Дефектная структура распадающихся полупроводниковых твердых растворов тема диссертации и автореферата по ВАК РФ 01.04.10, доктор физико-математических наук Сорокин, Лев Михайлович

• Сорокин, Лев Михайлович
• доктор физико-математических наук
• 1985

Оглавление диссертации доктор физико-математических наук Сорокин, Лев Михайлович

ВВЕДЕНИЕ

ГЛАВА I» Собственные точечные дефекты в кремнии

§ I.I. Модели точечных дефектов в кремнии

1.1.1. Вакансионная модель

1.1.2. Межузельная модель

1.1.3. Комбинированная вакансионно-межузельная модель

§ 1.2. Энтропийный барьер рекомбинации пары вакансия - межузельный атом при высоких температурах

ГЛАВА П. Физические основы процессов формирования изображений в просвечивающей электронной микроскопии

§ 2.1. Динамическая теория дифракции электронов волново-оптическая формулировка)

2.1.1. Амплитуда дифрагированной волны. 4

2.1.2. Елоховские волны для идеального и несовершенного кристаллов

§ 2.2. Однолучевая дифракционная электронная микроскопия

2.2.1. Условия применимости приближения одно-лучевой дифракционной электронной микроскопии

2.2.2. Влияние дифракционных условий и местоположения дефекта на однолучевой контраст

ГЛАВА Ш. Новые методические разработки,обусловившие современный уровень исследований

§ 3.1. Получение тонких кристаллов кремния германия ,арсенида галлия и твердых растворов на их основе для просвечивающей электронной микроскопии.

3.1.1. Получение тонких кристаллов кремния с помощью фотолитографии и динамического травления

3.1.2. Метод химико-динамического травления

3.1.3. Методика приготовления образцов кремния большой площади

§ 3.2. Метод дифракционной микроскопии с оттенением.

§ 3.3. Метод дифракционного анализа геликоидельных дислокаций

§ 3.4. Метод однозначного определения знака вектора Бюргерса произвольной дислокации . 87 Выводы

ГЛАВА 1У. Дефектообразование в термообработанных кристаллах кремния, выращенных методом

Чохральского

§ 4.1. Кислород в кремнии и выход годных полупроводниковых приборов

§ 4.2. Характеристика дефектов,образующихся в результате распада пересыщенного твердого раствора кислорода в кремнии при высоких температурах (выше 900°С)

4-.2.1. Распад пересыщенного твердого раствора при изотермическом отжиге

4.2.2. Модель преципитата и механизм выдавливания дислокационных петель

4.2.В. Моделирование электронно-микроскопических изображений дислокационных конфигураций

4.2.4. Механизм генерации дефектов упаковки, сопутствующих распаду пересыщенного твердого раствора

§ 4.3. Характеристика других вторичных дефектов, образующихся в результате распада твердого раствора в системе кремний-кислород.

4.3.1. Полные призматические дислокационные петли.

4.3.2. Геликоидальные дислокации

4.3.3. Колонии преципитатов

§4.4. Распад твердого раствора кислорода в дислокационном кремнии

§4.5. Низкотемпературный распад твердого раствора кислорода в кремнии

4.5.1. Стеркнеобразные дефекты, образующиеся при одноступенчатом отжиге

4.5.2. Трансформация стержнеобразных дефектов при двухступенчатом отжиге

§ 4.6. Диффузное рассеяние рентгеновских лучей кристаллами кремния,содержащими стержнеобразные дефекты

§ 4.7. Влияние углерода на преципитацию кислорода в кремнии.

В ы в о д ы

ГЛАВА У. Дефектообразование в монокристаллах кремния бестигельной зонной плавки

§ 5.1. Поведение монокристаллов кремния бестигельной зонной плавки при высокотемпературном отжиге

5.1.1. Изменение структурного совершенства кремния в зависимости от атмосферы высокотемпературного отжига

5.1.2. Структурные изменения при высокотемпературном отжиге в зависимости от атмосферы выращивания

§ 5.2. Микродефекты в бездислокационных монокристаллах кремния (обзор литературных данных

5.2.1. Микродефекты и качество полупроводниковых приборов

5.2.2. Модели образования и роста микродефектов

Выводы

§ 5.3. Электронно-микроскопическое исследование микродефектов в монокристаллах кремния, полученных при больших скоростях выращивания (оригинальные исследования)

§ 5Л. Трансформация микродефектов под влиянием температурных воздействий

В ы в о д ы

ГЛАВА У1. Распад твердого раствора и образование вторичных дефектов в системе кремний-сурьма.

