Если у вас возникли сложности с курсовой, контрольной, дипломной, рефератом, отчетом по практике, научно-исследовательской и любой другой работой - мы готовы помочь.
Предоплата всего
Подписываем
45
Харківський національний університет імені В.Н. Каразіна
Надточій Віктор Олексійович
УДК 539.4:621.315.592:532.311.322
Мікропластичність алмазоподібних
кристалів (Si, Ge, GaAs, InAs)
Спеціальність 01.04.07 –фізика твердого тіла
Автореферат
дисертації на здобуття наукового ступеня
доктора фізико-математичних наук
Харків 2006
Дисертацією є рукопис.
Робота виконана на кафедрі фізики фізико-математичного факультету Слов’янського державного педагогічного університету МОН України
Науковий консультант:
доктор фізико-математичних наук, професор
Нечволод Микола Кузьмич,
професор кафедри фізики Слов’янського державного педагогічного університету МОН України
Офіційні опоненти:
доктор фізико-математичних наук, професор
Бенгус Володимир Зямович,
провідний науковий співробітник Фізико-технічного інституту низьких температур імені Б.І. Вєркіна НАН України
доктор фізико-математичних наук, професор
Мацокін Вадим Павлович,
професор кафедри фізики кристалів Харківського національного університету імені В.Н. Каразіна МОН України
доктор фізико-математичних наук, професор
Мамалуй Андрій Олександрович,
завідувач кафедри загальної та експериментальної фізики Національного технічного університету “Харківський політехнічний інститут”МОН України
Провідна установа –Інститут проблем матеріалознавства імені І.М. Францевича НАН України
Захист відбудеться “”вересня 2006 р. о 14 годині на засіданні спеціалізованої вченої ради Д 64.051.03 Харківського національного університету імені В.Н. Каразіна МОН України за адресою: 61067, м. Харків, пл. Свободи, 4.
З дисертацією можна ознайомитись у бібліотеці Харківського національного університету імені В.Н. Каразіна МОН України за адресою: 61067, м. Харків, пл. Свободи, 4.
Автореферат розіслано 2 червня 2006 р.
Вчений секретар
спеціалізованої вченої ради В.П. Пойда
Загальна характеристика роботи
Актуальність теми. Рух дислокацій в кристалічній гратці супроводжується розривом і відновленням хімічних зв’язків. У кристалах з решіткою алмазу (Si, Ge) і сфалериту (сполуки АВ) внаслідок жорсткості атомних зв’язків і їх направленості у просторі рух дислокацій істотно гальмується високим напруженням Пайєрлса – Набарро. Тому вважалось, що пластичність кристалів з ковалентним типом зв’язку проявляється лише при температурах, більших за Т = (0,35 – 0,4)Тпл, коли розмноження і рух дислокацій стають помітними. Інформація відносно механізму деформації при температурах Т < 0,35 Тпл дуже обмежена внаслідок того, що при використанні стандартних методів випробувань (згинання, одновісне стискання або розтягування) не вдається досягти прояву мікропластичності зразків при Т < 0,35 Тпл через їх руйнування.
Застосування в роботах Трефілова В.І. і Мільмана Ю.В. методу мікротвердості для дослідження пластичності дало змогу встановити, що при низьких температурах (Т < 0,35 Тпл) температурна залежність мікротвердості алмазоподібних кристалів лінійна, а за високих температур вона має експоненційний вигляд.
У той час як високотемпературна пластичність алмазоподібних кристалів вивчена докладно, особливо завдяки дослідженням Нікітенка В.І., Мишляєва М.М., Мілевского Л.С., Трефілова В.І., Мільмана Ю.В., Концевого Ю.А., Літвінова Ю.М., Мільвідського М.Г., Новікова М.М., Даценка Л.І., Говоркова В.Г., Регеля В.Р., Інденбома В.Л., Орлова О.М., Пєтухова Б.В., Гарбера Р.Й. і їх співробітників, то їх пластичність при низьких температурах вивчена в значно меншій мірі. Метод індентації поверхні, який тривалий час вважався основним методом дослідження пластичності при низьких температурах, не завжди давав змогу виявити рух дислокацій без температурної обробки ковалентних кристалів. Більшість наукових досліджень з низькотемпературної пластичності алмазоподібних кристалів лише констатують можливість дислокаційної мікропластичності, або ж мають непрямі докази її виникнення. Основним недоліком опублікованих робіт є відсутність системного підходу до проведення докладних структурних досліджень, які б дали достатнє уявлення про механізм низькотемпературної мікропластичної деформації алмазоподібних кристалів і можливість побудови теоретичної моделі її опису. Саме структурна невизначеність і недоліки методик, які виявляли рух дислокацій лише при високих напруженнях на межі крихкого руйнування, спричинили широку дискусію щодо фізичних моделей і механізмів низькотемпературної мікропластичності: термічно активований механізм зародження і руху подвійного перегину на дислокації (Нікітенко В.І., Інденбом В.Л.), підбар’єрний атермічний (Нікітенко В.І.), підбар’єрний рух дислокацій шляхом квантово-механічного тунелювання, або рух з одночасно термічною активацією (Інденбом В.Л., Пєтухов Б.В.), механізм консервативного переповзання (Фігельський Т.), краудійний (Інденбом В.Л.), за рахунок фазового переходу під дією високих напружень (Мільман Ю.В., Гріднєва І.В.) і інші.
У результаті проведення спільних досліджень Альохіним В.П. і автором даної дисертації уперше показано, що тонкі приповерхневі шари алмазоподібних кристалів можуть пластично деформуватися при малих і середніх рівнях напружень в усьому низькотемпературному інтервалі аж до Т = 77 К. З цього виходить важливість проведення досліджень низькотемпературної деформації алмазоподібних кристалів для мікроелектроніки, адже велика кількість напівпровідникових приладів створюється саме в тонких шарах кристалів, які у процесі виготовлення і експлуатації можуть піддаватися деформуванню і протягом тривалого часу знаходитись під дією значних механічних напружень.
Багато властивостей і характеристик напівпровідникових приладів з гетеропереходами, тонкоплівкових приладів на діелектричних підкладках, гетеропереходів і багатошарових структур типу надграток суттєво залежать від внутрішніх напружень, які виникають у них внаслідок з’єднання різнорідних матеріалів. Існування в матеріалі некомпенсованих градієнтів механічних напружень робить структуру нестійкою і приводить до деградації внаслідок дифузійних процесів, мікропластичності і руйнування.
Велике значення для приладобудування і матеріалознавства має задача розв’язання проблеми щодо використання пластичної деформації для покращення характеристик напівпровідникових приладів. У принципі можливим є використання низькотемпературної деформації для утворення нанорозмірних кластерів і виготовлення на їх основі мікроелектронних приладів нового покоління.
Зв’язок роботи з науковими програмами, планами, темами. Наукові результати, що наведені у дисертаційній роботі, одержані в ході виконання госпдоговірної роботи протягом 1986 –рр. на замовлення НПО “Платан”(м. Фрязіно, Московська обл.), а також таких держбюджетних НДР: “Дослідження впливу низькотемпературної деформації на фізичні властивості напівпровідників та приладів на їх основі”(1997 –рр.), яка координувалася Харківським держуніверситетом по програмі “Термодинаміка, кінетика і механічні властивості твердих тіл, включаючи надпровідники, при низьких температурах”і входила у Координаційний план Міністерства освіти України (наказ № 6/10-200 від 13.02.1997 р.); “Дослідження впливу низькотемпературної деформації на фізичні властивості германію, кремнію та напівпровідникових сполук типу АВ”(2000-2002 рр., ДР №0101U000749); “Дослідження впливу низькотемпературної деформації на фізичні властивості напівпровідників”(2003-2005 рр., ДР №0101U000514).
Мета й завдання дослідження. Мета роботи встановити фізичні закономірності і виявити структурно-кінетичні особливості низькотемпературної (при Т < 0,35Tпл) мікропластичної деформації приповерхневих шарів алмазоподібних кристалів при малих і середніх рівнях напружень (≤ 400 МПа); встановити вплив дефектів структури, створених у результаті дії напружень, ультразвукового і лазерного опромінення на механічні та електричні властивості монокристалів Ge і Sі p n - переходів. Для досягнення поставленої в роботі мети було необхідно:
розробити нову установку для прецизійних вимірювань мікропластичності при низьких температурах і виготовити прилади для вимірювання структурно чутливих параметрів напівпровідників;
вивчити закономірності мікропластичної деформації ковалентних кристалів при індентації і одноосьовому стисканні в температурній області крихкого руйнування, провести структурні дослідження деформованих кристалів і встановити фізичний механізм низькотемпературного руху дислокацій;
дослідити за допомогою електричних вимірювань і структурного аналізу вплив низькотемпературної деформації на електричні властивості кристалів германію і кремнієвих p n - переходів;
використати нову методику деформування приповерхневих шарів за допомогою імпульсного лазерного опромінення й з'ясувати механізм утворення дефектів за межами лазерної плями, де температурний фактор дефектоутворення не є основним;
розробити комп'ютерні програми для розрахунку напружень у зразках, що виникають при дії деформації, і температурних полів у зоні дії лазерного променя;
розробити комп'ютерну модель процесу рекомбінації нерівноважних носіїв заряду, інжектованних у зразок через приповерхневий дефектний шар.
Об'єкт дослідження: алмазоподібні кристали Sі, Ge, GaAs, ІnAs з дислокаціями і без них. Для аналізу й узагальнення механізмів низькотемпературної повзучості використані наукові результати, які були отримані при дослідженні монокристалів LіF та полікристалів Cu.
Предмет дослідження: процеси низькотемпературної пластичності і вплив дефектів структури, що створювались в результаті дії механічних напружень, ультразвукового і лазерного опромінення на механічні та електричні властивості зразків германію і кремнієвих p n - переходів.
Методи дослідження: дослідження закономірностей мікропластичної деформації кристалів методом мікроіндентації поверхні, одноосьового навантаження (однократного, циклічного або програмованого, у тому числі з УЗ опроміненням) і лазерного впливу; метод створення градієнтів напружень з можливістю їх чисельного розрахунку у пластині зі скошеними краями; аналіз структури деформованих кристалів методами оптичної, електронної мікроскопії і рентгенівської топографії; 4-х зондовий метод вимірювання провідності, метод модуляції провідності в точковому контакті з поверхнею зразків і методика, основана на аналізі перехідних процесів у деформованих p n -переходах; комп'ютерні методи розрахунку напружень деформованих кристалів і температурних полів в області лазерної плями на поверхні; методика комп'ютерного моделювання процесу рекомбінації нерівноважних носіїв заряду, інжектованих у зразок через проміжний дефектний шар.
