半导体材料论文

深圳大学考试答题纸

(以论文、报告等形式考核专用)

二○～二○学年度第学期

课程编号1601810001 课程

名称

半导体材料主讲教师翟剑庞评分

学号2012160228 姓名温志煌

(137237234

43) 专业年级微电子学12级

题目：第三代新型半导体材料——SiC

摘要：随着第一代半导体材料硅的问世，半导体材料发展迅速。紧接着，第二代半导体半导体材料GaAs随之出现，直至今天，以GaN为代表的第三代半导体材料。但是这些这半导体的耐高温、抗辐射以及频率都不能达到元器件的要求，这时一种新型半导体材料——SiC的出现改变了这一局面。

作为一种新型的半导体材料,SiC以其优良的物理化学特性和电特性成为制造短波长电子器件、高温器件、抗辐照器件和大功率/高频电子器件最重要的半导体材料。本文主要主要分为碳化硅的历史发展，碳化硅的结构、性质，碳化硅的单晶和薄膜制备以及碳化硅的应用。

关键词: SiC 单晶制备外延生长气相外延（CVD）分子束外延生长

SiC元器件

一、碳化硅（SiC）的历史发展

SiC是由美国人艾奇逊在1891年电熔金刚石实验时，在实验室偶然发现的一种碳化物，当时误认为是金刚石的混合体，故取名金刚砂，1893年艾奇逊研究出来了工业冶炼碳化硅的方法，也就是大家常说的艾奇逊炉，一直沿用至今，以碳质材料为炉芯体的电阻炉，通电加热石英SIO2和碳的混合物生成碳化硅。

1907年第一只碳化硅发光二极管诞生，1907年，英国工程师Henry Joseph Round 在尝试用碳化硅矿石制作无线电接收器时（就是我们所知的矿石收音机），意外地发现

导线与矿石的触点处会产生微弱的绿，红或者蓝光，从此发光二极管就此问世了]1[。

1955年，在理论和技术上发生了重大突破，LELY提出生长高品质碳化概念，从此将SIC作为重要的电子材料。1958年在波士顿召开第一次世界碳化硅会议进行学术交流，从此SiC在半导体方面上作用更受到关注。1978年六、七十年代碳化硅主要由前苏联进行研究。

从20世纪90年代起，美国国防部(DOD，department 0f defense)就开始支持SiC功率器件研究，SiC功率器件样品相继问世。1987年以SiC 材料和器件为研究方向Cme 公司由美国国防部资助成立为海军和空军装备作预先研究，从此SiC 材料和电子器件进入飞速发展的新阶段。SiC器件的发展是伴随着SiC单晶衬底材料的发展而进行的。近年来，SiC材料微孔问题已基本解决，单晶材料的尺寸不断增大，主流产品已经从两英寸过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衬底片，每平方厘米微孔密度小于10个]2[。

二、碳化硅的结构与性质

2.1.SiC的晶体结构与异型体

SiC是第Ⅳ族元素的唯一组合的固态化合物，SiC由C原子和Si原子按1:1的比例组成,组成SiC的基本单元是碳硅四面体,即C (Si)原子占据四面体的中心,Si (C)原子位于四面体的四个顶点(如图1)。其中,C-Si键的长度为1.89A, Si-Si键(C-C键)的长度为3.09 A。 C-Si键通过sp3杂化形成,并有一定程度的极化。其中Si的电负性为1.8, C的电负性为2.6,离子性对键合的贡献为12%,因此C-Si键有很强的离子共价性,相当稳定]3[。

SiC是一种典型的多型结构化合物，迄今为止已发现160余种多型体〔1～4〕.