§ 6.1. Природа дислокационных петель,образующихся при распаде твердого раствора сурьмы в кремнии

§ 6.2. Механизм образования дефектов после высокотемпературного отжига.

§ 6.3. Изменение электросопротивления в процессе распада твердого раствора

§6.4. Влияние примесной атмосферы около петли

Франка на ее равновесную конфигурацию

§ 6.5. Анализ асимметричного контраста темнополь-ных изображений больших дислокационных петель

§ 6.6. Взаимодействие точечных дефектов,обусловленных облучением в ним , с дислокационными петлями Франка

В ы в о д ы

ГЛАВА УП. Фазообразование в системе кремний-фосфор при введении диффузанта

§ 7.1. Методика эксперимента

§ 7.2. Дефекты, образующиеся после первой стадии диффузии

§ 7.3. Дефекты, образующиеся после второй стадии диффузии.

§ 7.4. Природа выделений, образующихся при диффузии фосфора в кремний

§ 7.5. Влияние процессов фазообразования на особенности диффузии фосфора в кремнии

§ 7.6. Природа избыточных точечных дефектов,образующихся при диффузии фосфора в кремнии. 286 В ы в о д ы

ГЛАВА УШ. Исследование дефектной структуры кристаллов распадающихся твердых растворов на основе германия

§ 8.1. Структура распадающегося твердого раствора германий-мышьяк

8.1.1. Прецизионные измерения параметра решетки твердого раствора с учетом неоднородного распределения мышьяка по кристаллу.

8.1.2. Измерение интегрального диффузионного рассеяния,обусловленного распадом твердого раствора.

8.1.3. Определение концентрации дефектов из измерений диффузного рассеяния

8.1.4. Исследование дефектов распада методом

3-х кристальной дифрактометрии

8.1.5. Особенности распределения диффузного рассеяния вблизи брэгговских отражений при дифракции рентгеновских лучей

Выводы

§ 8.2. Распад пересыщенного твердого раствора лития в германии

8.2.1. Зарождение центров новой фазы

8.2.2. Барьер полупроводник-фаза

8.2.3. Природа центров распада

В ы в о д ы

ГЛАВА IX. Электронно-микроскопическое исследование структурных дефектов в кристаллах арсени-да галлия, обусловленных распадом твердого раствора.

§ 9.1. Природа призматических дислокационных петель и дефектов упаковки

§ 9.2. Атомная структура двумерных дефектов

В ы в о д ы

Введение диссертации (часть автореферата) на тему «Дефектная структура распадающихся полупроводниковых твердых растворов»

Состояние полупроводникового материаловедения во многом определяет прогресс в микроэлектронике и силовой преобразовательной электротехнике. Одной из ключевых проблем современного материаловедения является установление общих закономерностей формирования дефектной структуры реальных полупроводниковых кристаллов и структур на их основе, решение которой позволило бы управлять получением кристаллов с необходимыми свойствами и осуществлять научно-обоснованный подход к совершенствованию технологии создания полупроводниковых приборов. Сложность указанной задачи определяется прежде всего тем, что конечные полупроводниковые структуры содержат в себе систему нарушений периодичности идеальной кристаллической решетки, возникших в ходе различных технологических операций. И установить, на каком этапе технологии были введены дефекты, определившие низкое качество прибора или его отказ, невозможно без систематического изучения совершенства кристалла после каждой такой операции.

В настоящее время физика и техника полупроводников вплотную подошли к проблеме увязки электрофизических и оптических свойств со структурными несовершенствами используемых кристаллов. иднако до сих пор нет полной воспроизводимости в результатах по однозначности влияния на электрофизические свойства кристаллов даже таких простых дефектов, как дислокации [i] Поэтому для получения однозначных зависимостей свойство - дефектная структура кристалла необходимо знание параметров-характеристик этой структуры. Следовательно, и физика полупроводников не может успешно развиваться без прогресса в знаниях о реальной структуре используемых кристаллов.

