Монокристаллический sic и способ его получения

 

Изобретение может быть использовано в полупроводниковой технологии для производства светодиодов, оптических элементов и т.д. Поверхность монокристаллической α-SiC подложки 1 обрабатывается так, чтобы иметь шероховатость поверхности, равную или меньше, чем среднеквадратическое отклонение , и предпочтительно равную или меньше, чем среднеквадратическое отклонение . На поверхности 1а монокристаллической α-SiC подложки 1 термическим химическим осаждением из газовой фазы выращивается поликристаллическая α-SiC пленка 2. После этого комплекс M помещается в пористый углеродный контейнер 3 и внешняя сторона углеродного контейнера 3 покрывается α-SiC порошком 4. Комплекс M подвергается термообработке при высокой температуре, равной или меньшей, чем температура роста пленки, т.е. в диапазоне от 1900 до 2400^oC, в потоке газа аргона, посредством чего интегрально выращивается монокристалл α-SiC на монокристаллической α-SiC подложке 1 на основе кристаллического роста и перекристаллизации поликристаллической α-SiC пленки 2. Получают монокристалл α-SiC большого размера, который имеет высокое качество и в котором не генерируются кристаллические зародыши. 2 с. и 10 з.п. ф-лы, 4 ил., 2 табл.

Данное изобретение относится к монокристаллическому SiC и способу его получения, и, в особенности, к монокристаллическому SiC, который используется в качестве полупроводниковой пластины-подложки для светодиода, рентгеновского оптического элемента, такого как монохроматический классификатор, высокотемпературного полупроводникового электронного элемента и силового прибора, а также к способу получения монокристаллического SiC.

SiC (карбид кремния) обладает превосходными характеристиками термостойкости и механической прочности, а также имеет высокую устойчивость к радиации. Также легко контролировать валентную зону электронов и дырок при помощи допирования примесей. Кроме того, SiC имеет широкую запрещенную энергетическую зону (например, монокристаллический 6H-SiC имеет ширину запрещенной энергетической зоны примерно 3.0 эВ и монокристаллический 4H-SiC имеет ширину запрещенной энергетической зоны 3.26 эВ). Таким образом, можно добиться большой емкости, высокой частоты, высокой прочности диэлектрика и высокой устойчивости к окружающей среде, которые не могут быть достигнуты в существующих полупроводниковых материалах, таких как Si (кремний) и GaAs (арсенид галлия). С этой точки зрения монокристаллический SiC вызывает большой интерес и рассматривается, как полупроводниковый материал для силовых приборов нового поколения.

В качестве способа роста (получения) монокристаллического SiC этого типа используются способ Ачисона и способ сублимации и перекристаллизации, которые общепризнаны, как промышленный способ получения SiC абразивных материалов. В способе Ачисона затравочная кристаллическая подложка нагревается по внешней периферии при использовании высокочастотного электрода так, чтобы генерировать многочисленные центры кристаллизации в центральной части затравочной кристаллической подложки, посредством чего спиральный рост кристаллов развивается большей частью в центральной части затравочной кристаллической подложки. В способе сублимации и перекристаллизации порошок SiC, полученный по способу Ачисона, используется в качестве исходного материала, и кристалл выращивается на монокристаллических центрах кристаллизации.

В способе Ачисона вышеописанных традиционных способов получения, однако, монокристалл растет медленно, в течение длительного периода времени, так, что скорость роста кристалла очень низка. Также большое число кристаллических центров кристаллизации генерируется в начальной стадии роста, и они распространяются до верхней части кристалла, по мере развития роста кристалла. Таким образом, трудно получить отдельно монокристалл большого размера.

В способе сублимации и перекристаллизации высокоскоростной рост, примерно 1 мм/час, выбирается в основном с экономической точки зрения (себестоимости производства) так, чтобы примеси и микроотверстия, которые имеют диаметр в несколько микрон и которые проходят сквозь кристалл в направлении роста, желательно отсутствовали в растущем кристалле. Такие микроотверстия называются микротрубочными дефектами и вызывают ток утечки при производстве полупроводникового прибора. Таким образом, проблема состоит в том, что не может быть получен монокристаллический SiC, имеющий достаточно высокое качество. Это блокирует практическое использование SiC, который имеет превосходные характеристики по сравнению с существующими полупроводниковыми материалами, такими как Si и GaAs, как описано выше.

