第一篇：晶体硅电池漏电研究
【干货】晶体硅电池漏电都有哪些原因？
2016-01-26
摘要本文描述了晶体硅太阳能电池片局部漏电现象，分析了晶体硅硅片及电池生产过程中可能产生的漏电原因及预防措施。电池生产过程中刻蚀不完全或未刻蚀、点状烧穿和印刷擦片或漏浆等情况会产生漏电，严重影响电池片的品质，另外发现Si3N4颗粒、多晶硅晶界等也有可能造成电池片漏电。
关键词：漏电流;点状烧穿;印刷擦片;刻蚀不完全
太阳能发电由于其具有环保、高效、节能以及取之不尽、用之不竭等特点，已成为新能源中最受瞩目的能源。太阳能电池是一个巨大的半导体二极管，以半导体材料为基础进行能量转换。目前，光伏行业中晶体硅太阳能电池还是占主导位置。晶体硅太阳电池主要分为两种，一种是将圆柱形的单晶硅棒切割成单晶硅片;一种是通过铸锭方式生成多晶硅片。单晶硅棒和多晶铸锭的质量很大程度上可以影响晶体硅电池片的质量。随着晶体硅电池利用的日益广泛，晶体硅太阳电池局部漏电问题逐渐受到人们的关注与重视。因此晶体硅电池漏电原因的分析与讨论成为晶体硅电池研究的热点之一。
在晶体硅太阳电池生产过程中，部分晶体硅太阳电池难免会因为各种原因导致局部漏电，甚至短路。晶体硅片在制作生产过程中导致局部漏电主要原因为1)通过PN结的漏电流;2)沿电池边缘的表面漏电流;3)金属化处理后沿着微观裂纹或晶界形成的微观通道的漏电流[1]。本文主要探究了晶体硅电池漏电的原因，并进行具体分析。
一、晶体硅太阳电池工作原理
如图1所示，当处于开路的情况下，当光生电流和正向电流相等的时候，则由于电子和空穴分别流入N区和P区，使N区的费米能级比P区的费米能级高，在这两个费米能级之间，P-N结两端将建立起稳定的电势差Voc(P区为正,N区为负)。如果将外电路短路，则外电路中就有与入射光能量成正比的光电流流过，这个电流称作短路电流，只要光生电流不停止，就会有源源不断的电流通过电路，P-N结起到了一个电源的作用。这就是太阳能电池的工作原理[2]。来源：Solarbe 作者：李吉，靳迎松，严金梅，王惠，麻增智，赵江雷
图2是利用P/N结光生伏特效应做成的理想光电池的等效电路图。
图中把光照下的p-n结看作一个理想二极管和恒流源并联，恒流源的电流即为光生电流IL，由于前面和背面的电极和接触，以及材料本身具有一定的电阻率，基区和顶层都不可避免的要引入附加电阻。流经负载的电流，经过它们时，必然引起损耗。在等效电路中，可将它们的总效果用一个串联电阻RS来表示。由于电池边沿的漏电和制作金属化电极时，在电池的微裂纹、划痕等处形成的金属桥漏电等，使一部分本应通过负载的电流短路，这种作用的大小可用一并联电阻RSH来等效。本文主要研究的就是在实际太阳电池生产中的漏电原因[3]。
二、晶体硅太阳电池漏电分析
从晶体硅太阳电池生产工艺流程看，以下几个因素与电池片漏电有关：1)刻蚀不完全或未刻蚀;2)点状烧穿;3)印刷擦片或漏浆。对上述三方面进行实验研究，在研究过程中发现除了以上三种漏电原因外，还有Si3N4颗粒、多晶晶界等也会造成电池片漏电[4,5]。
1刻蚀不完全或未刻蚀造成的漏电
扩散工艺中在硅片的上表面和周边都扩散上了N型结，如果不去除周边的N型结会导致电池片正负极被周边的N型结联接起来，使电池正负极接通，起不到电池的作用了，我们用等离子刻蚀去除太阳能电池的周边结，其腐蚀反应方程为：
CF4------C+4F*(1)Si+4F------SiF4* ↑(2)
等离子体刻蚀是采用高频辉光放电反应，使反应气体激活成活性粒子，如原子或游离基，这些活性粒子扩散到需刻蚀的部位，在那里与被刻蚀材料进行反应，形成挥发性生成物而被去除。
如果硅片未刻蚀或刻蚀不完全没有及时发现，并且下传印刷，将产生局部漏电的电池片，我们可以通过IR红外热成像仪，判断局部漏电硅片是否刻蚀原因产生的。
IR红外热成像仪的工作原理是在连接电池片的正负极时，使电池片上会形成一个电流回路，当有区域漏电时，该区域的电流就会特别大，产生的热量就会比较多，红外成像仪可以根据硅片表面产生的不同热量转换为电信号，进而在显示器上形成热图像，可以对发热的异常区域进行准确的识别。
刻蚀不完全或未刻蚀的硅片在IR下表现为电池片边缘发红，如图3所示。刻蚀不完全或未刻蚀的电池片在进行四周打磨后漏电流会减少到2A以下，如表1所示。
以上几点可以判断为刻蚀不完全或未刻蚀造成的。刻蚀不完全主要是由于硅片边结由于设备原因或人为原因未去除干净，导致漏电过大的异常现象主要有以下原因：1)刻蚀功率过小;2)刻蚀时间不足;3)刻蚀压力波动导致刻蚀不均;4)刻蚀时机台故障，以致刻蚀未进行完全;5)刻蚀时，硅片底部托盘未旋转，导致刻蚀不均;6)人为原因，将未刻蚀硅片下传;针对以上原因需要加强刻蚀机的监控，增加人员的责任意识。
2点状烧穿造成的漏电
点状烧穿通常意义上指IR拍摄出呈现点状发红的漏电现象，具体表现如图4所示，其主要由以下三种因素引起，1)隐裂引起的点状烧穿;2)微隐裂引起的点状烧穿;3)未知因素引起的点状烧穿。
隐裂引起的点状烧穿主要有两种方式产生，1)扩散前隐裂即在扩散步磷源顺着裂缝扩散，从而导致上下导通，产生点状烧穿;2)印刷前隐裂即在印刷过程中，浆料恰巧印过裂缝，银浆通过裂缝渗透到背面产生点状烧穿。对于由隐裂而产生的点状烧穿，我们必须规范生产现场操作，尽量避免产生隐裂片的可能。比如装舟卸舟时轻拿轻放，保持印刷机台干净平整等等。
微隐裂引起的点状烧穿主要是因为硅片本身晶体结构存在缺陷，在烧结过程中会破坏晶体结构，银浆顺着晶界渗透至基区，从而产生漏电。我们通常也称此现象为微隐裂。判断是硅片本身的缺陷还是晶体硅电池生产过程中导致的点状烧穿，我们需要借助扫描电镜进行分析。
由扫描电镜即扫描电子显微镜(Scanning Electron Microscope，简称SEM)，主要用于观察样品的表面形貌、割裂面结构、管腔内表面的结构等，所获得的图像立体感强，可用来观察样品的各种形貌特征。
由SEM图片可知：微隐裂正面与背面均存在凹槽缺陷，导致点状烧穿，如图5所示。对于此类由晶体缺陷引起的点状烧穿，如果要降低其产生的可能性，则需要在进料时加一道检测工序，测量每片原料片的少子寿命分布，剔除异常片。但该工序费时费力，可行性有待进一步商榷。
3擦片或漏浆造成的漏电
擦片主要是指在印刷过程中出现的印刷不良片用酒精等将栅线擦拭干净后重新印刷的电池片。这些电池片如果没有处理好，可以看到如图6所示的形貌。在显微镜下观察可以看到还有部分浆料残留在硅片表面，IR图像显示有大面积漏电，EL图像显示表面有大面积污染，SEM图像显示可以看到密密麻麻的细点，这些细点即为银浆，在擦片的过程中银浆渗进电池片里;小颗粒银浆是团状银浆在烧结过程中形成玻璃态造成的大面积漏电。
造成擦片漏电的原因主要为人为操作不规范导致的，1)人为的擦片破坏Si3N4膜面，使Si3N4钝化效果失效;2)绒面凸起部分在人为摩擦过程中极易受损，使电池片p型裸露，印刷后直接与金属电极导通发生短路;3)即使擦片后表观看来已无浆料，但仍会有少量浆料残留在绒面凹陷处，烧结后成为金属复合中心，降低少子寿命，漏电明显增大;4)擦片过程中难免使电池片四周沾到浆料，造成pn结导通，发生漏电。
漏浆主要包含边缘漏浆和表面漏浆两种，边缘漏浆是指电池片四周沾到浆料，造成pn型导通，发生漏电如图7所示;边缘漏浆和刻蚀不完全只看IR图像很难区分，必须在SEM或者基恩士下观察方能准确判断。
表面漏浆是指电池片在印刷前有隐裂，印刷时隐裂处沾染上铝浆，烧结时铝浆随银浆一起被烧进PN结，而导致PN结被烧穿，引起的漏电如图8所示。平面图上明显看到浆料(红色线条包围的区域)，这些浆料以铝浆为主。其他原因造成的漏电
Si3N4颗粒有可能造成漏电如图9所示，Si3N4颗粒主要来源：1)铸造多晶硅时在坩埚表面喷涂的Si3N4脱落融入硅锭所致;2)镀膜时SiH4的含量偏高，形成Si3N4颗粒。Si3N4颗粒的晶粒贯穿电池片的层错，使PN结导通而导致漏电。
晶界缺陷有可能造成漏电如图10所示，其原因主要为1)杂质原子容易在晶界位置集中，形成各类缺陷和复合中心;2)高温扩散的原子也容易沿着位错和晶界形成微小的桥路漏电。
三、结论
分析了晶体硅硅片及电池生产阶段可能产生的漏电原因及预防措施。在电池生产过程中产生漏电的主要原因为：1)刻蚀不完全或未刻蚀 2)点状烧穿3)印刷擦片或漏浆等，严重影响电池片的品质。在分析过程中还发现Si3N4颗粒、多晶晶界等也有可能造成电池片漏电，在以后的研究中也需要重点关注。
参考文献
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第二篇：2017年年产2GW晶体硅太阳能电池项目可行性研究报告(编制大纲)
2017年年产2GW晶体硅太阳能电池项目可行性研究报告
编制单位：北京智博睿投资咨询有限公司
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本报告是针对行业投资可行性研究咨询服务的专项研究报告，此报告为个性化定制服务报告，我们将根据不同类型及不同行业的项目提出的具体要求，修订报告目录，并在此目录的基础上重新完善行业数据及分析内容，为企业项目立项、申请资金、融资提供全程指引服务。
