王 宇,顧 鵬,付 君,王鵬剛,雷 沛,袁 麗

(1.北京大學(xué)地球與空間科學(xué)學(xué)院，北京 100871；2.眉山博雅新材料股份有限公司，眉山 620000；3.眉山天樂半導(dǎo)體材料有限公司，眉山 620000)

0 引 言

硅基材料因具有良好的耐高溫、抗輻射性能、價格低廉、大尺寸生長以及儲量豐富等優(yōu)勢而在半導(dǎo)體芯片和器件領(lǐng)域占據(jù)主導(dǎo)地位[1-2]。經(jīng)過幾十年發(fā)展，硅基電力電子器件得到顯著提升，在能源領(lǐng)域發(fā)揮著不可或缺的作用[3-4]。但受限于硅材料自身的物理特性，器件的阻斷能力和通態(tài)損耗的折衰關(guān)系已逐漸逼近硅基材料極限，邊際成本越來越高，發(fā)展空間已十分有限[5]。作為各類電力電子系統(tǒng)的關(guān)鍵部件，具備高壓、高頻及高功率的半導(dǎo)體功率器件仍是未來發(fā)展的主旋律，應(yīng)用需求越加強(qiáng)烈，產(chǎn)業(yè)規(guī)模持續(xù)擴(kuò)大[6-7]。以碳化硅(SiC)和氮化鎵(GaN)為代表的第三代寬禁帶半導(dǎo)體材料的出現(xiàn)為電力電子產(chǎn)業(yè)的發(fā)展帶來新的生機(jī)。該類材料兼具帶隙大(2.36～3.37 eV)、擊穿電場高(3～5 MV/cm)、熱導(dǎo)率大(2～5 W·cm-1·K-1)、電子遷移率大(400～1 250 cm2·V-1·s-1)以及抗輻射能力強(qiáng)等優(yōu)勢，適用于高電壓、高功率場景且電能消耗低，可獲得更高效的運行能力[8-10]。進(jìn)一步，由于SiC材料制備技術(shù)相對成熟且是化合物半導(dǎo)體中唯一能夠通過熱氧化形成SiO2材料的絕緣體，使得基于SiC材料的電子器件已在某些領(lǐng)域逐步取代硅基器件并顯示出更為優(yōu)越的工作性能[7,11-12]。

當(dāng)前，高電壓、高功率及高頻碳化硅器件的發(fā)展已取得了顯著進(jìn)展，然而器件的生產(chǎn)效率和制備成本將成為制約其發(fā)展的一個重要因素。為此，獲取高品質(zhì)大尺寸碳化硅單晶襯底的需求逐漸強(qiáng)烈。2015年，碳化硅襯底龍頭企業(yè)科銳(Cree)公司成功研發(fā)出8英寸(1英寸=2.54 cm)SiC襯底，這一突破性進(jìn)展引發(fā)了碳化硅器件及相關(guān)技術(shù)研究熱潮[13]。截至2022年5月，全球已有6家公司宣布擁有8英寸SiC襯底制備技術(shù)，包括英飛凌、科銳、意法半導(dǎo)體、SiCrystal、Ⅱ-Ⅵ以及山西爍科晶體。近期中國科學(xué)院物理研究所陳小龍團(tuán)隊宣布成功生長了單一4H晶型的8英寸SiC晶體并加工出厚度約為2 mm的晶片。影響碳化硅單晶襯底商業(yè)應(yīng)用的另一個關(guān)鍵因素為晶體質(zhì)量的完整性[9]。由于物理氣相傳輸(physical vapor transport, PVT)法自身的長晶特點，在實際的晶體生長過程中實現(xiàn)對缺陷有效且及時的調(diào)控變得十分困難，導(dǎo)致所得晶體結(jié)晶質(zhì)量偏低，晶體利用率不高。通常，SiC單晶襯底的缺陷主要包括微管、平面六方空洞、多型夾雜缺陷、位錯以及異質(zhì)包裹物等，且缺陷之間存在相互影響和演變過程[9-10,14]。其中，確保單一晶型對于實現(xiàn)高質(zhì)量碳化硅單晶襯底制備是必不可少的，因為多型夾雜缺陷(亦稱“多型共生”)不但會嚴(yán)重破壞結(jié)晶完整性，影響材料的電學(xué)及熱力學(xué)性能，還是誘導(dǎo)微管、位錯等晶體缺陷的主要原因之一[15-16]。眾所周知，碳化硅晶體擁有200多種以上的同質(zhì)異構(gòu)體，很大程度上與其獨特的共價特性和離子特性有關(guān)，且各晶型之間本質(zhì)區(qū)別在于沿[0001]晶向上硅碳雙原子層的堆垛順序存在差異[16-17]。相比于常見的6H-SiC、3C-SiC、15R-SiC晶型，4H-SiC晶型具有更高的電子遷移率、更高的臨界擊穿電場以及更大的帶隙寬度且對應(yīng)的摻雜電離能更小[10,18-19]，有利于制造高壓、高溫及高功率器件，也是目前商業(yè)化程度最高的第三代半導(dǎo)體材料。同時，4H-SiC晶體沿c軸的低頻Baliga優(yōu)值指數(shù)(BFOM)明顯高于其他晶型，促使其成為碳化硅晶圓制造垂直功率器件最優(yōu)選的材料[20]。然而，在利用PVT法生長4H-SiC單晶襯底時很容易出現(xiàn)多型共生現(xiàn)象，造成晶圓產(chǎn)率降低且SiC基器件性能劣化[21]。Gao等[16]指出多型共生不僅誘發(fā)微管和位錯的形成，還會導(dǎo)致小角晶界的出現(xiàn)，這或?qū)⒃黾油庋由L過程中晶片在缺陷附近開裂的可能性。為此，確保單一4H晶型的穩(wěn)定生長對于實現(xiàn)高質(zhì)量碳化硅晶體制備是極為關(guān)鍵的，在晶體生長過程中需要精確控制氣相Si/C、摻雜類型及濃度、生長溫度、過飽和度、結(jié)晶速率、工作壓強(qiáng)等生長參數(shù)[14,22-24]。與此同時，選擇正確的籽晶生長面和恰當(dāng)?shù)钠S角度也是十分重要的，前者被認(rèn)為是決定晶型種類最顯著的因素之一[25-26]?？梢?，影響4H-SiC晶型穩(wěn)定生長的因素眾多且參數(shù)之間存在強(qiáng)耦合作用，這也為制備高品質(zhì)碳化硅單晶襯底帶來不小的挑戰(zhàn)。

本文綜述了國內(nèi)外有關(guān)碳化硅晶體多型夾雜缺陷的研究進(jìn)展，首先概述了PVT法生長碳化硅單晶的技術(shù)特點和生長難點，再從各晶型結(jié)構(gòu)之間的相似性和差異性分析了SiC長晶過程中易出現(xiàn)多型夾雜缺陷的根本原因及產(chǎn)生的消極影響，歸納了抑制多型夾雜缺陷的方式及實現(xiàn)方法，并進(jìn)一步整理了用于鑒別碳化硅晶型結(jié)構(gòu)的常見手段。期望為相關(guān)領(lǐng)域科研人員提供理論指導(dǎo)和思想動力。

