氢气氛区熔硅单晶热处理缺陷形成机理.pdf_大学文库

D0I:10.13374/j.is8m1001053x.1979.01.015 氢气氛区熔硅单晶热处理缺陷形成机理金漏物理教研室蔣柏林盛世雄肖治刚摘要本文用薄品体电镜，x射线衍射形貌和金相腐蚀坑法研究了氢区熔硅单晶热处理缺陷形成机理。通过变温热处理，发现氢区熔硅单晶热处理缺陷主要是由氢沉淀引起的。沉淀过程可能首先是Si-H键分解，然后是氢的扩散聚集，测出沉淀过程激活能是56.000±3000卡/克分子，它可能是Si-H键的分解激活能。沉淀物的析出面是{111}品面，几何形态起始近似球状，然后变成晶椭球，最后是沿方向拉长的片米沉淀物。随着沉淀物的长大，在：一定温度下（约600-700°℃）会在沉淀物周围发射稜柱位错环，其分布形态和热处理温度有关。高温热处理时，沉淀物周围能发射出高对称的多组稜柱位错环，形成“星形”位错群。棱挂柱位错的稷柱面是111}品面，柏氏矢量是？。发射方向是方向，位错线是方向。一、引言 Sigita〔1)曾用金相法和x射线衍射形貌法研究了氢鼠混合气氛下区熔硅单晶的晶体缺陷，发现这种晶体化学腐蚀时出现异常腐蚀现象，表面形成很多凹坑，晶体再经标准浸蚀液浸蚀后“，用金相显微镜可在凹坑处观察到成对的位错蚀坑排，方向沿着方向，在 x射线衍射形貌相上它呈现双象衬度。他发现这种结构缺陷的产生和晶体的生长条件有关，特别是和氢气的流量有关，当氢气的流量小于某个临界值时这种缺陷就不会产生。对缺陷的形成机理和缺陷结构进行了讨论，认为这种位错蚀坑排对应一列位错环，而位错环是由于沉淀物的热应力产生的，但是作者没有观察到沉淀物存在的直接证据，而且认为在晶体中不可能存在氢的富集区。纯氢气氛下生长的区熔硅单晶，在生长态用通常的x射线衍射形貌法和金相腐蚀坑法观察不到缺陷，但晶体经1000°C热处理一小时后，再经化学腐蚀，在晶体表面也出现异常腐 *标准浸蚀液的成份是、HF:标准液（体积比）“=2：1 标准液的成份是、水：络酐（重量比）=2：1 173

氢气氛区熔硅单晶热处理缺陷形成机理金姗物理教研室蒋柏林盛世雄 ’ 育治刚摘要本文用薄晶体电镜，射线衍射形貌和金相腐蚀坑法研究了氢区熔硅单晶热处理缺陷形成机理。通过变温热处理，发现氢区熔硅单晶热处理缺陷主要是由氢沉淀引起的。沉淀过程可能首先是一键分解，然后是氢的扩散聚集，测出沉淀过程激活能是士。卡克分子，它可能是一键的分解激活能。沉淀物的析出面是硬晶面，几何形态起始近似球状，然后变成扁椭球，最后是沿方向拉长的片代沉淀物。随着沉淀物的长大，在一定温度下约一 ” 会在沉淀物周围发射棱柱位错环，其分布形态和热处理温度有关。高温热处理时，沉淀物周围能发射出高对称的多组袂柱位错环，形成 “ 星形 ” 位错群。棱柱位错的被柱面是、，晶面，柏氏矢量是号。发身‘ 方向是方向，位错线是方向。引言 “ 〔〕曾用金相法和射线衍射形貌法研究了氢氢混合气氛下区熔硅单晶的晶体缺陷，发现这种晶体化学腐蚀时出现异常腐蚀现象，表面形成很多凹坑，晶体再经标准浸蚀液浸蚀后，，用金相显微镜可在凹坑处观察到成对的位错蚀坑排，方向沿着方向，在射线衍射形貌相上它呈现双象衬度。他发现这种结构缺陷的产生和晶体的生长条件有关，特另是和氢气的流量有关，当氢气的流量小于某个临界值时这种缺陷就不会产生。