金属诱导晶化基础与应用研究进展

doi:10.11900/0412.1961.2019.00187

金属诱导晶化基础与应用研究进展

王祖敏^,¹, 张安¹, 陈媛媛¹, 黄远¹, 王江涌²

1. 天津大学材料科学与工程学院天津 300350

2. 汕头大学物理系汕头 515063

Research Progress on Fundamentals and Applications of Metal-Induced Crystallization

WANG Zumin^,¹, ZHANG An¹, CHEN Yuanyuan¹, HUANG Yuan¹, WANG Jiangyong²

1. School of Materials Science and Engineering, Tianjin University, Tianjin 300350, China

2. Department of Physics, Shantou University, Shantou 515063, China

通讯作者: 王祖敏，z.wang@tju.edu.cn，主要从事金属表面与界面研究

责任编辑: 李海兰

收稿日期: 2019-06-06 修回日期: 2019-08-21 网络出版日期: 2019-12-25

基金资助:

国家自然科学基金项目. 51571148
国家重点研发计划项目. 2017YFE0302600

Corresponding authors: WANG Zumin, professor, Tel: (022)85356410, E-mail:z.wang@tju.edu.cn

Received: 2019-06-06 Revised: 2019-08-21 Online: 2019-12-25

Fund supported:

National Natural Science Foundation of China. 51571148
National Key Research and Deve-lopment Program of China. 2017YFE0302600

作者简介 About authors

王祖敏，男，1979年生，教授，博士

摘要

将非晶半导体与金属相接触，可以诱导非晶半导体在极低的温度下结晶，这一现象被称为金属诱导晶化。薄膜状态的晶体半导体是用于众多先进技术中的关键材料，被广泛应用于微电子、光电子、显示技术和光伏技术等领域。金属诱导晶化为低温晶体半导体器件的制造、纳米多孔金属材料的合成以及金属材料界面工程提供了一种崭新的途径，引起了学术界和工业界的广泛关注。本文综述了金属诱导晶化的研究进展，对不同金属/非晶半导体体系中存在的金属诱导晶化现象进行了归纳分类总结，对其热力学原理和动力学机制进行了详细的计算与分析，突出了界面热力学在薄膜体系的固→固相变中的作用，最终阐明了金属诱导晶化过程的内在机理，并对金属诱导晶化过程未来的研究趋势进行了展望。

关键词： 金属诱导晶化 ; 界面热力学 ; 金属/半导体体系 ; 固相反应 ; 对流传输

Abstract

By contacting amorphous semiconductors with metals, amorphous semiconductors can be induced to transform into crystalline semiconductors at extremely low temperatures, a phenomenon known as metal-induced crystallization (MIC). Thin-film crystalline semiconductor is one of the key materials in many advanced technologies, and is widely used in the fields of microelectronics, optoelectronics, display technology and photovoltaic technology. MIC provides a new route for the production of crystalline semiconductor thin-films devices at low temperature, for fabrication of nanoporous metal materials and for interface engineering of metallic materials, and has therefore attracted wide interests from both academic and industrial communities. This paper reviews the current research progress of metal-induced crystallization of amorphous semiconductors at low temperatures, and the MIC behaviors in different metal/amorphous semiconductor systems are also classified and summarized. The thermodynamics and kinetics of MIC were calculated and analyzed in detail, highlighting the role of interface thermodynamics in the solid-solid phase transformation of thin-film systems. On this basis, the underlying mechanism of MIC has been elucidated. Finally, the future research trends of MIC are prospected.

Keywords： metal-induced crystallization ; interface thermodynamics ; metal/semiconductor system ; solid-phase reaction ; convective transportation

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本文引用格式

王祖敏, 张安, 陈媛媛, 黄远, 王江涌. 金属诱导晶化基础与应用研究进展. 金属学报[J], 2020, 56(1): 66-82 DOI:10.11900/0412.1961.2019.00187

WANG Zumin, ZHANG An, CHEN Yuanyuan, HUANG Yuan, WANG Jiangyong. Research Progress on Fundamentals and Applications of Metal-Induced Crystallization. Acta Metallurgica Sinica[J], 2020, 56(1): 66-82 DOI:10.11900/0412.1961.2019.00187

通过将非晶半导体与金属相接触，可以在极低的温度下诱导非晶半导体结晶，这一现象被称为金属诱导晶化(metal-induced crystallization，MIC)。薄膜状态的晶体半导体被广泛应用于微电子、光伏技术和光电子等领域，是众多现代先进技术所依赖的关键材料。由于利用MIC过程可以在很大程度上降低非晶半导体薄膜的晶化温度，因此为低温下直接在热敏基底上制备晶体半导体器件提供了一种全新途径。

金属诱导晶化从本质上讲是在薄膜体系中的表面/界面处发生的固→固相变现象。在薄膜体系中，由于较大的比表面积，固→固相变并不是简单地由块体热力学控制的，还与体系中的表面能和界面能密切有关，这些表面能和界面能甚至可能起着主导作用。此外，相对于块体材料，薄膜体系内部存在着更高密度的缺陷(如晶界和位错等)，这为原子的扩散提供了快速扩散路径。因此，薄膜体系中固→固相变的动力学可能与块体系统中完全不同。通过对金属诱导晶化过程的研究，可以深入地揭示界面热力学和动力学在固→固相变中的作用。本文将主要针对近十多年来金属诱导晶化的研究成果，就这一现象的特征与机理做简要综述，并对其未来先进的应用进行了展望。

1 金属诱导晶化研究的发展历程

1969年，Oki等^[1]发现非晶Ge与金属(如Al、Ag、Au、Cu或者Sn)接触时可以在非常低的温度下发生晶化。随后Bosnell和Voisey^[2]也报道了类似的现象，即通过将非晶Si (a-Si)与金属接触也可以降低其晶化温度。这2项研究都是利用真空蒸镀法制备的非晶半导体和金属，而半导体的晶化现象是利用电子衍射技术检测到的。Herd等^[3]和Ottaviani等^[4,5]利用电子显微镜针对上述效应进行了更加详细的研究，并且正式将这种现象命名为金属接触诱导晶化^[3]，现在一般直接称其为金属诱导晶化。