可行性研究报告 是在招商引资、投资合作、政府立项、银行贷款等领域常用的专业文档，主要对项目实施的可能性、有效性、如何实施、相关技术方案及财务效果进行具体、深入、细致的技术论证和经济评价，以求确定一个在技术上合理、经济上合算的最优方案和最佳时机而写的书面报告。
可行性研究是确定建设项目前具有决定性意义的工作，是在投资决策之前，对拟建项目进行全面技术经济分析论证的科学方法，在投
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投资可行性报告咨询服务分为政府审批核准用可行性研究报告和融资用可行性研究报告。审批核准用的可行性研究报告侧重关注项目的社会经济效益和影响；融资用报告侧重关注项目在经济上是否可行。具体概括为：政府立项审批，产业扶持，银行贷款，融资投资、投资建设、境外投资、上市融资、中外合作，股份合作、组建公司、征用土地、申请高新技术企业等各类可行性报告。
报告通过对项目的市场需求、资源供应、建设规模、工艺路线、设备选型、环境影响、资金筹措、盈利能力等方面的研究调查，在行业专家研究经验的基础上对项目经济效益及社会效益进行科学预测，从而为客户提供全面的、客观的、可靠的项目投资价值评估及项目建设进程等咨询意见。
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关联报告：
年产2GW晶体硅太阳能电池项目建议书 年产2GW晶体硅太阳能电池项目申请报告
年产2GW晶体硅太阳能电池项目资金申请报告 年产2GW晶体硅太阳能电池项目节能评估报告 年产2GW晶体硅太阳能电池项目市场研究报告 年产2GW晶体硅太阳能电池项目商业计划书 年产2GW晶体硅太阳能电池项目投资价值分析报告 年产2GW晶体硅太阳能电池项目投资风险分析报告 年产2GW晶体硅太阳能电池项目行业发展预测分析报告
可行性研究报告大纲（具体可根据客户要求进行调整）第一章 年产2GW晶体硅太阳能电池项目总论 第一节 年产2GW晶体硅太阳能电池项目概况 1.1.1年产2GW晶体硅太阳能电池项目名称 1.1.2年产2GW晶体硅太阳能电池项目建设单位 1.1.3年产2GW晶体硅太阳能电池项目拟建设地点 1.1.4年产2GW晶体硅太阳能电池项目建设内容与规模 1.1.5年产2GW晶体硅太阳能电池项目性质
1.1.6年产2GW晶体硅太阳能电池项目总投资及资金筹措 1.1.7年产2GW晶体硅太阳能电池项目建设期
第二节 年产2GW晶体硅太阳能电池项目编制依据和原则 1.2.1年产2GW晶体硅太阳能电池项目编辑依据 1.2.2年产2GW晶体硅太阳能电池项目编制原则 1.3年产2GW晶体硅太阳能电池项目主要技术经济指标
1.4年产2GW晶体硅太阳能电池项目可行性研究结论 第二章 年产2GW晶体硅太阳能电池项目背景及必要性分析 第一节 年产2GW晶体硅太阳能电池项目背景 2.1.1年产2GW晶体硅太阳能电池项目产品背景 2.1.2年产2GW晶体硅太阳能电池项目提出理由 第二节 年产2GW晶体硅太阳能电池项目必要性
2.2.1年产2GW晶体硅太阳能电池项目是国家战略意义的需要 2.2.2年产2GW晶体硅太阳能电池项目是企业获得可持续发展、增强市场竞争力的需要
2.2.3年产2GW晶体硅太阳能电池项目是当地人民脱贫致富和增加就业的需要
第三章 年产2GW晶体硅太阳能电池项目市场分析与预测 第一节 产品市场现状 第二节 市场形势分析预测 第三节 行业未来发展前景分析
第四章 年产2GW晶体硅太阳能电池项目建设规模与产品方案 第一节 年产2GW晶体硅太阳能电池项目建设规模 第二节 年产2GW晶体硅太阳能电池项目产品方案
第三节 年产2GW晶体硅太阳能电池项目设计产能及产值预测 第五章 年产2GW晶体硅太阳能电池项目选址及建设条件 第一节 年产2GW晶体硅太阳能电池项目选址 5.1.1年产2GW晶体硅太阳能电池项目建设地点
5.1.2年产2GW晶体硅太阳能电池项目用地性质及权属 5.1.3土地现状
5.1.4年产2GW晶体硅太阳能电池项目选址意见 第二节 年产2GW晶体硅太阳能电池项目建设条件分析 5.2.1交通、能源供应条件 5.2.2政策及用工条件 5.2.3施工条件 5.2.4公用设施条件 第三节 原材料及燃动力供应 5.3.1原材料 5.3.2燃动力供应
第六章 技术方案、设备方案与工程方案 第一节 项目技术方案 6.1.1项目工艺设计原则 6.1.2生产工艺 第二节 设备方案
6.2.1主要设备选型的原则 6.2.2主要生产设备 6.2.3设备配置方案 6.2.4设备采购方式 第三节 工程方案 6.3.1工程设计原则
6.3.2年产2GW晶体硅太阳能电池项目主要建、构筑物工程方案 6.3.3建筑功能布局 6.3.4建筑结构
第七章 总图运输与公用辅助工程 第一节 总图布置 7.1.1总平面布置原则 7.1.2总平面布置 7.1.3竖向布置
7.1.4规划用地规模与建设指标第二节 给排水系统 7.2.1给水情况 7.2.2排水情况 第三节 供电系统 第四节 空调采暖 第五节 通风采光系统 第六节 总图运输
第八章 资源利用与节能措施 第一节 资源利用分析 8.1.1土地资源利用分析 8.1.2水资源利用分析 8.1.3电能源利用分析 第二节 能耗指标及分析
第三节 节能措施分析 8.3.1土地资源节约措施 8.3.2水资源节约措施 8.3.3电能源节约措施 第九章 生态与环境影响分析 第一节 项目自然环境 9.1.1基本概况 9.1.2气候特点 9.1.3矿产资源 第二节 社会环境现状 9.2.1行政划区及人口构成 9.2.2经济建设
第三节 项目主要污染物及污染源分析 9.3.1施工期 9.3.2使用期
第四节 拟采取的环境保护标准 9.4.1国家环保法律法规 9.4.2地方环保法律法规 9.4.3技术规范 第五节 环境保护措施 9.5.1施工期污染减缓措施 9.5.2使用期污染减缓措施
9.5.3其它污染控制和环境管理措施 第六节 环境影响结论
第十章 年产2GW晶体硅太阳能电池项目劳动安全卫生及消防 第一节 劳动保护与安全卫生 10.1.1安全防护 10.1.2劳动保护 10.1.3安全卫生 第二节 消防
10.2.1建筑防火设计依据 10.2.2总面积布置与建筑消防设计 10.2.3消防给水及灭火设备 10.2.4消防电气 第三节 地震安全
第十一章 组织机构与人力资源配置 第一节 组织机构
11.1.1组织机构设置因素分析 11.1.2项目组织管理模式 11.1.3组织机构图 第二节 人员配置
11.2.1人力资源配置因素分析 11.2.2生产班制 11.2.3劳动定员
表11-1劳动定员一览表 11.2.4职工工资及福利成本分析 表11-2工资及福利估算表 第三节 人员来源与培训
第十二章 年产2GW晶体硅太阳能电池项目招投标方式及内容 第十三章 年产2GW晶体硅太阳能电池项目实施进度方案 第一节 年产2GW晶体硅太阳能电池项目工程总进度 第二节 年产2GW晶体硅太阳能电池项目实施进度表 第十四章 投资估算与资金筹措 第一节 投资估算依据
第二节 年产2GW晶体硅太阳能电池项目总投资估算
表14-1年产2GW晶体硅太阳能电池项目总投资估算表单位：万元 第三节 建设投资估算
表14-2建设投资估算表单位：万元 第四节 基础建设投资估算
表14-3基建总投资估算表单位：万元 第五节 设备投资估算
表14-4设备总投资估算单位：万元 第六节 流动资金估算
表14-5计算期内流动资金估算表单位：万元 第七节 资金筹措 第八节 资产形成
第十五章 财务分析 第一节 基础数据与参数选取
第二节 营业收入、经营税金及附加估算
表15-1营业收入、营业税金及附加估算表单位：万元 第三节 总成本费用估算
表15-2总成本费用估算表单位：万元 第四节 利润、利润分配及纳税总额预测
表15-3利润、利润分配及纳税总额估算表单位：万元 第五节 现金流量预测 表15-4现金流量表单位:万元 第六节 赢利能力分析 15.6.1动态盈利能力分析 16.6.2静态盈利能力分析 第七节 盈亏平衡分析 第八节 财务评价 表15-5财务指标汇总表
第十六章 年产2GW晶体硅太阳能电池项目风险分析 第一节 风险影响因素 16.1.1可能面临的风险因素 16.1.2主要风险因素识别 第二节 风险影响程度及规避措施 16.2.1风险影响程度评价
16.2.2风险规避措施 第十七章 结论与建议
第一节 年产2GW晶体硅太阳能电池项目结论 第二节 年产2GW晶体硅太阳能电池项目建议
第三篇：晶体硅太阳电池片弯曲度研究进展-索比光伏网
晶体硅太阳电池片弯曲度研究进展
摘要：在介绍铝硅相图、铝背场形成过程以及铝背场结构的基础上，阐述了丝网印刷晶体硅太阳电池弯曲度产生的原因，介绍了目前国内外解决晶体硅太阳电池弯曲度的几种方法，最后提出改变浆料成分是解决弯曲度的最佳方法。
关键词：铝硅相图 铝背场 弯曲度
1.引言
目前，晶体硅仍然是最主要的太阳电池材料，市场份额约为90％。太阳电池生产成本的50％以上来自于硅材料，减薄硅片是电池生产厂商降低生产成本的主要手段之一。硅片的厚度从最初的300μmμm到现在的200μm，并且向150μm或更薄化发展，且工艺基本上都采用丝网印刷和烧结来制备。由于硅片减薄，烧结过程中，电池片容易发生弯曲，而弯曲的电池片在后续工艺中容易破碎，降低成品率，增加电池生产成本。因此，减小薄片晶体硅太阳电池弯曲度已经成为太阳电池发展急需解决的问题。目前，国内外关于薄片晶体硅弯曲度已经有一系列报告。
