Структура та властивості легованого кремнію після повного циклу нагрів-охолодження 


Мы поможем в написании ваших работ!



ЗНАЕТЕ ЛИ ВЫ?

Структура та властивості легованого кремнію після повного циклу нагрів-охолодження



 

Технологічний процес виготовлення напівпровідникових приладів пов’язаний з короткочасним впливом на них високої температури. Так само при експлуатації на напівпровідникові прилади допускається короткочасний вплив високої температури. Особливий інтерес при дослідженні структури та властивостей напівпровідникового кремнію мають дані, що отримані після нагріву-охолодження в камері дилатометру.

На рисунках 2.3 - 2.9 наведені мікроструктури Cz-Si, легованого дослідженими в роботі елементами після повного циклу нагрів-охолодження в камері (20-1000 °С) дилатометра.

На рисунку 2.3 наведена мікроструктура нелегованого Cz-Si після повного циклу нагрів-охолодження в камері дилатометра. Звертає на себе увагу той факт, що нагрів напівпровідникового нелегованого кремнію призводить до істотної зміни мікроструктури зразка в порівнянні з мікроструктурою в початковому стані: спостерігається наявність двійникових областей і областей з підвищеною щільністю дислокацій. Зміна мікроструктури зразка свідчить про реалізацію структурних і фазових перетворень з різним ступенем завершеності, що пройшли в результаті нагріву й охолодження в камері дилатометра.

На рисунку 2.4 представлені мікроструктури Cz-Si, легованого алюмінієм і міддю після повного циклу нагрів-охолодження в камері дилатометра. Рисунок 2.4, а виявляє наявність яскраво вираженої блокової (або мозаїчної) структури, яка формується в процесі нагріву в результаті структурних змін і фазових перетворень, що супроводжуються об'ємними змінами. При цьому розмір блоків Cz-Si, легованого алюмінієм (рис. 2.4, а) значно більший, ніж кремнію, легованого міддю (рис. 2.4, б), яка забезпечує більшу міцність міжатомних зв'язків у порівнянні з алюмінієм.

 

Рисунок 2.3 - Мікроструктура не легованого Cz-Si після повного циклу нагрів-охолодження в камері дилатометра; х500

 

а                                                           б

Рисунок 2.4 - Мікроструктура Cz-Si, легованого алюмінієм (а) і міддю (б) після повного циклу нагрів-охолодження в камері дилатометра; х500

 

Кремній легований алюмінієм і міддю, що знижують енергію міжатомної взаємодії кремнію, в процесі нагріву-охолодження втрачає монокристалічність.

На рисунку 2.5 представлена мікроструктура Cz-Si, легованого бором і оловом відповідно, після повного циклу нагрів-охолодження в камері дилатометра.

Звертає на себе увагу той факт, що нагрів до температури 1000 °С і охолодження з малою швидкістю (< 4 °С/хв) призводить до зразках Cz-Si+B, Cz-Si+Sn і Cz-Si+Mo+B до повного усунення двійників, смуг і меж двійникування (рис. 2.5, рис. 2.6) і до фіксації досить значної кількості дисперсних виділень надлишкових фаз, навколо яких спостерігається утворення тріщин, наявність яких зумовлена об'ємними змінами при фазових перетвореннях.

 

а                                                           б

Рисунок 2.5 - Мікроструктура Cz-Si, легованого бором (а) і оловом (б), після повного циклу нагрів-охолодження, х500

 

 

а                                                                    б

Рисунок 2.6 - Мікроструктура Cz-Si, комплекснолегованого Mo + B після повного циклу нагрів-охолодження, а - х500, б - х1000

 


На рисунку 2.7 представлена мікроструктура Cz-Si, легованого германієм, після повного циклу нагрів-охолодження в камері дилатометра.

 

а                                                           б

Рисунок 2.7 - Мікроструктура Cz-Si, легованого германієм, після повного циклу нагрів-охолодження в камері дилатометра; х500

 

На рисунку 2.8 представлена мікроструктура Cz-Si, котра легована гафнієм і цирконієм відповідно. Мікроструктура Cz-Si, легована гафнієм і цирконієм, що підвищують енергію міжатомної взаємодії кремнію після повного циклу нагрів-охолодження в камері дилатометра, характеризується малою кількістю областей локалізованого зсуву (рис. 2.8); спостерігається скупчення дислокацій різної щільності.

