1. Semiconductores tertiae generationis
Primae generationis technologiae semiconductorum in materiis semiconductoribus, ut Si et Ge, elaboratae sunt. Haec est basis materiae pro evolutione transistorum et technologiae circuituum integratorum. Materiae semiconductorum primae generationis fundamenta industriae electronicae saeculo XX posuerunt et materiae fundamentales technologiae circuituum integratorum sunt.
Materiae semiconductrices secundae generationis praecipue gallium arsenidum, indii phosphidum, gallium phosphidum, indii arsenidum, aluminii arsenidum et eorum composita ternaria comprehendunt. Materiae semiconductrices secundae generationis fundamentum industriae informationis optoelectronicae constituunt. Hac de causa, industriae conexae, ut illuminatio, ostentatio, laser, et photovoltaica, evolutae sunt. Late in industriis hodiernis technologiae informationis et ostentationis optoelectronicae adhibentur.
Inter materias semiconductorias tertiae generationis repraesentativas numerantur gallium nitridum et silicium carburum. Propter latum intervallum zonae electricae, celeritatem fluctuationis saturationis electronicae magnam, conductivitatem thermalem magnam, et vim campi disruptionis magnam, hae materiae ideales sunt ad apparatus electronicos densitatis potentiae altae, frequentiae altae, et iacturae humilis praeparandos. Inter eas, apparatus potentiae silicii carburi commoda habent densitatis energiae altae, consumptionis energiae humilis, et magnitudinis parvae, et latas prospectus applicationis in vehiculis energiae novae, photovoltaicis, transportatione ferriviaria, magnis datis, et aliis campis. Apparatus RF gallium nitridi commoda habent frequentiae altae, potentiae altae, latae latitudinis, consumptionis energiae humilis, et magnitudinis parvae, et latas prospectus applicationis in communicationibus 5G, Internet Rerum, radar militari, et aliis campis. Praeterea, apparatus potentiae fundati gallium nitrido late in campo tensionis humilis adhibiti sunt. Accedit quod annis proximis, materiae gallium oxidi emergentes exspectantur complementarietatem technicam cum technologiis SiC et GaN existentibus formare, et prospectus applicationis potentiales in campis frequentiae humilis et tensionis altae habere.
Comparatae cum materiis semiconductoribus secundae generationis, materiae semiconductores tertiae generationis latitudinem hiatus energiae maiorem habent (latitudo hiatus energiae Si, materiae typicae materiae semiconductoris primae generationis, est circiter 1.1 eV, latitudo hiatus energiae GaAs, materiae typicae materiae semiconductoris secundae generationis, est circiter 1.42 eV, et latitudo hiatus energiae GaN, materiae typicae materiae semiconductoris tertiae generationis, supra 2.3 eV est), resistentiam radiationis fortiorem, resistentiam fortiorem interruptioni campi electrici, et resistentiam temperaturae altiorem. Materiae semiconductores tertiae generationis cum latitudine hiatus energiae maiori praecipue aptae sunt ad productionem instrumentorum electronicorum radiationi resistentium, altae frequentiae, altae potentiae et altae densitatis integrationis. Applicationes earum in instrumentis radiofrequentiae microundarum, LED, laseribus, instrumentis potentiae et aliis campis magnam attentionem attraxerunt, et latas prospectus progressionis in communicationibus mobilibus, retibus intelligentibus, transitu ferriviario, vehiculis novae energiae, electronicis consumptoribus, et instrumentis lucis ultraviolaceae et caeruleo-viridis ostenderunt [1].
Fons imaginis: CASA, Institutum Investigationis Securitatum Zheshang
Figura 1 Scala temporalis et praedictio instrumenti potentiae GaN
Structura et proprietates materiae GaN II
GaN est semiconductor cum lacuna energiae directa. Latitudo lacunae energiae structurae wurtziticae temperatura ambiente est circiter 3.26 eV. Materiae GaN tres structuras crystallinas principales habent, scilicet structuram wurtziticam, structuram sphaleriticam et structuram salis gemmae. Inter eas, structura wurtzitica est structura crystallina stabilissima. Figura 2 diagramma structurae wurtziticae hexagonalis GaN est. Structura wurtzitica materiae GaN ad structuram hexagonalem dense compactam pertinet. Quaeque cellula unitaria 12 atomos habet, inter quos 6 atomi N et 6 atomi Ga. Quisque atomus Ga (N) vinculum cum 4 proximis atomis N (Ga) format et ordine ABABAB… secundum directionem [0001] stratus est [2].