对金属诱导晶化机理的理解则经历了十分漫长的发展过程。起初，研究者们^[3,4,5]发现Si或Ge的微小晶粒在金属中形成，由此推断金属诱导晶化现象与半导体和金属的混合有关。在实验观察的基础上，Ottaviani等^[4,5]将金属诱导晶化过程解释为半导体原子先溶解到金属中，再从金属基体中析出晶体半导体。Brodsky和Turnbull^[6]则给出了不一样的解释，他们认为当二元体系中存在非晶态的组分时，二元共晶温度会显著降低，从而形成低温共熔体，以此来实现金属诱导晶化。20世纪90年代早期，研究人员^{[7,8,9,10,11]}借助原位加热透射电子显微镜技术对金属诱导晶化的机理进行了更为细致的研究，通过研究晶体Al/非晶Si，晶体Ag/非晶Ge，晶体Ag/非晶Si等金属/半导体层状结构的金属诱导晶化过程，发现金属诱导晶化过程中并没有涉及任何液相的形成，而是完全的固态反应过程。20世纪90年代后期，研究者们进一步发现了金属诱导膜层交换现象^[12,13,14]和金属诱导横向晶化现象^[15,16,17]。以晶体Al/非晶Si双层膜为例，在其金属诱导晶化过程中，原始的Al和Si亚层会逐渐交换位置，最终在金属Al层的原始位置上会形成连贯的晶体Si层，而Al被完全置换到Si层的原始位置。而金属诱导横向晶化是指在非晶半导体层(如：非晶Si)上覆盖可以与其形成化合物(如：硅化物)的金属(Ni或Pd)，退火后会发现半导体的晶化现象不仅出现在金属的覆盖区域，而且还可以沿着非晶半导体层横向发生。

自2003年起，德国马普金属所的Mittemeijer教授课题组^{[18,19,20,21,22,23,24,25,26,27,28,29,30,31,32,33,34]}开始系统研究金属诱导晶化过程的热力学和动力学。基于界面热力学，对各种金属/非晶半导体系统中的金属诱导晶化过程做出了统一化的、定量的解释，并且成功预测了多种金属/非晶半导体体系的金属诱导晶化的温度及行为^[26,27,30]。此外，在利用Auger电子能谱(AES)深度剖析定量评估金属/半导体膜层系统扩散动力学的基础上，对金属诱导晶化的动力学进行了细致研究^[18,20,25]。随后，利用先进的实时原位分析透射电子显微技术对金属诱导晶化过程进行了原子尺度上的机理研究，发现了一些之前从未观察到的发生在界面及晶界的相变现象。

近年来，对于金属诱导晶化的研究开始扩展到实际应用领域，例如，基于Al诱导非晶Si晶化开发出了高转换效率的薄膜晶体Si太阳能电池^[35]；利用低温下非晶Si的金属诱导横向晶化技术开发出了性能优异的先进显示器件^[36]；金属诱导晶化还可以应用于蓝光数据存储设备的开发等方面^[13,37]。最新的研究^[38]中，利用金属诱导晶化过程生长出了大面积的晶体Si纳米网络，并开发了纳米多孔结构Au薄膜等，继而为金属材料晶界工程和电极材料的研发开辟了新的途径。

2 金属诱导晶化的分类

根据金属诱导晶化过程中是否有金属-半导体化合物相(如硅化物、锗化物等)的形成，可以将金属诱导晶化分为2大类型：

(1) 不会形成金属-半导体化合物相的简单金属-半导体二元共熔体系，包括Al、Au、Ag、Bi等金属与非晶Si/非晶Ge。在这样的体系中，非晶半导体晶化温度显著减低，并且会发生金属和半导体膜层的交换现象。该类体系的金属诱导晶化过程可能发生在金属/非晶半导体的界面、金属层的晶界处或者2处均可^[26,27,30]。半导体结晶的平均激活能和晶化过程中界面能的变化决定了半导体晶体的形核位点和最低的金属诱导晶化温度。其中最典型的体系就是Al/非晶Si，低温下Si晶体在Al的大角度晶界处开始形核^[27]，Si晶核随后在原始的Al层中不断长大，使得双层膜体系中积累了较高的应力梯度(包括晶体Al层中的压应力和非晶Si层中的张应力)，继而发生固态对流传输，最终导致了膜层交换现象的发生^[34]。

(2) 会形成金属-半导体化合物相的金属与半导体二元体系，包括Ni、Pd、Pt、Cu等金属与非晶Si/非晶Ge。在这样的体系中，金属诱导晶化的发生温度相对较高，并且需要通过一种或者多种金属-半导体化合物相的生成和迁移来诱导^[12,39,40]。以Ni/非晶Si为例，加热后Ni和非晶Si首先发生反应，在两者的界面处生成NiSi₂；接着晶体Si在NiSi₂和非晶Si的界面处形核并长大。随着NiSi₂向非晶Si薄膜的迁移，在NiSi₂尾端形成针状晶体Si，该过程不断重复，直至原始非晶Si层被完全晶化^{[17,39,40,41]}。

3 金属诱导晶化过程中的热力学原理和动力学机制

3.1 金属诱导共价键弱化

由于非晶材料处于亚稳态，其能量高于晶体状态，所以非晶半导体趋向于晶化以降低系统的能量。为了诱发结晶过程，就必须要克服晶化能垒，将半导体原子重新排列为微小晶核。而半导体原子间存在的强共价键作用(如Si—Si为2.3 eV，Ge—Ge为1.95 eV)会阻碍初始晶核的形成^[42]。因此，只有在高温下(例如a-Si高达700 ℃，a-Ge高达500 ℃)克服启动晶化过程的活化能，才可以使非晶半导体结晶^[10]。

20世纪70年代，Hiraki等^[43,44]发现Au、Ag和Pd等金属与Si、Ge、GaAs、InP和InSb等半导体接触时，金属与半导体界面处半导体中的强共价键会减弱。金属诱导共价键弱化现象可以用Coulomb屏蔽效应来解释：即当共价键合的半导体与金属层接触时(例如Si与Au)，金属的自由电子气的波函数会延伸到相邻的半导体中，屏蔽其中存在的共价键，这些被屏蔽的共价键因此被削弱^[45,46,47]。这种共价键键弱化效应是一种非常局部的电子相互作用现象^[45]：“弱化”界面层的厚度仅约为2个单原子层^[27,45]。

由于金属/半导体界面处共价键被弱化，形成了一个“弱化”半导体界面层，该层中半导体原子的迁移率提高，形成所谓“自由”半导体原子，这是金属诱导非晶半导体低温结晶的主要因素之一。非晶半导体可以直接在与金属的接触界面处结晶。此外，自由半导体原子也可以沿着金属的晶界扩散，并在晶界处结晶^[1]。

