Вакансионный и примесный механизмы образования дислокаций в монокристаллах цинка и меди, выращиваемых из расплава тема автореферата и диссертации по физике, 01.04.07 ВАК РФ

АКАДЕМИЯ НАУК УКРАИНЫ фд ИНСТИТУТ МЕТАЛЛОФИЗИКИ

" ,;!(: щи* ..

■--•■■ __ На правах рукописи

ПАВЛОВА Елена Петровна

УДК 548 5

ВАКАНСИОННЫЙ И ПРИМЕСНЫЙ МЕХАНИЗМЫ ОБРАЗОВАНИЯ ДИСЛОКАЦИЙ В МОНОКРИСТАЛЛАХ ЦИНКА И МЕДИ, ВЫРАЩИВАЕМЫХ ИЗ РАСПЛАВА

01.04.07 — физика твердого тела

АВТОРЕФЕРАТ

диссертации на соискание ученой степени кандидата физико-математических наук

Киев 1994

Работа выполнена в Институте металлофизики АН Украины

■ Научный руководитель: доктор физико-математических, наук

ЗАСИМЧУК И.К.

Официальна оппоненты: доктор технических наук БАРАБАШ О.М.

(Институт металлофизики АН Украины)

доктор физико-математических наук

ЛОЦКО Д.В. (Институт проблем материаловедения АН Украины)

Ведущая организация: Институт полупроводников АН Украины'

Защита состоится " 10 " 1994 г. в 14 часов на

заседании специализированного совета К 016.37.01 Института металлофизики АН Украины.

С диссертацией можно ознакомиться в библиотеке Института металлофизики АН Украины.

Отзывы, заверенные печатью, просим направлять по адресу: 252630, ГСП, г.Киев-142, просп.Вернадского, 36, Институт металлофизики АН Украины.

Автореферат разослан * 9 " АПРЕЛЯ 1994 г.

Ученый секретарь специализированного, совета К 016.37.01, доктор физико- /

математических наук ' ФЕДОРОВ О.П.

ОБЗАЯ ХАРАКТЕРИСТИКА РАБОТЫ

Актуальность работы. Исследование механизмов формирования дислокационной структуры при росте кристаллов'из расплава является одним из наиболее важных направлений физики кристаллизации. От его результатов зависит решение проблемы получения монокристаллов, в частности металлических, высокой степени структурного совершенства, включая бездислокационные. Зто - ектуальная проблема как с точки зрения технического применения монокристаллов, так и для постановки фундаментальных исследований в области физики твердого тела, физики металлов. Интенсивные работы в этой области ведутся со второй половины 50-х годов, но до настоящего времени в понимании происхождения структурных несовершенств остаются невыясненные вопросы. .К началу 60-х годов были получены без дислокационные монокристаллы чистых полупроводников - й». и & , а э 70-х годах бэздислокационные по данным рентгеновской топографии металлические монокристаллы из высокочистой меди. Ресчетно--экспериментальное исследование, выполненное в Институте' металлофизики АН Украины показало, что критическим фактором, определяющим получение такта кристаллов является уровень температурных напряжения, причем для меди критический уровень существенно ниже,- чем для полупроводников. Однако, в случае металлов следует «кидать на основании теоретических «.экспериментальных данных существенного влияния на процесс структуре образования собственных точечных дефектов - вакансия, концентрация которых при температуре плавления на несколько порядков выше, чем в полупроводниках. Образующиеся в результате их конденсации призматические дислокационные петли могут служить самостоятельным источником дислокаций, а также центрами гетерогенного зарождения дислокаций под действием температурных напряжений, снижая их критический уровень. Этим, а не только более высокой пластичностью, можно объяснить большие трудности в получении высокосовершенных металлических монокристаллов по сравнению с полупроводниками, в частности, неудачные попытки вырастить бездислокационные монокристаллы чистого цинка в условиях, обеспечивающих очень низкий уровень температурных напряжений в системах легкого скольжения. Однако, специального исследования механизма образования дислокаций в этих

кристаллах не проводилось.

Другим источником дислокаций вне зависимости от уровня температурные напряжений в растущем кристалле может быть неоднородное распределение примесей. Несмотря на то, что к началу диссертационной работы уке было выполнено очень много исследований, посвященных влиянию растворимых примесей на структурное совераен-: ство монокристаллов и установлены важные закономерности этого влияния, механизм образования дислокрций под действием концентрационных напряжений выяснен недостаточно полно для успешного конт-.ролирования плотности1 дислокаций выращиваемых монокристаллов. Основная причина состоит, по -видимому, в том, что во всех предыдущих работах влияние примеси изучалось на фоне действия других, недостаточно контролируемых Факторов - температурных напряжений, прорастания дислокаций из затравки. Поэтому представляло интерес провести серию исследований влияния растворимых примесей на новом уровне - при использовании разработанных в 1Ш АН Украины условиях полученп .боздислокационных монокристаллов чистого металла-основы.