它的最显著特征为所有的多型体均由相同的Si-C双层堆垛而

成如图2所示,结构之间的差别仅在于沿c轴方向的一维堆垛

顺序不同以及c轴的长短不同，这种现象称之为多型性]4[。

在繁多的SiC多型体中,基本可分为两大类:α-SiC和β-

SiC.β-SiC是唯一的一个具有立方结构的多型体,原胞为闪锌

矿结构,密排面为{111}面,密排方向为〈110〉方向;其它所有图1 .碳化硅的分子结构

结构类型统称为α-SiC,原胞通常采用六角点阵来描述,c轴可

为六次或三次对称轴,晶格常数为a= b= 0.3078nm, c= n×0. 251nm (其中n为单胞内的堆垛层数),密排面为{0001}面,密排方向为〈112-0〉方向.各种多型体间在一定条件下可以发生相变.α-SiC中的6H, 4H, 15R, 21R为最常见类型,尤以6H数量最多.α-SiC 多型体是以上述常见多型体结构为基本结构形成的,其中绝大多数是以6H为基本结构形成的多型体,按照Pandey和Krishna〔3〕的错排基体生长模型,除少数例外,以6H为基本结构形成的多型体的堆垛方式可概括为(3, 3)nX (3, 3)mY,式中X、Y代表(3, 2)、(3,

4)、(3, 5)、(3, 6)、(2)、(4)或(5); n、m为正整数,m可为零. 6H结构中Si,C原子在〔112-0〕方向的投影如图3所示：

图2. 三种常见不同晶型的碳硅双层分子排列图3. 6H-SiC在〔112-0〕上投影

2.2.SiC同质异构结构

由于SIC半导体的不同晶型的禁带宽度差别较大,因而可以用来制作新型的半导体结构—同质异构结构,包括异构结、量子阱和超晶格。

通常提到的p一n结是由导电类型相反的同种半导体材料接触形成的,称为同质结。由两种不同的半导体接触形成的半导体结称为异质结。由于形成异质结的两种半导体的禁带宽度、介电常数、折射率、吸收系数等物理参数不同。形成异质结的关键在于结两侧的半导体材料具有不同的禁带宽度。而如果形成p一n结的半导体是同种材料但不是同一晶体类型,而不同晶型间禁带宽度有差别,也具有异质结的特性和优点,这种p一n结称为异构结。Sic多型的禁带宽度差别很大,因而可以实现这种异构结。

一个良好的异质(构)结要求有小的界面态密度,高的界面态密度会使异质结的电学

性质劣化,这是许多异质结常常面临的问题。形成异质结的两种材料的晶格失配和热失配会在界面产生大量的悬挂键,甚至还有材料的化学不相容性,这将导致形成大量界面态,使异质结质量和性能变差。而SIC多型体之间仅是一维方向上堆垛方式的不同,因而可以形成没有晶格失配的界面,不会造成悬挂健;多型间亦无热膨胀系数失配,不会因温度变化而引入界面缺陷;化学成分又相同,属于同质生长。利用SIC多型体制作异构结是非常理想的。

量子阱、超晶格，量子阱是一种特别的异质结构。一层薄膜半导体夹在两层阻挡层之间形成三明治结构,当夹层的尺寸小于电子或者空穴的平均自由程时,由于材料能带结构的不同,夹层材料的电子或空穴将被限制在夹层内,好像落入陷阱,这种限制电子和空穴的特殊能带结构被形象地称为“量子阱”。如果周期结构的势垒层很薄,相邻阱之间的藕合很强,这种结构称为超晶格。超晶格中,电子跨越势垒重又实现全域化,类似于晶体中,电子受到多层结构周期势的作用,原来在各量子阱中分立的能级将又扩展成能带(子能带)。而超晶格的周期一般比正常晶体的周期(即材料的晶格常数)大得多,因而超晶格的布里渊区比晶体的布里渊区小的多。

2.3.SiC半导体的性质

SiC半导体是一种高强度、高硬度、耐高温的晶体材料。它具有非常优良的物理、化学及半导体性质。

从晶体化学的观点出发，构成SIC的两种元素Si和C，每种原子被四个异种原子所包围,通过定向的强四面体SP3键结合在一起,并有一定程度的极化。硅的电负性为1.8,碳的电负性为2.5—2.6,由此确定离子性对键合的贡献约为12%—18%。sic晶体具有很强的离子共价键,它具有很高的原子化能值,达到125okJ/mol，这反映了Sic是一种能量稳定的结构。sic具有很高的德拜温度，达到1200—1430K。因此决定了SIC材料对于各种外界作用的稳定性,在力学、热学、化学等方面有优越的技术特性。

