INSTRUKCJA PRZYGOTOWANIA REFERATU NA OWD`2005

XIV International PhD Workshop
OWD 2012, 20–23 October 2012
Wpływ profilu implantacji azotu na parametry elektryczne
dielektryków bramkowych struktur MOS na węgliku krzemu
The influence of shallow nitrogen implantation on electrical
parameters of MOS structure gate dielectrics on silicon
carbide
Krystian Król, Tele and Radio Research Institute
(19.06.2012, prof. dr hab. inż. Jan Szmidt, Warsaw University of Technology, Institute of Micro- and Optoelectronics)
Abstract
One of efficient methods of reducing interface
trap density in silicon carbide (SiC) is shallow
nitrogen implantation performed prior oxidation of
semiconductor substrate. This method results in one
of the greatest reduction of trap densities in MOS
structure resulting in high electron mobility of MOS
FET transistor made on this material [1]. In this
work an influence of implanted nitrogen profile and
concentration on trap properties of MOS structure is
shown. As shown on Fig.3 nitrogen concentration
has a great impact on trap states at energies near
midgap, whereas a dose and nitrogen profile impacts
most traps localized near conduction band edge.
Those traps are at special interest since they has the
greatest concentrations. The origins of those rising
edge trap profile is unknown and there is only few
reports of reducing those traps density increasing
quality of oxide and thus reducing of series
resistance of SiC power MOSFET transistor. The
impact of dose and concentration profile has a great
influence on critical electrical field of oxide. A high
critical field is necessary for power devices allowing
them to work at high voltages. Fig. 2 shows
cumulative breakdown voltage of dielectric layers. As
the concentration of nitrogen in oxidized area is
rising so does critical break down voltage. The
reason for this phenomenon is higher nitrogen
concentration and surface region implantation
introduced amorphisation (Fig. 4) that enhances
incorporation of nitrogen.
Streszczenie
Niniejszy artykuł przedstawia wyniki badań
elektro-chemicznych dotyczących wpływu profilu i
koncentracji azotu wprowadzanego drogą płytkiej
implantacji jonowej do podłoża węglikokrzemowego
na
parametry
dielektryków
bramkowych przeznaczonych do zastosowania w
tranzystorach mocy typu MOS. Parametry
dielektryka bramkowego są kluczowe dla uzyskania
tranzystora o małej rezystancji szeregowej, która jest
jednym z najważniejszych parametrów przyrządów
mocy. Opisywana metoda pozwala na redukcję
gęstości stanów pułapkowych odpowiedzialnych za
wzrost rezystancji szeregowej przyrządu, w
szczególności stanów pułapkowych o największych
koncentracjach położonych w pobliżu krawędzi
pasma przewodnictwa. Użycie tej metody wpływa
również na wytrzymałość dielektryka na pole
elektryczne, zwiększając krytyczną wartość pola, dla
której następuje przebicie tlenku. Poprawa tych
parametrów zależy w dużej mierze od warunków
implantacji azotu (np. profilu implantacji, dozy
implantowanego pierwiastka). Wpływ ten badano
przy pomocy pomiarów elektrycznych charakterystyk
C-V i I-V struktur MOS wytworzonych na węgliku
krzemu, symulacje dotyczące wpływu implantacji na
parametry materiałowe wykonano przy pomocy
symulatora Monte-Carlo SRIM.
