宽禁带半导体材料SiC和GaN 的研究现状
来源：内容选自「《军民两用技术与产品》杂志2020年第3期」，谢谢。
第一代半导体材料一般是指硅（Si）元素和锗（Ge）元素，其奠定了20 世纪电子工业的基础。第二代半导体材料主要指化合物半导体材料，如砷化镓（GaAs）、磷化铟（InP）、磷化镓（GaP）、砷化铟（InAs）、砷化铝（AlAs）及其合金化合物等，其奠定了20 世纪信息光电产业的基础。第三代宽禁带半导体材料一般是指氮化镓（GaN）、碳化硅（SiC）、氮化铝（AlN）、金刚石等材料，其具有禁带宽度大、抗辐射能力强、击穿电场强度好、耐高温等特点，可以克服传统半导体的劣势，能够使设备在极端恶劣的条件下正常工作。因此，宽禁带半导体的材料可以在微电子领域发挥重要的作用，具有广阔的应用市场。
禁带宽度是半导体的一个重要特性参数，根据半导体材料的能带结构不同，可将半导体材料分成两种类型：宽禁带和窄禁带。若半导体材料的带隙宽度小于2.3eV，则称为窄带隙半导体，代表性材料有GaAs、Si、Ge 和InP ；若半导体材料的带隙宽度大于或等于2.3eV，则称为宽带隙半导体，代表性材料有GaN、SiC、AlN 和氮化铝镓（AlGaN）等。半导体材料的禁带宽度越大，意味着其电子跃迁到导带所需的能量越大，从而材料能承受的温度和电压越高，即越不容易成为导体。
宽禁带半导体材料非常适合于制作抗辐射、高频、大功率和高密度集成的电子器件，其具有良好的抗辐射能力及化学稳定性、较高的饱和电子漂移速度及导热率、优异的电性能等特点。近年来，迅速发展起来的以GaN、SiC 为代表的宽禁带半导体材料是固态光源和电力电子、微波射频器件的“核芯”，在半导体照明、新一代移动通信、智能电网、高速轨道交通、新能源汽车、消费类电子等领域具有广阔的应用前景，可望成为支撑信息、能源、交通、国防等产业发展的重点新材料，进行宽禁带半导体材料的相关技术研发正在成为全球半导体产业新的战略高地。SiC 与GaN 是第三代宽禁带半导体材料中发展比较成熟的材料，本文主要研究这两类材料。
SiC材料及其制备工艺
SiC 具有独特的物理和电学特性，其可以通过热氧化工艺制备出SiO2，同时在氧化过程中使C 元素以气体的形式释放，制备出高质量的SiO2，进而可利用SiC 制作性能优良的金属– 氧化物– 半导体（Metal-Oxide-Semiconductor，MOS）晶体管。
（一）SiC 材料结构及特性
SiC 为Ⅳ主族中Si 元素和C 元素组成的化合物，C 原子和Si 原子以共价键的形式连接。SiC 的基本结构单元是硅碳四面体，其相互连接形成各种紧密堆积的结构。Si—C 双原子层的堆积顺序不同，导致SiC具有多种晶体结构。其中，SiC 的同态多晶型主要有闪锌矿（Zincblende）结构、纤锌矿（Wurtzite）结构和菱形（Diamond）结构。SiC 的纤锌矿结构为α-SiC，SiC 的立方闪锌矿结构为β-SiC，根据晶体堆叠的不同呈现出多型结构，其中β-SiC（3C-SiC）和α-SiC（2H-SiC、4H-SiC、6H-SiC、15R-SiC）比较具有代表性，对于不同的晶体结构，其禁带宽度也有所差异，如图1 所示。
图1 SiC材料的常见多型结构（a）SiC材料的晶体结构；（b）对应的禁带宽度
在SiC 的各种晶体类型中，3C-SiC 键能最低，晶格自由能最高且易成核，但其处于亚稳态，具有较低的稳定性及易发生固相转移的特点。在接近平衡态的条件下，当退火温度分别为1200℃和2000℃时，3C-SiC 会发生相变，部分转变为6H-SiC 和4H-SiC，其中3 种晶型的键能大小顺序为3C-SiC<6H-SiC< 4H-SiC，键能越小越不稳定，在外界条件影响下越容易发生相变。所以，通过改变外界条件，3C-SiC 可以发生相转变，变成其他晶型。目前，应用较多的是4H-SiC 材料，其禁带宽度为3.2eV，是Si 禁带宽度的3 倍左右，且热导率高，故多用于高温大功率的微电子器件领域。
