Глубокое проникновение по границам зерен. Стержнеобразные дефекты

При имплантационном легировании монокристаллов приходится иметь дело с дефектами точечными (нульмерными), линейными – типа дислокаций (одномерными), плоскостными типа дисков, лент и стержней (двумерными) и объемными кластерами и порами (трехмерными). Как уже отмечалось выше, имплантация ионов приводит к возникновению механического напряжения в имплантационном слое (сильное двумерное сжатие в плоскости, параллельной поверхности) и под ним (слабое растяжение в той же плоскости). По-видимому, наиболее эффективная релаксация этих напряжений (точнее, сглаживание градиента напряжений) может происходить за счет диффузии вглубь точечных дефектов междоузельного типа и прорастания междоузельных двумерных дефектов типа лент и стержней вглубь, за легированный слой (Lambert J. A., Dobson P. S. The structure and formation of radiation defects in ion implanted Si // Phil. Mag., 1981. Vol. 44A, № 5. P. 1043–1053).

В поликристаллических мишенях кроме названных дефектов большую роль играют границы зерен. Известно, что именно эти «слабые места» обычных материалов ответственны, в частности, за резкое несоответствие реальной и расчетной механической прочности поликристаллических образцов (при том, что для монокристаллических образцов согласие расчета с экспериментом вполне хорошее). Естественно, что и в рассматриваемом случае имплантационного легирования релаксация механических напряжений будет происходить, прежде всего, за счет перестройки границ. Существенной особенностью здесь является то, что непосредственно под имплантационным слоем материал подвержен растягивающим усилиям, в то время как сам имплантационный слой сжат. Таким образом, избыточные атомы из этого слоя будут выдавливаться внутрь (если, конечно, подвижность их для этого достаточна) и концентрироваться в областях межкристаллитных границ (Tandon L. J., Harrison H. B., Neoh C. L., Short K. T., Williams J. S. The annealing behavior of Sb implanted poly-Si // Appl. Phys. Lett., 1982. Vol. 40, № 3. P. 228–231) (поскольку именно там больше всего оборванных межатомных связей и легче всего найти место для лишнего атома). Такое «декорирование» границ зерен примесными атомами, естественно, вызывает дальнейшее локальное продвижение области механического напряжения вдоль этой границы. Известно, что любая диффузия идет по границам зерен значительно быстрее, чем по внутренним областям кристаллитов, то и втягивание примеси, естественно, будет идти практически только по межкристаллитным границам. Причем скорость этого продвижения примеси должна существенно зависеть от угла наклона границы к плоскости поверхности. Последний факт нетрудно проверить, если выявить (например, по окрашиванию шлифа, срезанного перпендикулярно к поверхности легирования, или по поверхностному распределению примеси на том же шлифе оже-методом) распределение примеси по плоскости.

2.1.4. Импульсный отжиг имплантационных слоев

Достаточно широкое распространение получил также метод отжига дефектов имплантационного происхождения мощным кратковременным энергетическим импульсом. Причем эта энергия вносится в имплантационный слой либо электронами (Лидоренко Н. С., Месяц Г. А., Рябиков С. В. и др. Об использовании сильноточных электронных пучков для отжига полупроводников // ЖТФ, 1981. Т. 51, № 6. С. 1303–1306) либо ионами (в том числе и теми, которыми проводится легирование) (Baglin J. E. E., Hodgson R. T., Chu W. K., Nert J. M., Hammer D. A., Chen J. L. Pulsed proton beam annealing: semiconductors and silicides // Nucl. Instr. & Meth. in Phys. Res., 1981. Vol. 191, № 1–3. P. 169–176) либо плазмой (Гаврилов А. А., Качурин Г. А. Отжиг имплантационных слоев кремния в плазме импульсного газового разряда // ФТП, 1981. T. 15, № 6. C. 1232–1234).