2.铝背场的形成过程
2.1 铝背场的形成过程
为了更好的了解弯曲度产生的原因，本文将结合电池片传统烧结曲线、铝硅合金相图以及烧结时背场成分变化，介绍铝背场形成的微观机制，如图1-3所示。
图1为传统晶体硅太阳的电池烧结曲线，该曲线主要由烘干区、烧结区以及冷却区3个部分组成。对应这三个组成部分铝背场的形成过程可以分成六个阶段：
第一阶段，有机溶剂溶剂挥发，如图3（1）所示，温度范围100~200℃。生产晶体硅太阳电池的铝浆通常由1到10μm的超细铝粉、玻璃粉、有机粘合剂以及有机溶剂四部分组成。在烘干阶段，铝浆中的有机溶剂大量挥发，从而使印刷在硅片表面的铝浆成为一种多孔的结构，该多孔的结构由有机粘合剂粘结在硅片的表面，铝浆的印刷量一般在0.7mg/cm2，厚度在40μm左右；
第二阶段，铝融化侵蚀硅片表面，如图3（2）所示，温度在铝的熔点660℃，如图1中的第一个平台。此时，接触硅片表面的液态铝沿着相图中的红线即液相线随着温度的升高由2点开始向上移动，在硅片的局部区域形成液态铝硅合金；
第三阶段，铝硅的质量传输，随着温度由相图中的2点移至3点，合金中的硅的含量逐渐升高，铝硅进行着质量的传输，其传输线路为硅由基体向铝传输，而铝由铝浆向基体传输，两者的传输路线相反，见图3（3）所示。
图1：传统太阳能电池片烧结曲线
图2：铝硅二元相图
第四阶段，峰值温度阶段，在此阶段，铝硅液态合金相中硅的含量达到最高，接近30%，且液态相贯穿整个硅片表面；
第五阶段，冷却阶段，此时合金中铝硅的质量传输方向和第三阶段相反，合金的成分沿液态线由4点向3点移动，液态合金中的硅向硅片表面传输，在硅片表面外延生长，含有少量的铝，形成硅的铝掺杂；
图3：铝背场的形成过程
图4：铝背场的扫描电镜照片
第六阶段，凝固阶段，温度在铝硅共晶温度577℃，对应相图中的6点，此时，铝硅合金中硅的成分达到共晶成分，约占12%，形成完整的铝背场，同时在铝硅合金前表面外延生长了一层再结晶的铝。图4为经过HF酸以及HNO3腐蚀后的铝背场的扫面电镜照片[1]。
3.弯曲度形成的原因
3.1弯曲度形成的原因
太阳能电池晶体硅片弯曲度形成的主要原因在于铝硅线膨胀系数远远大于硅线膨胀系数，铝硅的线膨胀系数23×10-6k-1[2]，硅的线膨胀系数只有3.5×10-6k-1，随着温度的降低，铝硅的收缩远远大于硅片的收缩，使硅片表面承受一种压应力，从而产生弯曲度。而弯曲度的形成时间是从第六个阶段以后产生的，因为，在第六个阶段以前，晶体硅片基体上的铝硅合金处于液体状态，因温度下降引起的铝硅基体和硅基体收缩差异形成的切应力难以在硅片表面加载，只有当铝硅液相转变成固体状态以后，才能承受这种应力，从而产生弯曲度。
3.2弯曲度的理论模型
R.J.Roark[3]采用简化的一维二层模型对弯曲度进行了分析，弯曲度的表达式如下：
（1）
其中，其中δ为弯曲度；L为电池片宽度；αSi，αAl，分别为Si层和Al层的热膨胀系数；Tf为铝硅共晶温度；T为测试温度；dSi，dAl，分别为硅层和铝层的厚度；ESi，EAl分别为硅层和铝层的弹性模量。从（1）式可以看出，影响弯曲度大小的因素主要包括：电池片宽度、铝层和硅层的厚度、铝硅熔体共晶温度、铝层和硅层的弹性模量和热膨胀系数。
4.目前解决弯曲度的基本方法
4.1铝背场湿重
云南师范大学太阳能研究所的申兰先[4]研究了铝浆湿重对电池片弯曲度的影响，实验在170μm的硅片上进行，发现随着铝浆厚度的减小，电池片的弯曲度逐渐下降，当二道铝浆厚度从27μm降至20μm时，弯曲度由1mm降为0.75mm。德国康斯坦茨大学物理系的A.Schneider也对此进行了研究[5]，发现当铝浆印刷厚度由50降至30μm以下时，电池片的弯曲度都保持在1mm以下，但是当印刷厚度降至35μm以下时，电池片的电性能开始恶化，主要由于铝层厚度影响铝背场深度，从而影响钝化效果。如果铝印刷量太少，不能形成闭合的铝背场，部分硅片表面没能形成铝背场，增加了背表面复合。
4.2烧结温度
目前关于烧结工艺对电池片弯曲度的研究较少。浙江大学材料科学与工程系硅材料国家重点实验室的孙振华[6]通过在快速热处理炉中模拟铝背场烧结过程，研究了升温速率、烧结温度和降温速率等烧结工艺参数对电池片弯曲度的影响，实验以AlSi共晶点温度577℃为分界点，将降温过程分为高温段和低温段。研究结果表明，电池片的弯曲度随升温速率的增加而增大，随降温速率的增大而减小，并且升温过程对弯曲度的影响远小于降温过程，如图5所示。在高于AlSi共晶点温度的高温段，电池片弯曲随降温速率的变化幅度很大，表明该温度段下降温速率对电池片弯曲的影响更大，而低温段的影响不明显；实验还研究了峰值温度和保温时间对电池片弯曲度的影响，发现随着峰值温度的升高电池片的弯曲度升高，当峰值温度超过800℃以上时，弯曲度急剧增加，见图6；对于保温时间对弯曲度的影响，发现对比无预处理，铝熔化前的保温处理，电池片的弯曲度减小了，铝熔化后的保温则使电池片弯曲度增大，且预处理温度越高，弯曲度的增速越快，如图7。这表明，铝熔化前，烧结工艺参数主要影响添加剂的燃烧特性。从而影响了铝颗粒外壳氧化层的厚度，进而间接影响了铝颗粒间的衔接，铝熔化后，则直接影响了铝颗粒之间的衔接。之所以升温速率对电池片弯曲影响不明显，就是因为升温过程的低温段和高温段对电池片弯曲的影响相反造成的。
图5：升温速率对电池片弯曲度影响
图6：烧结温度对电池片弯曲度影响
图7：不同温度保温对电池片弯曲度影响
4.3冷冻法
Huster[2]认为，从铝硅共晶点温度冷却到室温，铝层和硅层收缩的差异约为1.1％。这1.1％的差异只能通过三种方式来弥补：硅片的压缩、硅片的弯曲和铝层的被拉伸。由于硅的弹性模量很大（100-200Gpa），硅片的压缩可以忽略。硅片的弯曲造成的长度变化也可以忽略。因此，只能通过铝层的被拉伸来弥补这1.1％的差。Huster[2]发现，当电池片从共晶温度冷却至室温时，在共晶温度到300℃铝层发生的是弹性变形，当温度从300℃冷却至150℃时，开始发生部分塑性变形，当冷却至室温时，由于弹性变形导致0.4%的变化，塑性变形0.7%，如果能使铝背场继续发生0.4%的塑性变形，那么电池片就不受应力的影响，也不会产生弯曲度。于是，Huster将弯曲的电池片冷却到零下50℃，让其继续发生0.4%的变形，然后再回到室温，这样，由于冷却过程中，铝层继续被拉伸，发生塑性变形，当回到室温时，铝层的塑性形变已经达到1.1％，电池片恢复平整，图6为其应力应变曲线。这种方法的优点是很容易工业化，且不会对电池片电性能产生其他影响，缺点是增加电池片生产成本。
4.4浆料成分
Mario Bahr[7]等比较了五种不同的铝浆，研究了它们对电池电学性能和弯曲上的影响，发现有一种铝浆，在硅片厚度只有100μm时，电池片弯曲度仅为2mm，而且电池效率没有因为硅片厚度的减薄而降低，这充分证明了铝浆对电池片弯曲有很大的影响，同时也说明铝背场可以满足薄片电池背表面钝化的要求。S.Kim等[8]认为含铅铝浆中的铅对电池片弯曲影响很大，并开发了一种不含铅的铝浆，这种铝浆中加入了特殊的添加剂，用这种铝浆生产的电池片的弯曲度小。他的实验证明，铝浆成份和其中的添加剂对电池片弯曲有影响。S.Kim的另外一个实验证明了铝浆中金属粉末、铝浆中的玻璃体和添加剂等对电池片弯曲亦有影响。A.Schneider[5]的实验证明，铝浆成份对电池片弯曲的影响比铝层厚度对电池片弯曲的影响要大。可惜，这些研究都只是公开了结果，关于其微观机制和原理未作介绍。
4.5电池设计
图9：C.Kohn设计的背电场结构
上述的简化模型中，没有考虑前接触（前电极和栅极）对电池片弯曲的影响。实际上，由于Ag的热膨胀系数也要比硅大，前接触的存在会降低电池片弯曲度。A.Schneide[5]研究了前接触Ag的覆盖率和电池弯曲度之间的关系，从实验结果中发现，电池片的弯曲随着Ag覆盖率的增加而线性减小。但是，银覆盖率的增加伴随着光入射面积的减小，从而导致电池短路电流的减小。同时，由于银是贵重金属，增加银覆盖率必将增加电池成本。C.Kohn等[9]根据模型计算，设计了一种优化的背接触结构，如图9所示。在此结构中，由于铝层是不连续的，从而使得铝层对硅片施加的应力减小，电池片弯曲度减小。A.Kranzl等[10]的研究也得到了同样的结果。但由于此结构中，铝层不连续，导致铝背场不能覆盖硅片整个表面，从而使得背表面复合增加，电池性能恶化。
5.结论
目前关于弯曲度的研究，从国内外文献的报道可得出如下初步结论：（1）浆料成分对电池片弯曲度的影响最大，选择合适的浆料可以完全消除电池片的弯曲度；（2）铝浆湿重也可以明显改善电池片的弯曲度，但当湿重减少到某一值时，电池片的电性能开始恶化；（3）冷冻法主要是使铝背场继续产生塑性变形而减少弯曲度的，这种方法的优点是适合工业化生产，对电池片的电性能无影响，缺点是增加了工艺步骤，增加了生产成本；（4）优化烧结工艺，也可以减少电池片的弯曲度，它的原理主要是影响了铝背场的微观结构，即改变铝硅层的力学性能，但这种方法对弯曲度的减少幅度有限；（5）采用合理的电池设计，但可能牺牲电池片的部分电性能。
