Nitruro de galio ( Ga N )

nitruro de galio ( Ga N ) es un binario III / V bandgap directo semiconductores de uso común en brillantes diodos emisores de luz desde la década de 1990. The compound is a very hard material that has a Wurtzite crystal structure . El compuesto es un material muy duro que tiene una estructura cristalina Wurtzita . Its wide band gap of 3.4 eV affords it special properties for applications in optoelectronic , high-power and high-frequency devices. Su amplia banda prohibida de 3,4 eV ofrece sus propiedades especiales para aplicaciones en optoelectrónica , de alta potencia y dispositivos de alta frecuencia. For example, GaN is the substrate which makes violet (405 nm) laser diodes possible, without use of nonlinear optical frequency-doubling . Por ejemplo, GaN es el sustrato que hace violeta (405 nm) láser de diodos de lo posible, sin el uso de óptica no lineal de frecuencia doble . Its sensitivity to ionizing radiation is low (like other group III nitrides ), making it a suitable material for solar cell arrays for satellites . Su sensibilidad a la radiación ionizante es baja (al igual que otros del grupo III nitruros ), por lo que es un material adecuado para la célula solar arrays para satélites . Because GaN transistors can operate at much hotter temperatures and work at much higher voltages than gallium arsenide (GaAs) transistors, they make ideal power amplifiers at microwave frequencies. Debido a que los transistores de GaN pueden funcionar a temperaturas mucho más caliente y el trabajo a mayor tensión mucho más arseniuro de galio (GaAs) transistores, amplificadores de potencia hacen ideal a frecuencias de microondas.

Propiedades físicas GaN is a very hard, mechanically stable material with large heat capacity . In its pure form it resists cracking and can be deposited in thin film on sapphire or silicon carbide , despite the mismatch in their lattice constants . GaN can be doped with silicon (Si) or with oxygen to N-type and with magnesium (Mg) to p-type ; however, the Si and Mg atoms change the way the GaN crystals grow, introducing tensile stresses and making them brittle. Gallium nitride compounds also tend to have a high spatial defect frequency, on the order of a hundred million to ten billion defects per square centimeter. GaN es muy dura y estable mecánicamente con material de gran capacida calorífica . En su forma pura que resiste el agrietamiento y pueden ser depositados en capa fina sobre zafiro o de carburo de silicio , a pesar de la falta de coincidencia en sus constantes de red . puede GaN ser dopado con silicio (Si) o con oxígeno de tipo N y con el magnesio (Mg) a tipo p ; Sin embargo, el "Sí" y los átomos de Mg cambiar la forma de los cristales de GaN crecer, la introducción de tensiones de tracción y haciéndolos quebradizos. galio nitruro de compuestos también tienden a tener una frecuencia espacial defecto alta, del orden de un cien millones hasta diez mil millones defectos por centímetro cuadrado. GaN-based parts are very sensitive to electrostatic discharge . Basados en GaN partes son muy sensibles a las descargas electrostáticas.

Evolucion
GaN cristalina de alta calidad se puede obtener a baja temperatura depositado capa de tecnología de amortiguación. Esta calidad cristalina de alta GaN llevó al descubrimiento de GaN tipo p, de unión pn blue/UV- LED y la temperatura ambiente- emisión estimulada (indispensables para la acción láser). Esto ha llevado a la comercialización de los LED de alto rendimiento azul y violeta-vida-láser de diodos de largo, y al desarrollo de la base de nitruro de dispositivos tales como detectores de UV y de alta velocidad -transistores de efecto de campo .
High-brightness GaN light-emitting diodes (LEDs) completed the range of primary colors, and made applications such as daylight visible full-color LED displays, white LEDs and blue laser devices possible. De alto brillo de GaN diodos emisores de luz (LED) completaban la gama de colores primarios,hizo aplicaciones tales como la luz del día visible color del LED muestra llena, los LEDs blancos y azules con láser los dispositivos posibles. The first GaN-based high-brightness LEDs were using a thin film of GaN deposited via MOCVD on sapphire . El brillo de los LED GaN--base de alta primero estaban usando una fina capa de GaN depositado a través de MOCVD sobre zafiro . Other substrates used are zinc oxide , with lattice constant mismatch only 2%, and silicon carbide (SiC). Group III nitride semiconductors are in general recognized as one of the most promising semiconductor family for fabricating optical devices in the visible short-wavelength and UV region. Otros sustratos utilizados son el óxido de zinc , con una constante de red no coincide sólo el 2%, y el carburo de silicio (SiC). Grupo de semiconductores de nitruro III, en general, reconocido como uno de los semiconductores de la familia más prometedora para la fabricación de dispositivos ópticos en el espectro visible a corto longitud de onda y de la región UV.
The very high breakdown voltages, high electron mobility and saturation velocity of GaN has also made it an ideal candidate for high-power and high-temperature microwave applications, as evidenced by its high Johnson's Figure of Merit . El reparto de tensiones de muy alta, alta movilidad de electrones y la velocidad de saturación de GaN también ha hecho un candidato ideal para la alta potencia de microondas y la temperatura de las aplicaciones de alto, como lo demuestra su alta figura de Johnson al Mérito . Potential markets for high-power/high-frequency devices based on GaN include microwave radio-frequency power amplifiers (such as used in high-speed wireless data transmission) and high-voltage switching devices for power grids. Los mercados potenciales para los dispositivos basados en GaN high-power/high-frequency incluyen microondas , radiofrecuencia amplificadores de potencia (tales como los utilizados en la velocidad de transmisión de datos inalámbrica de alta) y de alta tensión de dispositivos de conmutación de redes eléctricas. A potential mass-market application for GaN-based RF transistors is as the microwave source for microwave ovens, replacing the magnetrons currently used. Un mercado masivo potencial de aplicación basado en RF GaN transistores es como la fuente de microondas para hornos de microondas , para sustituir a las magnetrones se utilizan actualmente. The large band gap means that the performance of GaN transistors is maintained up to higher temperatures than silicon transistors. El boquete de la venda grande significa que el rendimiento de los transistores de GaN se mantiene hasta temperaturas más altas que los transistores de silicio. First gallium nitride metal/oxide semiconductor field-effect transistors (GaN MOSFET ) were experimentally demonstrated in 1993 and they are being actively developed. En primer lugar nitruro de galio metal / óxido de semiconductores transistores de efecto de campo (GaN MOSFET ) se demostró experimentalmente en 1993 y que están siendo desarrollados.

Bárbara Scarlett Betancourt Morales

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Growth and applications of
Group III-nitrides

Introduction
Group III-nitrides have been considered a promising system for semiconductor devices applications since 1970,especially for the development of blue- and UV-lightemitting diodes. The III–V nitrides, aluminium nitride (AlN), gallium nitride (GaN) and indium nitride (InN), are candidate materials for optoelectrical applications at such photon energies, because they form a continuous alloy system (InGaN, InAlN, and AlGaN) whose direct optical bandgaps for the hexagonal wurtzite phase range from 1.9 eV for _-InN and 3.4 eV for _-GaN to 6.2 eV for _-AlN. The cubic modifications have bandgaps in the range from 1.7 eV for _-InN and 3.2 eV for _-GaN to 4.9 eV for _-AlN (figures 1 and 2) [1–6]. Other advantageous properties include high mechanical and thermal stability, large piezoelectric constants and the possibility of passivation by forming thin layers of Ga2O3 or Al2O3 with bandgaps of approximately 4.2 eV and 9 eV. The spontaneous and piezoelectric polarization in the wurtzite materials) and the high electron drift velocities (2 _ 105 m s−1 [7]) of GaN can be used to fabricate highpower transistors based on AlGaN/GaN heterostructures. In addition, AlN is an important material with a variety of applications such as passive barrier layers, high-frequency acoustic wave devices, high-temperature windows, and dielectric optical enhancement layers in magneto-optic multilayer structures Very informative reviews of the growth techniques and structural, optical and electrical properties of Group IIInitrides and their alloys have been presented by Strite et al .A good overview of applications of Group III-nitride based heterostructures for UV emitters and high-temperature, high-power electronic devices is provided in [12] and [13]. This review focuses on the development of the different growth techniques successfully applied to the deposition of Group III-nitride epitaxial films and heterostructures, such as chemical transport and metalorganic chemical vapour deposition (MOCVD), sputtering and molecular beam epitaxy (MBE). The quality of state-of-the-art material and its application for optical and electronic devices are discussed in detail in order to point out possible limitations, promising developments and future trends. The first systematic effort to grow InN, GaN and AlN by chemical vapour deposition or sputtering processes took place in the 1970s in order to characterize the optical and structural properties of thin films. At that time, neither metalorganic precursors containing In or Al with electronic grade purity, plasma sources for nitrogen radicals compatible with MBE systems, nor substrate material with reasonably good thermal and lattice matches to the nitrides were available. The InN and GaN material had large concentrations of free electrons, presumed to result from oxygen impurities and intrinsic defects, and the structural quality of the AlN films was not good enough for optical or electronic applications. Primarily, the development of MOCVD and plasma-induced molecular beam epitaxy (PIMBE) over the last eight years has led to a number of recent advances and important improvements in structural properties.