Механизмы воздействия на имплантационный слой импульсного облучения принципиально различны для миллисекундного и наносекундного режимов. Главнейшее различие состоит в том, что при наносекундном воздействии эффективное легирование достигается, как правило, только при условии, что облучаемый слой переплавляется (хотя бы частично). При миллисекундном же воздействии все процессы происходят в твердой фазе, плавление материала не происходит (во всяком случае, оно не обязательно). Общим же для обоих режимов импульсного отжига является то, что в обоих случаях слой переводится из одного неравновесного состояния (с избыточным содержанием дефектов имплантационного происхождения) в другое, тоже неравновесное состояние (с избыточной растворимостью примеси и, возможно, с дефектами, вызванными самим импульсным облучением). Так вот, оказывается, это конечное неравновесное состояние может быть существенно не одним и тем же для наносекундного и миллисекундного режимов, и одна из причин этого – неодинаковое развитие механических напряжений и деформаций.

При наносекундном импульсном отжиге после мгновенного расплавления поверхностного слоя происходит почти столь же быстрая рекристаллизация этого слоя. После окончания кристаллизации происходит сравнительно медленное охлаждение уже твердого слоя. Поверхностные слои материала испытывают растягивающие напряжения.

2.1.5. Дефекты, возникающие при ионном легировании

1.Ионное каналирование. Эффект каналирования наблюдается при попадании иона в свободное пространство между рядами атомов. Как только ион попадает в это пространство, на него начинают действовать потенциальные силы атомных рядов, направляющие его в центр канала. В результате этого ион продвигается на значительные расстояния. Такой ион постепенно теряет энергию за счет слабых скользящих столкновений со стенками канала и, в конце концов, покидает эту область. Расстояние, проходимое ионом в канале, может в несколько раз превышать длину пробега иона в аморфной мишени.

Эффект каналирования характеризуется наличием «хвостов» концентрации атомов, выявляемых с помощью метода масспектрометрии вторичных ионов и «хвостов» концентрации свободных носителей зарядов, обнаруживаемых при проведении электрических измерений. Попытки устранения эффекта каналирования путем ориентации кремниевой монокристаллической подложки в наиболее плотно упакованных направлениях сводят его к минимуму, но не исключают полностью.

2. Образование радиационных дефектов. При внедрении ионов в кремниевую кристаллическую подложку они подвергаются электронным и ядерным столкновениям, однако только ядерные взаимодействия приводят к смещению атомов кремния. Легкие и тяжелые ионы производят качественно различное «дерево радиационных дефектов».

Легкие ионы при внедрении в мишень первоначально испытывают в основном электронное торможение. На профиле распределения смещенных атомов по глубине подложки существует скрытый максимум концентрации. При внедрении тяжелых ионов наблюдается их сильное торможение.

Тяжелые ионы смещают большое количество атомов мишени из узлов кристаллической решетки вблизи поверхности подложки. На окончательном профиле распределение плотности радиационных дефектов, который повторяет распределение длин пробега выбитых атомов кремния, существует широкий скрытый пик. Сложная структура различных типов дефектов вдоль траектории движения иона вызвана распределением смещенных атомов.

Вводимые в процессе ионной имплантации дефекты состоят из вакансий и дивакансий. При нагреве мишени пучком ионов в процессе имплантации до температуры выше 500^оС будут образовываться дислокации.

В ряде экспериментов (особенно с имплантацией ионов низких энергий) примесные атомы обнаруживаются на глубинах, в сотни и тысячи раз превышающих расчетный пробег иона. В связи с этим целесообразно рассмотреть процесс, который может способствовать проникновению примеси на глубины, не имеющие никакого отношения к пробегу имплантируемых ионов. Этот процесс – направленное перемещение атомов вследствие неоднородного механического напряжения приповерхностных слоев легируемого образца.

Сорт и доза имплантируемого иона являются весьма важным фактором в определении усталости материала. Так в [19], для стали ЗОХГСНA, исследовано влияние ИИ В ⁺, С ⁺, N ⁺ (Д = 10¹⁷ см^-2, Е = 40 кэВ) (рис. 2.5). Установлено, что при ИИ N ⁺, как оптималь­ном сорте иона, уменьшается разброс экспериментальных значений долговечности и увеличивается время до зарождения усталостной трещины при напряжениях выше предела выносливости

Рис. 2.5. Кривые выносливости стали 30ХГСНА:

1 – исходное состояние; 2 – ИИ B⁺; 3 – ИИ С⁺; 4 – ИИ N⁺ [19]

Кроме этого, показано [20], что изменение дозы имплантируемого N от 10¹⁵ до 10¹⁸ см^-2 приводит к экстремальному изменению s_-1 (рис. 2.6).

