Мікропластичність алмазоподібних кристалів (Si, Ge, GaAs, InAs)

Размещено на http://www.allbest.ru

Размещено на http://www.allbest.ru

Вступ

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 = (0,35 - 0,4) Тпл, коли розмноження і рух дислокацій стають помітними. Інформація відносно механізму деформації при температурах Т < 0,35 Тпл дуже обмежена внаслідок того, що при використанні стандартних методів випробувань (згинання, одновісне стискання або розтягування) не вдається досягти прояву мікропластичності зразків при Т < 0,35 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 < 0,35 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 = 77 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.

Мета й завдання дослідження. Мета роботи - встановити фізичні закономірності і виявити структурно-кінетичні особливості низькотемпературної (при Т < 0,35Tпл) мікропластичної деформації приповерхневих шарів алмазоподібних кристалів при малих і середніх рівнях напружень (? 400 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.

1. 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.

2. 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.

3. 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 = 72 МПа, для Ge = 60 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 =5000 МПа, яке є близьким до межі міцності Si і Ge на зсув, дотична складова напружень для плоскої моделі зразка досягає максимального значення = 930 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 ( = 100 - 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 =250 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. Механізм зародження таких дислокацій можна пояснити за допомогою моделі Ешбі-Джонсона.

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 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.

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 = 300 К знаходиться =10-4exp(0,2/kT) = 4,510-8 см2/с.

З урахуванням різного часу навантаження кристалів Ge (t1=3 c, t2=300 c, t3=3104 c) при =4,510-8 см2/с за формулою х = 2(Dt)1/2 знаходились дифузійні шляхи пробігу вакансій: х1 = 7,34 мкм, х2 = 73,4 мкм, х3 = 734 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. 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.

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 і на дислокаціях утворюється чорно-білий контраст.

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 = 310 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].

3. 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 < (0,2 - 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 повзучості. Ідея ґрунтується на завбаченні про те, що при низьких напруженнях і деформаціях кількість наявних у кристалі дислокацій, які можуть бути здатними рухатись в умовах повзучості, з часом вичерпується (зменшується). Причому під виснаженням дислокацій згідно теорії Мотта і інших авторів мається на увазі не тільки зменшення густини дислокацій у процесі низькотемпературної повзучості, але й перерозподіл дислокацій, взаємодія з точковими дефектами, іншими бар'єрами, що призводить до зменшення їх рухомості.

Фізичною основою ряду других теорій логарифмічної повзучості, розроблених Орованом, Зегером і іншими авторами, є ствердження, що загасання логарифмічної повзучості на перехідній стадії обумовлене зміцненням внаслідок розмноження дислокацій, їх взаємодією з дислокаційним лісом і зростанням внутрішніх напружень.

Таким чином, найбільший вплив на швидкість процесу низькотемпературної повзучості, ймовірно, повинні чинити фізичні механізми виснаження дислокацій та їх розмноження і зростання внутрішніх напружень. Однак розділити ці два механізми і з'ясувати внесок кожного з них до проведення наших досліджень не вдавалось. Типовим майже для усіх проведених експериментів на металах, сплавах, лужно-галоїдних кристалах з низькотемпературної повзучості були випробування при великих напруженнях (рівних або більших за макроскопічну межу плинності), тобто за умов, коли відразу активуються джерела дислокацій і роль механізму виснаження вуалюється.

Описані механізми виснаження і розмноження дислокацій можна розділити методом ступінчастого навантаження кристалів у процесі повзучості. У зв'язку з існуванням спектру розподілу дислокацій за енергіями активації можна очікувати, що прикладання малої ступені напруження спричинить рух перших дислокацій, які мають малу енергію активації і зробить свій внесок у деформацію повзучості. Ступені навантаження повинні бути достатньо малими (набагато меншими за макроскопічну межу повзучості), щоб при першому ж навантаженні не активувати джерела дислокацій, і однаковими за величиною. Для кожної ступені знімається крива повзучості з виходом на завершальну стадію, яка має швидкість деформації =0, для чого час витримки повинен бути значним (біля однієї години і більше). У таких умовах ступінчастого зростання напруження з кристалічної гратки видаляється найбільш рухома частина спектра дислокацій з низьким стартовим напруженням. При деякому критичному напруженні з'являються поодинокі нові дислокації, зумовлені генерацією дислокаційних джерел, і починає діяти механізм розмноження дислокацій.

