Ut in Figura 3 demonstratur, tres sunt technicae praevalentes quae ad crystallum singularem SiC qualitatem et efficaciam magnam praebendum spectant: epitaxia phasis liquidae (LPE), transportatio vaporis physici (PVT), et depositio vaporis chemici altae temperaturae (HTCVD). PVT est processus bene stabilitus ad crystallum singularem SiC producendum, qui late apud maiores fabricatores laminarum metallicarum adhibetur.
Attamen, omnes tres processus celeriter evolvuntur et innovant. Nondum possibile est determinare quis processus late in futuro adoptabitur. Praesertim, crystallus singularis SiC altae qualitatis, per accretionem solutionis celeritate considerabili productus, annis proximis relatus est, accretio SiC in massa in phase liquida temperaturam inferiorem requirit quam ea processus sublimationis vel depositionis, et excellentiam in producendis substratis SiC generis P demonstrat (Tabula 3) [33, 34].
Fig. 3: Schema trium praecipuarum methodorum accretionis monocrystalli SiC: (a) epitaxia phasis liquidae; (b) transportatio vaporis physica; (c) depositio vaporis chemici altae temperaturae.
Tabula III: Comparatio LPE, PVT et HTCVD ad crescendos crystallos singulares SiC [33, 34]
Incrementum in solutione est technologia communis ad semiconductores compositos praeparandos [36]. Ab annis 1960, investigatores conati sunt crystallum in solutione evolvere [37]. Postquam technologia evoluta est, supersaturatio superficiei accretionis bene regi potest, quod methodum solutionis facit technologiam promittentem ad massas monocrystallinas altae qualitatis obtinendas.
Ad accretionem solutionis crystalli singularis SiC, fons Si ex liquefactione Si purissima oritur, dum crucibulum graphitae duplex usum praebet: calefactor et fons soluti C. Crystalli singulares SiC sub ratione stoichiometrica ideali crescere solent cum proportio C et Si prope 1 est, quod densitatem vitiorum inferiorem indicat [28]. Attamen, sub pressione atmosphaerica, SiC nullum punctum liquefactionis ostendit et directe per vaporisationem sub temperaturis excedentibus circa 2000°C putrescit. Liquefactiones SiC, secundum expectationes theoreticas, tantum sub pressionibus severis formari possunt, ut ex diagramma phasium binariarum Si-C (Fig. 4) apparet, quod apud [Nota:] per gradientem temperaturae et systema solutionis. Quo altior C in liquefactione Si variat ab 1at.% ad 13at.%. Impellens supersaturationem C, eo velocior celeritas accretionis, dum vis humilis C accretionis est supersaturatio C quae dominatur sub pressione 109 Pa et temperaturis supra 3200°C. Supersaturatio superficiem laevigatam producit [22, 36-38]. Temperaturis inter 1400 et 2800°C, solubilitas C in Si liquefacto variat ab 1at.% ad 13at.%. Vis impulsiva incrementi est supersaturatio C, quae a gradiente temperaturae et systemate solutionis dominatur. Quo altior supersaturatio C, eo velocior celeritas incrementi, dum humilis supersaturatio C superficiem laevigatam producit [22, 36-38].
Fig. 4: Diagramma phasium binariarum Si-C [40]
Dopatio elementorum metallorum transitionalium vel elementorum terrarum rararum non solum efficaciter temperaturam accretionis demittit, sed sola via videtur esse ad solubilitatem carbonii in Si fuso vehementer augendam. Additio metallorum gregis transitionalis, ut Ti [8, 14-16, 19, 40-52], Cr [29, 30, 43, 50, 53-75], Co [63, 76], Fe [77-80], etc., vel metallorum terrarum rararum, ut Ce [81], Y [82], Sc, etc., ad Si fusum permittit solubilitatem carbonii excedere 50at.% in statu prope aequilibrium thermodynamicum. Praeterea, ars LPE favet dopatio generis P SiC, quae fieri potest per mixturam Al in...
solvens [50, 53, 56, 59, 64, 71-73, 82, 83]. Attamen incorporatio Al ducit ad augmentum resistentiae crystallorum singularium SiC typi P [49, 56]. Praeter incrementum typi N sub dopatione nitrogenii,
Incrementum solutionis plerumque in atmosphaera gasis inertis procedit. Quamquam helium (He) carius est quam argon, a multis eruditis probatur propter viscositatem inferiorem et conductivitatem thermalem superiorem (octoplo maiorem quam argon) [85]. Celeritas migrationis et contentum Cr in 4H-SiC similes sunt sub atmosphaera He et Ar; probatum est incrementum sub Her maiorem celeritatem incrementi quam incrementum sub Ar efficere propter maiorem dissipationem caloris continentis seminum [68]. He formationem vacuorum intra crystallum cretum et nucleationem spontaneam in solutione impedit, itaque morphologia superficiei levis obtineri potest [86].
Haec dissertatio progressionem, applicationes, et proprietates instrumentorum SiC, necnon tres modos principales ad crystallum singulare SiC crescendum, introduxit. In sectionibus sequentibus, rationes hodiernae crescendi in solutione et parametri principales correspondentes recensiti sunt. Denique, prospectus propositus est qui provocationes et opera futura de crescendo in massa crystallorum singularium SiC per methodum solutionis tractavit.
Tempus publicationis: Kal. Iul. MMXIV