（二）SiC 晶体的制备
图2（a）为SiC 相图，可以看出，在大气氛围中SiC 在2830℃下会分解为C 和含C 量为13% 的Si 熔液，因此无法从Si-C熔融体中进行晶体生长。在过去的30 年中，工业界已研发出采用升华的方式制备SiC 衬底的技术，使SiC 材料在低压惰性环境中升华，Si、SiC2、Si2C 等分子沿温度梯度迁移，并按照设计取向在单晶SiC 种子层上沉积而重新结晶成SiC 晶体，如图2（b）所示。采用新的物理气相传输（PVT）技术能够将晶体制备温度控制在1900~2400℃范围内。
图2 SiC的相图（a）和制备SiC的物理气相传输（PVT）技术（b）
SiC 存在各种多型体（结晶多系），它们的物性值也各不相同。SiC 晶体中存在多种缺陷，这些缺陷会降低其自身的质量。常见的晶体缺陷类型有微管、位错、层错、夹杂、多型共生等，如图3 所示。晶体缺陷给SiC 器件的应用造成了很大的阻碍。在这些缺陷当中，微管缺陷带来的后果最严重，SiC 器件的工作区域中任一微管缺陷都可能会导致器件的失效。
图3 常见的SiC晶体缺陷类型
虽然一些电子元器件能够在不使用外延层的情况下直接在衬底材料上制备，但高品质的SiC 器件仍然需要利用高品质的外延材料制备有源区。因此，低缺陷的SiC 外延生长技术对SiC器件质量有着重要的影响。随着SiC 功率器件制造要求和耐压等级的不断提高，其外延材料不断向低缺陷、厚外延方向发展。目前，批量生产SiC 外延材料的产业化公司有美国的CREE、Dow Corning，日本昭和电工（Showa Denko）等。
GaN材料及其制备工艺
在理论上，GaN 材料的击穿电场强度（约3×106V/cm）与SiC 材料接近，但受半导体工艺、材料晶格失配等因素影响，GaN 器件的电压耐受能力通常在1000V 左右，安全使用电压通常在650V 以下。随着各项技术难点的攻克和先进工艺的开发，GaN 必将作为新一代高效电源器件的制备材料。
（一）GaN 材料结构及特性
GaN 是Ⅲ-V 族直接带隙宽禁带半导体，室温下纤锌矿结构的禁带宽度为3.26eV。GaN 有3 种晶体结构形式，分别为纤锌矿结构、闪锌矿结构和岩盐矿（Rocksalt）结构。其中，纤锌矿结构是Ⅲ族氮化物中最稳定的晶体结构，闪锌矿结构以亚稳相形式存在，而岩盐矿结构是在高压条件下产生的。纤锌矿结构的GaN 材料具有其他半导体所不具备的优异物理性能，如耐化学稳定性、超强硬度、超高熔点等，所以，GaN 基半导体器件具有优异的耐压、耐热、耐腐蚀特性。图4 为GaN 的六方纤锌矿结构和GaN 单晶。
图4 GaN的六方纤锌矿结构（a）与GaN单晶（b）
（二）GaN 晶体的制备
GaN 的共价键键能较大（E=876.9kJ/mol），在2500℃熔点下，分解压大约为4.5GPa， 当分解压低于4.5GPa 时，GaN 不熔化直接分解。所以一些典型的平衡方法（如提拉法和布里奇曼定向凝固法等），不再适用于GaN 单晶的生长。目前，只能采用一些特殊的方法来制备单晶，主要包括升华法、高温高压法、熔融结晶法和氢化物气相外延法。其中，前3 种方法对设备和工艺都有严格要求，难以实现大规模的单晶生产，不能满足商业化的要求，而氢化物气相外延（Hydride Vapor-phaseEpitaxy，HVPE）方法是目前研究的主流。大多数可以商业化方式提供GaN 的均匀衬底都是通过这种方法生产的。该技术具有设备简单、成本低、发展速度快等优点。利用金属有机化合物化学气相沉淀（Metal-organic Chemical Vapor Deposition，MOCVD）技术可以生长出均匀、大尺寸的厚膜作为衬底。目前，该技术已经成为制备外延厚膜最有效的方法，并且生长的厚膜可以通过抛光或激光剥离衬底，作为同质外延生长器件结构的衬底。