Figura 2 Structura Wurtzitae cellulae crystallinae GaN diagramma
III Substrata vulgo adhibita ad epitaxiam GaN
Epitaxiam homogeneam in substratis GaN optima electio ad epitaxiam GaN esse videtur. Attamen, propter magnam energiam vinculi GaN, cum temperatura punctum liquefactionis 2500℃ attingit, pressio decompositionis correspondens circiter 4.5GPa est. Cum pressio decompositionis inferior hac pressione est, GaN non liquefiit sed directe putrescit. Hoc technologias praeparationis substratorum maturas, ut methodum Czochralski, ad praeparationem substratorum monocrystallinorum GaN ineptas reddit, substrata GaN difficile ad productionem in massa et sumptuosa reddens. Ergo, substrata vulgo adhibita in accretione epitaxiali GaN sunt praecipue Si, SiC, sapphirus, etc. [3].
Tabula III GaN et parametri materiarum substrati vulgo adhibitarum
Epitaxia GaN in sapphiro
Sapphirus proprietates chemicas stabiles habet, vilis est, et magnam maturitatem industriae productionis magnae scalae habet. Quapropter, unus ex primis et latissime adhibitis materiis substratis in arte machinarum semiconductorum factus est. Ut unus ex substratis vulgo adhibitis ad epitaxiam GaN, problemata principalia quae pro substratis sapphirini solvenda sunt sunt:
✔ Ob magnam discrepantiam clathri inter sapphirum (Al2O3) et GaN (circiter 15%), densitas vitiorum in interfacie inter stratum epitaxiale et substratum valde magna est. Ut effectus adversi minuantur, substratum curationi praeparatoriae complexae subiiciendum est antequam processus epitaxiae incipiat. Antequam epitaxia GaN in substratis sapphirinis crescat, superficies substrati primum diligenter purganda est ut sordes, damnum politurae residuum, etc. removeantur, et ut gradus et structurae superficiei graduum producantur. Deinde, superficies substrati nitruratur ut proprietates madefaciendi strati epitaxialis mutentur. Denique, tenue stratum tamponis AlN (plerumque 10-100nm crassum) in superficie substrati deponi et temperatura humili recoquendum est ut ad accretionem epitaxialem finalem praeparatur. Nihilominus, densitas dislocationum in pelliculis epitaxialibus GaN in substratis sapphirinis crescentibus adhuc maior est quam ea pellicularum homoepitaxialium (circa 1010 cm⁻², comparata cum densitate dislocationum fere nulla in pelliculis homoepitaxialibus silicii vel pelliculis homoepitaxialibus gallii arsenidi, vel inter 10² et 10⁴ cm⁻²). Densitas vitiorum maior mobilitatem vectorum minuit, ita vitam vectorum minoritatis brevians et conductivitatem thermalem reducens, quae omnia efficaciam instrumenti minuent [4];
✔ Coefficiens expansionis thermalis sapphiri maior est quam GaN, itaque tensio compressiva biaxialis in strato epitaxiali generabitur durante processu refrigerationis a temperatura depositionis ad temperaturam ambientem. In pelliculis epitaxialibus crassioribus, haec tensio fissuras pelliculae vel etiam substrati causare potest;
✔ Comparata cum aliis substratis, conductivitas thermalis substratorum sapphirini inferior est (circiter 0.25W*cm⁻¹*K⁻¹ ad 100℃), et dissipatio caloris mala est;
✔ Propter conductivitatem malam, substrata sapphirina integrationi et applicationi cum aliis machinis semiconductoribus non favent.
Quamquam densitas vitiorum stratorum epitaxialium GaN in substratis sapphirinis crescentium alta est, non videtur significanter minuere efficaciam optoelectronicam lampadum LED caeruleo-viridium GaN fundatarum, ergo substrata sapphirina adhuc vulgo adhibentur substrata pro lampadibus LED GaN fundatis.
Cum evolutione plurium novorum usuum instrumentorum GaN, ut laserum aliorumve instrumentorum potentiae altae densitatis, vitia inherentia substratorum sapphirinorum magis magisque limitationem applicationis eorum constituerunt. Praeterea, cum evolutione technologiae accretionis substratorum SiC, reductione sumptuum et maturitate technologiae epitaxialis GaN in substratis Si, plures investigationes de accretione stratorum epitaxialium GaN in substratis sapphirinis gradatim inclinationem ad refrigerationem demonstraverunt.
