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4）光电效应是瞬时的，即只要光频率高于金属极限频率，无论光强大小，光子的产生都是瞬时的。
研究发现，金属等禁带宽度很窄的材料都无法作为有效的光电发射体，原因是：
1）光吸收产生的载流子仅仅高出费米能级很小，不能形成后续的光电发射；
2）由于相对非常靠近的电子态，导致电子与电子间碰撞剧烈，大大降低了光子的能量，致使其很少到达表面。
而半导体光电发射的量子效率要远远高于金属光电发射的效率，而且探测响应宽，尤其在红外探测方面有不可替代的地位，在红外探测、夜视、地物勘探等方面具有越来越重要的作用。
根据Einstein对光电发射的解释，材料内部的电子吸收了入射光子的能量，从而有足够的能量克服材料表面势垒而逸出表面，可见光电发射是把光能向电能转化[4]。
将半导体光电发射的物理过程归纳为以下三步：
1）半导体中的电子吸收入射光子的能量而被激发到高能态（导带）[5]；
2）被激发到高能态的电子向表面运动，过程中受到散射，损失掉一部分能量；
3）到达表面的电子克服表面亲和势而逸出[6]。
随着光电器件的发展，特别是微光夜视器件的发展，需要在红外范围、近红外、可见光范围内具有高量子效率的光电发射材料，从而研制出了目前被广泛应用的各种实用光电阴极和及半导体阴极。自上个世纪三十年代到751十年代，人们发明了以下751种主要的光电阴极：
银氧铯光电阴极（Ag-O-Cs）、钾铯锑光电阴极(K2CsSb)、铋银氧铯光电阴极(Bi-Ag-O-Cs)、铯锑光电阴极（Cs3Sb）、钠钾锑光电阴极(Na2KSb)、钠钾锑铯光电阴极(Na2KSb[Cs])[7]。
1965年，J.J.Scheer和J.Vanlaar为了得到具有更高量子效率的光电阴极，他们在重掺杂GaAs材料上覆盖Cs后制成了一种新型光电阴极，这种光电阴极具有零有效电子亲和能[8]。1968年，A.A.Turnbull和G.B.Evans在GaAs表面交替覆盖Cs、O后，得到了一种具有负电子亲和势的光电阴极[9]。正是这种负电子亲和能（NEA）光电阴极的创造，给光电阴极带来了质的飞跃[10]。GaAs NEA光电阴极具有发射电子能量分布及角分布集中，暗发射小，量子效率高，长波响应扩展潜力强，长波阈可调的特点，并且获得了迅速的发展[11]。
1.2 GaAs光电阴极的表面结构及特征
1960年代后期，随着分子束外延技术（MBE）的发明，人们才得以制出纯净的 GaAs 表面，由此，对 GaAs 表面结构的研究才真正开始。 GaAs（100）面在实际生产和应用中占比较大，因此对GaAs表面结构的研究，大多数都集中在（100）面，以及容易得到的（110）面。大量 LEED 研究表明，在GaAs（100）表面存在多种重构，而这些重构形式受表面化学计量比（Ga/As比）影响较大。当表面富 Ga 时，结构为c（8×2）或（4×2），随着 Ga/As 比的下降，结构变为（1×6）或（3×1），然后为c（2×8）或 （2×4），最后变为富 As 的 c（4×4）结构。这当中有些结构只有在As气氛中并且处于高温下才能够稳定[12]。
1990年代以来，随着扫描隧道显微镜（STM）和原子力显微镜（AFM）分
析技术的发展，能够在原子水平上进行表面结构的研究，并且可以在 LEED 的研究结果的基础上，再对原子的排列和组合做进一步研究[12]。Larsen等研究认为，c(4×4)结构是三角成键的 As 二聚体的化学吸附相，这种结构单元有三个以[110]方向为轴的二聚体组成，这种结构单元中 As 空位决定了表面 As 覆盖度的变化。Farrell和Palmstrom以RHEED 的衍射特征为根据，将 c（8×2）结构分为α相、β相和γ相[20]。富 Ga 的（4×2）结构单元由两个 Ga 的二聚体和两个缺 As 的空位组成。Avery 等人认为表面无序是主要原因，而Hashizum等认为，这是由表面无序和结构变化引起。
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