半導體材料論文剖析

1、深圳大學考試答題紙（以論文、報告等形式考核專用）二O二O 學年度第學期課 程課程編號 1601810001 課J程 半導體材料主講教師翟劍龐 評分名稱溫志煌（137237234學 號 2012160228 姓名 43）專業(yè)年級微電子學12級教師評語:題目：第三代新型半導體材料一一SiC摘要：隨著第一代半導體材料硅的問世，半導體材料發(fā)展迅速。緊接著，第二代半導體 半導體材料GaAs隨之出現(xiàn)，直至今天，以GaN為代表的第三代半導體材料。但是這些 這半導體的耐高溫、抗輻射以及頻率都不能達到元器件的要求，這時一種新型半導體材 料SiC的出現(xiàn)改變了這一局面。作為一種新型的半導體材料,SiC以其優(yōu)良的物理

2、化學特性和電特性成為制造短波長電 子器件、高溫器件、抗輻照器件和大功率/高頻電子器件最重要的半導體材料。本文主要 主要分為碳化硅的歷史發(fā)展，碳化硅的結構、性質，碳化硅的單晶和薄膜制備以及碳化 硅的應用。關鍵詞：SiC 單晶制備 外延生長 氣相外延（CVD ）分子束外延生長SiC元器件一、碳化硅（SiC）的歷史發(fā)展SiC是由美國人艾奇遜在1891年電熔金剛石實驗時，在實驗室偶然發(fā)現(xiàn)的一種碳化 物，當時誤認為是金剛石的混合體， 故取名金剛砂，1893年艾奇遜研究出來了工業(yè)冶煉 碳化硅的方法，也就是大家常說的艾奇遜爐，一直沿用至今，以碳質材料為爐芯體的電 阻爐，通電加熱石英SIO2和碳的混合物生成碳

3、化硅。1907年 第一只碳化硅發(fā)光二極管誕生，1907年，英國工程師Henry Joseph Round在嘗試用碳化硅礦石制作無線電接收器時（就是我們所知的礦石收音機），意外地發(fā)現(xiàn)1導線與礦石的觸點處會產(chǎn)生微弱的綠，紅或者藍光，從此發(fā)光二極管就此問世了1955年，在理論和技術上發(fā)生了重大突破，LELY提出生長高品質碳化概念，從此 將SIC作為重要的電子材料。1958年在波士頓召開第一次世界碳化硅會議進行學術交 流，從此SiC在半導體方面上作用更受到關注。1978年六、七十年代碳化硅主要由前蘇 聯(lián)進行研究。從20世紀90年代起， 美國國防部（DOD，department Of defense就開

4、始支持 SiC功 率器件研究，SiC功率器件樣品相繼問世。1987年以SiC材料和器件為研究方向Cme 公司由美國國防部資助成立為海軍和空軍裝備作預先研究，從此SiC材料和電子器件進入飛速發(fā)展的新階段。SiC器件的發(fā)展是伴隨著SiC單晶襯底材料的發(fā)展而進行的。近 年來，SiC材料微孔問題已基本解決，單晶材料的尺寸不斷增大，主流產(chǎn)品已經(jīng)從兩英 寸過渡到三英寸和四英寸片。2010年8月Cree公司展示了其新成果，150 mm （6英寸） 的SiC襯底片，每平方厘米微孔密度小于10個2。二、碳化硅的結構與性質2.1.SQ的晶體結構與異型體SiC 是第W族元素的唯一組合的固態(tài)化合物，SiC由C原子和S

5、i原子按1:1的比例 組成,組成SiC的基本單元是碳硅四面體，即C （Si）原子占據(jù)四面體的中心，Si （C）原子 位于四面體的四個頂點（如圖1）。其中,C-Si鍵的長度為1.89A, Si-Si鍵（C-C鍵）的長 度為3.09 A。C-Si鍵通過sp3雜化形成,并有一定程度的極化。其中Si的電負性為1.8, C的電負性為2.6,離子性對鍵合的貢獻為12%因此C-Si鍵有很強的離子共價性,相當穩(wěn)3SiC是一種典型的多型結構化合物，迄今為止已發(fā)現(xiàn)160余種多型體14它的最顯著特征為所有的多型體均由相同的Si-C雙層堆垛而圖1 碳化硅的分子結構成如圖2所示,結構之間的差別僅在于沿c軸方向的一維堆垛

