宽禁带半导体材料特性及生长技术

第 24卷 4期 半 导 体 杂 志 1999年 12月 宽禁带半导体材料特性及生长技术 7／-?? f 何耀洪， 谢重木 ~FN3e乒 (信息 雨 46 ； -00220) 摘要 ：叙述了宽带半导体材料 sic、GaN的主要特性和生产长方法，并对其发展动态和存在同题进 行了简 关键调 中圈分 005—3077(1999)一04一oo3l一09 功 e Characteristics and Growth M ethods of W ide Bandgap Semiconductor M aterials HE Yaohong， XIE Chongmu (The 46th Research Institute，M．I．I．，Tianjia，300220) Ahsta-act：The paper presents the main characteristics and growth methods of wide baadgap semiconduc tor materials，In adition，the lastest developments and problems Oil SiC and GaN to be reviewed Key words：wide bandgap semiconductor maleri~ls；SiC；CaN 1 引 言 在半导体工业中，人们习惯地把锗(Ge)、硅(si)为代表的元素半导体材料称为第一代半 导体材料，把砷化镓(GaAs)、磷化铟(InP)为代表的化台物半导体材料称为第二代半导体材 料，而把碳化硅(SiC)、氮化镓(CaN)为代表的化台物半导体材料称为第三代半导体材料，由 于 SiC和 CaN材料的禁带宽度较 Si、GaAs等材料更宽，因而它们一般具有高的击穿 电场、 高的热导率、高的电子饱和速率及更高的抗辐射能力，因而更适合于制 作高温、高频及大功 率器件，故称这类材料为宽禁带半导体材料，也称高温半导体材料。它们在微电子和光电子 领域 中具有十分广阔的应用潜在优势，如 AIGaN FIFET最大振荡频率超过 100GHz，功率密 度大于 5．3W／ram(在 IOGlqz时)，4H．SiCMEFET在 850MHz(cw)和 10GHz(pw)时功率 密度 3．3W／ram，4H-SiC PIN二极管击穿电压高达 5．5kV；在可见光全光固体显示、高密度 存储、紫外探测及在节能照明(半导体激光光源能耗仅为相当亮度白炽灯泡的十分之一，而 寿命长达 1O～l5年)等方面开创了广阔的应用前景。 2 SiC材料特性及生长技术 近车米。随羞坐昱体器件在航空航天、石油勘探，核能、汽车及通信等领域应用的不断扩 · 收稿日期：1999—11—30 · 31 · 维普资讯 http://www.cqvip.com 第 24卷 4期 半 导 体 杂 志 1999年 12月 大．人们开始着手解决耐高温、大功率、抗辐射的 电子和光电子器件的问题。SiC作 为宽禁 带半导体材料的代表首先引起人们的极大注意。 人们很早就发现了SiC材料具有独特的物理、化学性质，尤其是半导体性质。SiC研究 始于 1892年．到本世纪 50年代才有较大进展。80年代，由于 SiC体单晶和膜制备技术的 进步，使SiC器件研究蓬勃开展起来。近年来．改进的体 SiC单晶制备技术的开发与进展． 更大大地促进了SiC半导体材料的应用与发展L1’ 。 2．1 SiC的基本特性 SiC结晶学特性 SiC晶体具有强的共价键结构，这种结构中的每个原子被四个异种原子所包围．反映其 能量稳定性。使它具有高的硬度、高熔解温度、高的化学稳定性和抗辐射能力。