〈111〉籽晶的偏角和偏离方向对生长无位错真空区熔硅单晶的影响

一、前言 无位错真空区熔硅单晶是一种比较理想的Si(Li)X射线探测器级材料,具有低氧低碳的优点,但在真空下生长无位错单晶比在气氛下生长困难得多。实践表明<111>籽晶的取向对生长无位错单晶有较大的影响。国外曾报道过气氛下生长无位错单晶与<111>籽晶的取向有关。本实验的目的是探讨真空下生长无位错硅单晶是否与<111>籽晶取向     

无位错硅单晶生长中几种现象的X射线貌相术观察

本文利用X射线貌相方法观察分析无位错硅单晶生长过程中的几种现象。基于实验结果分析讨论籽晶熔接面处位错的产生、延伸和消除的规律,描述无位错硅单晶小平面生长机理以及破坏无位错硅单晶生长的几种情况。首次用貌相方法观察到孪晶界区域中的位错,最后还讨论单晶尾部的位错返回和克服该问题的两种方法。     

一种单晶高温合金不同温度的高周疲劳性能

研究了一种单晶高温合金700 ℃和800 ℃的高周疲劳性能，采用扫描电镜和透射电镜分析了断口和断裂机制.结果表明，随着温度升高，合金的疲劳强度系数降低，Basquin系数增加，高周疲劳极限降低.合金700 ℃与800 ℃具有相同的高周疲劳断口，都有几个{111}面平面组成，为类解理断裂机制.疲劳断口由裂纹源区、扩展区和瞬断区3部分组成.裂纹起源于试样的表面或亚表面，并沿{111}面扩展.扩展区可见河流状花样、滑移带、疲劳弧线和疲劳条带特征.瞬断区可见解理台阶和撕裂棱.断裂后γ′相仍保持立方形状，位错不均匀分布在γ基体通道中.      

金相坑蚀法铝单晶定向研究

采用自制的定向凝固提纯炉制备大直径高纯铝圆锭,锯切获得高纯铝单晶切片。超声探伤确定样片为铝单晶无可见晶界。通过XRD与金相坑蚀实验对比分析获得清晰可见的(111)面三角形位错坑形貌、(220)面矩形铝单晶位错坑形貌及任意晶面的多种位错坑形貌。     

水平三温区法制备低位错和无位错掺Si—GaAs单晶

本文叙述了水平三温区法制备低位错和无位错掺Si—GaAs单晶的工艺,介绍了三温区炉的结构,论述了掺Si—GaAs晶体与石英舟的沾润和单晶生长的有关问题。试验结果表明水平三温区炉工艺稳定,具有重现性。在本工艺的条件下,单晶生长率可达70％以上。(100)面生长,获得8厘米~2低位错单晶,位错密度小于2000厘米~2;(100) 面为5厘米~2无位错单晶,位错密度小于500厘米~(-2),在尾段有零位错样品。     

锗单晶脆断强度的研究

不同生长条件和冷却方式下拉制的锗单晶按规定晶向切、磨成一定尺寸的试样片状,用CP-4A腐蚀液抛光,使表面光亮、平整,无划痕,无位错蚀坑,用三点弯曲方法测出脆断强度;研究了脆断强度与拉晶条件的关系;应用位错模型说明了锗单晶的脆断过程,探讨了锗单晶的脆断机理。     

<100>P型4英寸无位错锗单晶的研制

从4英寸无位错锗单晶的生长温度梯度条件出发,设计开发了直拉法生长4英寸无位错锗单晶的双加热器热场系统;并对其热场进行了一系列的数值模拟研究,获得了4英寸无位错锗单晶的温度分布、轴向和径向的温度梯度分布以及热应力的分布结果:双加热器热场系统生长的锗单晶中轴向温度梯度在0.1~0.6 K·cm-1范围内,径向温度梯度为0.02~0.26 K·cm-1;锗单晶中局部区域的热应力值超过了锗单晶的临界切应力1 MPa,其他区域的热应力小于临界切应力。实验将双加热器热场系统中生长的无位错锗单晶,按要求切取测试片后进行位错腐蚀测量研究,获得测试片的位错密度和锗晶体的位错纵向分布。论文研究结果表明,锗单晶晶体中的应力分布数值模拟预期结果与实验生长的锗单晶位错腐蚀实验研究结果一致:该双加热器热场系统适合拉制4英寸无位错锗单晶;其位错呈离散分布,位错密度为350~480 cm-2。     

