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【知识探索】为什么氧化镓能做大尺寸衬底？从熔体生长说起
日期：2026-06-14阅读：51
导读：
在上一专题中，我们已经介绍了氧化镓的晶体结构、材料参数以及在功率电子领域的潜力。作为一种典型的超宽禁带半导体材料，β-Ga₂O₃具有约4.8-4.9 eV的禁带宽度、约8 MV/cm的高临界击穿电场以及优异的 Baliga 优值，被认为是下一代高压、低损耗功率器件的重要候选材料。
不过，真正决定一种半导体材料能否走向产业化的，并不只有材料性能本身。对于功率器件而言，能否获得大尺寸、高质量、低成本的单晶衬底，往往是材料体系能否规模化应用的关键。与SiC和GaN相比，β-Ga₂O₃的一个突出特点是：它可以通过相对成熟的熔体生长方法制备大尺寸单晶衬底。这正是β-Ga₂O₃区别于许多宽禁带半导体材料的重要优势所在。
本期推文将围绕β-Ga₂O₃单晶衬底的熔体生长展开，从材料本身为何适合熔体法说起，进一步介绍浮区法、提拉法、导模法、垂直布里奇曼法以及近年来发展的铸造法、冷坩埚法等主要技术路线。通过对不同方法的生长原理、工艺特点和应用场景进行梳理，进一步理解：为什么β-Ga₂O₃能够在超宽禁带半导体中率先展现出大尺寸、低成本衬底制备的产业化潜力。
第五期
为什么氧化镓能做大尺寸衬底？
从熔体生长说起
为什么β-Ga2O3适合熔体生长？
要理解β-Ga₂O₃什么能够制备大尺寸衬底，首先要理解一个关键问题：并不是所有宽禁带半导体材料都能用熔体法生长。
熔体生长的基本思路，是先将原料加热到熔融状态，再通常通过籽晶引导熔体在受控条件下逐步凝固，最终获得单晶。因此，一种材料是否适合熔体生长，至少需要满足两个基本条件：一是能够在现有高温装备可实现、可控制的温度范围内熔化；二是在熔融状态下能够形成相对稳定的熔体，即使存在一定分解或挥发，也必须能够通过气氛、压力和热场等工艺手段加以抑制和调控。
这也是很多宽禁带半导体难以采用熔体法生长的原因。例如，GaN在常压高温下容易分解，氮元素挥发严重，难以形成稳定的化学计量熔体，因此很难像硅一样直接从熔体中生长大尺寸体单晶。SiC的问题则在于其高温相行为十分复杂：在常规压力下，SiC难以形成稳定、化学计量可控的液相熔体，而是在极高温下更倾向于升华分解，因此目前工业上主要采用物理气相传输法(PVT)制备单晶衬底。同样，金刚石在常规压力下也不会像普通晶体那样稳定熔化成液态碳，高温下它更容易向石墨相转变，或在更高温下升华。只有在极高压力下，液态碳和金刚石相才可能稳定存在。因此，金刚石也无法通过常规熔体法直接生长大尺寸单晶。
β-Ga₂O₃的特殊之处在于，它的熔点约为1800℃。这个温度虽然不低，但仍处在传统高温晶体生长装备可以实现和控制的范围内。更重要的是，β-Ga₂O₃在熔化后能够形成相对可控的氧化物熔体，这就为采用提拉法、导模法、布里奇曼法等传统熔体生长技术提供了基础。
当然，β-Ga₂O₃的熔体并不是完全稳定的。在接近熔点的高温条件下，β-Ga₂O₃可能发生一定程度的还原分解，生成金属Ga以及Ga₂O、GaO等亚氧化物，并伴随挥发。这会破坏熔体的化学计量比，影响晶体生长稳定性和最终晶体质量。不过，这种高温分解并非不可控制，通过调控生长气氛中的氧分压，例如采用CO₂或CO₂/O₂等含氧气氛，可以减少Ga析出和亚氧化物挥发，使熔体保持相对稳定，从而实现可控单晶生长。
β-Ga2O3主要熔体生长路线
从技术路线来看，β-Ga₂O₃的熔体生长方法并不是简单地并列存在，我们可以按照应用目标和产业化阶段将它们分为三类。
第一类是高纯小尺寸研究型方法，代表技术是浮区法(FZ)。这类方法的优势是无坩埚污染、晶体纯度高，适合研究材料本征性质、缺陷机理和掺杂行为，但不太适合大直径衬底量产。