需要说明的是，目前，关于浆料成分对电池片弯曲度的影响，只见了研究结果，关于其微观机制和原理未作介绍，后期可着重从铝浆成分，比如超细铝粉直径大小，粘结剂、玻璃粉成分和比例这方面对其进行系统研究。(本文作者杨江海，蒋忠伟，叶雄新，祁嘉铭，孙小菩，彭华
单位：东莞南玻光伏科技有限公司)
参考文献
【1】。Mario Bahr, stefan Dauwe, Alexander Lawerenz, et al.Comparison of Bow-Avoiding Al-Pastes for Thin, Large-Area Crystalline Silicon Solar Cells[J].Microscale Thermophysical Engineering, 2003, 7（3）： 207~219.【2】。Frank Huster.Aluminium back Surface Filed：Bow Investigation and Elimination[C].20th European Photovoltaic Solar Energy Conference and Exhibition，Barcelona,2005, 6-10 June, Pre-Print.【3】。Roark,Young.Formula for Stress and Strain.McGraw Hill,（1975），Pl13.【4】。申兰先，刘祖明，廖华，等。工业化薄晶体硅太阳电池背电极浆料[J].可再生能源，2008, 1（26）： 69~71.【5】A.Schneider, C.Gerhards, P Fath, E.Bucher, R.J.S.Young, J.A.Raby.Bow Reducing Factors for Thin Screen Printed Mc-Si Solar Cells with AI BSF[C].29th IEEE PVSC, 2002, May19-24, P336-339.【6】。孙振华，杨德仁，朱鑫，等。烧结工艺对薄片单晶硅太阳电池弯曲的影响[J].太阳能学报，2009, 5（30）： 615~618.【7】。Mario Bahr, Stefan Dauwe, Alexander Lawerenz, Lutz Mittelsfftdt.Comparison of Bow-Avoiding AI-Pastes for Thin, Large-Area Crystalline Silicon Solar Cells[C].20th European Photovoltaic Solar Energy Conference, June, 2005, Barcelona,（2005），P635-638.【8】。S.Kim, A.Shaikh, S.Sridharan, C.Khadelkar, T.Pham.Aluminium Paste for Thin Wafers[C].19th European Photovoltaic Solar Energy Conference and Exhibition June 7-ll, 2004, Paris, France,（2004）。
【9】。C.Kohn, T.Faber, R.Ktibler, J.Beinert, G Kleer.Analyses of Warpage Effects Induced by Passivation and Electrode Comings in Silicon Solar Cells[C].22th European Photovotaic Solar Energy Conference and Exhibition, Sep.2007, Fiera Milano/Rho Milan, Italy.【10】。A.Kriinzl, A.Schneider.Different Aspects of Back-Surface Field（BSF）Formation for Thin Multi-crystalline Silicon Wafer s [J].Asian J.Energy Environ,（2004），5（4）：275~283.
第四篇：水果电池的研究
水果电池的研究》教案
活动内容
小学六年级综合实践活动（课程资源开发）；研究性学习。活动目标
1.科学探究：学会制作简单的水果电池；初步尝试画简单的电路图。
2.科学知识：知道电池的组成。
3.情感态度价值观：形成合作与分享的意识；初步意识到科学研究的严谨性。
4.培养学生简单的科学研究能力和创新实践能力。活动过程
一、活动启动阶段
师：同学们，在日常生活中，你见过哪些电池？收集了哪些电池？
（干电池、钮扣电池、锂电池）
师：你知道电池是怎么发明的吗？
介绍相关知识。(关键词：1800年；意大利；伏打；伏打电池)
师：我们今天这堂课，就来创造个小电池，做一个有趣的“水果电池”。
二、实验探究阶段
1、教师当场示范制作水果电池，边出示材料，边介绍。
分别介绍电流表、导线、鳄鱼夹、金属片。
电流表：很多科学实验中都会用到它，它的上面一部分可以显示出电流强度，下面几个是接线柱，今天我们就使用两边的接线柱，一个黑，一个红。电流表它能帮助我们测出今天的水果电池有没有电，电流有多大。
金属片，银白色的这块是锌片，褐色的这块是铜片。使用时我们把两根导线的鳄鱼夹分别接在电流表的两个接柱上，再把它们的另一头夹住住两块金属片。这样我们的初步工作就完成了。
2、学生用鳄鱼夹把电流表和金属片连接好。
3、教师往水果里插入铜片和锌片，电流表指针发生偏转。
4.学生尝试。
温馨提示：①实验时要小心，注意安全；②要爱护实验器材。
观察电流表，发现什么情况，读一读电流有几格。
出现3种情况：指针偏向正极，指针偏向负极，指针不偏转。
4、学生质疑。
如果出现指针不偏转的情况，是因为短路，两块电极板碰到一起了，可以让其他成功组的学生找一找病因，然后纠正。
说一说，为什么有的指针偏向正极，有的偏向右极。
比较两种不同结果两组的接线方法。
原因：偏向正的应是负接线柱（黑柱）接锌片，正接线柱（红柱）接铜片。偏向负的为接反了。然后调整。
5、提出疑问：这真的是电吗？
用音乐小喇叭（来自新年卡上）来验证。水果电池产生的电，足以使音乐小喇叭发出声音。
学生画，师巡回指导，然后将画得好的投影仪上展示，并请学生来说一说。（师在学生的画上用不同颜色标出来各部分，并指出：这是电路实物图，随着我们学习的深入，我们以后可以用符号来画，那时，就是电路图了。）
2、讲解水果电池的组成
师：我们刚才动手做了实验，又画了图，那么你觉得我们的水果电池可能分成几部分呢？（金属片，水果，电流表和导线）
师：是的，我们分别把它们称作电极板、电解质溶液、外电路。
3、师：你觉得这三个概念，理解最困难的是哪一个？（电解质溶液）
出示资料卡：什么是电解质；什么是电解质溶液。
4、师：现在你们对电解质溶液一定有所了解了！那么大家估计一下，大概还有哪些东西我们也可以来制作这样的电池？（梨、桔子、萝卜、土豆等）其实不只是水果蔬菜可以制作电池，你们，老师，一个个活生生的人也可以是一个电池。人也可做成电池？你有办法吗？我们怎么把电极板和人连起来？
方法：
1、双手捏住电极板。
2、将电极放到舌头上。
（这时，要注意卫生，当心短路。舌头感觉。）
四、实验拓展阶段
1、师：我们已经做了一组苹果做成的水果电池，细心的同学们不知有没有发现，它们产生的电流都一样大吗？（不一样）
师：你认为可能和什么因素有关，（学生会说很多）我们一边实验，一边可以填写这种实验记录单。大家经过实验，经过讨论，可以把实验的现象，研究的结论记录下来。
2、学生做各种电池实验，并填单。
汇报，各小组推荐一名同学来说一说研究成果。
3、师：大家都玩过玩具电动汽车吧！有的电池只要一节，有的会要两节、四节甚至更多，电池的多少会影响它们吗？那么我们的水果电池如果一个一个联起来，估计它的能量会怎么样？（课外研究课题）
五、活动总结阶段
师：同学们，科学是十分严谨的，就以一个小小的水果电池来说，我们做得可能不一定完美，因为很多不确定因素会影响实验结果。所以做实验时我们要细致、严谨。
师：我们今天做了水果电池，也研究了它们的一些小秘密，你认为有什么收获吗？
师：我们下课后可以结合今天的活动，继续研究其他水果电池，通过上网查找资料，或阅读书籍，来写写科技小日记，或者科技小论文。我想，这样会很意义的。
第五篇：磷化铟晶体半导体材料的研究综述
文献综述
课题名称 磷化铟晶体半导体材料的研究 学生学院 机电工程学院 专业班级2013级机电（3）班 学 号 31120000135 学生姓名 王琮 指导教师 路家斌
2017年01月06日
中文摘要
磷化铟(InP)已成为光电器件和微电子器件不可或缺的重要半导体材料。本文详细研究了快速大容量合成高纯及各种熔体配比条件的InP材料；大直径 lnP单晶生长；与熔体配比相关的缺陷性质；lnP中的VIn心相关的缺陷性质和有关InP材料的应用，本文回顾了磷化铟(InP)晶体材料的发展过程 , 介绍了磷化铟材料的多种用途和优越特性，深入分析InP合成的物理化学过程，国际上首次采用双管合成技术，通 过对热场和其他工艺参数的优化，实现在60—90分钟内合成4．6Kg高纯InP多晶。通过对配比量的调节，实现了熔体的富铟、近化学配比，富磷等状态，为进一步开展不同熔体配比对InP性质的影响奠定了基础.关键词：磷化铟磷注入合成晶体 材料 器件
