β相氧化镓p型导电的研究进展

　　β 相氧化镓（β-Ga2O3）具有超宽半导体带隙、高击穿电场和容易制备等优势，是功率器件的理想半导体材料。但由于 β-Ga2O3价带顶能级位置低、能带色散关系平坦，其 p 型掺杂目前仍具有挑战性，限制了 p-n 结及双极性晶 体管的开发。利用尺寸效应、缺陷调控、非平衡动力学及固溶提升价带顶能级等方案是目前实现 β-Ga2O3 p 型掺杂 的主要策略。对于 β-Ga2O3 p-n 同质结和异质结，提高晶体质量减少界面缺陷态是优化器件性能的关键问题。本文 针对 β-Ga2O3的 p 型导电问题，系统阐述了 β-Ga2O3电子结构，实验表征及理论计算掺杂能级方法，p 型掺杂困难 原因，以及改进 p 型掺杂的突破性研究进展。最后简单介绍了 β-Ga2O3 p-n 同质结和异质结器件的相关工作。利用 复合缺陷调控、非平衡动力学、固溶等方案及不同方案的协同实现体相 β-Ga2O3 的 p 型掺杂仍需要深入探索，p-n 同质及异质结的器件性能需要进一步优化。

　　0

　　引言

　　电力交通、智能电网等技术的发展对电子电力器件的电压和功率特性有了更高要求。宽带隙半导体碳 化硅（SiC）和氮化镓（GaN）在市场上已经获得了较多的应用。由于器件的功率特性与半导体带隙的三次方正 相关，具有更宽带隙的氧化镓（Ga2O3）、氮化铝（AlN）、金刚石（Diamond）等材料获得越来越多的关注。器件的功率优值（Power Figure of Merit， PFOM）多采用器件击穿电压平方与比导通电阻的比值来表征。硅 （Si）及常见宽带隙半导体材料的击穿电压和比导通电阻关系如下图 1（a）所示。相较于Si、SiC和GaN材料， Ga2O3 的PFOM值更高。尽管Ga2O3 的PFOM低于AlN和Diamond，但其因具有更经济成熟的制备方法而备受 青睐。多种熔体法可制备Ga2O3 单晶衬底，如导模法（Edge-defined， Film-fed Growth， EFG）、柴可拉斯基 法（Czochralski， CZ）、浮区法（Floating Zone， FZ）、垂直布里奇曼法（Vertical Bridgman， VB）等。外延片亦可采用金属有机化合物化学气相沉积（Metal Organic Chemical Vapor Deposition， MOCVD）、卤化物气相 外延（Halide Vapor Phase Epitaxy， HVPE）和分子束外延（Molecular Beam Epitaxy， MBE）等方法生长。目 前国际、国内多家企业已经成功突破 6 英寸氧化镓单晶的生长技术，如日本NCT（Novel Crystal Technology， Inc） ，国内杭州镓仁半导体、富加镓业等。关于Ga2O3 近十年的文章发表数量如下图 1（b）所示，其研究近 年呈快速增长态势。对于Ga2O3 的材料和器件研究及其在功率半导体方面的应用，近期已有相关综述进行 了总结。

　　

　　常见Ga2O3 具有五种晶体结构，包含菱形（空间群R3C） α相， 单斜（C2/m） β相，立方（Fd3m） γ相，体心 立方（Ia3 ） δ相和正交（Pna21） ε相。β相Ga2O3 （β-Ga2O3）具有最高稳定性，高温制备的单晶衬底多是β相结 构。p-n结及双极性晶体管多具有更优的功率特性，实现n型和p型掺杂对于高功率器件应用至关重要。目前β-Ga2O3 的n型掺杂已较为成熟，如掺入Si、Ge、Sn等元素，电子载流子浓度可达到 1019 cm-3 量级 ， 室温电子迁移率位于 100~200 cm2V-1 s-1 范围。相较于n型，β-Ga2O3 的p型掺杂目前仍具有 挑战性，实现p型导电是当下需要突破的重要方向。