第二类是当前大尺寸衬底制备的主要熔体生长路线，包括提拉法(CZ)、导模法(EFG)和垂直布里奇曼法(VB)。其中，CZ法适合生长圆柱形单晶，工艺成熟、掺杂调控方便；EFG法可以直接制备板状晶体，材料利用率高，是当前商业化程度较高的路线之一；VB法则适合大直径圆柱晶体生长，并在含氧气氛下的坩埚氧化损耗控制方面具有一定优势。
第三类是面向低成本和更大尺寸的新兴方法，包括铸造法(Casting)和冷坩埚法(OCC)。这类方法主要针对传统熔体法中贵金属坩埚成本高、尺寸扩展受限、生长效率不足等问题，代表了β-Ga₂O₃衬底进一步降本和扩径的未来探索方向。
FZ法：
高纯晶体研究路线
浮区法(Floating Zone, FZ)是一种典型的无坩埚熔体生长技术，在β-Ga₂O₃单晶制备中具有独特价值。由于整个生长过程不需要金属坩埚参与，FZ 法可以有效避免坩埚材料带来的杂质污染，有利于获得低杂质、高质量的小尺寸单晶。
因此，FZ法特别适用于基础研究场景，例如材料本征性质研究、缺陷机理分析、掺杂行为探索以及高质量小尺寸晶体制备。
FZ法的基本原理是利用局部加热，在原料棒和籽晶棒之间形成稳定熔区。随着原料棒和籽晶棒的相对移动，熔体在固液界面处不断定向凝固，从而实现单晶生长，如图 1(a)所示。
与坩埚法不同，FZ法中的熔区主要依靠表面张力维持稳定。这一特点带来了两个结果：一方面，晶体生长过程中可以避免坩埚污染；另一方面，由于表面张力难以支撑大体积熔体，熔区尺寸和晶体直径受到明显限制。
因此，FZ法通常不适合大尺寸β-Ga₂O₃衬底的规模化制备，而更适合作为面向基础研究和高纯小尺寸晶体制备的生长方法。图 1(b)展示了FZ法生长的UID β-Ga₂O₃晶体。
图1. (a)FZ法原理示意图；
(b)FZ法生长的UID氧化镓晶体
CZ法：
成熟的圆柱晶体生长技术
提拉法(Czochralski, CZ)是当前最成熟的工业晶体生长技术之一，在硅、蓝宝石等多种材料体系中已经有广泛应用。在β-Ga₂O₃单晶制备中，CZ法同样是一条重要路线。
CZ法的核心特点是通过籽晶旋转和提拉，使熔体在固液界面处连续凝固，从而获得大直径圆柱形单晶。对于β-Ga₂O₃而言，CZ法已经被用于制备2英寸及以上尺寸的单晶，具有尺寸扩展性强、晶体形貌规整、产量高以及掺杂调控相对灵活等优势。
CZ法生长β-Ga₂O₃单晶时，通常采用射频感应加热Ir坩埚，使坩埚中的Ga₂O₃原料熔化。随后，将籽晶缓慢浸入熔体表面，并在一定温度梯度下旋转和提拉，使固液界面处的熔体不断定向凝固，最终形成圆柱形单晶。其结构示意图如图 2所示。
图2. CZ法生长示意图[1]
不过，CZ 法生长β-Ga₂O₃也面临一个关键矛盾：一方面，为了抑制Ga₂O₃在高温下分解并减少亚氧化物挥发，生长环境需要维持一定氧分压；另一方面，较高氧分压又会加速Ir坩埚的氧化挥发，导致坩埚损耗加剧、使用寿命下降和成本上升。这一矛盾在大尺寸晶体生长过程中尤为突出，也是 CZ 法进一步产业化放大的重要挑战之一。
与此同时，CZ法在掺杂调控方面具有明显优势。通过在熔体中引入不同掺杂元素，可以制备不同电学性质的β-Ga₂O₃单晶。例如，通过Mg掺杂可以获得高阻或绝缘衬底，通过Si掺杂可以获得导电衬底。图 3展示了CZ法生长β-Ga₂O₃单晶的载流子浓度调控结果。然而，在较高载流子浓度条件下，晶体末端出现了螺旋生长现象，说明高浓度导电型β-Ga₂O₃衬底的CZ法稳定生长仍面临一定挑战。
图3. CZ法生长不同浓度氧化镓单晶载流子浓度[1]
EFG法：
最具商业化代表性的板状晶体路线
导模法(Edge-defined Film-fed Growth, EFG)是当前衬底商业化进程中最具代表性的熔体生长技术之一。
与CZ法生长圆柱形晶体不同，EFG法可以通过模具控制晶体的截面形状，直接生长板状或特定几何形貌的单晶。对于衬底材料而言，这一特点非常重要。因为板状晶体可以减少后续切割过程中的材料损耗，提高原料利用率，从而降低衬底加工成本。