对缺陷的形成机理和缺陷结构进行了讨论，认为这种位错蚀坑排对应一列位错环，而位错环是由于沉淀物的热应力产生的，但是作者没有观察到沉淀物存在的直接证据，而且认为在晶体中不可能存在氢的富集区。纯氢气氛下生长的区熔硅单晶，在生长态用通常的射线衍射形貌法和金相腐蚀坑法观察不到缺陷，但晶体经热处理一小时后，再经化学腐蚀，在晶体表面也出现异常腐，标准浸蚀液的成份是、标准液体积比一标准液的成份是、水蛤醉重量比二 DOI ：10．13374／j ．issn1001－053x．1979．01．015

蚀现象，表面也形成很多大的凹坑，用标准腐蚀液浸蚀几分钟后在大凹坑处可观察到形形色色“星形”位错群（图1、图2，见图版），〔2)，〔3)，〔4)。这种“星形”位错群是纯氢区熔硅单晶中发现的一种新型缺陷、国外文献还未见报道。本文用薄晶体透射电镜、x射线衍射形貌和金相腐蚀坑法、研究了纯氧气氛区熔硅单晶热处理缺喻的形成银果单1酒级小。女：二：实验方法概述，“和，本实验所用晶体都是纯氢气氛区熔无位错N型硅单晶。电阻约50~100欧姆厘米，生长方向沿方向，含氧量约1×1018原子/厘米3，含碳量约1×107原子/厘米3，金属杂质含量小于1×10：5原子/厘米3。氢含量未做分析。 1、用薄晶体透射电镜观察生长态硅晶体的缺陷，晶体用通常化学腐蚀法〔5)减海，用 100KV电镜进行观察。 2、用x射线衍射形貌和金相腐蚀坑法观察晶体在热处理过程中晶体缺陷的形成过程。试样取自同一晶体，晶体沿垂直于方向切割、厚度为6毫米、试样经王水煮沸后，置于石英管中，分别在500°C、550C、600C、700C、800C、1000°C进行热处弹。热处理工艺都是室温入炉、随炉升温，到达所需温度后，保温1小时，然后随炉降温。处理后的试样用切片机在试样的中心部分截取0.7毫米厚的薄晶片做为x射线衍射形貌和金相试样。 x射线形貌照相之前，晶片用氢氟酸硝酸混合液进行化学抛光，以去除表面形变层，试样的最终厚度约0.5毫米。为了进行金相观察，试样再用标准腐蚀液浸蚀以显示位错。x射线衍射形貌照相采用Lang法〔6〕、用MoKa辐射，衍射晶面选用{220}晶面。 3、晶体经低温热处理后，在x射线衍射形貌相上，可观察到大量沉淀物所对应的晶格畸变区。用晶格畸变区的大小做为参量，来测定沉淀过程的激活能。热处理温度选用 545°C、560°C、575°C、590°C。每个温度选用四块试样、试样厚度均为6毫米，所行试样取自同一晶体。热处理工艺为：四块试样同时入炉，随炉升温到指定温度，並经不同等温停留时间后，.出炉空冷。用x射线形貌法测定沉淀物晶格畸变区的尺寸随恒温时间的变化，求蟹出相应温度下的沉淀速度。根据沉淀速度随温度的变化求出沉淀过程的激活能。三、实验結果 1、透射电镜的观案结果图3（见图版)是生长态晶体的电镜衍衬照片。图3a是明场，图3b是{220}衍衬暗场。由图可以看出，在生长态晶体中存在着大量的杂质原子聚集区，这些杂质原子聚集造成的晶格畸变区，使得明暗场象衬度互补。 2、热处理温度对晶体缺陷的影响 (1)晶体经500C热处理1小时后的x射线衍射形貌相如图4（见图版所示，可观察到园 174