SIC化学性质稳定，耐强酸强碱，因而有用SIC作表面防腐蚀层。在SIC表面生成的SiO2层能防止SiC的进一步氧化。在高于1700℃的温度下,这层SiO2熔化并迅速发生氧化反应。SIC能溶解于熔融的氧化剂物质，如熔融的NaZO:或NaZCO3—KNO3混合物。在300OC下可溶于NaOH+KOH。在900—1200℃,SIC与氯气迅速发生化合反应,迅速发生反应,这两种反应都留下石墨残留物。SIC与氟气在300℃的反应也能与CCl

4

没有任何残留物。在晶体对称性和方向性研究中，可以用熔融的氧化剂和氟作为SIC的表面腐蚀剂。.在所有这些化学反应中，立方结构的SiC比六方结构的SiC更活泼。

掺杂性：SIC的n型和p型掺杂都很容易得到，这对器件的制作非常有利。n型掺杂通常是利用N掺杂得到。非故意掺杂的SIC体单晶和薄膜常常呈现n型，就是由于存在N杂质造成的。研究确定N原子是以取代C位而掺入SIC的。但其晶格位置可以有两类不等价位:六方位(h)与立方位(c)。在3C-SiC和2H-SiC中，分别只有立方位和六方位。对于其他晶型，则六方位和立方位各占一定比例。处于不等价位上的杂质可以具有很不相同的能量位置。对于N原子而言，它的离化能级(以导带底eBM为参照)分别为:对3C-SiC,0.057eV;对4H-SiC,0.052eV(h),0.092eV(c);对6H-SiC,0.08leV(h),0.138eV(e),0.142eV(e)。p型掺杂通常使用Al。Al在SiC中可以形成最浅的受主能级,高于价带顶(VBM)约0.1一0.27ev(6H)和0.16一0.23eV(4H)。B的离化能级较高,分别为0.35eV(6H)和0.29eV(4H),因而一般不用B来实现p型掺杂。Al和B都是占据Si的位子，不等价位的能级差别未见报道。除了利用n型和p型掺杂获得较高的电导外，一些杂质的引入会降低siC的电导，如V。由于其为两性掺杂,杂质能级很深(受主能级低于导带底0.8-1.0eV,施主能级低于1.6-1.7ev),能提高SiC的绝缘性。因而常用来故意掺入获取半绝缘的SiC单晶圆片。

三、SiC的制备及原理

3.1. SiC的单晶制备

SiC单晶是非常重要的第三代半导体材料，其独特的物理性质决定了在大功率、微波电子器件中的地位。但是SiC单晶性质相当稳定，在超过1800℃的高温时，SiC才会升华并分解，也因此碳化硅单晶的制备条件变成了相当苛刻。根据理论分析，若从化学计量比熔体中若从化学计量比熔体中采用提拉法生长SiC单晶,需要的条件相当苛刻,因为SiC同成分共熔点只有温度大于3200℃,压力超过1010Pa才会出现，这对大直径的碳化硅制备来说是不现实的。SiC晶体的主要制备方法有：Acheson法(1891年)、Lely 法(1955年)、改良Lely法(1978年)。下面简单介绍这几种制备方法]5[：

3.1.1 Acheson法

Acheson 法也是最古老的SiC制备方法，焦炭与硅石混合物以及一定量的含氯化钠等物质的掺入剂,放在糟形炉中高温加热获得SiC结晶的方法.形成的SiC是约2～

3mm鳞状单晶小板或多晶体.1893年，Acheson

酸铝）的混合物以尝试生长出钻石时偶然得到的材料，后来使用碳和沙子混合物获得了较好的产品。这一工艺随后被称为“Acheson法”，一直沿用至今，用于生产磨料或其它目的的碳化硅。

