锗单晶的位错研究

采用金相分析方法研究了锗单晶的位错,腐蚀试剂的选择对位错的显示有较大影响。实验表明,铁氰化钾腐蚀液能清晰地显示出锗单晶的位错,其位错腐蚀坑的形状是三角形,经过计算,锗单晶的位错密度大约为11 339根/cm2。     

双相TiAl基合金的高温位错滑移特征

TiAl基合金被视为最具潜力的航空航天用轻质高温结构材料[1]。为此,深入理解其高温变形机理具有重要的理论和实际指导意义。本文主要应用TEM对双相TiAl基合金800℃压缩变形组织进行衍衬分析,研究双相TiAl基合金高温位错结构特征。图1是Ti-48Al合金800℃压缩变形2%后,γ相中位错结构的一组TEM衍衬分析照片。由图1可见,变形组织中存在较高密度的位错。当操作反射矢量g=002时,普通位错不可见,可清楚地看到该区域内存在的超点阵位错,如图1(b)所示。在图1(b)中不显示衬度的位错,在操作反射矢量g=113时同样不显示衬度,如图1(c)所示。可见图1…     

直拉硅单晶中位错的光致发光

利用低温光致发光谱研究了直拉硅单晶中位错的光致发光.实验发现普通直拉硅单晶在晶体生长过程中引入的位错密度高于107cm-2时,位错的发光光谱出现了典型的位错D1～D4发光峰;而位错密度较低时,光谱中没有出现D1发光峰.而对于掺氮直拉硅单晶中的位错,其发光光谱在0.75～0.85eV范围内均出现了与低位错密度普通直拉硅单晶相同的较宽的谱峰.而且当含氮直拉硅单晶中位错密度高于107cm-2时,在0.75～0.85eV范围内则出现了明显的与原生氧沉淀相关的发光峰.可以认为硅单晶生长过程中引入的位错的发光特性是与位错生成过程中加速了氧沉淀的生成速度以及氮杂质的存在促进氧沉淀生成相关.     

铌单晶恒应变疲劳的位错机制

体心立方金属循环变形的位错组态研究工作目前开展得还不多,Mughrabi等用透射电镜观察了α—Fe循环变形过程中的位错组态;Mori等人研究了Fe—Si单晶循环周次和位错结构之间的关系。我们观察了不同循环周次下铌单晶的位错组态,也就是塑性应变幅恒定时循环硬化曲线上各部分的位错组态。选用轴向为[321]方向的铌单晶(单滑移系)。其循环硬化曲线见图1(塑性应变幅e_P=4.5×10~3)。曲线明显地分成三个阶段:Ⅰ.小应变阶段(曲线缓慢上升);Ⅱ.快速硬化阶段(曲线急速上升);Ⅲ.饱和阶段(曲线趋向水平)。在曲线中选择A、B、C、D四点观察其位错组态,电镜观察选用(101)面(滑移面)和(111)面(垂直于滑移方向的平面)。滑移面(101)面上布氏矢量b_P的方向为[111]。 A点(e_(cum)=0.09)处于循环硬化曲线的第Ⅰ阶段。(101)面上位错组态为许多较密集的位错网络和碎块状的位错圈,位错网络中刃型位错占相当一部分的比例,虽然位错还没有形成条带,但已看出局部地区位错开始缠结。     

直拉硅单晶中位错的光致发光

利用低温光致发光谱研究了直拉硅单晶中位错的光致发光.实验发现普通直拉硅单晶在晶体生长过程中引入的位错密度高于10 7cm- 2 时,位错的发光光谱出现了典型的位错D1～D4发光峰;而位错密度较低时,光谱中没有出现D1发光峰.而对于掺氮直拉硅单晶中的位错,其发光光谱在0 .75～0 .85 e V范围内均出现了与低位错密度普通直拉硅单晶相同的较宽的谱峰.而且当含氮直拉硅单晶中位错密度高于10 7cm- 2 时,在0 .75～0 .85 e V范围内则出现了明显的与原生氧沉淀相关的发光峰.可以认为硅单晶生长过程中引入的位错的发光特性是与位错生成过程中加速了氧沉淀的生成速度     