蚀现象，表面也形成很多大的凹坑，用标准腐蚀液浸蚀几分钟后在大凹坑处可观察到形形色色 “ 星形 ” 位错群图、图，见图版，〔〕，〔〕，〔〕。这种 “ 星形 ” 位错群是纯氢区熔硅单晶中发现的一种新型缺陷、国外文献还未见报道。本文用薄晶体透射电镜、射线衍射形貌和金相腐蚀坑法、研究了纯氧一乙氛区熔硅单晶热处理吧的缈鲜呀，一介协协于扮、一 ‘ 一、一扮飞书 ‘飞一 ’ 诊一毛、侠验方法概迷、与心沙本实验所用晶体都是纯氢气氛区熔无位错型硅单晶。电阻率约、欧姆厘米，生长方向沿方向，含氧量约 ‘ 惊子厘米，含碳量约火 ‘ 原子厘米，金属杂质含量小于 ’ “ 原子厘米 ” 。氢含量未做分析。、用薄晶体透射电镜观察生长态硅晶体的缺陷，晶体用通常化李腐蚀法〔〕减薄，用最终瀚厚度约。毫米。为了翁进行金相观察乡 ’ 试样再段用标准腐蚀液侵蚀以显示位错 …。… 射 … 线衍射形貌照相采用 “ 法〔〕、用辐射，衍射晶面 ‘ 选用笼晶面。、晶体经低温热处理后，在射线衍射形貌相上，可观察到大量沉淀物所对应的晶格畸变区。用晶格畸变区的大小做为参量，来测定沉淀过程的激活能。热处理温度选用 “ 、、 “ 、 ” 。每个温度选用四块试样、试样厚度均为乞米，所有试样〕洪翼霆麟戴淤溯骥〔莎裂三、实验结果、透射电镜的观察结果图见图版是蛋长态晶体的电镜衍衬照片一。图是明场，图是一牙衍衬暗场。由图可以看出，在生长态晶体中存在着大量的杂质原子聚集区，这些杂质原子聚集造成的晶格畸变区，使得明暗场象衬度互补。、热处理温度对晶体缺陷的影晌，晶体经 “ 热处理小时后的射线衍射形貌相如图见图版笋所示，可观察到园

形的晶格畸变区，用金相腐蚀法没有发现缺陷。 (2)晶体经550°C热处理1小时后的x射线衍射形貌相如图5（见图版）所示。比较图4利1 图5可以看出，随着热处理温度的升高，晶格畸变区长大了，形成了近似园形的双孤斑，中间有一个无衬度区，其方向沿着方向。川金相满蚀法可观察到小的坑，图6（见图版)，没有观察到位错。 (3)晶体经600°C热处理1小时的x射线射形貌相如图7、图8（见图版）所示。双弧斑明显长大，沿着方向发生明显的拉长。用金相法观察到的阿坑形貌也有此：变化，叫坑变得有生不规则（图9，见图版）。 (4)晶体经700C热处理1小时的x射线衍射形貌相有以下特点i:①一些双弧斑沿方向拉得很长，其周围出现了很多位错〔图10A处)，有些小的双弧斑则沿二1 方向发射出位错环（图10B处），图(11)是位错环的金相照片（见图版）。②在x射线形貌相上（图12）、在方向形成杆状的衬度，与其相应的金相形态如图13（见图版)所示。图14是图13A处的放大照片（见图版），可以看，x射线形貌象上的杆状衬度对应的是位错排。增把图11对应的金相试样逐层腐蚀，观察位错蚀坑分布的变化，发现位错排在：试样表而的位置基本不变、位错排之间距离不变，每排中位错间的距离也基术不变，而图13中位错排是与图12中的杆状衬度对应，因此可以基本肯定这些位错是在{111}晶面内，其运动方向是方向。图10和图11中的位错环应是以{111}平面为稜柱面的稜柱位错环，稜柱位错环的运动方向是方向，其柏格氏矢径应是2。 (5)晶休经800°C热处理后的x射线形貌相如图15所示（见图版），在晶格畸变区的周围激发出了明显的稜柱位错环，和700°C热处理试样相比较，毯柱位错环间隔大，位错环的传播距离远。