ABSTRACT Indium Phosphide(InP)has been indispensable to both optical and electronic devices．This paper used a direct P—injection synthesis and LEC crystal growth method to prepare high purity and various melt stoichiometryconditions polycrystalline InP and to grow high quality,large diameter InP single crystal in our homemade pullers．In this work，we have obtained the abstract this paper looks back the developing process on the bulk InP crystals, introduces vario us uses a nd superior character of the InP ma terials and a large quantity of high purity InP crystal material has been produced by the phosphorus in-situ injection synthesis and liquid encapsulated Czochralski(LEC)growth process．In the injection method，phosphorus reacts with indium very quickly so that the rapid polycrystalline synthesis is possible．The quartz injector with two Or multi-transfer tubes was used to improve the synthesis result．It will avoid quartz injector blast when the melt was indraft into the transfer tube．The injection speed，melt temperature，phosphorus excess，and SO on are also important for a successful synthesis process．About 4000—60009 stoichiometric high purity poly InP is synthesized reproducibly by improved P-injection method in the high—pressure puller．
Keywords：InP , P-injection synthesis, Crystal , Material, Device
引言
磷化铟(InP)是重要的Ⅲ-Ⅴ 族化合物半导体材料之一 , 是继 Si、Ga As之后的新一代电子功能材料。几乎在与锗、硅等第一代元素半导体材料的发展和研究的同时 , 科学工作者对化合物半导体材料也开始了大量的探索工作。1952年 Welker等人发现Ⅲ族和Ⅴ族元素形成的化合物也是半导体 , 而且某些化合物半导体如 Ga As、In P等具有 Ge、Si 所不具备的优越特性(如电子迁移率高、禁带宽度大等等), 可以在微波及光电器件领域有广泛的应用 , 因而开始引起人们对化合物半导体材料的广泛注意。但是, 由于这些化合物中含有易挥发的Ⅴ族元素 , 材料的制备远比 Ge、Si 等困难。到 50年代末 , 科学工作者应用水平布里奇曼法(HB)、温度梯度法(GF)和磁耦合提拉法生长出了 Ga As、InP单晶 , 但由于晶体太小不适于大规模的研究。1962年 Metz等人提出可以用液封直拉法(LEC)来制备化合物半导体晶体 , 1965 ～ 1968 年 M ullin等人第一次用三氧化二硼(B2 O3)做液封剂 , 用 LEC法生长了 Ga As、InP等单晶材料 , 为以后生长大直径、高质量Ⅲ-Ⅴ 族单晶打下了基础 , InP材料的研究也才真正开始。但由于InP在熔点温度 1335±7K时 , 磷的离解压为27.5atm, 因此 InP多晶的合成相对比较困难 , 单晶生长也困难得多 , 就是说整个过程始终要在高温高压下进行, 所以 InP单晶就难获得 , 而且在高温高压下生长单晶 , 其所受到的热应力也大 ,所以晶片加工就很难 ,再加上 InP的堆垛层错能较低 ,容易产生孪晶 ,致使高质量的 In P单晶的制备更加困难。所以目前相同面积的 InP抛光片要比 Ga As的贵 3～ 5 倍。而对 In P材料的研究还远不如 Si、Ga As等材料来得深入和广泛。只是在 70年代由于有人提出了 In P可能具有三能谷能带结构而使许多科学工作者的目光投向了 In P材料, 使 In P的研究形成了一次小高潮 , 但后来证明 In P和 Ga As一样是两能谷能带结构。但这一过程使国际上形成了一批专门从事 InP性质研究的科学家。随着 80年代 HEM T 技术和应用的迅速发展以及光纤通信事业的大发展 , 光电器件的走红 , 太阳能电池的大量需求, 极大地推动了与这些技术密切相关的 InP材料的研究和发展。
由于 InP材料的一系列优越性被发现 , 使其在军用、民用光纤通信、微波、毫米波器件、抗辐射太阳能电池、异质结晶体管等许多高技术领域有广泛应用 , 所以各技术先进国家普遍加强了对 InP材料的重视程度。北大西洋公约组织(N ATO)在 1980年就召开了三年一届的 In P工作会议并有专门组织进行管理 , 到 1989 年由于 In P材料与器件发展迅速 , 所以工作会议就改为由 IEEE 等国际著名组织主办的以 In P命名的国际性学术会议—— “磷化铟及相关材料国际会议(IPRM)”, 会议每年召开一次 , 1998年 5月在日本的筑波举办第 10届IPRM 会议 , 这次 IPRM’98会议将总结最近10年来国际上 In P发展的最新成果 , 并将举办隆重的 10周年庆祝仪式。中国大陆的两位学者已被邀请参加此次盛会。
美国国防部早在 1989年就把 InP和 Ga As 放在一起制定了专门的到 2000年的发展规划 , 其具体目标是到 2000年要有 6英寸的 Ga As单晶 ,而对 In P单晶材料是要有可靠的来源。从目前的资料看 , 他们的目标提前实现了。而到90年代中期 , 美国陆军制定了包括 InP技术在内的 20项关键电子技术 , 以提高其在21世纪的实战能力, 因为 In P的微波和毫米波单片电路能使陆军采用固态器件和相控技术来发展先进的雷达、电子战系统和通信系统。其它英、日、俄、法等技术先进国家也早在 70年代末就对InP单晶材料的制备和相关器件的发展给以极大的关注 , 所以目前仍是这些国家在此领域保持领先地位 , 并积极开拓市场 , 逐步将这一高科技军事领域的奇葩转化到民用工业上来 , 使之真正实现广泛应用。
我国的 InP材料研究起步并不晚 ,在 70年代就开始了 InP单晶材料的研制工作 , 到 1976 年就用国产自行设计制造的首台高压单晶炉生长出了我国第一根具有使用和研究价值的 InP 单晶。到 80年代初开始了我国自己的 InP基器件研制工作。在我国老一辈半导体材料专家中科院林兰英院士的始终关注下 , 尽管由于我国的基础工业还比较落后 , In P的应用在我国还远不如人意 , 但我国一直没有放弃这一重要领域的研究工作。我国的科学工作者在艰苦的条件下 , 在 InP多晶合成和单晶生长方面取得了许多成果 , 在某些方面的工艺技术还处于国际先进水平。
第一章 绪论
1．1 InP晶体概述
人类认识半导体的历史可以追溯到1782年以前，沃尔特(A．Volta)通过静电计对不同材料进行接地放电，区分了金属，绝缘体和导电性能介 于其间的“半导体”，随后他也最早使用了“半导体”一词。1833年，法拉第(M．Faraday)发现了A92S具有负的电阻温度系数12J，史密斯(W． R．Smith)发现硒的光电导现象，布劳恩(F．Braun)于1874年发现了 PbS和FeS2与金属探针接触时的整流现象，揭开了人类研究半导体材料 的新篇章。20世纪成为人类在材料发展史中流光溢彩的辉煌历史时期，由于社会进步及军事电子技术发展的迫切需要，使人们意识到：未雨绸缪 的时候到了。于是一大批新型电子材料应运而生：1910年蒂埃尔(Thiel)等 首次报道了人工合成磷化铟(InP)材料，这成为了人类研究III．V族化合 物的最早记录；1929年，戈尔德施米特(Goldschmidt)首次合成了出了 GaAs，并指出其具有闪锌矿结构。1940～1945年，对PbS，PbSe和PbTe 作为红外探测材料进行了大量研究。1950年，用直拉(CZ)法制备出第一颗 锗(Ge)单晶．1952年，制备出第一颗硅(si)单晶；1954年，用区熔(FZ)法，水平(HB)法制备出砷化镓(GaAs)单晶；德国的Welker于1 950年代 初期开展了III．V族半导体材料的生长研究IlOl，1963年纳尔逊(H．Nelson)用液相外延法(LPE)生长了GaAs外延层，并做出了半导体激光器111|。1965年，耐特(Knight)首次用气相外延(VPE)法成功地制备了砷化镓(GaAs)单晶薄膜；1965年，Mullin等报道了GaAs单晶的液封直拉生长方法，1960年代末开始用LEC法生长InP和GaP单晶[13-151。从新材料家族中涌 现出来的新秀，不但为材料王国的兴盛带来了曙光，也为新一代军事电子装备的发展带来了希望。
