现有的绝缘体上碳化硅光子平台利用碳化硅 (SiC) 下的一层薄二氧化硅来提供光学限制和模式隔离。在这里，我们用 1 微米厚的氮化铝替换下面的二氧化硅层，并首次展示了我们所知的 4H-碳化硅-氮化铝集成光子平台。制造了高效的光栅耦合器、低损耗波导和紧凑型微环谐振器，其固有品质因数高达 210,000。此外，通过底切氮化铝层，碳化硅微环的固有品质因数提高了近一个数量级（180 万）。最后，开发了一种光泵探测方法来测量氮化铝层的热导率，估计其热导率是二氧化硅的 30 倍以上

绝缘体上硅 (SOI) 和绝缘体上铌酸锂 (LNOI) 等集成光子平台彻底改变了现代光学技术 [1–3]。除了这些成熟的器件平台之外，还有一些新兴候选材料，例如碳化硅 (SiC)，它们在经典和量子领域都有潜在的应用 [4]。传统上，绝缘体材料由一层薄薄的二氧化硅组成，它作为纤芯的低折射率包层（1550 nm 时的折射率约为 1.45），从而使光学模式得到充分限制并与基底隔离。然而，二氧化硅在中红外（>3 μm）处具有强烈的光吸收，这会增加光学模式在较长波长下的传播损耗 [5]。此外，与蓝宝石或氮化铝 (AlN) 等其他光子材料相比，它的热导率要小得多。因此，从光子核心到基板的热传递通常很慢而且效率低，当光子装置在中高光功率下工作时，往往会导致显著的热光双稳态 [6]。

写在前面：

本文介绍的是一种新型材料的波导平台，该平台采用了SIC+ALN材料，利用了SIC和ALN各自的优势，来突破了以往单独soi lnoi材料的限制，实现了更好的效果

其实从最近学术界发文章的趋势我们不难看出 ，最近比较火的几篇文章

1. Ti:Sapphire激光器（这个文章的作者的老师也是搞SICOI的）

2. 碳化硅光子集成线路

3. 当然包括以前大家常用的SOI,LNOI,LTOI

4. 硅光铌酸锂异质键合

5. 氮化硅铌酸锂异质键合
   

上述工艺平台都是基于一类工艺，键合+SMARTCUT/减薄抛光工艺，这是因为单晶材料具有极好的光学特性，通过smartcut或者煎薄抛光工艺可以获得单晶薄膜。

这套工艺平台，可以在热氧片或者其他材料上实现多材料的键合，最终可以开发多材料的波导平台，对光子集成线路的发展提供了更多的自由性。

划重点

而目前国内提供绝缘体上多材料波导平台的供应严重不足，严重限制了国内科学家在这块的探索，小编为大家提供多材料（铌酸锂，晶体，碳化硅，磷化铟，砷化镓，钽酸锂，碳化硅，氮化镓，砷化镓，氮化硅，等等等等）和多材料键合加工，离子注入，抛光煎薄的全流程 全产线，自主可控复合衬底加工，您收到我们的衬底后，可以基于自己单位的平台进行后道的刻蚀工艺的开发。

同时可以提供两类工艺 

键合可以亲水键合+退火或者室温表面活化键合+改性层

薄膜层的获取可以通过smartcut离子注入（厚度控制精准，膜层有损伤）+退火cmp或者机械减薄+cmp（厚度控制不精准，但是膜层没损伤）

如果想要了解更多可以联系小编

为了将材料透明度扩展到中红外波段以及减轻集成光子装置的热效应，有人建议用蓝宝石等宽带隙材料代替二氧化硅层。例子包括蓝宝石上的 Si [7]、蓝宝石上的 AlN [8] 和蓝宝石上的 LN [9]。在本文中，我们提出了一种替代组合，即采用 AlN 作为 SiC 的底层包层，并首次展示了 4H-SiC-on-AlN 集成光子平台。选择 AlN 作为 4H-SiCOI 平台有几个因素：首先，AlN 在从紫外到中红外波段（高达 11 μm）都是透明的 [10,11]；其次，AlN，特别是单晶AlN，与二氧化硅相比具有大得多的热导率[12]；最后，AlN的晶格常数与4H-SiC的晶格常数非常匹配，这使得这两层之间具有材料兼容性[13]。