У роботі виконувались розрахунки спектра розподілу дислокацій за енергіями активації з використанням кривих ступінчастої повзучості Cu, LiF. Для кристалів Cu дискретний набір густини дислокацій добре апроксимується функцією:

.

Обчислення, виконані за результатами експерименту, дають значення коефіцієнтів =1,4610-7Па-1, А = 4,02 Па-1м-1.

Дослідження на ступінчасту повзучість Si, Ge, GaAs і InAs дозволили так, як і на інших кристалах (Cu, LiF, Fe), виявити на кривих дві ділянки з різними фізичними механізмами повзучості: першу, на початкових ступенях навантаження, де повзучість виникає лише за наявності достатньої кількості ростових дислокацій і другу, яка починається після досягнення критичного напруження і зумовлена генерацією нових дислокацій. Для Si, Ge, GaAs та InAs критичні напруження відповідно дорівнюють 72, 60, 40 і 32 МПа. На ділянці дії механізму виснаження спостерігається рух ростових дислокацій у тонких приповерхневих шарах та розсіювання їх домішкової атмосфери. Встановлено, що треки від дислокацій, які свідчать про їх переміщення, зникають після хімічного видалення приповерхневого шару в 5 - 6 мікрометрів. Загальна величина мікропластичності при 300 К для алмазоподібних кристалів, як правило, була менше 1 мкм. Обробка залежностей низькотемпературної повзучості виконувалась за рівнянням:

,

де коефіцієнт, що дорівнює куту нахилу кривих для кожної ступені навантаження; В - константа. 3 кривих повзучості на перехідній стадії визначався коефіцієнт зміцнення:

,

де - величина ступені навантаження, - величина деформації на перехідній стадії повзучості до повного її загасання). Значення активаційного об'єму знаходили за формулами:

і .

а енергію активації повзучості як для кожної ступені на ділянці дії механізму виснаження дислокацій. Знайдені термодинамічні параметри повзучості для Ge при 300 К були 10-21см3, H 0,08 еВ, що збігається з результатами досліджень температурної залежності внутрішнього тертя (Хизниченко Л.П., Кромер П.Ф.).

Для монокристалів GaAs і InAs характерні більш тривалі ділянки на кривих до виходу на стаціонарні стадії, де =0, абсолютна величина деформації повзучості в області дії механізму виснаження дислокацій добре корелює з густиною ростових дислокацій : вона істотно менша в GaAs (5104 см-2) і не реєструвалась в InAs (103см-2), незважаючи на високу чутливість датчика деформації (4 нм).

Мікропластичність в Ge і Si при 300 К була зареєстрована також в умовах мікроіндентації при дії малих сталих навантажень на індентор (2,5 - 12) гс. На спеціальному приладі, який був розроблений Альохіним В.П. із співавторами, процес заглиблення індентора в кристал з часом записувався на діаграмах. Було встановлено, що із зменшенням навантаження, тобто при локалізації мікродеформації в аномально пластичних приповерхневих шарах Ge, величина деформації повзучості істотно збільшується і в порівнянні з абсолютною деформацією повзучості при одновісному стисканні спостерігалась добра кореляція.

4. Електричні властивості деформованих при понижених температурах монокристалів германію, кремнію і кремнієвих p - n-переходів

Наведені результати досліджень електричних властивостей монокристалів Ge, Si та Si p - n-переходів, деформованих при Т ? 0,35 Тпл.