图16是金相照片（见图版）。可以看出，有一组方向的稜柱位错环在传播过程中有了明显的扩大，这表明在800°C时稜柱位错环已有明显的攀移运动，也证明了这些位错环是高温产生的。 (6)图17（见图版）是1000C热处理后的x射线形貌相，儿乎每个沉淀物的周围都激发出了稷柱位错环，它们在空间的分布对称度高，而「具可香到棱形分布的稷柱位错环（图17 中的A处)。 3、沉淀过程激活能的测量为了探讨沉淀过程和沉淀物的水质，我热处理过程，沉淀物对应的品格畸变区的大小作为参量，通过同一·热处理温度下，晶格畸变区大小随恒温时间的变化，测定该温度下沉淀过程的速度，然后以不同热处理温度沉淀过程速度的变化测定沉淀过程的激活能。一定温度下，晶格畸变区随恒温时间变化的典型照片如图18所示（见图版）。不同温度下品格畸变区大小随恒温时间的变化如图19(a)所示，图19(b)是沉淀速度随温度的变化。由图19(a)可以看出，在所选用的热处理温度和恒温时间下，晶格畸变区尺寸随恒温时间的变化都有线性关系。由图19b可看出，在560°C以下，沉淀速度的变化比较缓慢。如果用式子V=Voexp (-Q/RT)来描述沉淀速度和温度的关系（其中Q是沉淀过程的激活能，R是气体常数， 'T是绝对温度、V是沉淀速度，V。是-一个与温度无关的常数)，那么沉淀速度的对数1nV 175

形的晶格畸变区，用金相腐蚀法没有发现缺陷。晶体经 “ 热处理小时后的射线衍射形貌相如图见图版所示。比较图和图可以看出，随着热处理温度的升高，晶格畸变区长大了，形成了近似园形的双弧斑，中间有一个无衬度区，其方向沿着方向。川金相腐蚀法可观察到小的四坑，见图版，没有观察到位错。晶体经热处理小时的射线衍射形貌相如图、图见图版所示。双弧斑明显长大，沿着方向发生明显的拉长。用金相法观察到的凹坑形貌也有些变化，四坑变得有些不规则图，见图版。晶体经 “ 热处理小时后的射线衍射形貌相有以下特点 ① 一些双弧斑沿方向拉得很长，其周围出现了很多位错〔图处〕，有些小的双弧斑则沿一二组方向发射出位错环图处，图是位错环的金相照片见图版。 ② 在射线形貌相上图、在方向形成杆状的衬度，与其相应的金相形态如图见图版所示。图是图处的放大照片见图版， ‘刁一以看出，射线形貌象的杆状衬度对应的是位错排。曾把图对应的金相试样逐层腐蚀，观察位错蚀坑分布的变化，发现位错排在试样表而的位置基本不变、位错排之间距离不变，每排中位错间的距离也基木不变，而图中位错排是与图中的杆状衬度对应，因此可以基本肯定这些位错是在晶面内，其运动方向是方向。图和图中的位错环应是以平面为棱柱面的棱柱位错环，棱柱位，替环的运动方向是 “ “ 。方向，其柏格氏矢量应是毛，‘ 。晶休经 ” 热处理后的射线形貌相如图所示见图版，在晶格畸变区的周围激发出了明显的棱柱位错环，和 “ 热处理试样相比较，棱柱位错环间隔大，位错环的传播距离远。图是金相照片见图版。可以看出，有一组方向的使柱位错环在传播过程中有了明显的扩大，这表明在时棱柱位错环已有明显的攀移运动，也证明了这些位错环是高温产生的。〔图见图版是 “ 热处理后的射线形貌相，几乎每个沉淀物的周围都激发出了棱柱位错环， ‘ 言们在空间的分布对称度高，而月可看到砚棱形分布的棱柱位错环图中的处。