6、 順序不同以及c軸的長短不同，這種現(xiàn)象稱之為多型性。在繁多的SiC多型體中,基本可分為兩大類：a -SiC和B - SiC. B -SiC是唯一的一個具有立方結構的多型體，原胞為閃鋅 礦結構,密排面為111面,密排方向為110方向；其它所有結構類型統(tǒng)稱為a -SiC,原胞通常采用六角點陣來描述,C軸可為六次或三次對稱軸,晶格常數(shù)為a= b= 0.3078nm, c= n x 0. 251 nm (其中n為單胞內(nèi) 的堆垛層數(shù)),密排面為0001面，密排方向為112-0方向.各種多型體間在一定條件 下可以發(fā)生相變.a -SiC中的6H, 4H, 15R, 21R為最常見類型，尤以6H數(shù)量最多.a

7、-SiC 多型體是以上述常見多型體結構為基本結構形成的，其中絕大多數(shù)是以6H為基本結構形成的多型體，按照Pandey和Krishna3的錯排基體生長模型，除少數(shù)例外，以6H為基 本結構形成的多型體的堆垛方式可概括為(3, 3)nX (3, 3)mY, 式中X、丫代表(3, 2)、 (3,4)、(3, 5)、(3, 6)、 或(5); n、m為正整數(shù),m可為零.6H結構中Si,C原子 在112-0方向的投影如圖3所示：CABCAHCa ABCABCA ABCASCAB(a)(b)(c)A Ji C A H C A n c A B C A圖2.三種常見不同晶型的碳硅雙層分子排列圖3. 6H-SiC

8、在112-0上投影22.SiC同質異構結構由于SIC半導體的不同晶型的禁帶寬度差別較大，因而可以用來制作新型的半導體 結構一同質異構結構，包括異構結、量子阱和超晶格。通常提到的p 一n結是由導電類型相反的同種半導體材料接觸形成的，稱為同質結。由兩種不同的半導體接觸形成的半導體結稱為異質結。由于形成異質結的兩種半導體的禁帶寬度、介電常數(shù)、折射率、吸收系數(shù)等物理參數(shù)不同。形成異質結的關鍵在于結兩 側的半導體材料具有不同的禁帶寬度。 而如果形成p一n結的半導體是同種材料但不是 同一晶體類型，而不同晶型間禁帶寬度有差別，也具有異質結的特性和優(yōu)點，這種p 一 n結 稱為異構結。Sic多型的禁帶寬度差別很

9、大，因而可以實現(xiàn)這種異構結。一個良好的異質(構)結要求有小的界面態(tài)密度，高的界面態(tài)密度會使異質結的電學 性質劣化,這是許多異質結常常面臨的問題。形成異質結的兩種材料的晶格失配和熱失配 會在界面產(chǎn)生大量的懸掛鍵，甚至還有材料的化學不相容性，這將導致形成大量界面態(tài)，使 異質結質量和性能變差。而 SIC多型體之間僅是一維方向上堆垛方式的不同，因而可以 形成沒有晶格失配的界面，不會造成懸掛??；多型間亦無熱膨脹系數(shù)失配，不會因溫度變化 而引入界面缺陷；化學成分又相同，屬于同質生長。利用SIC多型體制作異構結是非常理 想的。量子阱、超晶格，量子阱是一種特別的異質結構。一層薄膜半導體夾在兩層阻擋層 之間形成

10、三明治結構，當夾層的尺寸小于電子或者空穴的平均自由程時，由于材料能帶結構的不同，夾層材料的電子或空穴將被限制在夾層內(nèi)，好像落入陷阱，這種限制電子和空穴 的特殊能帶結構被形象地稱為“量子阱”。如果周期結構的勢壘層很薄，相鄰阱之間的藕 合很強,這種結構稱為超晶格。超晶格中，電子跨越勢壘重又實現(xiàn)全域化，類似于晶體中， 電子受到多層結構周期勢的作用，原來在各量子阱中分立的能級將又擴展成能帶（子能帶）。而超晶格的周期一般比正常晶體的周期（即材料的晶格常數(shù)）大得多，因而超晶格的布 里淵區(qū)比晶體的布里淵區(qū)小的多。23SiC半導體的性質SiC半導體是一種高強度、高硬度、耐高溫的晶體材料。它具有非常優(yōu)良的物理、