Напівпровідник, який містить дислокації з оточенням просторового заряду, являє собою неоднорідну систему, у якій зв'язок енергії Фермі, що визначає заповнення енергетичних станів, із середньою концентрацією носіїв заряду не очевидний. Крім цього, у заповненні дислокаційних рівнів важливу роль може відігравати можливість “розірваних” зв'язків деформуватись.

Врахування змішування дислокаційних станів із зонними показує, що при цьому коефіцієнт заповнення станів значно перевищує знайдене відповідно теорії Шоклі-Ріда значення 0,1 і може досягати 0,4 для Ge і 0,5 для Si. Перемішування дислокаційних і об'ємних електроних станів призводить до розширення дислокаційних зон до ?0,5 еВ. У залежності від положення рівня Фермі дислокаційні центри можуть відігравати роль не тільки акцепторів, як прийнято вважати, але й донорів. З огляду літератури відомо, що вивчення НВЧ провідності, ефекту Холла, електронного стану, ЕПР, фотопровідності і рекомбінації на дислокаціях дозволило скласти уявлення про розташування дислокаційних станів у забороненій зоні Ge і Si. Зокрема, крім зв'язаних з об'ємними енергетичними зонами хвостів густини станів, є зона електронів “розірваних” зв'язків, зона захоплення на ці зв'язки “лишніх” електронів, донорні і акцепторні стани, зумовлені особливими місцями дислокацій (перегинами, перетинаннями і т.п.), а також смуга станів у зоні неспарованих електронів. Така складність спектра зумовлює різноманітність проявів дислокацій у властивостях напівпровідників в залежності від положення рівня Фермі (тобто від рівня легування і температури).

У деяких роботах Мілевського Л.С., Єременка В.Г., Нікітенка В.І., Якімова Є.Б., Конончука О.В., Орлова В.І. висловлені міркування про те, що електрична активність дислокацій головним чином визначається не “розірваними” зв'язками, а наявністю в домішкових атмосферах комплексів точкових дефектів. Що стосується центрів безвипромінюваної рекомбінації, то результати різних робіт вкрай суперечливі: за методом DLTS не виявляється електрична активність “чистих” дислокацій, в той час як методами фотолюмінісценції та збудженого електронним променем струму рекомбінаційна активність дислокацій в гетероструктурах Si/SiGe проявляється в усіх випадках.

При низькотемпературній деформації Ge і Si можна створювати практично “чисті” дислокації. Деформація Ge n - і р - типу провідності супроводжується донорним ефектом, який має такі особливості прояву:

1. Поява донорів, а також центрів рекомбінації, що знижують тривалість життя нерівноважних носіїв заряду, відбувається саме при тих напруженнях, при яких на діаграмах з'являється сходинка мікропластичності.

2. Донорна дія спостерігається як безперервний процес на перехідних стадіях повзучості.

3. Прояви мікропластичності і донорний ефект виникають одночасно з генерацією дислокацій на гетерогенних джерелах типу GeOx.

Таким чином, комплексні дослідження показують, що кисневі преципітати відіграють важливу роль не тільки в зародженні дислокацій, але й можуть при зміні їх електричної активності впливати на електричні властивості напівпроводників. Двоокис германію являє собою тетраедричну модифікаюцію GeO2, що побудована із структурних груп GeO4. Тому можна вважати, що GeO2 знаходиться в кристалах Ge у вигляді структурних груп GeO4 або більш складних асоціатів на їх основі. Можна завбачити, що такі дефекти будуть електрично неактивні, оскільки валентні електрони атомів кисню утворюють зв'язки з регулярними атомами. Утворення електрично активних кисневих комплексів можливе при захопленні центрами GeO4 вакансій, причому послідовний захват другої і третьої вакансії призводить до зміщення донорного рівня комплекса углиб забороненної зони. Можливо, що донорні стани комплексів формуються із станів валентної зони.