 

а                                                  б

Рисунок 2.8 - Мікроструктура Cz-Si, легованого гафнієм і цирконієм після повного циклу нагрів-охолодження в камері дилатометра; х500


а                                                                    б

Рисунок 2.9 - Мікроструктура Cz-Si, комплекснолегованого Sn + B, після повного циклу нагрів-охолодження, а - х500, б - х100

 

У структурі сплаву Cz-Si+Sn+B кількість і розміри виділень фази, ідентифікованої як Si ОЦК (III) значно збільшуються (рис. 2.9, а) у порівнянні з вихідним станом.

Монокристал Cz-Si, легований Sn + B, після нагріву до температури 1000 °С набуває полікристалічної структури (рис. 2.9, б). На рис. 2.9, б, чітко видно границі зерен кремнію, що зазнав перетворення, і велику кількість виділень фази Si ОЦК (III).

На рис. 2.7 і 2.9 чітко виражені тріщини, що свідчать про фазові і структурні (об'ємні) перетворення, які проходять в кристалі в процесі нагрів-охолодження.

Незначні виділення дисперсної фази і утворення навколо них тріщин також свідчать про реалізацію фазових перетворень зі зміною об’єму.

На рисунках 2.10 - 2.13 представлені графіки мікротвердості Cz-Si, легованих B, Al, Cu, Sn, Ge, Hf, Zr та комплексами Mo + B, Sn + B, після повного циклу нагрів-охолодження в камері дилатометра.

Середні значення мікротвердості Cz-Si після проведення повного циклу нагрів-охолодження в камері дилатометра відповідають 5500 МПа, що на 500 МПа нижче, ніж у вихідному стані. Це, швидше за все, викликано фазовими і структурними перетвореннями в процесі нагріву-охолодження різного ступеня завершеності. Середні значення матриці Cz-Si відповідають значенню 6150 МПа, середні значення двійникової і дислокаційної областей складають 5150 і 5300 МПа відповідно.

Наявність сітки тріщин в мікроструктурі зразків Cz-Si, легованої бором, оловом і германієм (рис. 2.5, а, б; 2.7) свідчить про об'ємні зміни при фазових перетвореннях різного ступеня завершеності в цих зразках в процесі нагріву та охолодження. Це призводить до підвищених напруг в матриці зразків, що, в свою чергу, і викликає деяке збільшення мікротвердості в порівнянні з вихідним станом (рис. 2.10; 2.11).

 

а                                                                    б

Рисунок 2.10 - Графік мікротвердості Cz-Si, легованого B (а) і Sn (б), після повного циклу нагрів-охолодження в камері дилатометра

 

Рисунок 2.11 - Графік мікротвердості Cz-Si, легованого германієм після повного циклу нагрів-охолодження в камері дилатометра


Середні значення мікротвердості Cz-Si, легованого бором, оловом і германієм складають 7150, 6350 і 7800 відповідно. Середні значення мікротвердості матриці зазначених зразків відповідно 9460, 6650 і 8360 МПа. Середні значення структурних областей цих же зразків з різною щільністю дефектів складають 4800, 6200 і 6890 МПа відповідно. Отже, нагрів-охолодження в інтервалі 20-1000 °С Cz-Si, легованого бором, приводить до підвищення твердості матриці (середні значення 9750 МПа), різкого зниження мікротвердості дислокаційних областей (середні значення 5000 МПа) і до зниження мікротвердості зразка в цілому (середні значення 7750 МПа).

Нагрів-охолодження Cz-Si, легованого оловом, забезпечує деяке підвищення мікротвердості в дислокаційних областях, практично не змінюючи мікротвердість матриці (середні значення 6500 МПа). Отже, середня мікротвердість зразка Cz-Si-Sn практично не змінюється (середні значення 7000 МПа). Нагрів-охолодження Cz-Si, легованого германієм, приводить до істотного збільшення значень мікротвердості як матриці, так і дислокаційних областей, отже, середня мікротвердість зразка Cz-Si-Ge підвищується.

На рис. 2.12 представлені графіки мікротвердості Cz-Si, що леговані гафнієм (рис. 2.12, а) і цирконієм (рис. 2.12, б). Аналіз рис. 2.12, а, б показує, що значення мікротвердості матриці зразків Cz-Si-Hf і Cz-Si-Zr 9980 і 9690 МПа відповідно. Середні значення мікротвердості дислокаційних областей зазначених зразків складають 6300 і 6890 МПа відповідно. Середні ж значення мікротвердості за зразком Cz-Si-Hf складають 8150 МПа, за зразком Cz-Si-Zr - 8290 МПа. Незважаючи на те, що нагрів-охолодження в камері дилатометра трохи знижує середні значення мікротвердості дислокаційних областей зразків Cz-Si-Hf і Cz-Si-Zr, мікротвердість обох зразків у цілому підвищується.