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。
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。
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。
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。
图8 AlN作为过渡层的微观形貌
2. Si 衬底上GaN 基异质结构的外延生长
目前，GaN 基电力电子器件的成本与Si 器件相比仍然非常昂贵。解决成本问题的唯一途径是利用Si 衬底外延制备GaN 基异质结构，然后利用互补金属氧化物半导体（Complementary Metal Oxide Semiconductor，CMOS）技术制备GaN 基器件，使器件的性价比超过Si 器件。但与SiC 和蓝宝石衬底相比，Si 衬底外延GaN 要难得多。GaN（0001）与Si（111）的晶格失配率高达16.9%，热膨胀系数失配（热失配）高达56%。因此，Si 衬底上GaN 的外延生长及其异质结构在应力控制和缺陷控制方面面临着严峻的挑战。
外延层材料的晶格常数差异，会导致Si 和GaN 外延层界面处的高密度位错缺陷。在外延生长过程中，大多数位错会穿透外延层，严重影响着外延层的晶体质量。但由于两层热膨胀系数不一致，高温生长后冷却过程中整个外延层的内应力积累很大，发生翘曲并导致外延层开裂。随着衬底尺寸的增大，这种翘曲和开裂现象会越来越明显。
目前，插入层和缓冲层被广泛应用于解决Si 衬底上GaN 异质外延的应力问题，目前主流的3 种应力调节方案如图9 所示。
图9 目前主流的3种应力调节方案（a）低温AlN插入层结构；（b）GaN/AlN超晶格结构；（c）AlGaN缓冲层结构
插入层技术是引入一个或多个薄层插入层来调节外延层的内应力状态，平衡在冷却过程中由热失配和晶格失配引起的外延层的拉应力，目前采用低温AlN 作为插入层来调节应力状态，如图9（a）所示。
缓冲层技术提供了压缩应力来调整外延膜中的应力平衡，目前常用的是AlGaN 梯度缓冲和AlN/(Al)GaN 超晶格缓冲，如图9（b）、（c） 所示。上述方法都能提供压应力来平衡Si 基GaN 的拉应力，使整个系统趋于应力平衡。当然，这些方法不能完全解决应力问题。缓冲层的应力调节机制尚不明确，有待于进一步探索和优化。
另外，还有报道采用表面活化键合（SAB）的低温键合工艺将GaN 层转移到SiC 和Si 衬底上，在室温下直接键合制备GaN-on-Si 结构和GaN-on-SiC 结构， 通过氩（Ar）离子束源对晶圆表面进行活化。在表面活化后，两片晶圆将被结合在一起。与Al2O3（蓝宝石）和SiC 衬底上生长的异质外延层的质量相比，Si 衬底上GaN 基异质结构的质量和电性能仍有很大差异。特别是Si 衬底上GaN 外延层存在残余应力和局域陷阱态。这些应力和缺陷控制问题没有从根本上得到解决，导致材料和器件的可靠性问题尤为突出。因此，如何在高质量的Si 衬底上制备GaN 基异质结构仍是该领域的核心问题之一。
结束语
高频、大功率、抗辐射、高密度集成宽禁带半导体电子器件的研制，需要优良的材料作基础支撑。高品质的SiC和GaN 器件需要利用外延材料制备有源区，因此，低缺陷衬底和高质量外延层对器件性能起着至关重要的作用。近年来，SiC 和GaN功率器件的制造要求和耐压等级不断提高，对衬底和异质结构（GaN-on-SiC、GaN-on-Si）的缺陷密度及外延薄膜内部的应力平衡状态都提出了更高的要求，目前通过利用AlN 作为过渡层、超晶格缓冲层等提供压应力，进而调节外延层的内部应力以平衡状态，未来对应力调控尚有大量的工作需要进行探索和优化。
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石墨烯半导体！上海交大教授制备原子级光滑闭合边缘石墨烯纳米带
