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  

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 “8” вересня 2006 р. о 1400 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 А3В5) 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,35 – ,4)Тпл, коли розмноження і рух дислокацій стають помітними. Інформація відносно механізму деформації при температурах Т ,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 ,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 ,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  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 – 1987 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 – 1998 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 А3В5” (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 ,35Tпл) мікропластичної деформації приповерхневих шарів алмазоподібних кристалів при малих і середніх рівнях напружень (?  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 – 570 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.

2. Експериментально встановлено, що на деформаційних залежностях одновісного стискання при 300 К монокристалів Sі, Ge, GaAs і ІnAs в інтервалі напружень 28–72 МПа з’являються сходинки мікропластичності, а напруження, при якому починається мікропластична деформація кристалів, залежить від вибору кристалографічного напряму їх деформування.

3. 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.

5. 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.

6. 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.

7. 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.

8. 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.

9. 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 GeО2 при захопленні ними вакансій, а також збиранням атомів кисню дислокаціями у процесі їх руху від преципітата.

11. 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 – 20 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/Ndсм-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.

13. 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 (  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 – 1 (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 – 2004”. 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 А3В5 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 – 550 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 –570 К. В інтервалі температур 300 – 420 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 – 7 мкм. Вперше встановлено, що для Si вона проявляється при = МПа, для Ge  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  МПа, яке є близьким до межі міцності Si і Ge на зсув, дотична складова напружень для плоскої моделі зразка досягає максимального значення   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 ( = – 400 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 =(10-4–10-6) 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  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 – 5 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 – 3 мкм) з густиною (106 - 107) 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  К. Режим деформування: ступінчасте зростання напруження , величина приросту  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 SiO2 – 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  К знаходиться =10-4exp(0,2/kT)4,510-8 см2/с.

З урахуванням різного часу навантаження кристалів Ge (t1=3t2=300t3=3104при =4,510-8 см2/с за формулою х (Dt)1/2 знаходились дифузійні шляхи пробігу вакансій: х1 ,34 мкм, х2 ,4 мкм, х3 =  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 – 5 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 – 400 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  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 А3В5) 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 – 620 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 – 3 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 – 2 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,2 – 0,35)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