Crystal structure, polarity and polarization of InN, GaN and AlN
In contrast to cubic III–V semiconductors like GaAs and InP with the zincblende structure, the thermodynamically stable phase of InN, GaN and AlN, is the hexagonal wurtzite structure (_-phase). Beside the _-phase, a metastable _-phase with zincblende structure exists and a cubic high-pressure modification with NiAs structure was observed for pressures above 25 kbar in the case of AlN. Because the _- and _-phases of Group III-nitrides only differ in the stacking sequence of nitrogen and metal atoms (polytypes), the coexistence of hexagonal and cubic phases is possible in epitaxial layers, for example due to stacking faults. The hexagonal crystal structure of Group III-nitrides can be described by the edge length a0 of the basal hexagon, the height c0 of the hexagonal prism and an internal parameter u defined as the anion–cation bond length along the (0001) axis. Because of the different cations and ionic radii (Al3C: 0.39 A° , Ga3C: 0.47 A° In3C: 0.79 °A[15]), InN, GaN and AlN have different lattice constants, bandgaps and binding energies as shown in table Both wurtzite and zincblende structures have polar axes (lack of inversion symmetry). In particular, the bonds in the h0001i direction for wurtzite and h111i direction for zincblende are all faced by nitrogen in the same direction and by the cation in the opposite direction. Both bulk and surface properties can depend significantly on whether the surface is faced by nitrogen or metal atoms. The most common growth direction of hexagonal GaN is normal to the f0001g basal plane, where the atoms are arranged in bilayers consisting of two closely spaced hexagonal layers, one with cations and the other with anions, so that the bilayers have polar faces. Thus, in the case of GaN a basal surface should be either Ga- or N-faced. By Gafaced we mean Ga on the top position of the f0001g bilayer, corresponding to polarity. Ga-faced does not mean Ga-terminated; termination should only be used.

Growth of Group III-nitride films and crystals
The history of the production of Group III-nitrides covers more than a century. AlN powder was first made in 1862 from liquid Al and N2 gas. The major difficulty with this direct reaction method is that the surface film of AlN on Al is very adherent and impedes further reaction. In another technique, AlN powder can be formed from Al electrodes in a direct current arc. This produces only small amounts of AlN per day and the powder usually has several per cent excess aluminium because even here the AlN skin is protective. A more useful method for making AlN is to react AlF3 powder with NH3 gas at high temperatures. The overall chemical reaction at 1000 _C is: AlF3.s/ C NH3.g/ ! AlN.s/ C 3HF.g/: (12) In order to promote the formation of AlN, it is necessary to keep the NH3 partial pressure above 1 bar and the HF gas must be continually removed. At 1 atm pressure, a minimum of 25 molecules of NH3 are needed for each AlN molecule produced. The earliest investigations of GaN powder were reported by Johnson and co-workers, who described the conversion of metallic Ga in a NH3 stream by the chemical reaction: 2Ga.l/ C 2NH3.g/ ! 2GaN.s/ C 3H2.g/: (13) They obtained a black powder by flowing ammonia over metallic gallium at 1000 _C. Ejder contained Ga in an open sintered alumina boat. The boat was placed in a silica glass tube in a tube furnace, and a mixture of nitrogen and ammonia was passed over the boat. The reaction between Ga and NH3 started below 1000 _C and the thin crust ofGaN which formed on the surface of the molten Ga then decreased the rate of further GaN formation by lowering the evaporation rate of Ga from the metal surface. By this method whiskers, needles and prisms (sizes up to 500 _m) were formed on the edges of the boat and on the walls of the surrounding silica glass tube. These early growth processes and investigations resulted in AlN and GaN powders and very small crystals which were used to determine basic physical properties like crystal structure, lattice constants and optical properties. These results enabled the identification of substrate materials suitable for the heteroepitaxy of Group III-nitrides.

Substrates for heteroepitaxy
One particular difficulty in the growth of thin films is the unavailability of sufficiently large (>1 cm) single crystals for use as substrates for homoepitaxial growth. Thus up to now, heteroepitaxial growth is a practical necessity and the choice of substrate is critical. This problem is well recognized and there have been a number of studies on the effects of the substrate on the structural, electrical and morphological properties of thin films of these compound semiconductors [76–88]. Possible substrate materials with low thermal expansion and lattice mismatch for vapour phase epitaxy (VPE) and MOCVD are limited to those unaffected by high concentrations of ammonia and hydrogen at temperatures in excess of 1000 _C. This limits the use of Si, GaAs and GaP, if no low-temperature buffer layer can be grown as a first step of device fabrication. Even for PIMBE, in which the growth temperatures are about 250 _C lower than for VPE and MOCVD, the substrate surfaces have to be stable under the influence of nitrogen radicals at 800 _C. For device production processes, the substrate of choice has to be available in a minimum size of two inches, with atomically flat surfaces, and in large quantities at acceptable prices. Under the presuppositions mentioned above, sapphire and silicon carbide are the most popular substrate materials. Although sapphire (_-Al2O3) has a rhombohedral structure, it can be described by a hexagonal cell that is larger than the basic rhombohedral unit cell. To date, four orientations of sapphire have been used as substrates: (10N10), (0001), (2N1 N10) and (11N20). The lattice mismatch between GaN and (0001) sapphire is 13.9%. This table also includes the thermal expansion mismatch which is just as important for epitaxial growth. For various commercially available sapphire orientations, the relationship of orientation, lattice mismatch and crystallographic symmetry with a GaN epitaxial film are given. From the viewpoints of lattice mismatch and crystal symmetry, (10N10) sapphire (m-plane) seems the most suitable for GaN growth. However, the c-axis of a GaN film grown on a (10N10) sapphire substrate has a nonzero inclination with respect to the c-axis of the sapphire substrate. This means that twins may be generated. This is a major disadvantage of a (10N10) plane compared to a (0001) plane. Because of the high in-plane lattice mismatch (up to−29%) between the (0001) oriented films of InN, GaN and AlN and the (0001) sapphire, it seems surprising that epitaxial growth is possible. Transmission electron microscopy (TEM) was used to investigate the epitaxial growth of hexagonal GaN by MBE on the (0001) basal plane of Al2O3. The in-plane orientation obtained between layer and substrate gives a high lattice misfit of −13:9%, which induces a stress relaxation process directly in the interface region. High resolution TEM (HRTEM) images reveal f11N20gSapphire lattice fringes terminating at the interface between GaN and Al2O3(0001) [79]. Because the Burgers vectors of misfit dislocations are parallel to the (0001) interface plane, gliding is limited to the (0001) planes and therefore these misfit dislocations are confined at the interface. This interfacial relaxation process is very effective and the extension of dislocations into the GaN layer is suppressed. In the case of pseudomorphic growth the number of f10N10gGaN lattice fringes is expected to be the same as the number of f11N20gSapphire lattice fringes. The plastic relaxation of GaN by the formation of
misfit dislocations leads to a termination of f11N20gSapphire lattice fringes at the interface. The quantitative evaluation of Fourier-filtered HRTEM images reveals an average of 8:3 _ 0:7 Al2O3 lattice spacings between two terminating f11N20gSapphire fringes. By forming a coincidence lattice between GaN and Al2O3, a large portion (−11:8%) of the high mismatch is compensated by dislocations confined at the interface. The relaxation process allows an epitaxial growth of GaN on (0001)Al2O3 with a density of non-confined dislocations of about 1010 cm−2 in the GaN. The non-confined dislocations are caused by the residual strain reduction from −2:1% measured near the interface to −0:2% obtained at the surface for a 1 _m thick GaN film. The lattice constant a.GaN/ D 3:1892 °A in the surface region reveals a residual strain of −0:2% in the GaN film after growth. With thermal expansion coefficients perpendicular to the c-axis of 5:6_10−6 K−1 for GaN and 7:3_10−6 K−1 for Al2O3 a lattice misfit of −13:75% can be calculated for a growth temperature of 800 _C. Cooling of the sample from growth temperature to room temperature causes a film strain of −0:12%, which is similar to the measured surface strain. Consequently it can be concluded that at the growth temperature, the film is almost completely relaxed and the residual strain close to the surface is only a thermal effect.

