Концентрации легирующего

К особенностям ионной имплантации металлов следует отнести необходимость достижения больших доз (более !()'• ион/см2) используемых ионов, их широкий ассортимент, необходимость обработки достаточно больших и сложных форм поверхностей. Это потребовало создания сильноточных установок, позволяющих быстро достигать концентрации легирующей примеси в единицы и десятки процентов.

слое при имплантации чистых металлов собственными ионами начинается при дозах 1016-1017 ион/см2, т.е. при концентрации легирующей примеси, не превышающей десятых долей процента. Реальная картина значительно сложнее и требует учета возникающих при торможении ионов дефектов строения, места расположения внедренных ионов в кристаллической решетке, анизотропии констант упругости.

Многочисленные экспериментальные данные по легированию сталей ионами азота указывают на начало роста твердости стали при дозе порядка 1015 ион/см2. При этом концентрация примесных атомов слишком мала для образования высокопрочных выделений нитридов, а также для эффективного торможения дислокации стопорами, но достаточна для начала пластического течения. Пластическое течение в металлах начинается при низких напряжениях, и наибольшее значение для повышения износостойкости имеет упрочнение поверхностного слоя при достаточно высоких дозах легирования (10'6-1017 ион/см2). Если имплантируемые атомы располагаются преимущественно в замещающих положениях, то при достижении концентрации легирующей примеси в несколько процентов оказывается существенным упрочнение за счет образования растворов замещения. Несоответствие радиусов примесных и основных атомов решетки приводит к появлению полей упругих напряжений, блокирующих движение дислокаций. Такой механизм упрочнения характерен для модификации ионами средних и больших масс. Образование метастабильных твердых растворов и возможность значительных отклонений от правила Юм-Розери при имплантации подтверждают реальность рассмотренного механизма упрочнения. Существование деформационного механизма упрочнения при ионной имплантации подтверждается, в частности, сходством микроструктур ионно-модифицированных и деформационно-упругих материалов.

не зависит от интенсивности возбуждения и определяется степенью легирования полупроводника (л0 + р0), убывая обратно пропорционально концентрации легирующей примеси. Наибольшего значения т достигает в собственных полупроводниках, для которых «о = Ро = «г- Подставив это в (6.47), получим

Из уравнений (8.30) и (8.31) видно, что высота потенциального барьера ц>'(х) является квадратичной функцией координаты х. Толщина слоя объемного заряда согласно (8.32) тем больше, чем ниже концентрация основных носителей, равная концентрации легирующей примеси. При этом глубина проникновения контактного поля больше в ту область полупроводника, которая легирована слабее. При Л/д <С Na, например, практически весь слой локализуется в п-области:

Толщина обедненного слоя L, возникающего у контакта металл — диэлектрик (рис. 10.2, в), может быть подсчитана по формуле (8.34), описывающей толщину обедненной области резкого р — п-перехода. Она зависит от концентрации легирующей примеси Nn и разности работ выхода металла и диэлектрика ср„ = XM — ЭСд-При этом концентрация носителей в диэлектрике у границы с металлом пк и в этом случае определяется величиной Ф0, но в отличие от случая обогащения она ниже пй : «„< п0. В табл. 10.2 представлены значения L, вычисленные для тех же величин Ф0, что и в табл. 10.1, и для «о на порядок выше пк.

• Полупроводниковые тензорезисторы. Имеется большое число таких тензорезисторов различных размеров и различной концентрации легирующей примеси. Для изготовления их тензо-чувствительных элементов известны различные способы (например, почти чисто механическое изготовление из монокристалла резкой, сошлифовыванием или травлением). Для универсального применения в датчиках силы предпочтительны гибкие, т. е. максимально тонкие, тензорезисторы.

Арсснид галлия выпускается по техническим условиям ТУ 48-4-276 — 82 и некою-рым частным ТУ. В табл. V.3 приведены основные технические характеристики марок арсенида галлия, а в табл. V.1 — подвижности основных носителей заря i" (ОИЗ) промышленных монокристаллов GaAs, содержащих разные концентрации легирующей примеси. Исходным сырьем для получения арсенида галлия слу/^л галлий чистотой не хуже 99,999 по ТУ 48-4-350 — 75 и мышьяк марок ОСЧ Г1 "5 и ОСЧ 17-4 по ОСТ 6-12-112—73.

Арсснид галлия выпускается по техническим условиям ТУ 48-4-276 — 82 и некою-рым частным ТУ. В табл. V.3 приведены основные технические характеристики марок арсенида галлия, а в табл. V.1 — подвижности основных носителей заря i'~l (ОИЗ) промышленных монокристаллов GaAs, содержащих разные концентрации легирующей примеси. Исходным сырьем для получения арсенида галлия слуичЛ галлий чистотой не хуже 99,999 по ТУ 48-4-350 — 75 н мышьяк марок ОСЧ Г1 >5 и ОСЧ 17-4 по ОСТ 6-12-112—73.