在后摩尔时代，场效应晶体管的发展路线主要有两条：其一，从工艺技术上把器件线宽进一步做得更小；其二，从材料着手探寻新的先进材料以进一步提升晶体管性能并减小器件尺寸。
来自上海交通大学电子信息与电气工程学院微纳电子学系的陈长鑫教授告诉 DeepTech，“我们目前的研究属于第二条途径。”
克服二维石墨烯和碳纳米管在电子和光电子器件领域的应用限制
陈长鑫告诉 DeepTech，二维石墨烯的迁移率高达 200,000 cm2 V−1 s−1,，但其半金属（带隙为零）的特性使其在电子和光电子器件领域的应用受到限制。其中一个解决方法是将石墨烯制成一维的石墨烯纳米带。由于石墨烯纳米带的宽度很窄，量子限域效应和边缘效应可使得石墨烯的带隙被打开。
此前研究表明，宽度小于10nm 的石墨烯纳米带由于量子限制和边缘效应而转变成半导体。它们呈现出与宽度成反比的带隙，其带隙值依赖于石墨烯纳米带的边缘手性以及扶手椅型石墨烯纳米带的 family 类型。特别是，宽度小于 5nm 的石墨烯纳米带可能具有相当大的带隙，适合晶体管器件应用。
在下一代晶体管的候选材料中，碳纳米管也受到了一定关注。常规碳纳米管包含半导体性和金属性两种属性，依靠目前的碳纳米管分离和生长技术要获得 100% 的纯半导体性碳纳米管仍具有挑战。
而金属性碳纳米管的存在会降低晶体管器件的成功率。相比之下，当石墨烯纳米带的宽度小于10纳米特别是5纳米时，它是全半导体性的，因此可用于制备全半导体性晶体管器件。
因此，使用窄的石墨烯纳米带既可克服二维石墨烯无带隙的缺点，又可克服纯半导体性碳纳米管难获得的不足。其在电子和光电子器件的发展中具有很大的潜在应用。然而，制备边缘光滑、带隙大、迁移率高的窄且长的石墨烯纳米带具有大的挑战性。
基于上述考虑，上海交通大学陈长鑫教授、斯坦福大学戴宏杰教授和 Wendy L. Mao 教授及其课题组一起开展了窄的边缘闭合的石墨烯纳米带的研究。研究团队通过使用一种高压和热处理的方法将碳纳米管压扁制备亚 10 纳米宽的长的石墨烯纳米带，其具有原子级光滑的闭合边缘。通过该方法，在使用的特定碳纳米管样品中大约 54% 的单壁和双壁碳纳米管可被转化为边缘闭合的石墨烯纳米带。
图 | 石墨烯纳米带（来源：Nature Electronics 期刊论文）
9 月 6 日，相关论文发表在 Nature Electronics 期刊，题为《来自压扁的碳纳米管的具有原子级光滑边缘的亚 10 纳米石墨烯纳米带》（Sub-10-纳米 graphene nanoribbons with atomically smooth edges from squashed carbon nanotubes）。
图 | 相关论文（来源：Nature Electronics 期刊论文）
采用高压和热处理手段，制备亚 10 纳米宽的石墨烯纳米带
据悉，在电子器件和光电器件的发展中，石墨烯纳米带有着较好的应用前景。但是，制备边缘光滑、带隙宽且具有良好导电性的纳米带仍然是具有较大挑战。
研究发现，通过高压和热处理可使碳纳米管被压扁，使其转化成具有光滑的闭合边缘的石墨烯纳米带。研究展示了采用高压和热处理手段可制备得到宽度不到 10 纳米的长石墨烯纳米带的结果，其中最窄的宽度仅为 1.4 纳米。
（来源：Nature Electronics 期刊论文）
研究人员采用金刚石对顶砧设备进行了高压处理实验。设备的样品腔位于被预压过的钨金属垫片中心，样品室用于装载碳纳米管样品。装入样品室的碳纳米管样品通过两个金刚石对顶砧被逐渐压缩，直至达到目标压力。
为了稳定被压扁样品结构，防止减压时可逆的结构转变，研究者在最高施加压力下对样品进行了热处理。通过一系列的控制实验，找到了最佳的压力和热处理工艺，从而制备得到高质量、高产率的石墨烯纳米带。
