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随着GaN材料研究的逐步成熟和器件的应用，InN和高InN组分的InGaN材料自从2002年以来成为氮化物半导体研究中的另一个热点。高质量InN薄膜的制备发现其禁带宽度和早期报道的1.89eV偏离比较大，为0.7eV左右。这使得InN和高InN组分的InGaN材料在光纤通讯器件和高效率太阳能电池方面存在重要的应用价值。另外，InN在氮化物半导体中具有最高的电子漂移速率，InN基场效应晶体管的截止频率理论值可达THz。目前，MBE制备的InN薄膜的迁移率已达到2100cm<’2>／Vs，而MOCVD制备的InN薄膜的迁移率也达到1200cm<’2>／Vs。
针对以上研究热点，我们主要进行了两方面的工作，即（1）：ZnAl<，2>O<，4>α-Al<，2>O<，3>衬底的制备与GaN薄膜的MOCVD生长：（2）：InN薄膜的MOCVD生长、退火和氧化。得到的主要结论如下：
1、我们通过PLD淀积的ZnO薄膜和α-A1<，2>O<，3>衬底的反应来制备ZnAl<，2>O<，4>／a-Al<，2>O<，3>衬底。结果表明ZnO和Al<，2>O<，3>之间的固相反应主要由反应原子在ZnAl<，2>O<，4>薄膜中的扩散控制，Zn原子的扩散为其中一个扩散机制。其固相反应的表观激活能为504kj／mol。在1100℃，随生长时间增加，ZnAl<，2>O<，4>薄膜的表面形貌从均匀分布的“岛”状结构首先演变为“棒”状结构，最后演变为突起的“线”状结构。对应的ZnAl<，2>O<，4>薄膜从单一的［111］取向变为多晶，然后重新向［111］取向对齐，这种结构上的变化和其表面形貌存在一定的联系。
2、在“岛”状结构和具有“线”状结构的ZnAl<，2>O<，4>／α-Al<，2>O<，3>衬底上利用LP-MOCVD系统直接生长了GaN薄膜。在“岛”状分布的ZnAl<，2>O<，4>-A1<，2>O<，3>衬底上得到了单－【0001】取向的GaN薄膜，而在具有“线”状结构的ZnAl<,2>O<,4>／α-Al<,2>O<,3>衬底上得到的GaN为多晶。单一【0001】取向GaN薄膜的室温PL谱呈现强烈的带边发射，半高宽为28nm，X射线摇摆曲线半高宽为0.4°，达到当时国内的同期水平。
3、利用预淀积金属In技术在350℃MOCVD生长了InN薄膜。发现适当的预淀积In能够压制金属In在InN薄膜中的聚集。当预淀积In 15min时，得到了没有金属In聚集的单一【111】取向的立方结构InN薄膜。发现此温度下采用预淀积金属In技术能够促进InN在α-Al<,2>O<,3>衬底表面的成核和InN横向生长速率。
4、在350℃～500℃之间利用预淀积金属ln技术生长了InN薄膜。发现随生长温度提高到425℃，InN在α-Al<,2>O<,3>衬底表面的成核变的困难，尽管采用了预淀积In技术。由于In原子的表面分凝作用，在样品表面出现了近微米尺寸的In颗粒。当生长温度高于425℃时，InN更难成核，同时In的脱吸附增加，样品表面的ln颗粒逐渐消失。
5、对375℃生长的InN薄膜进行了NH<,3>气氛退火研究。375℃生长的InN具有六角纤锌矿结构，而350℃生长的InN为立方闪锌矿结构。退火温度增加到425℃时，InN分解反应变的很严重，在样品表面出现了高密度的金属In颗粒，同时样品的结构质量变差。当退火温度高于425℃时，NH<,3>分解率提高，抑制了InN的分解反应，同时由于ln原子的挥发，没有高密度的In颗粒出现，而且InN的结构质量由于退火大为提高。
6、对375℃生长的InN和具有金属In聚集的InN样品进行了干氧氧化。发现InN样品中没有明显的氧化发生，直到氧化温度高于400℃。对于具有金属In聚集的InN样品，其氧化在300℃就已经发生，此时样品中In<,2>O<,3>相的出现源于金属In的氧化，在450℃时ln和InN消失，只有In<,2>O<,3>相，而且其（222）晶面衍射峰很尖锐。结合吉布斯自由能计算，我们认为InN在氧化温度下分解很严重，导致了InN样品在300℃～400℃之间很难被氧化。氧化温度提高到400℃以上时，氧化作用增强，InN样品中In<,2>O<,3>相才开始出现。
随着在材料质量和GaN P型掺杂方面的突破，GaN基半导体材料的研究和应用获得了很大的进展。在上个世纪，其蓝绿光LED、LD便实现了商品化生产。目前，由GaN基LED所引发的白光照明在全世界范围内成为一个焦点产业。尽管低温缓冲层技术在上世纪80年代就被提出，并且极大改善了GaN的材料质量，然而关于GaN衬底材料的研究在上世纪末仍然是一个热点。因此，我们早期的工作对ZnAl<,2>O<,4>／α-A1<,2>O<,3>复合衬底的制备和GaN在此衬底上的MOCVD生长进行了研究。