Структурний аналіз деформованих з одночасним УЗ опроміненням при 300 К кристалів Ge дійсно показує, що поблизу поверхні навколо включень формуються скупчення вакансій у вигляді вакансійних дисків (рис.6, б), які можуть змінювати електричну активність структурних груп GeO4. Наведена структура утворена внаслідок існування пружної енергії стискання включення. Під дією циклічної деформації релаксація напруження виникає за рахунок притоку вакансій до міжфазної поверхні, а також генерації і руху дислокаційних петель в зворотному напрямі.

Вимірювання тривалості життя інжектованих дірок виконували за методом модуляції провідності в точковому контакті з поверхнею. Цінність методу полягає в його локальності: вимірюваний час визначається процесами рекомбінації надлишкових носіїв заряду в малій приконтактній зоні глибиною 10 а (де а - радіус зонда, який становить декілька мікрометрів). Тому при вимірюванні в різних точках на поверхні зразка можна складати топограму і встановлювати кореляцію з розподілом на поверхні дефектів структури, які являються ефективними центрами рекомбінації.

Тривалість життя для недеформованих зразків n - Ge визначалась із залежності:

, (4)

де спад напруги вимірювального імпульсу, задержаного на час після закінчення інжектуючого імпульсу. Для зразків з питомою провідністю = 5 См/м, рухомістю дірок = 0,17 м2В-1с-1 при струмі інжекції 10 мА і тривалості імпульсу Т = 250 мкс знайдені значення тривалості життя дірок мало залежали від місця установки зонда і становили 250 мкс, вказаному у сертифікаті кристала.

Впровадження деформацією дефектів кристалічної будови в приповерхневий шар монокристала Ge істотно змінювало вид кривих . На ділянках, що відповідали малим значенням , починаючи з = 0, з'являлась ділянка з підвищеною крутизною, кут нахилу якої у системі координат:

зростав з підвищенням густини структурних дефектів. (У формулі при =0). Таким чином було встановлено, що в широкому інтервалі значень з нормованих залежностей при певних умовах можна визначати тривалість життя в приповерхневому шарі (при малих затримках ) і в глибині кристала при = (2 3) .

Після низькотемпературної (при Т = 310 К) деформації значення знижувалось. Його розподіл на поверхні був нерівномірним - відповідно до розподілу напружень і густини утворених дефектів структури (дислокацій і кластерів). Найбільше зниження тривалості життя (до 20 мкс) було в місцях концентрації напружень - біля торців і бічних ребер зразка. При пошаровому хімічному травленні визначені значення поступово повертались майже до вихідного значення (250 мкс): на глибині х ? 5 мкм це відновлення спостерігалось у центрі бічних граней, а при х = (50 - 100) мкм від поверхні - біля ребер зразка.

Розглянуто нову теоретичну модель, в якій інжекція носіїв заряду у зразок відбувається через проміжний дефектний шар. Задача розв'язувалась для таких же параметрів зразка і інжектуючого імпульсу, що використовувались в експерименті. Розподіл надлишкових дірок в напівпровіднику уздовж напряму r зразка в момент закінчення інжектуючого імпульса визначали за формулою:

, (5)

де концентрація надлишкових носіїв заряду у напівпровіднику на межі із зондом, для радіуса r. За формулою (5) оцінювали також глибину проникнення надлишкових дірок у напівпровідник. При = 5 См/м, = 0,17 м2В-1с-1, Т = 300 мкс, = 5 мкм для r < 1,5 мм показник експоненти в (5) був << 1. Тому в напівсфері радіусом 1,5 мм в момент закінчення інжектуючого імпульсу концентрація надлишкових дірок практично одинакова.