а                                                  б

Рисунок 2.12 - Графік мікротвердості Cz-Si, легованого гафнієм (а) і цирконієм (б), після повного циклу нагрів-охолодження в камері дилатометра

 

На рис. 2.13 представлені графіки мікротвердості зразків Cz-Si, комплекснолегованого B-Sn (а) і B-Mo (б).

 

а                                                           б

Рисунок 2.13 - Графік мікротвердості Cz-Si, легованого Sn-B (а) і Mo-B (б), після повного циклу нагрів-охолодження в камері дилатометра

 

Мікроструктура зразка Cz-Si, що легована B-Sn, демонструє наявність надлишкової фази з іншим типом решітки, ніж SiАЛМАЗ і більш низькими значеннями мікротвердості, як у вихідних зразках, так і в зразках, підданих нагріву-охолодженню в камері дилатометра. Кількість надлишкової фази в зразку Cz-Si-B-Sn велике (більше 5%, тому її наявність зафіксовано рентгеном), і безумовно буде впливати на мікротвердість матеріалу. Так, середня мікротвердість матриці зразка Cz-Si-B-Sn становить 6150 МПа, надлишкової фази - 5200 МПа.

Середнє значення мікротвердості за зразком в цілому складає 5680 МПа, що нижче, ніж мікротвердість вихідного матеріалу.

Отже, нагрів-охолодження, а саме, різна ступінь завершеності фазового перетворення при нагріві-охолодженні, сприяють зниженню мікротвердості зразка Cz-Si-B-Sn в цілому. Що стосується зразка Cz-Si-B-Mo (рис. 2.13, б), то характер зміни мікротвердості тут дещо інший: мікротвердість матриці 6150 МПа; мікротвердість областей зі скупченнями дефектів - 4880 МПа; мікротвердість зразка в цілому - 5300 МПа. Отже, нагрів-охолодження в камері дилатометра призводить до істотного зниження мікротвердості Cz-Si, легованого комплексом B-Mo.

Аналіз гістограми (рис. 2.14) свідчить про те, що нагрів-охолодження зразків Cz-Si, легованих різними елементами, приводить до зміни їх мікротвердості.

 

 

Рисунок 2.14 - Зведений графік мікротвердості Cz-Si, легованого різними елементами після повного циклу нагрів-охолодження в камері дилатометра (а), мікротвердості матриці (б) і областей скупчення дефектів

 

Найбільші значення мікротвердості спостерігаються при легуванні Cz-Si гафнієм і цирконієм, найменші - при легуванні комплексами B-Sn і B-Mo. Гістограми мікротвердості матриці Cz-Si, легованої різними елементами, в початковому стані і після повного циклу нагрів-охолодження в камері дилатометра в інтервалі 20-1000 °С (рис. 2.14, б) підтверджуються згортками мікротвердості матриці цих зразків (рис. 2.15 і 2.16).

Аналіз згорток мікротвердості матриці Cz-Si у вихідному стані (рис. 2.15) свідчить, що легування кремнію елементами, знижуючими енергію взаємодії атомів в кристалічній решітці (B, Al, Cu), незначно змінює значення мікротвердості матриці (рис. 2.15, б, в, г), кілька розширюючи інтервал значень, що зумовлено утворенням неоднорідних твердих розчинів заміщення Si-легуючий елемент. Легування Cz-Si нейтральними зміцнюючими елементами (Sn, Ge), практично не впливає на енергію взаємодії атомів кремнію в решітці, призводить до деякого підвищення мікротвердості матриці (рис. 2.15, д, е).

І, нарешті, легування Cz-Si елементами, що підвищують енергію взаємодії атомів кремнію в решітці (Hf, Zr), призводить до збільшення мікротвердості матриці (рис. 2.4, д, е).

Згортки мікротвердості матриці Cz-Si і Cz-Si, легованої вищевказаними елементами після повного циклу нагрів-охолодження в камері дилатометра в інтервалі 20° -1000° -20 °С (рис. 2.16) свідчать про підвищення мікротвердості та розширення інтервалу значень мікротвердості, що ймовірно, зумовлено перерозподілом легуючих елементів, посиленням неоднорідності матриці і збільшенням кількості дефектів.