Epitaxia GaN in SiC
Comparata cum sapphiro, substrata SiC (crystalla 4H et 6H) minorem discrepantiam clathri cum stratis epitaxialibus GaN (3.1%, aequivalens pelliculis epitaxialibus orientatis [0001]), maiorem conductivitatem thermalem (circiter 3.8W*cm⁻¹*K⁻¹), et cetera habent. Praeterea, conductivitas substratorum SiC etiam permittit contactus electricos in tergo substrati fieri, quod adiuvat ad structuram instrumenti simplificandam. Existentia horum commodorum plures investigatores ad laborandum in epitaxia GaN in substratis carburi silicii attraxit.
Attamen, operatio directa in substratis SiC ad vitandam accretionem epilaminarum GaN etiam seriem incommodorum praebet, inter quae haec sunt:
✔ Asperitas superficiei substratorum SiC multo maior est quam substratorum sapphirini (asperitas sapphiri 0.1nm RMS, asperitas SiC 1nm RMS), substrata SiC duritiem magnam et efficaciam processus pauperem habent, et haec asperitas et damnum politurae residuum etiam una ex fontibus vitiorum in epilaminis GaN sunt.
✔ Densitas dislocationum cochlearum substratorum SiC alta est (densitas dislocationum 10³-10⁴cm⁻²), dislocationes cochlearum ad stratum epilaminare GaN propagari et efficaciam instrumenti minuere possunt;
✔ Dispositio atomorum in superficie substrati formationem vitiorum accumulationis (BSFs) in strato epitaxiali GaN inducit. Pro GaN epitaxiali in substratis SiC, plures ordines dispositionis atomorum in substrato possibiles sunt, quod ordinem accumulationis atomorum initialem incongruentem strati epitaxialis GaN in eo efficit, quod vitiis accumulationis pronum est. Vitia accumulationis (SFs) campos electricos innatos secundum axem c introducunt, quod ad problemata ut effusionem instrumentorum separationis vectorum in plano ducit;
✔ Coefficiens expansionis thermalis substrati SiC minor est quam AlN et GaN, quod accumulationem tensionis thermalis inter stratum epitaxiale et substratum durante processu refrigerationis efficit. Waltereit et Brand, fretus investigationibus suis, praedixerunt hoc problema mitigari vel solvi posse crescendo strata epitaxialia GaN in stratis tenuibus, cohaerenter tensis, ad nucleationem AlN pertinentibus;
✔ Problema humiditatis parvae atomorum Ga. Cum strata epitaxialia GaN directe in superficie SiC crescunt, propter humiditatem parvam inter duos atomos, GaN pronum est ad incrementum insularum tridimensionalium in superficie substrati. Introductio strati tamponis est solutio frequentissime adhibita ad qualitatem materiarum epitaxialium in epitaxia GaN emendandam. Introductio strati tamponis AlN vel AlxGa1-xN potest efficaciter augere humiditatem superficiei SiC et facere ut stratum epitaxiale GaN in duabus dimensionibus crescat. Praeterea, etiam tensionem moderari et impedire potest ne vitia substrati ad epitaxiam GaN extendantur;
✔ Technologia praeparationis substratorum SiC immatura est, sumptus substrati altus est, et pauci sunt praebitores et copia exigua.
Investigationes Torres et al. ostendunt corrosionem substrati SiC cum H2 ad altam temperaturam (1600°C) ante epitaxiam structuram gradatim ordinatiorem in superficie substrati producere posse, ita pelliculam epitaxialem AlN qualitate altiore obtinendo quam cum directe in superficie substrati originali crescit. Investigationes Xie et eius turmae etiam ostendunt praetractationem corrosionis substrati carburi silicii morphologiam superficiei et qualitatem crystalli strati epitaxialis GaN significanter emendare posse. Smith et al. invenerunt dislocationes filamentosas ex interfaciebus substrati/strato tamponis et strati tamponis/strati epitaxialis oriundas cum planitudine substrati coniungi [5].
Figura 4. Morphologia TEM exemplorum stratorum epitaxialium GaN in substrato 6H-SiC (0001) sub variis condicionibus curationis superficialis agitur: (a) purgatione chemica; (b) purgatione chemica + curatione plasmatis hydrogenii; (c) purgatione chemica + curatione plasmatis hydrogenii + curatione caloris hydrogenii ad 1300℃ per 30 min.
Epitaxia GaN in Si
Comparatus cum substratis silicii carburi, sapphiro, aliisque, processus praeparationis substrati silicii maturus est, et stabile substrata magnae magnitudinis matura cum alto pretio praebere potest. Simul, conductivitas thermalis et electrica bonae sunt, et processus instrumentorum electronicorum Si maturus est. Possibilitas perfectae integrationis instrumentorum optoelectronicorum GaN cum instrumentis electronicis Si in futuro etiam incrementum epitaxiae GaN in silicio valde attractivum reddit.