1. Wiadomości wstępne
Spośród
półprzewodnikowych
materiałów
szerokopasmowych węglik krzemu (SiC) wyróżnia
się
wieloma
właściwościami
fizycznymi
predestynującymi ten materiał do zastosowań w
przyrządach półprzewodnikowych mocy [1]. SiC
cechuje się wysokim polem krytycznym (~4
MV/cm) [2], wysoką przewodnością cieplną (~3.7
Wcm-1K-1), wysoką prędkością nasycenia nośników
(wartość) [3]. Przyrządy wykonane z węglika krzemu
mogą mieć znacznie mniejsze rozmiary przy
zbliżonych
parametrach
w
stosunku
do
wykorzystywanych
obecnie
przyrządów
krzemowych, redukując wpływ parametrów
pasożytniczych na właściwości dynamiczne układów
przetwarzania energii (przekształtników). W
szczególności przyrządy te pozwalają na zwiększenie
częstotliwości pracy przekształtników energii
zwiększając ich sprawność [4]. Jako jedyny materiał
szerokopasmowy SiC pozwala na wytworzenie
dielektryka naturalnego o dobrej jakości w postaci
SiO2 w procesie utleniania termicznego. Jest to
182
istotna zaleta umożliwiająca
wytwarzanie
przyrządów
MOS
w
procesie
częściowo
kompatybilnym z technologią krzemową. Niestety
jakość tlenku bramkowego otrzymywanego w
procesie utleniania termicznego znanego z
technologii krzemowej jest niewystarczająca do
otrzymywania przyrządów MOS na węgliku krzemu
o oczekiwanych, unikalnych parametrach. Przyczyną
takiego stanu jest dwuskładnikowa budowa
materiału oraz jego duża gęstość w porównaniu z
krzemem. Proces utleniania jest wieloetapowy i
skomplikowany, a w efekcie w warstwach
dielektrycznych pozostają zanieczyszczenia węglowe
będące centrami pułapkowymi dla nośników. W
pobliżu
obszaru
przejściowego
dielektrykpółprzewodnik istnieją też stosunkowo duże
naprężenia mechaniczne generujące dużą ilość
zerwanych wiązań i wakansów, a także dużą ilość
międzywęzłowych atomów krzemu i węgla [5]. Duża
gęstość stanów pułapkowych w przerwie
zabronionej jest podstawową przyczyną wysokiej
rezystancji szeregowej tranzystorów mocy SiC. W
trakcie prac dotyczących metod modyfikacji procesu
utleniania ustalono, że ilość stanów pułapkowych
można znacząco zmniejszyć wprowadzając do
dielektryka azot np. poprzez wygrzewanie w
wysokich temperaturach warstw dielektrycznych w
atmosferze tlenków azotu NO oraz N2O [6,7]. Z
uwagi na to, że stopień poprawy parametrów
elektrycznych
warstw
dielektrycznych
jest
proporcjonalny do koncentracji azotu w pobliżu
obszaru przejściowego dielektryk-półprzewodnik [8],
zaproponowano
alternatywną
metodę
wprowadzania azotu przy wykorzystaniu procesu
implantacji ze względu na możliwość uzyskania
dużych koncentracji o dobrze kontrolowanej
wartości. Poniżej przedstawiono wyniki badań
wpływu profilu domieszkowania i dozy implantacji
na parametry elektro-fizyczne struktur MOS na SiC.
koncentracji azotu. Próbka #9 nie była
impalntowana i służyła jako próbka referencyjna. Po
wykonaniu procesu implantacji nie przeprowadzono
żadnych dodatkowych procesów wygrzewania.
Wytworzone uprzednio maski SiO2 strawiono, a
zaimplantowane podłoża utleniono termicznie w
temperaturze 1200OC w atmosferze suchego tlenu.
Na otrzymanych w ten sposób warstwach dielektryka
wytworzono struktury kondensatorów MOS stosując
tytanowy kontakt omowy do spodu struktury
półprzewodnikowej oraz aluminiowe bramki kołowe
o powierzchni 1.8x10-4 cm2 na powierzchni warstwy
dielektrycznej.
Otrzymane
struktury
MOS
scharakteryzowano poprzez wykonanie pomiarów
elektrycznych charakterystyk C-V oraz I-V.
a)
b)
2. Metodologia
Do eksperymentu użyto 9 próbek 4H-SiC (0001)
oznaczonych #1-#9. Podłoża przeszły procedurę
czyszczenia RCA, a następnie na ich powierzchni
została wytworzona warstwa tlenku SiO2 metodą
PECVD pełniąca funkcję maski stopującej
implantowane jony. Grubość maski została tak
dobrana, żeby uzyskać profile koncentracji
implantowanego pierwiastka jak na Rys. 1. Podłoża
zostały następnie poddane implantacji jonów N2 z
energią 100keV w temperaturze pokojowej. Na
podłożach #1 - #4 profil koncentracji był tak
dobrany, aby maksimum koncentracji azotu
znajdowało
się
w
obszarze
interfejsu
dielektryk/półprzewodnik wytworzonej później
struktury MOS. W podłożach #5 - #8 interfejs ten
znajdował się na opadającym zboczu profilu
Rys.1. Profile koncentracji implantowanego azotu w
podłożu dla próbek z maksimum koncentracji w obszarze
interfejsu (a) i próbek z opadającym zboczem
koncentracji azotu na interfejsie (b).