Розподіл дірок у зразку після закінчення інжекції знаходили із врахуванням їх рекомбінації і дифузії. Отримана залежність нормованого спаду напруги на зонді після закінчення імпульсу інжекції в залежності від часу:

. (6)

Теоретичні розрахунки згідно (6) показують, як і в експерименті, наявність двох ділянок на кривих з різними значеннями : першої, з великою крутизною, що відповідає рекомбінації інжектованих носіїв у приповерхневому шарі з часом життя = 20 мкс і другої, положистої, з якої знаходиться = 250 мкс для товщі кристала. Одержані теоретичні розрахунки якісно узгоджуються з результатами експерименту. Розроблена комп'ютерна програма може бути використана при розв'язанні задач із зміненими початковими умовами, наприклад, при врахуванні певного розподілу по товщині дефектного шару, а експериментальні оцінки р вказаним методом можна застосовувати для контролю якості поверхні при механо-термічних та інших видах обробок.

Експерименти з термічних обробок (ТО) германію показали, що в деформованих при 300 К, а потім відпалених у вакуумі при Т < 600 К істотно не змінюється. Відпалювання при температурах 600, 700, 800 і 900 К знижують величину і змінюють розподіл за висотою зразка. Після високотемпературних ТО (800 і 900 К) збільшується товщина шару з дислокаціями внаслідок їх генерації від більш глибоких джерел під поверхнею, підвищується однорідність шару по висоті зразка (зменшуються перепади ) і більшість точкових дефектів, як показали вимірювання ЕРС Холла, відпалюється внаслідок дифузії до стоків (в основному на поверхню і до дислокацій). У результаті гетеруючої дії дислокацій нерівноважних носіїв заряду у дефектному шарі визначається рекомбінацією на дислокаціях. З електричних вимірювань і структурних досліджень зразків n - Ge, деформованих при 300 К і затим відпалених протягом 5 годин при 900 К, встановлено, що залежність часу життя дірок у приповерхневому шарі залежить від густини дислокацій як = 2,5/(см-2).

Пластична деформація матеріалу поблизу p - n-переходу призводить до зростання зворотного струму польової і термогенераційної природи. Особливо різко проявляються ці ефекти в умовах, якщо дислокації перетинають p - n-перехід.

У літературних джерелах відсутні дані про електричну активність, що характеризується величиною зворотного струму на дефект, для чистих дислокацій у відсутності забруднення домішками. Ці та інші результати впливу деформації на властивості Si p - n-переходів були одержані в даній роботі.

У першій серії експериментів використовували дифузійні Si p - n-переходи на базі шайб діаметром 5 мм, товщиною 0,2 мм на відстані від поверхні 5 мкм. Р - n-переходи виготовляли дифузією бору (51018см-3) в площину (111) монокристалів Si (p, 21016см-3) з густиною дислокацій у вихідних монокристалах 2102см-2. Переходи піддавалися деформації стисканням при Т = 300 К у ступінчастому режимі навантаження. Одноразовий приріст напруження = 12 МПа, після кожного стрибка деформації p - n-перехід витримували під навантаженням 30 - 50 хвилин. При цьому вимірювався темновий зворотний струм переходу. Було встановлено, що починає зростати з часом тільки при досягненні = 72 МПа (тобто після 6-го навантаження), коли на глибині p - n-переходу починають з'являтись дислокації. На стадії витримки у часі зростання струму поступово уповільнюється і завершується через 50 хвилин, що пояснюється загасанням повзучості (стабілізацією дислокаційної структури). На стадіях витримки наступних довантажень абсолютний приріст зменшується, внаслідок зменшення приросту густини дислокацій в зоні просторового заряду. Розрахунки величини зворотного струму на одну дислокацію, що перетинає p - n-перехід, дають значення 1,3310-9 А.

У проміжку температур 77 - 300 К критичне напруження зародження дислокацій мало залежить від температури. Електрична активність дислокацій, введених при 300 К, змінюється з часом, оскільки створені рухомою дислокацією вакансії, домішкові або власні міжвузловинні атоми, що знаходяться поблизу дислокації, можуть рухатися до неї, частково знижуючи навколишнє напруження і генераційну активність. Витримка у часі деформованих при 77 К p - n-преходів показує достатню стабільність зворотного струму протягом години. Визначена з температурної залежності зворотного струму енергія дислокаційного рівня для чистих дислокацій становила +0,64 еВ, що збігається з основним генераційно - рекомбінаційним дислокаційним рівнем, знайденим Веланом. Другий енергетичний рівень +0,4 еВ, зумовлений комплексами на основі дислокацій, узгоджується з експериментальними даними, одержаними Нікітенком В.І.