、沉淀过程激活能的测量为了探讨沉淀过程和沉淀物的木质，我们用热处理过程中，沉淀物对应的晶格畸变区的大小作为参量，通过同一热处理温度下，晶格畸变区大小随恒温时间的变化，测定该温度下沉淀过程的速度，然后以不同热处理温度沉淀过程速度的变化测定沉淀过程的激活能。一定温度下，晶格畸变区随恒温时间变化的典型照片如图所示见图版。不同温度下晶格畸变区大小随恒温时间的变化如图所示，图是沉淀速度随温度的变化。由图可以看出，在所选用的热处理温度和恒温时间下，晶格畸变区尺寸随恒温时间的变化都有线性关系。由图可看出，在以下，沉淀速度的变化比较缓慢。如果用式子一来描述沉淀速度和温度的关系其中是沉淀过程的激活能，是气体常数，是绝对温度、是沉淀速度，。是一个与温度无关的常数，那么沉淀速度的对数

向的长大速度为最大，使得双弧斑沿方向越来越长（图7、图8）。热处理温度低于 600°C时，晶体中的主要晶格缺陷是杂质原子沉淀，以及它所产生的应力场。热处理温度到达700°C时，大多数沉淀物的周围都激发出了大量的位错，位错的形态和热处理温度有关，高温时，沉淀物周围主要是由稜柱位错环构成的“星形”位错群。 2、关于沉淀的讨论 (1)沉淀物中的主要杂质元素氢区熔硅单晶有以下特点： ①对于生长态晶体，用通常的x射线衍射形貌和金相腐蚀坑法~般观察不到品格缺附，门有经热处理后才出现晶格快陷。 ②晶体切成薄片(<1毫米)进行高温(~1200°C)热处理时不形成热处理缺陷。同一品体，只要厚度超过一定值就会出现热处理缺陷。当整根单晶锭高温热处理时，热处理缺附主要集中在晶锭的1心部分，而在晶錠的边缘部分几乎没有热处理缺陷（图2）。 ③晶体的热处即缺附和晶体的生长气氛密切相关，当品休生长采用真空或纯氯气氛时，上述形态的热处理缺陷立即消失。这些特点表明，氢气氛区熔单晶的热处理缺附和氢是密切相关的。氢在熔体硅和体硅中的溶解度差别很大，而几随着温度的下降溶解度迅速下降〔7) 〔8)〔9〕。在区熔生长时，晶体的冷却速度是相当大的，因此氢气氛下生长的区熔硅晶休实际上是氢的过饱和固溶体。这种固溶体在热力学上是不稳定的，在-一定条件：下会发生氢的脱溶、造成氢沉淀。根据薄膜晶体电镜实验，图3中所观察到的极小的晶格畸变区可能是一种氢沉淀。由于晶体生长时冷却速度很快，因此只能形成极小的氢的聚集区。由于氢的聚集区很小，因而它所造成的晶格畸变区也就很小，用通常的x射线衍射形貌一般也观察不到。在氢氯混合气氛下生长的晶体，的于氩气的加入，使得冷却速度下降，氢沉淀有可能长大，其对应的晶格畸变区也就有可能用通常的x射线形貌和金相腐蚀法观察到。 (2)沉淀过程 Stein〔10)曾用红外光谱法研究了离子注入氢在硅晶体中的形态〔氢离子能量为70 400·KeV、密度为1016H/厘米2)，崔树范等〔20)也用红外光谱研究了氢气氛生长硅晶体中氢的状态，都在：红外光谱的4.55.5微米之间出现几个吸收峰，证实了吸收峰是由Si-H 健造成的。stein证实这些Si-H键是热不稳定的，进行热处理时吸收峰会逐浙消失，作 700C热处理时，吸收峰全部消失，即Si-H键全部分解。影响氢沉淀速度的可能因素有：S-H健的分解速度，氢在硅中的扩散速度，硅晶体中空位的扩散速度、硅的白间隙原子的扩散速度等。