Bárbara Scarlett Betancourt Morales

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Growth and optical properties of III-nitride
semiconductors for deep UV (230–350 nm)
light-emitting diodes (LEDs) and laser diodes (LDs)

Introduction
GaN and III-nitride compound semiconductors are attracting considerable attention for the realization of visible or ultraviolet (UV) laser diodes (LDs) and light-emitting diodes (LEDs). Blue LDs and violet, blue and green LEDs are already commercially available.1) In particular, AlGaN is expected to be applied in deep UV LDs and bright LEDs, because the direct transition energy can be adjusted between 6.2 eV (AlN) and 3.4 eV (GaN). Shows the relationship between the direct transition energy and the lattice constant of wurtzite (Al,Ga,In)N alloy.The emission wavelength range of GaN and related materials covers the red to deep UV region, which can be realized by excimer lasers, He-Cd laser or solid-state SHG lasers. Deep UV LDs or LEDs are useful for realizing large-capacity optical memories or longlifetime fluorescent light.Moreo ver, they are important in the biochemical and medical fields.Ho wever, there are some severe technical problems that prevent realization of UV optical devices.The most serious problems are difficulty in obtaining efficient UV emission from AlGaN quantum wells (QWs), in contrast to InGaN QWs,1) as well as the difficulty in achieving p-type doping in high-Al-content AlGaN. First, we studied the growth and optical properties of high- Al-content AlGaN.W e obtained single-peak emission of AlxGa1−xN over the entire compositional range, i.e., from GaN to AlN, from near the band edge.2) We obtained the shortest wavelength (208 nm) photoluminescence (PL) of a semiconductor from AlN grown on SiC.We also demonstrated the shortest wavelength efficient UV emission at 230–250nm from AlN(AlGaN) /AlGaN multi- (M-)QWs.3) The 200 nmband emissions from AlGaN QWs were as strong as those from commercially available InGaN QWs at 77 K,3) however, they were weak at room temperature (R.T.). For the purpose of obtaining R.T. bright UV emission and high hole conductivity of wide-bandgap AlGaN, we propose the use of the emission from a localized electron-hole pair in the In segregation region in InAlGaN quaternary.It was reported that the quantum-dot-like region formed by In segregation in InGaN QWs is very effective for the suppression of nonradiative recombination and that an InGaN QW emits well at room temperature.4,5) It was also reported that the In content segregation of more than 5% in InGaN is necessary for high-current injection devices such as LDs.W e need a high Al content ranging from 40 to 60% in order to achieve 300 nm-band-emitting InAlGaN quaternary with 5% In incorporation, because of the very large band bowing of InAlGaN.W e report on the growth and optical properties of InAlGaN quaternary and demonstrate R.T. intense deep-UV emission at 300–340nm from InxAlyGa1−x−yN quaternary QWs for the first time.6,7) As for the current injection of deep-UV-emitting QWs, we have already realized 333nm current injection emission using Mg-doped GaN/AlGaN superlattice (SL) hole conducting layers.8) We report on the possibility of p-type doping for wider bandgap AlGaN by introducing In.

Experimental details and discussions
Structures were grown at 76 Torr on the Si-face of an on-axis 6H-SiC(0001) substrate by low-pressure (76Torr) metalorganic vapor phase epitaxy (MOVPE).The layer structures consisting of GaN, AlxGa1−xN, InxGa1−xN or InxAlyGa1−x−yN were grown on a several-hundred-nm-thick AlxGa1−xN (x = 0.1–0.5) buffer layer which was grown on SiC under optimized growth conditions in order to achieve a flat surface suitable for the WQ layer growth and to reduce the threading dislocation density (TDD).As precursors, ammonia (NH3), trimethylaluminum (TMAl), trimethylgallium (TMGa), trimethlindium di-i-propyalamine adduct (TMI-adduct), tetraethylsilane (TESi), and bisethylcyclopentadienylmagnesium (BECp2Mg) were used with H2 and N2 carrier gas.The typical growth temperatures of GaN, AlxGa1−xN, InxGa1−xN, and InxAlyGa1−x−yN are 1000–1100 ◦C, 1050–1250 ◦C, 650–800 ◦C, and 800–870 ◦C, respectively. The typical growth rates of GaN, AlxGa1−xN, InxGa1−xN, and InxAlyGa1−x−yN are 2.4 μm/hour, 0.5– 2.4 μm/hour, 0.1 μm/hour and 0.12 μm/hour, respectively. First, we show the optical properties of AlGaN.Figure 2 shows the PL spectra of AlxGa1−xN films over the entire Al compositional range, i.e., from GaN to AlN, emitting from near the band edge measured at 77 K.The AlGaN alloy was grown directly on a very thin (∼5 nm) AlN layer deposited on SiC.The thickness of AlGaN film was approximately 250 and 400nm for AlN and Al0.11Ga0.89N, respectively.As seen, single-peak spectra were obtained for the entire Al compositional range emitting from near the band edge.2) We obtained the first PL emission of AlN and record the shortest wavelength (208 nm) PL of a semiconductor.The deep level yellow emission at approximately 500–550nm was negligible even for high-Al-content AlGaN, indicating the good crystal quality of AlGaN. Then, we fabricated several series of AlGaN MQW samples, consisting of various Al-content AlGaN barriers.Figure 3 shows the schematic layer structure and the PL spectra for various QW thicknesses of fabricated AlN/Al0.18Ga0.82N MQW samples.In order to achieve a flat surface suitable for the growth of AlGaN quantum wells, an approximately 250– 400 nm-thick AlN buffer layer was deposited.W e confirmed a step-flow grown surface by atomic force microscopy (AFM). The PL measurement was performed with excitation by a Xelamp light source (215 nm) measured at 77K.W e obtained single-peak intense PL emission from each MQW.The most efficient emission was obtained at a wavelength of 234 nm. This is the shortest intense UV emission of a semiconductor QW.The optimum value of well thickness was approximately 1.6 nm. The PL intensity of the MQWs was several tens of times higher than that of bulk AlGaN.The quantized level shift was clearly observed.A rapid reduction in the PL intensity with an increase in the well thickness was caused by a reduction in the radiative recombination probability due to a large piezoelectric field in the well.
The PL intensities were compared among AlN/AlGaN, Al- GaN/GaN and InGaN/InGaN MQWs under the same measurement conditions, as shown in Fig.4. We found that the PL intensity of 230 nm-band emission from AlGaNbased QWs was as strong as that of 420 nm-band emission from commercially available InGaN-based QWs, and much stronger than that from GaN-based QWs at 77K.Ho wever, at room temperature, the emissions from AlGaN and GaN QWs were much weaker than that from InGaN QWs.Th us, the next purpose was to obtain efficient UV emission at room temperature.