与锗、硅材料相比，化合物半导体GaAs、InP具有许多优点：直接跃 迁型能带结构，具有高的电光转换效率；电子迁移率高，易于制成半绝缘 材料，适合制作高频微波器件和电路；工作温度高(400．450℃)；具有强的抗辐射能力；作为太阳能电池材料的转换效率高等。这些特性决定了 GaAs、InP等材料在固态发光、微波通信、光纤通信、制导／导航、卫星等 民用和军事等领域的应用十分广阔。
半导体技术的商业化生产历史可以看作是一系列工艺技术不断更新发 展的历史。第一个商业化晶体管是用锗(Ge)制造的，但在20世纪60年代 早期，硅(Si)器件很快就在性能和价位上超过了它。硅现在能确立在半导体工业中的统治地位，部分要归功于工艺技术的不断开发，使得硅器件在 集成功能性和价位上具有很强的竞争能力。第三种商业化半导体技术出现 于20世纪80年代后期，来自于化合物材料领域一一砷化镓(GaAs)，当时 曾有人预言GaAs将全面代替Si，20多年过去了，这种局面不仅没有出现，而且Si在更多的领域发挥出优异的表现。在1970年代中后期，以InP单 晶为衬底制作的长波长激光器首次实现了室温下激射后，lnP单晶开始逐 步引起人们的重视，到1980年代初期，InP基高电子迁移率晶体管的出现，使得InP在微电子领域也表现出优异的特性，而且人们认为可以在InP上 方便的实现光电集成，使相关领域产生巨大的飞跃，因此，1980年代后期 即有科学家预言半导体材料发展的第四次浪潮已经出现，认为InP及其相 关材料能够很快替代砷化镓的化合物半导体技术，用于高性能、大批量商 业应用中。确实，InP在光纤制造、毫米波甚至在无线应用方面都明 显地显示出使人信服的优于砷化镓的性能优点，我们相信这些优点将使 InP与其它材料拉开差距，但由于其性价比和很多实际工艺问题，GaAs、InP所扮演的角色只是发挥其各自优势，与其他材料间没有完全替代性的 关系。而且，化合物半导体材料的很多属性还远远未被了解，还有待于进一步深入探讨。InP的发展之路还充满了曲折与艰辛。但这一切正说明了 lnP继续值得深入研究的重要性。
InP的主要应用有以下几个方面：
光通信中所用的石英光纤的最小损耗波长是在1．3斗m～1．55I．tm。因此 这是光纤通信的两个主要窗口，前者用于短距离局域通信网，后者用于长 距离高速率的光通信系统。因为这些系统中必需的III．V族三元、四元合 金lnGaAs光探测器、InGaAsP激光器等在这个波长范围，而lnP与这些合 金晶格匹配。因此InP就是生产光通讯中InP基激光二极管(LD)，发光 二极管(LED)和光探测器等的关键材料，这些器件实现了光纤通信中信 息的发射、传播、放大、接收等功能。事实上，目前全球高速互联网就是建立在这些器件的基础上的。
InP也非常适用于高频器件，如高电子迁移率晶体管(HEMT)和异质 结双极晶体管(HBT)等方面。因为与InP晶格匹配的lnGaAs外延层的载 流子浓度和电子迁移率非常高，超过与GaAs晶格匹配的A1GaAs，这些作 为高频器件的lnP基器件在超过几十GHz的频率范围有很大的应用前景。InP基器件在毫米波通讯、防撞系统、图像传感器等新的领域也有广泛应 用。集成激光器、光探测器和放大器等的光电集成电路(OEIC)是新一代 40Gb／sec通信系统必不可少的，可以有效提升器件的可靠性和减小器件的尺寸。OC．768(Optical Carrier 768，光载波768是SONET规范中定义的 传输速度。OC．768定义为光设备的传输速度为OC．1的768倍)作为宽带 综合业务数字网的一部分，是最快的同步光纤网络(SONET)的光纤数据 传输标准速度。为了适应日益增长的带宽需求，OC．768采用了密集波分复 用(DWDM)来在同一光纤上传输多重数据通路。新的DWDM系统现在 发展到每根光纤以10 Tbps的速度传输。这相当于一根光纤的理论容量能 够同时支持一个激活的Internet连接到美国的每个家庭。而OC．768的材料、元件基础就是lnP基相关器件。随着能带工程理论、超薄材料工艺技术及深亚微米制造技术的进展越来越显示出其异乎寻常的特性，成为毫米波高端器件的首选材料，受到广泛的重视，特别受到军方的青睐。
InP的带宽在1．4eV附近，因此可以制成高转换效率的太阳能电池。并由于其具有高抗辐射性能被用于空间卫星的太阳能电池。
以上这些情况使得磷化铟在目前现有的应用基础上能有更多可开发的 应用前景，比如，在共振隧穿器件方面的最新进展。而所有的这些应用都 基于高质量的InP衬底的提供。因此，开展InP材料的合成、单晶生长以 及特性研究对制备高质量InP基器件就特别重要。
目前研究的重点主要集中在以下几个方面：①发展InP多晶的直接合 成技术，简化合成工艺、降低成本。②发展大直径InP单晶制备技术，减 少孪晶，提高成晶率降低成本。③降低大直径InP单晶的位错密度。除采 用垂直梯度凝固技术(VGF)和汽压可控直拉(VCz)等工艺外，改善热场结 构，减少热应力，控制掺杂条件等工艺措施也可以实现这一目标。④完善 4英寸的InP晶片制备技术。尤其是改善材料表面质量。⑤提高半绝缘InP 单晶片的热稳定性，减少掺杂剂Fe的使用量。这也就是本论文主要研究的 课题内容。
1．2 InP半岛特材料的基本性能
磷化铟(InP)是由III族元素铟(In)和V族元素磷(P)化合而成 III-V族化合物半导体材料。InP具有闪锌矿结构，晶格常数5．869A。常温 下禁带宽度1．35eV，直接跃迁型能带结构，发射波长0．929m，熔点温度1335K。lnP与三元合金lnGaAs以及四元合金InGaAsP晶格匹配。这就是 为什么磷化铟作为波长在1．3．1．55微米光纤通信中的激光器和光探测器和 像HEMT、HBT等高频电子器件所必需的衬底材料。InP的带宽正好适合 高转换效率的太阳能电池。具有同样晶格常数的InGaAsP的带宽可以从 1．35eV转变为0．74eV(0．9．1．7微米)。通过改变InGaAsP的组分，它可以获得和InP衬底一致的晶格常数以适合光纤通讯所需的波长。
InP的晶格可以看作是两个互穿的面心立方晶格，其中一个是由In 原子构成，另一个是由P原子构成，这种结构也可看成In原子所构成的面 心立方晶格与P原子所构成的面心立方晶格沿体对角体(<“1>方向)互 相位移(1／4，1／4，1／4)套构(穿插)而成。因此，In原子被四个磷原子围 绕，形成四面体结构，如图1．1。这种结构除每个原子最近邻是异种原子 外，与金刚石结构是相同的，每个原子最近邻有4个异种原子，配位数为 4。若该原子位于一正四面体中心，则其最近邻的异种原子处于正四面体的 项角，其化学键为四面体键，键角为1 09。28 7。因为闪锌矿结构是立方 结构的一种，在使用(001)晶向衬底时，是四路对称解理的，因此特别适 合生产激光器件所需的做为激光谐振镜面的平行解理面。
图1．1 InP晶格结构及晶向示意图
从图1．1可以看到，所有(1l 0)面(族)上都包含In，P两种原子，而所有(1 11)面(族)上都只包含P或ln一种原子。共有8个(11 1)面，4个是(11 1)A面只包含In原子，另4个是(1l 1)B面，只包含P原子，在方向上，InP晶体是由一系列In，原子和P原子组成的双原子层依 次排列而成的。故其与两个晶向是不等价的，使其沿 方向具有极性。InP在熔点温度附近1335±7K时，磷的离解压为27．5atm，因此InP 多晶的合成相对比较困难。从目前的报道看，自然界中尚未找到天然形成 的InP块状晶体材料。但是人们还是发明了许多方法用以合成InP多晶和 4 第一章绪论 生长InP单晶。图1．2给出了lnP的能带结构示意图，表1．1给出了InP的 能带参数。
图1．2磷化铟的能带结构及载流子浓度
表1．1 InP能带的基本参数
表1．2 InP材料的基本参数
磷化铟的分子量为145．795，密度为4．7879／cm3，显微硬度为 435士20／mm。磷化铟单晶质地软脆，呈银灰色，有金属光泽。常压下磷化 铟为闪锌矿结构，在压力≥13．3GPa时，其结构变为NaCI型面心立方结构，空间群为05h-Fm3m。磷化铟的硬度比硅、磷化镓、砷化镓等小。这是磷 化铟比硅、磷化镓、砷化镓更易碎的主要原因，因而磷化铟的晶片厚度的 规格就要比硅厚很多。SEMI(国际半导体标准组织)规定了磷化铟的晶片 尺寸和标准。常温下磷化铟是稳定的，在长时间范围的观察，常温下，表面氧化速 度很慢。在360℃以上开始有离解现象，但800℃开放式退火10小时，表 面离解不明显。1 000℃以上离解加快，在1 062℃(熔点)的离解压为 2．75MPa。磷化铟在空气中加热时生成氧化膜。磷化铟与卤素发生反应，溶于C12、Br2的有机溶剂(如甲醇或乙醇)可作为InP的抛光腐蚀剂。磷化铟可溶于王水、溴甲醇。