Наукова новизна отриманих результатів. Наукова новизна дисертаційної роботи полягає в тому, що в ній вперше:
1. Показано, що при деформації одновісним стисканням монокристалічних зразків Ge та Sі з нанесеними відбитками індентора розбіг дислокацій спостерігається в усьому температурному інтервалі 300 – К, у той час як без такої деформації розрізнити окремі дислокації поблизу відбитка не вдається, а явні ознаки дислокаційного механізму деформування Sі спостерігаються лише після відпалу відбитка, починаючи з температури 470 К. Встановлено, що релаксація напружень поблизу відбитків індентора при тривалій дії на зразок Ge або GaAs напруження одновісного стискання при 300 К відбувається за двома різними механізмами: переповзанням дислокацій та їх ковзанням за рахунок високої концентрації напружень у вершині тріщин.
. Експериментально встановлено, що на деформаційних залежностях одновісного стискання при 300 К монокристалів Sі, Ge, GaAs і ІnAs в інтервалі напружень 28–МПа з’являються сходинки мікропластичності, а напруження, при якому починається мікропластична деформація кристалів, залежить від вибору кристалографічного напряму їх деформування.
. Експериментально встановлено, що під дією низькотемпературної деформації при малих та середніх напруженнях (≤ 400 МПа) дислокації в Sі і Ge зароджуються лише у тонких приповерхневих шарах і на відміну від ростових дислокацій при хімічному вибірковому травленні проявляються у вигляді невеликих і приблизно однакових за розмірами ( 1 мкм) ямок через відсутність на них домішкової атмосфери.
4. Показана можливість ідентифікувати низькотемпературні дислокації в Ge електронним пучком при поляризації їх області просторового заряду електричним полем, а також рентгенівським топографічним методом на проходження.
. Експериментально встановлено, що при Т ≤ 0,35 Тпл і напруженнях ≤400 МПа основним типом дефектів структури, що створюються при короткочасному (протягом декількох хвилин) деформуванні є вакансійні та вакансійно-домішкові кластери, а при тривалих випробуваннях (декілька годин або діб) у приповерхневих шарах кристалів Ge і Sі зароджуються також дислокації. На густину, розміри ліній дислокацій і глибину залягання дислокацій під поверхнею можна впливати, змінюючи попередню структуру з точкових дефектів та кластерів.
. Експериментально встановлено, що при Т ≤ 0,35 Тпл деформаційні дислокації мають гетерогенне походження і виникають на неоднорідностях, які періодично розташовані в “смугах росту”, а ростові дислокації не проявляють себе у якості джерел нових дислокацій.
. Одержано аналітичний вираз для розрахунку дотичних напружень у плоскій моделі зразка прямокутної форми з “защемленими”торцями, який підданий деформації одновісного стискання. Визначені аналітичні співвідношення і графічні залежності розподілу за висотою зразка свідчать про значну концентрацію напружень біля торців, що в експериментах на зразках германію проявляється у появі перших ознак пластичної деформації ковзанням дислокацій при 570 К у системі площин (111). Одержано також аналітичний вираз для розрахунку нормальних напружень у пластині зі скошеними краями, який дає можливість розрахувати пересичення вакансій і швидкість переповзання дислокацій при деформаціях згину.
. Експериментально встановлено, що основним механізмом руху дислокацій в температурній області крихкого руйнування при ≤ 400 МПа є дифузійно-дислокаційний механізм, який діє у приповерхневих шарах кристалів за наявності дифузійних потоків точкових дефектів. На прикладі монокристалічного Ge показано, що найбільш виразно процеси дифузії проявляються при одночасній дії стискання і УЗ опромінення.
. Показана можливість мікропластичної деформації при 300 К монокристалів Sі, Ge, GaAs і InAs в умовах повзучості. Одержані залежності - t для цих кристалів і встановлено, що при ступінчастому зростанні напруження малими ступенями і достатній витримці у часі на кожній ступені до повного загасання повзучості можна виділити дію двох важливих дислокаційних механізмів. На початкових етапах деформування зразків їх мікропластична деформація відбувається лише за рахунок зміщення ростових дислокацій (механізм виснаження дислокацій), а вище деякого критичного напруження мікроповзучість контролюється появою нових дислокацій від гетерогенних джерел (механізм розмноження).
10. Показано, що у монокристалічному п-Ge при випробуваннях на ступінчасту повзучість при 300 К на початкових ступенях навантаження зміщення ростових дислокацій і розсіювання їх домішкової атмосфери приводить до росту електричного опору, а вище критичного напруження проявляється донорний ефект, який може бути зумовлений зміною електричної активності джерел дислокацій –кисневих преципітатів GeО при захопленні ними вакансій, а також збиранням атомів кисню дислокаціями у процесі їх руху від преципітата.
. Експериментально показано, що дислокації і кластери приповерхневого дефектного шару в п-Ge прискорюють рекомбінацію і знижують час життя нерівноважних носіїв заряду від 250 мкс до 10 –мкс, розподіл за висотою зразка нерівномірний, спостерігається його добра кореляція з розподілом напружень, а видалення дефектного шару відновлює майже до початкового значення (250 мкс), який був у кристалах до деформації. При відпалюванні зразків п-Ge, починаючи з Т = 500 К, істотно змінюється дефектна структура, провідність і знижується ; після термообробки при Т = 900 К більшість точкових дефектів відпалюється, а час життя визначається рекомбінацією носіїв заряду на дислокаціях і знаходиться як (с) = 2,5/Nd (см-2).
12. Експериментально показано, що при ступінчастому навантаженні і витримці у часі на кожній ступені при 300 К і 77 К мілких Sі р –п-переходів стрімке зростання зворотного струму Irev обумовлене зародженням дислокацій в області об’ємного просторового заряду (ОПЗ) і виникає при = 72 МПа, що відповідає напруженню зародження нових дислокацій у приповерхневому шарі. Встановлено, що коли глибина зародження дислокацій перевищує глибину залягання р–п-переходу, то за допомогою аналізу перехідного процесу переключення р–п-переходу з прямого включення в зворотне можна оцінювати вплив дислокацій на час життя неосновних носіїв заряду в базі.
. Запропонована нова модель утворення лінійно-періодичної дислокаційної структури, що створюється поблизу лазерної плями на поверхні Ge при дії імпульсу лазерного випромінювання тривалістю 1 мс. Вперше показана можливість створення коротких ( 2 мкм) дислокаційних петель у приповерхневому шарі Ge під дією лазерного імпульсу з енергією 650 мДж і тривалістю 40 нс.
Практичне значення отриманих результатів полягає в тому, що вони сприяють більш глибокому розумінню фізичної природи низькотемпературної мікропластичної деформації приповерхневих шарів алмазоподібних кристалів, відкривають нові перспективи розвитку теорії пластичності твердих тіл, зокрема теорії зародження і рухливості дислокацій в кристалах з високими бар’єрами Пайєрлса при збудженні підсистеми точкових дефектів. Результати роботи можуть бути використані для прогнозування зміни фізичних властивостей поверхні твердих тіл при її модифікації шляхом механічної, механо-термічної, ультразвукової і лазерної обробок. Встановлені фізичні закономірності мають практичний інтерес для технології мікроелектроніки, зокрема, для створення необхідних структурних станів і одержання структур з новими фізичними властивостями.
Особистий внесок автора. Виготовлення установки для дослідження мікропластичності, нових приладів (електронно-механічного датчика для вимірювання мікродеформацій, електронного комутатора і амплітудного обмежувача імпульсів до установки для вимірювання часу життя неосновних носіїв заряду у кристалах), пристроїв (роз’ємної конструкції кріостата для рідкого азоту, пристроїв для виявлення р–п-переходів методом “скошеного шліфа”і для підготовки об’єктів для просвітлювальної електронної мікроскопії), реконструкція і налагоджування лазерної установки, знімання деформаційних залежностей і структурні дослідження виконані автором особисто. Автором виконані розрахунки розподілу напружень для моделі зразка з защемленими торцями, а також для тонкої напівпровідникової платівки зі скошеними краями. Комп’ютерні розв’язки диференціального рівняння дифузії нерівноважних дірок, інжектованих у зразок Ge через проміжний дефектний шар і рівняння теплопровідності, що дає розподіл температури в області лазерної плями на поверхні кристала, виконані спільно із співавторами робіт. Усі ідеї і наукові розробки, постановка і методи розв’язання задач, аналіз одержаних результатів і висновки, що наведені в дисертації, належать особисто автору. Усі статті, що підготовлені за результатами досліджень, написані особисто автором.
Апробація результатів дисертації. Основні результати дисертаційної роботи доповідались і обговорювались на наукових конференціях, нарадах, і семінарах:
Координаційний семінар „Проблеми розвитку матеріалознавства напівпровідників”. Тема семінару „Механічні властивості напівпровідників” (Запоріжжя, 1977, 1978). Всесоюзна нарада “Дефекты структуры в полупроводниках”(Новосибирск, 1978). ІІ Всесоюзна нарада “Сплавы редких металлов с особыми физическими свойствами”(Москва, 1975). Международная конференция “Компьютерные программы учебного назначения”(Донецк, Дон. ГУ, 1993). Межотраслевой научно-практический семинар “Вакуумная металлизация”(Харьков, 1996). Международная конференция “Высокие давления – 2000”(Донецк, 2000). І Українська наукова конференція з фізики напівпровідників УНКФН –(Одеса, 2002). Proceedings of 4-th international symposium on diamond films and related materials JSDF 4 (Kharkov, 1999). Fall Meeting Symposium C “Interfacial effects and novel properties in nanomaterials” (Warsaw, 2002). ХIV Петербургские чтения по проблемам прочности (С.–Петербург, 2003). IV Міжнародна школа–конференція „Актуальні проблеми фізики напівпровідників” (Дрогобич, 2003). ІХ Міжнародна конференція МКФТТП –ІХ „Фізика і технологія тонких плівок” (Ів.-Франківськ, 2003). 8-я международная конференция “Высокие давления –”. Фундаментальные и прикладные аспекты (Донецк, 2004). Международная научная конференция “Актуальные проблемы механики сплошных сред”(Донецк, 2002). V Международная школа – конференция “Физика полупроводников. Срочные проблемы”(Дрогобыч, 2005).
Публікації. За темою дисертації опубліковано 36 наукових праць: 23 статті у фахових виданнях, 1 у науковому збірнику, 1 стаття депонована і 11 у тезах наукових конференцій.