Conclusions
We demonstrated intense UV emission at 230–350nm from QW structures consisting of III-nitride semiconductors grown by MOVPE.W e obtained 230 nm-band intense UV emission from AlN/AlxGa1−xN QWs at 77 K.The emission efficiency of AlGaN-based QW was as high as that of blue LEDs at a low temperature, however, at R.T., it was not significantly high.Then, we introduced In into AlGaN to improve R.T. emission efficiency by the radiative recombination of the localized electron-hole pair in In segregation regions.The efficiency of R.T. UV emission was dramatically enhanced by introducing several percent of In into AlGaN.W e obtained 320 nm-band R.T. intense emission from InAlGaN/InAlGaN
QWs.The emission intensity of the InAlGaN-based QW was as strong as that of commercially available InGaN QWs at R.T. We also achieved p-type doping into wide-bandgap Al- GaN using several methods and accomplished the first successful operation of a 330 nm-band LED.F rom these results, it was shown that the InAlGaN quaternary was very promising for use as active layers of 300–350 nm-band LDs or LE.

Bárbara Scarlett Betancourt Morales
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Progress on Gallium Nitride Semiconductor Growth by Plasma Sputtering

Introduction

The growth of III-V nitride semiconductors is traditionally achieved by epitaxial techniques such as Molecular Beam Epitaxy (MBE) or Metal-Organic Chemical Vapor Deposition (MOCVD).These growth techniques produce films and heterostructures of high crystalline quality, which is necessary for short-wavelength optoelectronic devices, and high-power high-frequency electronic devices. The device costs and costof- ownership from using these epitaxial growth techniques are typically high, owing to the slow growth rates and infrastructure investment, and alternate techniques to grow large area GaN layers on various substrates are being considered. One such technique is Hydride Vapor Phase Epitaxy (HVPE), which has recently been used to grow GaN layers on sapphire, as well as InGaN/GaN heterostructures. In this work, preliminary results from an attempt to grow GaN using a novel technique – Biased Target Deposition (BTD) are reported. This growth technique uses a remote plasma source and a widely variable bias on the sputter target to give unprecedented control of process particle energetics and allows the growth of crystalline films. Sputtering has been applied to the growth of GaN, but none of these techniques proved suitable, scalable or cost effective enough for widespread deployment. BTD promises to meet these criteria with future development.

Experimental

Gallium nitride (GaN) was grown on sapphire wafers and characterized by x-ray diffraction (XRD) and photoluminescence. The growth reactor consisted of a commercially-available 4Wave Laboratory Alloy Nanolayer Sputtering (LANS) biased target sputter deposition (BTD) vacuum chamber with a base pressure of 2E-8 Torr. A modified Kaufman & Robinson Inc. (KRI) EH-1000 end-Hall plasma source coupled with a KRI LHC thermionic hollow-cathode electron source were used to provide low energy plasma to fill the interior of the chamber. The plasma forming gas was a mixture consisting of 30 sccm of argon (Ar) and 3 to 30 sccm of nitrogen (N2). The anode of the end-Hall source was biased at ~65 volts positive with respect to ground (the walls of the vacuum chamber were grounded) and the cathode of the hollow cathode was biased 13 volts negative with respect to ground to sustain a discharge in the anode region of 8 amperes. The emission current of the cathode was set to 8.5 amperes. Under these conditions, the plasma consisted of mainly Ar+ and N2 + ions totaling ~2 amperes of continuous ion current flow with a kinetic energy distribution ranging from 65 electron volts (eV) to 0 eV (median energy 35-40 eV) and a slight over supply of electron flux. Pumping via a Helix Technology CT-10 cryo-pump resulted in an ambient pressure of 5 – 7x10-4 Torr, depending upon N2 flow. The sputtering geometry was a right-angled geometry. The plasma source directly faced the growth substrate at a distance of 240 mm, with the axis between them horizontal. A gallium metal sputter target was located 114 mm gravitationally below this axis, centered between the plasma source and the substrate. The gallium target was 105 mm diameter and faced gravitationally upward to contain the gallium metal as a liquid. In this geometry, it is essential to spin the growth substrate on the source-substrate axis to obtain lateral thickness uniformity of the growth across the substrate. The spin rate was 10 rpm.
The gallium sputter target was contained in a water-cooled, copper-topped heat exchanger 112 mm diameter with an 8 mm tall ring of boron nitride ceramic glued to it. The container thus formed was filled with 99.999% pure gallium pellets. The pellets were then melted with a hot air gun and allowed to cool to form a solid mass. The sputtering process itself remelts the gallium (m.p. = 30°C) even at low sputtering power of ~100 watts and with 15°C cooling water flowing through the heat exchanger. The melted gallium initially had dross on the surface, probably due to native oxide on the pellets. Three cycles of sputtering the target for about ½ hour after it melted, then cooling, venting the vacuum chamber and lightly sanding the target with 400 grit carbide sandpaper eliminated the dross and gave a mirror-like surface. Sputtering of the gallium metal was accomplished by bi-polar pulsed DC bias of the target heat exchanger. The negative pulses were 11 microseconds ( μs) long and -850 volts with respect to ground while the positive pulses were 3 μs long and +10 volts. Average currents drawn by the two pulse trains were 165 mA for the negative, of which 33 mA was capacitive, and 100 mA for the positive. The substrate holder had a removable titanium carrier plate, 140 mm diameter, to hold and center the 2-inch (50.8 mm) sapphire wafer. The wafers were 0.432 mm thick, epi polished on one side and C-plane oriented. Various methods were used to clamp the wafer to the Ti plate, since it was gravitationally vertical during growth. As mentioned, the Ti plate was spun at 10 rpm on the plasma source-substrate axis. Behind the Ti plate was a 1500 watt infrared emissive heater from Heraeus Noblelight which was not spun. A bare-junction thermocouple of 0.010” (0.25 mm) dia. wire was attached to the heater.
The usual growth process consisted of mounting a sapphire wafer on the Ti carrier plate and masking a small portion (1 mm dia. spot) with graphite colloid in isopropyl alcohol, so that it later be dissolved away and growth thickness measured with a Tencor P12 profilometer, load-locking the sapphire wafer into place, starting wafer spin and heating the substrate holder to the desired temperature behind a closed shutter. The plasma source was started and allowed to stabilize for 10 min. The shutter was opened for two minutes to pre-clean the sapphire surface with gentle ion bombardment, as specified above. After that, the shutter was closed and the gallium target was sputtered, to melt it and condition it. When ready to do growth, the shutter was opened. Growth was stopped by closing the shutter. In some cases, a bare-junction thermocouple of 0.005” (0.12 mm) dia. wire was fastened to the edge of the wafer using a screw and washer, so substrate spin could not be used for those runs. An attempt was made to correlate the wafer temperature so measured with the temperature of the heater. High resolution x-ray diffraction (HRXRD) was used to characterize the epitaxial film quality/crystallinity. The HRXRD measurements were taken with a Panalytical X’pert Pro MRD system. The characterization was done with X-rays of 30 keV. Photoluminescence (PL) spectra emitted by the GaN sample were measured when the sample was pumped by a 3 ps pulsed coherent radiation at the wavelength of 208 nm. The pump beam was the output of quadrupling the frequency of the laser pulses at a central wavelength of 832 nm using two BaB2O4 crystals.The average power of the pump beam focused on the samples surface was set to 1.0 mW. The collected PL signal was sent through a double monochromator and then detected by a photomultiplier tube. A lock-in amplifier was used to reduce the measurement noise.