Рис. 2.6. Пространственная диаграмма выносливости стали 30ХГСНА ИИ N ⁺:

1 – Е=40 кэВ; 2 – Е=80 кэВ [20]

Целесообразной же энергией, исходя из сложности и габаритности электро­технической части имплантера, и получения максимального значе­ния σ_-1, является имплантация при Е = 40 кэВ (рис. 2.7).

Применительно к сплавам на основе титана с α+β-структу­рой (Тi -6 Al -4 V) Vardiman в 1982 г. впервые установлена [8] воз­можность повышения циклической долговечности при имплантации N ⁺ и С ⁺ (Е = 75 кэВ, Д = 2´10¹⁷ cм^-2) (рис. 2.8). Наибольший эффект в сопротивлении малоцикловой усталости дают ионы углерода, что связано с появлением второй фазы (TiC). В случае ИИ N ⁺ второй фазы не обнаружено. Особо необходимо отметить, что усталостные трещины у имплантированных образцов, в отличие от исходных, зарождаются на глубине 25–150 мкм от поверхности.

Рис. 2.7. Кривые выносливости стали 30ХГСНА.

Режимы ионной имплантации ионов N ⁺:

1 – Е=20 кэВ; 2 – Е=80 кэВ;3 – Е=40 кэВ; 4 – исх. сост.

Рис. 2.8. Кривые выносливости сплава Ti -6 Al -4 V:

1 – исх. сост.; 2 – ИИ N⁺; 3 – ИИ С⁺

2.2. Высокоэнергетическая ионно-имплантационная обработка

В работах Кап и Kochman [21] для сплава Ti -24 V при ИИ азота и бора (Е = 100 кэВ, Д = 10¹⁷ см^-2) отмечено образование в поверхностном слое дисперсных частиц TiNx и ТiВ, обусловивших упрочнение, торможение дислокации при знакопеременном нагружении и, как следствие, повышение сопротивления уста­лости (рис. 2.9).

Рис. 2.9. Кривые выносливости сплава Ti-24V:

1 – исх.сост.; 2 – ИИ N⁺;3 – ИИ В⁺,Θ =20^оС

Dearnaley показал [2], что в случае усталости при фреттинге сплава Ti -6 Al -4 V и ИИ Ва ⁺, Cs ⁺, Sг ⁺ и Yb ⁺, лучшие результаты дает барий. Кроме этого, имплантация бария в титан приводит одновременно к повышению жаростойкости (рис. 2.10) вследствие его локализации по границам зерен и дислокациям, образованием с примесным кислородом и титаном фазы ВаТiO ₃ с решеткой пировскита, которая в дальнейшем блокирует диффузионные пути окисления.

В первой отечественной работе [22], выполненной на ускорителе «Везувий-1», по ИИ С ⁺ и N ⁺ (Е = 150 кэВ, Д = 10¹⁷ см^-2) в тита­новые сплавы ВТ8 и ВТ18 показано, что имплантация резко сокра­щает рассеяние результатов усталостных испытаний и приводит к повышению на 5,1–7,7% предела выносливости.

Рис. 2.10. Влияние ИИ Ba ⁺ на жаростойкость сплава Ti -6 Al -4 V:

Θ_исп.=600 ^оС;1 – исх.сост.; 2 – Д=6´10¹⁵ см^-2; 3 – Д=6´10¹⁶ см^-2; 4 – Д=2´10¹⁵ см^-2

Рис. 2.11. Кривые выносливости образцов стали 08Х15Н4ДИЛ

на воздухе (1:3) и в океанской воде (2:4):

1, 2 – исх.сост.; 3, 4 – ИИ N⁺

Для целого ряда деталей необходимо одновременное сочетание коррозионно-усталостных свойств. В этом случае, как показано в [23] для стали 08Х15Н4ДМЛ (рис. 2.11), имплантация поверхности ионами N ⁺ (Е = 40 кэВ, Д = 10¹⁷ см^-2) обеспечила повышение, как предела выносливости, так и долговечности (» в 2 раза).

Поиск по сайту: