面以恒速向熔体中推进。、 简述位错对材料性能的影响及无位错单晶工艺的要点。（） 位错对材料性能的影响位错对载流子浓度的影响位错对迁移率的影响位

18、错对非平衡载流子寿命的影响位错对器件的影响（） 无位错单晶工艺的要点正确的选择籽晶晶向和制备籽晶选择籽晶：表面光洁、没有系属结构籽晶晶向：生长方向与面最小夹角最大采用合适的拉晶工艺缩颈；籽晶预热；等径生长阶段：防止机械振动造成机械应力，温度和拉速过大的波动造成热应力收尾：缓慢升温同时放慢拉速，使晶体逐渐变细避免较大的热冲击9. 每拉出g=1/2 处， =1·cm 的硅单晶锭100g，所用的硅是区熔硅（即纯硅），问要掺杂质硼多少克？（p=2000cm2/V·s 、N0=6.02×1023mol-1）10. 要拉制30g ， =13·cm 的P 型Ge单晶，

19、所用的杂质为Ga-Ge 合金，合金中P 型Ge浓度为Cm=1017cm-3，原料为纯Ge，问需要多少克Ga-Ge 合金？（Ga的分凝系数k=0.1，p=2000cm2/V·s ） 第五章1、 名词解释：自掺杂：杂质从衬底及基座中蒸发出来进入气相中继而再次掺入外延层中，也包括由于衬底基座被腐蚀而进入气相中进而掺入外延层中。外扩散：高温时杂质从衬底扩散到正在生长的外延层中外延层的夹层：外延层和衬底界面附近出现的高阻层或反型层双掺杂技术：同时引入两种原子半径不同的杂质原子，使他们产生的应变正好相反。应力得到补偿，减少或避免晶格畸变，消除失配位错-应力补偿法。SOS技术：蓝宝石（-AL2O3

20、）或尖晶石（MgO.Al2O3）衬底上外延生长硅SOI技术：称绝缘层上硅，把器件做在绝缘衬底生长的硅单晶层上。SIMOX:通过氧离子注入到硅片，与硅发生反应形成二氧化硅沉淀物，再经高温退火过程形成SiO2层，同时消除注入缺陷SDB&BE：直接键合技术使用键合技术，将两片硅片通过表面的SiO2层键合在一起再把背面用腐蚀BE等方法减薄到所要求的厚度获得SOI结构Smart-Cut：只能剥离技术是一种注入氢离子然后进行剥离的技术，即在键合的一片晶片上注入氢离子，然后和另一硅片在一定温度下键合，键合热处理温度大约5000C时，氧离子注入处会形成连续的空腔，从而自动剥离形成SOI结构。2、 详述

21、影响硅外延生长速率的因素化学源：生长速率一来于所选硅源，随Cl元素含量增加而下降。反应物的摩尔分数：对于SiCl4源，随着浓度增加，生长速率先增大后减小沉积温度：生长速率随温度升高而增加，低温区生长速率随温度升高呈指数规律上升，生长速率对温度敏感；高温区生长速率随温度变化较平缓，生长速率对温度不敏感气流速度：生长速率与流速的平方根成正比衬底晶向：晶面间的共价键数目越多，键合能力越强，生长速率越快；晶面面密度越小，生长速度越快。3、 用Grove模型解释分别在高温区、低温区外延生长时温度与生长速度的关系。 低温区，表面反应慢，反应速率受表面反应控制，即生长速率随温度按指数变化高温区，表面反应快，

22、反应速率受质量输运控制，生长速度随温度缓慢变化4、 由外延生长的Grove模型得到外延生长速率与反应物浓度成正比，对于以SiCl4为原料的硅外延为什么随SiCl4浓度的增加会出现负的生长速率？SiCl4作为硅源在外延生长时会生成HCL气体，随着SiCl4浓度的增加，反应生成的HCL的浓度也增加。由于CL对硅有一定腐蚀作用，所以当其达到一定浓度是，由于腐蚀作用增大，以腐蚀硅的反应为主，此时不仅停止外延生长，且会使硅衬底受腐蚀而变薄，最终表现结果既是出现负的生长速率。5、 为什么使用外延生长难以得到突变结？通常希望外延层和衬底之间界面处的掺杂浓度梯度很陡，但是由于高温下进行外延生长，衬底中的杂质会

23、进入外延层，使得外延层和衬底处的杂质浓度变平，外延层与衬底之间杂质的互扩散导致杂质再分布。实际中由于自掺杂效应外延层中杂质的纵向分布要比只有衬底杂质向外延层的外扩散的情况更平坦，所以使用外延生长难以得到突变结。6、 确定在1200时，由SiCl4源生长的外延层的生长速率。反应室的气相质量转移系数是hG=5cm/s，表面反应速率常数为KS=107exp（-1.9eV/kT）cm/s,CG=5*1016cm-3。如果反应温度降低2，生长速率将变化多少？解： 其中CG=5*1016cm-3，N=5.22*1022cm-3 T0=300K,kT0=0.026eV T1=1473K，kT1=0.1277

24、eVKS1=3.452cm/s hG=5cm/s G1=1.956X10-6cm/sT2=1471cm/s kT2=0.1275ev KS2=3.374cm/s G2=1.930X10-6cm/s G=-2.6X10-8cm/sGG1=-1.33%7、 计算111晶向硅衬底上外延层厚度为多少时，外延层上的刻蚀坑具有1.838um的尺寸？ 第六章1、 名词解释HB：水平布里奇曼法，又称横拉法。采用石英密封系统，系统置于双温区炉中，低温端放As源控制系统中As气压，高温端合成化合物并拉制晶体，而整个系统的温度都必须高于As源端温度，以防止As蒸汽凝结。LEC(LEP):液态密封法，在熔体上覆盖透明

25、而粘滞的惰性熔体，再向单晶炉内充入大于熔体离解压的惰性气体，用此法来抑制化合物材料的理解。SSD：合成溶质扩散法。化合物溶质在出于高温区的溶剂表面合成，在温度梯度和浓度梯度的驱动下向坩埚底部扩散，并在温度较低的坩埚底部析出晶体。VCZ：蒸汽控制直拉技术。把坩埚-晶体置于一准密封的内生长室内，内生长室中放置少量As，使内生长室内充满As气氛。这样即使在相当低的温度梯度下生长，晶体表面也不至于离解。VGF：垂直梯度凝固法。炉体垂直放置，石英瓶垂直放入炉体中间，采用计算机精确控制热场进行缓慢降温2、 从能带结构特点比较Si和GaAs在应用上的不同。Si为间接带隙半导体，而GaAs为直接带隙半导体，因

26、此GaAs作为光电材料，可作发光与激光器件，而Si只能作微电子器件GaAs的禁带宽度比硅大，为1.43ev,因此GaAs可以在较高温度下工作。相比硅的工作温度仅为2500CGaAs<100>方向上具有双能谷能带结构。导带中有两个能谷：主能谷，次能谷。当外电场超过某一阈值时：电子由主能谷向次能过转移，表现为负电阻效应，因此GaAs可用作Gunn器件3、 解释作为间接帯隙材料GaP为什么能成为可见光LED的主要材料？答：GaP虽然为间接帯隙半导体材料，但在GaP中掺入等电子杂质时，等电子杂质可以俘获电子（或空穴），成为等电子陷阱，等电子陷阱通过短程势俘获电子（或空穴）之后，成为负电（或

27、正电）中心，可以借助长程库伦作用吸引一个空穴（或电子），于是形成了等电子陷阱上的束缚激子。这种束缚是一种短程力，可以使陷阱内电子局限在一个局部的范围。根据量子力学的测不准关系Pxh/2,当电子的x十分小时，它的动量变动范围就很大，即K扩展；了，也就是在K=0处也会有一定数目的电子，这些电子便可不借声子的帮助而直接跃迁，从而大大提高了发光效率。因此GaP材料的发光实质上是激子复合发光。4、 详细说明三温区横拉法中温度选择的依据。（T1=12500C，T2=11000C,T3=6100C）答：高温区T1(1245-12600C)控制其高于GaAs熔点，以维持其熔体状态合成GaAs中温区T2（112