Acheson将焦炭与硅石混和物及少量木屑和氯化

钠放入电阻炉中高温加热制备SiC晶体。通常加热几

图4. Acheson实验设备示意图

个小时后中心部位的温度达到1900oC，再缓慢地升

高到约2700oC，然后降低温度，在稍高于2000℃温

度下保持30小时，最后将电阻炉冷却。高温下

混合物发生的化学反应：SiO2+3C—SiC+2CO↑

工业生产中，在电阻炉的碳发热体周围装入52%-54%的硅沙，35%的焦炭，7%-11%的木屑和1.5%-4%的食盐等，加热到高温即可获得碳化硅的晶体块，其实验设备如图4。

3.1.2 LeLy法

LeLy法也称之为高温升华结晶法，而且升华法也是目前实验室最常用的实验方法。1955年,Philips实验室的Lely首次采用升华法生长了体块SiC单晶.把SiC粉料放在石墨坩埚和多孔石墨管之间,在惰性气体(通常用氩气)压力为1atm条件下,加热至约2500°C的高温.SiC发生明显的分解与升华，产生Si和SiC蒸气。在高温炉内形成的温度梯度作用下向低温方向输送并凝聚在顶部和底部较低温度处，形成SiC晶体。整个过程既有物态的变化，也有化学构型的变化，因此，也将这种方法归为化学气相沉淀法。

尽管这种方法比起之前的Acheson法具有更多的优越性，但是由于Lely法为自发成核生长方法,不容易控制所生长SiC晶体的构型;得到的晶体呈片状且尺寸很小,约3～5mm.因此，也有了之后的不断改良的LeLy法。

3.1.3 改良的LeLy法（PVT法）

1978年,前苏联的Tairov等人[4]对Lely法进行了改进,开始使用SiC籽晶来控制所生长晶体的构型,并且为在较低的压力和温度条件下生长SiC单晶指明了方向。生长出直径为8mm、长8mm 的6H - SiC 单晶。该方法是将SiC 晶种放在一个含SiC 粉源的坩埚里, 坩埚通过中频感应或电阻炉加热, 使温度达到2000℃以上, 在源和晶种之间通过温度梯度引起Si 或C 样本传输到晶种的表面，形成单晶。这种方法称作PVT 法。

PVT炉示意图如图5，通过中频（10KHz）感应线圈感应石墨坩埚, 产生涡流, 从而

在石墨坩埚上形成固定的温度,进而对SiC粉源进行加热。改良的Lely法其优点在于:采用SiC籽晶控制所生长晶体的构型,克服了Lely法自发成核生长的缺点,可得到单一构型的SiC单晶、可生长较大尺寸的SiC单晶、采用较低的生长压力,生

长温度也有所降低.后来,改良的Lely法又得到了

进一步优化,取消了坩埚内部的多孔石墨管,把SiC

粉料直接放在籽晶的下部。

3.1.4碳化硅单晶存在的主要缺陷以及一些解决方

案

1.微管道

图5. PVT炉示意图微管缺陷是SiC单晶中一种致命缺陷, 严重制

约SiC 在微电子领域的应用。到目前为止, SiC 单晶中微管道的密度一般在102～103 cm- 2 量级。

微管的产生原因很多。要减少微管的发生，就得减少晶体中夹杂的出现，并避免晶体生长过程中生长条件的较大波动，或者减少层错与螺位错的影响，也能减少微管的产生]6[。

2.位错

位错也是PVT 法生长SiC 单晶中的常见缺陷, 晶体中位错密度通常在104～105 cm- 2 范围内。位错的主要解决方法是，通过沿一定生长方向进行单晶生长来抑制位错的恶化，减少悬挂键的产生

3.镶嵌结构

PVT 法单晶生长需要气相组份的过饱和蒸气压相对较高,当晶种表面某点的温度或压力不稳定, 表面扩散受到阻碍, 该点就有可能诱发二次成核而出现三维的微小晶种, 并逐渐生长形成镶嵌结构。镶嵌微晶的直径大约在0.5~1.0μm之间。

解决方法：为了避免镶嵌结构的出现，得到均匀一致生长的晶体，必须保证生长条件的相对稳定，避免生长过程中过饱和度的过大变化而导致二次形核。

4.六方空洞

由于石墨籽晶托机械加工精度的原因，机械固定难以避免籽晶背面与石墨籽晶托之间气孔的存在。采用粘接固定时，粘接剂的固化与碳化会在粘结层形成气孔。籽晶背面没有气孔处和有气孔处的导热性不同，导致籽晶背面发生背向分解，生成平面六方空洞缺陷。