Цель "работы -экспериментальное исследование механизмов образования дислокация при росте из расплава металлических монокристаллов - цинка и .меди - при низком уровне температурных напряжений /Т « Ю"6 в /.

Основные задачи исследования;

1.Исследовать действие вакансионного механизма образования дислокаций и его эффективность в металлах высокой чистоты

/ 99,973% Ме/ с существенно различающимися значениями энергии де- • Центов упаковки, концентрации вакансий в точке плавления, физико-химическими свойствами поверхности кристалла . - цинке и меди.

2. Исследовать зависимость дислокационной структуры шнокрис-таллов разбавленных твердых растворов на основе меди от концентрации легирующей добавки и ее типа /величины коэффициента распределения ко и несоответствия атомных радиусов добавки и Си - / при их выращивании в условиях, обеспечивающих получение бездислокационных монокристаллов чистой меди.

3.Выяснить возможность и условия получения бездислокационных монокристаллов твердых растворов на основе меди.

Научная новизна.В работе впервые методом трансмиссионной рентгеновской топографии детально исследована морфология и кристаллография дислокаций, содержащихся в объемных малодислокационных / 10 см/см^/ монокристаллах внсокочистых цинка и меди, выращенных в условиях, при которых генерирование дислокаций под действием температурных напряжений подавлено. Показано, что большая часть дислокационно конфигураций, обнаруживаемых в этих кристаллах, развивается в результате конденсации термически неравновесных вакансий. Таким образом, впервые экспериментально доказана важная роль вакансионного механизма в формировании дислокационной структуры металлических монокристаллов. Установлено, что эффективность его в цинке выве, чем в меди, что связывается с большей скоростью роста совершенных дислокационных петель в цинке по сравнению с нееовериенными /содержащими дефекты упаковки/ в меди и коррелирует с различием в энергии дефектов упаковки этих кристаллов, а также с особдаи физико-химическими свойствами поверхности, вследствие которых последняя не является стоком для вакансий .

Впервые исследованы концентрационные зависимости дислокационной структуры монокристаллов разбавленных металлических твердых растворов, выращенных в'условиях получения бездислокаиионных монокристаллов чистого металла-основы /меди/, и получены следую-цие новые эксперименгальные результаты:

- Монокристаллы твердого раствора на основе меди растут 5ездислокэиионными до тех пор, пока увеличение концентрации растворимой примеси не приводит к потере устойчивости плоского фро-тга кристаллизации и образованию ячеистой микросегрегации.

- С возрастанием концентрации второго компонента возрастете плотности дислокаций и углов разориентации субзерен для всех юпользуемых примесей и кристаллографических направлений роста 1меет монотонный характер в отличие от обычных условий выращива-¡ия, характеризующихся существенным влиянием температурных напря-;ений.

- Теоретическая модель Тиллера, используемая для оценки ¡лотности дислокаций, обусловленных кокценграционными неоднород- ' юстями при ячеистом росте, завьяшет действительную, плотность.

ееоответствие теоретических данных с экспериментальньяи возрас-ает с уменьшением сегрегационной способности растворимой добав-и / с приближением Ь к I/.

Практическая ценность. Работа является важным шагом в разработке физических основ получения высокосовершенных металлических монокристаллов. Выяснены условия получения бездислокационных монокристаллов твевдых растворов на основе ищи, что открывав? перспективы развития новых технологий получения металлических монокристаллов высокого структурного совершенства и с улучшенными • свойствами с использованием легирования.

Основные положения, выносимые на защиту:

1. Дислокационная структура монокристаллов цинка и меди высокой чистоты, выращиваемых при исключении влияния температурных напряжений и прорастания дислокаций из затравки, определяется процессом конденсации термически неравновесных вакансий.

В цинковых монокристаллах обусловленная в акрнсионным механизмом плотность дислокация превышает 10 см/см .

Меньшая эффективность вакансионного механизма в меди позволяет выращивать бездислокационные монокристаллы, содержащие микродефект«.

2. Растворимые добавки не нарушают бездислокационный рост монокристаллов меди до тех пор, пока сохраняется устойчивость плоской меж^азной границы. Плотность дислокаций, обусловленная ячеистой концентрационной неоднородностью ниже, чем следует из теоретической оценки /по Тиллеру/, основанной на ступенчатой модели распределения примеси, неадекватно учитывающей упругую деформацию кристаллической решетки.,

3. В разбавленных твердых растворах на основе меди, выращиваемых в отсутствие температурных напряжений, плотность дислокаций и угловая разориентация возрастают монотонно с концентрацией второго компонента. Наличие максимума на концентрационной зависимости углов разориентации субзерен в монокристаллах, выращиваемых в обычных условиях, является результатом совместного влияния концентрационной неоднородности и температурных непряжений.

Апробация работы. Результаты исследований докладывались на:

Конференции "Динамическое рассеяние рентгеновских лучей искаженными кристаллами", г. Киев, 1934г.