3.2 金属诱导晶化的界面热力学

3.2.1 晶界的浸润

用于诱导非晶半导体晶化的金属层通常是多晶的，其内部包含着大量的晶界。这些晶界能够被金属层/非晶半导体层界面处的自由半导体原子浸润，如图1a^[30]所示。是否发生晶界浸润是由系统的热力学控制的：发生晶界浸润要求浸润后形成的2个金属/半导体界面的能量低于原始晶界的能量，从而降低系统的总能量。以温度(T)为变量的金属晶界浸润的驱动力( $∆ γ_{{S} → ˂ M ˃ G B}^{w e t t i n g}$ )如下式所示^[27]：

∆ γ_{{S} → ˂ M ˃ G B}^{w e t t i n g} (T) = γ_{˂ M ˃}^{G B} (T) - 2 × γ_{˂ M ˃ |{S}} (T)

(1)

式中，符号 ${}$ 代表非晶， $˂ ˃$ 代表晶体， $γ_{˂ M ˃}^{G B}$ 表示金属 $˂ M ˃$ 大角度晶界的晶界能， $γ_{˂ M ˃ |{S}}$ 表示金属<M>和非晶半导体{S}两相之间的界面能。

图1

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图1 非晶半导体材料浸润金属晶界的示意图^[30]，及非晶Si和非晶Ge半导体浸润大角度Al晶界的界面热力学分析、非晶Si浸润大角度Ag和Au晶界的界面热力学分析^[27]

Fig.1 Schematic illustration of the wetting of a metal grain boundary (GB) by an amorphous semiconductor material (a)^[30], energetics for wetting of high-angle <Al> grain boundaries by a-Ge and a-Si (b), and energetics for wetting of high-angle <Ag> and <Au> grain boundaries by a-Si (c)^[27] ( $γ_{˂ M ˃}^{G B}$ represents the GB energies of metal <M> high-angle GBs, $γ_{˂ M ˃ |{S}}$ represents the interface energies between <M> and amorphous semiconductor {S}, a-Si means amorphous Si)

如图1b和c^[27]所示，对于大多数的金属/非晶半导体体系(例如Al/非晶Si，Al/非晶Ge，Au/非晶Si和Ag/非晶Si)，150 ℃下发生晶界浸润的驱动力为正，约在0.1~0.6 J/m²的范围内，因此，从热力学角度来看，晶界浸润过程可以在低温下发生，并在金属诱导晶化中起着重要作用。

从动力学角度来看，金属的晶界为半导体原子的扩散提供了通道，即使在低温下，半导体原子也可以沿晶界快速扩散，使得半导体浸润金属晶界成为可能^[48]。图2^[33]是利用原位加热高分辨透射电子显微镜观察到的非晶Si浸润金属Al的大角度晶界的过程。此外，原位加热高分辨透射电子显微镜同样也可以应用于其它金属/非晶半导体体系的金属诱导晶化过程的研究^[49]。

图2

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图2 100 nm Al/150 nm非晶Si双层膜退火期间非晶Si浸润金属Al晶界过程的原位加热价带能量过滤式透射电子显微镜观测^[33]

Fig.2 In situ heating valence energy-filtered TEM observations of wetting of an Al GB by a-Si of 100-nm c-Al/150-nm a-Si bilayer during annealing (c-Al means crystalline-Al)^[33]

(a) bright-field TEM image of the cross section, and mappings of plasmon-loss peak energy and full width at half maximum (FWHM) of the bilayer specimen upon in situ annealing at 110 ℃ for 15 min

(b~d) mappings of the plasmon-loss peak energy and FWHM of the bilayer specimen upon annealing at 120, 130 and 140 ℃, respectively

3.2.2 晶体半导体的形核

低温下，共价键弱化界面层中的自由Si、Ge原子可能会在与金属的界面处或者浸润的金属晶界处形核。由于非晶相的体自由能高于对应晶体的体自由能，而原始的金属/非晶半导体界面能通常低于金属/晶体半导体界面能^[27,50]，所以只有当半导体晶化降低的体自由能大于新生成的金属/晶体半导体所增加的界面能和表面能时，半导体原子才可以进行形核。故而当非晶半导体薄膜超过一个确定的临界厚度以后，降低的体结晶能才能大于相关的能量损失，从而实现非晶半导体的晶化。

在一定温度T下，半导体在金属/非晶半导体界面形核的临界厚度( $h_{〈M〉 | \{S\}}^{c r i t i c a l}$ )可以通过下式计算^[27]：

h_{〈M〉 | \{S\}}^{c r i t i c a l} (T) = \frac{γ_{〈M〉 | 〈S〉} (T) + γ_{〈S〉 | \{S\}} (T) - γ_{〈M〉 | \{S\}} (T)}{- Δ G_{〈S〉 - \{S\}}^{c r y s t} (T)}

(2)

式中， $Δ G_{〈S〉 - \{S\}}^{c r y s t} (T)$ 表示非晶半导体{S}的结晶能。

由于金属/半导体的共价键弱化界面层的厚度约为2个单原子层，所以在金属/半导体的界面处结晶的临界厚度应该小于2个单原子层，才可以发生金属诱导晶化过程，如图3a^[27]示意图所示。

图3

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图3 非晶半导体在不同形核位点进行低温结晶的示意图，晶体Ge (或Si)在Al晶界和Al/非晶Ge (或者Al/非晶Si)界面处形核的界面热力学分析，及晶体Si在Ag晶界、Au晶界、Ag/非晶Si以及Au/非晶Si界面处形核的界面热力学分析^[27]

Fig.3 Schematic illustration of the two types of sites for low-temperature nucleation of crystallization of amorphous semiconductors (a), energetics of the nucleation of crystalline Ge (or Si) at the Al GBs and at the c-Al/a-Ge (or c-Al/a-Si) interface (b), and energetics of the nucleation of crystalline Si at Ag GBs and Au GBs and at the c-Ag/a-Si and the c-Au/a-Si interfaces (c)^[27]

在一定温度T下，晶体半导体在被浸润金属晶界处形核的临界厚度( $h_{\{S\} i n 〈M〉 G B}^{c r i t i c a l}$ )可以通过下式计算^[27]：

h_{\{S\} i n 〈M〉 G B}^{c r i t i c a l} (T) = \frac{2 × [γ_{〈M〉 | 〈S〉} (T) - γ_{〈M〉 | \{S\}} (T)]}{- Δ G_{〈S〉 - \{S\}}^{c r y s t} (T)}

(3)