Results
A first growth of GaN was done with the sapphire substrate at room temperature and using 30 sccm N2 flow through the plasma source. The resultant 260 nm thick film was transparent with a slightly grey color. The XRD confirmed that the film showed no long-range order. The attempt to correlate a direct wafer temperature measurement with the temperature of the heater failed, within the time allotted, for two reasons. The direct measurement gave temperature readings that drifted during a run and varied from run to run for the same heater power. Also, the Ti wafer carrier plate warped, after heating, in a cylindrical fashion by about 2-3 mm total bending over its 140 mm diameter. Crystalline GaN growth was attempted at nitrogen flow rates of 3, 7, 10, 12, 15 and 30 sccm with two different heater power settings. The resultant growths for 3 sccm were black and powdery, for 7 sccm were transparent brown and dense, for 10 sccm were transparent grey and dense and for 12, 15 and 30 sccm were transparent light grey and dense. For the grey, dense films, the growth rate was ~600 nm/hour. Figure 1 shows the X-ray diffraction scan of the GaN sample grown with 15 sccm of N2 and at 896 watts of heater power. The large peak at 20.709° confirms the crystallinity of the sapphire substrate, and a small GaN (002) peak is observed. Figure 2 shows the photoluminescence response of the GaN sample grown with 7 sccm of N2 and at 896 watts of heater power. A small emission at 365 nm is consistent with the GaN bandgap.

Discussion
The first growth of GaN at room temperature having no long range order in the XRD is entirely expected, and is consistent with much experience that sputtering normally produces “amorphous” dielectric films at low substrate temperature. The failed attempt to correlate a direct wafer temperature measurement with the temperature of the heater probably has several combined causes. The washer used to clamp the thermocouple junction to the wafer may have partially electrically short-circuited the junction. Thermal shifting of the washer probably exacerbated the situation. The warped substrate holder meant that the wafer could not lay flat on the holder, and there probably were temperature variations across the wafer. GaN growth with N2 flows > 10 sccm are probably providing fully nitrided GaN, as evidenced by the color changes up to that flow and the lack of color changes above it. The process, at the settings used, is energetic enough (in the sense of ion assist by N2 + and bombardment by fast N atoms) that the degree of nitridation will be largely independent of substrate temperature, though some small effect would be expected. Both the XRD and PL results are consistent with poor crystalline quality of the GaN. The many emitting states observed in the bandgap (wavelengths longer than 365 nm) by PL are tentatively attributed to defects. Attributing them to metallic or high-Z impurities is extremely unlikely given past studies on other materials systems and the inherent cleanliness of the BTD technique itself. It is possible that oxygen and hydrogen from residual gases in the LANS could get incorporated in the growing GaN, thus explaining some of the crystalline disorder and emitting states. But it is considered much more likely that the lack of control of wafer temperature, probably giving too low a temperature, combined with the energetic sputtering wafer environment explains the results. Future work will focus on getting the wafer temperature under control first, then starting to vary the energetics of the process to achieve acceptable GaN crystallinity. A reflection high-energy electron diffraction (RHEED) instrument will be added to the LANS to assist in this work. Lastly, if contaminants from residual gases turn out to be a problem, growth rates and vacuum pumping can be increased dramatically, thereby increasing the ratio of Ga and N arrival relative to the impurity arrival at the growing GaN. The LANS is a small, economical research system, not optimized for semiconductor growth, but newer systems could be so optimized.

Conclusions
GaN has been grown by sputtering from a liquid gallium sputter target in an Ar+/N2 + plasma environment. In these preliminary results, crystalline quality was poor. Future work to improve this will proceed along the lines discussed.

Bárbara Scarlett Betancourt Morales

Caf

Gallium nitride (GaN)

Gallium nitride (GaN) is a binary III/V direct bandgap semiconductor commonly used in bright light-emitting diodes since the 1990s. The compound is a very hard material that has a Wurtzite crysta structure. Its wide band gap of 3.4 eV affords it special properties for applications in optoelectronic, high-power and high-frequency devices. Its sensitivity to ionizing radiation is low (like other group III nitrides), making it a suitable material for solar cell arrays for satellites. Because GaN transistors can operate at much hotter temperatures and work at much higher voltages than gallium arsenide (GaAs) transistors, they make ideal power amplifiers at microwave frequencies.
Physical properties
GaN is a very hard, mechanically stable material with large heat capacity. In its pure form it resists cracking and can be deposited in thin film on sapphire or silicon carbide, despite the mismatch in their lattice constants. GaN can be doped with silicon (Si) or with oxygen to N-type and with magnesium (Mg) to p-type; however, the Si and Mg atoms change the way the GaN crystals grow, introducing tensile stresses and making them brittle. Gallium nitride compounds also tend to have a high spatial defect frequency, on the order of a hundred million to ten billion defects per square centimeter.

GaN-based parts are very sensitive to electrostatic discharge.

Developments
High crystalline quality GaN can be obtained by low temperature deposited buffer layer technologyThis high crystalline quality GaN led to the discovery of p-type GaN,[ p-n junction blue/UV-LEDs and room-temperature stimulated emission[9] (indispensable for laser action).This has led to the commercialization of high-performance blue LEDs and long-lifetime violet-laser diodes, and to the development of nitride-based devices such as UV detectors and high-speed field-effect transistors.
High-brightness GaN light-emitting diodes (LEDs) completed the range of primary colors, and made applications such as daylight visible full-color LED displays, white LEDs and blue laser devices possible. The first GaN-based high-brightness LEDs were using a thin film of GaN deposited via MOCVD on sapphire. Other substrates used are zinc oxide, with lattice constant mismatch only 2%, and silicon carbide (SiC). Group III nitride semiconductors are in general recognized as one of the most promising semiconductor family for fabricating optical devices in the visible short-wavelength and UV region.
The very high breakdown voltages, high electron mobility and saturation velocity of GaN has also made it an ideal candidate for high-power and high-temperature microwave applications, as evidenced by its high Johnson's Figure of Merit. Potential markets for high-power/high-frequency devices based on GaN include microwave radio-frequency power amplifiers (such as used in high-speed wireless data transmission) and high-voltage switching devices for power grids. A potential mass-market application for GaN-based RF transistors is as the microwave source for microwave ovens, replacing the magnetrons currently used. The large band gap means that the performance of GaN transistors is maintained up to higher temperatures than silicon transistors. First gallium nitride metal/oxide semiconductor field-effect transistors (GaN MOSFET) were experimentally demonstrated in 1993 and they are being actively developed.

Applications
GaN, when doped with a suitable transition metal such as manganese, is a promising spintronics material (magnetic semiconductors). A GaN-based violet laser diode is used in the Blu-ray disc technologies, and in devices such as the Sony PlayStation 3. The mixture of GaN with In (InGaN) or Al (AlGaN) with a band gap dependent on ratio of In or Al to GaN allows the manufacture of light-emitting diodes (LEDs) with colors that can go from red to blue.

Nanotubes of GaN are proposed for applications in nanoscale electronics, optoelectronics and biochemical-sensing applications

GaN HEMTs have been offered commercially since 2006, and have found immediate home in various wireless infrastructure applications due to their high efficiency and high voltage operation. Second generation technology with shorter gate lengths will be addressing higher frequency telecom and aerospace applications.

Synthesis
GaN crystals can be grown from a molten Na/Ga melt held under 100 atm pressure of N2 at 750 °C. As Ga will not react with N2 below 1000 °C, the powder must be made from something more reactive, usually in one of the following ways:
2 Ga + 2 NH3 → 2 GaN + 3 H2
Ga2O3 + 2 NH3 → 2 GaN + 3 H2O

Safety
The toxicology of GaN has not been fully investigated. The dust is an irritant to skin, eyes and lungs. The environment, health and safety aspects of gallium nitride sources (such as trimethylgallium and ammonia) and industrial hygiene monitoring studies of MOVPE sources have been reported recently in a review

Materiales semiconductores

Con la invención de un amplificador de Estado Sólido en 1947, por Shockley, Bardeen, and Brattain, la posibilidad del aumento en la integración en el mismo cristal es una realidad. En las últimas décadas, y hoy en día se aumenta el numero de componentes que se introducen en el mismo cristal. Esta industria es altamente rentable, pero las inversiones en desarrollo son también muy altas, lo que hace que las inversiones sean a la largo plazo. Lo que hace que la industria microelectrónica sea rentable es que su procesos de fabricación (Batch Processing), funcione correctamente. Esto hace que en cada chip sea de 8mm de lado, que hace que en cada oblea tengamos de 120-130 circuitos. Cada oblea es tratada de forma que todos los circuitos se hacen a la vez, pasando por el mismo proceso en el mismo instante. Aunque hay procesos como el encapsulado y el testéo, que se deben hacer individualmente.