　　本文将重点综述β-Ga2O3 的p型导电研究进展。在第一部分简单介绍了β-Ga2O3 结构及能带。第二部分 详细阐述了β-Ga2O3 的p型掺杂研究进展。该部分内容中，首先介绍了杂质（或缺陷）掺杂能级的实验表征 和理论计算方法，接着描述了β-Ga2O3 本征缺陷及单元素掺杂对应掺杂能级位置及其p型掺杂的难点，之后 重点阐述了对β-Ga2O3 进行p型掺杂的突破性进展。第三部分简单介绍了β-Ga2O3 的p-n同质和异质结相关研究。最后是对本文的总结及对β-Ga2O3 p型导电研究的建议和展望。

　　1

　　β-Ga2O3结构和电子结构

　　β-Ga2O3 晶胞结构如图 2（a）所示，属于单斜晶系。a， b和c轴上实验测量的晶格参数分别为 12.23， 3.04 和 5.80 Å，晶格矢量a和c的夹角为 103.7°。晶胞中包含两种晶格Ga位和三种晶格O位，如图中标记的 Ga-I， Ga-II， O-I， O-II和O-III。Ga-I具有六配位的O原子，位于八面体中心。Ga-II有四个邻近的O原子，位于 四面体中心。O-I具有四配位的Ga原子，而O-II和O-III都有三个邻近Ga原子。如图所示，O-II和O-III的不同 在于O-II位于由Ga和O构成的凹陷八边形的顶点，而O-III位于外凸八边形的顶点处。β-Ga2O3 的能带结构如 图 2（b）所示，对应的轨道投影态密度如图 2（c）-（e）所示。能带图中导带底位于布里渊区中心点，附近 陡峭的能带色散关系表明较小的电子有效质量，易于实现n型导电。价带顶位于高对称点I和L之间， 比最高价带在点的能量高 0.04 eV，呈间接带隙特性。价带顶附近能带色散关系平坦，表明空穴较重， 已报道空穴有效质量都在 3.0 me以上。从图 2（c）-（e）的投影态密度中可以看出，价带顶主要由局域的O 2p轨道构成。此外，O 2p轨道能级低，这也是β-Ga2O3 和多数金属氧化物难以实现p型掺杂的重要原因。

　　

　　2

　　β-Ga2O3的p型掺杂研究进展2.1 掺杂能级实验表征和理论计算方法

　　在实验研究上：掺杂能级及半导体特性可通过霍尔效应、深能级瞬态光谱（Deep Level Transient Spectroscopy， DLTS）、电子顺磁共振（Electron Paramagnetic Resonance， EPR）、正电子湮灭、光致发光 （Photoluminescence， PL）、阴极发光（Cathodoluminescene， CL）等电学和光学表征测量方法获得。基于霍尔效 应测量，可以获得载流子迁移率大小，浓度以及类型等信息，如K. Irmscher等人采用霍尔效应测量了β-Ga2O3 的载流子输运特性。EPR可表征具有未成对电子的缺陷结构，基于EPR已获得了β-Ga2O3 中Ga空位的价 态信息。此外，正电子湮灭光谱也可获得半导体掺杂能级的价态。DLTS是用于表征半导体中深能级 结构技术，通过测量缺陷捕获和释放自由载流子速率获得相关信息，M. E. Ingebrigtsen等人基于DLTS等方法测量了β-Ga2O3 中Fe杂质导致的深能级特性。PL和CL可用来探测半导体光学活性的缺陷特性，基于PL 研究已报道了β-Ga2O3 中Mg和Ca的杂质掺杂能级特性，已有研究也采用CL谱分析了β-Ga2O3 中Fe杂质能 级对载流子复合动力学过程的影响。

　　在理论研究上：对掺杂能级及载流子浓度的研究，形成能和电离能是关键参数。低形成能对应体系可 进行高浓度掺杂，对应杂质浓度Nconcentration和形成能Ef的关系如公式（1）所示：

　　

　　式中：Nsites对应晶格模型中杂质（或缺陷）浓度，kB和T对应玻尔兹曼常数和温度。其中形成能定义如公式 （2）所示：

　　