SiC是Ⅳ·Ⅳ 族二元化台物，也是元素周期表Ⅳ族元素中唯一一种固态化合物。它由c和 si原子组成， 结构具有同质多塑体的特点，在具有化学计量比的相同组成条件下，原子的积层方式沿晶体 c轴方向不同．从而形成多种晶体结构现象。已发现 SiC有 200多种异型体．常用的 3C-SiC (也称为B—SiC)．4H，6H．15R．SiC(一般统称为 a—SiC)。其中 6H-SiC结构最为稳定．适用于 制造光电子器件；13．SiC较适宜于高温半导体器件。SiC的带隙结构为间接带隙，这限制了 它的发光效率．在光电子领域中的作用受到障碍。另外，由于si原子的负电性(约 1．8)与碳 原子的负电性(约 2．6)的差别．影响了共价键的性质。按Pardiing公式计算，离子键合作用 的贡献约占 12％，这一点对 SiC晶体载流子迁移率、漂移特性及光学特性带来一定的影响。 SiC的物理化学性质 SiC具有优良的力学特性 ：莫氏硬度为 9．2-9．3．低于金刚石而高于刚玉。是优良的磨 削材料：扬氏模量为 4×10 kg／mm2；优良的抗放射特性(>10 w／cm )(SiC器件对辐射的 稳定性比si器件高 10-100倍)；高的雪崩击穿强度(2．2×10’cm／s)。载流子寿命和扩散 长度随温度增加而增大。它还有高的声波传播速度(7～8knds)．可用作声表面波功能器 件；在宽的可见光波(特别是短波长)有发光效能；在 siO2．SiC界面上，表面态密度不高(1O ～ 10“／cm)在 SiO2．SiC界面上产生复合过程的速度低．对 MOS器件有利。 SiC及其它几种半导体性能参数比较见表 1 表 1 SiC与其它半导体材料的特性参数表 特 性 Si CroAs 8-siC 4H．siC GaN 0．543 0．565 0．43596 0．3073an 晶倍常数／ am 0．451 10 ．053c0 4．2 热膨胀系数／×10 、C 2．6 5．9 4．7 5．6 4．68co 密度，g·廿n 2．328 3．210 3．2l1 6．095 熔点／℃ 1420 2830 2830 禁带宽度／eV 1．1 1．43 2．2 3．26 3．45 电子饱和速率／×10 cm-s一’ 1．0 1．0 2．2 2．0 2．2 电子迁移率／on2·VI1s。。 1500 8500 1000 1140 1250 空亢迁移率／c ·V s一 600 400 50 50 850 · 32 · 维普资讯 http://www.cqvip.com 第 24卷 4期 半 导 体 杂 志 1999年 12月 击穿电扬／>10 ·V·∞ 3 6 20 30 >10 舟电常数 11．8 12．5 9．7 9．6／10 9 电阻率／a·cm 10o0 103 150 >1012 >10’ 热导率／w．廿n 1．K I 1．5 0．46 4．9 4．9 1．3 吸收限／m 1．4 0．85 0．50 0．37 0．36 折射系数 3．5 3．4 2．7 2．7 硬度／kg·mm 1oo0 600 3980 2130~ SiC的热稳定性好，在常压下不可能溶化 SiC。在高温下SiC可以升华，分解为碳和硅 蒸汽。在高温高压实验中，2830~C左右 35atm发现是 SiC的一个转熔点，质谱分析得到其键 能约为 15000±2000卡／摩尔。通常 SiC表面易形成一层 si02。SiC能溶解于熔融的 Na2o2 或N~CO3·KN03混合物中。在900～1200~C，SiC能与氯气发生反应，也能与 cct,反应。 13-siC比 a—SiC化学性质活泼，这与它们的组成结构相关。 2．2 SiC的生长方法 60年代至70年代．