Структура і обсяг дисертації. Дисертація складається із вступу, 6 розділів, списку використаних джерел та двох додатків. Загальний обсяг дисертації становить 467 сторінок друкованого тексту і містить 161 рисунок, 6 таблиць, список цитованої літератури у кількості 417 найменувань.
ОСНОВНИЙ ЗМІСТ РОБОТИ
У вступі розкрито стан проблеми, її значимість, обґрунтовано актуальність роботи, сформульовано мету й задачі дослідження, розглянуто наукову новизну роботи та її практичну цінність, наведено інформацію про апробацію результатів дисертації та особистий внесок автора.
Перший розділ –“Особливості мікропластичної деформації Ge, Si і кристалів типу АВ нижче температурного порогу крихкості”. У ньому, зокрема, відзначається, що низькотемпературна мікроспластична деформація алмазоподібних кристалів є термічно активованим процесом і може виникати при напруженнях, набагато менших, ніж теоретична межа міцності кристалів на зсув внаслідок аномальних особливостей полегшеного зародження і руху дислокацій в приповерхневих шарах. Зроблено аналіз основних факторів, що спричиняють аномальність пластичної деформації з точки зору структурно –енергетичних особливостей зародження і термічно активованого руху дислокацій поблизу вільної поверхні твердого тіла.
Показано, що більшість публікацій лише констатують можливість дислокаційної мікропластичності, або ж містять дані непрямих доказів щодо її виникнення. Основним недоліком опублікованих робіт є відсутність системного підходу до проведення детальних структурних досліджень, які б дали достатнє уявлення щодо механізму низькотемпературної мікропластичної деформації алмазоподібних кристалів і можливість побудови моделі для її теоретичного опису.
У другому розділі “Апаратура, методики і матеріали для досліджень”розглянуто конструкцію нової установки для досліджень мікропластичності кристалів в інтервалі температур 77 –К, методики підготовки об’єктів для деформації та структурних досліджень, описані способи електричних вимірювань структурно чутливих параметрів деформованих монокристалів Ge та Si p – n-переходів. Наведена електрична схема і структурна схема оптичної частини імпульсної лазерної установки для опромінення кристалів.
У третьому розділі “Дослідження низькотемпературної мікропластичної деформації Ge, Si, GaAs, InAs при мікровдавлюванні і одноосьовому стисканні”досліджувались особливості формування дислокаційної структури поблизу відбитка алмазного індентора. Спостереження показали, що при малих навантаженнях на інденторі ( 1 гс для індентора Кнупа, 0,5 гс для індентора Берковича і стандартного індентора Віккерса) ознак здійснення крихкого руйнування не спостерігається. Просвітлювальна електронна мікроскопія з напругою прискорення електронів 100 кВ показує, що у відбитках, нанесених при кімнатній температурі на кристалографічній площині (111) монокристала Si, структура окремих дислокацій не розрізняється внаслідок високої локалізації на малій ділянці великих спотворень кристалічної гратки. Густина дефектів в межах відбитка є настільки високою, що у даному випадку без попереднього відпалювання складно об’єктивно і однозначно стверджувати про реалізацію лише одного (наприклад, дислокаційного) механізму пластичної деформації. Таким чином, в даному випадку електронно-мікроскопічний метод не дозволяє коректно розділити окремі типи дефектів, а тому залишається підґрунтя для пошуків різних дислокаційних і недислокаційних механізмів непружної деформації. Щільна сітка екстинкції поблизу відбитка свідчить про значний рівень залишкових механічних напружень.
Видимі ознаки дислокаційного механізму деформування спостерігаються лише після відпалювання плівки з відбитком, починаючи з температури 470 К. При цьому розрізняються дислокаційні півпетлі у площині зразка, яка є однією з площин ковзання {111} у напрямі типу [110].
При деформації одновісного стискання зразків з нанесеними відбитками індентора при 300 К розбігання дислокацій спостерігається в усьому температурному проміжку 300 – К. В інтервалі температур 300 – К в Ge і GaAs проявляються два різних механізми мікропластичності: переповзанням дислокацій (особливо помітного при циклічній деформації зразків) і ковзанням дислокацій під дією високої концентрації напружень поблизу відбитка, що проявляється після вибіркового хімічного травлення у вигляді цуга дислокаційних ямок травлення як продовження тріщин.
Дослідження на поверхні Si форми зони, деформованої індентором при 970 К методом пошарового полірування з наступним вибірковим хімічним травленням на дислокації показало, що переважає явна тенденція до розповсюдження дислокаційних напівпетель променів розетки у тонкому приповерхневому шарі порівняно до їх руху углиб кристала, тобто спостерігається „розтягування” деформованої зони уздовж поверхні при зменшенні розмірів відбитка. Оцінка енергетичних параметрів процесу текучості монокристалів Ge свідчить про те, що при зниженні навантаження на індентор виявляється тенденція до пониження енергії активації і зміщення в область більш низьких температур гомологічної температури , що характеризує початок різкої температурної залежності критичного напруження зсуву.
Одержані деформаційні залежності для монокристалів Si, Ge, GaAs та InAs при стисканні уздовж [111]. Деформація цих кристалів при кімнатній температурі супроводжується дуже малою мікропластичністю в тонких приповерхневих шарах, товщиною 5 –мкм. Вперше встановлено, що для Si вона проявляється при = 72 МПа, для Ge = 60 МПа. У монокристалах GaAs і InAs таких ділянок мікропластичності по дві на залежностях внаслідок різниці твердості A(111) і В() поверхонь. Критичні напруження кристалів для вказаних напівпровідникових сполук менші, ніж у Ge та Si: 50 МПа і 35 МПа для GaAs та 45 МПа і 28 МПа для InAs.
Внаслідок дуже малої пластичності алмазоподібних кристалів при низьких температурах торцеві поверхні зразків при одновісному стисканні перебувають у “защемленому” стані і при високому рівні зовнішніх сил розподіл напружень по висоті і в поперечному перерізі стає неоднорідним. Знайдено в аналітичному вигляді і показано на графіках розподіл дотичних напружень при дії на кристал різного рівня напружень стискання . Так, при =5000 МПа, яке є близьким до межі міцності Si і Ge на зсув, дотична складова напружень для плоскої моделі зразка досягає максимального значення = 930 МПа біля торців. Неоднорідність розподілу напружень при деформації кристалів і наявність їх градієнтів призводить до утворення в приповерхневих шарах дифузійних потоків точкових дефектів.
З використанням оптичної мікроскопії зроблені структурні дослідження в монокристалах Si і Ge, деформованих одновісним стисканням при малих ( < 100 МПа) та середніх ( = 100 – МПа) рівнях напружень. Показано, що стан кристалічної структури залежить від тривалості деформування кристалу при 300 К. Так, при малих (до декількох хвилин) тривалостях і високих швидкостях циклічної або ступінчастої деформації (=10-3с-1 до =10-4с-1) дислокації не встигають зароджуватись. Основним типом дефектів, що виникають за таких умов у приповерхневих шарах, є вакансії та вакансійно-домішкові кластери.
При тривалому деформуванні зразків (декілька годин або діб) і малих швидкостях деформації =(10-4–-6) с-1 у кристалах Si і Ge генеруються точкові дефекти і дислокації, причому перший тип дефектів за часом передує зародженню дислокацій, а тому в значній мірі визначає особливість руху дислокацій, їх форму, розміри та глибину зародження під поверхнею. При навантаженні і рівномірному зростанні зовнішнього напруження швидкість зростання діючих напружень внаслідок неоднорідного розподілу напружень при “защемлених” торцях зразка істотно відрізняється для різних ділянок по висоті і в поперечному перерізі: швидкість максимальна в місцях концентрації біля торців і бокових ребер і спадає в напрямі до середини бічних поверхонь. Тому швидкість генерації надлишкових вакансій і їх концентрація підвищені в приповерхневих шарах біля ребер, оскільки , де час життя вакансій, а коефіцієнт пропорційності. Скупчення вакансійних та вакансійно-домішкових кластерів з тривалістю деформування (особливо циклічного) поступово займають, починаючи з ребер, всю бічну поверхню і можуть істотно блокувати рух дислокацій. Для кристала Ge, деформованого циклами одновісного стискання до =250 МПа із швидкістю 10-4с-1 при 300 К, показана еволюція з часом дефектної структури в напрямі від бічного ребра до середини поверхні, яка змінюється в послідовності: бездислокаційна зона з високою концентрацією вакансійних кластерів короткі (1 – мкм) дислокаційні півпетлідовгі лінії дислокацій (до 20 мкм), де кластери не виявляються.
Численними експериментами в роботі показано, що ростові дислокації при низькотемпературній (нижче 0,35 Тпл) деформації в Si і Ge не являються джерелом розмноження дислокацій. Переважними у цьому процесі є гетерогенні джерела, з якими пов’язана концентрація напружень: різного роду включення, подряпини, нерівності та тріщини на поверхні і т. інше. У монокристалах Si та Ge, вирощених за методом Чохральского, джерелами дислокаційних петель є включення оксидів типу SiOx та GeOx, які виникають у розплаві при розчиненні кварцового тигля і розташовані періодично в “смугах росту” внаслідок пульсації швидкості вирощування.
Пульсації в швидкості вирощування монокристалів Si та Ge за методом Чохральского спричиняють неоднорідний розподіл мікродефектів (МД) за розмірами. Вивчалась деформаційна активність генерації дислокаційних петель різними за розмірами МД (включень). Досліджувалась дія циклічної деформації Si (число циклів стискання 10, =100 МПа, 10-5с-1, напрям деформування [111] при 300 К) на структурні зміни в “смугах росту” на бічних поверхнях (112) зразків. Було знайдено, що більш активними при вибраному є малі за розмірами дефекти (ймовірно, це В-МД). Оптичним методом не вдається виявити МД в таких смугах, а лише короткі петлі (2 – мкм) з густиною (10 - 10) см-2. А-МД генерували при цьому значно менше петель.
Дислокації, що зароджуються при низькотемпературній деформації в Si і Ge мають, як правило, форму замкнутих призматичних петель або півпетель в місцях виходу на вільну поверхню (рис.1). Механізм зародження таких дислокацій можна пояснити за допомогою моделі Ешбі-Джонсона (рис.2).