Fig.1. Nitrogen concentration depth profiles for samples
implanted at peak concentration on MOS interface (a)
and decaying profile of concentration profile (b).
Na podstawie pomiarów C-V wyznaczono
gęstość stanów pułapkowych o energiach bliskich
energii krawędzi pasma przewodnictwa używając
metody
wysokoczęstotliwościowej
(Termana).
Napięcie płaskich pasm (UFB) oraz ładunek
efektywny (Qeff) obliczono metodą 1/C2 przyjmując
teoretyczną
wartość
kontaktowej
różnicy
potencjałów.
183
a)
2. Wyniki i dyskusja wyników
W Tab. 1 przedstawiono podstawowe parametry
struktur MOS obliczone na podstawie danych
pochodzących z pomiarów elektrycznych.
Tab.1.
Podstawowe parametry elektryczne badanych struktur MOS
Basic electric al parameters of investigated samples
Nr
#1
#2
#3
#4
#5
#6
#7
#8
#9
d
[nm]
74.2
65.3
86.0
68.0
49.5
33.7
50.4
35.8
77.1
EOT
[nm]
85.9
75.4
97.3
-*
56
38
59
42
86
NN2
[cm-3]
1.7e16
1.9e17
1.6e18
1.3e19
3.3e16
1.0e17
3.4e18
2.5e19
-
UFB
[V]
-2.4
-3.4
-18.9
-*
0.90
-0.10
-3.72
-8.74
2.89
Qeff/q
[cm-2]
7.15∙1011
1.06∙1012
4.52∙1012
-*
-2.28∙1011
2.24∙1011
1.46∙1012
4.64∙1012
-6.04∙1011
b)
*-brak prawidłowej charakterystyki C-V
Wraz ze wzrostem koncentracji implantowanego
azotu rośnie wartość napięcia płaskich pasm. Efekt
ten jest obserwowany również w przypadku
technologii polegającej na wygrzewaniu dielektryków
w atmosferze azotowej i wynika z przyłączania azotu
w objętości dielektryka [9]. Potwierdzają to pomiary
wartości ładunku efektywnego przedstawione w
Tab. 1 oraz wyniki obliczeń gęstości stanów
pułapkowych Dit (rys. 3) w pobliżu krawędzi pasma
przewodnictwa. Ilość azotu przyłączanego w
objętości dielektryka jest zależna nie tylko od dozy
implantowanego pierwiastka, ale również w sposób
zasadniczy zależy od profilu koncentracji. Dla
próbek implantowanych z maksimum w obszarze
interfejsu (#1 - #4) napięcie płaskich pasm rośnie
gwałtownie wraz z koncentracją azotu powyżej
~1∙1017 cm-3 (NN2). Podobnego efektu nie
obserwowano dla próbek implantowanych w taki
sposób, aby uzyskać interfejs struktury MOS na
zboczu opadającym profilu koncentracji #5 - #8. W
każdym przypadku płaski profil koncentracji
skutkuje wyraźniejszym wzrostem wartości napięcia
płaskich pasm w porównaniu z próbką referencyjną
niż profil opadający. Należy przypuszczać, że w
próbkach z maksimum implantacji dochodzi do
efektywniejszego przyłączania zaimplantowanego
azotu w objętość dielektryka, co potwierdzają
zarówno obliczone wartości ładunku efektywnego
(Tab. 1) jak i zaprezentowana na Rys. 2 dystrybuanta
rozkładu statystycznego pola krytycznego w
dielektryku. Dla małych wartości pola elektrycznego
średnia wartość krytycznego pola elektrycznego jest
nieznacznie większa w próbkach poddanych
implantacji azotu niż w próbce nieimplantowanej.
Rys.2. Dystrybuanta rozkładu statystycznego
krytycznego pola elektrycznego w dielektryku dla próbek
z maksimum koncentracji w obszarze interfejsu (a) i
próbek z opadającym zboczem koncentracji azotu na
interfejsie (b).
Fig.2. Cumulative breakdown failure distribution for
samples implanted at peak concentration on MOS
interface (a) and decaying profile of concentration
profile (b).
Przy koncentracji azotu powyżej ~1∙1018 cm-3 dla
próbek z maksimum implantacji oraz ok.