以欧美为主研究SiC，采用 Lely(瑞利)法只能生长直径 10～15mm 的晶体。1978年原苏联采用籽晶和气氛控制技术改进了瑞利法，使晶体生长的成核过程和 原料输运过程的控制程度大幅度提高。俄罗斯科学院物理技术研究所和圣彼得堡国家电子 技术大学把注意力集中在升华方法的研究．在原料的分解升华、质量输运、再结晶于籽晶上 的过程控制．为SiC单晶生产大尺寸化铺平了道路。80年代开始，SiC研究盛行，1983年采 用改进的瓒利法(升华再结晶法 )生长出直径 14～20ram，长 24mm 的 6H—SiC单晶 ，并 用作 基片制作出发蓝光的发光二极管。在日本．1994年研制出直径 40mm的单晶，1996年研制 出直径 2英寸 SiC单晶。在美国．主要从事 SiC 晶体材料生长、加工、SiC光电器件 、射频及 微波功率器件研制的 CREE公司已可提供商品化 SiC晶片 。 2．2．1 SiC体单昌的生长 由于 c在Si中的溶解度很低，所以在 Si溶体 中生长SiC块体是很困难的。常用气相方 法来生长 SiC体单晶。过去，工业上制作 SiC的方法称为阿切孙 (Acbeson) ．此法是把无 水硅酸和碳在 2500'U以上高温加热，用来生产磨料 SiC的方法。瑞利法是早期的升华再结 晶法，在石墨坩埚内将 SiC原料粉末升华．在低温区域再结晶，晶体 直径很小(10～15ram) ． 生长速度很慢．因成核过 程是随机的．所以难予控制 。改进的瑞利法 主要解决了以T-- 个问题：第一，设计适合的温度梯率，在生长系统内充有惰性气体，改进原料的质量输运过 程；第二，使用籽晶，有利于成核过程的控制 。这种方法是在准封闭空间内进行的 ， 由原料升 华成 c和 Sj蒸气 ．在惰性气体中扩散输运，在比原料温度低的籽晶上达到过饱和并凝结结 晶 。f2】 改进 Lely法的晶体生长速度取决于原料温度、系统 内的温度梯度和压力。实际采用的 生长条件是原料温度 2200～2400'U，籽晶温度 2100～2300'U ，温度梯度 10～20~C／crn．氩气 压力 1～100乇。生长温度高(2100~C以上)是本方法的特征，也是此方法的难点所在 。 早期的 Lely生长的 SiC单晶．不仅有多型体控制问题，还存在大量的位错和微管缺陷 。 多型体的产生与成长温度、过饱和度、籽晶面极性、杂质有关。微管缺稿产生的原因主要是 热力学和动力学的因素，如热场均匀性，固相转换、空位过饱和以及组份过冷等 ，还有工艺方 · 33 · 维普资讯 http://www.cqvip.com 第 24卷 4期 半 导 体 杂 志 1999年 12月 面的因素也会形成微管。目前工艺进一步改进，已能做到无微管缺陷的SiC体单晶，但位错 密度和堆垛层错密度仍为 104—105／era~量级。这需要进一步~112．Z克服。另外体单晶在高 温下生长，掺杂也难以控制。因此发展了多种外延生长 SiC的方法。 2．2．2 SiC薄膜的外延生长 SiC外 延生长的方法主要 有：溅射法 (sputting)、激 光烧结法 (1aser ablation)、升华法 (sublimation eDitaxy)、液相外延法(LPE)、化学汽相淀积(CVD)和分子束外延(MBE)等 。 大多数采用后面三种方法。 LPE法生长 早期的 LPE生长是将 溶于石墨坩埚中，坩埚中的 C溶于熔融的 中， 将衬底置于坩埚中并保持相对低的温度，溶解的 C、Si原子运动到衬底上沉积而成 SiC。这 种办法制备的 SiC很不完整，甚至有裂缝，也不易从坩埚剥离出来。后来采用浸渍技术，以 熔硅为溶剂，C为溶质，将固定于石墨上的 SiC衬底幔入熔硅中，由于衬底保持较低温度，使 C原子和 si原子在衬底表面成桉并生长，待达到所需厚度时，将衬底从熔硅中取出。