11、 化學及半導體性質。從晶體化學的觀點出發(fā)，構成 SIC的兩種元素Si和C，每種原子被四個異種原子 所包圍，通過定向的強四面體SP3鍵結合在一起，并有一定程度的極化。硅的電負性為1.8, 碳的電負性為2.52.6，由此確定離子性對鍵合的貢獻約為 12% 18%°sic晶體具有很強 的離子共價鍵，它具有很高的原子化能值，達到125okJ/mol,這反映了 Sic是一種能量穩(wěn)定 的結構。sic具有很高的德拜溫度，達到 1200- 1430K。因此決定了 SIC材料對于各種 外界作用的穩(wěn)定性，在力學、熱學、化學等方面有優(yōu)越的技術特性。SIC化學性質穩(wěn)定，耐強酸強堿，因而有用 SIC作表面防腐

12、蝕層。在SIC表面生成 的SiO2層能防止SiC的進一步氧化。在高于1700r的溫度下，這層SiO2熔化并迅速發(fā) 生氧化反應。SIC能溶解于熔融的氧化劑物質，如熔融的 NaZO:或NaZCO3 KNO3混 合物。在300OC下可溶于NaOH+KOH。在900 1200C,SIC與氯氣迅速發(fā)生化合反應， 也能與CCl4迅速發(fā)生反應，這兩種反應都留下石墨殘留物。SIC與氟氣在300C的反應 沒有任何殘留物。在晶體對稱性和方向性研究中，可以用熔融的氧化劑和氟作為 SIC的 表面腐蝕劑。.在所有這些化學反應中，立方結構的 SiC比六方結構的SiC更活潑。摻雜性：SIC的n型和p型摻雜都很容易得到，這對

13、器件的制作非常有利。n型摻雜通常是利用N摻雜得到。非故意摻雜的SIC體單晶和薄膜常常呈現(xiàn)n型，就是由于存 在N雜質造成的。研究確定N原子是以取代C位而摻入SIC的。但其晶格位置可以有 兩類不等價位：六方位(h)與立方位(c)。在3C-SiC和2H-SiC中，分別只有立方位和六方 位。對于其他晶型，則六方位和立方位各占一定比例。處于不等價位上的雜質可以具有 很不相同的能量位置。對于 N原子而言，它的離化能級(以導帶底eBM為參照)分別為: 對3C-SiC,0.057eV;對4H-SiC,0.052eV(h),0.092eV(c);對6H-SiC,0.08leV(h),0.138eV(e),0.1

14、42eV(e)。p 型摻雜通常使用 Al。Al 在 SiC 中可以形成 最淺的受主能級，高于價帶頂(VBM)約0.1 0.27ev(6H)和0.16 一 0.23eV(4H)。B的離化 能級較高,分別為0.35eV(6H)和0.29eV(4H),因而一般不用B來實現(xiàn)p型摻雜。Al和B都 是占據(jù)Si的位子，不等價位的能級差別未見報道。除了利用n型和p型摻雜獲得較高的電導外，一些雜質的引入會降低 siC的電導，女口 V。由于其為兩性摻雜，雜質能級很深 (受主能級低于導帶底0.8-1.0eV施主能級低于1.6-1.7ev),能提高SiC的絕緣性。因而常 用來故意摻入獲取半絕緣的SiC單晶圓片。三、S

15、iC的制備及原理3.1. SiC的單晶制備SiC單晶是非常重要的第三代半導體材料，其獨特的物理性質決定了在大功率、微波電 子器件中的地位。但是SiC單晶性質相當穩(wěn)定，在超過1800C的高溫時，SiC才會升華 并分解，也因此碳化硅單晶的制備條件變成了相當苛刻。根據(jù)理論分析，若從化學計量 比熔體中若從化學計量比熔體中采用提拉法生長SiC單晶,需要的條件相當苛刻，因為SiC同成分共熔點只有溫度大于 3200 C，壓力超過1010Pa才會出現(xiàn)，這對大直徑的碳 化硅制備來說是不現(xiàn)實的。SiC晶體的主要制備方法有：Acheson法(1891年)、Lely 法(1955年)、改良Lely法(1978年)。下

