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石墨烯联盟第三代宽禁带半导体材料SiC和GaN的研究现状( 三 )


氢化物气相外延层的位错密度随外延层厚度的增加而减小 ， 因此 ， 只要外延层的厚度达到一定值 ， 就可以提高晶体质量 。 通过HVPE 和空隙辅助分离法（Void-assisted Separation ， VAS）可以制备具有高晶体质量和良好再现性的大直径独立GaN 晶片 ， 如图5所示 。 采用表面覆盖氮化钛（TiN ）纳米网的多孔GaN 模板 ， 通过HVPE 生长了厚GaN 层 ， 在 HVPE 生长过程中 ， 这种生长技术在 GaN层和模板之间产生了许多小空隙 ， 当GaN层在生长以后容易与模板分开 ， 并且获得独立的GaN 晶片 ， 这些晶片直径较大 ， 表面呈镜面状 ， 无裂缝 ， 位错密度低 。

石墨烯联盟第三代宽禁带半导体材料SiC和GaN的研究现状
本文插图

图5 HVPE+VAS法制备具有高晶体质量和大直径独立的GaN 晶片
此外 ， 可以采用MOCVD-GaN / 蓝宝石衬底预处理工艺来制备GaN 厚膜 。 主要过程为采用等离子体化学气相沉积法在MOCVD-GaN/ 蓝宝石衬底上沉积一层厚度约500nm 的SiO2 ， 然后用电子蒸气机在衬底上蒸镀和锻造一层厚度约20nm 的Ti 。 退火后在SiO2 表面形成自组装的Ni 纳米团簇 ， 作为光刻掩模 。 光刻后 ， 将基体置于热HNO3 和氧化腐蚀剂中 。 去除Ti 和SiO2 后 ， 通过反应离子刻蚀技术沉积一层SiO2 ， 去除表面的SiO2 ， 形成一层SiO2 包裹在边缘的GaN 纳米柱 。 最后用HVPE 法在表面生长GaN ， 在冷却过程中 ， GaN 发生自剥离 。 图6 为HVPE 和纳米簇自剥离技术制备GaN 单晶的过程示意图 。

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图6 HVPE+纳米簇自剥离技术制备GaN单晶
上述方法不仅可以实现衬底的自剥离 ， 而且可以形成一种特殊的结构 ， 可以缓冲晶体的生长速度 ， 从而提高晶体的质量 ， 减少内部缺陷 。 但这些预处理方法相对复杂 ， 会浪费大量时间 ， 并且增加GaN 单晶的成本 。
（三）GaN 异质衬底外延技术
由于GaN 在高温生长时N 的离解压很高 ， 很难得到大尺寸的GaN 单晶材料 ， 因此 ， 制备异质衬底上的外延GaN 膜已成为研究GaN 材料和器件的主要手段 。 目前 ， GaN的外延生长方法有：HVPE、分子束外延（MBE）、原子束外延（ALE）和MOCVD 。 其中 ， MOCVD 是最广泛使用的方法之一 。
当前 ， 大多数商业器件是基于异质外延的 ， 主要衬底是蓝宝石、AlN、SiC 和Si 。 但是 ， 这些基板和材料之间的晶格失配和热失配非常大 。 因此 ， 外延材料中存在较大的应力和较高的位错密度 ， 不利于器件性能的提高 。 图7 为衬底材料的晶格失配和热失配关系示意图 。

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图7 衬底材料的晶格失配和热失配关系
1. SiC 衬底上GaN 基异质结构的外延生长
由于SiC 的热导率远远高于GaN、Si和蓝宝石 ， 所以SiC 与GaN 的晶格失配很小 。 SiC 衬底可以改善器件的散热特性 ， 降低器件的结温 。 但GaN 和SiC 的润湿性较差 ， 在SiC 衬底上直接生长GaN 很难获得光滑的膜 。 AlN 在SiC 基体上的迁移活性小 ， 与SiC 基体的润湿性好 。 因此 ， 通常在SiC 基板上用AlN 作为GaN 外延薄膜的成核层 ， 如图8 所示 。
许多研究表明 ， 通过优化AlN 成核层的生长条件可以改善CaN 薄膜的晶体质量 。 但生长在GaN 成核层上的GaN 薄膜仍然存在较大的位错密度和残余应力 。 AlN的热膨胀系数远大于GaN ， 在AlN 上生长的GaN 薄膜在冷却过程中存在较大的残余拉应力 。 拉伸应力会在一定程度上积累 ， 并以裂纹的形式释放应力 。
另外 ， AlN 的迁移活性较低 ， 难以形成连续的膜 ， 导致在AlN 上生长的GaN 薄膜位错密度较大 。 GaN 薄膜中的裂纹和位错会导致器件性能下降甚至失效 。 由于晶格失配较小 ， 一旦润湿层和裂纹问题得到解决 ， SiC 衬底上的GaN 晶体质量要优于Si 和蓝宝石衬底上的GaN晶体 ， 因此 ， SiC 衬底上的GaN 异质结构2DEG 的输运性能更好 。


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