衬底 温度为 1650～1800℃，生长速度为 2～7gm／h。 早期 CVD是用 衬底进行异质外延生长，后来有了 SiC衬底片就进行同质外延生长。 6H-SiC衬底上的外延生长，一般都采用 siH4．c3H8一 体系，siH4和 c3H8的流量为0．1 ～ 0．3seem， 流量一般为 4L／rain。最初在 6H—SiC的(0001)面上外延表面较好的6H—SiC， 温度必须高于 1800℃，低了会形成 3C．SiC孪晶。后来发现偏 向[1120]方 向 3～6。的 SiC (0001)面上生长．温度能降到 1200～1500℃。1987年 Kumda等提出台阶控制式横向生长 模型，在外延过程中，适当控制 c／si原子比，载体流量、温度、晶向偏角等因素，使外延层减 少缺陷，表面光滑和获得预定的 SiC晶相是非常必要的。生长速度可达几个 m／小时。 si衬底上生长 SiC，一般采用两步法生长，即先在 si衬底上生长一层 SiC缓冲层(只引入 C源)，然后引入 si源进行 SiC生长。后来几乎所有在 si衬底上生长外延 SiC时，都采 用先 碳化 形成 SiC缓冲层的方法。si上形成 SiC缓冲层后，其效果同同质外延一样。si衬底 上外延生长的 c几乎都是 3C-SiC。在 s抖十底上生长的SiC由于晶格失配等原因，常出现 位错、层错和其它缺陷，结晶质量不太好。 与 CVD方法相 比，MBE生长一般有较低 的生 长温度，但生 长速度也低 (固源为 一 0 3 m／h，气源为<100且／h)。MBE生长环境洁净，生长速度可控性好，所以可甩米作许多 生长机理 的研究。生长过程中也能有效地控制 自掺杂。 固源 MBE用电子枪溅射多晶 si和石墨，在 6H—SiC的(0001)面上，si原子流量为 7× 10“／era3．s下进行外延，在温度 >1150℃生长出 3C-SiC。单晶质量随 si、c原子流量 比和衬 底温度变化。例如 zhou等人在 750℃下在 Si(111)面上生长出 3C—SiC，但生长的单晶中 c／ s_<1时，出现 si沉淀；C／Si>1时表面粗糙 ；只有 c／si=1时才是较好单晶。 气源 MBE在 950～1150℃同时引入 H6(0．01～0．1sccm)和 (0．1～0．2seem)．在 偏离 3～5。的(0001)SiC面上生长，在 H2／si2H6=1时生长出6H—SiC。在不同偏向上有的 生长得到 3C—SiC。用 MBE在 si衬底上生长之前，一般也先进行碳化。MBE方法研究方法 上大致相同，但具体情况比较复杂，还有原子层外延等等，可见其在工业化成熟程度上不统 一 ． 用作研究来指导CVD等技术相结合会更好地解决SiC生长的问题。 SiC生产过程中，一般掺入AI、Ga、B形成p型半导体，掺入 N以形成 n型半导体，掺入 · 34 · 维普资讯 http://www.cqvip.com 第 24卷 4期 半 导 体 杂 志 1999年 12月 深能级的v可形成补偿而得到半绝缘材料。而 CVD生长得到的非掺杂外延层 6H一3C-SiC 都呈 n型。关于 SiC的掺杂和缺陷理论也正在进一步探索之 中。 2．3 SiC的发展趋势和存在问矗 SiC可甩作蓝光 LED，但先天的间接带隙结构限制了它的发光效率，使得在这方面优势 不显。它能在高于 200℃下工作，因此在高频大功率器件方面发展还是很迅速的。但由于 外延生长机理还不十分清楚(尚有争论)，3C-SiC各种缺陷影响器件性能，一些关键工艺，如 腐蚀、氧化、欧姆 接触及封装技 术也 不十分成熟，所以 SiC器件 的优势 尚未得 到大 的开 发[5· 。 