通过扫描透射电子显微镜和拉曼光谱图谱，研究人员鉴定了这批石墨烯纳米带的品质，发现对于宽度在 1.9 ~ 6.4 纳米间的碳纳米管样品，单壁和双壁碳纳米管被高压处理后有大约 54% 可转变为石墨烯纳米带。
图显示了处理过的样品中压扁的碳纳米管的一些石墨烯纳米带的图像。与碳纳米管相比，石墨烯纳米带在边缘和中间平面之间表现出低得多的图像对比度，这归因于它们的扁平结构。
除了平坦的石墨烯纳米带，还观察到扭曲和折叠石墨烯纳米带。在处理过的一个样品（样品 1） 中观察到的石墨烯纳米带宽度主要在 2.8 到 10 nm 的范围内。在处理过的另一个样品（样品 2）中，可以观察到亚 5 纳米的石墨烯纳米带，范围从 1.4 到 4.7 纳米。
图显示了典型的亚 10 纳米边缘闭合石墨烯纳米带，其为制备的宽度为 9.2 纳米的石墨烯纳米带。原子分辨率的扫描透射电子显微镜图像展示了一个均匀的莫尔图案，中心区域和边缘区域可同时在焦平面上。
相比之下，碳纳米管的原子分辨率扫描透射电子显微镜图像显示出不同的莫尔图案，边缘和中心区域的焦平面发生变化。这表明制作的石墨烯纳米带是平的。
（来源：Nature Electronics 期刊论文）
研究团队还通过使用硝酸作为氧化剂对高压下被压扁的碳纳米管进行选择性蚀刻，进而制备得到边缘打开的石墨烯纳米带。
当由于边缘曲率的存在，被压缩的碳管边缘处于高应变状态。这会导致扁平碳管边缘的碳原子与硝酸的反应活性比中心的要高得多，从而在适宜的温度下更容易和硝酸反应，这也让研究者可以选择性地蚀刻碳管，以便形成打开的边缘。
（来源：Nature Electronics 期刊论文）
制备的边缘封闭石墨烯纳米带与碳纳米管具有不同的原子力显微镜高度轮廓分布。根据 原子力显微镜测量，获得的石墨烯纳米带的边缘略高于其中心。对于典型的边缘封闭石墨烯纳米带，它们的边缘比中心高 0.18 nm。
（来源：Nature Electronics 期刊论文）
研究团队还发现，在石墨烯纳米带的制备过程中，退火过程起着重要作用。与不进行退火的对照实验显示，不进行退火处理的石墨烯纳米带产率会显著降低。碳纳米管中固有缺陷的稳定作用也可帮助实现不可逆的径向变形。
使用制备的 2.8 纳米宽的边缘闭合石墨烯纳米带作为沟道研究人员制做了场效应晶体管。晶体管的开/关电流比超过 104，带隙约为 494 meV，开态电导率为 7.42 mS，场效应迁移率为 2443 cm2 V−1 s−1。这说明制得的石墨烯纳米带具备较高的质量。
（来源：Nature Electronics 期刊论文）
可促进碳材料在未来集成电路中的应用
该研究证明，通过高压和热处理的方法可将碳纳米管压扁制得亚 10 纳米宽的半导体性石墨烯纳米带。压扁碳纳米管制得的石墨烯纳米带具有原子级光滑、闭合的边缘和很少的缺陷。
用该方法可以创建亚 5 纳米石墨烯纳米带，最小宽度为 1.4 纳米。对于直径在 1.9-6.4 nm 范围内的碳纳米管，样品中 54% 的单壁纳米管/双臂纳米管使用这种方法变成了两层或四层厚的石墨烯纳米带。
边缘开放的石墨烯纳米带也可以通过使用氧化剂硝酸在高压下选择性蚀刻压扁的碳纳米管的边缘来制备。使用 2.8 nm 边缘封闭石墨烯纳米带制作的场效应晶体管具有 >104 的高开关比、2443 cm2 V-1 s-1 的场效应迁移率和 7.42 mS 的开态沟道电导率。大致估计此石墨烯纳米带的带隙为 494 meV。
（来源：Nature Electronics 期刊论文）
陈长鑫表示，该方法提供了一种制备具有光滑边缘、大带隙和高迁移率的窄且长的石墨烯纳米带的途径，也提供了控制石墨烯纳米带边缘类型的方法的引导，从而可探索石墨烯纳米带的基本性能和在电子学和光电子学领域的实际应用可能。这种制备方法也有望被延伸用于其它富勒烯和管状材料上。该研究有益于促进碳材料在未来集成电路中的应用。
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