β-Ga₂O₃ EFG法的生长示意图如图 4所示。该方法通常采用射频感应加热Ir坩埚，使坩埚中的Ga₂O₃原料熔化。原料熔化后，熔体在毛细作用下沿模具狭缝向上输运，并到达模具顶部。当籽晶与模具顶部的熔体接触后，随着籽晶向上提拉，晶体开始连续生长。
图4. EFG法生长示意图[2]
由于晶体的横截面受到模具形状限制，最终生长出的晶体可以保持相对稳定的板状形貌。EFG法生长的β-Ga₂O₃晶体如图 5所示。
图5. EFG法生长晶体
EFG法在β-Ga₂O₃衬底批量制备方面具有突出优势，已经被用于制备大面积β-Ga₂O₃单晶及6 英寸级衬底，是当前商业化程度较高的技术路线之一。对于功率器件而言，EFG法提供了低成本、高产量同质外延衬底的重要来源。
当然，EFG法也并非没有挑战。由于生长过程中涉及模具、毛细输运、固液界面控制和热应力管理，晶体中可能出现孪晶、气泡、厚度不均匀以及应力开裂等问题。随着晶体尺寸进一步放大，这些问题会更加突出，需要通过模具设计、热场优化和生长参数控制进一步改善。
VB法：
面向大尺寸圆柱晶体的重要路线
垂直布里奇曼法（Vertical Bridgman, VB）是一种传统的定向凝固熔体生长技术，近年来在 β-Ga₂O₃大尺寸单晶制备中受到越来越多关注。
VB法的基本思想是将Ga₂O₃原料置于坩埚中，通过缓慢移动坩埚或移动加热区，使熔体在受控温度梯度下从籽晶端向原料端逐步定向凝固。固液界面的推进速度主要由坩埚移动速度和温度梯度共同决定。其生长示意图和温度梯度分布如图 6 所示。
图6. (a)VB法生长示意图；
(b)VB法温度梯度示意图[4]
与CZ法和EFG法相比，VB法的生长过程更加接近整体定向凝固。该方法有利于生长大直径块状晶体，并且在扩径方面具有较大潜力。目前，VB法已经被用于制备6英寸级β-Ga₂O₃单晶，如图 7所示，是当前实现工业级大尺寸β-Ga₂O₃衬底的重要技术路线之一。
图7. VB法生长的6 inch氧化镓单晶[3]
VB法的一个重要优势在于坩埚材料选择。CZ 法和EFG法通常依赖Ir坩埚，而Ir在高温含氧环境下容易发生氧化挥发，导致坩埚损耗和成本上升。相比之下，VB法可以采用Pt/Rh合金坩埚。该类坩埚在接近1800℃的含氧气氛中具有较好的抗氧化稳定性和结构稳定性，有助于降低高温氧化带来的坩埚损耗问题。
因此，VB法不仅具备较强的大尺寸扩展潜力，也有望在降低坩埚损耗、提高生长稳定性和推动β-Ga₂O₃衬底规模化制备方面发挥重要作用。
不过，VB法同样面临一些工艺挑战。例如，大尺寸晶体生长过程中需要精确控制温度梯度、固液界面形貌和冷却过程，否则容易引入热应力、开裂、位错以及掺杂或化学计量不均匀等问题。对于β-Ga₂O₃这种低对称性、各向异性明显且存在易解理面的材料而言，热场设计和应力控制尤为关键。
Casting法：
面向更大尺寸的快速扩径探索
尽管CZ、EFG和VB等传统熔体生长方法已经推动β-Ga₂O₃单晶衬底从小尺寸向2-6英寸级发展，但这些方法仍然面临高温生长周期长、贵金属坩埚成本高、晶体尺寸扩展难度大等问题。
为进一步降低成本、扩大尺寸并提高生长效率，铸造法(Casting)开始受到关注。
Casting法是一种面向大体积晶体制备的新兴熔体生长路线。与传统单根拉晶方式不同，铸造法更强调高通量、大容积的整体定向结晶过程。其核心思路是将原料整体熔化后，在受控条件下进行凝固，从而获得大尺寸晶体。
相比于传统熔体法，铸造法在尺寸扩展方面展现出较强潜力，已经实现从2英寸到8英寸级晶体的扩径探索。图 8展示了铸造法生长的8英寸β-Ga₂O₃晶体。
图8. 铸造法生长的8 inch氧化镓晶体[5]
不过，Casting法仍处于发展和优化阶段。由于整体凝固过程中热场、界面形貌和应力释放更加复杂，如何保证晶体取向一致性、降低缺陷密度、抑制开裂并提高可加工性，仍然是其走向产业化需要解决的关键问题。
OCC法：
摆脱贵金属坩埚的新思路
除了Casting法之外，冷坩埚法也是近年来β-Ga₂O₃单晶生长中值得关注的新兴路线。
冷坩埚法(Optical Cold Crucible, OCC)与传统熔体生长方法最大的区别在于：它不再依赖Ir、Pt等贵金属坩埚，而是利用固态β-Ga₂O₃自身形成“自支撑坩埚”结构，从而避免熔体与金属坩埚直接接触。
在OCC法中，生长体系外围通常设置水冷铜管。由于常温下Ga₂O₃导电性较差，初始阶段需要在Ga₂O₃粉体中加入少量金属Ga、Ir环或碳片等作为辅助吸收体和初始热源。随着高频线圈对这些辅助材料进行感应加热，体系温度逐渐升高。
当温度升高到一定程度后，Ga₂O₃的导电性显著增强，熔体可以与高频电磁场发生直接耦合，从而实现感应加热。与此同时，外围水冷铜管会使靠近冷却壁面的Ga₂O₃快速凝固，形成一层致密的固态外壳。这一固态外壳相当于“自形成坩埚”，可以在一定程度上替代传统贵金属坩埚。
OCC法的优势非常明确：它可以显著减少对Ir、Pt等贵金属坩埚的依赖，从而降低材料成本，并减少坩埚污染问题。如图 9所示，目前采用 OCC法生长的β-Ga₂O₃单晶直径已达到约45 mm。
图9. OCC法生长的氧化镓单晶[6]
不过，从当前发展阶段来看，OCC法距离大尺寸衬底产业化仍有一定距离。其主要挑战包括熔体稳定性控制、热场均匀性、晶体尺寸放大、单晶质量提升以及工艺重复性等。尽管如此，OCC法所代表的“无贵金属坩埚”思路，为β-Ga₂O₃单晶低成本生长提供了非常有价值的新方向。
本期总结
β-Ga₂O₃之所以能够在大尺寸衬底制备方面展现出独特优势，核心原因在于它不仅具备超宽禁带、高击穿场强等优异材料性能，更重要的是能够采用熔体生长技术实现单晶制备。
与GaN、SiC、金刚石等宽禁带和超宽禁带材料相比，β-Ga₂O₃的高温熔体虽然并非完全稳定，但其分解和挥发过程可以通过氧分压调控得到有效抑制。这使得β-Ga₂O₃能够在相对成熟的晶体生长工艺窗口内，实现体单晶生长和尺寸放大。
从具体技术路线来看，FZ法适合高纯小尺寸晶体制备和基础研究；CZ、EFG和VB法构成了当前β-Ga₂O₃大尺寸衬底制备的重要技术框架；Casting和OCC等新兴方法则进一步指向低成本、高通量和更大尺寸的未来发展方向。
因此，β-Ga₂O₃的产业化潜力并不只来自“性能强”，更来自“能够被制造出来”。熔体生长为其大尺寸、低成本、规模化衬底供应提供了关键路径，也正是β-Ga₂O₃区别于许多超宽禁带半导体材料的重要优势所在。随着生长工艺、热场设计、坩埚材料和缺陷控制技术的持续进步，β-Ga₂O₃衬底有望进一步向更大尺寸、更高质量和更低成本方向发展，为未来功率电子器件应用奠定坚实的材料基础。
参考文献：
[1] Z. Galazka, J. Appl. Phys. 131(3), 031103 (2022)
[2] A. Kuramata, K. Koshi, S. Watanabe et al., Jpn. J. Appl. Phys. 55(12), 1202A1202 (2016)
[3] https://www.novelcrystal.co.jp/eng/2023/2340/, (2023).
[4] K. Hoshikawa, E. Ohba, T. Kobayashi et al., J. Cryst. Growth 447, 36–41 (2016)
[5] http://www.garen.cc/newsx.php?lm=14&id=72 （2025）
[6] A. Yoshikawa, V. Kochurikhin, T. Tomida et al., Sci. Rep. 14(1), 14881 (2024)