~1∙1019 cm-3 dla próbek z opadającym zboczem
profilu koncentracji średnia wartość pola
krytycznego znacząco rośnie aż do wartości
przekraczającej teoretyczną wartość uzyskiwaną dla
stechiometrycznego SiO2. Opisywany efekt dowodzi,
że w warstwach implantowanych dużymi dozami
azotu dochodzi w wyniku utleniania do wytworzenia
niestechiometrycznego
dielektryka
najprawdopodobniej o składzie SiOXNY w skutek
czego zwiększa się wartość przenikalności
dielektrycznej
warstwy
w
stosunku
do
stechiometrycznego SiO2 zwiększając jej krytyczne
pole elektryczne. Potwierdza to porównanie
zmierzonych metodą elipsometryczną grubości
dielektryków oraz grubości wyliczonych na
podstawie pojemności struktury MOS w zakresie
akumulacji (Tab.1; d – grubość rzeczywista i EOT –
efektywna grubość tlenku).
Na Rys.3. przedstawiono obliczone profile
gęstości powierzchniowej stanów pułapkowych w
184
funkcji położenia energetycznego w przerwie energii
zabronionych półprzewodnika (przyjęto energię
zerową na poziomie krawędzi pasma walencyjnego).
a)
b)
Rys.3. Obliczone profile energetyczne gęstości
powierzchniowych stanów pułapkowych dla próbek z
maksimum koncentracji w obszarze interfejsu (a) i
próbek z opadającym zboczem koncentracji azotu na
interfejsie (b).
Fig.2. Calculated trap densities of states energy
distribution for samples implanted at peak concentration
on MOS interface (a) and decaying profile of
concentration profile (b).
Można na tej podstawie stwierdzić, że dla małych
doz implantacji uzyskuje się zmniejszenie gęstości
stanów pułapkowych o energiach bliskich energii
krawędzi pasma przewodnictwa. Dla koncentracji
mniejszej niż 1∙1017 cm-3, niezależnie od profilu
implantacji azotu, obserwuje się redukcję gęstości
stanów pułapkowych w tym zakresie energetycznym.
Jest to szczególnie ważne, ponieważ pochodzenie
tych stanów nie zostało do końca wyjaśnione i nie
istnieją skuteczne metody pozwalające na ich
redukcję. Skuteczniejszą redukcję uzyskuje się w
przypadku implantacji ze zboczem opadającym
profilu. Dla stanów pułapkowych położonych
głębiej w przerwie energii zabronionych, małe dozy
implantacji, niezależnie od profilu koncentracji
azotu, nie powodują zmniejszenia gęstości stanów
powierzchniowych. Uważa się, że pułapki w tym
zakresie energii pochodzą głównie od zanieczyszczeń
węglowych [10,11] i to właśnie tego typu defekty są
efektywnie usuwane przez przyłączanie azotu w
postaci wiązań C=N [12]. Dla małych doz
implantacji koncentracja azotu jest pomijalna w
porównaniu
z
koncentracją
zanieczyszczeń
węglowych pozostających po utlenianiu termicznym
SiC, dlatego też nie obserwuje się redukcji gęstości
stanów pułapkowych w tym wypadku. Wraz ze
wzrostem koncentracji implantowanego azotu do
poziomu 1∙1018 cm-3 ilość azotu przyłączanego w
warstwie zwiększa się i zaczyna być porównywalna z
ilością
centrów
defektowych
pochodzenia
węglowego, co można zaobserwować na Rys. 3 jako
spadek gęstości stanów pułapkowych w głębi
przerwy zabronionej. Analogiczny efekt obserwuje
się w przypadku technologii wygrzewania w
atmosferach azotowych [6-8].