图 1. (a) 4H-碳化硅-氮化铝集成光子平台示意图。(b) 模拟半径为 50 μm 的 4H-SiC 微环的热导率（蓝色实线）和寿命（红色实线）与底层 1 μm 厚的氮化铝层热导率的关系。SiC 环宽度为 2.5 μm，SiC 层高度为 700 nm，蚀刻深度为 550 nm。插图显示了热导率为 100 W/(m · K) 时的温度分布。

图 1(a) 给出了代表性 4H-SiC-on-AlN 波导的模式分布。4H-SiC 和 AlN 在 1550 nm 波段的折射率分别约为 2.6 和 2.1。在这种适度的折射率对比下，对于厚度为 1 μm (1.5 μm) 的 AlN 层，基本横向电场 (TE) 模式的衬底泄漏损耗估计接近 1 dB/cm (1 dB/m)。为了量化 AlN 带来的热性能改善，我们在图 1(b) 中使用半径为 50 μm 的 SiC 微环作为示例。可以看出，当底层包层的热导率从 1 W/(m · K) （二氧化硅的典型值）增加到 >100 W/(m · K) （AlN 的典型值）时，相应微环的热导率 (CT) 提高了 7 倍以上，而热寿命 (τT) 则降低了 5 倍以上。这里，微谐振器的热导率定义为 CT ≡ Pabs /ΔT，其中 Pabs 和 ΔT 分别表示光模区域中的吸收功率和升高的温度。另一方面，热寿命表示当使用指数函数拟合温度的动态变化时的时间常数（即 exp(−t/τT )）。因此，图 1(b) 中的模拟数据表明，通过用 AlN 替换底层二氧化硅，可以大大抑制 SiCOI 平台中的热效应。这对于非线性光学应用尤其有意义，因为光泵部分被微谐振器吸收，由此产生的热光双稳态阻碍了孤子微梳生成等应用 [14]。相反，微谐振器热导的大幅增加可以导致直接进入孤子态，而无需辅助热缓解 [14,15]。

图 2. (a) 在 500 μm 厚的 4H-SiC 晶片上溅射 1 μm 厚的 AlN 的扫描电子显微照片 (SEM) 的横截面 (左) 和顶面 (右) 视图。(b) AlN 层的摇摆曲线测量显示半峰角的全宽约为 2.3◦（相邻的窄峰来自 4H-SiC）。(c) 用于制造 SiC-on-AlN 晶片的定制键合和抛光工艺的图示。(d) 4 英寸大小的 SiC-on-AlN 晶片的光学显微照片（左）和整个晶片区域测量的 SiC 厚度（右）。

为了制造 SiC-on-AlN 晶片，我们首先在半绝缘的 500 μm 厚的 4H-SiC 晶片（Kyma Technologies）上溅射 1 μm 厚的 AlN。将 4H-SiC 上的 AlN 厚度增加到 1 μm 以上在技术上具有挑战性，因为 AlN 层内部产生的内应力足够大以致于导致裂纹。AlN 层横截面和顶面的扫描电子显微照片 (SEM) 证实了特征柱状结构，AlN 晶粒尺寸估计在 15 到 30 nm 之间（图 2（a））。通过使用 X 射线衍射进行摇摆曲线测量进一步检查 AlN 层的材料质量，结果显示半峰全宽为 2.3◦（图 2（b））。接下来，我们使用非晶硅作为键合层，将 AlN-on-SiC 晶片键合到 Si 衬底上，然后将顶部 SiC 层抛光至小于 1 μm（图 2(c)，NGK Insulators）。请注意，这种键合和抛光工艺与制造传统 SiC-on-氧化物晶片所采用的工艺类似 [16–21]。最后，图 2(d) 显示了 4 英寸大小的 SiC-on-AlN 晶片的光学显微照片，发现整个晶片上的 SiC 厚度变化小于 3%（标称 SiC 厚度约为 700 nm）。