由于浸润金属晶界的非晶半导体层夹在2个金属晶粒之间，所以金属晶界处的金属/半导体的共价键弱化界面层的厚度约为4个单原子层。因此，在金属晶界结晶的临界厚度必须小于4个单原子层，如图3a^[27]示意图所示。

利用式(2)和(3)，可以计算出非晶Ge和非晶Si在金属Al、Ag、Au的晶界或者在其与金属的界面处结晶的临界厚度。临界厚度的数据以一个单原子层(ML)表示，其中1 ML Si约为2.2 Å，1 ML Ge约为2.5 Å^[51]。

图3b^[27]是Al/非晶Ge、Al/非晶Si体系的热力学计算结果。在Al/非晶Ge体系中，高于50 ℃时，晶体Ge在Al/非晶Ge界面形核的临界结晶厚度小于2 ML，因此非晶Ge可以在仅高于50 ℃的低温下，于Al/非晶Ge界面处结晶。而在Al的晶界处，非晶Ge从0 ℃到400 ℃的形核临界厚度均小于4 ML，因此，非晶Ge低温结晶的初始位点也可以是Al的晶界处。上述预测的结果与相应的实验结果完全一致^[29,52,53]。简言之，非晶Ge原子的结晶形核位点为Al的晶界以及原始Al/非晶Ge的界面处。

而在Al/非晶Si体系中，在0~400 ℃范围内，非晶Si在Al/非晶Si界面处结晶形核的临界厚度均超过了2 ML，故而非晶Si不能在Al/非晶Si的界面处结晶。在Al的晶界处，当温度高于140 ℃时，非晶Si结晶形核的临界厚度小于4 ML，晶化可以发生。从图4^[33]的原位加热高分辨透射电镜图中可以看出：在100 nm晶体Al/150 nm非晶Si的双层膜中，晶体Si可以在150 ℃的低温下于大角度Al晶界处形核。所预测的非晶Si晶化温度(≥140 ℃)也与文献[7,10,21]中所报道的实验结果一致。因此，非晶Si在低温下结晶形核的唯一位点是Al的晶界处，这意味着只有多晶Al层才会导致非晶Si的晶化。

图4

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图4 150 ℃退火处理的100 nm晶体Al/150 nm非晶Si双层膜中晶体Si在大角度Al晶界处形核过程的原位加热高分辨透射电子显微镜观察(截面方向)^[33]

Fig.4 In situ heating HRTEM observations (cross-sectional views) of the nucleation of crystalline Si at a high-angle Al GB at 150 ℃, in a 100-nm c-Al/150-nm a-Si bilayer (d—lattice spacing)^[33]

(a) before nucleation of c-Si (0 s)

(b, c) initial nucleation and growth of Si crystal nucleus at the Al GB (120 s and 210 s at 150 ℃), respectively

通过热力学模型计算可以得出，对于Al/非晶Si和Al/非晶Ge 2个体系，其金属诱导晶化过程最明显的差别在于：晶体Ge可以在Al/非晶Ge的界面处形核，而晶体Si不能在Al/非晶Si的界面处形核。上述2种体系中，半导体晶体均可以在Al的晶界处形核，二者形核行为的不同导致其结晶动力学存在巨大差异。如图5^[27]的原位加热X射线衍射(XRD)测量结果所示，当退火温度达到150 ℃时，由于Al/非晶Ge体系中有丰富的形核位点，非晶Ge出现了“爆炸式”的晶化行为^[24]；而Al/非晶Si体系中由于形核位点有限，非晶Si只是随着退火温度的升高逐渐进行结晶过程^[25,27]。

图5

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图5 金属诱导非晶Si和非晶Ge晶化过程中不同结晶行为的原位XRD观察^[27]

Fig.5 In situ XRD observations of the crystallization behavior differences between a-Ge (a) and a-Si (b) during metal induced crystallization (MIC)^[27]

图3c^[27]为Ag/非晶Si、Au/非晶Si体系的热力学计算结果。对于Ag/非晶Si体系而言，温度到达约400 ℃时，非晶Si在Ag晶界处形核的临界厚度小于4 ML，非晶Si可以在晶界处结晶。而在Ag/非晶Si的界面处，非晶Si结晶的临界厚度约为2.5 ML (>2 ML)，因此，非晶Si不能在Ag/非晶Si的界面处形核。Ag/非晶Si体系的这些预测同样与实验结果非常吻合，即非晶Si可在390~450 ℃下，于Ag的晶界处结晶^[9,10]。

对于Au/非晶Si体系而言，通过热力学模型计算得出，低于400 ℃时，非晶Si在Au晶界处形核的临界厚度约为5.5~6 ML，而在Au/非晶Si界面处形核的临界厚度约为3.3 ML。因此，可以预测出Si晶体既不能在Au晶界处形核，也不能在Au/非晶Si的界面处形核。但是，实验结果^[54]表明Au/非晶Si体系的低温(约100 ℃)金属诱导晶化过程可以通过形成亚稳态的Au₃Si相实现。为了解释这一实验结果，通过热力学计算对Au₃Si能否在Au晶界处以及在Au/非晶Si界面处形核进行了预测，计算得出非晶Si在Au晶界处形成Au₃Si的临界厚度在80 ℃的低温下接近4 ML，并且温度越高，临界厚度越小。同时，非晶Si在Au/非晶Si界面处形成Au₃Si的临界厚度为约为1.8 ML (<2 ML)，表明Au₃Si既可以在Au晶界处形核，也可以在Au/非晶Si界面处形核^[54]。

热力学模型计算同样也可以应用于Al诱导多组元非晶半导体(如：非晶SiGe)的晶化过程^[55]。结合图1b^[27]以及前面的相关讨论可知，非晶Si和非晶Ge可以浸润大角度的Al晶界，而通过相应的热力学模型计算(图6a^[55])可以得出：大角度Al晶界也可以被非晶SiGe浸润。利用式(2)和(3)可以计算出晶体SiGe在浸润的Al晶界和Al/非晶SiGe界面处形核的临界厚度，结果如图6c^[55]所示。在200~320 ℃范围内，非晶SiGe仅可以在Al的晶界处结晶；在320~500 ℃范围内，非晶SiGe不仅可以在Al的晶界处结晶，还可以在晶体Al/非晶SiGe界面处形核，图6d^[55]即为根据热力学计算结果所预测的在临界温度(320 ℃)上下晶体SiGe的结晶过程示意图。与此同时开展了相关的实验研究，图6e^[55]即为沉积态以及在不同温度下(250~400 ℃)退火态的晶体Al/非晶SiGe样品的XRD谱。在250 ℃退火后，可以观察到SiGe(111)、SiGe(220)、SiGe(311)衍射峰的出现，表明非晶SiGe转变为晶体结构。当退火温度升至300 ℃时，开始出现双XRD峰，表明形成了双相晶体SiGe结构。低于转变温度时，晶体SiGe仅在Al的晶界处形核。由于Ge在Al的晶界处的扩散率高于Si，因此会在Al晶界处形成富Ge的晶体SiGe相。在高于转变温度时，除了在Al晶界处形成的富含Ge的晶体SiGe相之外，SiGe晶体也会在晶体Al/非晶SiGe界面处形核。由于在晶体Al/非晶SiGe界面处的SiGe的(局部)形核避免了Si和Ge原子的长程扩散，因此该SiGe晶体相的组成接近于原始非晶SiGe层。这就是由单相晶体SiGe结构转变为双相SiGe晶体结构的原因。