Рис.1. Генерація призматичних петель на включеннях (показані стрілками) в Si після деформації при Т = 300 К. Режим деформування: ступінчасте зростання напруження , величина приросту =12 МПа, час витримки після кожного навантаження 1 година, загальне напруження 216 МПа
Рис.2. Схема механізму генерації призматичних петель в околі частинки: а –петля зсуву розширюється до того моменту, коли її гвинтові сегменти стануть паралельними площинам поперечного ковзання, у яких діють високі механічні напруження; б-г –в результаті безперервного поперечного ковзання виникає призматична петля
Детально процес зміни енергії системи “включення-матриця” під час ковзання дислокаційної петлі на межфазній поверхні сферичного включення вивчався Ешбі і Джонсоном. При цьому зміна енергії системи Е дорівнює повній енергії дислокаційної петлі Еl за виключенням роботи деформації зсуву W. Енергія петлі Еl з радіусом r визначається за формулою
, (1)
де G –модуль зсуву матриці, b – модуль вектора Бюргерса, коефіцієнт Пуассона. Робота W, що виконується складовою поля напружень включення у первинній площині ковзання, коли петля розширюється на площину dA, визначається за формулою
. (2)
Тут ; критична невідповідність ; ; ; x, y, z –поточні координати; і радіуси включення і пустотілої сфери в матриці, куди вставлене включення. Параметри і були введені Моттом, Наборро і Ешелбі. Перший параметр називається параметром невідповідності при знятому напруженні, коли включення радіусом ще не введене в сферичну порожнину у матриці радіусом . Параметр враховує дилатацію через об’ємні модулі пружності включення і матриці, коли включення вставлене в порожнину.
Звернемо увагу на те, що в моделі Ешбі-Джонсона включення вважаються незмінними за розмірами, але цього не спостерігається в Si і Ge з ознак генерації включенням лише поодиноких петель при низькотемпературній деформації і слід завбачити, що разом з генерацією петель виникає емісія міжвузловинних атомів Si від включень, внаслідок чого на міжфазній границі SiO – Si напруження знижуються.
У роботі розглядався вплив поверхні кристала на процес генерації дислокаційних петель, де концентрація вакансій під дією деформації може істотно змінюватись.
Зміну сумарної енергії W системи включення –дислокаційна міжвузловинна петля можна виразити як
, (3)
де рівноважна концентрація вакансій поодаль від включення; С –рівноважна концентрація вакансій поблизу включення; радіус петлі. Перша складова враховує енергію пружної взаємодії частинки з петлею, друга –енергію петлі (спотворень гратки разом з енергією ядра), третя –енергію, що зумовлена зміною концентрації вакансій. Відомо, що поблизу включень вільних вакансій практично немає. З виразу (3) виходить, що пересичення поверхні вакансіями може повністю виключити можливість зародження дислокацій на включеннях. Така ситуація реалізується у тонких плівках.
Експериментально оптичним методом нами встановлено, що розподіл густини дислокацій углиб кристала після низькотемпературної деформації нерівномірний. Товщина приповерхневого шару на бічній поверхні зразка, у якому зароджуються дислокації, становить 5 мкм, причому максимальна густина дислокацій спостерігається не на поверхні, а на деякій малій відстані від неї і спадає до нуля на глибині 5 мкм. Цей результат свідчить про те, що ефективність генерації дислокацій біля самої поверхні знижена внаслідок підвищеної концентрації вакансій і виходу пружного поля включень на поверхню.
Утворення сходинок мікропластичності на залежностях при низькотемпературній деформації алмазоподібних кристалів складно пояснити, враховуючи їх дуже малу швидкість руху. При 300 К вона становить 310-10 м/с для Ge і 210-10 м/с для Si. Однак можна взяти до уваги характеристики розмноження рухомих дислокацій –густину активних гетерогенних джерел. Швидкість деформації , де b –вектор Бюргерса, l –середній шлях пробігу рухомих дислокацій, густина дислокацій. Тоді при досягненні стартового напруження і генерації при цьому великої кількості гетерогенних джерел навіть при малій швидкості дислокацій може виникати помітна мікропластичність. Генерація дислокацій при певному стартовому напруженні проявляється в Ge на деформаційних кривих , а також на залежностях структурно чутливих параметрів –питомого опору і часу життя нерівноважних носіїв заряду.
Досліджена одночасна дія на кристали Si і Ge при температурах 300 К циклічної деформації стискання і ультразвукового (УЗ) опромінення. Перший фактор силової дії створює неоднорідний розподіл напружень у кристалі, а другий –стимулює інтенсивну генерацію точкових дефектів, зокрема, вакансій. У стаціонарних умовах для надлишкової концентрації вакансій має місце рівняння ( швидкість відносної деформації, час життя вакансій, коефіцієнт пропорційності), тобто прискорення дифузії визначається в основному швидкістю деформації, яка висока при УЗ опроміненні, а не абсолютною величиною відносної деформації. Ліва частина рівняння являє собою швидкість утворення вакансій, що не залежить від знака деформації, права –величину швидкості їх зникнення у результаті дифузії до стоків, зокрема, до дислокацій, чим стимулює їх неконсервативний рух –переповзання. У експериментах максимальне напруження в циклі стискання становило 400 МПа, час дії циклу був 2 год, а загальна тривалість випробувань становила добу. Одночасно з циклічним деформуванням зразок Ge опромінювали ультразвуком на частоті 22,5 кГц при потужності 5 Вт. Після деформації металографічним методом на бічній поверхні (111) Ge були виявлені тонкі диски і доріжки, що виникли внаслідок міграції і групування точкових дефектів, найбільш ймовірно вакансій (рис.3).
Рис.3. Структура, що ілюструє створення доріжок і тонких дисків з точкових дефектів в результаті низькотемпературної (Т = 310 К) деформації Ge з одночасним УЗ опроміненням. Знімок зроблений на бічній поверхні (111) зразка
Проведено порівняльний аналіз коефіцієнтів низькотемпературної дифузії точкових дефектів відомих з літературних джерел, а також з одержаних в даній роботі результатів металографічних та електронно-мікроскопічних структурних досліджень. Зазначено, що енергія міграції вакансій вздовж поверхні кристала значно менша, ніж для його об’єму. Згідно низькоенергетичного механізму переміщення вакансійного комплексу вздовж поверхні як єдиного цілого може визначатися енергією=0,2 еВ. Тоді для коефіцієнта дифузії вакансій в Ge при Т = 300 К знаходиться =10-4exp(0,2/kT) = 4,510-8 см/с.
З урахуванням різного часу навантаження кристалів Ge (t=3 c, t=300 c, t=310 c) при =4,510-8 см/с за формулою х = 2(Dt)/2 знаходились дифузійні шляхи пробігу вакансій: х = 7,34 мкм, х = 73,4 мкм, х = 734 мкм. Результати добре узгоджуються з відстанями переміщення фронту з точкових дефектів на поверхні і дислокацій з урахуванням їх переповзання під дією деформації. При одночасному УЗ опроміненні поверхнева дифузія відбувається більш інтенсивно (рис.4). Проводився мікрозондовий рентгеноспектральний аналіз окремої дефектної смуги, створеної деформацією с одночасним УЗ опромінюванням, шляхом сканування пучком електронів на поверхні Si в напрямі до бічного ребра. При цьому на спектрограмі виявився інтенсивний пік випромінювання, що може свідчити про утворення нової фази Si в межах дефектної смуги. Розглядались особливості виявлення дислокацій у тонких приповерхневих шарах кристалів різними методами структурного аналізу: оптичною і електронною мікроскопією, рентгенівською топографією. Короткі дислокаційні петлі (1 – мкм) надійно розрізняються оптичною мікроскопією. При просвічуванні тонких плівок в електронному мікроскопі короткі петлі, орієнтовані в місцях виходу перпендикулярно до поверхні, утворюють точковий контраст.
Рис.4. Еволюція дефектної структури від бічного ребра на площині (111) зразка Ge, деформованого циклами стискання з одночасним УЗ –опроміненням. Максимальне напруження в циклі стискання 120 МПа, час деформації в одному циклі 0,2 год, кількість циклів 12, температура випробувань 310 К. З кожним циклом стискання дефектна смуга зміщується у вказаному напрямі
У растровому електронному мікроскопі їх можна виділити серед нейтральних включень при дії уздовж поверхні стороннього електричного поля. При цьому в околі дислокації, яка при введені її низькотемпературною деформацією практично не має домішкової атмосфери, об’ємний заряд поляризується: атоми гратки, що знаходяться на краю лишньої напівплощини дислокації, набувають від’ємного заряду шляхом притягування електронів до порушених зв’язків. Таким чином утворюється лінійний заряд на порушених зв’язках, який оточений позитивним зарядом. При дії зовнішнього електричного поля розподіл заряду змінюється (рис.5, а) і на дислокаціях утворюється чорно-білий контраст (рис.5, б).
Довгі лінії дислокацій в приповерхневих шарах Si і Ge вдається створити низькотемпературною деформацією при середніх напруженнях (=300 – МПа) і тривалих випробуваннях (більше однієї доби). Вони надійно виявляються оптичним методом після короткочасного вибіркового хімічного травлення.
Вперше вдалось виявити дислокації після тривалого деформування монокристалів Ge при Т = 310 К за допомогою рентгенівської топографії на проходження по Борману. Використовувалось випромінювання. Спостерігались короткі дислокаційні петлі, орієнтовані переважно у напрямку [110].
Досліджена анізотропія мікропластичності при деформації одновісним стисканням Ge при 300 К, коли дислокації зароджуються лише в приповерхневих шарах. Встановлено, що напруження початку мікропластичної деформації Ge при 300 К в залежності від площини навантаження зростає в послідовності (110), (112), (111). Більша мікропластичність на діаграмах виявляється при стисканні зразків уздовж [110].