1 PVT法生長碳化硅晶體

1955年，Lely等[27]首次提出了一種用于制備碳化硅晶體的升華技術(shù)，自此開啟了碳化硅材料制備及器件制造的新局面。遺憾的是，該方法所得晶體尺寸有限、形狀不規(guī)則且容易包含多種晶型，難以應(yīng)用于實際器件制造中。1978年，Tairov等[28]通過在石墨坩堝上部低溫區(qū)引入SiC籽晶成功解決了多晶成核問題，為實現(xiàn)高質(zhì)量大尺寸碳化硅單晶的可控生長提供可能，該方法被稱為改良Lely法(modified Lely method)或PVT法，是目前工業(yè)生產(chǎn)所采用的主要方法。圖1(a)繪制了用于PVT法生長碳化硅晶體的生長裝置及長晶過程示意圖。晶體的生長過程主要由三個步驟組成：Ⅰ坩堝底部碳化硅原料的分解與升華(Sublimation process ①)；Ⅱ氣相組分從料面?zhèn)鬏斨辽喜孔丫П砻?Transportation process ②)；Ⅲ在籽晶生長面沉積并結(jié)晶(Crystallization process ③)[29]。其中，碳化硅多晶粉料裝入石墨坩堝底部，籽晶通過卡扣或膠粘的方式將其固定在石墨上蓋并維持料源與籽晶生長面的間距在30～50 mm[30]。坩堝外圍包裹高純石墨軟氈作為隔熱層并基于感應(yīng)或電阻加熱方式使坩堝的溫度達(dá)到2 100～2 400 ℃。同時，在晶體生長過程中通入高純氬氣和氮氣(3%～6%)混合氣氛，使腔內(nèi)壓力控制在20～60 mbar(1 mbar=100 Pa)。SiC原料在高溫下發(fā)生分解并主要產(chǎn)生Si，Si2C和SiC2氣相物質(zhì)[29,31]，在溫度梯度和濃度梯度進(jìn)一步驅(qū)動下氣相物質(zhì)被輸運到生長面，最終實現(xiàn)碳化硅晶體生長。需要注意的是，當(dāng)料源與生長面的距離小于10 mm時，晶體生長所需的氣相物質(zhì)主要來源于粉料的分解和升華，而當(dāng)距離大于10 mm時，生長所需的氣相物質(zhì)主要來自蒸汽Si與石墨坩堝側(cè)壁反應(yīng)生成的物質(zhì)，包括Si2C和SiC2[32]。同時，由于3C-SiC晶型所需的成核能較低，僅為6H-SiC的一半，為避免產(chǎn)生亞穩(wěn)態(tài)3C-SiC結(jié)晶，要求升溫階段需在高壓環(huán)境下進(jìn)行(450～600 Torr，1 Torr=133.32 Pa)，以抑制SiC原料升華[22,32]。

圖1 碳化硅晶體生長。(a)PVT法生長SiC單晶襯底生長裝置及過程示意圖；(b)晶體生長過程模擬Fig.1 SiC crystal growth. (a) Schematic diagram of growth apparatus and process for SiC single crystal substrate grown by PVT method; (b) simulation result of crystal growth process

2 碳化硅晶體結(jié)構(gòu)及多型夾雜缺陷的產(chǎn)生機(jī)制

2.1 碳化硅晶體結(jié)構(gòu)

碳化硅是一種由硅和碳按照嚴(yán)格的化學(xué)計量比組成的Ⅳ-Ⅳ族二元化合物半導(dǎo)體材料，其基本結(jié)構(gòu)單元是Si—C正四面體，如圖2(a)所示。即1個Si(C)原子與周圍的4個C(Si)原子配位，其中3個C(Si)原子與所述Si(C)原子屬于同一個雙原子層，而剩余的1個C(Si)原子屬于最近鄰的硅碳雙原子層中碳面上的C原子，它們之間通過sp3軌道雜化結(jié)合在一起且Si—C鍵能(4.6 eV)很高，但層與層之間的鍵能則相對較弱[44]。硅原子和碳原子均以密排面的方式排列，一個硅原子密排面和一個碳原子密排面組成一個Si—C雙原子層。將雙原子層作為一個整體來考慮堆垛次序，其空間堆疊有且僅有三種結(jié)晶學(xué)不等價的格位，即A、B、C位置，如圖2(b)所示。為實現(xiàn)最密堆積，任何一層的原子必須與其相鄰原子層的間隙相對，構(gòu)成AB、AC或BC型連接方式中的任意一種。圖2(b)顯示了在(0001)平面上簡化的SiC層結(jié)構(gòu)，A層的下一層可能是B層也有可能是C層，如果是B層，接下來又有可能是A層或C層，進(jìn)而Si—C雙原子層的堆疊順序就決定了其晶型種類[10]。也就是說，SiC晶型結(jié)構(gòu)的差異來源于硅碳雙原子層沿[0001]方向的連接形式不同。常見的SiC晶型堆疊次序如表1所示。通常，按ABCABC堆垛次序排列而成的即是閃鋅礦結(jié)構(gòu)(立方晶格)，對應(yīng)于3C-SiC或β-SiC，而按ABAB次序堆垛而成的即是纖鋅礦結(jié)構(gòu)(六方晶格)，對應(yīng)于2H-SiC或α-SiC。其他晶型均可通過立方和六方堆垛組合進(jìn)行構(gòu)建，即除了2H-SiC是100%的六方結(jié)構(gòu)外，其他形式的α-SiC都只包含了部分六方結(jié)構(gòu)。其中，4H-SiC包含了1/2的立方結(jié)構(gòu)和1/2的六方結(jié)構(gòu)，6H-SiC包含了2/3的立方結(jié)構(gòu)和1/3的六方結(jié)構(gòu)，而15R-SiC包含了3/5的立方結(jié)構(gòu)和2/5的六方結(jié)構(gòu)，對應(yīng)的晶型六方度分別為0%(3C)、33%(6H)、40%(15R)、50%(4H)以及100%(2H)[45-46]。對于六方晶系的同素異構(gòu)體而言，一個堆垛周期中包含的雙原子層數(shù)目越多，其六方結(jié)構(gòu)占比越小，且材料帶隙寬度隨六方結(jié)構(gòu)占比的增加而單調(diào)提升。此外，各晶型之間的物理性質(zhì)差異很大，尤其在帶隙寬度、載流子遷移率以及擊穿電場強(qiáng)度等方面，這也意味著其應(yīng)用場景存在明顯不同。其中，4H-SiC單晶襯底在制備高頻、高壓、高溫以及高功率器件方面更具競爭優(yōu)勢[18]。

圖2 碳化硅晶體結(jié)構(gòu)。(a)Si—C正四面體；(b)密排六方晶系中所占據(jù)的格點位置Fig.2 SiC crystal structure. (a) Si—C regular tetrahedron; (b) lattice positions occupied in close-packed hexagonal system

表1 最常見的碳化硅多晶體結(jié)構(gòu)參數(shù)[46]Table 1 Structural parameters of the most common polytypes of SiC[46]

1 ?=0.1 nm.