图6

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图6 非晶SiGe在晶体Al/非晶SiGe界面和Al晶界处晶化时的界面能(γ')、体结晶能(ΔG)和形核临界厚度( $h_{i n G B}^{c r i t}$ 、 $h_{i n t e r f}^{c r i t}$ )的界面热力学分析，在临界温度(约320 ℃)下晶体SiGe在晶体Al/非晶SiGe界面处发生晶化过程的示意图，及沉积态与不同温度(250~400 ℃)退火态的晶体Al/非晶SiGe样品的XRD谱^[55]

Fig.6 Calculated interface energies (γ') (a), bulk crystallization energies (ΔG) (b) and critical thicknesses for nucleation of crystallization ( $h_{i n G B}^{c r i t}, h_{i n t e r f}^{c r i t}$ ) (c) of amorphous SiGe at the <Al>|{SiGe} interface and at the <Al> GBs, schematic illustration of crystallization processes at a temperature below (panel I) or above (panel II) the critical temperature (about 320 ℃) for nucleation of <SiGe> at the <Al>|{SiGe} interface (d), and XRD spectra of the c-Al/a-SiGe samples as-deposited and annealed at different temperatures from 250 ℃ to 400 ℃ (e)^[55]

3.2.3 半导体的进一步晶化和膜层交换现象对于诸多的金属/非晶半导体体系，比如Al/非晶Si、Ag/非晶Si和Al/非晶Ge，通过热力学计算预测和实验验证，低温下半导体原子可以在浸润的金属晶界处形核结晶。当半导体原子在金属晶界处形核后，金属中的晶界就被2个金属/半导体晶体相界面取代。为了继续半导体的结晶过程，非晶半导体原子必须继续扩散至金属/晶体半导体的相界并晶化，称为二次浸润过程。非晶半导体原子二次浸润金属/半导体晶体相界的驱动力公式为^[27]：

Δ γ_{\{S\} → 〈M〉 | 〈S〉}^{w e t t i n g} (T) = γ_{〈M〉 | 〈S〉} (T) - [γ_{〈M〉 | \{S\}} (T) + γ_{〈S〉 | \{S\}} (T)]

(4)

在Al/非晶Si体系中，Si只能在Al的晶界处形核，利用式(4)计算出的二次浸润驱动力为正，如图7a^[27]所示，因此非晶Si可以继续浸润Al/晶体Si的相界。同样地，从图7a^[27]可以看出，Al/非晶Ge体系中也会发生这种二次浸润过程。

图7

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图7 晶体Si或晶体Ge在Al晶界处初始形核完成后继续浸润晶界的界面热力学分析，及晶体Ge和晶体Si晶粒在原始Al层中(垂直于原始Al的晶界方向)连续横向生长的界面热力学临界厚度(h_crit)分析^[27]

Fig.7 Energetics of the continued wetting after completing the initial nucleation of crystalline Si or crystalline Ge at the Al GBs (a), and energetics for continued lateral grain growth of c-Ge and c-Si in the original Al layer (perpendicular to the original Al GBs) (b) (h_crit represents the critical thickness of the amorphous semiconductor)^[27]

一旦在金属/晶体半导体相界面处形成浸润的非晶半导体层，就可能发生2种过程：(I) 浸润的非晶半导体层与邻近的半导体晶体结合以结晶，最终半导体晶体垂直于金属/晶体半导体的相界横向生长；(II) 新的半导体晶体形核。

过程(I)的临界厚度为^[27]：

h_{〈S〉 g r a i n g r o w t h}^{c r i t i c a l} (T) = \frac{γ_{〈M〉 | 〈S〉} (T) - [γ_{〈M〉 | \{S\}} (T) + γ_{〈S〉 | \{S\}} (T)]}{- Δ G_{〈S〉 - \{S\}}^{c r y s t} (T)}

(5)

过程(II)的临界厚度为^[27]：

h_{〈S〉 n e w n u c l e a t i o n}^{c r i t i c a l} (T) = \frac{γ_{〈M〉 | 〈S〉} (T) + γ_{〈S〉 | 〈S〉} (T) - [γ_{〈M〉 | \{S\}} (T) + γ_{〈S〉 | \{S\}} (T)]}{- Δ G_{〈S〉 - \{S\}}^{c r y s t} (T)}

(6)

Al/非晶Si体系的上述2种情况的计算结果如图7b所示，新的Si晶体形核的临界厚度约为4 ML，而Al附近的自由Si原子的厚度只有2 ML，因此Al/晶体Si相界处不可能有新的Si晶体形核。而晶体Si晶粒持续生长的临界厚度仅为约1.5 ML (T＞150 ℃)，因此在Al晶界处形成的原始Si晶粒会持续横向生长。正因为Al/非晶Si体系发生二次浸润的驱动力为正，最终才会出现上述的情况(I)，相关预测已经得到实验研究证实，如图8a和b^[34]所示。

图8

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图8 150 nm非晶Si/100 nm Al双层膜在220和240 ℃退火时形核的晶体Si晶粒在Al底层横向生长的原位价带能量过滤式透射电子显微镜观察，及膜层交换的发生：Al亚层和Si亚层在280 ℃退火时交换了相互位置^[34]

Fig.8 In situ valence energy-filtered TEM observations of the lateral growth of a c-Si grain nucleated at the c-Al bottom layer during heating of a 150-nm a-Si/100-nm c-Al bilayer at 220 ℃ (a) and 240 ℃ (b), respectively, and upon heating at 280 ℃, Al and Si sublayers have exchanged their locations: a layer exchange has occurred (c)^[34]