氢在硅中的扩散激活能是0.48eV〔9)，单空位的扩散激活能小于0.33eV,双空位的扩散微活能小于1.3eV〔11)，硅的自间隙原子扩散激活能约0.51eV〔12)，而木实验所测得的沉淀过程激活能是2.4eV,因此它可能是Si-H键的分解激活能。晶体中Si-H键的分解速度决定了氢沉淀的速度。因此，氢沉淀的可能过程，首先是S-H键的分解，然后是氢原子（或离子）的聚集。至于这种氢沉淀的确切性质还缺乏实验证据，它可能是氢团，氢空位复合体，或是氢一杂质络合物。 (3)沉淀物的几何形态按照沉淀的形核理论〔13)、新相总是通过形核产生，在一定热处埋温度下只有大于··定临界尺寸的“核”才能继续长人。沉淀核的出现一方面导致过饱固溶体白由能的下降，另 177

险的长大速度为最大，使得双弧斑沿方向越来越长图、图。热处理温度低于 “ 时，晶体中的主要晶格缺陷是杂质原子沉淀，以及它所产生的应力场。热处理温度到达时，大多数沉淀物的周围都激发出了大量的位错，位错的形态和热处理温度有关，高温时，沉淀物周围主要是由棱柱位错环构成的 “ 星形 ” 位错群。、关于沉淀的讨论沉淀物中的主要杂质元索氢区熔硅单晶有以下特点 ①对于生长态晶体，用通常的射线衍射形貌和金相腐蚀坑法一般观察不到晶格缺陷，只有经热处钾后才出现晶格缺陷。 ② 晶体切成薄片毫米进行高温热处理时不形成热处理缺陷。同一晶体，只要厚度超过一定值就会出现热处理缺陷。当整根单晶锭高温热处理时，热处理缺陷主要集中在晶锭的中心部分，而在晶锭的边缘部分几乎没有热处理缺陷图。 ③ 晶体的热处理缺陷和晶体的生一长气氛密切相关，当晶体生长采用真空或纯氢气氛时，述形态的热处理缺陷立即消失。这些特点表明，氢气氛区熔单晶的热处理缺陷和氢是密切相关的。氢在熔休硅和固休硅中的溶解度差另很大，而且随着温度的下降溶解度迅速下降〔〕〔〕〔〕。在区熔生长时，晶体的冷却速度是相当大的，因此氢气氛下生长的区熔硅晶休实际上是氢的过饱和固溶体。这种固溶体在热力学上是不稳定的，在一定条件下会发生氢的脱溶、造成氢沉淀。根据薄膜晶体电镜实验，图中所观察到的极小的晶格畸变区可能是一种氢沉淀。由于晶体生长时冷却速度很快，因此只能形成极小的氢的聚集区。由于氢的聚集区很小，因而它所造成的晶格畸变区一也就很小，用通常的射线衍射形貌一般一也观察不到。在氢氮混合气氛下生长的晶体中，由于氨气的加入，使得冷却速度下降，氢沉淀有可能长大，其对应的晶格畸变区也就有可能用通常的射线形貌和金相腐蚀法观察到。沉淀过程的曾用红外光谱法研究了离子注入氧在硅晶体中的形态〔氢离子能鼠为、或 · 、密度为。 ’ 丫厘米 “ 〕，崔树范等〔的也用红外光谱研究了氢气氛生长硅晶体中氢的状态，都在红外光谱的、微米之间出现几个吸收峰，证实了吸收峰是由一键造成的。证实这些一键是热不稳定的，进行热处理时吸收峰会逐浙消失，在 “ 热处理时，吸收峰全部消失，即一键全部分解。影响氢沉淀速度的可能因素有一键的分解速度，氢在硅中的扩散速度，硅晶体中空位的扩散速度、硅的自间隙原子的扩散速度等。氢在硅中的扩散激活能是〔的，单空位的扩散激活能小于，双空位的扩散激活能小于〔〕，硅的自间隙原子扩散激活能约〔〕，而木实验所测得的沉淀过程激活能是，因此它可能是一键的分解激活能。晶休中一键的分解速度决定了氢沉淀的速度。因此，氢沉淀的可能过程，首先是 ‘ 键的分解，然后是氢原子或离子的聚集。至于这种氢沉淀的确切性质还缺乏实验证据，气它可能是氢团，氧空位复合体，或是氢一杂质络合物。沉淀物的几何形态按照沉淀的形核理论〔〕、新相总是通过形核产生，在一定热处理温度下只有大于一定临界尺寸的 “ 核” 才能继续长大。沉淀核的出现一方面导致过饱和固溶体自由能的下降，另