Рис.5. а –Модель трубки просторового заряду крайової дислокації. Зовнішнє електричне поле змінює розподіл заряду; б –зображення деформаційних дислокацій при скануванні зразка Ge електронним пучком. Енергія пучка електронів 20 кеВ, струм пучка 0,25 мкА, напруженість електричного поля на поверхні 450 В/см. Стрілками вказані нейтральні домішкові включення
Четвертий розділ “Мікропластичність алмазоподібних кристалів в умовах випробувань на повзучість”присвячений дослідженню мікропластичності алмазоподібних кристалів в умовах повзучості –довготривалих випробувань під дією зовнішнього навантаження. У той час як повзучість кристалів з решіткою алмазу (Si, Ge) і сфалериту (сполуки АВ) за високих температур вивчена досить детально, то до проведення наших досліджень в літературі були відсутні роботи, де була б показана можливість пластичної деформації Si і Ge в умовах макроскопічних випробувань на повзучість при температурі, нижче температурної межі крихкого руйнування. Найнижча температура, при якій спостерігалась повзучість в Ge становила 670 К (роботи Галахера, Пателя, Александера), в GaAs – К (Мільвідський М.Г., Освенський В.Б., Столяров О.Г.). Дещо пізніше непрямим методом (вимірюванням електричного опору під навантаженням) повзучість n-Ge при 300 К і 77 К була зареєстрована Баранським П.І. Характерним для більшості робіт (Жога Л.В., Степанов В.А., Шпейзман В.В., Рек, Франкойс, Лефебре, Раб’єр і Андроусі) є те, що мікропластичність в них спостерігалась лише при високих напруженнях зсуву, близьких або більших за напруження Пайєрлса (1 – ГПа). При цьому розвинуту дислокаційну структуру вдається ідентифікувати рентгенівським методом, але початковий процес еволюції мікропластичності, який притаманний приповерхневим шарам і починається при напруженнях на 1,5 –порядки величини менших за , не реєструється.
Сучасні теорії низькотемпературної повзучості ґрунтуються на дислокаційних моделях. При низьких температурах, коли повернення механічних властивостей неможливе (або слабко виявлене), при Т < (0,2 –,35)Тпл спостерігається переважно перехідна (загасаюча) стадія повзучості. У цьому інтервалі температур у процесі повзучості ефективно зміцнюється матеріал, у результаті чого швидкість деформації з часом зменшується.
Згідно з теоретичними положеннями Мотта, Беккера, Сміта і інших вчених логарифмічна повзучість, яка реалізується при низьких температурах, може бути зумовлена виснаженням дислокацій у процесі повзучості. Ідея ґрунтується на завбаченні про те, що при низьких напруженнях і деформаціях кількість наявних у кристалі дислокацій, які можуть бути здатними рухатись в умовах повзучості, з часом вичерпується (зменшується). Причому під виснаженням дислокацій згідно теорії Мотта і інших авторів мається на увазі не тільки зменшення густини дислокацій у процесі низькотемпературної повзучості, але й перерозподіл дислокацій, взаємодія з точковими дефектами, іншими бар’єрами, що призводить до зменшення їх рухомості.
Фізичною основою ряду других теорій логарифмічної повзучості, розроблених Орованом, Зегером і іншими авторами, є ствердження, що загасання логарифмічної повзучості на перехідній стадії обумовлене зміцненням внаслідок розмноження дислокацій, їх взаємодією з дислокаційним лісом і зростанням внутрішніх напружень.
Таким чином, найбільший вплив на швидкість процесу низькотемпературної повзучості, ймовірно, повинні чинити фізичні механізми виснаження дислокацій та їх розмноження і зростання внутрішніх напружень. Однак розділити ці два механізми і з’ясувати внесок кожного з них до проведення наших досліджень не вдавалось. Типовим майже для усіх проведених експериментів на металах, сплавах, лужно-галоїдних кристалах з низькотемпературної повзучості були випробування при великих напруженнях (рівних або більших за макроскопічну межу плинності), тобто за умов, коли відразу активуються джерела дислокацій і роль механізму виснаження вуалюється.
Описані механізми виснаження і розмноження дислокацій можна розділити методом ступінчастого навантаження кристалів у процесі повзучості. У зв’язку з існуванням спектру розподілу дислокацій за енергіями активації можна очікувати, що прикладання малої ступені напруження спричинить рух перших дислокацій, які мають малу енергію активації і зробить свій внесок у деформацію повзучості. Ступені навантаження повинні бути достатньо малими (набагато меншими за макроскопічну межу повзучості), щоб при першому ж навантаженні не активувати джерела дислокацій, і однаковими за величиною. Для кожної ступені знімається крива повзучості з виходом на завершальну стадію, яка має швидкість деформації =0, для чого час витримки повинен бути значним (біля однієї години і більше). У таких умовах ступінчастого зростання напруження з кристалічної гратки видаляється найбільш рухома частина спектра дислокацій з низьким стартовим напруженням. При деякому критичному напруженні з’являються поодинокі нові дислокації, зумовлені генерацією дислокаційних джерел, і починає діяти механізм розмноження дислокацій.
У роботі виконувались розрахунки спектра розподілу дислокацій за енергіями активації з використанням кривих ступінчастої повзучості Cu, LiF. Для кристалів Cu дискретний набір густини дислокацій добре апроксимується функцією . Обчислення, виконані за результатами експерименту, дають значення коефіцієнтів =1,4610-7Па-1, А = 4,02 Па-1м-1.
Дослідження на ступінчасту повзучість Si, Ge, GaAs і InAs дозволили так, як і на інших кристалах (Cu, LiF, Fe), виявити на кривих дві ділянки з різними фізичними механізмами повзучості: першу, на початкових ступенях навантаження, де повзучість виникає лише за наявності достатньої кількості ростових дислокацій і другу, яка починається після досягнення критичного напруження і зумовлена генерацією нових дислокацій. Для Si, Ge, GaAs та InAs критичні напруження відповідно дорівнюють 72, 60, 40 і 32 МПа. На ділянці дії механізму виснаження спостерігається рух ростових дислокацій у тонких приповерхневих шарах та розсіювання їх домішкової атмосфери. Встановлено, що треки від дислокацій, які свідчать про їх переміщення, зникають після хімічного видалення приповерхневого шару в 5 – мікрометрів. Загальна величина мікропластичності при 300 К для алмазоподібних кристалів, як правило, була менше 1 мкм. Обробка залежностей низькотемпературної повзучості виконувалась за рівнянням , де коефіцієнт, що дорівнює куту нахилу кривих для кожної ступені навантаження; В –константа. 3 кривих повзучості на перехідній стадії визначався коефіцієнт зміцнення (де величина ступені навантаження, величина деформації на перехідній стадії повзучості до повного її загасання). Значення активаційного об’єму знаходили за формулами і . а енергію активації повзучості як для кожної ступені на ділянці дії механізму виснаження дислокацій. Знайдені термодинамічні параметри повзучості для Ge при 300 К були 10-21см, H0,08 еВ, що збігається з результатами досліджень температурної залежності внутрішнього тертя (Хизниченко Л.П., Кромер П.Ф.)
Для монокристалів GaAs і InAs характерні більш тривалі ділянки на кривих до виходу на стаціонарні стадії, де =0, абсолютна величина деформації повзучості в області дії механізму виснаження дислокацій добре корелює з густиною ростових дислокацій : вона істотно менша в GaAs (510 см-2) і не реєструвалась в InAs (10см-2), незважаючи на високу чутливість датчика деформації (4 нм).
Мікропластичність в Ge і Si при 300 К була зареєстрована також в умовах мікроіндентації при дії малих сталих навантажень на індентор (2,5 - 12) гс. На спеціальному приладі, який був розроблений Альохіним В.П. із співавторами, процес заглиблення індентора в кристал з часом записувався на діаграмах. Було встановлено, що із зменшенням навантаження, тобто при локалізації мікродеформації в аномально пластичних приповерхневих шарах Ge, величина деформації повзучості істотно збільшується і в порівнянні з абсолютною деформацією повзучості при одновісному стисканні спостерігалась добра кореляція.
У п’ятому розділі “Електричні властивості деформованих при понижених температурах монокристалів германію, кремнію і кремнієвих p –n-переходів”наведені результати досліджень електричних властивостей монокристалів Ge, Si та Si p –n-переходів, деформованих при Т ≤ 0,35 Тпл.
Напівпровідник, який містить дислокації з оточенням просторового заряду, являє собою неоднорідну систему, у якій зв’язок енергії Фермі, що визначає заповнення енергетичних станів, із середньою концентрацією носіїв заряду не очевидний. Крім цього, у заповненні дислокаційних рівнів важливу роль може відігравати можливість “розірваних” зв’язків деформуватись.
Врахування змішування дислокаційних станів із зонними показує, що при цьому коефіцієнт заповнення станів значно перевищує знайдене відповідно теорії Шоклі-Ріда значення 0,1 і може досягати 0,4 для Ge і 0,5 для Si. Перемішування дислокаційних і об'ємних електроних станів призводить до розширення дислокаційних зон до 0,5 еВ. У залежності від положення рівня Фермі дислокаційні центри можуть відігравати роль не тільки акцепторів, як прийнято вважати, але й донорів. З огляду літератури відомо, що вивчення НВЧ провідності, ефекту Холла, електронного стану, ЕПР, фотопровідності і рекомбінації на дислокаціях дозволило скласти уявлення про розташування дислокаційних станів у забороненій зоні Ge і Si. Зокрема, крім зв'язаних з об'ємними енергетичними зонами хвостів густини станів, є зона електронів “розірваних” зв'язків, зона захоплення на ці зв'язки “лишніх” електронів, донорні і акцепторні стани, зумовлені особливими місцями дислокацій (перегинами, перетинаннями і т.п.), а також смуга станів у зоні неспарованих електронів. Така складність спектра зумовлює різноманітність проявів дислокацій у властивостях напівпровідників в залежності від положення рівня Фермі (тобто від рівня легування і температури).
У деяких роботах Мілевського Л.С., Єременка В.Г., Нікітенка В.І., Якімова Є.Б., Конончука О.В., Орлова В.І. висловлені міркування про те, що електрична активність дислокацій головним чином визначається не “розірваними” зв’язками, а наявністю в домішкових атмосферах комплексів точкових дефектів. Що стосується центрів безвипромінюваної рекомбінації, то результати різних робіт вкрай суперечливі: за методом DLTS не виявляється електрична активність “чистих” дислокацій, в той час як методами фотолюмінісценції та збудженого електронним променем струму рекомбінаційна активність дислокацій в гетероструктурах Si/SiGe проявляється в усіх випадках.
Як показано в третьому і четвертому розділах, при низькотемпературній деформації Ge і Si можна створювати практично “чисті” дислокації. Деформація Ge n –і р –типу провідності супроводжується донорним ефектом, який має такі особливості прояву:
Таким чином, комплексні дослідження показують, що кисневі преципітати відіграють важливу роль не тільки в зародженні дислокацій, але й можуть при зміні їх електричної активності впливати на електричні властивості напівпроводників. Двоокис германію являє собою тетраедричну модифікаюцію GeO, що побудована із структурних груп GeO. Тому можна вважати, що GeO знаходиться в кристалах Ge у вигляді структурних груп GeO або більш складних асоціатів на їх основі. Можна завбачити, що такі дефекти будуть електрично неактивні, оскільки валентні електрони атомів кисню утворюють зв'язки з регулярними атомами. Утворення електрично активних кисневих комплексів можливе при захопленні центрами GeO вакансій (рис.6, а), причому послідовний захват другої і третьої вакансії призводить до зміщення донорного рівня комплекса углиб забороненної зони. Можливо, що донорні стани комплексів формуються із станів валентної зони.