Si在原始Al晶界处连续向内扩散、结晶和晶粒的长大会使Al晶粒内积累压应力，原始的非晶Si层内积累张应力。在这样的应力梯度的作用下，会导致Al向含有较多自由体积并存在张应力的Si层中迁移^[29,34]，因此原始Al层逐渐地被在其内部生长的晶体Si所“置换”，并迁移到原始非晶Si层的位置，也就是实验所观察到的“对流柱”的固态对流传输现象，最终在原始Al层的位置处形成连续的晶体Si层，发生了膜层交换现象(图8^[34])。由于Al/非晶Si体系的持续晶化过程中不可能有新的Si晶体形核，所以可以预测在Al层中形成晶体Si的晶粒尺寸与原始的Al的晶粒尺寸相类似，这也得到了实验验证^[19,22,25]。

对Al/非晶Ge体系而言，计算表明其中也会发生二次浸润，因此也可能会出现上述的2种情况。图7b^[27]中显示了Al/非晶Ge体系的可能发生上述2种情况的计算结果。与Al/非晶Si体系类似，新的Ge晶体形核的临界厚度约3 ML，因此Al/晶体Ge相界处不可能有新的Ge晶体形核。而Ge晶粒持续生长的临界厚度仅约1 ML，因此，在Al晶界处形成的原始Ge晶粒可能持续横向生长。Al/非晶Ge体系中，晶体Ge既可以在Al的晶界处形核，又可以在与Al层的界面处形核，因此，Ge晶粒在Al/非晶Ge界面处形核后，晶粒的生长也会在原始非晶Ge层内同时发生。由于晶体Ge同时在Al/非晶Ge界面处和Al的晶界处形核长大，所以在发生膜层交换之前，非晶Ge就已经迅速全部晶化，这与实验观察到的结果相一致^{[24,27,28,29]}。进一步的研究^[56,57]表明，在Al层和非晶Ge层之间插入一个Ge的氧化物层后，抑制了Ge晶粒在Al/非晶Ge界面处形核，晶体Ge就仅在Al的晶界处形核长大，最终也观察到了Al层和Ge层之间的层交换现象^[58]。

同样地，在Ag/非晶Si^[59]和Au/非晶Si双层膜^[60]体系的金属诱导晶化过程中，晶体Si也会在金属层中横向生长，并且随着非晶Si的持续结晶，金属层(Ag和Au层)和Si层最终发生层交换，所得出的实验结果完全支持了上述的热力学模型计算。

基于界面热力学模型和共价键弱化效应，通过热力学计算预测了不同金属/非晶半导体体系的金属诱导晶化过程，并通过原位TEM实验，证明其完全符合计算的预测，从而证实了所建立的热力学模型的可靠性。因此，各种金属/非晶半导体系统中的金属诱导晶化效应是一个界面控制过程，包括：(1) 金属/非晶半导体的界面处共价键的弱化；(2) 晶界为原子提供了快速扩散的通道；(3) 界面热力学控制着低温下半导体晶体形核和生长能否发生。通过界面热力学的定量计算，加上对于过程(1)和(2)的认知，可以对金属/非晶半导体系统中观察到的不同的金属诱导晶化的发生温度和晶化过程行为给出统一的预测和解释。这与非金属催化晶体生长的机制^[61]是完全不同的。

4 金属诱导晶化技术的应用

除了相关的基础研究外，研究者们也对金属诱导晶化的应用进行了一系列研究。如Al诱导晶化制备的薄膜晶体Si可应用于光伏技术；利用低温金属诱导横向晶化制备的晶体Si可用于先进的平板显示设备；金属诱导晶化还被用于制备蓝光数据存储介质。最新的研究表明，利用金属诱导晶化过程可以实现大面积的晶体纳米网的低温低成本生长^[38]，也可以应用于晶界工程，这为MIC的进一步应用开辟了新的方向。

薄膜光伏技术方面：利用MIC技术可以在异质衬底上生长多晶Si薄膜，以此作为模板，既可用于后续多晶Si薄膜太阳能电池吸收层的外延生长，也可以通过掺杂将p型多晶Si薄膜转换为n型多晶Si^[62,63,64]。例如，Gall等^[65]利用Al诱导非晶Si晶化制备出的多晶Si太阳能电池，其转换效率为8%；Aberle等^[66]借助离子辅助的Al诱导晶化技术，制备出了多晶Si薄膜太阳能电池；Gestel等^[67]结合Al诱导非晶Si晶化和外延生长技术，同样制备出了转换效率为8%的多晶Si太阳能薄膜电池；Prathap等^[68]利用Al诱导Si晶化，以多晶Si为模板在Al₂O₃基底上制备出了p型和n型异质结多晶Si太阳能电池；Gardelis等^[58]结合Al诱导再晶化法和Al掺杂制备出的Si纳米晶p-n结薄膜太阳能电池，其转换效率达到了11%。Toko团队^[69,70]通过Al诱导层交换制备出取向可控的大晶粒Si膜，可作为先进硅基薄膜太阳能电池的外延模板。尽管一系列的研究工作为薄膜太阳能电池的进一步应用打下了良好的基础，但多晶Si薄膜材料的物理特性仍需进一步优化。对于高效太阳能电池的制备而言，MIC工艺依然备受关注。借鉴前期的研究工作，Gestel等^[71]继续深入探究了如何实现高转换效率（高达12%甚至是14%~15%）太阳能电池的制备，通过假设开路电压、短路电流、填充因子等为独立参数，分别将各自参数的最优值组合在一起，在理论上证实了高转化换效率的可行性。Shekoofa等^[72]提出了结合Si-Al共溅射与MIC的方法来制备Si纳米晶薄膜太阳能电池，最佳条件下获得的光伏效率为6.02%，开路电压为456 mV，短路电流密度为24.9 mA/cm²。空穴载流子的低浓度和高迁移率使Si纳米晶薄膜更适合作为Schottky结太阳能电池的发射层。为此，该方法被认为是制备Schottky结太阳能电池的重要初始步骤。通过后续的深入探究和优化，有望可以制备出更高效率的太阳能电池。该研究组还通过磁控溅射结合MIC制备了n型和p型多晶Si薄膜太阳能电池，继而扩展了制备多晶Si薄膜太阳能电池的途径^[73]。