　　式中：表示超胞结构中包含一个电荷价态为Q的杂质X（或缺陷）的体系能量， 是相同超胞 下不含杂质的体系能量， 是对应组成体系元素的原子数目， 对应元素的化学势，加入体系的元素 为 正，移除的元素 为负。为含杂质体系的费米能级相对于不含杂质体相材料的价带顶 的差值。表示由于计算超胞大小及引入背景电荷等因素需要考察的能量修正项，此修正项已包含多种不同方案。从公式（2）可以看出，改变化学势等方式可调节形成能大小。此外，掺杂浓度变化导致的费米能级移 动也会改变形成能大小。电离能ε（Q1/ Q2） 定义为价态 Q1 和 具有相同能量时费米能级位置，即：

　　

　　理论研究多基于密度泛函方法，使用杂化泛函描述交换关联能。局域密度近似和广义梯度近似难以准确 预测杂质能级位置和能带带隙。目前多数形成能计算中，能量仅考察了体系的内能，更精确计算仍需考 察结构混合熵及晶格振动熵对自由能的贡献。元素化学势的考察多基于相图获得，对于亚稳态构型的元 素化学势范围的选取仍需深入探讨。此外，对于体系载流子浓度计算需要考察不同杂质电离载流子之间 的补偿作用，不同电荷属性杂质间的库仑作用可促进复合杂质的形成。

　　2.2 β-Ga2O3 p型掺杂的难点

　　如前所述，β-Ga2O3 的价带顶由能级位置低且局域的O 2p轨道构成。低价带顶能级情形下，杂质掺杂 或本征缺陷多呈现深受主，室温下难以激发出高浓度空穴载流子，且易发生空穴自捕获和极化现象。

　　关于β-Ga2O3 本征缺陷导致的受主能级研究， Kananen［36］基于EPR发现Ga空位在β-Ga2O3 中呈受主能 级，室温下Ga空位呈现-2 和-1 价态，空穴局域在邻近O原子附近。Johnson等结合高分辨透射电子显微 镜发现β-Ga2O3 中易出现点缺陷的复合体：四配位的Ga-II位易形成空位，导致邻近的Ga-II原子移动到间隙 位，形成两个Ga-II空位和一个Ga间隙位的复合体 2VGa-Gai。该点缺陷复合体在能带结构中呈深受主能级。Weiser等基于红外谱测量和理论计算，发现H易饱和Ga空位附近的O悬挂键，形成VGa-H缺陷的复合结构。Varley等采用杂化泛函理论方法考察了β-Ga2O3 中Ga空位的形成能，结果表明Ga空位电离得到空穴能量 需在 1 eV以上。此外，H易占据间隙位，形成Ga空位和H间隙位的复合体，呈现施主特性，造成对空穴的 自补偿效应。对于单元素掺杂，Kyrtsos等基于密度泛函方法研究了Li、Na、K、Be、Mg、Ca、Zn、Cu、 Au等多种金属对β-Ga2O3 的掺杂情形，发现Li、Mg和Zn的空穴电离能都在 1 eV以上。Lyons基于杂化泛 函方法系统性研究了N，及第 2 族、第 5 族以及第 12 族元素对β-Ga2O3 的掺杂。Peelaers等基于相同方法 发现单元素的N替换O位，及不同金属替换Ga位都呈现深受主，对应杂质形成能和电离能如图 3（a）和（c）所 示。Neal等采用霍尔测量了β-Ga2O3的施主和深受主能级，实验表明Mg杂质的受主能级约为 1.1 eV。Varley 等在理论上也研究了不同金属氧化物的空穴自捕获能，β-Ga2O3 在研究的氧化物中具有最高的空穴自捕 获能，达到 0.53 eV。此外，已有理论研究表明，采用Mg替换Ga位形成的空穴易捕获在邻近的O原子位， 形成极化效应，而N替换O形成的空穴易被N原子自身捕获。上述空穴自捕获现象在实验上也通过EPR和 PL等测量方法获得了证实。关于Mg和N掺杂在β-Ga2O3 中的空穴极化和自捕获现象如下图 3（b）和（d）所示。基于以上讨论，本征缺陷及单元素掺杂在β-Ga2O3 中呈现深受主，室温下难以激发高浓度的空穴，大 空穴有效质量及空穴自捕获和极化现象进一步限制了β-Ga2O3 的p型导电。