直拉硅单晶时旋转磁场的获得

一、引言大规模和超大规模集成电路的发展,对硅单晶质量提出了越来越高的要求。直拉硅单晶中的杂质氧,使晶体在生长或器件制造的热处理过程中,产生堆垛层错、位错环和硅氧沉淀等缺陷。另一方面,氧化物沉淀引入的位错对表面沾污有本征吸杂的作用。因此硅中氧浓度是单晶质量的重要标志。一般直拉硅单晶中的氧浓度都超过1×10~(18)原子/厘米~3,而且单晶头部含量高于尾部。纵向     

Ti3Al基合金α2相高温形变位错的电镜观察

研究了Ti-25Al-10Nb-3V-1Mo（at％）合金中DO19结构的α_2相在400～700℃拉伸形变的位错结构。采用透射电子显微镜的双束衍射技术和g·b=0不可见判据分析了位错类型和滑移系。试验结果表明:400～700℃拉伸形变主要是a型位错在棱柱面、基面的滑移,400℃形变时还有少量c a/2型位对在棱柱面滑移,c a/2型位错的密度随形变温度提高而减少,700℃拉伸没有c a/2型位错对,开动的是a型位错对在棱锥面滑移。     

锗单晶晶变机理的探讨

直拉“111”锗单晶生长界面棱线处过冷度较大,容易形成偏离原晶向的稳定晶核,而且生成与生长轴成19°28＇双晶需要能量小,并更有利于“111”密排面优先扩展。所以在过冷度最大的棱线小截面顶点开始出现19°28＇双晶是可能的晶变机理、影响晶变因素的实验证明了较大的过冷度是晶变的先决条件。利用这种观点。解决了拉晶过程中出现的晶变问题,在生产上收到了显著的经济效果。     

一种新的水平法生长GaAS单晶的籽晶方向

本文从理论和实际出发,分别讨论了:<1>优良生长面;<2>位错与籽晶方向的关系;<3>籽晶方向与生长方向的关系。提出了一个新的水平生长GaAs单晶的籽晶方向:<111>向<110>偏7°54′,其轴向垂直剖面为{110)(即<110>晶带)。     

无孪生磷化铟晶体生长

在高压液封切克劳斯基(LEC)方法生长InP晶体过程中,孪晶出现是一个比较突出的问题。但是选择合理的热场、注意液封剂B_2 O_3脱水条件、使用化学配比的InP多晶料,在<111>P面生长方向的情况下,可重现地制备无孪生磷化铟晶体。而且引晶后,晶体放肩斜度与生长轴夹角达25°左右时仍可得完整锭单晶。若上述条件均能同时满足,生长参数相对稳定,则在拉制直径为25—30毫米、重160克左右的晶体时,单晶出现几率大于70％。并用相应的条件生长了直径为35—38毫米、重300—320克的单晶。 上述掺杂晶体代表性电学性质为:掺Sn-InP N_D-N_A=2.5×10~(18)/厘米~3,μ_(300)=1.74×10~3厘米~2/伏·秒。掺Fe-InP p=9×10~7欧姆·厘米。以掺Sn—InP为衬底,制作了双异质结GaInAsP/InP红外发光二极管,初步结果为:当工作电流为100毫安时,输出功率可达0.6毫瓦以上,发射波峰为1.26微米。并对磷化铟单晶进行了光致发光及位错测试。     

大直径〈100〉InP单晶生长

本文报道了用高压 LEC 法生长出〈100〉、φ50～60mm、重800g 左右的 InP 单晶。并用范德堡法、二探针法及电化学 C—V 法测定了晶体电学性质和载流子浓度分布,并与〈111〉方向生长的同类型晶体进行了比较。证实〈100〉方向生长的 InP 有较好的径向均匀性。电中性元素镓的掺入具有一定的掺杂效应。但由于镓在 InP 中分配系数较高,故仅在晶体上半部有比较明显的作用,而 S、Ga 双掺达一定浓度后可以较好地降低整个晶锭的位错密度。〈100〉方向 InP,孪晶的出现大多数在生长棱上,是由棱上{111}小面发展而成。此外,还讨论了孪晶生长机理。     