Хергенгрофер в патенте США 3228756 рассматривает другой способ выращивания путем сублимации, в котором используется затравочный кристалл карбида кремния, на котором может конденсироваться другой карбид кремния, обеспечивая рост кристалла. Хергенгрофер предлагает, для того чтобы добиться нужного роста, нагревать затравочный кристалл до подходящей температуры, обычно превышающей 1000^oC, таким образом, чтобы свести к минимуму период времени, в течение которого затравочный кристалл имеет температуру от 1800 до 2000^oC.

Озаров в патенте США 3236780 рассматривает другой способ сублимации без затравки, в котором используется облицовка карбидом кремния внутренней поверхности углеродного сосуда, и в котором делается попытка установить радиальный температурный градиент между облицованной карбидом внутренней частью сосуда и наружной частью сосуда.

Книпперберг в патентах США 3615930 и 3962406 рассматривает иные подходы к выращиванию карбида кремния нужным образом. В патенте 3615930 рассматривается способ выращивания в карбиде кремния электронно-дырочных переходов по мере роста кристалла в процессе сублимации. Согласно патенту карбид кремния нагревают в замкнутом пространстве в атмосфере инертного газа, содержащего легирующие атомы донорного типа, после чего легирующий материал удаляют из сосуда и сосуд повторно нагревают в присутствии акцепторной примеси. Этот способ предназначен для получения взаимоприлегающих участков кристалла, обладающих противоположной проводимостью и образующих электронно-дырочный переход.

В патенте 3962406 Книпперберг рассматривает трехступенчатый процесс формирования карбида кремния, согласно которому сердечник из диоксида кремния полностью погружают в окружающую его массу гранулированного карбида кремния или материалов, образующих карбид кремния при нагревании. Систему нагревают до температуры, при которой вокруг сердечника из диоксида кремния образуется оболочка из карбида кремния, после чего нагревают дополнительно для испарения диоксида кремния, находящегося внутри оболочки из карбида кремния. В заключение систему нагревают еще больше для того, чтобы способствовать дальнейшему росту карбида кремния внутри оболочки из карбида кремния.

Водадкоф, патент США 4147572, рассматривает геометрически ориентированный способ сублимации, при котором твердый исходный материал из карбида кремния и затравочные кристаллы размещены параллельно и в тесной близости друг с другом.

Аддамиано, патент США 4556436, рассматривает печную систему типа предложенной Лели, предназначенную для формирования тонких пленок карбида кремния бета на карбиде кремния альфа, которая отличается быстрым охлаждением от уровня температуры сублимации в диапазоне от 2300 до 2700^oC, до другого уровня, ниже 1800^oC. Аддамиано отмечает, что крупных монокристаллов кубического (бета) карбида кремния просто не получается, и что рост карбида кремния на других материалах, таких как кремний или алмаз, довольно затруднен.

Хсю, патент США 4664944, рассматривает способ использования псевдоожиженного слоя для формирования кристаллов карбида кремния, напоминающий способ химического осаждения из пара при использовании реагентов, не являющихся карбидом кремния, но включающий частицы карбида кремния в псевдоожиженном слое, напоминая таким образом способ сублимации.

Некоторые из более важных работ в области способов получения карбида кремния описаны, однако, в иных чем патенты США материалах. Так, например, в германском (ФРГ) патенте 3230727, выданном корпорации "Сименс", рассматривается способ сублимации карбида кремния, причем особое внимание уделяется сведению к минимуму температурного градиента между затравочным кристаллом карбида кремния и исходным материалом карбида кремния. Этот патент предусматривает ограничение температурного градиента величиной, не превышающей 20^oC на 1 сантиметр расстояния между исходным материалом и затравочным кристаллом в реакционном сосуде. Этот патент предусматривает также, что общее давление пара в системе сублимации должно удерживаться в пределах от 1 до 5 миллибар и предпочтительно около 1.5-2.5 миллибар.