　　

　　2.3 β-Ga2O3 p型掺杂突破性研究

　　从公式（2）和（3）可以看出，改变元素化学势或是体系能量可调控杂质的形成能和空穴电离能大小。目前，已有数个研究团队在β-Ga2O3 的p型掺杂方面获得了突破。对应的策略大体上可分为以下几类：1） 尺寸效应。基于纳米线或薄膜，利用自由边界释放缺陷和杂质导致的内应力，进而降低杂质的形成能。2）缺陷调控。虽然前述单元素掺杂呈现深受主，但正负电荷属性的复合杂质缺陷，可利用库仑作用降低缺陷形成能。3）非平衡动力学。采用离子注入等方式引入动能，改变杂质的形成能。4）固溶提 升价带顶能级位置。形成固溶体提升价带顶能级位置，进而降低受主能级。下面将对上述调控方式的 相关研究进行详细阐述。

　　2.3.1 尺寸效应

　　关于尺寸效应，L. L. Liu等人早在 2010 年采用CVD方法生长了N掺杂β-Ga2O3 纳米线，与掺杂体相不 同，N掺杂的纳米线可呈现p型导电。基于类似的制备方法，Zn掺杂的β-Ga2O3 纳米线也已成功制备， 并表现出p型导电，对应形貌及其与n型β-Ga2O3 构成同质结的电流电压曲线如图 4（a）和（b）所示。与N掺杂替 换O位不同，Zn掺杂替换Ga位。Zn掺杂β-Ga2O3 纳米线的直径约为 50 纳米，长度约几十微米。2023 年， Q. Li等人在多组分液态合金液滴上制备了Cu掺杂β-Ga2O3 的纳米薄膜，薄膜单层厚度约 2 纳米，呈现p型导 电。经霍尔测量发现，Cu掺杂β-Ga2O3 纳米薄膜的空穴浓度在 1014 cm-3 量级， 对应空穴迁移率在 0.259~0.624 cm2V -1 s -1 范围。该工作作者认为液态合金中的Cu组分促进了掺杂过程。Cu掺杂β-Ga2O3 纳米薄 膜的p型导电应包含了尺寸效应和元素化学势调控的协同机制。

　　

　　2.3.2 缺陷调控

　　如前所述，β-Ga2O3 的Ga空位和N掺杂都呈现深受主能级。Chikoidze等发现β-Ga2O3 的Ga空位 浓度与O2 分压呈正相关，同时电离的O空位随O2 分压增加，如图 5（a）所示。在O2 氛围中退火，可实现β-Ga2O3 薄膜（厚度约 300 纳米）的p型导电，在 500℃高温及O2 气氛下退火，空穴浓度达到 1015 cm-3量级。进一 步地，该团队用MOCVD方法生长了 500 纳米厚度的β-Ga2O3 薄膜，并在 577 ℃高温及O2分压下退火，在 该温度下测得空穴浓度 5.7×1017 cm-3，对应空穴迁移率为 0.4 cm2V -1 s -1（退火前空穴迁移率达到 8 cm2V -1 s -1， 空穴浓度 5.7×1014 cm-3）。高温O2 气氛下退火实现高空穴浓度的原因是该条件下受主能级低至 0.17 eV， 分析认为该受主能级来自于不同电荷属性的Ga空位和O空位复合缺陷 VGa-Vo 的贡献。不同电荷属性的复 合缺陷间库仑作用降低了受主能级。2021 年，Wu等采用 1000-1100 ℃高温及O2 气氛中热氧化GaN实现 了N掺杂的β-Ga2O3 薄膜，结构相变示意图如图 5（b）所示。N的含量从薄膜表面到深处梯度变化，N/O比在 膜表面为 0.005，而到 200 纳米深处降低到 0.001。基于霍尔测量，该薄膜室温下的空穴迁移率和空穴浓度 分别达到了 23.6 cm2V-1 s-1 和 1.56×1016 cm-3。进一步理论研究表明，该薄膜高空穴浓度来自于N替位O及Ga 空位 NO-VGa 复合缺陷的受主能级贡献。此外，Yan等基于密度泛函研究发现，采用少电子金属与N共掺杂β-Ga2O3 可显著降低受主能级的位置。如图 5（c）所示，（Mg， N）和（Zn， N）共掺杂的受主能级可分别降低 至 0.16 和 0.01 eV。共掺情形下的空穴有效质量比单独采用金属掺杂的数值也有所降低，如图 5（d）所示。基于以上实验和理论研究可以发现，形成复合缺陷，利用复合缺陷的库仑作用可降低受主能级的位置。复 合缺陷需要调控元素化学势实现，如上述在O2 中退火、结构相变等方法。此外，值得指出的是上述实现 β-Ga2O3 的p型导电的实验研究都基于薄膜结构（厚度低于 500 纳米），尺寸效应应具有一定的促进作用。