图 3. (a) 半径为 50 μm 的光栅耦合 4H-SiC 微环谐振器的光学显微照片。(b) 微环的光学传输。(c) 两种不同光功率下基本横向电模式的代表性谐振，显示固有 Q 值约为 0.21 百万，片上功率为 200 mW 时热光偏移约为 40 pm。(d) 实验测量的谐振热偏移（带误差线的标记）及其线性拟合（红色实线）作为片上光功率的函数。

SiC-on-AlN 晶片的进一步特点是使用针对 4H-SiC 优化的纳米制造工艺制造芯片级光学器件 [21]。图 3(a) 显示了这样一个例子，即光栅耦合的半径为 50 μm 的 SiC 微环（环宽为 2.5 μm）。该光栅耦合器的标称 SiC 厚度为 700 nm，蚀刻深度为 550 nm，峰值耦合效率为 15–20%（7–8 dB）。根据激光传输估计，其 3 dB 耦合带宽超过 60 nm（图 3(b)）。此外，我们提取出基本 TE 模式的固有 Q 值接近 0.21 百万（图 3(c)），这对应于 2.3 dB/cm 的传播损耗。由于这一 Q 值远低于 4H-SiC-on-oxide 器件的 Q 值（其中固有 Q 值通常大于 100 万）[21]，因此它很可能受到由于隔离不足而导致的泄漏损耗（对于 1 μm AlN，模拟泄漏损耗约为 1 dB/cm）的限制。此外，AlN 层可能引入额外的散射和吸收损耗，因为 AlN 层的晶粒尺寸相对较大。尽管如此，SiC-on-AlN 晶片的传播损耗达到 1 dB/cm 量级，证明了其在低损耗光子应用中的可行性。

在增加泵浦功率时，SiC 谐振仅经历热致谐振偏移，而不表现出任何热光双稳态（对于 200 mW 输入功率，观察到约 40 pm 的偏移；见图 3（c））。发现这种波长偏移与光功率成线性比例（图 3（d）），这表明在 1550 nm 波段，线性吸收比任何非线性吸收都占主导地位。使用 4H-SiC 的热光系数（dn/dT ≈ 4.2 × 10−5/K）[22]，预计谐振会随着温度变化而偏移 25 pm/K。结合这些数字，我们得出

其中 η 表示微谐振器吸收的泵浦功率百分比。结果，半径为 50 μm 的 SiC 微环的热导率估计为 CT ≈ (125η × 10−3) W/K。虽然很难知道我们器件的 η 的精确值，但使用 η 的 20% 保守估计，热导率为 25 × 10−3 W/K。通过将此结果与图 1(b) 中的模拟数据进行比较，我们推断 AlN 层的热导率在 20–30 W/(m · K) 的数量级。

图 4. (a) 下切 SiC 微环的光学显微照片（左）和扫描电子显微照片（右）。SiC 微环的半径为 50 μm，下方的 AlN 基座的半径约为 20 μm。(b) 下切 SiC 微环的代表性线性传输，半峰全宽约为 1.1 pm（加载 Q 估计为 140 万）。结合消光比（≈30%），我们可以提取约 180 万的固有 Q。