Этот немецкий способ может, однако, рассматриваться как один из способов рафинирования, которые были глубоко изучены в Советском Союзе, в особенности Ю. М. Таировым; см. например, General Principles of Growing Large-Size Crystals of Various Silicon Carbide Polytypes, J. Crystal Growth, 52 (1981)46-150, и Progress in Controlling the Growth of Polytypic. Crystals, from Crystals Growth and Characterization of Polytype Structures, edited by Krishna, Pergamon Press, London, 1983, p. 111. Таиров указывает на недостатки способа Лели, в частности на высокую температуру, требующуюся для роста кристалла (2600-2700^oC) и на недостаточный контроль за получаемым политипом кристалла. Ссылаясь на некоторых других исследователей, результаты которых описаны в патентной литературе, Таиров предлагает в качестве способа совершенствования процесса Лели использовать затравку. В частности, Таиров предлагает контролировать политипный рост кристалла карбида кремния путем выбора затравочных кристаллов нужного политипа или путем выращивания реконденсированных кристаллов на гранях карбида кремния, обработанных под углом к грани 0001 шестигранной решетки. Таиров предлагает использовать аксиальные температурные градиенты для роста в пределах от приблизительно 30 до 40^oC на 1 сантиметр.

В других исследованиях Таиров изучает влияние, которое оказывает регулирование различных параметров на результирующий рост карбида кремния, отмечая при этом, что определенные выводы сделать трудно. Таиров исследовал рабочие температуры и пришел к выводу, что рабочие температуры роста имели относительно меньшее значение, чем считали такие исследователи как Книппенберг. Аналогичным образом Таиров не смог прийти к определенному выводу относительно темпов формирования кристаллов определенных политипов, отметив только, что возрастание скорости роста кристалла статистически совпадает с возрастанием доли кристаллов с разупорядоченной структурой. Таиров не смог также установить зависимости между стехиометрией паровой фазы и ростом кристалла, но указал на то, что некоторые примеси будут способствовать росту кристаллов определенного политипа карбида кремния. Так, например, высокое содержание азота способствует росту кристаллов карбида кремния кубического политипа, алюминий и некоторые другие материалы способствуют росту шестигранного 4H политипа, а кислород - политипу 2H. Таиров приходит к выводу, что какое-либо понимание механизмов, ведущих к получению, таких результатов, отсутствует.

В ходе своих опытов Таиров попробовал также использовать монокристаллы карбида кремния определенных политипов в качестве исходного материала для получения пара и пришел к выводу, что использование таких монокристаллов определенных политипов для получения пара может привести к росту кристалла определенных политипов. Конечно понятно, что хотя использование монокристаллов в качестве исходного материала интересно с теоретической точки зрения, обладающей большим практическим значением целью, особенно с коммерческой точки зрения, является получение монокристаллов из более распространенных источников карбида кремния, отличающийся от монокристаллов.

И, наконец, Таиров пришел к выводу, что обработка поверхности подложки, на которой должно осуществляться выращивание кристаллов при сублимации, может оказать влияние на рост полученных кристаллов. Тем не менее широкий разброс полученных данных привел Таирова к выводу о наличии дополнительных не идентифицированных факторов, оказывающих влияние на наблюдавшийся им рост кристаллов карбида кремния, и о том, что эти неизвестные факторы не позволили ему добиться фундаментального понимания механизма роста кристаллов.

Поэтому, несмотря на давно признанные характеристики карбида кремния и признание того факта, что карбид кремния позволяет получить выдающийся, если не сказать - обладающий революционными характеристиками - полупроводниковый материал и устройства из него, и несмотря на детальные исследования, проведенные многочисленными исследователями, включая упомянутых здесь, до настоящего изобретения не существовало подходящего способа для повторного и устойчивого выращивания крупных монокристаллов требующегося выбранного политипа карбида кремния.

Это изобретение проводилось с точки зрения отмеченных выше обстоятельств. Задача данного изобретения - обеспечить монокристалл SiC большого размера, который имеет высокое качество и в котором не генерируются кристаллические зародыши, и способ получения монокристаллического SiC, в котором монокристалл имеет высокое качество и может быть стабильно эффективно получен при высокой скорости роста.

Для того, чтобы достичь выше отмеченной цели, монокристаллический SiC по изобретению отличается тем, что, комплекс, в котором поликристаллическая α-SiC пленка выращивается на поверхности монокристаллической α-SiC подложки, имеющей установленную шероховатость поверхности, равную или меньше, чем среднеквадратическое отклонение 2000 ангстрем, подвергается термообработке при высокой температуре, равной или выше, чем температура роста пленки, таким образом формируя монокристалл α-SiC на монокристаллической α-SiC подложке за счет кристаллического роста и перекристаллизации поликристаллической α-SiC пленки.

Для того, чтобы достичь той же цели, способ получения монокристаллического SiC по изобретению отличается тем, что поверхность монокристаллической α-SiC подложки обрабатывается так, чтобы иметь шероховатость поверхности, равную или меньше, чем среднеквадратическое отклонение , поликристаллическая α-SiC пленка выращивается на поверхности монокристаллической α-SiC подложки и комплекс подвергается термообработке при высокой температуре, которая равна или выше, чем температура роста пленки, посредством чего интегрально образуется монокристалл α-SiC на монокристаллической α-SiC подложке за счет кристаллического роста и перекристаллизации поликристаллической α-SiC пленки.

Согласно изобретению, имеющему вышеописанные особенности, в качестве монокристаллического SiC используется монокристаллическая α-SiC подложка, на поверхности которой физическая неровность мала и шероховатость поверхности которой установлена равной или меньшей, чем среднеквадратическое отклонение и, более предпочтительно, равной или меньшей, чем среднеквадратическое отклонение . Шероховатость поверхности, которая таким образом установлена, может легко устранить несоответствие кристаллической решетки, вызываемое явлением, при котором фазовый переход происходит одновременно от нижней стороны и боковой стороны изогнутой части при термообработке. Комплекс, в котором поликристаллическая α-SiC пленка выращивается на поверхности подложки, подвергается термообработке при высокой температуре, которая равна или выше, чем температура роста пленки, так что может быть интегрально выращен монокристалл α-SiC на монокристаллической α-SiC подложке перекристаллизацией, которая проводится при искусственном росте монокристалла α-SiC на поверхности подложки и в значительной части всей области кроме оконечных частей поликристалла на поликристаллической α-SiC поверхности пленки. Следовательно, возможно стабильно и эффективно получать монокристалл SiC большого размера и имеющего высокое качество, в котором кристаллические зародыши не генерируются в результате несоответствия кристаллической решетки и отсутствуют любые микротрубочные дефекты и т.п. Таким образом, возможно достичь результата, упрощающего практическое использование монокристаллического SiC, который имеет превосходные характеристики: большую емкость, высокую частоту, высокую прочность диэлектрика и высокую устойчивость к окружающей среде по сравнению с существующими полупроводниковыми материалами, такими как Si (кремний) и GaAs (арсенид галлия), и которые рассматриваются, как полупроводниковые материалы для силового прибора.

Другие цели и результаты изобретения будут пояснены в конструктивных исполнениях, которые будут описаны ниже со ссылками на приложенные чертежи, на которых: фиг. 1 - боковая проекция, показывающая монокристаллическую α-SiC подложку в способе получения монокристалла SiC согласно изобретению; фиг. 2 - боковая проекция, показывающая состояние, в котором поликристаллическая α-SiC пленка выращивается термическим химическим осаждением из газовой фазы (CVD) на поверхности монокристаллической α-SiC подложки; фиг. 3 - схематическая боковая проекция, показывающая состояние термообработки комплекса; и фиг. 4 - фронтальная проекция, показывающая монокристалл SiC, получаемый при помощи термообработки.

Далее конструктивные исполнения изобретения будут описаны с ссылками на фигуры.

Фиг. с 1 по 4 представляют собой схемы, иллюстрирующие способ получения монокристаллического SiC согласно изобретению в порядке следования стадий получения. На фиг. 1, позиция 1 обозначает монокристаллическую гексагональную α-SiC подложку (типа 6H или типа 4H), которая обрабатывается для придания дискообразной формы с диаметром d примерно 25 мм. Поверхность 1а монокристаллической α-SiC подложки 1 шлифуется или полируется так, чтобы удалить физические неровности. В особенности, поверхность 1а устанавливается так, чтобы шероховатость поверхности, которая равна или меньше, чем среднеквадратическое отклонение , предпочтительно равна или меньше, чем среднеквадратическое отклонение , и более предпочтительно в диапазоне от 100 до .

После этого на поверхности 1а монокристаллической α-SiC подложки 1 выращивается поликристаллическая α-SiC пленка 2, как показано на фиг. 2, термическим химическим осаждением из газовой фазы (далее здесь обозначаемым, как термическое CVD) при условиях, описанных в таблице 1. Поликристаллическая α-SiC пленка 2 выращивается так, чтобы толщина пленки t составляла от 200 до 500 мкм, предпочтительно примерно 300 мкм.