28、0-1200）既可调整固液界面附近的温度梯度，还可利用抑制石英舟中Si对晶体的污染。本质在于抑制高温区反应生成的Ga2O从高温区向低温区扩散。4Ga(l)+SiO2(s) Si(s)+2Ga2O(g) (高温区)3Ga2O(g)+As4(g) Ga2O3(s)+4GaAs(s) (低温区)5、 GaAs成为继Si之后重要半导体材料的重要特征有哪些？直接带隙，光电特性好，光电材料，可作发光与激光器件，Si,Ge只做微电子材料迁移率高（是硅的5-6倍），适于制作超高频高速器件和电路易于制成非掺杂半绝缘单晶，IC中不必作绝缘隔离层，简化IC，减少寄生电容，提高集成度Eg较大（1.43eV）,可在较高

29、温度下（450）工作。硅：250，鍺：100耐热，抗辐射能力强太阳能电池，转换率比Si高Gunn效应，新型功能器件第七章1. 解释：MOVPE,MBE、CBE、ALE、二步外延法、双气流MPVPE。 答：MOVPE：金属有机物气相外延生长，基本原理是：族、族金属有机物+族、族氢化物为源材料，热分解方式在衬底上进行外延生长-，-族化合物半导体及它们的多元化合物的薄层单晶。 MBE：分子束外延，是在超高真空超高真空的条件下，用分子束或原子束输运源进行外延生长的方法。在超高真空中，分子束中的分子之间以及分子束的分子与背景分子之间几乎不发生碰撞。 CBE：化学束外延生长。用气态源代替固态源进行MBE生

30、长，即气态源MBE. ALE：原子层外延，是向衬底交替单独供给半导体组成元素的源， 使各组成元素以单原子层在衬底上进行一层一层地生长一层分子层。 二步外延法：GaN和蓝宝石衬底之间的失配达到15.4%，为此先用MOVPE发，低温下在550左右，在衬底上先生长一层2050nm厚的GaN缓冲层，然后升温至1030，接着生长GaN外延层。 双气流MPVPE：采用二组输入反应室的气路进行外延生长，一路为主气路，沿与衬底平行方向输入反应气体。另一路称为副气路，在垂直于衬底方向高速度输入非反应气体，副气路输入的气体的作用是改变住气流的流向和抑制生长热对流，从而可生长具有高迁移率的单晶层。2. 依据相图，L

31、PE 生长GaAs时说明如何从A 点开始外延生长。 如Ga溶液组分为CL1，当温度T=TA时，它与GaAs衬底接触，此时A 点处于液相区，故它将溶掉GaAs衬底(俗称吃片子)。 GaAs衬底被溶解后，溶液中As量增大，A 点朝右移动至A后，GaAs才停止溶解。溶液为饱和态。 降温后溶液变成过饱和，这时GaAs将析出并沉积在GaAs衬底上进行外延生长。3. 为什么从70年代初就对GaN开展了研究工作但一直进展缓慢？答：目前没有生长GaN体单晶的技术：熔点高，离解压高，只能异质外延，而通过异质厚外延层+衬底剥离技术获得GaN衬底价格十分昂贵。GaN的P型掺杂问题：Mg-H络合物的形成降低了掺杂效率，而且Mg的电离能较高，室温下只少部分电离，P型GaN电导率低。GaN异质外延生长的难点 GaN生长温度下的离解，造成偏离化学计量比。 衬底的匹配：异质外延的晶格失配、热失配导致外延层的大量位错。4. 在生长III-V族化合物时指出MBE、MOVPE和CBE法使用的III族源及各自的生长机理。答：MBE，族为固体金属。生长机理：族元素是以原子或分子束的形式