Przedstawione wyniki sugerują, że pułapki
powierzchniowe o energiach położonych w pobliżu
pasma przewodnictwa mają inne pochodzenie niż
pułapki położone w głębi pasma. Redukcję gęstości
stanów pułapkowych w pobliżu krawędzi pasma
przewodnictwa uzyskano tylko dla małych doz
implantacji i koncentracji niewystarczających do
efektywnego
neutralizowania
stanów
wprowadzanych przez zanieczyszczenia węglowe i
przypuszczać należy, że w zakresie energii 3 – 3,2 eV
dominującą rolę odgrywają defekty strukturalne w
postaci zerwanych wiązań i/lub międzywęzłowych
atomów krzemu i węgla emitowanych z obszaru
interfejsu w trakcie utleniania w skutek istnienia
znacznych naprężeń mechanicznych związanych z
niedopasowaniem strukturalnym dielektryka i
półprzewodnika. Niewielkie dozy implantacji
wpływają najprawdopodobniej na redukcję naprężeń
mechanicznych powstających w trakcie utleniania
termicznego skutkując redukcją ilości powstających
defektów strukturalnych. Hipotezę tą popierają
również wyniki uzyskane dla bardzo dużych doz
implantacji. Duża doza implantacji oznacza
wprowadzenie znacznych zniszczeń implantacyjnych
do materiału. Na Rys. 4 pokazano modelowany
procentowy profil zniszczeń w funkcji głębokości
uzyskany
jako
całkowita
ilość
wkansów
(proporcjonalna do powstałych w ten sposób
defektów strukturalnych) w stosunku do gęstości
atomowej węglika krzemu [13]. Próbki implantowane
największymi dozami charakteryzują się również
największymi zniszczeniami oraz największą
amorfizacją powierzchni. W próbkach tych dochodzi
do najefektywniejszego przyłączania azotu w trakcie
utleniania. Zniszczenia są większe w próbkach ze
zboczem opadającym implantacji, ponieważ
koncentracja
azotu
w
obszarze
przypowierzchniowym tych próbek jest większa niż
w przypadku próbek z maksimum koncentracji na
interfejsie (wymagana jest większa doza, aby uzyskać
takie same wartości koncentracji w obszarze
interfejsu dla obu profili). Dlatego też dla bardzo
dużych doz w przypadku profilu opadającego
obserwuje się wyraźny wzrost gęstości stanów
powierzchniowych w pobliżu pasma przewodnictwa
– zgodnie z zaproponowaną hipotezą są defekty te
powstają w skutek zniszczeń wywołanych
185
a)
termicznego daje możliwość redukcji gęstości stanów
pułapkowych o energiach bliskich krawędzi pasma
przewodnictwa.
Stany
te,
pochodzące
najprawdopodobniej od defektów strukturalnych,
charakteryzują się największymi gęstościami i w
największym stopniu wpływają na ruchliwość
nośników w kanale tranzystorów MOSFET. Poprzez
dobór odpowiednich warunków implantacji, ze
szczególnym uwzględnieniem wpływu zniszczeń i
dozy implantacji, możliwa jest znaczna redukcja
gęstości stanów pułapkowych związanych z
defektami strukturalnymi. Metoda ta, w połączeniu z
metodami termicznego przyłączania azotu w
procesie wygrzewania wysokotemperaturowego, daje
możliwość znacznej redukcji gęstości pułapek w
strukturach MOS wykonanych na węgliku krzemu.
Wadą zaproponowanej metody jest znaczny wzrost
napięcia płaskich pasm wywołany implantacją
jonową. Redukcja tego efektu jest tematem dalszych
prac.
b)
Podziękowania:
Niniejsze prace były finansowane przez Narodowe
Centrum Nauki w ramach projektu nr N N515
498340
“Wpływ
przypowierzchniowego
domieszkowania węglika krzemu 4H-SiC techniką
implantacji jonów na właściwości elektrofizyczne
struktur MOS”
Rys.4. Profile procentowego zniszczenia podłoża
półprzewodnikowego dla próbek z maksimum
koncentracji w obszarze interfejsu (a) i próbek z
opadającym zboczem koncentracji azotu na interfejsie
(b).
Literatura:
Fig.2. Percentage damage events profiles for samples
implanted at peak concentration on MOS interface (a)
and decaying profile of concentration profile (b).
implantacją. Próbki z maksimum implantacji w
obszarze interfejsu charakteryzują się mniejszym
zniszczeniem podłoża, ponieważ do uzyskania
wymaganej koncentracji azotu nie jest konieczne
stosowanie tak dużych doz implantacji. Efekt
wzrostu gęstości stanów pułapkowych jest
obserwowany, ale słabszy w aspekcie ilościowym.