-¿Qué semiconductores son aptos para hacer dispositivos electrónicos ?

Los elementos del tipo IV (Columna del Silicio), son los más indicados para utilizarlos como semiconductores. Aunque para que funcionen como tal deben de tener un gap comprendido, entre 0.5 y 1 eV aproximadamente. Aunque como bien se sabe ya el Gap de un semiconductor se puede variar añadiendo impurezas a este.

Pero no solo los elementos de la columna IV, son candidatos a buenos semiconductores, sino la combinación de los elementos de las columnas de al lado la III y la V, también lo son. P.e. GaAs

Ga| Ge | As

También otros dos elementos que se combinan como buenos semiconductores, es el GaP. Los elementos del grupo IV-VI, también se combinan formando semiconductores de Gap muy pequeños, pero de enorme importancia en el ámbito militar, y en la detección de infrarrojos.

P.e. PbSe (Galena)

De todas maneras, son pocos los elementos, los cuales los podemos hacer crecer como cristales.

Ahora vamos a hacer una breve historia de los dispositivos electrónicos :

1904- Primer detector de Ondas de Radio (Unión metal-PbSe)

1940-1945 Se desarrollan en Alemania. Detectores de radiación (Térmica)

Aplicación en la detección de aviones.

1547 Transistor Bipolar (Germanio)

1959 Circuitos Integrados

1961 Tecnología planar desarrollada por Fairchild Semiconductor

1963 MOSFET- Aunque la idea era anterior, por problemas tecnológicos no se pudo desarrollar ( Creación de el óxido semiconductor)

-Conceptos Industriales de Producción de CI

Custom : El fabricante lo hace todo hasta la última máscara, y los transistores con su colocación y conexión.

ASIC : Circuitos muy específicos que el fabricante no hace, por no tener asegurado un mercado (Es una relación entre cliente y fabricante, mucho más directa y las inversiones empresariales son mucho menores).

Tamaño mínimo 0.4 m, esto viene dado porque la longitud de onda de la luz utilizada para las máscaras oscila entre 0.3 y 0.7 m m. y se producen fenómenos de difracción óptica, proceso que impide la buena realización fotolitográfica.

-Los procesos de introducción de dopantes ha pasado por 4 tipos de fabricación básicamente:

Aleación:

El dopante que queremos introducir se pone en contacto con el semiconductor, a los cuales se le pone a una temperatura alta para poderse producir la aleación.

El dispositivo ocupa un 1% del espesor total de la oblea, por tanto hay un 99% que no se aprovecha, esta zona "muerta" además da problemas de funcionamiento del dispositivo.

.-Problemas:

*No se controla la introducción de dopantes

*Se tiene que reducir la zona muerta.

Difusión:

La física del proceso es la misma, que en el caso anterior, pero tenemos un control mucho mayor sobre él. En este caso el dopante está en forma gaseosa, para introducirlo en las zonas que queremos dopar.

.-Problemas:

*Interconexiones entre los dispositivos.

*Sigue existiendo zonas muertas.

*El control debería ser mayor sobre las zonas a dopar.

Difusión Planar-Epitaxial:

Partimos de un cristal fuertemente dopado, al cual se le hace crecer una capa epitaxial, de semiconductor con un dopado menor. Posteriormente se oxida el Si, de forma que obtenemos SiO2. Se abren huecos en el óxido para que las impurezas entren donde nosotros queremos:

El dopante se introduce en todas las direcciones de forma que no es igual el área de la superficie a la proyectada. Con este proceso hemos resuelto el problema de la zona muerta.

.-Problemas:

*Difusión lateral

*Si las dimensiones se reducen la difusión lateral puede hacer que tengamos una unión en los dispositivos.

Implantación Iónica:

El proceso es totalmente análogo al anterior pero cambiamos la tecnología utilizada en la introducción de los dopantes. Las impurezas se aceleran utilizando potenciales de 100000 V. Pudiendo controlar perfectamente variando la energía de los iones los lugares donde queremos introducirlos.

Crecimiento de Cristales

El primer problema que tenemos es conseguir Si con un alto grado de pureza, para poder fabricar Si cristalino. La densidad efectiva de átomos debe ser 10 23, para el purificado se hace reaccionar con clorhídrico en fase vapor, y después de varias reacciones (Destilación fraccionaria), obtenemos lo que se llama Si electrónico. Una vez conseguido esto ya podemos darle una estructura cristalina.

Método Czochralski :

En una atmósfera controlada e inerte, tenemos una cubeta de grafito o cuarzo (que funden a temperaturas 3000 ºC En la cubeta se introduce Si electrónico . El cilindro está rodeado de una bobina de alta frecuencia y alta

corriente, con esto se funde el Si (1240 ºC). Se introduce en el Si fundido una pértiga con una semilla de Si cristalino, el cual por capilaridad se une a la semilla, formándose Si cristalino alrededor de la semilla, de forma que tirando y girando la pértiga hacemos crecer el cristal. (5 a 6 pulgadas de diámetro).

Este método así realizado tiene un problema y es que las paredes de cuarzo o de grafito, introducen impurezas en el Si cristalino que se forma, porque al estar toda la cubeta a una temperatura alta se producen deterioros en esta. Para evitar esto se va utilizar el método de la zona flotante, en el cual la bobina no está en todo el cristal sino únicamente en una zona muy concreta alrededor de la semilla, esta bobina es móvil y según movemos la semilla la bobina la acompaña. El problema que tenemos ahora es que hay un alto número de dislocaciones debido al gradiente térmico.

El lingote de Si cristalino se corta en obleas, perdiéndose en el proceso la mitad del Si. Luego viene un proceso de redondeado y de pulido.

Procesos de Dopado

Difusión :

La introducción de dopantes en Si como se produce a partir de una fase gaseosa, lo cual hace que la ley que rige el proceso sea la siguiente :

Donde C es la concentración de impurezas, y D el coeficiente de Difusión, que depende del material del dopante. Las temperaturas a las cuales nos movemos para estos procesos rondan los 1000ºC. Hay un problema en los procesos de difusión y es que la temperatura hay que controlarla muy bien, dado que sino la concentración de impurezas puede variar bastante en tan solo 50 ºC. Tenemos un límite de solubilidad que es la máxima concentración del dopante que admite el Si.

-Etapas del proceso de dopado por difusión :

1ª. Etapa :

Predepósito:

Se genera una presión de vapor de la impureza que queremos introducir.

Condiciones de contorno de la ec. de difusión.

C(0,t)=C s ; Ct)=0 ; C(x,0)=0

Donde la solución para la ecuación de difusión es

donde la función erf c (x) cumple las siguientes propiedades :

erf c(x)=1-erf(x)

donde erf(0)=0 y erf ( ¥ )

Por tanto el número de impurezas introducidas, por cm 2 en tiempo son :

2ª Etapa :

Redistribución

Una vez situadas las impurezas en el proceso de predepósito, retiramos la fuente gaseosa que contiene el dopante. Posteriormente estas impurezas se redistribuyen durante un tiempo y a una temperatura determinada.

Por tanto las condiciones de contorno para nuestra ecuación de difusión son las siguientes :

Donde D 2=Coef. de difusión a la temperatura de redistribución, y t 2 el tiempo de redistribución.

Se puede determinar la posición de una unión cuyo dopado ha sido realizado por difusión.