VI Всесоюзной конференции по росту кристаллов, Агвсрвн, Армяне к е. я ССР, 1905 г.

VII Всесоюзной ксь^еренции по росту кристаллов, г. «!осква, 1983 г.

Конференции "Анемическое рассеяние рентгеновских лучей искаженными кристаллами", г.Киев, 1990г.

VIII всесоюзной конференции по росту кристаллов,' г.Харьков, 1932г.

Публикации. Основные результаты диссертации опубликованы в семи печатных работах, список которых приведен в конце автореферата.

Структура и объе!/ диссертации. Диссертация состоит из введения, четырех глав, общих выводов, заключения, списка литературы. В диссертации содержится Ю4 страницы / из них текста - 128 страниц/, таблиц - 7, рисунков - 65, 135 ссылок на работы отечественных и зарубежных авторов.

СОДЕРЖАНИЕ РАБОТЫ

В первой главе дается обзор литературы, посвященной экспериментальному и теоретическому изучению влияния термически неравновесных вакансий и растворимых примесей на образование дислокаций в процессе роста металлических монокристаллов из расплава и на структурное совершенство.. В конце главы подводятся итоги обзора, дается постановка задачи диссертационной работы. •

Во второй главе описаны методы получения и исследования дислокационной структуры монокристаллов цинка и меди. Материалами для исследования служили чистые металлы чистотой 99,999 мае.га /2% и / и разбавленные сплавы на основе меди: Си -Н « С/-М' , Си-Зп. с различной концентрацией второго компонента в интервале от сотых долей до нескольких атомных процентов.

Монокристаллы цинка в форме круглого цилиндра диаметром 8мм выращивали методом Бриджмена при таких условиях, когда отсутствуют касательные напряжения в системах легкого скольжения {0001} <П20>. Это достигалось выравниванием температурного поля благодаря соответствующей конструкции нагревателя, выбором ориентации <0001> и ограничением скорости роста /большая часть кристаллов была выращена со скоростью 8,3"10~^см/с/. В других системах {1011} <1210> и {1010} <12Ю> критические напряжения, необходимые для движения и размножения дислокаций почти на два по-, рядка вше, чем в системах легкого скольжения, и в процессе выращивания при используемых температурных условиях- не достигаются в большинстве случаев.

Монокристаллы меди и разбавленных сплавов но ее основе ¡Cu -jfé, Cu-Ni% Cu-Sn-f были получены методом Чохральского в условиях бездислокационного роста монокристаллов чистой меди, определяемых малыми скоростями роста /0,3'Ю см/с/ и охлшкде-ния Л-Ю^К/с/, толщиной шейки <0,5мм и ограниченной толщиной кристалла >íC6 мм. Часть монокристаллов чистой мет,и была получена при некоторых отклонениях условий роста от оптимальных - увеличении толщины шейки свыше 0,5мм, увеличении толщины кристалла до мм, увеличении скорости охлаждения.

Для системы Cu~Sn были также получены монокристаллы в обычных условиях выращивания, характеризующихся существенным влиянием температурные напряжений.

Монокристаллы меди выращивали в направлениях (Ю0>,<111>, <П0>; монокристаллы Си-,й?, Сц-Ш -С00>, Gs-Sn. ~<I00> ,<IIQ>.

Полученные монокристаллы с помощью бездеформационной химической ориентированной резки разрезались для исследования на образцы по различным относительно направления роста кристаллографическим плоскостям. Последующим химическим сполировыванием образцы утонялись до требуемо?! толщины в зависимости от метода исследования их дислокационной структуры с помощью трансмиссионной рентгеновской топографии. Tonoграммы снимались для всех доступных векторов дифракции с использованием двухкристального спектрометра и острофокусных источников излучения.

Плотность отдельно разрешаемых дислокаций определяли прямым измерением протяженности'дислокационных линий на топограммах. Для определения векторов йоргерса дислокаций использовали полукачественный анализ, основанный на представлении интегральной^интенсивности прямого изображения дислокации /X/ кек (Тункции. ¿ , f и м в веде: 1 = д-Ё+х^Гъи , где § ~ вектор дифракции; $ - вектор Вюргерса; ц -^.-ециничный вектор адоль линии дислокации;^I.• Пеправление $ определяли из условия практического исчезновения контраста, происходящего при обращении в 0 первого слагаемого и достаточно чалой величины второго. Для определения типа призматических петель /внедрения или вычитания/ использовали топогряммы, снятые при /4-^=1,5к!,5, на которых проявляются эффекты динамического рассеяния.

Для изучения суб'->еренной структуры применялось рентгеновская топография по Бергу-Баррету с .использованием точечного источника

с угловым сканированием образца и пленки /камера по схеме Гувда-рева-Есина/. Плотность дислокаций, образующих, малоугловые границы, рассчитывали на основании экспериментальных данных об углах разориентации субзерен и протяженности субграниц.