磷化铟在室温下可以与盐酸发生反应。对于(100)InP材料，盐酸是 一种很有效的腐蚀剂，各向异性的腐蚀特性非常明显。InP与HC!．HN03 的混合液、氢卤酸．双氧水系也起反应，可作为腐蚀剂，用于厚度控制不严 格的表面抛光。含有Br2的氢卤酸与InP反应很快，其腐蚀速率在室温附近与温度关系不大，而是随Br2含量的增加而提高。以前的InP化学机械 抛光大量使用Br系的溶液，近期发展出一些无Br系的腐蚀液。磷化铟与碱性溶液发生反应，但反应速度缓慢。一般不做腐蚀液。
第二章 InP的加工合成技术
2．1合成InP多晶方法简介
高纯、近化学配比、无夹杂的InP多晶料是生产高质量InP的前提条 件。InP晶体的很多特性，都与起始原料，即多晶材料的特性相关，如材 料的配比度，材料的纯度，对晶体生长，晶体的电学表现，晶体的完整性，均匀性等都有很大的影响。从图2.1给出的磷的蒸汽压与温度之间的函数 关系来看，在熔点温度1062℃下lnP材料具有很高的离解压，大约为2.75MPa，此时，磷的蒸汽压超过了10Mpa，因此在单晶生长炉内像GaAs 那样将磷和铟直接合成磷化铟多晶非常的困难。因此，一般要在高压炉内 用高纯铟和高纯红磷首先合成InP多晶料，然后再进行晶体生长工作，但 是能够实现原位或准原位合成连续拉晶一直是科学家研究的方向。目前，已有多种合成InP多晶料的方法，包括：溶质扩散合成技术(SSD)，水平布里奇曼法(HB)，水平梯度凝固法(HGF)和原位直接合成法(In-situ Synthesis)包括磷注入法、磷液封法等。
图2．1磷蒸汽压与温度之间的关系
2．1．1溶质扩散法合成(SSD)溶质扩散法(SSD)1229-232]最早被用于GaP的晶体生长和InP的多晶合成。图2．2给出了SSD法合成InP的基本形式和温度曲线。SSD法从富 铟的熔体中生长的InP晶体所用的温度较低(900．1000℃)。In和P在真空 下密封在一个石英安瓿中，将P加热到一定温度以使P蒸气的压力低于一 个大气压。P蒸气溶解于In熔体中，直至达到饱和。由于坩埚底部的温度 低于In熔体表面的温度，溶解的P从熔体表面扩散到坩埚底部。当坩埚底 部的P增加并超过其溶解度时，就从坩埚底部合成并析出InP多晶。SSD 技术的优点在于生长温度低，有效的避免了Si的沾污，因此提高了纯度，用这种方法合成的多晶的载流子浓度可以达到10‘4cm。的水平。早期的结 果认为使用SSD技术生长的InP比HB法等其他方法的纯度更高。SSD技 术的缺点是和HB法相比合成量太少、速度太慢，目前基本不再使用。这 是因为P在In熔体中的扩散系数很小，而扩散又是SSD合成技术的主要 机制。使用这种方法成本太高，无法满足工业生产的需求，而从纯度方面 讲，其他合成方法通过改进工艺条件也可以达到需求。
图2-2 SSD法合成磷化铟示意图
2．1．2水平布里奇曼法(HB)和水平梯度凝固法(HGF)合成
在磷化铟晶体研究的早期许多研究者对水平布里奇曼法(HB)和水平梯度凝固法(HGF)合成磷化铟进行了广泛的研究1233J。这种方法是使磷蒸 汽和铟熔体反应合成磷化铟多晶。当铟熔体的温度高于磷化铟熔体的熔点，磷蒸汽就被铟熔体吸收，直到铟熔体全部转变为磷化铟熔体。因为铟熔体 的温度比熔点的温度高，而且P蒸汽与In熔体的接触面积远远大于SSD 法，因此合成速率比SSD法要高，但是从石英安瓿产生的Si的沾污也比较明显。通过采用pBN(热解氮化硼)舟可以大幅降低Si的沾污。但合成 时间仍相对较长，早期的工作中的一个重点就是防止由于压力不平衡造成 的“炸管”现象，现在由于压力传感器和计算机控制的使用，使得采用 HB／HGF合成InP的技术相当成熟。目前，工业上合成InP多晶的主要方 法即为HB／HGF法。目前可达到的合成时间和合成量为1 OO小时合成4KgInP多晶。目前，工业生产InP多晶时使用的三温区加热的高压HB法合成装置 如图2．3所示。其目的是克服以前的HB／HGF法的缺点。炉体采用高压釜 形式，内部炉体有三个区域，即铟熔化区，合成区和磷蒸气控制区。高纯 In在一石英舟或pBN舟内，高纯红P密封在一石英安瓿内加热。高压釜 中加入惰性气体如N2或Ar2，一般管内的P压要稍大于管外压力，通过压 力传感器的精确控制和计算机控温系统，使磷蒸汽从安瓿的一侧按照溶解 度溶解到铟熔体中。在高频加热区的温度最高，但是仍然低于磷化铟的熔 点，由于提高了溶解度，熔体中的磷不断增加，直至合成出配比多晶。
图2．3合成InP多晶用HB技术示意图
在HB技术中，为了能够得到理想纯度的InP多晶，无多余的In夹杂，而且合成速度理想，必须优化以下的参数：(1)In熔体的温度；(2)P蒸 气的压力；(3)舟的运动速度；(4)合成区的温度；(5)合成配比量；(6)舟的材料。In熔体的温度越高，P的溶解度越大，这样富P的可能性将降 低。但另一方面，由于温度的升高，In与舟反应，Si进入In熔体中，合 成的多晶料的纯度会降低。Si的沾污以两种方式发生。一是In与石英舟的 直接反应，如式：
可以通过加入In203防止此反应的发生。然而，加入In203会增加In熔体 中的O含量。发生Si沾污的另外一条途径是通过In蒸气。尽管In的蒸气 压低，但它与舟壁反应并产生SiO气体。SiO气体与In熔体反应并使Si 进入熔体。Janson考虑了SiO气体与ln熔体的热动力学。这些反应可以表达如式(2-2)和式(2．3)、(2．4)：
由于Si元素的沾污，使得InP多晶中的主要杂质就是Si。当使用6N铟，6N磷的原材料时，通常只能得到剩余载流子浓度n=ND--NA=1～5 X l 016 cm一，迁移率ll～3500 cm2／V．s(300K)量级的InP多晶材料。Yamamoto等通过研究在InP多晶中掺杂Si的分凝，证实了Si是主要 杂质。Dean等认为主要的施主杂质是S或者本身的缺陷1236J。使用pBN舟 可以使载流子浓度达到1015 cmo的量级，甚至有报道可以达到5 X 1014 cm。的水平[64,2371。P蒸气的压力越高，InP多晶越少富In，但是石英管炸裂的可能性就 越大，瞬间压力变化也容易产生。在多晶生长的过程中，In熔体中的P饱 和，InP就会沿液相线温度从饱和的In熔体中析出。如果舟的运动速度比 析出速度快，那么In熔体在生长界面上来不及反应而形成富In。合成区的 温度会影响纯度和生长速度。当此温度增加时，生长界面处的熔体中P的 饱和成分与液相线的温度增加会使生长速度增加，而且析出的In会减少。然而合成区的温度增加，从前述纯度的角度来说是不希望发生的，即会造 成Si的沾污。因此合成区温度的增加显然会增加InP多晶中的载流子浓度。通过优化前述的合成参数，可以得到少富In或者不富In的多晶InP。如果 采用pBN舟进行HB法合成，也能得到高纯的InP多晶。而且，目前的脱 舟技术也越来越成熟，使得使用pBN舟的成本得到有效的控制。Yashida等开发了一种梯度凝固法来合成多晶和晶体生长。在一个经过喷砂和打磨的石英舟中将铟和磷合成多晶，防止了多晶料粘在石英面上，而且防止了Si的沾污。然后经过梯度凝固可以生长晶体。用这种石英舟获 得的多晶料的载流子浓度可以达到5X 1015cm。的水平。
但是HB／HGF技术，从原理上还是一种通过溶解进行合成的方法，工 艺上合成量越大则合成时间越长，Si的沾污也越明显(可能来自石英管壁)，并且“炸管”的可能性也越大，并且无论什么形式的合成舟，增加In的重 量都非常困难，而且增加石英管的直径，势必要求更大口径的高压釜，成 本也将迅速增加。目前，InPact公司的常规合成量仅1．25Kg，锭条长 300mmI配J。其他公司采用的合成量也基本在1．4Kg，使得用这种方法合成 lnP的成本始终居高不下，这也说明，高纯In、P和高纯Ga、As的单位价 格接近，而InP晶片高于GaAs晶片5．10倍的重要因素。
2．1．3直接合成法
直接合成技术为在更快的合成速度下生产更高纯度的InP晶体提供了可能，是InP合成方法的发展方向。对于直接合成，已经研究了三种方法：磷蒸气注入技术；液态磷液封技术；在压力非常高的腔内直接合成铟和磷。
尽管三温区HB法被用于工业化生产磷化铟多晶，但是由于在高压容 器内用磷注入法合成多晶的速度快、成本低，因此很有可能成为一种非常 可行的方法。由于这种方法所具有的明显的优点，所以很多研究者开展了广泛的研究。用这种注入法，磷与铟的反应非常快，因此快速合成完全可以实现。而且这种方法也非常容易增加产量，因此这种方法有可能在未来 成为大规模生产磷化铟多晶所使用的方法。实际上Bliss等为此已经开发了一个新的系统[243]。然而，这种方法因为很难找到磷注入时的合适的熔点温度因而很难获得配比的多晶。如果这种方法要成为工业化生产所用的 话，配比熔体的控制度就是最关键的技术之一。Inada等发明了一种多晶合成和晶体生长同步的方法。其反应原理见图2.4，合成示意图见2．5。用这种方法铟和磷都放在坩埚中。坩埚顶部盖有一个加热罩。这样使得在这个温区磷蒸汽加热分解到这个壁后形成液态的磷。这样液磷滴到铟熔体中与铟进行瞬间反应，直到全部反应为磷化铟熔体。剩下的液态磷作为液封剂防止晶体生长中磷的离解。多晶合成后晶体生长可以不经冷却连续生长。该方法基本实现了原位合成，连续拉晶的概念，但因为固态红磷在转变为液态磷的过程中，会有大量的挥发，使得使用石英观察窗进行晶体生长的观察，基本不可能，所以，为了解决这个问题，他们采用了X射线扫描技术，来观察籽晶接触和生长情况。该方法在工艺尚未成熟前的摸索阶段，工序中大量的磷损失，且将形成大量的 白磷，极剧毒性，且易自燃，而晶体生长过程大量使用X射线，不仅造成工艺成本过大，而且，将对操作人员造成伤害，因而，该工艺开展的时间不长。