3 GaN材料的特性及生长技术 GaN是由Johason等于 1928年合成的一种 Ⅲ一V族化合物半导体材料，由于晶体获得的 困难，所以其特性的认识和它的应用未得到很好的进展。在 6O年代，Ⅲ一v族 化合物 GaAs 材料制成激光器之后，才又对 GaN产生了浓厚的兴趣。1969年，新泽西洲普林斯 顿大学 RCA研究室制备出了 GaN晶体薄膜，给这种材料带来了新的希望。但是，由于衬底材料的 问题和外延技术的限制而未能发展起来。十年前，日本名古屋大学赤崎教授所带的研究小 组在 CaN研究上迈出了新的步伐。之后，由于 MOCVD、MBE等薄膜制备技术的成熟，高 存贮密度 DVD技术的需要使得 CaN材料首先在蓝光的应用方面取得 突破性进展。9O年 代，对 CaN的研究在全世界蓬勃发展起来。估计不久，蓝光 CaN器件就将大批量进入 DVD 应用。 GaN具有宽的直接带隙，强的原子键，高的热导率等性质和强的抗辐照能力．不仅是短 波长光电子材料，也是高温半导体器件的换代材料。紫外光可用于大气外层空间的探'侧。短 的波长，使激光 打印光盘 存储更微细化、高密度 化。又由于 Ⅲ族 N 化物可组成带 隙从 1—9eV(InN)、3．4eV(GaN)到 6．2eV(AlN)的连续变化固溶体合金，因而可实现波长从红外 到紫外全可见光范围的光发射。红、黄、蓝三原色具备的全光固体显示就可真正实现，颜色 纯正、光彩夺 目的画面将使人们的生活更加艳丽。 3 1 CaN材料的特性 GaN首先 由Johnson等人合成，合成反应发生在加热的 Ga和 NH 之间，600～900"C的 温度范围。可生成白色 、灰色或棕 色粉末(是含有 O或未反应的 Ga所致)。GaN是极稳定 的化合物，又是坚硬的高熔点材料，融点约 1700"C。CaN具有高的电离度，在 Ⅲ一V族化合 物中是最高的(O．5或 0．43)。在大气压力下，GaN晶体一般呈六方纤锌矿结构，具有空间 群 P63me(C6 )。它在一个元胞中有 4个原子，原子体积大约为 GaAs的一半。因为其硬度 高，又是一种良好的涂层保护材料。 3．1．1 GaN的化学特性 GaN在室温下不溶于水、酸和碱，而在热的碱溶液中以非常缓慢的速度溶解。N OH 、 H2SO4和 H3PO4能较快地腐蚀质量差的 GaN，可用于质量不高的 GaN晶体的缺陷检测。 GaN在 HCL或 H2气下高温中呈现不稳定特性，而在 N2气下最为稳定。 · 35 · 维普资讯 http://www.cqvip.com 第 24誊 4期 半 导 体 杂 志 1999年 12月 3．1．2 GaN的结构特性 Juza和 Gahn最早报道的 GaN是纤锌矿结构，并具有晶格常数 =0．318nm，f= 0．5185nm。后来又进行了许多次测量，认定 GaN晶格常数值 口：0．3189nm，c= O．5185nm。纤锌矿 GaN和闪锌矿 CaN特性分别列于表 2和表3of’ 表 2 纤锌矿 GaN的特性(w) (300K)：3．39eV 带隙能量 (1．6K)：3．5O 带隙温度系数(T ；300K) dE ／(dT)：一6．0×10 eV／K 带隙压力系数(T =300K) d ／(dP)；4．2×10一 eV／kb~ 6／；0．3189nm 晶格常数 口 =0．5185rim A口／口：5．59×10一‘K 热膨胀系数(T ：300K) A 口／口 ：3．17×10一‘K 热导率 ；1．3w／cmK ：(1eV)；2．33 折射率 H=(3．38eV)：2．67 0= 8．9 介 电常数 口；9．5 ； 5．35 电子有效质量 m ：0．20；0．02啪。 AI(TO)：532cm EI(TO)：560cm一1E2=144．