原位退火对Si基CdTe材料的位错抑制研究

硅与碲镉汞之间的外延碲化镉缓冲层能够减小外延过程中产生的高达10⁷ cm^-2的位错密度,高温热退火是抑制材料位错的有效方法之一。传统的离位退火技术会导致工艺不稳定和杂质污染等,而原位退火则可有效解决这些问题。利用原位退火技术对分子束外延生长的硅基碲化镉材料进行了位错抑制研究。对厚度约为9■m的碲化镉材料进行了6个周期不同温度的热循环退火,并阐释了不同退火温度对硅基碲化镉材料位错的抑制效果。采用统计位错腐蚀坑密度的方法对比了退火前后材料的位错变化。可以发现,在退火温度为520℃时,位错密度可以达到1.2×10⁶ cm^-2,比未进行退火的CdTe材料的位错密度降低了半个数量级。     

注氧SOI层中位错的减少

在两次热处理之间,用150keV的能量,以4×10~(17)/cm~2的剂量(低于临界值)连续注入氧并进行退火,减少了绝缘体上硅层中的位错。退火在1250℃下进行了17小时。对这种硅片上生长的薄外延层进行腐蚀,获得了小于10~3/cm~2的位错密度,而采用超过临界剂量值的一次注入,其位错密度为10~9/cm~2。既然外延层中的位错是从注入硅层中的位错上生长起来的,因此我们预计,注入硅层顶部的位错将降低 六个数量级。在透射电子显微镜的断面和平面观测中,未见到线型位错,这就增强了这种预测的可靠性。     

Everson腐蚀剂在表征碲锌镉材料位错中的应用

位错密度是晶体材料的重要参数之一,碲锌镉晶体位错研究也一直是红外焦平面研究领域热点之一。由于外延材料对衬底晶向的要求,Everson腐蚀剂在表征位错密度参数方面得到了非常重要的应用,利用Everson腐蚀剂做的位错研究也取得了很多新成果。     

多晶高纯铝低角度边界位错结构

高纯铝多晶低角度倾侧晶界与扭转晶界的电镜观察,文献已有不少报导。但对非对称的混合型低角度边界的研究有待进一步深入。我们用5N高纯铅采用动态退火办法获得竹节大晶粒,然后制成薄膜,在JEM—200CX高分辨电镜下,对低角度位错边界进行观察。结果如下:(1)退火铝中大量出现的是混合型晶界。位错结构大不相同,有三种情况:(a)由“ s”型混合型位错组成亚晶界,晶界面为一空间曲面(图1),(b)在刃型位错组成倾侧晶界中出现“三叉结点”使晶界发生局部转移(图2),(c)倾侧晶界(由带有较强刃型部分的混合位错构成)过渡到扭转晶界(由螺型位错构成的网络)(图3)。(2)用强激发明场像技术看到了由柏格斯矢量a/2[011]和a/2[011]螺位错组成的交叉格子,晶界面为(002),旋转角为2。(图4);同时也看到     

掺Fe元素的InP晶体中扩展位错的运动

利用LEG法制备掺Fe0.03wt.%的InP晶体。样品观察在JEM-4000EX高分辨电镜上进行,电压为400kV,点分辨率为0.19nm(Cs=1mm),电镜中电子束产生的辐照为2.5×103e/cm2s。InP晶体是立方闪锌矿结构,空间群为F43m,单胞参数为a=0.5868nm。图1是InP扩展螺位错在[110]方向投影的高分辨像。图中亮点对应原子位置。很明显,一层(111)原子被抽去。图中用黑点标出了扩展位错的螺型分量。扩展位错包括两个Burgers矢量为1/6[211]和1/6[121]的Shockley不全位错,其间是内禀层错。扩展位错之间的距离为17.9nm。层错能可根据下式计算[1]:R=μb2(2-3V)/8πd…     