В третьей главе изложены результаты исследования роли термически неравновесных вакансий в формировании конечной дислокационной структуры монокристаллов .цинка и меди в зависимости от условий их получения на основании изучения и анализа кристаллографических и морфологических характеристик дислокаций.

Цинк относится к металлам с относительно высокой энергией дефекта упаковки /Г=140 Дж/м^/ и высокой концентрацией вакансий в точке плавления /~Ь' 10"^/. Поверхность цинковьк кристаллов в процессе ее окисления может быть источником дополнительной концентрации вакансий.- Эти факторы в значительной мере определяют эффективность проявления ьакаисионного механизма образования дислокаций.

Из сопоставления топограмм образцов разной кристаллографической ориентации в монокристаллах цинка обнаружена сильная кристаллографическая анизотропия дислокационной структуры. Дислокационные линии преимущественно расположёны в базисных плоскостях (0001), где их-распределение изотропно. Отсюда следовала необходимость приготовления и исследования образцов, параллельных базисной плоскости.

В монокристаллах цинка обнаруживаются два различающихся типа дислокационных конфигураций,- Дислокации первого типа - прямые линии, образующие изломы - имеют векторы Бюргерса типа ?Г=1/3<1150>, т.е. относятся к базисной системе скольжения.' Дислокации второго типа - это петли, спирали призматического типа с векторами Бюргерса £=<0001> или 2+5=1/3 <112с^не лежащими в плоскости залегания петли. В'результате анализа четырех десятков петель, расположенных в базисных плоскостях, установлено, что все они являются призматическими относятся к типу-вычитания, т.е. имеют лишнюю полуплоскость с внешней стрроны петли /противоположной центру кривизну/. Это дает основание связывать их происхождение с конденса-

цией термически неравновесных вакансий в процессе роста и охлаждения монокристаллов. Вывод о вакансионном механизме развития призматических дислокрций следует такие из анализа их конфигураций. В большинстве случаев их можно трактовать как простые ./рис.1а/ или осложненные источники размножения дислокаций типа Бардина-Херринга /некомпланарный /рис,15/; однополюсная спираль /рис.1 в/; двойной/.

'Рис.1. Источники размножения дислокаций: а-простой; б-не-1 компланарный; в-однополюсная спираль.

Предполагаемому механизму- развития петель, основанном на диффузионном массопереносе, соответствует наблюдаемая сильная зависимость размеров петель /"¿-та*! от скорости, охлаждения /табл.1/

Таблица I

Зависимость характеристик дислокационной структуры монокристаллов цинка от скорости охлаждения

Номер кристалла Скорость охлаждения К/с

1 2 3 4 5 1,3"10~5> 1,0-Ю-1 5,ОТО"2 2,0'Ю-2. 1,0-I0"3

l'm&y, Ю~Асм Ю^см/см^ *-> % Скорость роста см/с

0,2 ' 9,5 85 I-I0"2

0,2 5,5 65 3,3' ю-*

0,4 5,0 75 *t

0,5 i,5 7С

т г х 3,5 зс 2-Ю-4

л- - доля призматических петель от числа всех дислокаций. Как показали исследования в широком интервале скоростей

роста и охлаждения призматические петли являются превалирующим типом дислокаций в монокристаллах цинка. Это означает, что при используемых условиях выращивания вакансионный механизм является определяющим в формировании дислокационной структуры, моно -кристаллов цинка. Увеличение доли скользящих базисных дислокаций

У

в кристалле, выращенном и охлажденном с самыми низкими скоростями /табл.1/, связано, по нашему мнению, с эффективным протеканием в условиях медленного охлаждения взаимодействий между дислокациями с векторами Б-оргерса 1/3<И23> согласно реакции:

:/з<Йз> + :/з«ТГз> = I/за 120.

Таким образом, в монокристаллах цинка, выращенных при низком уровне температурных няпрякени", вакансионны!' механизм является определяющим для 'ормирования конечной дислокац!

ляется главным препятствием дл'я получения без дислокационных монокристаллов. Теоретическая оценка плотности призматических дислокаций, образующихся в результате конденсации вакансий с концентрацией, соответствующей равновесному значению в точке плавления '~5 "10 дает величину на 1-2 порядка превышающую экспериментально определяемую /табл.1/. -то означ?ет, что не все избыточные вакансии участвуют в формировании дислокационной структуры, выявляемой топографически.

3 отличие от цинк? медь относится к металлам с более низко" энергией дефекта-упаковка. / Г = 7СДж/ / у более низко"' концентрацией вакансий в точке плавления / 2"ГО-1/. Поверхность медных кристаллов является -эффективным стоком для вакансий. Поэтому, следовало ожидать, что проявление вакансионного механизма образования дислокаций в меди будет отличаться от его проявления в цинке.-

2 монокристаллах меди в зависимости от условий получения обнаружено несколько типов структурных дефектов: 1' точечные дефекты; С/ гладкие дислокационные линии; 3/ мелкие призматические и скользящие петли; геликоиды; 3/ частичные дислокации.