569cm。。 声子模式(T ：300K) A 1(LO)：710cm一‘ E1(LO)；741cm 表 3 闪锌矿 GaN的特性(z) = 3．30±0．02eV 带隙能级(T ；300K) ；3．45eV ：3．2eV n =0．45～4．55rim n ：0．454nm 晶格常数 (T ；300K) 6／；0．4531nra 6／；0．45nm 口 ；0．452±0．05nm 施主一受主值能级(T =53K) 3．196eV 自由电子一受主值能级(T=53K) 3．262eV 740cm 1 声子模式 403cm 3．1．3 GaN的电学特性 GaN的电学性质是影响器件的主要因素。未有意掺杂的CaN在各种情况下都呈 型 · 36 · 维普资讯 http://www.cqvip.com 第 24卷 4期 半 导 体 杂 志 1999年 l2月 最好的样品电子浓度约为4×10 ／cm3。一般情况下所制备的P型样品，都是高补偿的。有 效的 P型掺杂技术是近几年刚刚突破的技术难题。 很多研究小组都从事过这方面的研究工作，其中中村报道了CaN最高迁移率数据在室 温和液 温度下分别为 =600em2／V·s和 =1500em2／V_s，相应的载流子浓度为 n =4×10 ／en：和 =8×10 ／em 。近年报道的 MOCVI)沉积的 GaN层的电子浓度数值 有 4×10 6／cm3、<10 ／era3；等离子激活 MBE的结果 8×10”／era3，<10”／cm3。未掺杂载 流子浓度可控制在 10“～10 ／c 范围。 另外，通过P型掺杂工艺和 Mg的低能电子束辐照或热退火处理，已能控制掺杂浓度在 10“～10~／cm3范围。 3．1．4 Clan的光学特性 人们关注的 C-aN的特性，旨在它在蓝光和紫光发射器件上 的应用。Maruska和 Tietjen 首先精确地测量了 GaN直接带隙能量 3．39eV。接着 Pankove等人报道 了低温下(1．6K) GaN的 PL谱。Dingle等人完成了高质量 GaN样品的低温(2K)光谱数据分析。Pankove等 人估算了一个带隙温度系数关系的经验公式：dE／aT=一6 0×10 ev／K。Mortemar测 定了基本的带隙为 3．503±0．0005eV，在 1．6K为 ：3．503+(5．08×10 T )(T 一996)eV Ar~allo首次观察了室温下的受激发射，Khan等人报道了室温 GaN受激发射实验数据。 W．Shah等人测量得的低温CaN的PL谱。 3．2 CaN昌俸生长 CaN在常温下是极其稳定的化合物。Ga和 N不可能在常温下合成，固为 N2的分子是 十分稳固的，只能采取微波或别的激励方式离解为N原子之后，才能与 Ga进行合成反应。 生长 CaN体单晶很困难，尤其生长能提供作外延衬底的大尺寸晶体更困难。所 以，一 直用卣化物气相外延(HVPE)法生长 GaN。这个方法中，用蓝宝石作衬底，用 Gaa 作 Ga 源，用 N 作 N源，在 1000℃左右反应生成 GaN。 由于这种方法生长速度较快(数微米／分)，精确地控制生长膜厚度很困难。再有 HC1 气体会给设备造成腐蚀，提高纯度也比较难，所以最近采甩 MBE、MOCVD等外延方法生 长。 GaN薄膜的生长主要利用外延生长技术来实现，外延的方法有多种，已有专著论述。 GaN外延也一样涉及以下关键技术：外延设备技术、衬底材料的选取和制备、料源、载体及 生长条件等等。在众多的外延技术中，MOCVD及 MBE技术已成为制备 GaN及相关三元、 四元合金薄膜的主流技术。 3．2．1 村底材料 要进行 GaN外延生长，首先就得确定在什么基 片上进行外延。