La posición nos la da la siguiente ecuación :

N A(x j,t)=N D

donde N A(x j,t) es :

N A(x j,t)= si ha habido predepósito

N A(x j,t)= si ha habido redistribución.

Ej . : Sobre una oblea de n-Si (N D=10 15 cm -3) se predeposita Boro con los siguientes datos : C s=10 18 cm -3 ; T 1=1000 ºC, t 1= 5 min. Después de este proceso se redistribuyen a T 2=1200 ºC durante t 2=2 horas. Encontrar :

• El perfil de Impurezas
• Posición de la unión.

Implantación Iónica :

Es un proceso de alto vacío en el cual introducimos dopantes en un sólido a partir de haces de iones, fuertemente acelerado, de la impurezas que queramos usar.

-Hay procesos de colisión , con lo cual hay desviaciones en los iones. También se produce el efecto contrario que es la rotura de los átomos de la red en la zona de impacto, generando vacantes en la estructura cristalina.

-El perfil de dopado de las impurezas dentro del cristal cumple una ley gaussiana de probabilidad, de tener una concentración en un lugar geométrico x,y,z.

-Una vez obtenido el perfil hay que reordenar la red mediante un recocido para que los iones de la red se coloquen en sus posiciones originales, y de vez en cuando un ion implantado se coloque en la posición de un ion de la red. (Si la concentración de dopantes fuera análoga a la del semiconductor tendríamos una aleación.

-Ventajas de la Implantación Iónica :

Separación de masas : No tenemos dopantes que no deseamos, dado que separamos muy bien los iones, como luego se verá en el montaje del sistema.

Como tenemos un entorno de vacío, tenemos ausencia de contaminantes.

Como el proceso lo realizamos a baja temperatura evitamos la redistribución de las impurezas, cosa que nos haría perder nuestros perfiles de dopado, y mantenerlos todo lo abruptos que queramos.

-Inconvenientes de la Implantación Iónica :

Dañado : El ion implantado destruye la red cristalina, y por tanto necesitamos recocidos de recristalización (RTA). Esto tiene un problema y es que pueden producir redistribuciones en las impurezas, esto no ocurre si el tiempo del recocido y el coeficiente de Difusión de las impurezas dentro del semiconductor no es demasiado alto. Por eso se utilizan hornos que alcanzan alta temperatura en un intervalo de tiempo muy corto.

Costo del equipamiento.

Oxidación Térmica, Litografía y Grabado

Oxidación Térmica:

Consiste en el crecimiento de una capa de SiO 2 sobre una superficie de Si a expensas de este.

Hay dos tipos de hacer este óxido, en atmósfera seca O 2 o húmeda (H 20) a una temperatura elevada ( ~1000 ºC)

La oxidación seca es bastante lenta pero produce un óxido de excelente calidad, que es muy usado en las tecnologías MOS para el óxido de puerta.

La oxidación húmeda es bastante más rápida pero produce un óxido de mucha peor calidad, con porosidades, el cual solo sirve para procesos de enmascaramiento.

Aplicaciones del SiO 2 :

Máscara de protección para procesos de dopado=>Dopados Selectivos.(0.3 m m de espesor aproximado)

Óxido de puerta en estructuras MOS

Óxido de Aislamiento en tecnologías LOCOS (Local Oxidation Silicon )

Pasivación eléctrica de superficies

Modelo Elemental del Proceso de Oxidación :

La atmósfera oxidante se satura de manera que la concentración de oxidante en la superficie de SiO 2 es la de máxima solubilidad N 0.

El oxidante se difunde a través del SiO 2 formado y llega a la interfase SiO 2 -Si en concentración N 1<>

Flujo de oxidante a través del óxido :

donde D es el coeficiente de Difusión en SiO 2 del O 2 y del H 2O.

El flujo de oxidante que llega a la interfase SiO 2-Si es el siguiente :

F 2=kN 1, donde k es la velocidad de reacción superficial.

La situación estacionaria la tenemos cuando el SiO 2 no es fuente ni sumidero de oxidante por tanto estamos en un proceso de equilibrio :

F 1=F 2=F

En esta situación tenemos que el flujo n.

Tenemos por tanto que la velocidad de crecimiento del óxido con la condición inicial x 0(t=0)=x i (~40 Å)

A=2D/k

B=2DN 0/N 1

t =(x i 2+Ax i)/B

Podemos observar dos resultados principales de la expresión obtenida que son :

-A tiempos cortos de oxidación, el proceso viene limitado por la velocidad de oxidación superficial del Si.

-A tiempos largos de Oxidación, el proceso viene limitado por la difusión de oxidante a través del SiO 2 .

Ej. : Demostrar utilizando la expresión obtenida las dos afirmaciones anteriores.

Litografía y Grabado

Se refieren a los procesos de transferencia de los motivos, que dan lugar al circuito integrado, sobre la oblea del semiconductor.

La litografía es la exposición de motivos a través de máscaras convenientemente diseñadas y el Grabado es la eliminación selectiva de óxidos, metales, etc

Estos procesos son los que nos marcan la tecnología en la construcción de C.I., y por tanto una avance en estos procesos permite una evolución en la tecnología de integración.

El proceso litográfico consta de los siguientes pasos :

-Una vez generado el óxido del Si, sobre el semiconductor, colocamos una capa de Fotorresina sobre el óxido.

-Una vez hecho, hacemos pasar luz (UVA), a través de una Máscara, el cual se proyecta sobre la fotorresina.

- La fotorresina ha quedado impresionada por la proyección hecha en el proceso anterior. Y la introducimos en un compuesto el cual elimina la zona impresionada (Positivo), o la que no lo está (Negativo).

El Inversor CMOS

Hoy en día la gran mayoría de los circuitos integrados de Aplicación específica, utilizan tecnología CMOS. La cual se nutre a su vez de los transistores MOS (Metal Óxido Semiconductor), los cuales vamos a empezar estudiando para entender las bases de funcionamiento tanto en el aspecto estático como en el dinámico.

El transistor MOS

Representamos a continuación circuitalmente un transistor MOS de canal n, cuyas conexiones son:

-Puerta G

-Fuente S

-Drenador D

Y sean VG, VS y VD, las diferencias de potencial entre dichas conexiones y el substrato de Si, tipo p sobre cuya superficie se ha integrado el transistor.

El funcionamiento del dispositivo es sencillo:

-Mientras la tensión VG es menor que un valor mínimo,

corriente que circula entre el drenador y la fuente es despreciable.

-En cambio si sobrepasamos el valor mínimo de VG, se crea un canal de inversión tipo n, entre la fuente y el drenador. Si la tensión VD es mayor que VS, circulará una corriente entre ambos que llamamos IDS.

Tenemos que hacer un estudio detallado de la tensión umbral en un punto del canal, que es el valor mínimo de la tensión VG para que la zona de inversión se mantenga dicho punto del canal. Este valor depende de la diferencia de potencial V, entre el punto del canal considerado y el substrato. (Ver figura de la variación de la tensión umbral con (VT, V).

Un resultado importante que podemos obtener es el de la densidad de cargas libres en un punto del canal del MOS. Como ya sabemos la Capacidad de un condensador viene dada por la expresión C=Q/V, viendo que en el transistor MOS entre el contacto metálico y el semiconductor tenemos un condensador, con lo cual aplicando lo antes dicho, podemos deducir que:

s =C ox[VG-VT(V)] (1)

donde C ox es la capacidad por unidad de superficie del condensador formado por la puerta, el óxido y el canal [Faradios/m 2]. Y V es como antes dijimos la diferencia de potencial entre el punto considerado y el substrato.