Структурний аналіз деформованих з одночасним УЗ опроміненням при 300 К кристалів Ge дійсно показує, що поблизу поверхні навколо включень формуються скупчення вакансій у вигляді вакансійних дисків (рис.6, б), які можуть змінювати електричну активність структурних груп GeO. Наведена структура (рис.6, б) утворена внаслідок існування пружної енергії стискання включення. Під дією циклічної деформації релаксація напруження виникає за рахунок притоку вакансій до міжфазної поверхні, а також генерації і руху дислокаційних петель в зворотному напрямі.
У роботі досліджувався вплив дефектного приповерхневого шару в n Ge, створеного низькотемпературною деформацією, на процес рекомбінації і на тривалість життя інжектованих дірок р. Використовувався монокристалічний n – Ge марки ГЕС 20/1,5 із середньою густиною дислокацій 410 см-2. Готові до випробувань зразки розмірами 3410 ммдеформувались вздовж більшого ребра (10 мм), орієнтованого у кристалографічному напрямі [110]. Режим деформування був циклами одновісного стискання і розвантаження, напруження в циклі = 200 МПа, тривалість одного циклу 2 години, загальна тривалість випробувань була одна доба при одночасному УЗ опроміненні на частоті 22,5 кГц з потужністю 5 Вт.
Рис.6, а. Конфігурація електрично активної структурної групи GeO в германії; штрихами позначений вакансійний вузол, чорний кружок –атоми кисню, конфігурація показана без врахування релаксації гратки.
б. Структура ілюструє утворення вакансійного диска навколо включення і трьох призматичних петель (окреслено рамкою)
Вимірювання тривалості життя інжектованих дірок виконували за методом модуляції провідності в точковому контакті з поверхнею. Цінність методу полягає в його локальності: вимірюваний час визначається процесами рекомбінації надлишкових носіїв заряду в малій приконтактній зоні глибиною 10 а (де а –радіус зонда, який становить декілька мікрометрів). Тому при вимірюванні в різних точках на поверхні зразка можна складати топограму і встановлювати кореляцію з розподілом на поверхні дефектів структури, які являються ефективними центрами рекомбінації.
Тривалість життя для недеформованих зразків n – Ge визначалась із залежності
, (4)
де спад напруги вимірювального імпульсу, задержаного на час після закінчення інжектуючого імпульсу. Для зразків з питомою провідністю = 5 См/м, рухомістю дірок = 0,17 мВ-1с-1 при струмі інжекції 10 мА і тривалості імпульсу Т = 250 мкс знайдені значення тривалості життя дірок мало залежали від місця установки зонда і становили 250 мкс, вказаному у сертифікаті кристала.
Впровадження деформацією дефектів кристалічної будови в приповерхневий шар монокристала Ge істотно змінювало вид кривих . На ділянках, що відповідали малим значенням , починаючи з = 0, з’являлась ділянка з підвищеною крутизною, кут нахилу якої у системі координат зростав з підвищенням густини структурних дефектів. (У формулі при =0). Таким чином було встановлено, що в широкому інтервалі значень з нормованих залежностей при певних умовах можна визначати тривалість життя в приповерхневому шарі (при малих затримках ) і в глибині кристала при = (2 3) .
Після низькотемпературної (при Т = 310 К) деформації значення знижувалось. Його розподіл на поверхні був нерівномірним –відповідно до розподілу напружень і густини утворених дефектів структури (дислокацій і кластерів). Найбільше зниження тривалості життя (до 20 мкс) було в місцях концентрації напружень –біля торців і бічних ребер зразка. При пошаровому хімічному травленні визначені значення поступово повертались майже до вихідного значення (250 мкс): на глибині х 5 мкм це відновлення спостерігалось у центрі бічних граней, а при х = (50 –) мкм від поверхні –біля ребер зразка.
Розглянуто нову теоретичну модель, в якій інжекція носіїв заряду у зразок відбувається через проміжний дефектний шар. Задача розв'язувалась для таких же параметрів зразка і інжектуючого імпульсу, що використовувались в експерименті. Розподіл надлишкових дірок в напівпровіднику уздовж напряму r зразка в момент закінчення інжектуючого імпульса визначали за формулою
, (5)
де концентрація надлишкових носіїв заряду у напівпровіднику на межі із зондом, для радіуса r. За формулою (5) оцінювали також глибину проникнення надлишкових дірок у напівпровідник. При = 5 См/м, = 0,17 мВ-1с-1, Т = 300 мкс, = 5 мкм для r < 1,5 мм показник експоненти в (5) був << 1. Тому в напівсфері радіусом 1,5 мм в момент закінчення інжектуючого імпульсу концентрація надлишкових дірок практично одинакова.
Розподіл дірок у зразку після закінчення інжекції знаходили із врахуванням їх рекомбінації і дифузії. Отримана залежність нормованого спаду напруги на зонді після закінчення імпульсу інжекції в залежності від часу
. (6)
Теоретичні розрахунки згідно (6) показують, як і в експерименті, наявність двох ділянок на кривих з різними значеннями : першої, з великою крутизною, що відповідає рекомбінації інжектованих носіїв у приповерхневому шарі з часом життя = 20 мкс і другої, положистої, з якої знаходиться = 250 мкс для товщі кристала. Одержані теоретичні розрахунки якісно узгоджуються з результатами експерименту. Розроблена комп'ютерна програма може бути використана при розв'язанні задач із зміненими початковими умовами, наприклад, при врахуванні певного розподілу по товщині дефектного шару, а експериментальні оцінки р вказанним методом можна застосовувати для контролю якості поверхні при механо-термічних та інших видах обробок.
Експерименти з термічних обробок (ТО) германію показали, що в деформованих при 300 К, а потім відпалених у вакуумі при Т < 600 К істотно не змінюється. Відпалювання при температурах 600, 700, 800 і 900 К знижують величину і змінюють розподіл за висотою зразка. Після високотемпературних ТО (800 і 900 К) збільшується товщина шару з дислокаціями внаслідок їх генерації від більш глибоких джерел під поверхнею, підвищується однорідність шару по висоті зразка (зменшуються перепади ) і більшість точкових дефектів, як показали вимірювання ЕРС Холла, відпалюється внаслідок дифузії до стоків (в основному на поверхню і до дислокацій). У результаті гетеруючої дії дислокацій нерівноважних носіїв заряду у дефектному шарі визначається рекомбінацією на дислокаціях. З електричних вимірювань і структурних досліджень зразків n – Ge, деформованих при 300 К і затим відпалених протягом 5 годин при 900 К, встановлено, що залежність часу життя дірок у приповерхневому шарі залежить від густини дислокацій як = 2,5/(см-2).
Пластична деформація матеріалу поблизу p – n-переходу призводить до зростання зворотного струму польової і термогенераційної природи. Особливо різко проявляються ці ефекти в умовах, якщо дислокації перетинають p – n-перехід.
У літературних джерелах відсутні дані про електричну активність, що характеризується величиною зворотного струму на дефект, для чистих дислокацій у відсутності забруднення домішками. Ці та інші результати впливу деформації на властивості Si p – n-переходів були одержані в даній роботі.
У першій серії експериментів використовували дифузійні Si p – n-переходи на базі шайб діаметром 5 мм, товщиною 0,2 мм на відстані від поверхні 5 мкм. Р – n-переходи виготовляли дифузією бору (510см-3) в площину (111) монокристалів Si (p, 210см-3) з густиною дислокацій у вихідних монокристалах 210см-2. Переходи піддавалися деформації стисканням при Т = 300 К у ступінчастому режимі навантаження. Одноразовий приріст напруження = 12 МПа, після кожного стрибка деформації p – n-перехід витримували під навантаженням 30 –хвилин. При цьому вимірювався темновий зворотний струм переходу. Було встановлено, що починає зростати з часом тільки при досягненні = 72 МПа (тобто після 6-го навантаження), коли на глибині p – n-переходу починають з'являтись дислокації. На стадії витримки у часі зростання струму поступово уповільнюється і завершується через 50 хвилин, що пояснюється загасанням повзучості (стабілізацією дислокаційної структури). На стадіях витримки наступних довантажень абсолютний приріст зменшується, внаслідок зменшення приросту густини дислокацій в зоні просторового заряду. Розрахунки величини зворотного струму на одну дислокацію, що перетинає p – n-перехід, дають значення 1,3310-9 А.
У проміжку температур 77 – К критичне напруження зародження дислокацій мало залежить від температури. Електрична активність дислокацій, введених при 300 К, змінюється з часом, оскільки створені рухомою дислокацією вакансії, домішкові або власні міжвузловинні атоми, що знаходяться поблизу дислокації, можуть рухатися до неї, частково знижуючи навколишнє напруження і генераційну активність. Витримка у часі деформованих при 77 К p – n-преходів показує достатню стабільність зворотного струму протягом години. Визначена з температурної залежності зворотного струму енергія дислокаційного рівня для чистих дислокацій становила +0,64 еВ, що збігається з основним генераційно - рекомбінаційним дислокаційним рівнем, знайденим Веланом. Другий енергетичний рівень +0,4 еВ, зумовлений комплексами на основі дислокацій, узгоджується з експериментальними даними, одержаними Нікітенком В.І.
У другій серії експериментів використовували планарні p – n-переходи на основі монокристалічного Si, вирощеного за методом зонного плавлення з питомим опором 500 Омсм і малою концентрацією кисню (< 10 см-3). Глибину переходів визначали за методом скошеного шліфа, дислокації в p – n-переході до і після деформації виявляли оптичним методом. Досліджували рекомбінаційну активність дислокацій, введених в інтервалі температур 300 – К. Тривалість життя інжектованих в базу носіїв заряду визначали із аналізу перехідних процесів у p – n-структурі. На глибину p – n-переходу 8 мкм вдавалось ввести дислокації лише при Т 450 К. При цьому тривалість життя р знижувалась від 250 мкс до 100 мкс. Після введення дислокацій при 650 К на вольт-амперних характеристиках переходів з’являлась ділянка різкого зростання Іrev, яка за своїм виглядом подібна до залежності Іrev стабілітрона. Р – n-переходи з дислокаціями, введеними при Т = 300 К, можна використовувати для стабілізації напруги, причому вони мають переваги порівняно з промисловими зразками, оскільки зростання Іrev в дислокаційних переходах не супроводжується появою імпульсної складової струму.