由于 CaN大块晶体的 获得很难，所以，只好进行异质外延。寻求晶体结构、机械性质、热学性质相匹配的材料．科 学工作者做了长期的努力。 人们从熟悉的 si晶体和GaAs晶体人手，进而 SiC、 Abo3等晶体做了许许多多的实 验，最后倾向予 SiC和蓝宝石衬底。在蓝宝石衬底(0001)C，或(1120)A面均能生长好的外 · 37 · 维普资讯 http://www.cqvip.com 第 24卷 4期 半 导 体 杂 志 1999年 12月 延膜。蓝宝石的解理面 为(1102)R面，热膨胀系数为7．5×10 KI1和 8．5×10 K一，热导 率为 0．5W／cm．K。CaN与蓝宝石衬底之间失配度约 14％。 在研究过程中，人们发现，直接在蓝宝石衬底上高温生长 CaN薄膜，不能获得平整光洁 的高质量膜，并且外延生长出来的膜，由于完整性不好．缺陷密度大．造成基体载流子浓度 高，不能得到满意的半导体导电类型，如高阻抗 n型膜和 P型膜。 3．2．2 缓冲层生长和掺杂层制备 1986年，Arnano等人发现在蓝宝石上生长很薄的一层 ALN层，会对继续生长 GaN层 质量有帮助。AIN能与 GaN很好匹配，而对蓝宝石匹配不好，但由于它很薄(20nm以内)， 低温沉积的无定型性质．作为缓冲层会在高温生长GaN时结晶体，为 GaN和蓝宝石晶格去 偶(decouplin4~)。从而可通过缓冲层生长，获得高质量的 GaN膜。Nakamera等人 1991年用 生长 GaN缓冲层方法，得到了平坦光滑的 GaN膜。另外，还有 znO缓冲层等多种方法。 由于缓冲层技术的应用，CaN外延膜质量取得显著的提高．用掺 si的办法比较容易获 得 n—GaN。Arnano等人用掺 Mg元素加低能电子射线照射的办法得到 P型 GaN。Nakamu— ra等人用热处理办法同样获得 了 P型的 Mg：GaN，他们分别作出了 pn结量子阱注八式激光 器。 3 2．3 赝同质外延 在蓝宝石上异质外延取得了相当的成功．作出的蓝色发光二极管寿命可达 10 ～10 小 时。缓冲层的生长虽然改善了 GaN膜的质量，但由于衬底与外延层之间晶格常数的差异的 热膨l张特性不一致．造成外延膜中仍存在着大量的缺陷，高达 lO ～10“cm 的密度。这么 高的密度为什么 GaN LED寿命又那么长呢?Lisa Sugiura研究认 为，GaN中位错移动速度 极其低，较同温度下 GaAs中低 10 的数量级，所以在小电流工作下的 LED未受到影响。但 对大电流工作的 LD来说，就是致命的问题 了。所以，降低位错等缺陷就成了是 GaN基器 件制造的又一个攻坚课题。 蓝宝石上薄的 GaN缓冲层对 GaN生长膜有益，那么生长一层厚的 GaN层过渡膜，作为 新的衬底，再在其上生长器件的结构层．应当对膜质量有改善。基于这种想法，人们努力寻 找生长厚膜的方法来实现赝同质外延。选择区域外延的应用取得了重大的突破。 名古屋大学 Y．Kato等人研究了 GaY／蓝宝石衬底上选择外延生长 CaN、AIGaN噗，得 到利用 si 掩膜选择外延生长 GaN的成功信息。1997年 NEC公司光电实验室A．Usui等 人有 HVPE技术选择外延成功生长了厚层低位错 GaN膜(<6×10 cm。)．生长速度最高 可达 97／~m／h。得到 了光洁平整镜状表面，采用长速 50~m／h，膜厚 14O m。紧接着 日亚化 学公司中村(S．N．akamura)等人利用选择外延技术，作成 ELOG(epitaxially latetallv iver— grown GaY)衬底，再制作 LD，使蓝光CaN基LD寿命一下突破千小时大关。 3．2．4 同质外延 赝同质外延虽取得很大进展，但毕竟还在蓝宝石衬底上．