Vamos a entrar ahora en el Cálculo de la Corriente que pasa por el canal del transistor. Si tomamos como la superficie en la cual vamos a hacer nuestro estudio, como una zona del canal de longitud infinitesimal dx y de anchura W . Aplicando estos datos en la ecuación anterior (1), obtenemos que el valor dQ de cargas libres en el canal son las siguientes:

dQ=dxWC ox[VG-VT(V)]

Sabiendo que el campo Eléctrico en esta zona es igual a :

E=dV/dx

y que la velocidad de desplazamiento de los electrones viene dada por el producto de la movilidad de estos, por el campo Eléctrico aplicado.

v= m n dV/dx

Por tanto como conocemos la velocidad y la distancia que tienen que recorrer podemos calcular el tiempo de tránsito de los electrones.

t=dx/v=(dx) 2/ m n dV (2)

Y por tanto la corriente que atraviesa el canal es la siguiente, y utilizando las ecuaciones.

I= dQ/t

I dx = m n W C ox[VG-VT(V)] dV

Si despreciamos las corrientes de fuga, lo cual nos hace considerar que la corriente a lo largo del canal es la misma. Integramos la anterior relación.

Corriente de Saturación

Todo este proceso es válido siempre que no supere VD el valor VDP. Si tenemos el caso en el cual coinciden estos dos valores, tenemos que la tensión de puerta es igual a la tensión umbral, con lo cual, dicha tensión de puerta no puede mantener los portadores libres en el canal cerca del drenador. Este fenómeno se le conoce con el nombre de Pinch-Off o estrangulamiento del canal. Se produce por tanto una zona de empobrecimiento en la cual no existen portadores libres, y todo aumento en la tensión del drenador cae en esta zona.

El potencial en la zona de canal que aun tiene portadores sigue siendo VDP. Por tanto el potencial en el canal viene dado por la diferencia de potencial entre la fuente y la zona de estrangulamiento (VDP). Si suponemos que la longitud del canal entre la fuente y la zona de estrangulamiento prácticamente no se modifica, podemos considerar que la corriente entre el drenador y la fuente IDS, permanece invariable. Por lo tanto como hay una diferencia de potencial existe un campo eléctrico, de valor :

(VD-VDP)/l

que nos hace conducir los electrones al drenador.

Por lo tanto cuando VD>VDP la corriente IDS toma un valor constante :

IDSsat= m n . C ox (W/L) Ssat

Donde Ssat es la superficie representada en la siguiente figura :

Podemos obtener la curva IDS en función de VDS, y ver que se comporta como una resistencia, función de la tensión VD.

1/R=dIDS/dVD= m n . C ox (W/L) dS/dVD

El valor de dS/dVD se deduce directamente en la siguiente figura :

dS=hdVD

Con lo cual dS/dVD=h, con lo cual la resistencia es proporcional a 1/h, según aumenta VD disminuye h, y por tanto aumenta la resistencia, hasta que alcanza un valor infinito cuando el transistor esta saturado. Con lo cual la curva IDS, VDS (VD-VS), para un valor fijo de las tensiones VG y VS.

El Transistor MOS de Canal P

El estudio del transistor MOS tipo P es análogo al hecho en el caso de los tipo N. Al igual que antes los potenciales se definen en función del substrato que utilizamos en este caso tipo N. En este caso como ya se podía esperar las tensiones VG, VS y VD son negativas. Por tanto el proceso de funcionamiento es el siguiente cuando tenemos una tensión VG menor que la tensión VT (Que también es negativa), un canal tipo P aparece entre el drenador y la fuente, si además hay una diferencia de potencial entre el drenador y la fuente, aparece una corriente ISD entre estos dos puntos. Tanto en el transistor de canal N como en el de canal P, los portadores van siempre del drenador a la fuente, aunque en el caso de las corriente van en sentidos contrarios. (n=IDS y p=ISD). El símbolo del transistor p lo tenemos a continuación, junto con su estructura física :

Las expresiones son análogas que en el caso anterior, pero donde antes teníamos la movilidad m n ahora tenemos la de los huecos m p .

Por tanto la corriente ISD es la siguiente :

ISD= m p . C ox (W/L) S

Siendo S la superficie representada en la siguiente figura :

Si VD(< ó =)VDP, entonces el transistor está saturado, con lo cual la corriente es :

ISD sat= m p . C ox (W/L) S sat

Donde la superficie S sat viene dada en la siguiente figura :

El Inversor :

Vamos a estudiar ahora el elemento más importante dentro de la microelectrónica actual como es el inversor CMOS, cuyo esquema se representa en la siguiente figura. Como se ve se tiene que contar con dos substratos :

• Uno tipo p, conectado a VSS voltios, cobre la cual se pone el transistor de canal n
• Otro tipo n, conectado a VSS+VDD, sobre cuya superficie se integra el transistor de canal p.

Funcionamiento Estático :

Ahora vamos a suponer que todas las tensiones se miden con respecto a la tensión VSS, que la hacemos 0 voltios. Dentro de las tensiones umbrales de los dos transistores , supondremos a su vez que:

VT0n<>

Supondremos también que en el funcionamiento estático la corriente de salida será nula:

IOUT=0 A

Que corresponde al caso en que a la salida tengamos un condensador, y que esté en estado estable.(Ver siguiente figura)

Vamos a ver los posibles casos que se pueden dar en esta configuración:

• VIN< iout="0).">

• Si VIN>VDD+VT0p, entonces podemos ver ahora el canal p, es el que está en corte. Por tanto ahora la tensión de salida debe ser 0 para que no pase corriente por el transistor de canal n, y por tanto IOUT=0.

• Tenemos otro caso en el cual, se pude demostrar que hay un valor de Vinv ,tal que la salida pueda ser cualquiera comprendida entre VDPn, y VDPp, este valor es el que define dos superficies de integración Sp y Sn, tales que:

m n . C ox (W n/L n) Sn= m p . C ox (W p/L p) Sp

Con lo cual los dos transistores dan la misma corriente, y por tanto a la salida tenemos que de nuevo IOUT=0

• Si VT0n<>
• Si V inv<<

-Por tanto la curva de transferencia del inversor CMOS, viene dada en la siguiente figura:

-Como se puede ver en las expresiones anteriores la tensión V inv depende del valor relativo de las dimensiones de los dos transistores:

(W n/L n)/ (W p/L p)

También, podemos ver la corriente Interna en función de la tensión de entrada Vin. Como podemos ver solo hay paso de corriente en el intervalo del cambio de on-off, que es cuando tenemos una IDS.

El valor máximo viene dado por los valores de las corrientes IDSn e IDSp, calculadas con anterioridad.

Funcionamiento Dinámico

Normalmente en un circuito integrado las salidas y las entradas de los inversores se conectan a otros inversores, o a otras puertas lógicas. Entonces para hacer el estudio dinámico, debemos hacer algunas modelizaciones. La admitancia de entrada se aproxima con un condensador de valor constante. Por tanto despreciamos:

La corriente de entrada continua de los transistores.

La variación de la capacidad de entrada con la tensión de entrada.

Por tanto el cálculo de los tiempos de salida lo hacemos a partir del siguiente esquema:

a)Tiempo de Subida:

Suponemos que VIN=VSS y que la tensión de salida es V voltios. En las siguientes figuras vemos el significado de los valores Sp(V) y Sn(V).

En este estado, sabemos que el transistor de canal n está en corte, y por tanto el único que conduce es el p. Con lo cual la corriente que pasa por el CMOS, es la siguiente :

I = m p . C ox (W p/L p) Sp(V)

Y recordando la relación vista :

dt=dQ/I=CLdV/[ m p . C ox (W p/L p) Sp]

Por tanto el tiempo necesario para pasar de una tensión V L a una V H es el siguiente :

t=[ CL/[ m p . C ox (W p/L p)]

Análogamente podemos calcular el tiempo de bajada del CMOS, en este caso es el transistor de canal p el que está en corte, y el n conduce, con lo cual el tiempo que nos sale es :

t= CL/[ m n . C ox (W n/L n)]

Consumo :

Como pudimos observar cuando vimos la corriente interna que pasaba por el CMOS, era en el momento de la conmutación, cuando el paso de corriente era mayor. Por tanto como sabemos la potencia consumida es función de la intensidad, con lo cual tendremos un mayor gasto de potencia, cuando tenemos conmutaciones (Pasos de altas a bajas, y viceversa)