2.2 碳化硅多型夾雜缺陷的產(chǎn)生及危害

所謂的多型夾雜缺陷又被稱為多型寄生或多型混合缺陷，是指在晶體生長過程中除主晶型外還存在次晶型的現(xiàn)象。造成該類缺陷產(chǎn)生的主要原因是碳化硅晶體的堆垛層錯能較小，且不同晶型之間有著良好的結(jié)晶學(xué)相容性和接近的形成自由能[10,47-48]。同時，各晶型形成的溫度區(qū)間存在不同程度的重疊，如3C-SiC生成溫度區(qū)間幾乎涵蓋了其他晶型，而6H-SiC生成溫度區(qū)間也涵蓋了4H-SiC和15R-SiC晶型。因此，PVT法生長SiC晶體過程中輕微的參數(shù)波動便會引發(fā)晶型轉(zhuǎn)變，進(jìn)而出現(xiàn)多型共生現(xiàn)象。比如在4H-SiC籽晶C面上制備4H-SiC晶體時，經(jīng)?？梢钥吹?H和15R-SiC多型夾雜，但一般不會出現(xiàn)3C晶型，主要歸因于4H、6H和15R-SiC晶型對應(yīng)的成核自由能相近并遠(yuǎn)低于3C成核所需能量[49]。Straubinger等[23]根據(jù)晶體生長初始階段多型夾雜成核位置給出了氣相法生長4H-SiC晶體過程中可能出現(xiàn)的三類多型夾雜，包括孤立島狀多型夾雜(Ⅰ類)、扇形多型夾雜(Ⅱ類)以及完全轉(zhuǎn)變(Ⅲ類)，如圖3所示。其中，Ⅰ類夾雜出現(xiàn)在長晶初始階段的晶體邊緣且沿晶體生長方向延伸深度有限，并逐漸被后期生長的主晶型覆蓋。Kakimoto等[49]證實籽晶生長面靠近中心以及邊緣區(qū)域的二維成核能最小且該區(qū)域內(nèi)4H和6H-SiC晶型之間成核能接近，尤其在籽晶邊緣，故6H-SiC多型夾雜容易在該位置出現(xiàn)。該類缺陷在長晶過程中出現(xiàn)的概率較大，但可通過降低氣相組分的過飽和度或增大腔內(nèi)總壓力加以抑制[10,49-50]。Ⅱ類夾雜總是從小平面邊緣開始并逐漸演化成扇形幾何體，這可能與氮摻雜濃度分布不均勻造成小平面附近臺階寬度出現(xiàn)波動有關(guān)[51]。Ⅲ類夾雜出現(xiàn)在小平面區(qū)域并沿軸向和徑向不斷延伸，最終發(fā)生多型完全轉(zhuǎn)變，但可以通過增大軸向溫度梯度來抑制轉(zhuǎn)變過程的發(fā)生[23]。然而，在晶體生長的整個周期內(nèi)小平面區(qū)域總是存在生長臺階，且表面臺階流生長模式可以有效地復(fù)制多型體結(jié)構(gòu)，利于4H-SiC晶型穩(wěn)定生長，故出現(xiàn)晶型完全轉(zhuǎn)變的概率相對較低[21]。此外，針對Ⅰ類多型夾雜，其他研究者也觀察到類似現(xiàn)象并做出了相應(yīng)的解釋，認(rèn)為晶體邊緣局部6H多型夾雜的產(chǎn)生主要與生長參數(shù)的波動、熱彈性應(yīng)力的存在以及較大徑向溫度梯度有關(guān)[10,50]。需要注意的是，晶體生長過程中多型夾雜缺陷的起源、繁衍以及遷移存在多樣性，該類結(jié)晶缺陷可能來源于籽晶，也可能因生長參數(shù)的瞬間波動或參數(shù)設(shè)置不當(dāng)而在長晶過程中新生并繁衍，且隨著生長界面不斷推移，多型夾雜的形態(tài)、位置以及大小均發(fā)生改變。從某種意義上說，對單一晶型進(jìn)行有效控制依舊是碳化硅晶體生長的一個長期且棘手的問題。

圖3 PVT法制備4H-SiC過程中可能觀察到的晶型不穩(wěn)定類型[23]Fig.3 Schematic diagram of polytype instabilities observed during the 4H-SiC PVT process[23]

碳化硅各晶型屬于同質(zhì)異構(gòu)體，其差異主要體現(xiàn)在硅碳雙原子層沿[0001]取向上的堆疊次序不同，進(jìn)而導(dǎo)致晶體結(jié)構(gòu)、晶格參數(shù)以及熱力學(xué)性能存在差異[10]。若長晶過程中因生長參數(shù)設(shè)置不當(dāng)或生長條件發(fā)生波動引起晶體內(nèi)多型夾雜缺陷的產(chǎn)生，則勢必會在不同晶型之間產(chǎn)生邊界區(qū)，即通過產(chǎn)生堆垛層錯層構(gòu)建過渡區(qū)并隨著晶體生長不斷向生長界面延伸，嚴(yán)重降低了晶體利用率以及結(jié)晶質(zhì)量[24]。大量的研究證實，邊界區(qū)域內(nèi)除了存在堆垛層錯外，還容易觀察到大量微管，甚至孔洞[18]。這是因為多型夾雜缺陷的出現(xiàn)將引起堆垛次序的嚴(yán)重失配，各晶型交界區(qū)會產(chǎn)生顯著的彈性應(yīng)力并通過產(chǎn)生微管的方式進(jìn)行釋放，以維持晶體結(jié)構(gòu)的穩(wěn)定性[18,52-53]。Gutkin等指出，當(dāng)邊界區(qū)域內(nèi)微管密度增加到一定程度時會發(fā)生相互合并形成孔洞，并進(jìn)一步通過吸收周圍的微管繼續(xù)沿邊界輪廓及晶體內(nèi)部延伸，直至孔洞占據(jù)整個邊界區(qū)，嚴(yán)重時還會出現(xiàn)微裂紋，且微管的遷移與孔洞的演變很大程度上受多型夾雜尺寸和彈性應(yīng)力的影響，他們還通過理論模型對其進(jìn)行了解釋和分析[54]?？梢姡嘈蛫A雜缺陷的產(chǎn)生將誘導(dǎo)晶體內(nèi)出現(xiàn)大量微管，不但嚴(yán)重地破壞晶體結(jié)晶質(zhì)量，其存在對于高功率和高電壓器件的應(yīng)用也是致命的[55]。同時，晶體內(nèi)位錯和小角晶界密度的增大以及電學(xué)特性的非一致性也與多型夾雜缺陷的產(chǎn)生有關(guān)[18,22]。Patel等[10]證實相比于其他區(qū)域，多型邊界區(qū)內(nèi)的貫穿刃型位錯(TED)密度提高了近1個數(shù)量級，一定程度上與不同晶型之間的熱膨脹系數(shù)差異引起的熱彈性應(yīng)力有關(guān)，當(dāng)應(yīng)力值超過臨界剪切應(yīng)力時，就會誘導(dǎo)位錯滑移。因此，對碳化硅晶型的有效控制及穩(wěn)定生長是碳化硅晶體生長研究的重要方向之一?？梢悦鞔_的是，單一4H-SiC晶型的制備將有助于降低晶體缺陷，提升晶片合格率并增強(qiáng)碳化硅器件的市場優(yōu)勢[56]。