高温退火对铸造多晶硅片中位错密度的影响

对铸造多晶硅片进行了1 000~1 400℃的高温退火和不同方式冷却实验,用显微观察法对退火硅片及其相邻姊妹片位错密度进行了测量统计。研究了退火温度和冷却方式对铸造多晶硅片中位错密度的影响。结果证实:当退火温度在1 100℃及以下时,硅片的位错密度并没有降低反而增加了;当退火温度在1 320℃及以上时,硅片的位错密度明显降低,其幅度随温度提高增大;但退火后如断电随炉冷却而不控制冷却速率,位错密度又会提高。     

TeO_2晶体的位错及其对光学均匀性的影响

本文研究了提拉法生长的TeO_2晶体的位错密度和位错分布以及它们对光学均匀性的影响,没有亚晶粒和低位错密度的晶体具有高光学质量,其最小光束发散度约0.02,折射率梯度小于1×10~(-5)cm~(-1)。     

异质衬底外延碲镉汞薄膜位错抑制技术进展

分子束外延碲镉汞技术是制备第三代红外焦平面探测器的重要手段,基于异质衬底的碲镉汞材料具有尺寸大、成本低、与常规半导体设备兼容等优点,是目前低成本高性能红外探测器发展中的研究重点。对异质衬底上碲镉汞薄膜位错密度随厚度的变化规律进行了建模计算,结果显示ρ～1/h 模型与实验结果吻合度好,异质衬底上原生碲镉汞薄膜受位错反应半径制约,其位错密度无法降低至 5×10⁶cm^-2以下,难以满足长波、甚长波器件的应用需求。为了有效降低异质外延的碲镉汞材料位错密度,近年来出现了循环退火、位错阻挡和台面位错吸除等位错抑制技术,本文介绍了各技术的原理及进展,分析了后续发展趋势及重点。循环退火和位错阻挡技术突破难度大,发展潜力小,难以将碲镉汞位错密度控制在 5×10⁵cm^-2以内。台面位错吸除技术目前已经显示出了巨大的发展潜力和价值,后续与芯片工艺融合后,有望大幅促进低成本长波、中长波、甚长波器件的发展。     

循环饱和AiSi310钢位错组态及与晶粒受载方向的关系

多晶体中的饱和位错结构及其与晶粒受载方向的关系与材料的循环形变特性紧密相关。TEM研究表明,塑性应变幅(ε_p1)控制条件下循环形变至饱和的AiSi310不锈钢(Cr25Ni20)中形成多种位错结构。ε_p1越大,形成的位错结构越复杂;ε_p1较大时形成的位错结构往往包含ε_p1较小时形成的位错组态。ε_p1<1E-3时形成位错偶极子和位错塞积;ε_p1增大但小于6E-3时主要形成位错缠结(图1a),位错脉纹(图1b)和位错墙(图1c);ε_p1更大时还形成位错胞和位错迷宫(图1d)。一个晶粒中经常形成分层的几种位错结构(图1c)。     

采用ZnCdTe衬底的MBE Hg1—xCdxTe位错密度研究

报道了用MBE的方法,在ZnCdTe衬底上制备Hg1-xCdxTe薄膜的位错密度的研究结果.研究发现Hg1-xCdxTe材料的位错密度与ZnCdTe衬底的表面晶体损伤、Hg1-xCdxTe生长条件以及材料组分密切相关.通过衬底制备以及生长条件的优化,在ZnCdTe衬底上生长的长波Hg1-xCdxTe材料EPD平均值达到4.2×105cm-2,标准差为3.5×105cm-2,接近ZnCdTe衬底的位错极限.可重复性良好,材料位错合格率为73.7%,可满足高性能Hg1-xCdxTe焦平面探测器对材料位错密度的要求.     