Далее комплекс М, состоящий из монокристаллической α-SiC подложки 1 и поликристаллической α-SiC пленки 2 помещается в пористом углеродном контейнере 3, как показано на фиг. 3. В состоянии, при котором внешняя часть пористого углеродного контейнера 3 окружена и покрыта порошком α-SiC 4, проводится термообработка в потоке аргона при температуре от 1900 до 2400^oC, предпочтительно при 2200^oC в течение примерно 2 часов. В результате, как показано на фиг. 4, при искусственном росте монокристалла монокристаллической α-SiC подложки 1 поликристалл поликристаллической α-SiC пленки 2 перекристаллизовывается с ростом монокристалла α-SiC 5 во всей области за исключением оконечных частей 2е и 2е поликристаллической α-SiC пленки 2, образующихся по всей периферии боковой стороны монокристаллической α-SiC подложки 1. Монокристалл α-SiC 5 интегрально выращивается в пределах от поверхности (ориентационная грань кристалла) 1а монокристаллической α-SiC подложки 1 до поликристаллической α-SiC пленки 2. Монокристалл α-SiC 5 имеет ту же ориентацию, что и кристаллические оси монокристалла α-SiC подложки 1.

Как описано выше, в качестве монокристаллической α-SiC подложки 1 используется подложка с небольшими физическими неровностями на поверхности, и имеющая шероховатость поверхности, которая устанавливается так, чтобы быть равной или меньше, чем среднеквадратическое отклонение , предпочтительно равной или меньше, чем среднеквадратическое отклонение , при котором исчезает несоответствие кристаллической решетки, вызываемое мгновенным фазовым переходом от нижней и боковой сторон изогнутой части при термообработке. Комплекс М, который образуется ростом поликристаллической пленки α-SiC 2 на поверхности подложки 1, подвергается термообработке при высокой температуре (2200^oC, 2 часа), которая равна или выше, чем температура роста пленки (1850^oC) при термическом химическом осаждении из газовой фазы. В результате, при искусственном росте монокристаллического α-SiC на поверхности подложки 1 поликристалл на поверхности поликристаллической α-SiC пленки 2 перекристаллизовывается в значительной части всей области, за исключением оконечных частей части растущей пленки. Таким образом, интегрально выращивается монокристалл α-SiC, который ориентирован в том же направлении, что и кристаллические оси монокристаллической подложки α-SiC 1. Таким образом, можно эффективно получать монокристалл SiC большого размера и с высоким качеством, в котором на поверхности раздела не генерируются кристаллические зародыши, вызываемые несоответствием кристаллической решетки, и не наблюдаются микротрубочные дефекты.

В связи с этим результаты, приведенные в таблице 2, были получены при различным образом изменяемой шероховатости поверхности монокристаллической α-SiC подложки 1 и кристаллические характеристики соответствующего монокристалла α-SiC, получаемого описанным выше способом получения, оценивались рентгеновской дифракцией. Что касается численных данных, представленных в таблице 2, значения в верхней строчке обозначают шероховатость поверхности - среднеквадратическое отклонение (единицы: ангстремы), и значения в нижней строчке обозначают полуширину пика (соотношение интегрированных интенсивностей) рентгенограммы качания отражения (0006) соответствующих монокристаллов. Каждая полуширина пика была получена усреднением измеренных значений в произвольных пяти точках.

Как видно из таблицы 2, когда поверхностная шероховатость монокристаллической α-SiC подложки 1 равна среднеквадратическому отклонению , полуширина пика быстро сужается. Таким образом, становится понятным, что нет изменений в качестве кристаллов, и все кристаллы являются хорошими.

В добавлении, при термообработке комплекса М комплекс М помещается в пористый углеродный контейнер 3, и внешняя поверхность углеродного контейнера 3 покрывается порошком α-SiC 4. Заранее установленная термообработка проводится в потоке аргона так, чтобы порошок α-SiC 4 разлагался в атмосфере при высокой температуре. Минимальное количество разложившегося Si и C перемещается в пористый углеродный контейнер 3 через контейнер 3, так чтобы предварительно установленная термообработка могла проводиться в насыщенной парами SiC атмосфере. Следовательно, разложение монокристаллической α-SiC подложки 1 и поликристаллической α-SiC пленки может быть подавлено, и возможно получить монокристалл SiC высокого качества. Кроме того, возможно предотвратить прилипание Si и C, которые перемещаются в пористый углеродный контейнер 3 через контейнер 3, перед фазовым переходом. Таким образом, возможно получить хороший монокристалл с высоким качеством.