3 碳化硅晶體多型夾雜缺陷的抑制

碳化硅晶體生長過程中單一晶型的控制是一個較為復(fù)雜的問題，涉及多個生長參數(shù)的選擇以及溫場結(jié)構(gòu)的優(yōu)化，且參數(shù)之間互為關(guān)聯(lián)。當(dāng)前已知的影響碳化硅晶型穩(wěn)定生長的主要因素包括籽晶極性及偏軸角度[21,25]、生長溫度[57]、過飽和度[22,49]、氣相組分Si/C比[14]、生長壓力[49,58]、摻雜類型[18,59]等，這意味著對碳化硅晶型的精確調(diào)控變得更加困難?？傮w而言，4H-SiC晶型更傾向于在以下環(huán)境中生長：以偏軸4H-SiC籽晶C面作為生長面，通過調(diào)節(jié)腔內(nèi)壓力和生長溫度使生長界面前沿形成較高的C/Si比和較大的過飽和度。同時，在多晶粉料和氣相組分中分別引入鈰和氮摻雜元素，并在整個生長周期內(nèi)盡可能維持生長界面附近的溫度場和氣流場的穩(wěn)定性。為了更深入理解誘導(dǎo)多型夾雜缺陷的產(chǎn)生因素以及響應(yīng)機(jī)制，從熱力學(xué)和動力學(xué)角度對主要的關(guān)鍵參數(shù)做了進(jìn)一步討論和分析。

3.1 生長臺階對4H-SiC晶型穩(wěn)定性的影響

在PVT法生長的SiC晶體表面，通過光學(xué)顯微鏡可以明顯地觀察到螺旋臺階生長特征，尤其在靠近小平面區(qū)域，如圖4所示。通常越靠近小平面區(qū)域，其臺階之間的平面寬度越大，而遠(yuǎn)離小平面區(qū)域，則臺階寬度逐漸減小，甚至消失，這主要與不同位置點的切線與小平面之間的夾角有關(guān)[60]。在碳化硅晶體生長過程中，籽晶表面形成的生長臺階有助于維持單一晶型的成核與發(fā)育。Guo等[21]觀察到盡管在晶體生長過程中可能出現(xiàn)晶型轉(zhuǎn)變行為，但小平面區(qū)域始終維持4H-SiC單一晶型生長，這是因為該區(qū)域內(nèi)一直保持著臺階生長模式。表面臺階的形成可促使氣相原子沿臺階或扭折處進(jìn)行成核和生長，嚴(yán)格繼承生長臺階已有的堆垛信息，進(jìn)而容易維持單一晶型生長[60]。除了提供生長臺階外，臺階之間的平面寬度也是影響晶型穩(wěn)定生長的關(guān)鍵因素[60]。Liu等[60]指出當(dāng)生長臺階之間的平面寬度小于氣相原子擴(kuò)散距離時，氣相原子經(jīng)吸附和擴(kuò)散過程順利地進(jìn)入臺階或扭折處并很好地繼承了固有晶型的堆垛次序，以達(dá)到穩(wěn)定晶型的目的。反之，當(dāng)原子擴(kuò)散距離遠(yuǎn)小于平面寬度時，則氣相原子極易在平面上發(fā)生聚集并形成二維成核，產(chǎn)生15R或6H多型夾雜。由此推測，維持碳化硅單一晶型生長的前提是形成表面臺階，而關(guān)鍵在于控制臺階之間的平面寬度。偏軸籽晶的使用和摻雜方式的引入能有效地減小臺階之間的平面寬度，抑制臺階聚集行為，有助于實現(xiàn)晶型穩(wěn)定生長[40,51,60]。

圖4 N摻雜4H-SiC晶錠(a)及其表面光學(xué)圖像(b)～(e)[60]Fig.4 A photograph of nitrogen-doped 4H-SiC boule (a) and OM images (b)～(e)[60]