无位错非掺杂 InP 晶体生长

借助于缩颈工艺用液封直拉法生长了无位错非掺杂 InP 晶体,生长时需要在固-液交界面附近有一个低的温度梯度。温度梯度为55℃/cm 时,能生长在<111>p 方向拉制的无位错晶体,其直径可达15mm。从晶体各部位切出的片子的腐蚀表面上均未观察到腐蚀坑(D 或 S 坑),这就认为晶体中不存在微缺陷。     

铁中位错环的观察和类型的确定

高能离子辐照金属时形成大量的点缺陷,这些点缺陷聚集成位错环。图(a)所示是高压电镜中电子辐照铁形成的尺寸较小的位错环。为确定位错环的类型,首先要确定g·b的符号,然后确定位错环平面的倾斜方位,由于这些位错环尺寸较小,化透射电镜的实际观察中要确定位错环的倾斜方位是较困难的。作者在观察铁中的位错环时,先倾动样品获得[111]晶带轴的电子衍射花样,然后用不同的反射g观察位错象,分析观察的结果确定其柏化矢量b,再由b·B的符号确定位错环的类型。对于体心立方结构的铁,其位错的柏化矢量b为1/2<111>类型,即可能有八个方向,由于用g_1=[110]观察时位错象消失,所以g_1·b=0,再用g_2=[101]观察,位错象不消失,则g_2·b≠0,那么可以判定此位错环的柏化矢量为1/2[111]     

液相外延生长碲锡铅异质结构的位错腐蚀坑

用腐蚀法研究了液相外延生长的Pb_(1-x_Sn_xTe异质结构。在界面处和异质外延层中具有高腐蚀坑密度(≥1×10~7厘米~(-2)的晶格失配异质结构中出现了一致的图案。晶格失配越大,缺陷密度越高。小到～2×10~(-4)的失配就足以形成界面处的缺陷。低腐蚀坑密度衬底并未缓和界面和外延层的缺陷特性。与其他报导的结果相反,同质结构的整个外延层厚度,其位错腐蚀坑密度没有显著降低。已发现与相反异质结构Pb_(1-x)Sn_xTe/Pb_(1-y)Sn_yTe和Pb_(1-y)Sn_yTe/Pb_(1-x)Sn_xTe有关的一些差异。高生长温度(≥600℃)会使腐蚀坑密度降低和一些缺陷消失。据信,在高温下会发生加速成核、位错退火和体扩散。一些缺陷消失,其他一些在缓慢冷却下减少,但仍保留基本失配特点。     

4H-SiC同质外延基面位错的转化

采用化学气相沉积法在4°偏角4H-SiC衬底上进行同质外延生长,并使用500℃熔融KOH对SiC衬底及外延片进行腐蚀。采用同步加速X射线衍射仪和光学显微镜对外延前后基面位错(BPD)形貌进行系统表征,分析了基面位错向刃位错转化的过程。外延生长过程中同时存在台阶流生长和侧向生长(即垂直于台阶方向)两种模式,当侧向生长模式占主导时,能够有效地抑制基面位错向外延层的延伸;当台阶流生长模式占主导时,基面位错延伸至外延层。结果表明,随着碳硅比增加,外延层基面位错密度能够降低至0.05 cm~(-2),这是由于侧向生长增强导致的。通过优化碳硅比,能够制备出高质量的4H-SiC同质外延片,其基面位错密度和表面缺陷密度分别为0.09和0.12 cm~(-2)。     

ZnCdTe衬底上HgCdTe分子束外延的位错密度

报道了用 MBE的方法 ,在 Zn Cd Te衬底上制备 Hg Cd Te薄膜的位错密度研究结果。研究发现Hg Cd Te材料的位错密度与 Zn Cd Te衬底的表面晶体损伤、Hg Cd Te生长条件以及材料组分密切相关。通过衬底制备以及生长条件的优化 ,在 Zn Cd Te衬底上生长的长波 Hg Cd Te材料 EPD平均值达到 4.2× 1 0 5cm- 2 ,标准差为 3 .5× 1 0 5cm- 2 ,接近 Zn Cd Te衬底的位错极限。可重复性良好 ,材料位错合格率为 73 .7%。可以满足高性能Hg Cd Te焦平面探测器对材料位错密度的要求