16、面簡單介紹這幾種制備方法 :3.1.1 Acheson 法Aches on法也是最古老的SiC制備方法，焦炭與硅石混合物以及一定量的含氯化鈉等物質的摻入劑，放在糟形爐中高溫加熱獲得 SiC結晶的方法.形成的SiC是約2第5頁3mm鱗狀單晶小板或多晶體.1893年，Acheson用碳極間的電弧穿過碳和熔融粘土 （硅使用碳和沙子混合物獲得了'T沿用至今，用于生產(chǎn)磨料或圖4. Acheson實驗設備示意圖酸鋁）的混合物以嘗試生長出鉆石時偶然得到的材料，丿 較好的產(chǎn)品。這一工藝隨后被稱為“ Acheson法”， 它目的的碳化硅。Aches on將焦炭與硅石混和物及少量木屑和氯化 鈉放入電阻爐中

17、高溫加熱制備SiC晶體。通常加熱幾 個小時后中心部位的溫度達到1900oC，再緩慢地升 高到約2700oC，然后降低溫度，在稍高于2000 C溫度下保持30小時，最后將電阻爐冷卻。高溫下混合物發(fā)生的化學反應：SiO2+3C SiC+2CO T工業(yè)生產(chǎn)中，在電阻爐的碳發(fā)熱體周圍裝入 52%-54%的硅沙，35%的焦炭，7%-11% 的木屑和1.5%-4%的食鹽等，加熱到高溫即可獲得碳化硅的晶體塊，其實驗設備如圖4。3.1.2 LeLy 法LeLy法也稱之為高溫升華結晶法，而且升華法也是目前實驗室最常用的實驗方法。1955年Philips實驗室的Lely首次采用升華法生長了體塊 SiC單晶.把Si

18、C粉料放在石 墨坩堝和多孔石墨管之間,在惰性氣體（通常用氬氣）壓力為1atm條件下,加熱至約 2500 ° C的高溫.SiC發(fā)生明顯的分解與升華，產(chǎn)生 Si和SiC蒸氣。在高溫爐內(nèi)形成的 溫度梯度作用下向低溫方向輸送并凝聚在頂部和底部較低溫度處，形成SiC晶體。整個過程既有物態(tài)的變化，也有化學構型的變化，因此，也將這種方法歸為化學氣相沉淀法。盡管這種方法比起之前的Acheson法具有更多的優(yōu)越性，但是由于Lely法為自發(fā) 成核生長方法，不容易控制所生長SiC晶體的構型;得到的晶體呈片狀且尺寸很小，約3 5mm.因此，也有了之后的不斷改良的 LeLy法。3.1.3改良的LeLy法（PV

19、T法）1978年，前蘇聯(lián)的Tairov等人4對Lely法進行了改進，開始使用SiC籽晶來控制所生長 晶體的構型，并且為在較低的壓力和溫度條件下生長SiC單晶指明了方向。生長出直徑為8mm、長8mm的6H - SiC單晶。該方法是將SiC晶種放在一個含SiC粉源的坩 堝里,坩堝通過中頻感應或電阻爐加熱,使溫度達到2000 C以上,在源和晶種之間通過 溫度梯度引起Si或C樣本傳輸?shù)骄ХN的表面，形成單晶。這種方法稱作PVT法。PVT爐示意圖如圖5,通過中頻（10KHZ ）感應線圈感應石墨坩堝,產(chǎn)生渦流,從而匸 匚 匚 匚圖5. PVT爐示意圖在石墨坩堝上形成固定的溫度，進而對SiC粉源進行加熱。改良

20、的Lely法其優(yōu)點在于： 采用SiC籽晶控制所生長晶體的構型,克服了 Lely法自發(fā)成核生長的缺點,可得到單一構 型的SiC單晶、可生長較大尺寸的SiC單晶、采用較低的生長壓力，生 長溫度也有所降低后來，改良的Lely法又得到了 進一步優(yōu)化，取消了坩堝內(nèi)部的多孔石墨管，把SiC 粉料直接放在籽晶的下部。3.1.4碳化硅單晶存在的主要缺陷以及一些解決方案1. 微管道微管缺陷是SiC單晶中一種致命缺陷,嚴重制 約SiC在微電子領域的應用。到目前為止，SiC單晶中微管道的密度一般在102103 cm- 2量級。微管的產(chǎn)生原因很多。要減少微管的發(fā)生，就得減少晶體中夾雜的出現(xiàn)，并避免晶 體生長過程中生長