3.2 摻雜類型對4H-SiC晶型穩(wěn)定性的影響

通常為了減少寄生襯底和接觸電阻引起的功率損耗以及確保SiC器件的可靠性，制備具有低電阻率的碳化硅單晶襯底是必要的[61-62]。氮(N)摻雜作為淺施主雜質(zhì)通過占據(jù)C格位可以有效改善n型SiC襯底的電學(xué)性能[62]。盡管理論上氮摻雜濃度可以達(dá)到5×1020cm-3，對應(yīng)的晶體電阻率為0.005 Ω·cm，但當(dāng)前商用的n型4H-SiC單晶襯底的電阻率范圍主要集中在0.015～0.025 Ω·cm，對應(yīng)的N摻雜濃度為6×1018～1.5×1019cm-3。這是因為重?fù)诫s(≥1020atoms/cm3)會產(chǎn)生顯著的堆垛層錯，進(jìn)而改變晶體結(jié)構(gòu)并產(chǎn)生各類電子俘獲缺陷，甚至出現(xiàn)3C多型夾雜[45,63]。N摻雜除了能改善SiC襯底的導(dǎo)電性外，還被證實可用于穩(wěn)定4H-SiC晶型生長[24]。Nishizawa等[45]利用密度泛函理論(DFT)研究了N摻雜對4H-SiC晶型穩(wěn)定性的影響。結(jié)果表明，摻雜可以明顯地擴(kuò)大各晶型之間堆垛能差異，且在N摻雜情況下，C面上(E6H-E4H)和(E3C-E4H)的堆垛能差值均遠(yuǎn)大于0，意味著4H-SiC晶型將擇優(yōu)成核和生長。關(guān)于N摻雜穩(wěn)定4H晶型的作用機(jī)制，Schmitt等給出了三種可能的解釋：(1)N摻雜通過占據(jù)SiC晶格上的C格位而促使生長界面前沿氣相中含C組分的增加，降低Si/C比[59]；(2)氮氣和固態(tài)碳反應(yīng)形成C2N2并進(jìn)一步提高C的輸運能力[60]；(3)氣相中較高的氮含量有助于抑制臺階聚集現(xiàn)象并減小宏觀臺階之間的平面寬度[14,21,51,60]。可見，N摻雜確實有助于4H-SiC晶型穩(wěn)定生長且摻雜效果還與生長溫度有關(guān)[62]。但對摻雜濃度的控制也十分關(guān)鍵，否則會導(dǎo)致晶體內(nèi)位錯密度的提高并誘導(dǎo)3C-SiC多型夾雜的產(chǎn)生[62]。因此，在選擇摻雜濃度時需平衡晶型穩(wěn)定和缺陷密度兩者之間的關(guān)系[14]。Rost等[51]指出當(dāng)摻雜濃度大于2×1019cm-3時，會在4H-SiC晶型中產(chǎn)生雙Shockley堆垛層錯，建議摻雜濃度低于2×1019cm-3。相反，針對Al摻雜體系，4H-SiC更傾向于在籽晶Si面上生長[26]。這說明籽晶極性的選擇需匹配摻雜類型。除了上述提及的N和Al摻雜外，Ce摻雜也被證實對穩(wěn)定4H-SiC晶型起積極作用。自1994年Itoh等[64]首次提出Ce摻雜可能有助于穩(wěn)定4H-SiC晶型以來，與之相關(guān)的研究結(jié)果被相繼報道。2010年，Tymicki等[65]在PVT法生長4H-SiC晶體中引入Ce摻雜，其中鈰源選用CeO2。結(jié)果表明，Ce摻雜不僅可以促使4H-SiC晶型穩(wěn)定生長，還可以抑制籽晶背面腐蝕并提高晶體單晶率。進(jìn)一步，Racka等[66]利用CeSi2作為鈰源在6H-SiC晶型C面上穩(wěn)定生長了4H-SiC晶體，并解釋了兩種鈰源(CeO2和CeSi2)在長晶過程中的主要區(qū)別，即相比于CeO2，相同制備條件下利用CeSi2作為鈰源有助于獲得電阻率更低的碳化硅晶體。遺憾的是他們均沒有給出Ce摻雜抑制多型夾雜缺陷的原因。2022年，Racka-Szmidt等[18]給出了可能的解釋，指出氣相中摻Ce可增強(qiáng)N進(jìn)入SiC晶格的能力，進(jìn)而提高了生長界面前沿氣相組分中C/Si比，這顯然有利于穩(wěn)定4H-SiC晶型，且最佳Ce摻雜濃度為0.5%(質(zhì)量分?jǐn)?shù))。若進(jìn)一步提高摻雜濃度(1%)，則反而會誘導(dǎo)多型夾雜。

3.3 生長溫度及溫度梯度對4H-SiC晶型穩(wěn)定性的影響

盡管許多研究者已試圖通過摻雜的方式來穩(wěn)定4H晶型，但要生長厚度大于15 mm的單一4H-SiC晶體仍比較困難。晶體厚度的增加伴隨著生長界面逐漸向料面方向移動，使界面處的溫度顯著提升，而溫度梯度明顯下降[16]。基于各晶型對溫度的依賴關(guān)系，界面溫度的提高將促使4H-SiC晶型轉(zhuǎn)變?yōu)?H-SiC。同時，過小的溫度梯度將會阻礙坩堝底部粉料分解及升華過程，進(jìn)一步導(dǎo)致各種缺陷的產(chǎn)生，包括多型夾雜、孔洞、微管以及位錯等[67]。相比于6H-SiC，PVT法生長4H-SiC晶體所需的溫度梯度更大，原因如下：(1)用于4H-SiC晶型生長所需的過飽和度高于6H-SiC，則大的軸向溫度梯度可在界面前沿形成較大的過飽和度[49]。(2)大的軸向溫度梯度意味著原料區(qū)的溫度高而生長界面處的溫度低，利于4H-SiC穩(wěn)定生長，且大的軸向溫度溫度梯度可提高傳質(zhì)能力，加快晶體生長[68]。Yakimova等[57]進(jìn)一步指出，在2 350～2 375 ℃狹窄溫度區(qū)間內(nèi)有助于4H-SiC晶型穩(wěn)定生長。(3)相比于6H晶型，4H-SiC晶體更傾向于在較低的氣相Si/C比中生長[56]。大的軸向溫度梯度可顯著提升原料區(qū)域的升華溫度，使氣相中包含更多C組分，降低Si/C比。(4)由于4H-SiC晶型具有較高的生成焓，則大的軸向溫度梯度有利于消散結(jié)晶潛熱，使晶體穩(wěn)定生長[22]。(5) Straubinger等[23]證實，大的軸向溫度梯度能明顯提高4H轉(zhuǎn)變?yōu)?H所需的臨界溫度點，有助于4H晶型在高溫環(huán)境下穩(wěn)定生長。盡管可以通過降低晶體的生長功率來克服晶體厚度增加引起的生長界面溫度升高帶來的消極影響，但溫度梯度減小的問題始終未能得到改善[16]。2019年，Gao等提出了一種石墨坩堝移動方法，并利用VR(Virtual Reactor)軟件模擬了長晶過程中熱場的變化規(guī)律。結(jié)果表明，晶體生長伴隨坩堝上移有助于提高生長界面熱場穩(wěn)定性，抑制多型夾雜的產(chǎn)生并獲得質(zhì)量更高且厚度更大的單一4H-SiC晶體，且最佳的坩堝上移速率為晶體生長速率的1/2。以0.12 mm/h的速率上移石墨坩堝已可實現(xiàn)厚度大于20 mm的4H-SiC晶體生長且搖擺曲線的(004)衍射峰的半峰全寬(full width at half maximum, FWHM)為29.9″[16]。顯然，向下移動感應(yīng)線圈同樣可獲得類似效果。

Schmitt等[14,40]通過調(diào)整徑向溫度梯度探究了界面形狀對4H-SiC晶型穩(wěn)定性的影響，發(fā)現(xiàn)通過設(shè)計小的徑向溫度梯度獲得微凸界面是抑制多型夾雜出現(xiàn)的先決條件，凹界面或界面凸度過大均不利于晶型穩(wěn)定生長。Li等[69]也證實了上述觀點并進(jìn)行了理論分析，指出微凸界面具有分布均勻且更低的臺階高度，有利于臺階從生長中心向邊緣穩(wěn)定擴(kuò)展，通過形成微凸界面，碳化硅晶體的結(jié)晶質(zhì)量也有所改善，其TED、螺型位錯(TSD)以及基平面位錯(BPD)分別為2 400 cm-2、200 cm-2和460 cm-2[70]。此外，較低的生長速率對穩(wěn)定晶型也是有利的[69]。

3.4 氣相組分Si/C比對4H-SiC晶型穩(wěn)定性的影響

碳化硅材料在高溫下具有非一致升華特點，導(dǎo)致PVT法生長SiC晶體過程中氣相組分總是呈富硅狀態(tài)，在1 950～2 250 ℃范圍內(nèi)Si/C比大于1[22]。通常，靠近生長界面區(qū)域的Si/C比相對較小(1.2～1.4)，而靠近料面區(qū)域的Si/C比相對較大，一般可達(dá)1.5～1.6[22]。這是因為氣相Si從料面向生長界面?zhèn)鬏斶^程中易與石墨坩堝內(nèi)壁反應(yīng)并形成含碳的氣相化合物，改變局部區(qū)域的Si/C比，且越靠近生長界面區(qū)域，坩堝壁與氣相Si的反應(yīng)越顯著[32]，這顯然有助于4H晶型穩(wěn)定生長[71]。此外，氣相Si2C與石墨內(nèi)壁的反應(yīng)也會降低Si/C比[72]。Schmitt等[14]指出，氣相中含有較高的C/Si比有助于降低臺階聚集行為并促進(jìn)氣相原子遷移至臺階或扭折處，避免發(fā)生隨機(jī)二維成核。國內(nèi)外研究者采用了各種方法以提高氣相組分中的C含量，包括選用多晶SiC固體料錠替代傳統(tǒng)的多晶粉料作為生長原料[17,22]，對SiC粉料進(jìn)行預(yù)處理，形成碳包覆碳化硅粉料[73]，提高軸向溫度梯度或生長溫度[68]，采用粒徑較大且為α-SiC晶型的粉料[74-75]，引入氮摻雜[24]以及在SiC多晶料面上引入多孔石墨板[19]等。上述改進(jìn)措施除了可顯著抑制多型夾雜外，還能進(jìn)一步改善晶體結(jié)晶質(zhì)量。Choi等[73]通過將粒徑為200 μm的SiC粉末與含碳源的溶液混合并在1 200 ℃下進(jìn)行熱處理，獲得表面包覆有碳的碳化硅顆粒粉料并用于晶體生長，結(jié)果表明該方法可穩(wěn)定實現(xiàn)4H-SiC晶型制備，其微管位錯(micropipe dislocation, MPD)密度降至0.53 cm-2且腐蝕坑(etch pit dislocation, EPD)密度小于0.7×104，優(yōu)于傳統(tǒng)方法生長的碳化硅晶體。Lee等通過在料面上放置多孔石墨板，一方面可穩(wěn)定4H-SiC生長，另一方面基于該方法所制備的樣品的MPD從6～7 cm-2降至1～2 cm-2，如表2所示。這是因為多孔石墨板的引入不但可以為氣相組分提供富碳環(huán)境，降低界面前沿Si/C比，還能改善多晶粉料徑向溫度梯度的均勻性，以此獲得高質(zhì)量結(jié)晶[19]。

表2 多孔石墨對PVT法生長高質(zhì)量SiC晶體的影響[19]Table 2 Effect of porous graphite on high quality SiC crystal growth by PVT method[19]

3.5 籽晶極性對4H-SiC晶型穩(wěn)定性的影響

3.6 其他因素對4H-SiC多型穩(wěn)定性的影響

除了上述提及的各種因素外，晶體的生長速率、生長壓力、降壓速率、界面前沿過飽和度等參數(shù)也不同程度地影響著4H-SiC晶型穩(wěn)定[77-78]。Kakimoto等[49]根據(jù)經(jīng)典熱力學(xué)成核理論對PVT法生長4H-SiC初始成核階段進(jìn)行了全局模擬。發(fā)現(xiàn)4H和6H-SiC晶型成核所需的自由能差值與生長壓力成正相關(guān)，通過提高生長壓力可增大兩晶型之間的成核能差值，進(jìn)而實現(xiàn)單一4H-SiC晶型生長，但壓力過大顯然會阻礙晶體生長。此外，盡管4H-SiC晶型生長所需的過飽和度較大[22,49]，但并非越高越好。Yang等[50]指出，在4H-SiC晶型生長過程中過高的過飽和度反而會誘導(dǎo)6H和15R-SiC多型夾雜，尤其在晶體邊緣。這是因為各晶型之間的成核自由能差異在籽晶邊緣最小[49]，且較低的過飽和度有助于增大4H和6H-SiC晶型之間成核能差值，進(jìn)而穩(wěn)定4H-SiC生長[77]。過高的過飽和度引起多型夾雜缺陷產(chǎn)生的原因，可以利用二維成核機(jī)制進(jìn)行解釋。當(dāng)生長界面前沿形成過高的過飽和度時，吸附于生長平面上的氣相物質(zhì)來不及遷移至臺階或扭折處就發(fā)生原子之間的相互聚集并進(jìn)一步成核生長，形成孤立島狀并誘導(dǎo)多型夾雜。這也間接表明過快的生長速率對于制備單一SiC晶型顯然不利[69]。

4 碳化硅晶型結(jié)構(gòu)鑒別方法與優(yōu)缺點分析

當(dāng)前碳化硅晶型種類已超過200種，但真正具有商業(yè)應(yīng)用價值的晶型僅是少數(shù)，其中以4H-SiC和6H-SiC為典型代表。由于不同晶型所具有的基本物化特性存在明顯差異，若襯底中存在多型共生現(xiàn)象，顯然對器件的使用壽命及性能造成致命影響。對SiC晶型準(zhǔn)確且快速地鑒別已變得十分重要，現(xiàn)階段主要的鑒別途徑包含5種，分別為直接觀察法、X射線衍射(XRD)法、高分辨率透射電子顯微鏡(HRTEM)法、吸收光譜(OAS)法以及拉曼光譜(RS)法。

4.1 直接觀察法

眾所周知，由于碳化硅為寬帶隙(Eg=2.36～3.26 eV)半導(dǎo)體材料，基本不吸收部分或者全部的入射可見光，進(jìn)而對于高純4H或6H-SiC單晶襯底，其外觀均呈現(xiàn)無色透明。然而，對于摻雜型(p型或n型)碳化硅晶體，在帶隙中引入雜質(zhì)能級能促使材料在可見光范圍內(nèi)發(fā)生載流子吸收現(xiàn)象，其獨特的光學(xué)特性賦予了各晶型不同顏色。將切片但未進(jìn)行化學(xué)機(jī)械拋光處理的n型襯底片在日光燈下目測，如圖5所示。發(fā)現(xiàn)襯底片存在3種顏色，分別對應(yīng)于4H-SiC(棕色或琥珀色區(qū)域)、6H-SiC(綠色區(qū)域)以及15R-SiC(黃色區(qū)域)，且N摻雜濃度不同，顏色深淺會有一定變化[19,24,76]。盡管3C和15R-SiC晶型呈現(xiàn)出相同顏色，但由于在4H-SiC籽晶C面上15R-SiC晶型具有更低的二維成核自由能，故可以判定黃色區(qū)域為15R-SiC[49]。進(jìn)一步可觀察到碳化硅襯底上小平面區(qū)域的顏色最深，表明該區(qū)域的N摻雜濃度最高且小平面區(qū)域的摻雜濃度通常比非小面區(qū)域高1.2～1.8倍[51]。Kimoto等[20]概括了半絕緣型和導(dǎo)電型SiC襯底內(nèi)不同晶型的顯色情況，如表3所示?？梢钥吹剑弥苯佑^察法可以很好地識別n型SiC襯底內(nèi)各晶型信息，但顯然對于半絕緣型和p型襯底是不適用的，為此需要尋求其他鑒別方式。

圖5 PVT法生長的n型4H-SiC單晶襯底照片F(xiàn)ig.5 Photograph of n-type 4H-SiC single crystal substrate grown by PVT method

表3 SiC主要晶型體的顏色[20]Table 3 Color of SiC major polytypes[20]

4.2 X射線衍射法

X射線衍射技術(shù)是利用X射線與晶體相互作用后形成衍射花樣并通過衍射花樣獲得與晶體結(jié)構(gòu)有關(guān)的信息。從理論上講，在利用X射線衍射法對碳化硅晶型結(jié)構(gòu)鑒別時，只需將樣品測試數(shù)據(jù)與標(biāo)準(zhǔn)卡片進(jìn)行對照，就能快速知道襯底內(nèi)是否存在多型夾雜[68,76]。然而事實是，各晶型之間的特征衍射峰出現(xiàn)的位置可能發(fā)生重疊，甚至實測數(shù)據(jù)與標(biāo)準(zhǔn)卡片數(shù)據(jù)存在明顯差異，尤其是相對強(qiáng)度位于前三的衍射峰出現(xiàn)的位置。盡管可通過選定局部范圍進(jìn)行精細(xì)檢測，但需要注意的是衍射峰出現(xiàn)的位置除了與自身晶體結(jié)構(gòu)有關(guān)外，還在一定程度上受粉體粒度、應(yīng)力、摻雜濃度、粉料平整度以及測試微區(qū)等多因素影響。因此，似乎很難采用X射線衍射技術(shù)來準(zhǔn)確鑒別樣品內(nèi)是否存在多型夾雜。更為重要的是，測試前需要對樣品進(jìn)行處理以獲得多晶粉末，顯然會對碳化硅襯底的完整性造成不可修復(fù)的破壞。上述存在的問題導(dǎo)致X射線衍射技術(shù)難以真正應(yīng)用于碳化硅晶型結(jié)構(gòu)的鑒別中。

4.3 高分辨率透射電子顯微鏡法

所謂高分辨率透射電子顯微鏡(HRTEM)相對于普通電鏡而言，最大特點在于分辨率更高，有利于獲得晶體內(nèi)部微觀結(jié)構(gòu)，如晶面間距、原子排列以及堆垛層錯等信息[79]。高分辨像是相位襯度像，是所有參加成像的衍射束和透射束之間因相位差而形成的干涉圖像，即常見的晶格條紋像。就SiC晶型鑒別而言，利用高分辨率透射電子顯微技術(shù)通過獲取單個周期內(nèi)晶格條紋數(shù)以及周期間距就能夠直觀且準(zhǔn)確地鑒別晶型結(jié)構(gòu)。對于4H-SiC，其單個周期內(nèi)晶格條紋數(shù)為4且周期間距為1.02 nm，該間距恰好與4H-SiC晶型的理論晶格常數(shù)c值接近。在6H-SiC晶型的顯微成像中單個周期內(nèi)晶格條紋數(shù)為6且周期間距為1.48 nm，同樣與6H-SiC的理論晶格常數(shù)c值接近。其他晶型結(jié)構(gòu)的辨別方式也是類似[80]。顯然，利用HRTEM技術(shù)可以很好地鑒別碳化硅晶型，但該技術(shù)似乎并沒有作為常規(guī)檢測手段，應(yīng)用范圍有限。主要的限制因素包括設(shè)備成本高昂、制樣要求高、測試尺寸小且對待測樣品厚度有極高的要求，一般為幾百納米。而現(xiàn)階段商用的碳化硅襯底片厚度在350～500 μm。因此，HRTEM技術(shù)難以作為產(chǎn)業(yè)化過程中對碳化硅晶型結(jié)構(gòu)鑒別的優(yōu)選手段。

4.4 吸收光譜法

碳化硅屬于間接帶隙半導(dǎo)體材料，由于各晶型對應(yīng)的帶隙寬度存在差異，可通過表征其本征躍遷行為來鑒別晶型結(jié)構(gòu)[9]。圖6(a)給出了碳化硅材料能帶躍遷的四種形式，其中躍遷方式Ⅰ代表的是本征躍遷，反映材料的帶隙寬度，這也是判斷晶型結(jié)構(gòu)的依據(jù)。圖6(b)～(d)給出了不同碳化硅晶型對應(yīng)的室溫紫外-可見光吸收光譜，進(jìn)一步可得到對應(yīng)的帶隙寬度。值得注意的是，雜質(zhì)元素的進(jìn)入可能導(dǎo)致材料內(nèi)帶隙寬度發(fā)生波動，使得實測值與理論計算值存在一定偏差，但并不影響對晶型結(jié)構(gòu)的鑒別。除了存在本征躍遷外，還發(fā)現(xiàn)部分晶型在長波長方向也存在吸收現(xiàn)象，意味著存在其他吸收躍遷，如躍遷方式Ⅱ、Ⅲ、Ⅳ分別對應(yīng)于電子從價帶躍遷至施主能級(針對n型摻雜)或電子從受主能級躍遷至導(dǎo)帶(針對p型摻雜)，帶負(fù)電荷的載流子自導(dǎo)帶向更高能級躍遷以及電子從價帶躍遷至受主能級(針對p型摻雜)[80]。可見，利用吸收光譜法鑒別晶型結(jié)構(gòu)是較為簡便的且制樣要求低，對測試設(shè)備無嚴(yán)格要求，所得測試結(jié)果具有一定的參考價值。但通過對吸收曲線作一定運算后再對(αE)1/2～E曲線作切線，取切線與橫坐標(biāo)相交點值作為帶隙寬度，在這過程中數(shù)值可能存在一定偏差，這也為準(zhǔn)確鑒別碳化硅晶型帶來困難。

圖6 碳化硅晶體紫外-可見光吸收光譜[80]。(a)碳化硅晶體內(nèi)存在的4種能帶躍遷示意圖；(b)4H-SiC；(c)6H-SiC；(d)15R-SiCFig.6 UV-Vis absorption spectra of SiC crystals[80]. (a) Schematic diagram of four energy band transitions in SiC crystal; (b) 4H-SiC; (c) 6H-SiC; (d) 15R-SiC