3.2 SiC薄膜外延生长

3.2.1外延生长方法众多

LeLy法——最早的SiC外延生长方法

采用的是升华再结晶工艺：将一个内装多晶sic粉末的多孔石墨管，用感应加热法加热到2500℃，升华出sic，并在石墨腔体内部稍冷的位置凝聚，生成六角形状的、大小和结晶类型不定的单晶板块，该方法可以形成直径很小（≤8mm）、杂质含量较高的α-SiC 单晶。

化学气相沉积（CVD)

以4H-SiC的外延生长为例，生长利用源气体硅烷（SiH4)和丙烷（C3H8）在4H-SiC 衬底表面进行一系列的复杂化学反应，形成晶粒和气态副产物，成晶粒子在4H-SiC表面进行扩散和迁移，最后形成岛和团簇进

入4H-SiC

备淀积得到的4H-SiC半导体材料淀

积速率也比较快。如图6.CVD工艺

示图，气体A、B、C

气、载气，在加热器中的环绕加热线

圈作用下发生淀积。

图6.CVD工艺示意图

分子束的外延生长（MBE）

在高真空、基板温度远高于900℃条件下，固源材料Si和C在两个独立的电子枪蒸发室里由电子束加热，先是Si的缓冲层生长，随后是Si层的生长，基板的温度稳定后，Si的供应就停止，只供应C分子，碳化的步骤就开始这种方法制备的SiC薄膜品质最好，但是制备设备复杂要求高。

液相生长（LPE）

SiC不存在液相，早期的LPE生长是将Si熔于石墨坩埚中，坩埚的C溶于熔融的Si中，将衬底至于坩埚中并保持在温度相对较低的位置，溶解的C、Si原子运动到衬底沉积形成SiC。用这种方法生长的SiC在冷却的时候容易出现裂缝，从坩埚中取出来也很困难，后来Suzuki等提出浸渍法生长技术，引进籽晶使生长的单晶与坩埚分离

此外，还有溅射法、激光烧结法、离子注入法等等

3.2.2 4H-SiC 薄膜外延生长

如今在SiC 薄膜外延生长出的所有薄膜种类中，就属4H-SiC 的生长最为成熟而且生长出的薄膜质量也是最佳。介绍一下工业上最常使用的CVD 生长4H-SiC 法。

采用硅烷 SiH4和丙烷 C3H8为气体源通过化学气相淀积 CVD 法使这两种源气发生化学反应淀积而成的，其主要方程式：24831033H H SiC SiH +→+C 。在这个过程中，还有很多分解反应，分解产生很多其他气态产物，不像总反应式那么简单。如图7. 4H-SiC 的原子结构示意图

具体的反应过程：

第一部分是气相中的反应，指源气体从进入反应室后到被吸附到 4H-SiC 衬底表面之前所发生的反应，含丙烷和硅烷的热分解反应。

第二部分是 4H-SiC 衬底表面吸附反应，指源气体及源气体的分解产物在从表面层吸附到 4H-SiC 衬底表面后与 4H-SiC 衬底表面的原子分子发生的化学反应生成 4H-SiC 外延层的过程。

反应结果分析：

气象反应中丙烷 C3H8基本完全分解，产物主要为甲烷 CH4。在平衡条件下，硅烷 SiH4比例随温度的增加而减少，热分解产物主要是SiH2和Si 。因此SiC 的生成反应主要参与者是提供C 原子的CH4和提供 Si 原子的 SiH4、SiH2和 Si 。而在气相反应中，并不存在Si-C 结构，SiC 是通过样品表面的原子之间反应，分别在相应的位置上彼此成键生成的。

影响因素：4H-SiC 同质外延薄膜生长速率是由表面反应速率决定的。表面反应速率与反应室结构、源气体流量、载气流速以及温度等多种因素相关，其中温度越高反应速率越快。

4H-SiC 同质外延薄膜生长的工艺流程]7[

如图8.同质外延生长的设备示意图。1）清洗 4H-SiC 衬底；2）送 4H-SiC 衬底到化学气相淀积 CVD 设备淀积腔；3）抽化学气相淀积 CVD 淀积腔使其真空度高达 10-7mbar ；4）起动化学气相淀积 CVD 设备的加热器，按升温程序要求将化学气相淀积CVD 淀积腔内温度至 1400℃。按指令分别打开丙烷和氢气的气体阀门并使它们混合后情况下对表面腐蚀；5）化学气相淀积 CVD 设备继续升温到 1580℃并使淀积室恒温 10 分钟，并调整各源气流量。当炉内温度、各气体流量保持稳定时，设备就开始

淀积4H-SiC 同质外延薄膜；6）淀积完毕后，化学气相淀积CVD 炉开始按程序降温到室温下，并一直通入一定量的氢气隔离保护淀积室。

图7.SiC的原子结构示意图图8. 4H-SiC同质外延生长设备

3.2.3同质外延缺陷

在同质外延生长过程中，最常见的缺陷有：螺纹螺旋位错(TSD),螺纹刃型位错(TED),基面位错(BPD)，堆垛层错(SF)，微管(micropipe)，三角形缺陷等外延缺陷既有可能在生长过程中形成，也可能从衬底延生到外延膜中。由于前面已经介绍位错部分，下面简单介绍一下微管、三角形缺陷等。

微管：微管是SiC 外延层中常见的结构缺陷，其直径范围在0.1nm ~ 0.1μm。大多数关于微管缺陷形成机制的讨论都是基于微管与大伯格斯矢量（晶胞尺寸的几倍）超螺形位错相结合的Frank 理论。生长过程中，超螺形位错核心方向的高应变能密度会导致该处优先升华，因此缺陷会有空心的特征。此外，空心管的内部往往是多面的，表明在晶体生长过程中缺陷处同时发生了生长和升华。微管本质上是一种超螺形位错，因此他起着非常有利的生长点的作用，这导致生长晶体表面形成螺旋结构。这些生长螺旋控制着SiC 晶锭沿基面的生长，单个微管可以产生超过1cm的螺旋图形。微管的腐蚀形貌具有以下几种特征]8[：1.微管具有晶体学特征，拥有六边形形状的腐蚀坑；2.微管的腐蚀坑底部没有尖，是空心的；3.腐蚀坑的结构是一层一层的台阶，从边缘延伸到到坑的底部。

三角形缺陷]8[：不同SiC 晶型之间的本质区别就在于<0001>晶向上Si-C 双原子的堆垛次序。因此，为了保持单一晶型，堆垛次序必须保持不变。当晶体生长是通过SiC 生长表面上台阶的增殖进行时，外延层相对容易保持衬底的堆垛次序。然而，SiC 生

长中有一个台阶聚集的倾向，反而导致大的台面的形成，减少了台阶边缘的数量，在这种情况下，到达表面的Si和 C 原子可能无法扩散带台阶边缘，反而在台面中心形成新的晶核。而这些新的晶核就可能具有与衬底材料不同的双层堆垛次序，从而导致生长晶体中晶型的改变。可能的堆垛次序有很多，但并不是所有的都会发生。由于立方晶系是所有堆垛次序中最稳定的晶型，因此晶型的改变最容易形成立方晶系的3C-SiC 多型，这些3C-SiC 多型在三维上就表现为三角形缺陷。

三角形缺陷产生的同时一般都会产生大量的孪晶。实验表明在晶片的边缘和空洞比较密集的区域存在应力集中。而由于应力的存在，三角形缺陷主要出现在这两种区域。大量孪晶的出现同时也证明了应力存在，晶体通过产生孪晶和形变来释放应力，而拥有对称性结构的3C-SiC 多型非常容易通过产生孪晶来释放应力。因此3C-SiC 多型的产生可能有以下两种原因：(1)衬底中有3C-SiC 存在，因4H-SiC 外延生长的缺陷控制方法研究此在外延生长时会直接延伸到外延层；(2)由于存在应力，从而产生3C-SiC 多型。