Экспериментально было установлено наличие защитного слоя оксида, преимущественно образованного легирующим компонентом сплава (хрома или алюминия) для ряда жаростойких железных сплавов. На рис. 3.19 показано значительное снижение скорости окисления железа от концентрации легирующей добавки — алюминия.

К особенностям ионной имплантации металлов следует отнести необходимость достижения больших доз (более 1017 ион/см2} используемых ионов, их широкий ассортимент, необходимость обработки достаточно больших и сложных форм поверхностей. Это потребовало создания сильноточных установок, позволяющих быстро достигать концентрации легирующей примеси в единицы и десятки процентов.

При существенно большей концентрации легирующего элемента с я* > п преобладает процесс образования вакансий по вагнеровскому механизму с соответствующим ростом скорости окисления (175):

Если предположить, что последний процесс начнет протекать только при концентрации легирующего элемента в окисле сок, большей, чем концентрация вакансий в окисле нелегированного

Рис. 70. Схема изменения концентрации легирующего металла с^е в области / -> со

расширение области у-фазы и сужение области существования ct-фплы (рис. 81, а). Как видно из рис. 81, под влиянием легирующих элементов точка Л4 повышается до линии солидус, а точка Л3 при повышенной концентрации легирующего элемента снижается до комнатной температуры. Следовательно, сплавы, имеющие концентрацию легирующего элемента больше указанной на рис. 81 (точка ,v), пе испытывают фазовых превращений а +±. у, и при всех температурах представляют твердый раствор легирующего элемента в у-железе. Такие сплавы называют аустенитными.

Рис. 11.8. Изменение параметра решетки o-Fe в зависимости от концентрации легирующего элемента

На рис. 203 приведены многокомпонентные системы Ni - Ti, Ni - Cr - Ti, Ni - Cr - Т - W и Ni - Cr - W - Ti -,A1, показывающие повышение предела длительной прочности сплавов в зависимости от количества вводимых легирующих элементов при температуре 800°С. Кривые длительной прочности на диаграммах показывают последовательное повышение жаропрочности по мере увеличения числа компонентов в сплаве и увеличения концентрации легирующего элемента в твердом растворе.

Для чистых металлов установлена зависимость между скоростью диффузии и температурой плавления. В большинстве случаев, хотя только качественно, эта закономерность наблюдается в твердых растворах. С повышением концентрации легирующего элемента, понижающего температуру плавления сплава, диффузия последнего ускоряется, поскольку температура опыта, остающаяся постоянной, приближается к линии солидуса. Если же легирующий элемент повышает температуру плавления сплава, то с увеличением его концентрации диффузия замедляется. Хо-

Из других методик оценки жаростойкости покрытий можно отметить применяемый в работах П. Т. Коломыцева способ определения времени, в течение которого происходит снижение концентрации легирующего элемента в покрытии до уровня концентрации в основном металле. Метод распространяется прежде всего на диффузионные покрытия [216, 217].

В аналогичном исследовании Армстронг и др. [2] изучали механизм образования связи между А12О3 и сплавами Ni— Ti и Ni — Сг. Для наблюдения адсорбции Ti и Сг был использован метод сидячей капли. По данным этой работы, линейный участок: зависимости уж. т от процентной концентрации легирующего элемента приходится на более высокую концентрацию обоих легирующих элементов, чем наблюдалось Куркьяном и Кинджери [23]. Этот результат указывает на высокую чувствительность селективной адсорбции к содержанию кислорода'в расплаве. Ясно, что связывание Ti и Сг растворенным в расплаве кислородом, эффективно понижающим активность этих элементов, могло послужить причиной указанного различия. Были определены два механизма образования 'связи, характерные дЛя каждого случая легирова'ния. При легировании хромом это — селективная адсорбция на поверхности

стали, никельхромовые сплавы, а также алюминий и титан в нейтральных водах. Селективная коррозия сплавов обычно является следствием больших местных различий в концентрации легирующего элемента, имеющего важное значение для коррозионной стойкости, например хрома. На низколегированных сталях селективная коррозия практически не наблюдается. Она возникает лишь в редких случаях на сварных швах, если в воде, текущей с большой скоростью и содержащей много солей и мало кислорода, поверхностный защитный слой не может образоваться [5, 6].

Для этого надо знать не только температуру рекристаллизации, но и кинетику роста зерна при нагреве. Этим вопросам и посвящена настоящая глава. Зависимости температуры рекристаллизации и роста зерна при нагреве от концентрации легирующего элемента в сплаве устанавливали методом обычного металлографического анализа.