一方面则增加了界面能和弹性应变能，这两部分能量之和就是沉淀核的形成功，其值是临界 “核”尺寸的表面能的〔14)。因此，沉淀的起始阶段，球状核是最容易出现的几何形态。随着沉淀物的长大，由于沉淀物和基体间体积差而形成的弹性能就要增大。Nabarro〔15) 指出，这种弹性能可以通过球状沉淀物转变成片状沉淀物而降低。在以(111)晶面做为投影面{220}型晶面做为衍射面的x射线形貌相中，500C、550°C热处理的试样，沉淀物形貌相是近似园形的双弧斑（图4和图5），600°C热处理的试样，沉淀物的形貌相是沿着方向拉长的椭园形双弧斑（图6和图7）。因此，这些沉淀物的几何形态应是扁椭园盘，盘面平行{111}面，其示意图如图21所示。对于扁的盘状沉淀物来说，主要应力梯交方向是垂直于盘面方向，当沉淀物平行于(111)平面时，若以{220}晶面选为衍射晶面，则在以(111)晶面为投影面的形貌相中沉淀物的形貌相应是沿方向拉长的椭园形双弧斑，其无衬度区的方向沿方向。随着沉淀过程的进行、沉淀物几何形态的变化过程可能是：球状沉淀物、扁椭园盘状沉淀物、沿方向拉长的片状沉淀物。 (4)关于沉淀物的结构沉淀物是气相还是固相？有无一定的结构？这些问题还没有搞清楚。沉淀物的x射线形貌相类似于薄晶体电镜中共格析出相的衍衬象，但用转动单晶法摄照时还没有观察到母相斑点附近的星花或新的衍射班点，因此不能断定新相具有一定的结构。 3、沉淀物和位错 (1)位错产生的条件 Seitz〔16)曾经指出，当用一个压头压向晶体时，除了在晶体表面产生压痕外，还会在晶体内部产生稜柱位错环。Mitche11等〔17)把含有小玻璃球的Agcl晶体加热再冷却时，发现在小玻璃球的周围释放出位错环，Eik u m〔18)在研究A1-Mg合金时效时，发现随着沉淀过程的进行，会在沉淀物的周围发射出稜柱位错环。Tan和Tic1〔19)在直拉硅单晶热处理过程中，观察到了富氧沉淀以及沉淀物周围的稜柱位错环的发射。我们的实验表明，当热处理温度低于600°C时，晶体中只出现沉淀物以及它所作随的弹性应力场。当热处理温度达到700°C时，在x射线形貌相上和金相上，都可在沉淀物的周围观察到稜柱位错环。因此，硅晶体中沉淀物围围稜柱位错环的发射除了要有内应力源外，还必须要有足够高的温度、其临界温度大约是在：600~700°C之间。 (2)位错的形态和结构沉淀物周围的应力场和棱柱位错环的发射方向很有关系，晶体经700°C热处理后，绝大多数沉淀物已经长得较大，形状大都变得不规则，因而沉淀物周围应力场的分布也都不规则，此时只能在个别方向发射稜柱位错环。当沉淀物较小时，由于其形状近似于球伏或园盘状，其周围应力场的分布也就具有较高的对称性。当沉淀物具有近似球状形态时，由于应力场的对称性，在12个方向都有切应力分量，因此能在12个方向发射出锼柱位错环（图22）。当试样薄片处在图22的中部位置时，就能观察到(111)平面内的6方方向的稜柱位错环（图23）。当试样处在图22的下部或上部位置时，则能观察到〔110)、〔101)、〔011)方向的稜柱位错环，它1在(111)平面上.的投影应如图24（见图版）所示的三稜形位错群。根据图24和图25（见图版）稜柱位错环近似于菱形。根据图23初始发射的稜形位错环巾，位错线的方向是方向。 178