　　

　　2.3.3 非平衡动力学

　　Horng等采用P离子注入的方式实现了β-Ga2O3 薄膜的p型掺杂。该工作在蓝宝石衬底上用MOCVD异 质外延生长了约 200 纳米厚度的β-Ga2O3 的薄膜，采用离子注入机对β-Ga2O3 薄膜进行了三种不同剂量的P 离子注入，并在 1000 ℃高温下退火处理。研究发现，在低剂量P离子注入下，β-Ga2O3 薄膜因O空位缺陷 的自补偿作用仍呈现n型导电。在中剂量和高剂量注入条件下，薄膜呈现p型。不同剂量下薄膜厚度方向上 的二次离子质谱（Secondary Ion Mass Spectrometry， SIMS）如图 6 所示。中剂量注入下，薄膜的空穴迁移率和 空穴浓度分别为 0.40 cm2V -1 s -1 和 1.6×1018 cm-3。而在高剂量P离子注入下，空穴的浓度降低到 6.4×1017 cm-3， 空穴迁移率增加到 1.5 cm2V-1 s -1。分析认为是在高剂量注入下，薄膜损伤严重，加重了P离子和蓝宝石衬底 中的Al离子的交互作用。这种现象可从图 6 的SIMS中证实。结合理论分析，中计量和高剂量P离子注入薄 膜呈现p型是由于P替位O原子贡献。

　　

　　上述工作表明，采用离子注入的方式引入动能可改变受主杂质的形成能，促进β-Ga2O3 的p型掺杂。该 工作中形成高空穴浓度的物理机制可能仍需进一步探讨，除了文中提到的P替位O的替位掺杂，离子注入引 起的结构损伤缺陷及外延层和衬底的离子交互引起的离子共掺对p型掺杂应有一定的影响。

　　2.3.4 固溶提升价带顶能级位置

　　早在 1997 年，Kawazoe等［34］指出了金属氧化物p型困难的原因是由于价带顶由局域的O 2p轨道贡献， 选取具有轨道与O 2p轨道能级位置接近的金属离子或利用晶格场可改善O 2p轨道的局域特性促进金属氧 化物的p型导电。基于此，实验上已成功制备了Rh固溶ZnO， Rh固溶α-Ga2O3等具有p型导电特性的金属 氧化物固溶体。

　　对于β-Ga2O3，Cai等基于理论研究发现Bi固溶可提升β-Ga2O3 价带顶能级，同时β-（BixGa1-x）2O3 价带 顶附近能带色散关系变得陡峭。Bi的 6s轨道和O的 2p轨道杂化形成了β-（BixGa1-x）2O3的价带顶，在x=1/8 时， 固溶体价带顶能级较β-Ga2O3 的能级上升了 1.6 eV以上。此外，β-（BixGa1-x）2O3固溶体的带隙随着x的增大而 增加，其中β-（Bi0.125Ga0.875）2O3 的带隙达到 3.60 eV。在富O条件下Cu掺杂β-（Bi0.125Ga0.875）2O3呈现出浅受主 能级，表明该固溶体能够形成p型导电。H. Yamano在蓝宝石衬底上采用激光脉冲沉积外延制备了 β-（BixGa1-x）2O3 薄膜。Wei等基于理论研究发现Ir固溶同样可提高β-Ga2O3 的价带顶，采用Au掺杂可实 现浅受主能级。然而，β-（IrxGa1-x）2O3的半导体带隙显著减小，即使在x为 0.016 低固溶浓度情形下，带隙仅 为 3.07 eV。在研究的x≤0.125 的摩尔浓度范围内，带隙随着Ir含量的增加继续减小，β-（Ir0.125Ga0.875）2O3 的 带隙为 2.72 eV。在高功率器件应用方面，β-（IrxGa1-x）2O3 因较小的半导体带隙不再具有优势。因此，采用 固溶可提升β-Ga2O3 的价带顶能级，但仍需综合考虑价带顶能级上升幅度和半导体带隙大小之间的平衡。