Attamen, propter magnam differentiam in constantibus clathri inter substratum Si et materiam GaN, epitaxia heterogenea GaN in substrato Si est typica epitaxia magnae discrepantiae, et etiam seriem problematum affrontare debet:
✔ Problema energiae interfaciei superficialis. Cum GaN in substrato Si crescit, superficies substrati Si primum nitruratur ut stratum amorphum silicii nitridi formetur, quod nucleationi et accretioni GaN altae densitatis non favet. Praeterea, superficies Si primum Ga tanget, quod superficiem substrati Si corrodet. Altis temperaturis, decompositio superficiei Si in stratum epitaxialem GaN diffundetur ut maculas nigras silicii formet.
✔ Magna est discrepantia constantis clathri inter GaN et Si (~17%), quae ad formationem dislocationum filamentosarum densitatis altae ducet et qualitatem strati epitaxialis significanter minuet;
✔ Comparatus cum Si, GaN maiorem coefficientem expansionis thermalis habet (coefficiens expansionis thermalis GaN est circiter 5.6×10⁻⁶K⁻¹, coefficientis expansionis thermalis Si est circiter 2.6×10⁻⁶K⁻¹), et fissurae in strato epitaxiali GaN generari possunt dum temperatura epitaxialis ad temperaturam ambientem refrigeratur;
✔ Si cum NH3 ad altas temperaturas reagit ad formandum SiNx polycrystallinum. AlN nucleum praeferenter orientatum in SiNx polycrystallino formare non potest, quod ad orientationem inordinatam strati GaN subsequenter crescentis et ad magnum numerum vitiorum ducit, unde qualitas crystallina mala strati epitaxialis GaN, et etiam difficultas in formando strato epitaxiali GaN monocrystallino, oritur [6].
Ut problema magnae discrepantiae inter clathros solvatur, investigatores materias ut AlAs, GaAs, AlN, GaN, ZnO, et SiC ut strata tampona in substratis Si introducere conati sunt. Ut formatio polycrystallini SiNx vitetur et eius effectus adversi in qualitatem crystallinam materiarum GaN/AlN/Si (111) minuantur, TMAl plerumque per certum tempus introduci debet ante incrementum epitaxiale strati tamponis AlN ne NH3 cum superficie Si exposita reagat ad SiNx formandum. Praeterea, technologiae epitaxiales, ut technologia substrati figurati, ad qualitatem strati epitaxialis emendandam adhiberi possunt. Progressus harum technologiarum adiuvat ad formationem SiNx in interfacie epitaxiali inhibendam, incrementum bidimensionale strati epitaxialis GaN promovendum, et qualitatem incrementi strati epitaxialis emendandam. Accedit quod stratum tamponarium AlN introducitur ad tensionem tensilem a differentia coefficientium expansionis thermalis causatam compensandam, ne fissurae in strato epitaxiali GaN in substrato silicii fiant. Investigationes Krost ostendunt correlationem positivam inter crassitudinem strati tamponis AlN et reductionem deformationis. Cum crassitudo strati tamponis 12nm attingit, stratum epitaxiale crassius quam 6μm in substrato silicii per schema accretionis aptum crescere potest sine fissura strati epitaxialis.
Post diuturna investigatorum opera, qualitas stratorum epitaxialium GaN in substratis silicii crescentium significanter emendata est, et instrumenta ut transistores effectus campi, detectores ultraviolaceae cum claustro Schottky, lumina LED caeruleo-viridis, et laseres ultraviolaceae progressum magnum fecerunt.
Summa summarum, cum substrata epitaxialia GaN vulgo adhibita omnia epitaxia heterogenea sint, omnia problemata communia, ut discrepantiam clathri et magnas differentias in coefficientibus expansionis thermalis variis gradibus, patiuntur. Substrata epitaxialia GaN homogenea a maturitate technologiae limitantur, et substrata nondum in massa producta sunt. Sumptus productionis alti sunt, magnitudo substrati parva est, et qualitas substrati non optima est. Progressus novorum substratorum epitaxialium GaN et emendatio qualitatis epitaxialis adhuc inter factores magni momenti sunt qui ulteriorem progressionem industriae epitaxialis GaN restringunt.