W próbkach tych zniszczenia sięgają głęboko w
podłoże półprzewodnikowe w przeciwieństwie do
próbek z opadającym zboczem implantacji na
interfejsie, w których zniszczenia zanikają szybko
wraz z głębokością. Powoduje to znaczną degradację
parametrów półprzewodnika i dla próbki #4,
pomimo mniejszego poziomu zniszczeń w obszarze
przypowierzchniowym, dochodzi do zaburzenia
struktury pasmowej półprzewodnika (degeneracji
półprzewodnika)
nie
pozwalającej
na
przeprowadzenie pomiarów C-V. Efektu tego nie
wykazują próbki, w których zniszczenie zanika
szybko wraz z głębokością w podłożu.
3. Podsumowanie
Płytka implantacja jonowa azotu w podłoże SiC
przeprowadzona przed procesem
utleniania
186
1. C.M. M. Zetterling, B. L. Weiss, “Process
technology for silicon carbide devices”
Institution of Electrical Engineers, Stevenge
2002
2. M. Huang, N. Goldsman, C. Chang, I.
Mayergoyz, J. M. McGarrity, D. Woolard;
"Determining 4H silicon carbide electronic
properties through combined use of device
simulation and metal-semiconductor fieldeffect-transistor terminal characteristics",
Journal of Applied Physics, Volume 84,
Issue 4, 1998, (1998) pp. 2065-2070
3. Yu. Goldberg, M. E. Levinshtein, S. L.
Rumyantsev in: M. E. Levinshtein, S. L.
Rumyantsev, M. S. Shur (Eds.), Properties
of Advanced SemiconductorMaterials GaN,
AlN, SiC, BN, SiC, SiGe, John Wiley &
Sons, Inc., New York, 2001, pp. 93-148
4. O przyrządach na SiC
5. Y. Hijikata, H. Yaguchi, S. Yoshida, "A
Kinetic Model of Silicon Carbide Oxidation
Based on the Interfacial Silicon and Carbon
Emission Phenomenon", Applied Physics
Express, Volume 2, Issue 2, (2009), pp.
021203
6. G. V. Soares, I. J. R. Baumvol, L. Hold, F.
Kong, J. Han, S. Dimitrijev, C. Radtke, F. C.
Stedile,"Sequential thermal treatments of
7.
8.
9.
10.
11.
12.
13.
SiC in NO and O2: Atomic transport and
electrical characteristics", Applied Physics
Letters, Volume 91, Issue 4, (2007) id.
041906
K. McDonald, R. A. Weller, S. T. Pantelides,
L. C. Feldman, G. Y. Chung, C. Tin, J. R.
Williams, "Characterization and modeling of
the nitrogen passivation of interface traps in
SiO2/4H-SiC", Journal of Applied Physics,
Volume 93, Issue 5, pp. 2719-2722 (2003).
R. Kosugi, T. Umeda, Y. Sakuma,"Fixed
nitrogen atoms in the SiO2/SiC interface
region and their direct relationship to
interface trap density", Applied Physics
Letters, Volume 99, Issue 18, (2011) id.
182111
K. Król, M. Kalisz, M. Sochacki, J. Szmid;
“The influence of oxygen ambient annealing
conditions on the quality of Al/SiO2/n-type
4H-SiC MOS structure”, Materials Science
and
Engineering,
DOI
10.1016/j.mseb.2011.12.033
Afanasev, V. V.; Bassler, M.; Pensl, G.;
Schulz, M., "Intrinsic SiC/SiO2 Interface
States", Physica Status Solidi (A), Applied
Research, vol. 162, Issue 1, (1997), pp.321337,
A. F. Basile, J. Rozen, J. R. Williams, L. C.
Feldman, P. M. Mooney, Capacitancevoltage
and
deep-level-transient
spectroscopy characterization of defects
near SiO2/SiC interfaces, J. Appl. Phys. 109,
(2011) 064514
P. Deák, J. Knaup, C. Thill, T. Frauenheim,
T. Hornos, A. Gali,"The mechanism of
defect creation and passivation at the
SiC/SiO2 interface", Journal of Physics D:
Applied Physics, Volume 41, Issue 4, (2008)
pp. 049801
P. Molian, B. Pecholt, S. Gupta,
"Picosecond pulsed laser ablation and
micromachining of 4H-SiC wafers", Applied
Surface Science, v. 255, iss. 8, p. 4515-4520.
(2008)
Adres służbowy Autora:
Mgr inż. Krystian Król
Tele and radio Research Institute
ul. Ratuszowa 11
03-450 Warszwa
tel. (022) 619 22 41 wew. 148
email: [email protected]
187