　　

　　为了充分了解金属固溶对β-Ga2O3 的能带结构调控，本文作者前期采用密度泛函理论方法系统性考察 了四十九种金属在单一浓度下固溶β-Ga2O3 的稳定结构和能带。结果表明Bi和Rh固溶可显著提升β-Ga2O3 的价带顶，且固溶体的带隙仍大于商用SiC。因β-（BixGa1-x）2O3 已有相关工作研究，本文作者进一步考察 了Rh固溶构型β-（RhxGa1-x）2O3 在 0≤x≤0.5 范围内的结构和能带变化。β-（Rh0.25Ga0.75）2O3 的原子结构示意图 如图 7（a）所示。基于图 7（b）的混合焓分析，在同浓度下β-（RhxGa1-x）2O3 比β-（BixGa1-x）2O3具有更小的体积和 更高的稳定性，这得益于Rh原子半径与Ga接近。Rh固溶可显著提高β-Ga2O3 的价带顶能级位置，且导带 底位置也会随着Rh含量的增加而升高，固溶构型仍是宽带隙半导体。具体而言，β-（RhxGa1-x）2O3 的价带顶 能级较β-Ga2O3 上升了 1.35 eV以上。固溶体的半导体带隙位于 3.77~4.10 eV范围内。此外，固溶体的空穴 有效质量在大部分浓度范围内较β-Ga2O3 更小，如图 7（c）和（d）所示。基于上升的价带顶能级、宽带隙及减 小的空穴有效质量，β-（RhxGa1-x）2O3 有望作为具有p型导电的半导体功率器件材料。

　　基于以上实验和理论研究分析，利用尺寸效应、非平衡动力学以及缺陷调控等方式可促进β-Ga2O3 的p 型掺杂。此外，形成固溶体提升β-Ga2O3 的价带顶能级位置亦是值得探索的方向。

　　3

　　p-n同质和异质结

　　上述章节详细探讨了β-Ga2O3 的p型掺杂难点及突破性研究进展，本节中将简单介绍β-Ga2O3 的p-n同质 结和异质结的相关研究。已有数个研究团队报道了β-Ga2O3 的p-n同质结。Y. Zhao等人基于热氧化GaN实现N掺杂的p型β-Ga2O3 薄膜，并转移Sn掺杂的n型β-Ga2O3 膜与之复合实现了范德华力结合的p-n同质 结。由于p型载流子浓度较低，开态电流较报道的p-n异质结偏低。该研究团队同时考察了在N掺杂的p 型β-Ga2O3 上采用射频磁控溅射方法制备Sn掺杂n型β-Ga2O3 构成p-n同质结结构。该结构的内建场达到 4.41V， 比导通电阻为 9.18 mΩ cm2，在 200 V的反偏电压下未发生击穿现象。C.-H. Huang等人采用MOCVD 方法在蓝宝石衬底上生长了 140 纳米β-Ga2O3 薄膜，采用P离子注入并退火实现了p型β-Ga2O3，之后返炉生 长非故意掺杂层和Si掺杂n型层实现了p-n二极管结构，其器件结构示意图和透射电子显微镜图（TEM）如图 8（a）所示。对应电学特性测试如图 8（b）和（c）所示，正向导通电压为 4.2 V，反向击穿电压为 900 V。这是已 报道几个工作中β-Ga2O3 p-n同质结击穿电压的最大值，但远低于β-Ga2O3 材料极限。分析认为返炉生长n型 层步骤对器件特性有重要影响，低击穿电压是由于在蓝宝石上异质外延质量不好，p-n结结构不理想，该制 备工艺中存在结界面附近离子的互扩散过程，此外缺少场板和终端结构设计。