图2．4磷液封合成技术原理图
图2．5磷液封原位合成、拉晶示意图
V．Prasad等开发了一种在极高压下原位合成InP，之后用MLEK技术连续拉晶的工艺。而且开展了熔体富磷的单晶生长工作。从成本角度讲极高压方法合成InP也不适合工业化生产的要求。
2．2磷注入合成InP多晶
2．2．1磷注入合成InP原理
对InP晶体生长而言，由于磷的过高的蒸汽压因而迄今没有如GaAs 系统中完整的P．T-X的相图。图2-6(a)示出磷化铟的压力．温度相图，图 2-6(b)示出磷化铟的组分．温度相图。详细的相图从缺陷形成的角度仍在 进行讨论。非配比范围的磷化铟现在还不是非常清楚，但是利用库伦滴定 法进行的初步研究表明这个范围比砷化镓要窄。从表2．1可以看出与砷化 镓相比磷化铟的组分偏离是非常小的。图2．7显示了非配比的磷化铟的范 围远小于砷化镓的配比情况。这可能就是磷化铟不能形成像砷化镓的EL2 那样的原生缺陷的原因。关于从富磷熔体中生长的InP材料的有关研究，由于工艺上的难度，其深度和广度都不如从富铟熔体中生长的InP材料那 样详细。
表2．1 InP库仑滴定测试
图2．7磷化铟固液相线示意图
从原理上讲，磷注入合成是一种原位(或准原位)直接合成技术。无 论其注入形式如何，基本过程就是依据磷的相图，逐渐增加磷源炉的输入功率(或熔体温度)，使红磷以适当的速率汽化注入到铟熔体内，在lnP的 熔点温度(1335K)附近，磷和铟发生反应，合成得到不同化学计量比的InP 熔体。磷注入原理与化学反应式(2．1)：
则铟和磷在InP的熔点温度附近反应方程式为(2-2)：
从压力平衡角度讲，为了保证合成顺利进行，则P泡内的压力要大于外压。这种压力关系表现在式(2-3)和(2-4)，图2．12 In—InP液相线上的磷的浓度与温度的比
只有通过深入了解InP体系的各种热物理条件，建立高温、高压下磷 注入系统内部固、液、气多相热物理模型，才能真正将工艺上升为理论。图2．8所示的是温度与热容的关系。
图2-
9、图2．
10、图2．
11、图2．
12、图2．13所示的是与蒸汽压有关的 数据。
图2-1 1 lnP最佳分压与In．P液相线上的气态铟、P2和P4的温度倒数的比
图2．12 In—InP液相线上的磷的浓度与温度的比
图2一13根据不同种类的平衡线计算的分压
以上各图揭示的各种关系，对于合成高质量InP多晶具有很大帮助。通过这些数据，可以看出，InP熔化时的特性非常重要。
2．2．2磷注入合成方法
高纯InP是制备高质量InP的前提条件，决定着InP单晶材料的应用 和发展。InP单晶的纯度不仅影响其电学性质，而且影响器件质量，因此 制备掺Fe半绝缘InP单晶时，希望材料越纯越好，以便尽可能降低Fe的 掺杂量而得到半绝缘性质的InP材料。低Fe含量的半绝缘InP单晶对于电 子器件的制造具有十分重要的意义。这只有通过使用高纯lnP多晶来制备。已经证明：通过对高纯非掺杂InP单晶片退火可获得半绝缘InP单晶片。由此可见高纯InP材料的制备是十分重要的。
InP的合成需要在高温、高压的环境中进行，工艺难度相当大，但人们还是发明了许多方法用以合成lnP多晶。早期，包括高压炉内使用水平布里奇曼技术(HB)和梯度冷却技术(GF)进行合成及SSD技术都不能 满足人们对材料纯度的要求，而且，人们认为最好的多晶合成技术应该能 生成出高纯度的多晶，尽可能少量铟残余和快的合成速度，并且能够实现，合成后即连续可以进行晶体生长，这就要求进行原位合成。但显然，InP 无法像GaAs那样将两种元素放在一起直接合成。这样，人们受到其他工 艺中的一些现象的启发，发明了磷注入式合成技术。并开展了多种形式的 探索。国际上，l 970年代初，Fischer等最早提出了注入式合成的概念，早期，该技术是应用于GaP材料的合成【24引。其原理见图2．14。到1980年NATO 组织的lnP会议上Wardill等提出可以将该技术用于lnP合成
随后，J．P．Farges，G．W．Iseler，G．A．Antypas等都开展了有关 磷注入合成的早期研究。
国内，孙同年等在1968年前后已经完成比较成熟的注入式合成GaAs 的工作。1970年开展了InP合成炉的设计，已经将该技术作为主要因素，设计到炉子的结构中。1975年该组设计成功我国首台高压单晶炉，后获得 全国科学大会奖。1 976年生长了国内首根InP单‘晶，同时在国际上率先完 成了磷注入合成，连续拉晶工艺，该工作于1977年柳州召开的全国GaAs 及III．V族材料会议上发表，并获得国家发明奖[238,2391。1982年首次在国际上发表，并多次被国际同行引用。虽然，由于时处特殊历史时期，很多文献、记录有些模糊，但我国科学家在该领域所傲的开拓性工作，意 义重大，在InP的发展史上已成为一个里程碑。图2.5给出了我国设计的 P注入合成连续单晶生长的高压单晶炉的示意图。图2.6为我国最早的高 压单晶炉照片。
孙同年等殴计制造的球形高压单晶炉与国际上通用的钟罩式单晶炉和 筒形单晶炉结构不同，其为球形门结构．使得其内部空间较大，在炉体内 设计安装两只供磷注入合成的机械手，因此该单晶能够首先采用原位磷注 入法合成不同化学计量比的InP熔体。合成结束后，操作机械手移开磷源 炉，然后引入籽晶，利用LEC法从不同化学计量比的InP熔体中生长InP 单晶。该高压单晶炉的另一显著特点为其采用侧开门结构，使得装料方便，另一对称侧有强力捧风系统，可以迅速将炉内的挥发性气氛捧出。国际上，根多科学工作者开展了各种形式的P注入合成的探索。比如-Farges借鉴了Sun等的工艺柚魄出了两种磷注入合成的模式。一是将磷 泡固定在耔晶杆上，待熔体温度达到要求时，下降耔晶杆将磷泡插入熔体 中，靠熔体的温度来对磷泡进行烘烤，进行合成。后来，其他一些单位借 鉴了该方法，在磷泡上加上电阻丝．使得烘烤和磷源炉加热，使得磷蒸气 注入到铟熔体中，生成lnP熔体。该方法的示意图见图2-17。
第二种模式是磷泡置于坩埚上方，籽晶杆穿过磷泡中部，首先下降磷 泡(外置磷源炉)，通过两方面的加热使得红碡气化，注入到铟熔体中，进行化合反应，图2-】8给出了这种形式的两个示意图。待合成后，提升磷泡 和磷源炉，下降籽晶，进行单晶生长，但是园为炉内行程所服，一般采取 基本不提拉的LEK技术进行单晶生长，此时还可以增加磁场．进行MLEK 单晶生长。该技术得到了Bliss等的较好的笈展。并于纽约州立大学石溪 分校的研究人员开展了热场和磷泡运动的热分布的计算机模拟，给出了传 输机制。Bliss和Jafri等I$2,2461给出了利用这种方式合成InP并连续拉晶的示意 图．见图2．19。
由于LEK技术对于生长lnP单晶来讲，具有较大的难度，且晶体所受 的热应力相当太，晶体品质难以保证，故而，在美国军方的支持下，Bliss联合GT公司和纽约州立大学石溪分校的研究人员一起设计了一个新型的 能够原位合成，且连续拉晶的大型单晶炉[52,53,2431。该单晶炉的示意图和操 作过程见图2．20。该单晶炉分为三个炉室，晶体合成、生长室；磷源炉室； 籽晶室，该单晶炉还可以加装磁场。以改善大直径单晶生长的热对流条件。该炉可以实现1 5Kg的InP合成和6英寸lnP单晶生长，实际在近7小时 左右合成了3Kg高纯InP多晶，连续单晶生长的结果，未见报道。其使用 的磷源炉和磷泡装架使用不锈钢，并在磷泡上布置了多个压力和温度传感 器，以精确控制磷注入速度。其合作者Zhang等在多区域自适应网格计算 方法的基础上，对InP的注入式合成过程中的输运过程进行了计算，获得 了很多有益的结果124卜25 01。
图2．2l显示了另外一种磷注入合成的形式。其将磷源炉和磷泡放 在加热器的一侧，首先，提升坩埚，使注入管插入熔体中，通过控制磷源 炉的加热功率，使磷蒸气注入到铟熔体中进行化合，形成InP熔体，合成 结束后，下降坩埚使得注入管脱离熔体，然后下降籽晶，进行InP生长。英国MCP公司发展了一种大容量合成InP‘的方法【165|。如图2．22。该 方法在常规筒形单晶炉外侧连接了一个水平高压加热炉，合成时，磷注入 管推到坩埚上方，然后翻转1800，注入管插入到熔体中，水平炉内的磷容 器经多段加热，形成磷蒸气，与铟熔体反应，化合成InP。合成后，再翻 转注入管，将磷容器拉回起始位置，之后，还可以下降籽晶，进行单晶生 长。利用这种方法，实现了一次合成1 1 Kg多晶InP，但材料纯度不够高。
以上给出了多年来不同科学工作者在磷注入合成方面的一些思路，磷 注入合成技术可以说是最接近直接原位合成的技术，从各方面讲，该技术 相对来说比较有优势，这是因为这种方法可以以比其他方法更快的速度来 进行合成，而且可以降低生产成本，相对还比较安全，且可较容易的增加合成量。是未来磷化铟多晶合成的发展方向。
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