为了验证 SiC-on-AlN 微环的固有 Q 值确实受到衬底泄漏损耗和 AlN 引起的吸收/散射损耗的限制，我们在 SiC 微环周围开沟槽，并使用 50◦C 的 AZ 400K 溶液蚀刻掉 AlN。如图 4(a) 所示，由于 150 nm 未蚀刻的 SiC 层支撑整个结构（沟槽区域除外），因此下切 SiC 微环谐振器仍然具有机械稳定性。由于与周围空气的折射率对比度更高，随着 AlN 的去除，SiC 层中的模式限制因子从 96% 增加到 99% 以上。事实上，SiC 微环的固有 Q 值显著提高到 180 万，几乎比图 3(c) 中测得的 21 万 Q 值大一个数量级。这一差异表明，如果我们设法增加 AlN 厚度并进一步改善其材料质量，SiC-on-AlN 器件的传播损耗可以远低于 1 dB/cm [13]。

在底切结构中，SiC 微环内部产生的热量通过未蚀刻的 SiC 层传播到 AlN 基座，然后消散到 Si 衬底，这有助于缩短热寿命。因此，通过准确测量热衰减时间，可以在不知道吸收率（即 η）的情况下估算 AlN 层的热导率。为此，我们开发了一个光泵探测实验方案，如图 5（a）所示。测量首先采用具有相对较强光功率的泵浦激光器，使其透射扫描显示典型的热光双稳态（见图 5（b））。泵浦激光器的波长将缓慢调整到热三角的底部。超过此点后，泵浦波长的轻微增加会触发微谐振器的温度冷却（触发时间标记为 t0），导致所有腔谐振同时发生蓝移。可以通过使用耦合到不同谐振的探测激光器来测量这种温度动态（每次测量中波长失谐量固定为 Δλprobe；见图 5（b））。使用泵浦透射作为触发器（当它在 t0 时从低变为高时），我们使用快速示波器监测探测透射并提取探测激光与蓝移谐振重合的等待时间（tp−t0）。最后，将探测激光的失谐量 Δλprobe 与 tp−t0 关联起来，我们就可以提取腔的热寿命。

图 5(c) 显示了泵浦探测测量的一个示例，其中对于固定的泵浦功率测试了一系列探测失谐 (Δλprobe)，并记录了相应的探测轨迹。请注意，虽然每条轨迹看起来都是规则的共振扫描，但两者之间存在很大差异。在规则的共振扫描中，腔体共振的波长是固定的，而激光失谐会发生变化。然而，在我们的例子中，探测激光器具有固定的失谐，并且腔体温度的冷却（由泵浦激光器的热光双稳态触发）导致了腔体共振的自扫描。这种理解还解释了为什么当我们监测相同的探测共振时，随着 Δλprobe 的减小，明显的共振宽度会变得更大（图 5(c)）。这是因为热光扫描速率会随着温度下降而减慢（指数衰减）。通过对测量到的tp − t0 与各种探针失谐Δλprobe进行拟合，我们得出底切SiC微环的热寿命约为5.3 μs（图5（d））。在图5（e）中，通过将这些数据与模拟的热寿命进行比较，可以估算出AlN层的热导率接近35 W/(m·K)，或约为二氧化硅的30倍。请注意，虽然这种热导率水平是非晶态AlN的典型特征（因为我们的AlN是通过溅射工艺获得的），但文献中已报道单晶AlN的热导率超过300 W/(m·K) [12]。

总之，我们首次提出并演示了 4H-SiC-on-AlN 集成光子平台。利用 700 nm SiC 器件层下 1 μm 厚的 AlN，我们在 1550 nm 波段制造了固有品质因数高达 210,000 的微环，这相当于片上传播损耗为 2.3 dB/cm。通过切割 AlN 层，固有品质因数提高了近一个数量级（180 万）。此外，基于光诱导双稳态的泵浦探测方案可以直接估算溅射 AlN 层的热导率，该热导率约为二氧化硅的 30 倍。随着AlN生长技术的进一步改进，我们相信这种SiC-on-AlN集成光子平台可以支持从可见光到中红外（0.4-5.5μm）波段远低于1dB/cm的传播损耗，同时为广泛的高功率应用提供出色的热效应抑制。