　　相较于p-n同质结，将n型β-Ga2O3 和其他p型材料复合形成p-n异质结的工作已有大量报道。如将n型 β-Ga2O3 和p型NiO， Cu2O ， Cr2O3， CuI等材料的复合构成p-n异质结。NiO因其制备工艺简单、低成 本、结构稳定及可控p型掺杂，对应NiO/β-Ga2O3 异质结获得广泛关注。如何降低p-n异质结的界面态浓 度，提高击穿电压和反向漏电流是当下研究的一个重要方向。Hao等对NiO/β-Ga2O3 的p-n异质结界面进 行退火处理，将界面束缚态从 1.04×1012 降低到 1.33×1011 eV-1 cm-2 ， 对应反向击穿电压从 900 V上升到 1630 V。Gong等采用双NiO层设计，在p-n结界面处采用低空穴浓度的NiO层，显著降低了反向漏电流并提高 了反向击穿电压。本综述主要关注β-Ga2O3 的p型导电特性，更多n型β-Ga2O3 与其他p型材料构成的p-n异质 结工作可参见其他相关综述，本文不再详细展开。

　　

　　4

　　总结和展望

　　β-Ga2O3 具有超宽带隙和成熟的制备方法，是功率电子器件的理想半导体材料。本文聚焦β-Ga2O3 的p 型导电问题，从β-Ga2O3的结构和能带结构，掺杂能级的实验表征和理论计算方案，p型掺杂难点及相关突 破性研究进展做了系统回顾。最后，简单介绍了β-Ga2O3 p-n同质结和异质结的相关器件研究。价带顶能级 位置低、能带色散关系平坦是β-Ga2O3 p型掺杂困难的主要原因。本征缺陷及单元素掺杂受主能级多在 1 eV 以上，且易出现空穴自捕获和极化现象，室温下难以电离形成高浓度的空穴。目前已有数个研究团队实现 了β-Ga2O3 纳米线和薄膜的p型掺杂，其调控策略归类为以下几个方面：

　　1）尺寸效应：利用纳米线、薄膜 在自由边界释放杂质引起的应力，促进p型掺杂；

　　2）缺陷调控：改变元素化学势（如氧气中退火、结构相 变等）、共掺等实现复合缺陷，利用复合缺陷间的库仑作用降低缺陷形成能；

　　3）非平衡动力学：采用离 子注入引入动能改变杂质形成能；

　　4）固溶提升价带顶能级位置：固溶形成宽带隙半导体，提升价带顶能 级位置降低受主能级。

　　尽管已有研究实现了β-Ga2O3 的p型掺杂和p-n同质结，或采用其他p型材料与β-Ga2O3 形成p-n异质结来 尝试解决p型导电难题，以下问题仍需要科研工作者的进一步深入探索：

　　1）已有的β-Ga2O3 p型掺杂多基于 纳米线或薄膜（有效膜厚小于 500 纳米）实现，膜厚不能满足竖直功率器件的要求，体相β-Ga2O3 的p型掺 杂仍需攻克；

　　2）利用复合缺陷和非平衡动力学改善了β-Ga2O3 薄膜的p型掺杂，需要进一步分析其内在机 制（如离子注入引起的晶格损伤缺陷、最优复合缺陷类型等），并协同优化p型掺杂效率；

　　3）形成固溶体 提升价带顶能级的方案仍处于初步阶段，更多可进行p型掺杂的宽带隙固溶体仍待研究；

　　4）β-Ga2O3 的p-n 同质结和异质结器件性能仍需进一步优化，如提高晶体的生长质量，降低界面的缺陷态、器件结构优化等。期待p型导电获得进一步突破，促成β-Ga2O3 器件在电力交通、智能电网等领域的广泛使用。