5 бечдислокационных монокристаллах меди, полученных в оптиг-мальных условиях роста, рентгенотопогра,?-ически обнаруживаются только точечные дефекты, изображения которых размером , Зь25мкм в ряде случаев имеют вид 2-х лепестковых черно-белых розеток ин--тенсявсности. При этом не•наблюдается погасание контраста изображения микроде'ектов ни при одном из используемых векторов дифракции. Предположение о том, что возникновение"точечного" контраста обусловлено наличием микрочастиц не получило экспериментального доказательства. Учитывая это обстоятельство и то, что обнаруживаемое чередование контраста вдоль вектора $ характерно для дефектов, деформирующих решетку по типу "вакансий", можно предположить,

обеспечивая в массивном кристалле их плотность

что по крайней мере, некоторая часть микродефектов является результатом коагуляции собственных точечных дефектов, - вакансий. С этим предположением согласуется тот факт, что их размер увеличивается с ростом диаметра кристалла от 4 до 8мм, когда в условиях медленного охлаждения при относительно низких температурах, подавляется сток избыточных вакансий на внешнюю поверхность, и при максимальном диаметре в нескольких случаях были обнаружены , крупные дефекты /бОмкм/, подобные тем, что присутствуют в быст-роохлажденных после бездислокационного роста кристаллах диаметром 4мм. ,

Когда выращивание кристалла осуществлялось с диаметром шейки больше 0,5мм или его толщина превьиала 6мм в медленноохлаж-. денных /0,03К/с/ монокристаллах, кроме микродефектов, обнаруживается небольшое количество гладких дислокационных линий: плавно изогнутых и прямолинейных /дислокаций Ломера-Котрэлла/, геликоидов и мелких петель. Большая часть плавно изогнутых линий представляет полные дислокации смешанного типа с векторами Бгар-

герса 1/2<П0>. Для 30% таких дислокаций плоскости залегания не совпадают с плоскостями их скольжения и находятся внутри стереографического треугольника (100) -(101) -(III). Это факт свидетельствует о' том, что при их развитии наряду со скольжением имело место переползание, осуществление которого невозможно без участия избыточной концентрации вакансий.

Особый интерес представляют геликоиды. Анализ изменения их дифракционного контраста и геометрии изображений показал, что они обладают осью с винтовой ориентацией вдоль одного из направлений <Ю1>, составляющего угол 45° с направлением роста <001>.

Диаметр изображения геликоида Ю»20мкм. Образование геликоидальных дислокаций также невозможно без протекания процессов переползания в результате диффузии вакансий к дислокациям.

В медленно охлажденных монокристаллах меди такие» как и в монокристаллах цинка, обнаруживаются призматические петли полных дислокаций, имеющие гораздо меньше размеры ~150мкм.

В наибольшей степени вкладом термически неравновесных вакансий определяется структура монокристаллов меди, быстроохладден-ных /0,35К/с/ после бездислокационного роста. Характерными дефектами' таких кристаллов являются шестиграннда и треугольные петли Франка и др., содержащие дефект упаковки, размером до бОмкм с плотностью —Ю^см-^. Наиболее вероятна механизмом их образования представляется коагуляция избыточных вакансий с последующим ростом коагулятов. Второй тип дефектов в быстроохлажденных монокристаллах меда - длинные прямые геликоиды и ряды призматических петель вдоль направлений <П0> с диаметром витка или петли до 25мкм. Их происхождение также связано с конденсацией вакансий. на прямолинейных дислокациях винтовой ориентации. Оценка показывает, что для образования присутствующих в быстроохлажденных кристаллах меди дислокационных петель и спиралей, как и в случае цинка, достаточна намного меньшая концентрация вакансий / Ю-6/, чем та, что содержится вблизи температуры кристаллизации. Согласно расчету, потеря избыточных вакансий за счет аннигиляции на поверхность при больной скорости охлаждения невелика. Поэтому, можно предположить присутствие в кристалле, кроме наблюдаемых рентгенотопографически, других, более мелких ва-кансионных коагулятов и петель, что подтверждают электронно-микроскопические снимки, на которых обнаруживаются дефекты размером ~0,1мкм.

Экспериментальные данные свидетельствуют о том, что эффективность вакансионного механизма в меди ниже, что проявляется в меньших размера^ петель i? возможности выращивения топографически бездислокационных монокристаллов меди, в то время, как минимальная плотность дислокаций, достигнутая в цинке, превшьет 10 см/см . Это различие связывается с меньшей скоростью роста петель в меди, содержащих дефект упаковки, по сравнению с совершенными дислокационными петлями в цинке и коррелирует- с различием энергии дефектов упаковки в этих кристаллах. Зормировакие дислокационной структуры монокристаллов, цинка происходит при значительно более высоком, вакансионном пересыценяи кз-за экранирующего действия поверхности, и уменьшение их толщины не позволяет .