四．SiC的应用

SiC以其优良的物理化学特性和电特性成为制造短波长电子器件、高温器件、抗辐照器件和大功率/高频电子器件等。在元器件上多方面的应用，光电器件的蓝光发光二极管，高电压SiC肖特基二极管，SiC射频功率晶体管以及SiC MOSFET和MESFET等都有了商业产品。

SiC肖特基二极管

肖特基二极管在高速集成电路、微波技术等许

多领域有重要的应用。由于肖特基二极管的制造工

艺相对比较简单，所以对SiC肖特基二极管的研究

较为成熟。通常限制肖特基二极管阻断电压的主要

因素是金-半肖特基接触边沿处的电场集中，所以提

图9.肖特基二极管

高肖特基二极管阻断电压的主要方法就是采用不同

的边沿阻断结构以减弱边沿处的电场集中.最常采用的边沿阻断结构有3种:深槽阻断、介质阻断和pn结阻断。SiC肖特基二极管的结构见图9]9[，硼掺入到PN结中。

SiC功率器件

由于SiC的击穿电场强度大约为Si的8倍，所以SiC功率器件的特征导通电阻可以做得小到相应Si器件的1/400.常见的功率器件有功率MOSFET、IGBT以及多种MOS 控制闸流管等。为了提高器件阻断电压和降低导通电阻，许多优化的器件结构已经被使用。Si功率MOSFET的功率优值的理论极限大约为5MW/cm2。除了横向DMOSFET 因为特征导通电阻较高而使得优值较小外，其他SiC功率器件的功率优值均大于Si功率MOSFET器件的理论极限，特别是普渡大学做的UMOS累积型FET的大功率优值是Si极限值的25倍。

SiC微波器件

SiC的高饱和漂移速度、高击穿场强和高热导率特性使得SiC成为1～10GHz范围的大功率微波放大器的理想材料。短沟道SiC MESFETs的特征频率

f已经达到22GHz,

t

最高振荡频率fmax可以达到50GHz.静电感应晶体管(SITs)在600MHz时功率可以达到470W(功率密度为1.36W/mm)，3GHz时功率为38W(1.2W/mm)。由于SiC的热导率很高(GaAs的10倍,GaN的3倍)，工作产生的热量可以很快地从衬底散发.通过改进器件结构,SiC SITs的特征频率目前可以达到7GHz]9[。

SiC开关器件

到目前为止,SiC开关器件,无论是MOSFETs还是半导体闸流管,通常都是采用纵向器件结构,用衬底作为阴极.关态时,电压被一个反偏的pn结阻断.为了获得更高阻断电压,该pn结的一边即“漂移区”很厚(大约10μm),而且掺杂浓度要低(大约5×1015cm-3),所以纵向SiC功率开关器件的阻断电压主要依赖于漂移区的掺杂浓度和厚度.漂移区厚度一定时,不管掺杂浓度如何,总存在一个最大可能的阻断电压.然而至今,所能获得的SiC外延层的厚度最大只有10μm,这就决定了最大可能的阻断电压大约为1 600V.有效克服这一限制的方法就是改变器件的结构,即采用横向器件结构]10[。

五、结束语

本文从SiC的历史起源开始讲述，然后通过一一介绍了SiC的物化性质以及结构，与其他半导体相比其优势在于它的稳定、耐高温、抗辐射、高强度等。通过单晶制备、薄膜的外延生长讲述了SiC的制备，以及单晶制备和薄膜制备中常见的缺陷位错和微管，简单地介绍了减少这些缺陷的方法，以4H-SiC的同质外延生长为例详细讲解了生

长SiC薄膜的具体步骤和实验原理。最后，介绍了SiC的元器件的应用，主要有肖特基二极管、功率器件、开关器件及微波器件等应用，其他方面的应面就作不详细介绍。

参考文献：

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致谢

本论文资料收集是由我们一个小组完成，很感谢我的队友郑平伟、黄祥威、吴耿跃、陈展鹏同学。我们的PPT及论文的胜利完成离不来全队人的合作，在这里跟他们说声“谢谢”，同时也很感谢翟剑庞老师提供这样一个机会给我们，不管从文案能力还是演讲能力都有了很好的锻炼。