IV. Methodi communes epitaxiae GaN
MOCVD (depositio vaporis chemici)
Epitaxiam homogeneam in substratis GaN optima electio esse videtur ad epitaxiam GaN. Quoniam autem praecursores depositionis vaporis chemici trimethylgallium et ammonia sunt, et gas vector hydrogenium, temperatura typica accretionis MOCVD est circiter 1000-1100℃, et celeritas accretionis MOCVD est circiter pauca micron per horam. Interfacies praeruptas in gradu atomico producere potest, quod aptissimum est ad accretionem heteroiunctionum, puteorum quanticorum, superreticulorum, aliarumque structurarum. Celeris eius celeritas accretionis, bona uniformitas, et aptitudo ad accretionem magnae areae et multi-partitae saepe in productione industriali adhibentur.
MBE (epitaxe fasciculi molecularis)
In epitaxia fasciculi molecularis, Ga fontem elementalem adhibet, nitrogenium autem activum ex nitrogenio per plasma RF obtinetur. Comparata cum methodo MOCVD, temperatura accretionis MBE circiter 350-400℃ inferior est. Temperatura accretionis inferior pollutionem quandam, quae ab ambitus temperaturae altae causari potest, vitare potest. Systema MBE sub vacuo altissimo operatur, quod ei permittit ut plures methodos detectionis in situ integret. Simul, eius celeritas accretionis et capacitas productionis cum MOCVD comparari non possunt, et magis in investigatione scientifica adhibetur [7].
Figura 5 (a) Eiko-MBE schematicum (b) MBE reactionem principalem cubiculi schematici
Methodus HVPE (epitaxes phasis vaporis hydridi)
Praecursores methodi epitaxiae vaporis hydridi sunt GaCl3 et NH3. Detchprohm et al. hanc methodum adhibuerunt ad stratum epitaxiale GaN crassum centum micronum in superficie substrati sapphirini crescendum. In experimento eorum, stratum ZnO inter substratum sapphirinum et stratum epitaxiale quasi stratum tamponis crevit, et stratum epitaxiale a superficie substrati detractum est. Comparata cum MOCVD et MBE, praecipua proprietas methodi HVPE est eius celeritas crescendi alta, quae apta est ad productionem stratorum crassorum et materiarum solidarum. Attamen, cum crassitudo strati epitaxialis 20μm excedit, stratum epitaxiale hac methodo productum fissuris obnoxium est.
Akira USUI technologiam substrati figurati, hac methodo innixa, introduxit. Primo stratum epitaxiale GaN tenue, 1-1.5μm crassitudinis, in substrato sapphirino, methodo MOCVD utentes, excoluerunt. Stratum epitaxiale constabat ex strato GaN tampone 20nm crassitudinis, sub temperatura humili creto, et strato GaN sub temperatura alta creto. Deinde, ad 430℃, stratum SiO2 in superficie strati epitaxialis obductum est, et striae fenestrales in pellicula SiO2 photolithographia factae sunt. Spatium striarum 7μm erat, latitudo larvae ab 1μm ad 4μm variabat. Post hanc emendationem, stratum epitaxiale GaN in substrato sapphirino 2 pollicum diametro adepti sunt, quod sine fissuris et tam leve quam speculum erat, etiam cum crassitudo ad decem vel etiam centena micron cresceret. Densitas vitiorum a 10⁹-10¹⁻² methodi HVPE traditionalis ad circiter 6×10¹⁻¹ cm⁻² redacta est. Etiam in experimento demonstraverunt superficiem exemplaris asperam fieri [8], cum celeritas incrementi 75μm/h excederet.
Figura 6 Schema Substrati Graphicum
V. Summarium et Prospectus
Materiae GaN emergere coeperunt anno 2014, cum lumina caerulea LED Praemium Nobelianum Physicae eo anno reportaverunt, et in campum publicum applicationum celeris impletionis in campo electronicorum usui destinatarum ingressae sunt. Re vera, applicationes in amplificatoribus potentiae et instrumentis RF in stationibus basicis 5G adhibitis, quas plerique videre non possunt, etiam tacite emerserunt. Recentibus annis, progressus instrumentorum potentiae gradus autocinetici GaN fundatorum nova puncta incrementi pro foro applicationum materiae GaN aperire exspectatur.
Ingens mercatus postulatio progressionem industriarum et technologiarum GaN conexarum certe promovebit. Maturatione et emendatione catenae industrialis GaN adhibitae, difficultates quibus hodierna technologia epitaxialis GaN obviam ibit tandem vel meliorabuntur vel superabuntur. In futuro, homines certe plures novas technologias epitaxiales et plures optiones substratorum excellentes excogitabunt. Tum homines, secundum proprietates scenariorum applicationis, technologiam investigationis externae et substratum aptissimum pro variis applicationibus eligere poterunt, et producta maxime competitiva et ad singulorum necessitates aptata producere.
Tempus publicationis: Die XXVIII mensis Iunii, anno MMXXIV