снизить пересыцение, в отличие от случая меди. В этих условиях рост совершенных петель в цинке идет намного быстрее, чем петель \ с дефектами упаковки.в меди.

четвертой главе представлены результаты исследования влияния структурное совершенство монокристаллов меди растворимых примесей, начиная с количества ниже критических концентраций, вызывающих потерю устойчивости плоского фронта кристаллизации, с последовательным увеличением концентрации примеси вплоть до предельных значений, при которых удается выращивать монокристаллы в используемых условиях бездислокационного роста чистой меди при малом градиенте температуры /"ЗК/см/.

В качестве растворимых добавок были выбраны /£<[/, ЛЕ /I >1/ и 5п /1^1/, обладающие различной склонностью к сегрегации в меди и различной степенью несоответствия атомных радиусов по отношению^ меди /й'Ф-/. Выбор концентрации второго компонента и оценку ожидаемой морфологии межфазной границы проводили с исрользованием так называемой функции неустойчивости/"- ¿^у где ^ - коэффициент диффузии в расплаве, получаемой из известного условия концентрационного переохлаждения. В пределах исполь -зуемых концентраций АС и Л£ фронт кристаллизации мог изменяться от плоского к ячеистому. В связи с высокой сегрегационной склонностью олова возможный интервал варьирования его концентрации в используемых условиях роста весьма ограничен. Поэтому были выбраны две критических концентрации. В качестве минимальной была выбрана концентрация С,0С8ат.«, которой, согласно расчету, соответствует значение функции неустойчивости $ =5. Для f это критическая точка, в которой при обычных условиях роста Д^25К/см/, когда действуют температурные напряжения и прорастание дислокаций из затравки, возникает сильно раз ориентированная структура, которой соответствует.максимум на концентрационной зависимости углов разориентировки. Выбор второй концентрации 0,04ат.^ обусловлен наличием второй критической точки для /=26, которой в обычных условиях роста соответствует слабо разориентированная' структура и минимум на концентрационной зависимости углов/^з^эриентировки.

<Н'¡вк следует из эксперимента /табл.2/ минимальные добавки № /0,05ат./У и N1 /0,01ат°У, которые, согласно расчету, не приводят !к потере устойчивости плоского фронта кристаллизации //•<!/,

не вызывает также и образование дислокаций. Эти монокристаллы растут бездислокационными, как. и кристаллы чистой меди-. На толо-граммах присутствуют только изображения микродефек'тов.

Таблица 2

Характеристики дислокационной структуры и значения функции / для монокристаллов разбавленных сплавов на основе меди

Лри-меа 1 ггах-Ь 4 дг г С, ат. ■ ^ / Гип чорфологии "Ьтотность дислокации см/см3

теор. эксп.1

0',С5 0,3 пл.фронт 0

и 0,75 с, 13 С,II? 0,1С 1,0 2,5 т Г1 6,0 15 теряет уст удл.ячейки равноосн.яч З'Ю6 1,1-Ю7 2" 10 5'103 з-ю5

0,01 0,74 пл.фронт 0 5-Ю3

Н1 0,015 1,1 потеря уст

3,0 5,3 -С,С23 0,03 . \2,2 нерегул.яч 2-Ю4 ' 1-Ю4

п ТК ^ у X О II оавноосн.яч 3-10° . Г1С5. моб

с,5 37 -тч.-дендр.

5 п С, 15 53 ^ отп с.' ^ (С ±. 0,СС8 С-,04 5 _ 25 нерегул.яч равноосн.яч 8-ТО5' 3,2-10б 'по4 2-Ю5

т. - наклон линии ликвидус

Лри увеличении концентрации № до 0,1ат.^ и М' до 0,015ат% которым, согласно расчету, соответствуют значения /=1,1^1,2, кристаллы растут вблизи критических условий, с потерей стабильности плоского фронта кристаллизации. Это приводит к возникновению примесных сегрегации, вызывающих концентрационные напряжения и дислокации. Дислокационная структура этих кристаллов характеризуется плотностью дислокаций -~103см/см3, которые однородно распределены по всему сечению образца.

Лри дальнейшем увеличении концентрации растворимой примеси е условиях бездислокационного роста чистой меди происходит монотонное увеличение плотности дислокаций и углового интервала рассеяния кристаллом рентгеновских лучей.

При концентрациях растворимой примеси М , Ш и $п , которым соответствуют, согласно расчету, значения f в интервале 2-гб, в'

■■монокристаллах Си +1ат ,%Л1 и ¿¡/+0,008ат.55 , 6/+О,03ат.52Л|1 .присутствуют ранние формы ячеистой морфологии - вытянутые или нерегулярные ячейки. В сплаве Си+1ал:.%М дислокационная структура обнаруживается на фоне удлиненных примесных ячеек с плотностью В сплаве'&+0,0С8ат.^.5л при направлении выращивания '¿100> обнаруживается нерегулярная ячеистая структура. При изменении направления, выращивания на Ш0> морфология ячеистой структуры в сплаве ¿и +0,008ат.5о&1 меняется от нерегулярных к вькя-

■ нутьм ячейкам, что проявляется в возникновении анизотропии дис-■ локационной структуры." При направлении роста <100> участки, со-

■ ответствущие местам максимальной сегрегации олова, присутствую-" щие на топограммах в виде белых пятен, расположены изотропно, а

: при направлении роста <П0>. -'строчками, параллельными следам плоскостей {1001-. Отличительной особенностью монокристаллов • - • Си-НС является более высокая однородность структурного состояния. Во всех случаях , Ш, / монокристаллы не содержат мало' угловых границ и ширина кривых качания, полученных от этих крис-■ ":•'],таллов,-остается малой /"-Г,б'Ю^рад./.

■• •■ При концентрациях растворимой примеси, которым соответствуют значения / в интервале 10^-30, в кристаллах следует ожидать присутствия хорошо развитой равноосной ячеистой структуры. Действительно,'в сплавах &+2,5ат.$^йн-Э,15ат.$А'<: и ¿а+0,04ат.#£л. , • . возникает- субзеренная структура, коррелирующая с ячеистой. Для •■ сплава ¿¿/,+0,04ат.$«5л ■ присутствие её подтверждено также к трав- . ./• лением и декантацией расплава с межфазной поверхности. Разориен-'. тировки между соседними субзернами невелики . до 1г2 минут, . . но так как .они имеют преимущественно один знак, то общая разори-

ентировка. в пределах кристалла достигает нескольких минут. :-Поскольку.в нашем эксперименте формирование дислокационной •' структуры определяется сегрегацией растворимых добавок по грани* . цам ячеек» представляло интерес провести сопоставление экспери-.'-ментально найденных значений плотности дислокаций с вычисленны-

■ ми по формулам известной теории 'Гилдера для случаев вытянутых и

- Гексагональных ячеек /f■=^ZiЬ и /»11*25 . соответственно,:табл.2/ ' Во есех случаях расчетное значение превылает, экспериментально из-.¡меренную величину." Особенно велико различие для' наиболее слабо-сегрегирующей добавки /А1/ и для. ранней формы ячеистой структуры. Основная причина расхождения, по нашему мнению, в том, что в де-йствитёльности вместо ступенчат ого , распределения примеси .на гра-

лице ячейки, принятого 'Гиллером, имеет место некоторое плавное изменение концентраши в объеме ячейки, ускоряющееся к ее границе. Ступенчатая модель не позволяет учесть в должной мере роль упругой деформации £ . По-видимому, оценка по формулам Тиллера может быть полезна только в случае сильно сегрегирующих примесей.

Представленные результаты исследования концентрационных зависимостей дислокационной структуры монокристаллов разбавленных сплавов на основе кеда, полученных в условиях бездислокационного роста чистой меди, отличаются от установленных ранее на Вл ■>№. при выращивании их в обычных условиях, характеризующихся высоки- . ми температурными градиента!®, неоднородностью температурного поля. Для сравнения на системе Сц-Sn. было проведено исследование концентрационной зависимости дислокационной структуры монокристаллов, выращенных и по стандартной методике, при высоких значениях температурного градиента и напряжений Были выращены монокристаллы чистой меди и с добавками олова в „количествах 0,01; 0,072; 0,14 ат.%, которда соответствовали, согласно расчету, значения функции неустойчивости 3,20,40. Обнаружено, что минимальная добавка 0,01ат.^Лг. при /»3 приводит к возникновению в кристалле сильно раэориентированной структуры, которой соответствует максимум на концентрационной зависимости •углов разориенткроэки, составляющий' 60'. При дальнейшем повышении концентрации Лг до 0,072аг.# при /«20 в кристалле возникает слабо разориентированная структура с максимальными разориен-тировками субзерен до 10 угловых минут. Ей соответствует морфология равноосных ячеек. Дальнейшее повышение концентрации олова приводит к переходу от ячеек к дендритам и резкому снижению структурного совершенства. Таким образом, наблюдаемая немонотонная зависимость подобна той, что ранее наблюдалась для других металлов. При этом, в отличие от прежних работ, эта зависимость получена для кристаллографического направления роста с высокой симметрией <10С> , при которой начальной формой ячеистой структуры являются скорее нерегулярные ячейки, чем вытянутые, Этот результат доказывает, что особенность концентрационной зависимости структурного совершенства монокристаллов твердых растворов на основе меди, выращенных в условиях роста бездислокационных монокристаллов меди. / отсутствие максимума при /-»2*6 / не свя- • зана с какой-либо особенностью выбранной металлической системы или кристаллографической ориентации монокристаллов. Она обуслов-

лена отличием условий выращивания монокристаллов. В отсутствие существенных температурных напряжений и прорастания дислокаций из затравки общая их плотность в растущем кристалле мала и перестройка в малоугловые границы малоэффективна, что и обуславливает отсутствие максимума угловой разориентации. Образование малоугловых границ, совпадающих с границами ячеек, в интервале существования развитой равноосной ячеистой структуры 10*25/, по-видимому, уже в значительной мере обусловлено неправильным сращиванием соседних ячеек. Этот механизм образования малоугло-вьк границ становится особенно эффективен при дендритной морфологии.