У другій серії експериментів використовували планарні p - n-переходи на основі монокристалічного Si, вирощеного за методом зонного плавлення з питомим опором 500 Омсм і малою концентрацією кисню (< 1015 см-3). Глибину переходів визначали за методом скошеного шліфа, дислокації в p - n-переході до і після деформації виявляли оптичним методом. Досліджували рекомбінаційну активність дислокацій, введених в інтервалі температур 300 - 650 К. Тривалість життя інжектованих в базу носіїв заряду визначали із аналізу перехідних процесів у p - n-структурі. На глибину p - n-переходу ?8 мкм вдавалось ввести дислокації лише при Т ? 450 К. При цьому тривалість життя ?р знижувалась від 250 мкс до 100 мкс. Після введення дислокацій при 650 К на вольт-амперних характеристиках переходів з'являлась ділянка різкого зростання Іrev, яка за своїм виглядом подібна до залежності Іrev стабілітрона. Р - n-переходи з дислокаціями, введеними при Т = 300 К, можна використовувати для стабілізації напруги, причому вони мають переваги порівняно з промисловими зразками, оскільки зростання Іrev в дислокаційних переходах не супроводжується появою імпульсної складової струму.

5. Утворення дефектів у монокристалах германію при імпульсній лазерній дії

Досліджувалась модифікація поверхні Ge при імпульсному лазерному опроміненні. Дія лазерного променя спричиняє три важливі для дефектоутворення ефекти: нагрівання, деформацію приповерхневого шару і електронне збудження центрів.

У першу чергу були поставлені задачі визначення умов імпульсного лазерного опромінення, при яких найбільш ефективно створюються напруження зсуву у приповерхневому шарі кристала, а також розрахунку температурного поля в зоні лазерної плями.

Опромінення поверхні виконувалось рубіновим лазером в режимі вільної генерації на довжині хвилі ? = 0,694 мкм. Густина енергії випромінювання змінювалась в межах 2-25 Дж/см2, тривалість імпульсу була 1 мс.

При варіації інтенсивності енергії встановлено, що максимальні напруження зсуву в приповерхневих шарах Ge виникають під дією розфокусованого променя за умови, якщо порогова енергія, достатня для плавлення поверхні, досягається лише в центрі лазерної плями. При цьому на значній відстані від центра плями і зони оплавлення виникають тріщини і упорядковані лінійні дефекти, орієнтація яких визначається кристалографічною структурою Ge.

Для розрахунків температурних полів використовували диференціальне рівняння теплопровідності:

, (7)

де с - питома теплоємність, - густина речовини, Т - температура, t - час, х - координата, k - коефіцієнт теплопровідності, g - теплова потужність, що виділяється в одиниці об'єму речовини у результаті поглинання світлового випромінювання. Особливість розв'язування рівняння (7) полягала в необхідності врахування температурної залежності с, k і коефіцієнта поглинання, який неявно входить до значення g. Рівняння розв'язували за методом сіток. Розподіл густини енергії в промені був близьким до гауссового . У рівнянні W0 - густина світлової енергії у центрі плями, D - її діаметр, r - відстань від центра плями.

За результатами комп'ютерних обчислень були одержані залежності температури уздовж радіуса плями для різних моментів часу від початку дії лазерного опромінення. З використанням рівняння (7) розраховували також розподіл температури по глибині кристала Ge. При цьому враховували плавлення і переміщення межі внаслідок сублімації. Були побудовані графіки ізотерм для зони дії лазерного променя, що відображали розподіл температури, коли на поверхні вона досягала максимального значення. Вказані температурні розрахунки були необхідні для встановлення взаємозв'язку з тими структурними змінами, що спостерігались навколо лазерної плями і по глибині кристала.