У зразках Cz-Si, комплекснолегованого B-Sn і B-Mo, зміни мікротвердості інші. У порівнянні з Cz-Si, нелегованого в початковому стані, введення комплексу B-Sn і B-Mo призводить до підвищення мікротвердості (рис. 2.15, ж, з) в початковому стані і посиленню неоднорідності матриці (розширення інтервалу значень мікротвердості).

Така зміна мікротвердості при легуванні B-Sn і B-Mo пов'язана з розвитком напруг у матриці у зв'язку з утворенням фаз SiРОМБ і SiОЦКIII, стабілізованих при кімнатній температурі, що підтверджено мікроструктурними та рентгеноструктурними дослідженнями.


   

а - Cz-Si                                               б - Cz-Si-B

Рисунок 2.15 - Згортки мікротвердості Cz-Si, легованого різними елементами в початковому стані

 

Рисунок 2.16 - Згортки мікротвердості Cz-Si, легованого різними елементами після нагріву-охолодження 20°-1000°-20 °С

 

Нагрів-охолодження Cz-Si, легованого B-Sn і B-Mo, призводить до різкого зменшення мікротвердості та посиленню однорідності (звуження інтервалу значень) матриці (рис. 2.16, ж, з), що обумовлено процесами освіти і розчинення (перекристалізації) фаз SiРОМБ і SiОЦКIII і перерозподілу домішок і легуючих елементів. Описані зміни мікротвердості добре корелюють із структурними змінами (рис. 2.6, 2.9) і даними рентгеноструктурного аналізу.

На рис. 2.17 приведені дифрактограми Cz-Si, комплекснолегованого B-Sn і B-Mo після повного циклу нагрів-охолодження в камері дилатометра.

Зіставлення дифрактограм (рис. 2.17, б, в) зі штрих-діаграмою Cz-Si(а), яка отримана методом високотемпературного рентгеноструктурного аналізу (рис. 2.17, а), свідчить про стабілізацію високотемпературних фаз у комплекснолегованому Cz-Si після нагрів-охолодження в інтервалі 20°-1000°-20 °С. Інтенсивність максимумів SiРОМБ і SiОЦКIII, в порівнянні з вихідним станом, істотно зросла, що свідчить про збільшення кількості стабілізованих фаз. Підтвердженням сказаного також свідчить рис. 2.9, на якому чітко видно велику кількість скупчень надлишкової фази.

Параметр решітки Cz-Si та легованого індивідуальними елементами (B, Sn, Ge, Hf, Zr) після повного циклу нагрівання-охолодження 20°-1000°-20 °С зменшується, Cz-Si, комплекснолегованого B-Sn і B-Mo - збільшується в порівнянні з вихідним станом. Це свідчить про перерозподіл легуючих елементів і реалізації фазових перетворень.

Дані рентгеноструктурного аналізу кремнієвих зразків, легованих різними елементами, після повного циклу нагрів-охолодження в камері дилатометра представлені у таблиці 2.3

 

Рисунок 2.17 - Штрих-діаграма Cz-Si, легованого комплексами B-Sn і B-Mo після нагрів-охолодження в інтервалі 20°-1000°-20°С

 


Таблиця 2.3 - Дані рентгеноструктурного аналізу зразків, легованих напівпровідниковим монокристалічним кремнієм після повного циклу нагрів-охолодження в камері дилатометра

Зразок Положення максимуму Зсув,  q, град  2q, град qСЕР, град HKL d, Å a, Å
Si 83,1   136,874 68,43 533 0,82822 5,431
Si+B 32,2 0,103 136,773 68,3865 533 0,82851 5,4329
Si+Sn 38,5 0,103 136,905 68,4525 533 0,82513 5,43041
Si+Ge 31,2 0,103 136,753 68,3765 533 0,808564 5,43326
Si+Sn+B 64,8 0,103 137,453 68,7265 533 0,826579 5,42024
Si+Mo+B 34,5 0,103 136,822 68,411 533 0,82837 5,43197
Si+Hf 35 0,103 136,832 68,416 533 0,82834 5,4318
Si+Zr 42,5 0,103 136,957 68,4785 533 0,82798 5,42944

 



Поделиться:


Последнее изменение этой страницы: 2020-03-26; просмотров: 86; Нарушение авторского права страницы; Мы поможем в написании вашей работы!

infopedia.su Все материалы представленные на сайте исключительно с целью ознакомления читателями и не преследуют коммерческих целей или нарушение авторских прав. Обратная связь - 44.201.64.238 (0.035 с.)