它们之间晶格常数的差异构成 的失配仍然存在．热胀系数差别(蓝宝石为0．5w／cm．K，GaN为 1 3w／cm．K)导致 LD的散 热不好，对可靠性影响不能消除。因此真同质外延还是人们追求的目标。 一 方面片状 GmN单晶的研究处于积极开发之中，只是面积尚小，最大 50ram~。在用作 · 38 · 维普资讯 http://www.cqvip.com 第 24卷 4期 半 导 体 杂 志 1999年 l2月 衬底的晶面选择和工艺处理可能存在问题。1994年 T．Detch--prohm等人用蓝宝石上生长 ZnO缓冲层，再生长厚 CaN膜(>100 m)，然后去掉衬底和缓冲层，用厚CaN膜作衬底实现 了同质外延。中村等人是在选择外延基础上．生长了 100#m的厚 CaN厚，他们把原来的蓝 宝石衬底及缓冲层、掩膜层等去掉，剩下 80pro 的厚 CaN膜。用这种膜层作为村底．同质外 延，井直接利用解理面制作了 LD，得到了很好的结果。这种 LD特性较 ELOG上制作的好， 衰退趋势不明显，估计寿命可达 10 小时以上。 J 同质外延实现了．但也付出了蓝宝石衬底及 ELOG工艺等成本代价。当然，就 LD寿命 等参数来说，离实用化不远，但成本价格也仍是市场经济的主体因素。 3．3 发展趋势和存在问题 GaN基激光器一出世，便以其高的亮度和寿命超出了 SiC和 ZnSe器件，发展很快。在 光电子器件突破的同时，GaN高温半导体器件和紫外探测器也相继大力开发，有着迅速发 展和广泛开发的趋势。但由于大块体单晶生长没有解决，导致许多 GaN物理特性的解释不 成熟．制约了器件研究的发展。 主要问题有掺杂水平的控制，杂质缺陷机理及互相作用等。对于 n型材料，突出问题是 ①背景掺杂浓度的控制；②高掺杂水平的补偿；③A1GaN合金的 n型掺杂。对于 P型材料， 主要问题是：①原生缺陷的补偿 ；②潜在的亚稳态特性 (持续光电导特性)；③H的作用；④ AIGaN合金增大掺杂困难的原因。lJ 另外，目前六角 GaNLD制作要成熟一些，但 GaAs上生长立方 CaN也 已有报道，我国 863项 目据说已有大的突破，这对垂直膜型 LD的制作十分有利。 4 结 语 宽禁带半导体材料研究及应用已经取得巨大的进展，它们在微电子、光电子学领域的应 用必然会在不久将来取得突破，尽管还有诸多问题和工艺技术有待解决⋯]，但从第一代、第 二代半导体器件应用研究的成功经验和现代高科技发展的支撑下．会促成第三代半导体的 崛起．为时不会太久。 参 考 文 献 金各 正敏．太各 升，高橘 淳 等．虑用物理，1995，64：(7)：642--652． 太各 升，高樯 淳，腾野正和 等 雷子材料，1998。(11)：57--61． Phi]pG Neudek J．E1ectronicMaterials，1995，24(4)：283～288 郡跃，扬银堂，李佑斌，石志宏 电子技术评论，1998，(1)：33～37 王引书，李晋闽，林兰英 高技术通讯，1998，(7)：59～62 刘海涛，胨启秀 半导体技术，1999，(4)；i～8． Strite S，Morkcc H．J Vac．Sc Techno1．，1992，m o(4)：1237． 埘崇术 半导体情报，1998，(8)：13～17 埘崇术 微细加工技术，1999，(1)：1～9 Monemar B．J．Crysml，Growth，1998，189／190：505． Monemar B．J．materials&ience：materials in electronics。1999，10：227~254 ⋯ ⋯ ㈨ ⋯ 维普资讯 http://www.cqvip.com