При дії на поверхню (112) лазерного імпульсу з енергією 6 Дж поблизу розплаву виникають тріщини і слабке оплавлювання в місцях виходу дислокацій. На деякій відстані від центра плями, де температура згідно розрахунків не перевищувала 420 К, виявились лінійно-періодичні структури дислокацій на глибині до 10 мкм. Детальний аналіз структури показує, що періодичні, з періодом 0,9 мкм структури дислокацій формуються в початковий період дії лазерного імпульсу, а не у процесі релаксації напружень після його закінчення. При лазерному опроміненні, як і в умовах низькотемпературної деформації, зародження дислокацій в приповерхневих шарах Ge відбувається згідно дифузійно-деформаційному механізму. В обох випадках поблизу поверхні істотно зростає концентрація вакансій. Утворення періодичних структур пояснюється вакансійно-деформаційною нестійкістю (ВДН) при лазерному опроміненні.

Висновки

мікропластичний ковалентний імпульсний температурний

У дисертаційній роботі вирішена поставлена наукова проблема: встановлені фізичні закономірності і структурно-кінетичні особливості низькотемпературної (від Т = 0,35 Тпл до температури рідкого азоту) мікропластичної деформації алмазоподібних кристалів Sі, Ge, GaAs та ІnAs в області малих і середніх величин напружень (400 МПа).

Основні наукові і практичні результати роботи:

1. Уперше з використанням широкого набору експериментальних методів досліджень (оптичної і електронної мікроскопії, рентгенівської топографії, електричних вимірювань структурно чутливих параметрів) - комплексно досліджені закономірності мікропластичної деформації алмазоподібних кристалів Sі, Ge, GaAs та ІnAs у температурній області крихкого руйнування.

2. Вперше показано, що при переході з області високих температур у низькотемпературну область (нижче 0,35 Тпл) відбувається зміна механізму руху дислокацій від ковзання до механізму переповзання, що реалізується при малих і середніх рівнях напружень у приповерхневих шарах кристалів внаслідок зміни хімічного потенціалу точкових дефектів (зокрема вакансій) у полі прикладених напружень і виникнення відповідних направлених дифузійних потоків. Зазначені процеси в приповерхневих шарах здійснюються найбільш інтенсивно, особливо при циклічному деформуванні, внаслідок того, що вільна поверхня є областю полегшеного зародження і стікання точкових дефектів. При циклічному деформуванні кристалів реалізується дифузійне накачування вакансій з вільної поверхні кристала і подальша їх конденсація на внутрішніх стоках, що веде до утворення кластерів і неконсервативного руху (переповзання) ростових і деформаційних дислокацій. Отримані результати дозволили пояснити фізичну природу низькотемпературної мікропластичності алмазоподібних кристалів в інтервалі малих і середніх величин напружень з позиції дифузійно-дислокаційного механізму деформації, що виключає необхідність обов'язкового залучення до пояснення отриманих результатів атермічних безактиваційних або яких-небудь інших специфічних механізмів, які вимагають для своєї реалізації високого рівня напружень.

3. Експериментально показано, що в умовах одноосьового навантаження Ge (однократного, циклічного або програмованого, у тому числі з УЗ опроміненням) за короткий проміжок часу низькотемпературної деформації (протягом декількох хвилин) основним типом дефектів, що зароджуються, є вакансійно-домішкові кластери, які істотно змінюють фізичні властивості кристалів у приповерхневому шарі 100 мкм. При тривалих випробуваннях (кілька годин або діб) у кристалах генеруються точкові дефекти і дислокації, причому перший тип дефектів за часом передує зародженню дислокацій, а тому в значній мірі визначає їх особливість руху, густину і глибину залягання у приповерхневому шарі товщиною до декількох мікрометрів.