众所周知，推进光伏技术进一步应用的关键是有效地提高太阳能光伏应用材料的质量。为此，许多研究组致力于研究Al和Si层厚度、膜层顺序、层界面类型、基底材料、外加电压和退火温度等一系列参数对Al诱导晶化的多晶Si薄膜的物理性能、电学性能和光伏性能的影响，期望获得性能优异的多晶Si薄膜材料，继而有效地提高多晶Si薄膜太阳能电池的性能。这些所制备的多晶Si薄膜可在Si晶圆基底上形成Schottky太阳能电池的发射极层，也可以在玻璃、Al₂O₃陶瓷、金属或其它异质基底上构成具有p-i-n结构的薄膜太阳能电池。这些研究^[74,75]得出的普遍结论是随着退火温度和外加电压的提高，多晶Si薄膜的电阻降低，Hall迁移率增加，而载流子浓度则缓慢降低。同时，高的外加电压下还获得了大尺寸晶粒的多晶Si^[74]。通过Al诱导晶化与磁控溅射制备了不同Al-Si层厚度、不同膜层顺序的2种太阳能电池结构，结果发现2种结构的最大晶粒尺寸均小于20 nm，所测量的最高开路电压分别为360和402 mV，最佳的短路电流密度分别为2.2和0.12 mA/cm^{2 [76]}。研究^[77,78]还发现基底对Al诱导晶化的多晶Si薄膜会产生不同的影响：如研究在玻璃基底上不同导电层对多晶Si晶粒尺寸和择优取向的影响发现，TiN导电层可以有效地提高多晶Si的晶粒尺寸。SiN_x的缓冲层同样地可以有效地提高Al诱导晶化的多晶Si薄膜的质量，使其电阻率低于晶体Si^[79]。再者，经过等离子体改性的熔融玻璃基底可以提高非晶Si的结晶速率^[80]。这些不同思路的研究为后续多晶Si薄膜太阳能电池的研究做了很好的铺垫。

先进平板显示设备方面：金属诱导晶化制备的多晶Si薄膜晶体管具有优越的器件性能和大规模生产的潜力，使其在先进平板显示设备中的应用越来越受到关注。相比非晶Si薄膜晶体管^[81,82,83]，低温多晶Si薄膜晶体管具有极好的电流驱动能力、可靠性与最佳外围电路集成潜力，是实现低功耗和高分辨率显示面板的理想候选材料^[84]。多晶Si薄膜晶体管能有效提高液晶显示器的驱动频率，因此使用集成驱动程序的多晶Si薄膜晶体管液晶显示器有望减少输出连接，并进一步增加面板连接的可靠性^[85]。同时，具有更高迁移率的多晶Si薄膜晶体管是薄膜晶体管面板快速加载数据的最佳选择，还可以被应用于场序彩色液晶显示器。除了应用于外围电路集成外^{[86,87,88,89,90,91]}，金属诱导晶化制备的薄膜晶体管还兼具集成p-i-n光电二极管传感器的能力，又可被应用于内嵌式触摸屏^[92]。近年来，有许多研究组进一步研究了金属诱导晶化制备低温多晶Si薄膜晶体管，以便其更好地应用在先进平板显示设备领域。Joo研究组^[36]提出了以非晶Si层为吸收剂提取Ni及残留的硅化镍(NiSi₂)来制备低漏电流的多晶Si薄膜晶体管。随着吸收剂的加入，金属诱导晶化制备的多晶Si薄膜晶体管的陷阱状态密度逐渐减小，固定电流降到近1%。Chao研究组^[93]利用金属诱导横向晶化技术制备出了多晶Si隧道薄膜晶体管，显示出了较高的隧道电流、较陡的亚阈值摆幅和较大的开/关比。这些器件可作为有源矩阵液晶显示器的驱动器以及未来的三维集成电路。Ma研究组^[94]则提出了一种在提高陷阱态密度的情况下，通过细化有源通道层来提高多晶Si隧道场效应晶体管性能的简单方法，该方法可以很容易与其它的改进方法相结合，以获得高性能的多晶Si隧道场效应晶体管。Toko研究组^[95]通过Al和非晶态的Si_0.4Ge_0.6之间的层交换技术，在玻璃基底上制备出了大晶粒、(111)取向的晶体Si_0.4Ge_0.6层。所制备的SiGe层通过调整组成可用作外延模板，为日后大规模集成电路和多功能显示器上集成各种材料铺平道路。Matsumura等^[96]通过有限区域的金属诱导晶化法实现了在绝缘体上制备单晶Si薄膜，这项技术为高速薄膜晶体管的开发和设计开辟了一条新途径。

此外，研究者们还致力于探究未来先进的显示技术及其应用材料。Joo研究组^[97]开发了一种玻璃压实技术用于金属诱导横向晶化多晶Si薄膜晶体管平板显示器中，并研究了热应力对其性能的影响。结果表明，压实玻璃基底非常适合应用于下一代大型平板显示器。该研究组采用金属诱导横向晶化制备了ZTO栅极电介质的p型低温多晶Si薄膜晶体管。从电学性能的可靠性评估来看，该低温多晶Si薄膜晶体管的正偏压应力、热载流子应力和自热应力的退化明显优于沉积在SiO₂之上的低温多晶Si薄膜晶体管。这些结果证实了ZTO电介质对实现高性能的下一代低温多晶Si薄膜晶体管具有非常大的潜力^[98]。Shamim等^[99]研究了Al诱导晶化对等离子体增强化学气相沉积的氢化非晶Si薄膜的场发射性能影响，在350 ℃的退火温度下获得了30~35 V/μm的场发射阈值，并且所制备的薄膜没有出现裂纹。

蓝光数据存储装置方面：由于市场需求愈来愈大，开发具有高记录灵敏度的环保型无机材料对于蓝光磁盘而言是十分必要的。2001年，Ohkubo等^[100]首次提出了一种只有非晶Si层的无机蓝光光盘，但记录灵敏度有待提高。为了提高记录速度、降低记录功率，需要提高记录灵敏度、降低非晶Si记录膜的晶化温度。借助金属诱导晶化工艺可以很好地实现上述要求^[101]。这使得金属/非晶Si双层膜在高数据传输率的蓝光光盘中具有了广阔的应用前景，已有几种金属/非晶Si双层膜材料被提出用于高速蓝光存储，并对刻录机理进行了研究^[102,103]。由于非晶Ge的结晶温度更低^[104]，金属/非晶Ge双层膜更适合作为蓝光光盘中的记录膜材料^{[105,106,107]}。

