ZnO作为Ⅱ-Ⅵ族宽带系半导体的氧化物,具有较宽的禁带宽度(3.37eV)和较高的激子束缚能(60meV),使其在短波长光电器件上具有潜在的应用,是国内外研究的热点材料。ZnO是本征n型半导体,要想实现ZnO在光电器件方面的应用,稳定、可靠的p型ZnO的制备是目前ZnO研究的重点,从理论上认识各种掺杂条件下ZnO的电子结构对指导p型ZnO的制备具有重要意义。此外,为了满足工程应用的要求,必须通过合金化实现ZnO带隙宽度的调整,但合金元素的掺入将导致薄膜结晶质量的严重下降,因此,ZnO合金稳定性研究对于获得高质量ZnO合金薄膜具有重要的参考价值。本文采用基于密度泛函理论的第一性原理计算,系统研究了ZnO合金的稳定性问题,重点分析了不同掺杂原子构型情况下,ZnO合金的形成焓、晶格参数以及电子结构；通过比较不同晶体结构的合金形成焓随合金组分的变化,探讨了(ZnM)O (M=Mg, Cd, Be,Cu)合金的稳定性。此外,通过分析N在BeZnO和MgZnO合金中的受主离化能,分析了Be-N和Mg-N共掺方法实现ZnO的p型导电的可能性。除此之外,我们还对ZnO高压相的光学性质以及N掺杂Cu20的光学性质进行了计算分析。具体研究内容结论如下：(1)Cd、Mg和Be是调整ZnO能带结构的有效合金元素,铅锌矿(ZnM)O (M=Cd, Mg,Be)合金的带隙随掺杂元素的变化分别为乓=3.28-5.04x+4.60x2(室温光学带隙),Eg=3.43+2.24x+0.68x2(0K禁带宽度)和乓=3.43+2.94x+1.77x2(OK禁带宽度)。通过与实验结果对比发现,不等价掺杂构型是导致ZnMO合金光谱宽化的重要原因；合金形成焓的计算结果表明,具有熔岩矿结构的CdO和MgO的掺入将影响铅锌矿(ZnM)O合金结构稳定性。对于ZnCdO合金,当Cd含量大于80%时,ZnCdO发生纤锌矿结构到熔岩矿结构的相变；考虑到掺杂构型的影响,Cd掺杂含量达到75%时,wz-ZnCdO与rs-ZnCdO存在共生的可能；在Cd掺杂含量为25～75%的范围内,存在wz-ZnCdO与zb-ZnCdO共生的可能。对于ZnMgO合金,Mg含量达到37.5%时,ZnMgO合金结构开始由纤锌矿向熔岩矿结构转变；但是随着Mg含量的增加,ZnMgO合金的闪锌矿结构始终处于亚稳相状态。(2)N在ZnMgO和ZnBeO合金中的替位形成能的计算结果表明,N优先占据远离合金元素Mg或者Be的O替位位置(No)。每增加一个Mg或者Be的近邻掺杂原子,No的形成能分别增加约0.5和0.2eV。No的受主离化能则随近邻合金元素的增加而变化。对于ZnMgO合金,当近邻Mg原子数为4时,No的受主离化能最低,约为0.24eV,仍属于深受主；对于ZnBeO合金,当近邻Be原子数为2时,最低的No受主离化能约为0.1eV,可以认为是浅受主,对应的Be浓度约为11%：综合替位形成能和受主离化能的计算结果,Mg-N共掺不是有效的p型掺杂手段,而Be-N共掺只有在特定Be掺杂浓度下(11%)才可能实现,但载流子浓度可能不会太高。(3) ZnCuO合金的带隙随着Cu含量的增加逐渐减小,带隙减小的原因是价带上移和导带下移的结果。ZnCuO合金形成焓的计算结果表明,在x>40%时,Zn1-xCuxO合金的结构开始由纤锌矿向黑铜矿结构转变。在特定的掺杂浓度下,不等价构型的合金形成焓差异比较大,这样导致在较低的掺杂浓度下,就可能出现纤锌矿和黑铜矿两相共存的现象。在不同的掺杂构型中,Cu倾向于占据同一平而内Zn格位。(4)B1、B2和B10三种高压ZnO相的计算结果表明,250GPa下,三种高压相均属于间接带隙半导体,禁带宽度分别为3.73、3.15和3.27eV(均未做能量修正),大于常压下铅锌矿ZnO的禁带宽度。利用250GPa下的体积模量计算的B1、B2和B10的禁带宽度形变势分别为8.576、11.803和9.189eV。通过对三种相在250GPa的能带结构和电子态密度的分析,发现Bl、B2和B10三种相的光学响应频率分别位于3.88、4.11和3.83eV位置处,响应频率分别大于它们各自的禁带宽度3.73、3.15和3.27eV,与三种高压相为间接带隙半导体有关。(5)N掺杂Cu2O的电子结构计算表明,N掺杂将导致Cu20的禁带宽度增加,与价带顶下移和导带底上移有关。N的2p电子在价带顶附近具有较大的态密度,使得Cu2O的禁戒直接跃迁半导体属性发生改变,成为允许的带隙直接跃迁半导体。相关的理论研究结果得到了实验分析的支持。