Формула изобретения

1. Монокристалл SiС, полученный путем выращивания поликристаллической SiС пленки на поверхности подложки с последующей перекристаллизацией SiC пленки на подложке с образованием монокристаллического карбида кремния, отличающийся тем, что комплекс, в котором поликристаллическая α - SiС пленка выращивается на поверхности монокристаллической α - SiС подложки, имеющей установленную шероховатость поверхности, равную или меньше, чем среднеквадратическое отклонение , подвергается термообработке при высокой температуре, равной или выше, чем температура роста пленки, таким образом формируя монокристалл α - SiС на монокристаллической α - SiС подложке за счет кристаллического роста и перекристаллизации поликристаллической α - SiС пленки.

2. Монокристалл SiС по п.1, отличающийся тем, что шероховатость поверхности монокристаллической α - SiС подложки устанавливается равной или меньше, чем среднеквадратическое отклонение .

3. Монокристалл SiС по п.1, отличающийся тем, что поликристаллическая α - SiС пленка выращивается при помощи термического химического осаждения из газовой фазы.

4. Монокристалл SiС по п.2, отличающийся тем, что поликристаллическая α - SiС пленка выращивается при помощи термического химического осаждения из газовой фазы.

5. Способ получения монокристаллического SiС путем выращивания поликристаллической пленки SiС на поверхности подложки с последующей перекристаллизацией SiС пленки на подложке с образованием монокристаллического SiС, отличающийся тем, что комплекс, в котором поликристаллическая α - SiС пленка выращивается на поверхности монокристаллической α - SiС подложки, поверхность которой обрабатывается так, чтобы иметь шероховатость поверхности, равную или меньше, чем среднеквадратическое отклонение , подвергается термообработке при высокой температуре, которая равна или выше, чем температура роста пленки, посредством чего интегрально образуется монокристалл α - SiС на монокристаллической α - SiС подложке за счет кристаллического роста и перекристаллизации поликристаллической α - SiС пленки.

6. Способ получения монокристаллического SiС по п.5, отличающийся тем, что шероховатость поверхности монокристаллической α - SiС подложки устанавливается равной или меньше, чем среднеквадратическое отклонение .

7. Способ получения монокристаллического SiС по п.5, отличающийся тем, что поликристаллическая α - SiС пленка выращивается при помощи термического химического осаждения из газовой фазы.

8. Способ получения монокристаллического SiС по п.6, отличающийся тем, что поликристаллическая α - SiС пленка выращивается при помощи термического химического осаждения из газовой фазы.

9. Способ получения монокристаллического SiС по п.5, отличающийся тем, что термообработка комплекса проводится в состоянии, при котором комплекс помещается в пористый углеродный контейнер и внешняя поверхность пористого углеродного контейнера покрывается α - SiС порошком, и при температуре в диапазоне от 1900 до 2400^oC.

10. Способ получения монокристаллического SiС по п.6, отличающийся тем, что термообработка комплекса проводится в состоянии, при котором комплекс помещается в пористый углеродный контейнер и внешняя поверхность пористого углеродного контейнера покрывается α - SiС порошком, и при температуре в диапазоне от 1900 до 2400^oC.

11. Способ получения монокристаллического SiС по п.7, отличающийся тем, что термообработка комплекса проводится в состоянии, при котором комплекс помещается в пористый углеродный контейнер и внешняя поверхность пористого углеродного контейнера покрывается α - SiС порошком, и при температуре в диапазоне от 1900 до 2400^oC.

12. Способ получения монокристаллического SiС по п.8, отличающийся тем, что термообработка комплекса проводится в состоянии, при котором комплекс помещается в пористый углеродный контейнер и внешняя поверхность пористого углеродного контейнера покрывается α - SiС порошком, и при температуре в диапазоне от 1900 до 2400^oC.

РИСУНКИ

Рисунок 1, Рисунок 2, Рисунок 3, Рисунок 4, Рисунок 5, Рисунок 6

MM4A Досрочное прекращение действия патента Российской Федерации на изобретение из-за неуплаты в установленный срок пошлины за поддержание патента в силе

Дата прекращения действия патента: 17.11.2003

Извещение опубликовано: 20.10.2005        БИ: 29/2005

---