随着研究者们对金属诱导晶化过程的深入认知和理解，对其应用也进行了进一步的拓展。最近，金属诱导晶化过程被用于制备晶体半导体纳米线以及纳米网络等。Toko研究组^[108,109]利用Al/非晶Ge体系的MIC过程，在玻璃基板上制备出了垂直排列、无缺陷的Ge纳米线，所制备的Ge纳米线性能优良且成本低廉，有望促进纳米线在电子和光学设备上的广泛应用。该团队还通过Al诱导层交换制备出了粒径高达90 μm的(111)取向的晶体Ge膜(图9^[110])，所制备的Ge膜有希望用于锗基薄膜器件，以及用于III-V族化合物半导体、阵列纳米线和其它先进材料的异质外延基底层。此外，基于对MIC过程的认识，本课题组^[38]发展出了一种气相-晶界-固相(VGBS)生长方法，在近室温条件下从气相源直接生长出半导体晶体二维纳米网络，并对其生长机理进行了详细探讨(图10^[38])。这种基于气相和低温的生长工艺可以与化学工业中的技术兼容，因此可用于纳米网的低成本和大规模生产，促进众多先进技术的实用化进程，包括能量转换装置^[111]、高级的分离/过滤装置^[112,113]、生物传感器^[114]和生物组织工程中的功能支架^[115]等。

图9

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图9 相对于试样表面Ge层的法向和横向的电子背散射衍射图，及通过电子背散射衍射分析所计算出的试样的晶粒尺寸分布图^[110]

Fig.9 Electron back-scattered diffraction (EBSD) images of the Ge layer in the normal direction (ND) (a) and transverse direction (TD) (b) with respect to the sample surface, and distribution of the grain size of the sample calculated from the EBSD analysis (c)^[110]

图10

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图10 近室温条件下采用气相-晶界-固相(VGBS)法制备(半导体)晶体纳米网络的示意图^[38]

Fig.10 Schematic illustration of the steps for the vapor-grain-boundary-solid (VGBS) growth process of (semiconductor) nanowire networks (NanoNets) (D_nw—wire width)^[38]

基于金属诱导晶化的固相反应法还可以用于制备纳米多孔结构的金属薄膜。以MIC过程中金属膜层结构的变化为契点^[116]，这种方法简单快捷无污染，可规模化制备，有望成为一种制备纳米多孔结构金属材料^[117]的可替代途径。发展的固相反应法能和工业的规模化、一体化制备相兼容，可以进一步地拓展该类材料在能量存储^{[118,119,120]}、驱动/过滤^{[121,122,123]}、传感^{[124,125,126]}及其它先进领域方面^{[127,128,129,130]}的应用前景。基于金属诱导晶化理论，本课题组^[131]着重探究了金属膜层在发生金属诱导晶化过程中的形貌演化。根据前期的研究基础，首先选取了非晶Ge/Au双层膜体系作为制备纳米多孔Au的前驱体材料。通过高真空磁控溅射设备制备了不同膜厚的前驱体膜，随后在精准控温的油浴炉中对其进行退火处理。最后，通过H₂O₂溶液选择性地刻蚀掉了Ge层，从而制备出了不同纳米多孔形貌的Au薄膜。相关表征和测试结果表明，所制备的纳米多孔Au的纳米孔和韧带的尺寸均在纳米尺度，且均没有残余的Ge。

前驱体的退火过程中，Ge原子沿着Au的晶界快速扩散到原始Au亚层中，然后优先在Au的晶界处形核^[33]。形成的Ge纳米晶被捕获在原始的Au亚层中，并且Au的原始晶界被新形成的2个晶体Ge和Au的相界面所代替。经过选择性蚀刻掉这些Ge纳米晶，原始Au亚层中就会产生高密度的纳米孔。

为了进一步推进Ge的晶化，原始非晶Ge亚层中的原子必须继续扩散、结晶并在界面边界处生长。Ge原子的连续扩散、结晶和晶粒生长的过程导致了Au亚层中的压应力和非晶Ge亚层中的张应力的累积^[29]。在形成的应力梯度驱动下，原始Au亚层中的Au原子扩散到原始Ge亚层中，导致了固态对流传输过程的发生。其中Au的晶界以及Au和晶体Ge的相界处可以作为传输的快速扩散通道。对流传输过程的发生形成了更多的非晶Ge和Au的界面，非晶Ge原子循环地重复着上述的晶化步骤。值得注意的是，扩散到非晶Ge亚层位置的Au原子进行了原子重排，从而在形成的纳米孔顶部形成不规则形状的纳米分支结构。

此外，本课题组^[131]继续研究了所制备的纳米多孔Au在碱性条件(0.1 mol/L KOH)条件下的电催化氧还原的行为。根据电化学测试结果可知，20 nm厚的纳米多孔Au的扩散极限电流密度下达到了5.0 mA/cm²^[131]。与其它类型的Au电极^{[132,133,134]}相比，本工作所制备的纳米多孔Au对氧还原反应具有更高的电催化活性。接下来的持久性实验结果表明，所制备的纳米多孔Au对电催化氧还原反应具有较好的稳定性，600 cyc循环后的扩散极限电流密度约为其初始值的98%。此外，还研究了其对燃料电池的阳极氧化反应和阴极氧还原反应的电催化行为。

5 总结与展望

本文系统地回顾与总结了金属诱导晶化现象的研究历史，阐述了金属诱导晶化过程的内在机理和先进应用，着重介绍了金属诱导晶化过程中的界面热力学原理以及动力学机制。各种金属/非晶半导体系统中的金属诱导晶化效应是由界面控制的，主要包括：(1) 金属/非晶半导体的界面处共价键的弱化；(2) 晶界为原子提供了快速扩散的通道；(3) 界面热力学控制着低温下半导体晶体的形核和生长。通过定量的界面热力学计算，可以对不同金属/非晶半导体体系中金属诱导晶化的发生温度和行为给出统一的预测和解释。

在金属诱导半导体材料的晶化方面仍有许多亟待解决的基础科学问题，如：(1) 固态对流现象的原子机制；(2) 层交换动力学过程的定量化预测；(3) 金属诱导晶化形成的晶体半导体中缺陷的有效控制等。此外，基于对金属诱导晶化过程的深入认知和理解，关于MIC的先进应用研究也有望取得较大进展，例如利用金属诱导晶化过程实现大面积的晶体半导体纳米网络、大粒径的晶体半导体薄膜和纳米多孔结构的金属薄膜等的制备，并在此基础上实现利用多晶金属的晶界网络进行材料的功能化设计(晶界工程)。随着这些研究的深入开展，金属诱导晶化将在一些先进技术领域中发挥更加重要的作用，促进相关领域的蓬勃发展。