У шостому розділі “Утворення дефектів у монокристалах германію при імпульсній лазерній дії”досліджувалась модифікація поверхні Ge при імпульсному лазерному опроміненні. Дія лазерного променя спричиняє три важливі для дефектоутворення ефекти: нагрівання, деформацію приповерхневого шару і електронне збудження центрів.
У першу чергу були поставлені задачі визначення умов імпульсного лазерного опромінення, при яких найбільш ефективно створюються напруження зсуву у приповерхневому шарі кристала, а також розрахунку температурного поля в зоні лазерної плями.
Опромінення поверхні виконувалось рубіновим лазером в режимі вільної генерації на довжині хвилі = 0,694 мкм. Густина енергії випромінювання змінювалась в межах 2–Дж/см, тривалість імпульсу була 1 мс.
При варіації інтенсивності енергії встановлено, що максимальні напруження зсуву в приповерхневих шарах Ge виникають під дією розфокусованого променя за умови, якщо порогова енергія, достатня для плавлення поверхні, досягається лише в центрі лазерної плями. При цьому на значній відстані від центра плями і зони оплавлення виникають тріщини і упорядковані лінійні дефекти, орієнтація яких визначається кристалографічною структурою Ge.
Для розрахунків температурних полів використовували диференціальне рівняння теплопровідності
, (7)
де с –питома теплоємність, –густина речовини, Т –температура, t –час, х –координата, k –коефіцієнт теплопровідності, g –теплова потужність, що виділяється в одиниці об’єму речовини у результаті поглинання світлового випромінювання. Особливість розв’язування рівняння (7) полягала в необхідності врахування температурної залежності с, k і коефіцієнта поглинання, який неявно входить до значення g. Рівняння розв’язували за методом сіток. Розподіл густини енергії в промені був близьким до гауссового . У рівнянні W –густина світлової енергії у центрі плями, D –її діаметр, r –відстань від центра плями.
За результатами комп’ютерних обчислень були одержані залежності температури уздовж радіуса плями для різних моментів часу від початку дії лазерного опромінення. З використанням рівняння (7) розраховували також розподіл температури по глибині кристала Ge. При цьому враховували плавлення і переміщення межі внаслідок сублімації. Були побудовані графіки ізотерм для зони дії лазерного променя, що відображали розподіл температури, коли на поверхні вона досягала максимального значення. Вказані температурні розрахунки були необхідні для встановлення взаємозв’язку з тими структурними змінами, що спостерігались навколо лазерної плями і по глибині кристала.
При дії на поверхню (112) лазерного імпульсу з енергією 6 Дж поблизу розплаву виникають тріщини і слабке оплавлювання в місцях виходу дислокацій. На деякій відстані від центра плями, де температура згідно розрахунків не перевищувала 420 К, виявились лінійно-періодичні структури дислокацій на глибині до 10 мкм. Детальний аналіз структури показує, що періодичні, з періодом 0,9 мкм структури дислокацій формуються в початковий період дії лазерного імпульсу, а не у процесі релаксації напружень після його закінчення. При лазерному опроміненні, як і в умовах низькотемпературної деформації, зародження дислокацій в приповерхневих шарах Ge відбувається згідно дифузійно-деформаційному механізму. В обох випадках поблизу поверхні істотно зростає концентрація вакансій. Утворення періодичних структур пояснюється вакансійно-деформаційною нестійкістю (ВДН) при лазерному опроміненні.
Фізичний механізм ВДН полягає в тому, що флуктуаційна гармоніка пружного середовища приводить до просторової модуляції швидкості генерації вакансій, а також спричиняє їх деформаційно-індукований дрейф. Внаслідок перерозподілу вакансій виникають сили (F grad Nv), які деформують пружне середовище і підсилюють початкову деформацію, що і збуджує ВДН. Оптичним методом було показано, що лінії дислокацій періодичної структури спрямовані від центра лазерної плями, а їх виникнення можна зв’язати з дією періодичних кругових напружень , які створюють періодичну деформацію у вигляді , де , r –радіус плями, k –стала Больцмана, Еv –енергія утворення вакансій, m –ціле число, –азимутальна координата, –інкремент (декремент) зростання деформації, що не залежить від часу.
Нами запропонована нова модель, у якій лінії дислокацій періодичної структури утворюються з коротких призматичних петель міжвузловинного типу, що мають вихід на поверхню. Такі петлі, розмірами 0,5–мкм, існують у вирощених Ge і Si, або можуть зароджуватись на включеннях під дією деформації. Збільшення чи зменшення призматичної петлі відбувається добудовою її атомної площини новими атомами, або її розчиненням при поглинанні вакансій. Зміну радіуса петлі міжвузловинного типу у часі при наявності потоку вакансій можна виразити за формулою
, (8)
де Rм –радіус петлі; В –параметр, що залежить від коефіцієнта дифузії вакансій, їх рівноважної концентрації і параметрів дислокаційної петлі; –кут між вектором Бюргерса дислокації і напрямом дії зовнішньої сили; –величина вакансійного пересичення; ; –параметр решітки, –напруження, –безрозмірний параметр.
Проаналізована згідно (8) зміна радіуса петель, які знаходяться у лінійно-періодичному полі напружень стискання і розтягування. При цьому уздовж смуги стискання пересичення вакансіями зменшує напруження невідповідності на міжфазній поверхні включення з матрицею і нові дислокації не зможуть зароджуватись. Уздовж смуги розтягування пересичення вакансій мінімальне. Числові розрахунки для , , , , , 0 дають значення , і тому, відповідно, . Отже дислокації, орієнтовані уздовж смуги розтягування, повинні збільшуватись у розмірах. При анігіляції компонент різного знаку призматичні міжвузловинні петлі об’єднуються, утворюючи довгі лінії крайових дислокацій. Причому генерація носіїв заряду при лазерному фотозбудженні може додатково стимулювати процес дифузії і підвищувати рухливість дислокацій.
Досліджена модифікація поверхні Ge лазерними імпульсами тривалістю 40 нс. Огляд літератури свідчить, що при дії потужного лазерного опромінення в приповерхневому шарі алмазоподібного кристала генеруються дефекти, природа яких до кінця ще не з’ясована. Зокрема, дискусійним постає питання: чим насичуються тонкі шари зразка під час швидкої кристалізації з розплаву –вакансіями чи міжвузловинними атомами? Результати електронної мікроскопії, як правило, свідчать про те, що у результаті лазерного плавлення і наступної епітаксійної кристалізації шари не містять лінійних дефектів.
Нами досліджувалась дія лазерного імпульсу тривалістю нс з довжиною хвилі мкм і енергією 650 мДж на поверхню (112) монокристалічного Ge. Діаметр плями приймали рівним 3 мм. Було розраховано потужність, що вводилась у кристал, а також реактивний тиск пари на його поверхню. Рівняння теплопровідності (7) розв’язували з урахуванням температурних залежностей оптичного поглинання Ge, теплоємності, теплопровідності і модуля зсуву. Враховували також зростання прозорості пари з підвищенням його температури, а також переміщення границі внаслідок сублімації.
Експеримент показав, що підвищення температури, а також утворення високого реактивного тиску (згідно розрахунків до 900 МПа) на поверхню приводить до значних структурних змін в лазерній плямі: оплавлення на глибині теплової дифузії (декілька мікрометрів) і зародження коротких (2 мкм) дислокаційних петель на невеликій глибині під поверхнею. На монокристалах Ge зародження дислокацій виявлене уперше. При детальному аналізі великої кількості таких петель виявлено, що вони утворюються на малих домішкових включеннях, які існують в кристалах Ge після їх вирощування.
ВИСНОВКИ
У дисертаційній роботі вирішена поставлена наукова проблема: встановлені фізичні закономірності і структурно-кінетичні особливості низькотемпературної (від Т = 0,35 Тпл до температури рідкого азоту) мікропластичної деформації алмазоподібних кристалів Sі, Ge, GaAs та ІnAs в області малих і середніх величин напружень ( 400 МПа).
Основні наукові і практичні результати роботи:
1. Уперше з використанням широкого набору експериментальних методів досліджень (оптичної і електронної мікроскопії, рентгенівської топографії, електричних вимірювань структурно чутливих параметрів) –комплексно досліджені закономірності мікропластичної деформації алмазоподібних кристалів Sі, Ge, GaAs та ІnAs у температурній області крихкого руйнування.
. Вперше показано, що при переході з області високих температур у низькотемпературну область (нижче 0,35 Тпл) відбувається зміна механізму руху дислокацій від ковзання до механізму переповзання, що реалізується при малих і середніх рівнях напружень у приповерхневих шарах кристалів внаслідок зміни хімічного потенціалу точкових дефектів (зокрема вакансій) у полі прикладених напружень і виникнення відповідних направлених дифузійних потоків. Зазначені процеси в приповерхневих шарах здійснюються найбільш інтенсивно, особливо при циклічному деформуванні, внаслідок того, що вільна поверхня є областю полегшеного зародження і стікання точкових дефектів. При циклічному деформуванні кристалів реалізується дифузійне накачування вакансій з вільної поверхні кристала і подальша їх конденсація на внутрішніх стоках, що веде до утворення кластерів і неконсервативного руху (переповзання) ростових і деформаційних дислокацій. Отримані результати дозволили пояснити фізичну природу низькотемпературної мікропластичності алмазоподібних кристалів в інтервалі малих і середніх величин напружень з позиції дифузійно-дислокаційного механізму деформації, що виключає необхідність обов'язкового залучення до пояснення отриманих результатів атермічних безактиваційних або яких-небудь інших специфічних механізмів, які вимагають для своєї реалізації високого рівня напружень.
. Експериментально показано, що в умовах одноосьового навантаження Ge (однократного, циклічного або програмованого, у тому числі з УЗ опроміненням) за короткий проміжок часу низькотемпературної деформації (протягом декількох хвилин) основним типом дефектів, що зароджуються, є вакансійно-домішкові кластери, які істотно змінюють фізичні властивості кристалів у приповерхневому шарі 100 мкм. При тривалих випробуваннях (кілька годин або діб) у кристалах генеруються точкові дефекти і дислокації, причому перший тип дефектів за часом передує зародженню дислокацій, а тому в значній мірі визначає їх особливість руху, густину і глибину залягання у приповерхневому шарі товщиною до декількох мікрометрів.