21、條件的較大波動，或者減少層錯與螺位錯的影響，也能減少微管的產(chǎn) 生。2. 位錯位錯也是PVT法生長SiC單晶中的常見缺陷,晶體中位錯密度通常在 104105 cm- 2范圍內(nèi)。位錯的主要解決方法是，通過沿一定生長方向進行單晶生長來抑制位錯 的惡化，減少懸掛鍵的產(chǎn)生3. 鑲嵌結構PVT法單晶生長需要氣相組份的過飽和蒸氣壓相對較高，當晶種表面某點的溫度或壓力不穩(wěn)定，表面擴散受到阻礙，該點就有可能誘發(fā)二次成核而出現(xiàn)三維的微小晶種,并逐漸生長形成鑲嵌結構。鑲嵌微晶的直徑大約在0.51.0卩m之間。解決方法：為了避免鑲嵌結構的出現(xiàn)，得到均勻一致生長的晶體，必須保證生長條 件的相對穩(wěn)定，避免生長過程中過飽和

22、度的過大變化而導致二次形核。4. 六方空洞由于石墨籽晶托機械加工精度的原因，機械固定難以避免籽晶背面與石墨籽晶托之 間氣孔的存在。采用粘接固定時，粘接劑的固化與碳化會在粘結層形成氣孔。籽晶背面 沒有氣孔處和有氣孔處的導熱性不同，導致籽晶背面發(fā)生背向分解，生成平面六方空洞 缺陷。3.2 SiC薄膜外延生長321外延生長方法眾多LeLy法一一最早的SiC外延生長方法 采用的是升華再結晶工藝：將一個內(nèi)裝多晶sic粉末的多孔石墨管，用感應加熱法加熱到2500 C,升華出sic,并在石墨腔體內(nèi)部稍冷的位置凝聚，生成六角形狀的、大小和 結晶類型不定的單晶板塊，該方法可以形成直徑很?。╳ 8mm）、雜質含量

23、較高的a -SiC 單晶?；瘜W氣相沉積（CVD）以4H-SiC的外延生長為例，生長利用源氣體硅烷（SiH4）和丙烷（C3H8 ）在4H-SiC 襯底表面進行一系列的復雜化學反應，形成晶粒和氣態(tài)副產(chǎn)物，成晶粒子在4H-SiC表CVD法使用的制備設備要求不是特別高，且制0 2Cl Q O O圖6.CVD工藝示意圖面進行擴散和遷移，最后形成島和團簇進 入4H-SiC晶體點陣中。相對其他方法， 備淀積得到的4H-SiC半導體材料淀 積速率也比較快。如圖6.CVD工藝示圖，氣體A、B、C分別是源氣、源 氣、載氣，在加熱器中的環(huán)繞加熱線 圈作用下發(fā)生淀積。分子束的外延生長（MBE）在高真空、基板溫度遠高于

24、900 C條件下，固源材料Si和C在兩個獨立的電子槍 蒸發(fā)室里由電子束加熱，先是 Si的緩沖層生長，隨后是Si層的生長，基板的溫度穩(wěn)定 后，Si的供應就停止，只供應C分子，碳化的步驟就開始這種方法制備的SiC薄膜品質最好，但是制備設備復雜要求高。液相生長（LPE）SiC不存在液相，早期的LPE生長是將Si熔于石墨坩堝中，坩堝的 C溶于熔融的 Si中，將襯底至于坩堝中并保持在溫度相對較低的位置，溶解的C、Si原子運動到襯底沉積形成SiC。用這種方法生長的SiC在冷卻的時候容易出現(xiàn)裂縫，從坩堝中取出來也 很困難，后來Suzuki等提出浸漬法生長技術，引進籽晶使生長的單晶與坩堝分離此外，還有濺射法、