单晶铜塑性变形的二维离散位错动力学模拟研究

针对亚微米尺度晶体元器件在加工和服役中出现的反常力学行为和动态变形等问题,基于离散位错动力学理论建立了单晶铜塑性变形过程的二维离散位错动力学模型。该模型考虑外加载荷、位错间相互力和自由表面镜像力对位错的作用机制,引入了截断位错速度准则。与微压缩实验对比验证了模型的正确性,并且能够描述力加载描述的位错雪崩现象。应用该模型分析了不同加载方式和应变率下位错演化及力学行为,结果表明:当外部约束为力加载和位移加载时,应力应变曲线分别呈现出台阶状的应变突增和锯齿状的应力陡降,位错雪崩效应的内在机制则分别归结为位错速度的随机性和位错源开动的间歇性;应变率在102～4×104 s?1范围内,单晶铜屈服应力的应变率敏感性发生改变,位错演化特征由单滑移转变为多滑移面激活的均匀变形,位错增殖逐渐代替位错源激活作为流动应力的主导机制。      

低位错掺铟与不掺杂LEC SI—GaAs单晶生长工艺研究

在微波半导体领域内,2～3英寸高迁移率、高完整性的SI-GaAs单晶是制做GaAs器件特别是GaAs IC的理想材料,但用LEC法生长的单晶位错密度较高,EPD达10~4～10~5cm~(-2)。根据国内外的报道,现有降低LEC GaAs单晶位错工艺的实质是降低单晶的热应力与提高临界切应力。根据这种观点,我们在改进的高压单晶炉中生长了直径     

大截面低位错水平法GaAs单晶研制

本文在水平生长 GaAs 单晶中首次应用了等电子掺杂技术,在制备大截面晶体进一步降低位错密度方面取得了显著效果。研制的 HB-12型单晶(100)片面积达到12cm~2,位错密度<500cm~(-2),研制的 HB-18型单晶(100)片面积达18cm~2,位错密度<5000cm~(-2)。     

FGH95镍基合金的组织结构与蠕变行为

通过蠕变曲线测定和组织形貌观察,研究了FGH95合金的蠕变特征与变形机制.结果表明:经高温固溶及"盐浴"冷却后,FGH95合金的组织结构由细小γ'相及粒状碳化物弥散分布于γ基体所组成,由于沿晶界不连续析出的粒状(Ti,Nb)C相可提高合金的晶界强度,并抑制晶界滑移,故使其在650℃、1 034MPa条件下有较小的应变速率和较长的蠕变寿命.合金在蠕变期间的变形机制是位错切割γ或γ'相,其中,当(1/2)<110>位错切入γ相,或<110>超位错切入γ'相后,可分解形成(1/6)<112>肖克莱不全位错或(1/3)<112>超肖克莱不全位错+层错的位错组态;蠕变后期,合金的变形特征是晶内发生单取向和双取向滑移,随蠕变进行位错在晶界处塞积,其引起的应力集中致使裂纹在晶界处萌生及扩展是合金的蠕变断裂机制.     

一种[001]取向镍基单晶高温合金蠕变特征

研究了一种[001]取向镍基单晶合金的蠕变特征和变形期间的微观组织结构.结果表明:在低温高应力和高温低应力条件下,合金具有较长的蠕变寿命和较低的稳态蠕变速率;在700℃,720MPa条件下,透射电镜(TEM)观察显示蠕变期间的变形特征是1/2110位错在基体中运动,发生反应形成1/3112超肖克利(Shockley)不全位错,切入γ′相后产生层错.在900℃,450MPa条件下,没有出现蠕变初始阶段,γ′相从立方体形态演化成筏形;在加速蠕变阶段,多系滑移开动,大量位错剪切γ′相是变形的主要机制.在1070℃,150MPa条件下,γ′相逐渐转变成筏形组织,并在γ/γ′界面处形成致密的六边形位错网,位错网可以阻止位错切入γ′相,提高蠕变抗力;在蠕变后期,位错以位错对形式切入γ′相,是合金变形的主要方式.     

温度和应变速率对FeCrNi合金位错组态的影响

 利用透射电镜观察了不同温度及不同应变速率下FeCrNi合金的位错组态,分析了位错组态与温度及应变速率的关系。结果表明：温度使交滑移频率提高,位错组态从位错墙向位错胞方向发展,而应变速率升高使交滑移频率降低,位错组态从位错胞向位错墙、高密度层错方向发展。     

LEC-InP晶体中的孪晶现象

本文论述了LEC-InP单晶生长过程中出现孪晶现象的机理,实验论证了在大多数情况下孪晶面是由棱上{111}小平面发展而成的。用选择生长方向的方法难以消除此现象,应严格控制多晶原料的质量及B_2O_3中的水含量,并选择最佳的温度分布等生长条件。