. Показано, що зародження дислокацій в Ge і Sі в низькотемпературній області деформації відбувається по гетерогенному механізму, зокрема на постростовых включеннях типу GeOx й SіOx. Процес зародження петель, очевидно, здійснюється відповідно до моделі Ешбі-Джонсона, відповідно до якої напруження невідповідності, яке виникає на міжфазній поверхні включення і матриці, спочатку викликає зародження петлі ковзання у первинній площині з максимальним напруженням зсуву, а потім трансформується шляхом поперечного ковзання в призматичну петлю. Подальше віддалення петлі від центра зародження відбувається шляхом переповзання. Показано також, що в смугах "пошарового росту" найбільш активними джерелами дислокацій є дрібні, можливо, В - або D - дефекти, які вибірковим травленням виявити не вдається на відміну від А - дефектів, що надійно виявляються оптичним методом.
. Встановлено, що в монокристалах Ge, деформованих стисканням при 300 К, на кривих навантаження - проявляється анізотропія, яка залежить від вибору напрямку кристалографічної осі деформування. Напруження, при якому починається мікропластична деформація, зростає, а величина деформації зменшується при зміні площини навантаження в послідовності (110), (112) і (111).
6. Вперше досліджена повзучість алмазоподібних кристалів Ge, Sі, GaAs, ІnAs при 400 МПа і Т = 300 К в області мікропластичності. На залежностях t, отриманих при ступінчастому навантаженні кристалів, виявлено дві області з різними механізмами деформації: на початкових ступенях навантаження (до критичного напруження кр) повзучість обумовлена зсувом ростових дислокацій, а вище кр повзучість здійснюється із загасанням на наступних ступенях за рахунок розмноження (появи нових) дислокацій. Визначено термоактиваційні параметри повзучості –активаційний об’єм і енергію активації, значення яких свідчать про те, що мікропластична деформація у приповерхневих шарах здійснюється легше у порівнянні з об’ємом кристалів.
Запропоновано спосіб створення градієнтів напружень з можливістю їх чисельного розрахунку в пластині зі скошеними краями. Представлені в 3 й 4 розділах експериментальні і розрахункові дані відкривають нову методику для вивчення кінетичних закономірностей низькотемпературної дифузії і визначення її енергетичних параметрів, а також швидкості переміщення дислокацій у приповерхневих шарах.
7. Отримано нові експериментальні результати про вплив низькотемпературної мікропластичної деформації на електричні властивості Ge: електричну провідність, час життя нерівноважних носіїв заряду і на зміну цих параметрів при термообробках. Тривалість життя в монокристаллах Ge знижується від 250 мкс до 1020 мкс після низькотемпературної деформації, але майже повністю відновлюється до вихідної величини після видалення приповерхневого дефектного шару кристала. Розглянуто нову теоретичну модель, у якій інжекція нерівноважних носіїв заряду із точкового контакту в зразок відбувається через проміжний дефектний шар. Рішення цієї задачі чисельним методом для визначення в дефектному шарі і у товщі кристала для моделі дає добре узгоджені результати з експериментом. Встановлено, що при ступінчастому навантаженні n-Ge в залежності від рівня напружень може проявлятися як донорна, так і акцепторна дія деформації.
. Показано, що початок росту зворотного струму Іrev в Sі pn-переходах під час деформування при 300 К відбувається при тих же напруженнях кр, що і в зразках Sі. З температурних залежностей Іrev деформованих при 77 К pn-переходів визначені значення енергій дислокаційних рівнів. Вивчено вплив дефектів структури на тривалість життя неосновних носіїв заряду у мілких pn-переходах на основі аналізу перехідних процесів переключення із прямого у зворотне їх включення.
. Проведено теоретичні і експериментальні дослідження впливу імпульсного лазерного опромінення на дефектоутворення в приповерхневих шарах Ge. Розраховані і побудовані графіки розподілу температури в області лазерної плями на поверхні й по глибині напівпровідника при дії лазерного імпульсу тривалістю 1 мс. Оптичним методом показані структурні зміни поблизу зони оплавлення і на периферійних ділянках, де виникають упорядковані структури дислокацій. Запропоновано нову модель утворення впорядкованих лінійних дефектів, відповідно до якої довгі лінії дислокацій періодичної структури утворюються із сукупності призматичних петель, орієнтованих полями деформації і концентрації вакансій.
. Вивчено дію лазерного імпульсу тривалістю 40 нс, довжиною хвилі 0,694 мкм і енергією 650 мДж на поверхню (112) монокристалічного Ge. Чисельним методом здійснено моделювання процесу введення оптичної потужності в кристал, за неявною схемою розв’язане рівняння теплопровідності для зазначених умов опромінення й показано, що відповідно до розрахунків відбувається зріз заднього фронту на часовій залежності густини оптичної потужності внаслідок поглинання в парі. Під дією високого реактивного тиску (900 МПа) і температури на глибині в декілька мікрометрів зароджуються короткі (2 мкм) дислокаційні петлі. На монокристалічному Ge ці результати отримані вперше.
Основні положення дисертації опубліковані в наступних наукових працях:
Надточій В.О. Мікропластичність алмазоподібних кристалів (Si, Ge, GaAs, InAs). –Рукопис.
Дисертація на здобуття наукового ступеня доктора фізико-математичних наук за спеціальністю 01.04.07 –фізика твердого тіла. –Харківський національний університет імені В.Н. Каразіна, Харків, Україна, 2006.
Дисертацію присвячено дослідженням низькотемпературної (T<0,35Tпл) мікропластичної деформації монокристалів Si, Ge, GaAs та InAs при малих і середніх рівнях напружень (МПа). Показано, що при переході від високих температур у низькотемпературну область деформації спостерігається зміна фізичного механізму руху дислокацій від ковзання до механізму переповзання, який реалізується у приповерхневих шарах кристалів. Досліджено можливості і особливості ідентифікації дислокацій, створених низькотемпературною деформацією у приповерхневих шарах Ge і Si, різними структурними методами: оптичною і електронною мікроскопією, рентгенівською топографією. Проаналізовано гетерогенний механізм зародження призматичних дислокаційних петель на міжфазовій поверхні включення з матрицею. Одержані нові експериментальні результати впливу дефектів, створених низькотемпературною мікропластичною деформацією, на електричні властивості Ge (провідність, тривалість життя нерівноважних носіїв заряду) та Si p –n - переходів. Проведені теоретичні та експериментальні дослідження дії імпульсного лазерного опромінення на утворення дефектів у приповерхневих шарах Ge. Розроблена нова модель створення упорядкованої структури дислокацій, згідно якої довгі дислокації періодичної структури виникають із сукупності міжвузловинних призматичних петель, зорієнтованих полями деформації і концентрації вакансій.
Ключові слова: германій, дислокація, повзучість, деформація, тривалість життя, рекомбінація, кластер, лазер, індентор.
Nadtochiy V.O. Microplasticity of diamond-like crystals (Si, Ge, GaAs, InAs). –Manuscript.
Thesis for the Doctor’s Degree of Physics and Mathematics on speciality 01.04.07. –solid state physics. –Kharkov National Karazin University, Kharkov, Ukraine, 2006.
The thesis is devoted to the investigations of the low-temperature (T<0,35 Tmelt) microplastic deformation of monocrystals Si, Ge, GaAs and InAs at small and average levels of stresses (≤400 MPa). It has been indicated, that the change of the physical mechanism of dislocations’ movement from sliding to the mechanism of creeping is observed at the transition into the area of deformation from high to low temperatures. This process is realized in near-surface layers of crystals. The possibilities and specifities of identification of the dislocations, created in near-surface layers Ge and Si by low-temperature deformation have been studied with the help of different structural methods: optical and electronic microscopy, X-ray topography. The heterogeneous mechanism of the origin of prismatic dislocations’ loops on the interphase surface of inclusion with matrix has been analysed. New experimental results of the defects influence, created through microplastic deformation, on the electric Ge – properties (conductivity, delay time of nonequilibrium change carriers) and Si p – n-junctions have been received. Theoretical and experimental researches of pulse laser irradiation influence on the formation of the defects in near-surface Ge – layers have been conducted (carried out). New model of creation the ordered structure of dislocations has been worked out. According to this model long dislocations of periodic structure occur from the set of interstitial prismatic loops which are oriented by means of fields of deformation and concentration of vacancies.
Key words: germanium, dislocation, creep, deformation, delay time, recombination, cluster, laser, indenter.
Надточий В.А. Микропластичность алмазоподобних кристаллов (Si, Ge, GaAs, InAs). –Рукопись.
Диссертация на соискание ученой степени доктора физико-математических наук по специальности 01.04.07 –физика твердого тела. –Харьковский национальный университет имени В.Н. Каразина, Харьков, Украина, 2006.
Диссертация посвящена исследованиям низкотемпературной (T<0,35Tпл) микропластической деформации монокристаллов Si, Ge, GaAs и InAs при малых и средних уровнях напряжений ( МПа). Показано, что при переходе от высоких температур в низкотемпературную область деформации наблюдается смена физического механизма движения дислокаций от скольжения к механизму переползания, который реализуется в приповерхностных слоях кристаллов. Исследованы возможности и особенности идентификации дислокаций, созданных низкотемпературной деформацией в приповерхностных слоях Ge и Si, разными структурными методами: оптической и электронной микроскопией, рентгеновской топографией. Проанализирован гетерогенный механизм зарождения призматических дислокационных петель на межфазной поверхности включения с матрицей. Выявлена анизотропия микропластичности в кристаллах Ge, которая зависит от выбора направления кристаллографической оси деформирования. Впервые в условиях ступенчатой ползучести Si, Ge, GaAs и InAs удалось разделить два важных дислокационных механизма: механизм истощения, обусловленный движением ростових дислокаций и механизм размножения дислокаций.
Получены новые экспериментальные результаты влияния дефектов, созданных низкотемпературной микропластической деформацией, на электрические свойства Ge (проводимость, время жизни неравновесных носителей заряда) и Si p – n - переходов.
Проведены теоретические и экспериментальные исследования действия импульсного лазерного облучения на образование дефектов в приповерхностных слоях Ge. Разработана новая модель создания упорядоченной структуры дислокаций, согласно которой длинные дислокации периодической структуры возникают из совокупности межузельных призматических петель, сориентированных полями деформации и концентрации вакансий.
Полученные результаты могут быть использованы для прогнозирования изменения физических параметров поверхности при ее модификации путем механической, механо-термической, ультразвуковой, лазерной обработок и получения полупроводниковых структур с новыми физическими свойствами.
Ключевые слова: германий, дислокация, ползучесть, деформация, время жизни, рекомбинация, кластер, лазер, индентор.