25、激光燒結法、離子注入法等等322 4H-SiC薄膜外延生長如今在SiC薄膜外延生長出的所有薄膜種類中，就屬4H-SiC的生長最為成熟而且生長出的薄膜質量也是最佳。介紹一下工業(yè)上最常使用的CVD生長4H-SiC法。采用硅烷SiH4和丙烷C3H8為氣體源通過化學氣相淀積 CVD法使這兩種源氣發(fā)生化學反應淀積而成的，其主要方程式：OH8 VSiH 3SiC T0H2。在這個過程中，還有很多分解反應，分解產(chǎn)生很多其他氣態(tài)產(chǎn)物，不像總反應式那么簡單。 如圖7. 4H-SiC的原子結構示意圖具體的反應過程：第一部分是氣相中的反應，指源氣體從進入反應室后到被吸附到4H-SiC襯底表面之前所發(fā)生的反應，含丙烷

26、和硅烷的熱分解反應。第二部分是4H-SiC襯底表面吸附反應，指源氣體及源氣體的分解產(chǎn)物在從表面層 吸附到4H-SiC襯底表面后與 4H-SiC襯底表面的原子分子發(fā)生的化學反應生成 4H-SiC外延層的過程。反應結果分析：氣象反應中丙烷 C3H8基本完全分解，產(chǎn)物主要為甲烷CH4。在平衡條件下，硅烷SiH4比例隨溫度的增加而減少，熱分解產(chǎn)物主要是SiH2和Si。因此SiC的生成反 應主要參與者是提供C原子的CH4和提供Si原子的SiH4、SiH2和Si。而在氣相反 應中，并不存在Si-C結構，SiC是通過樣品表面的原子之間反應，分別在相應的位置 上彼此成鍵生成的。影響因素：4H-SiC同質外延薄

27、膜生長速率是由表面反應速率決定的。表面反應速率 與反應室結構、源氣體流量、載氣流速以及溫度等多種因素相關，其中溫度越高反應速 率越快。4H-SiC同質外延薄膜生長的工藝流程如圖8.同質外延生長的設備示意圖。1）清洗4H-SiC襯底；2）送4H-SiC襯底到 化學氣相淀積CVD設備淀積腔；3 ）抽化學氣相淀積CVD 淀積腔使其真空度高達 10-7mbar ； 4）起動化學氣相淀積 CVD設備的加熱器，按升溫程序要求將化學氣相淀 積CVD淀積腔內(nèi)溫度至1400 C。按指令分別打開丙烷和氫氣的氣體閥門并使它們混 合后情況下對表面腐蝕；5）化學氣相淀積 CVD設備繼續(xù)升溫到1580 C并使淀積室 恒溫

28、10分鐘，并調整各源氣流量。當爐內(nèi)溫度、各氣體流量保持穩(wěn)定時，設備就開始淀積4H-SiC同質外延薄膜；6)淀積完畢后，化學氣相淀積 CVD爐開始按程序降溫 到室溫下，并一直通入一定量的氫氣隔離保護淀積室。B C &A圖8. 4H-SiC同質外延生長設備圖7.SiC的原子結構示意圖323同質外延缺陷在同質外延生長過程中，最常見的缺陷有：螺紋螺旋位錯(TSD),螺紋刃型位錯(TED), 基面位錯(BPD)，堆垛層錯(SF)，微管(micropipe)，三角形缺陷等外延缺陷既有可能在 生長過程中形成，也可能從襯底延生到外延膜中。由于前面已經(jīng)介紹位錯部分，下面簡 單介紹一下微管、三角形缺陷等。

29、微管：微管是SiC外延層中常見的結構缺陷，其直徑范圍在0.1 nm 0.1卩m。大多數(shù)關于微管缺陷形成機制的討論都是基于微管與大伯格斯矢量(晶胞尺寸的幾倍) 超螺形位錯相結合的 Frank理論。生長過程中，超螺形位錯核心方向的高應變能密度 會導致該處優(yōu)先升華，因此缺陷會有空心的特征。此外，空心管的內(nèi)部往往是多面的， 表明在晶體生長過程中缺陷處同時發(fā)生了生長和升華。微管本質上是一種超螺形位錯， 因此他起著非常有利的生長點的作用，這導致生長晶體表面形成螺旋結構。這些生長螺 旋控制著SiC晶錠沿基面的生長，單個微管可以產(chǎn)生超過1cm的螺旋圖形。微管的腐 蝕形貌具有以下幾種特征8: 1.微管具有晶體學