一方面则增加了界面能和弹性应变能，这两部分能量之和就是沉淀核的形成功，其值是临界 “ 核 ” 尺寸的表面能的含〔〕。因此，沉淀的起始阶段，球状核是最容易出现的几何形态。随着沉淀物的长大，由于沉淀物和基体间体积差而形成的弹性能就要增大。。〔〕指出，这种弹性能可以通过球状沉淀物转变成片状沉淀物而降低。在以晶面做为投影面乞仓一叶型晶面做为衍射面的射线形貌相中，、 “ 热处理的试样，沉淀物形貌相是近似园形的双弧斑图和图，热处理的试样，沉淀物的形貌相是捂着方向拉长的椭园形双弧斑图和图。因此，这些沉淀物的几何形态应是扁椭园盘，盘面平行面，其示意图如图所示。对于扁的盘状沉淀物来说，主要应力梯交方向是垂直于盘面方向，当沉淀物平行于平面时，若以凌叶晶面选为衍射晶面，则在以晶面为投影面的形貌相中沉淀物的形貌相应是沿方向拉长的椭园形双弧斑，其无衬度区的方向沿方向。随着沉淀过程的进行、沉淀物几何形态的变化过程可能是球状沉淀物、扁椭园盘状沉淀物、沿方向拉长的片状沉淀物。关于沉淀物的结构沉淀物是气相还是固相有无一定的结构这些问题还没有搞清楚。沉淀物的、射线形貌相类似于薄晶体电镜中共格析出相的衍衬象，但用转功单晶法摄照时还没有观察到母相斑点附近的星茫或新的衍射斑点，因此不能断定新相具有一定的结构。、沉淀物和位错位错产生的条件〔〕曾经指出，当用一个压头压向晶体时，除了在晶体表面产生压痕外，还会在晶体内部产生棱柱位错环。等〔〕把含有小玻璃球的晶体加热再冷却时，发现在小玻璃球的周围释放出位错环，〕在研究卜合金时效时，发现随着沉淀过程的进行，会在沉淀物的周围发射出棱柱位错环。和〔〕在直拉硅单晶热处理过程中，观察到了富氧沉淀以及沉淀物周围的梭柱位错环的发射。我们的实验表明，当热处理温度低于 “ 时，晶体中只出现沉淀物以及它所伴随的弹性应力场。当热处理温度达到时，在射线形貌相上和金相上，都可在沉淀物的周围观察到被柱位错环。因此，硅晶体中沉淀物围围棱柱位错环的发射除了要有内应力源外，还必须要有足够高的温度、其临界温度大约是在之间。位错的形态和结构沉淀物周围的应力场和棱柱位错环的发射方向很有关系，晶体经 “ 热处理后，绝大多数沉淀物已经长得较大，形状大都变得不规则，因而沉淀物周围应力场的分布也都不规则，此时只能在个另方向发射棱柱位错环。当沉淀物较小时，由于其形状近似于球状或园盘状，其周围应力场的分布也就具有较高的对称性。当沉淀物具有近似球状形态时，由于应力场的对称性，在个方向都有切应力分量，因此能在个方向发射出棱柱位错环图。当试样薄片处在图的中部位置时一，就能观察到平面内的方方向的棱柱位错环图。当试样处在图的下部或上部位置时，则能观察到〔〕、〔〕、〔〕方向的棱柱位错环，它们在平面上的投影应如图见图版听示的三棱形位错群。根据图和图见图版棱柱位错环近似于菱形。根据图初始发射的棱形位错环中，位错线的方向是方向