4.5 拉曼光譜法

上述列舉的幾種晶型結(jié)構(gòu)鑒別方法存在的問題主要體現(xiàn)在測試結(jié)果可能出現(xiàn)誤判、制樣要求高、襯底完整性遭到破壞以及檢測設(shè)備昂貴等。更為關(guān)鍵的是，若在碳化硅單晶襯底中同時出現(xiàn)不同多型夾雜，要想同步且精準(zhǔn)地區(qū)分各晶型及其分布規(guī)律，則上述檢測手段明顯不足。拉曼光譜是一種無損傷的檢測方法，無須特殊制樣便可較為簡便地分析樣品的晶體結(jié)構(gòu)和長晶質(zhì)量[81]。由于碳化硅材料具有較高的共價鍵特性而表現(xiàn)出較強(qiáng)的拉曼散射效率，其散射峰的位置、強(qiáng)度以及寬度均由物質(zhì)內(nèi)部分子的結(jié)構(gòu)和組成決定，是非破壞性表征碳化硅材料結(jié)構(gòu)信息的強(qiáng)有力工具[82]。進(jìn)一步將顯微技術(shù)引入激光拉曼光譜儀中構(gòu)成顯微激光拉曼光譜法(micro-Raman spectroscopy)，其空間分辨率很高，可對碳化硅晶體中微小區(qū)域的多型夾雜進(jìn)行鑒別且誤差范圍僅為微米量級，這對于單個襯底中同時出現(xiàn)兩類及以上多型夾雜的定性分析是有利的[83]。利用拉曼光譜進(jìn)行晶型結(jié)構(gòu)鑒別的主要方式包括兩種：(1)將室溫拉曼光譜測試結(jié)果與標(biāo)準(zhǔn)數(shù)據(jù)進(jìn)行對比[84]；(2)Nakashima等指出若某一碳化硅晶體的六方度為n，則在拉曼光譜中最大強(qiáng)度的橫向聲學(xué)折疊(FTA)模和橫向光學(xué)折疊(FTO)模應(yīng)出現(xiàn)在其簡約波矢x等于n的位置[85]，可根據(jù)拉曼光譜的強(qiáng)度差異來確定晶型結(jié)構(gòu)[19,84]。進(jìn)一步，為更好地了解碳化硅襯底內(nèi)不同區(qū)域的多型結(jié)構(gòu)與目標(biāo)結(jié)構(gòu)的偏離程度和分布規(guī)律，拉曼光譜面掃描像(Raman spectrograph mapping)已成為鑒定碳化硅晶型以及區(qū)別多型夾雜種類的常用手段[50,70]。

5 結(jié)語與展望

作為目前市場主流的碳化硅晶體制備技術(shù)，也是唯一實現(xiàn)了大規(guī)模工業(yè)化應(yīng)用的手段，PVT法在生長高質(zhì)量大尺寸碳化硅晶體方面發(fā)揮著極為重要的作用。但不可否認(rèn)的是，當(dāng)前碳化硅晶體產(chǎn)出良率仍相對較低，其中一個重要因素為晶體容易出現(xiàn)多型夾雜。該類缺陷不但會嚴(yán)重破壞晶體結(jié)構(gòu)的完整性，影響碳化硅單晶襯底電學(xué)特性，進(jìn)一步還將誘導(dǎo)各種缺陷的產(chǎn)生，包括微管、位錯以及小角晶界等。這顯然對于制造高功率和高電壓器件是致命的。隨著對碳化硅晶體生長技術(shù)的不斷完善以及生長參數(shù)的連續(xù)優(yōu)化，相信多型夾雜缺陷將會被很好地抑制和消除，以此獲得單一晶型的4H-SiC襯底。為實現(xiàn)上述目標(biāo)，要重點關(guān)注以下幾點：

(1)極性面選擇是核心，晶型匹配也重要。研究表明籽晶C面有助于生長4H-SiC晶體，而Si面只能獲得6H-SiC。同時，相比于6H，選用4H-SiC晶型C面作為籽晶對制備單一4H晶體更為有利。

(2)生長臺階是關(guān)鍵，平面寬度要留意。不同碳化硅晶型結(jié)構(gòu)的主要區(qū)別在于硅碳雙原子層沿[0001]方向的堆垛次序不同。籽晶表面形成的生長臺階有助于氣相物質(zhì)通過繼承其堆垛次序來維持單一晶型的成核和發(fā)育。進(jìn)一步，臺階之間的平面寬度需滿足氣相物質(zhì)通過表面遷移順利擴(kuò)散至臺階或扭折處，否則在平面上相互聚集并發(fā)生隨機(jī)二維成核，造成多型轉(zhuǎn)變?？赏ㄟ^摻雜方式或偏軸生長實現(xiàn)更窄的臺階寬度，但需要注意參數(shù)值的合理選擇。

(3)參數(shù)調(diào)節(jié)需有度，平衡左右是重點。界面形狀很大程度上取決于徑向溫度梯度，通過調(diào)節(jié)溫場分布形成微凸界面對穩(wěn)定晶型是必要的。作為氣相傳質(zhì)驅(qū)動力，高的軸向溫度梯度除了有助于提高晶體生長速率，縮短制備周期外，還能在生長界面前沿產(chǎn)生對穩(wěn)定4H-SiC晶型生長有利的外部環(huán)境。但過高的軸向溫度梯度顯然會造成晶體生長過快，進(jìn)而導(dǎo)致吸附在生長面上的氣相物質(zhì)隨機(jī)成核，誘發(fā)晶型轉(zhuǎn)變。同時，摻雜類型及濃度、氣相Si/C比以及生長壓力等參數(shù)的設(shè)定同樣存在最優(yōu)范圍，且體系變量之間存在強(qiáng)耦合現(xiàn)象。為此，在實際的碳化硅晶體生長過程中需綜合考慮各工藝參數(shù)，并尋求影響晶型轉(zhuǎn)變的本質(zhì)因素。

在整個晶體生長周期內(nèi)，晶體完整性除了與初始條件的合理設(shè)定有關(guān)外，還強(qiáng)烈依賴于長晶過程中各生長參數(shù)的穩(wěn)定性和數(shù)據(jù)監(jiān)測的準(zhǔn)確性。有別于常見的感應(yīng)加熱方式，電阻法晶體生長裝置能夠?qū)崿F(xiàn)溫度精準(zhǔn)且穩(wěn)定地控制，生長參數(shù)不易受外部環(huán)境擾動的影響，這對于穩(wěn)定生長碳化硅晶型十分重要。同時，通過設(shè)定多區(qū)加熱實現(xiàn)熱場軸徑分離，有利于控制生長界面形狀和精準(zhǔn)調(diào)節(jié)晶體生長速率。此外，針對長晶過程中因組分揮發(fā)造成測溫精度降低的問題，通過在測溫窗口處安裝一個內(nèi)壁涂覆有碳化鉭的石墨導(dǎo)管，使紅外測溫直接作用于導(dǎo)管底部并間接反映晶體生長溫度。該方法的優(yōu)勢在于晶體生長過程中，溫度監(jiān)控更準(zhǔn)確并保持高度穩(wěn)定，可實現(xiàn)長晶過程全溫度控制。因此，電阻法碳化硅晶體生長裝置及長晶工藝是一種非常有發(fā)展?jié)摿Φ母咂焚|(zhì)碳化硅晶體生長技術(shù)，可以很好地解決晶體開裂、邊緣多晶以及表面多型等問題，更有助于加快8英寸碳化硅晶體產(chǎn)業(yè)化步伐，達(dá)到降本增效的目的。