30、特征，擁有六邊形形狀的腐蝕坑；2.微管的腐蝕坑底部沒有尖，是空心的；3.腐蝕坑的結構是一層一層的臺階，從邊緣延伸到 到坑的底部。三角形缺陷8:不同SiC晶型之間的本質區(qū)別就在于0001晶向上Si-C雙原子 的堆垛次序。因此，為了保持單一晶型，堆垛次序必須保持不變。當晶體生長是通過 SiC 生長表面上臺階的增殖進行時，外延層相對容易保持襯底的堆垛次序。然而，SiC生長中有一個臺階聚集的傾向，反而導致大的臺面的形成，減少了臺階邊緣的數(shù)量，在這 種情況下，到達表面的 Si和C原子可能無法擴散帶臺階邊緣，反而在臺面中心形成 新的晶核。而這些新的晶核就可能具有與襯底材料不同的雙層堆垛次序，從而導致生長

31、晶體中晶型的改變?？赡艿亩讯獯涡蛴泻芏啵⒉皇撬械亩紩l(fā)生。由于立方晶系 是所有堆垛次序中最穩(wěn)定的晶型，因此晶型的改變最容易形成立方晶系的3C-SiC多型，這些3C-SiC多型在三維上就表現(xiàn)為三角形缺陷。三角形缺陷產(chǎn)生的同時一般都會產(chǎn)生大量的孿晶。實驗表明在晶片的邊緣和空洞比較密集的區(qū)域存在應力集中。而由于應力的存在，三角形缺陷主要出現(xiàn)在這兩種區(qū)域。 大量孿晶的出現(xiàn)同時也證明了應力存在，晶體通過產(chǎn)生孿晶和形變來釋放應力，而擁有 對稱性結構的3C-SiC多型非常容易通過產(chǎn)生孿晶來釋放應力。因此3C-SiC多型的產(chǎn)生可能有以下兩種原因：(1)襯底中有3C-SiC存在，因4H-SiC外延生長的缺

32、陷控 制方法研究此在外延生長時會直接延伸到外延層；(2)由于存在應力，從而產(chǎn)生3C-SiC多型。四. SiC的應用SiC以其優(yōu)良的物理化學特性和電特性成為制造短波長電子器件、高溫器件、抗輻 照器件和大功率/高頻電子器件等。在元器件上多方面的應用，光電器件的藍光發(fā)光二極 管,高電壓SiC肖特基二極管，SiC射頻功率晶體管以及SiC MOSFET和MESFET等都 有了商業(yè)產(chǎn)品。SiC肖特基二極管肖特基二極管在高速集成電路、微波技術等許 多領域有重要的應用。由于肖特基二極管的制造工 藝相對比較簡單，所以對SiC肖特基二極管的研究 較為成熟。通常限制肖特基二極管阻斷電壓的主要 因素是金-半肖特基接觸

33、邊沿處的電場集中，所以提 高肖特基二極管阻斷電壓的主要方法就是采用不同 的邊沿阻斷結構以減弱邊沿處的電場集中最常采用的邊沿阻斷結構有3種:深槽阻斷、 介質阻斷和pn結阻斷。SiC肖特基二極管的結構見圖99，硼摻入到PN結中SiC功率器件第三代新型半導體材料一一SiC由于SiC的擊穿電場強度大約為Si的8倍，所以SiC功率器件的特征導通電阻可以 做得小到相應Si器件的1/400.常見的功率器件有功率 MOSFET、IGBT以及多種MOS 控制閘流管等。為了提高器件阻斷電壓和降低導通電阻，許多優(yōu)化的器件結構已經(jīng)被使 用。Si功率MOSFET的功率優(yōu)值的理論極限大約為 5MW/cm2。除了橫向DMOSFET 因為特征導通電阻較高而使得優(yōu)值較小外，其他SiC功率器件的功率優(yōu)值均大于Si功率MOSFET器件的理論極限，特別是普渡大學做的UMOS累積型FET的大功率優(yōu)值是Si極限值的25倍。SiC微波器件SiC的高飽和漂移速度、高擊穿場強和高熱導率特性使得 SiC成為110GHz范圍的 大功率微波放大器的理想材料。短溝道 SiC MESFETs的特征頻率ft已經(jīng)達到22GHz, 最高振蕩頻率fmax可以達到50GHz.靜電感應晶體管（SITs）在600MHz時功率可以達到 47