ОБЩИЕ ВЫВОДЫ

1. Из кристаллографических и морфологических характеристик дислокационной структуры, изученных методом рентгеновской трансмиссионной топографии, следует, что в монокристаллах чистого ¿л- , выращиваемых при условии достаточно низких температурных напряжений, основным источником дислокаций является коеденсация тер-

■ мически неравновесных вакансий, определяющая плотность дислокаций в крупных кристаллах ~5'10 см/см .

2. Коцденсашя термически неравновесных вакансий является важным фактором формирования структурных дефектов и в монокристаллах чистой меди. Однако, эффективность вакансионного механизма в меди ниже, чем в цинке, что проявляется в меньших плотности дислокаций и размерах дислокационных петель при сопоставимых условиях получения монокристаллов и позволяет выращивать

топографически бездислокэционные монокристаллы ограниченной толщины /< 6мм/ при ограничении температурных напряжений уровнем /£-<Ю ¡{Па. Это различие связывается- с меньшей скоростью роста . содержащих дефекты упаковки дислокационных петель в меди по сравнению с совершенными петлями в цинке, коррелирует с различием энергии дефектов упаковки этих кристаллов и согласуется с экспериментально выявленными качеегвенндаи различиями в дислокационной структуре в монокристаллах этих металлов высокой степени структурного совершенства.

3. Механизмами развития дислокационной структуры в чинке к меди в условиях вакансионного пересыцения является зарождение, по-видимому, гетерогенное, дислокационных петель и, действие различного типа источников размножения дислокаций.

4. В условиях роста топографически бездислокационных монокристаллов чистой ме-ди монокристаллы разбавленных твердых растворов на основе меди также получаются бездисщокационными

/ Си +0,05ат.й,-й? ; Си +0,01ат.й Л4"/, если содержание растворимой добавки ниже уровня, вызывающего концентрационное переохлаждение расплава.

5. Плотность дислокаций, образующихся в результате потери устойчивости плоской межфазной границы и возникновения ячеистой структуры, когда концентрация второго компонента превьшает критический уровень, существенно ниже, чем следует из теоретической оценки, основанной на ступенчатой модели /Гиллера/ распределения примеси в ячейках. Несоответствие теоретических данных эксперименту обусловлено неадекватнш учетом упругой деформации кристаллической решетки, вызванной концентрационными перепадами,

6. Из сопоставления экспериментально установленных для твердых растворов на основе меди концентрационных зависимостей

:■..... углов разориентяции субзерен в монокристаллах, выращенных в условиях получения бездислокационных монокристаллов чистой меди и в обычных условиях, следует, что максимум, соответствующий начальным формам ячеистой структуры, обусловлен совместным влиянием концентрационных и температурных напряжений. ■Он отсутствует, если температурные напряжения пренебрежимо малы.

Основные результаты диссертации опубликованы в работах:

1..3асимчук И.К., Живолуб Е.Л., Павлова Е.П.• Кристаллоструктурные нарушения, возникающие вблизи поверхности при резании металлических монокристаллов // Поверхность.- 1984.- №9,-C.I42-I48.

2. Засимчук И.К., Павлова Е.П. Кристаллографические и морфологические характеристики дислокаций в малодислокационных монокристаллах цинка, выращенных из расплава // Кристаллография.-1988.- Т.33.- С.673-678.

3. Засимчук И.К., Павлова Е.П., Кочерга О.В. Структурные нарушения в малодислокационных монокристаллах меди, выращенных из расплава // Металлофизика.- 1989.- Т.II, №2.- С.3-9.

4. Засимчук И.К., Павлова Е.П. Влияние добавок алюминия на дислокационную структуру монокристаллов меди // :3ысокочистые вещества.- 1938,- № 4,- С.114-118.

б. Засимчук К.К., Павлова Е.П. Влияние добавок олова на структурное совершенство монокристаллов меди // Металлофизика.-

1991.- T.I3, №10.- С.59-65.

6. Засимчук И.К., Павлова Е.П. Влияние добавок никеля на структурное совершенство монокристаллов меди // Металлофизика. -

1992.- T.I4, №7.- С.42-46.

7. Засимчук И.К., Павлова Е.П. Дислокационная структура монокристаллов меди, обусловленная микросегрегашей легирующих добавок. // Расширенные тезисы 8 Всесоюзной конференции по росту кристаллов.- 1992, февр.- 'Г.Ш.чЛ,- C.II8-II9.