Таким образом, на сегодняшний день на первый план выступает одна из важнейших задач физики реальных кристаллов - получение основных данных о структуре (природе) дефектов кристаллической решетки, механизмах их образования и кинетике развития.

В связи с этим исследование реальной структуры полупроводниковых кристаллов как после роста, так и после различных технологических воздействий приобретает все более возрастающее научное и практическое значение.

Использующиеся в электронной технике полупроводниковые монокристаллы содержат заметное количество ростовых примесей.Их концентрация в зависимости от способа выращивания может варьироваться в достаточно широких пределах. Например, монокристаллы кремния, полученные методом вытягивания из расплава, находящегося в кварцевом тигле (метод Чохральского), содержат до 1*10^® ат/см^ кислорода и около 5*10^ ат/см^ углерода. В кристаллах, выращенных методом зонной плавки, удается снизить содержание указанных примесей. Степень очистки монокристаллов безтигельной зонной плавки в значительной мере зависит от среды выращивания (аргон, водород, вакуум [2] ).

Для придания исходным монокристаллам определенного типа проводимости они легируются в процессе роста. Например, кремний легируют бором, фосфором и сурьмой, арсенид галлия - теллуром. Таким образом, ростовые материалы представляют собой твердые растворы с концентрацией примеси, иногда близкой к пределу растворимости при температуре выращивания.

На различных стадиях приготовления полупроводниковых приборов для изменения локальных электрофизических свойств кристаллов в последние проводится диффузия (иногда многоступенчатая) нескольких (в случае тиристоров) легирующих примесей [2] . В этих случаях возникают твердые растворы в ограниченных объемах (в силовых приборах глубина диффузии составляет десятки микрометров, в микроэлектронных структурах - доли микрометра). Поскольку диффузия примесей в большинстве случаев протекает в окислительной атмосфере, в результате в кристалле реализуются сложные системы типа полупроводник-примесь, которые при определенных условиях (температура, концентрация примеси) будут представлять собой распадающиеся твердые растворы. При этом они могут оказаться пересыщенными не только по специально введенным примесям, но и по ростовым. Результирующая картина структурных нарушений, обусловленных распадом, может быть очень сложной. Вполне очевидно, что эти нарушения будут неблагоприятно влиять на конечные параметры полупроводниковых приборов (например, из-за искажения фронта диффузии, локальных центров плазменного пробоя и т.п.). Для их изучения необходимо прибегать к модельным системам и отдельным термообработкам. При этом всегда необходимо учитывать особенности диаграмм состояния тех или иных полупроводниковых систем.

Однако изучение распада пересыщенных полупроводниковых растворов представляет не только большой практический интерес; но и фундаментальное научное значение. Это связано с тем, что в полупроводниках имеются принципиальные отличия в явлении распада в сравнении с металлами [3] . Основные из них следующие: - отсутствие ростовых дислокаций или их малая плотность исключают один из возможных механизмов гетерогенного зарождения частиц новой фазы - выпадение примесных атомов в поле напряжений дислокаций;

- этот же фактор обуславливает отсутствие внутренних стоков для собственных точечных дефектов, в результате чего последние принимают активное участие в процессе распада;

- весьма ограниченная растворимость большинства химических элементов в германии и кремнии и соединениях типа АдВ^;

- максимальная растворимость наблюдается не при температуре эвтектики, как это обычно происходит в металлических твердых растворах, а при значительно более высокой (эффект ретроградной растворимости);

- участие носителей заряда (электронов и дырок) в распаде приводит к значительному его ускорению за счет взаимодействия, например, электронов с атомами примеси, выпадающими из твердого раствора.

Наиболее важным, на наш взгляд, отличием металлических твердых растворов от полупроводниковых является различное соотношение между концентрацией собственных точечных дефектов (междоузлий, вакансий) и количеством атомов, выделающихся из раствора. В полупроводниках из-за ограниченной растворимости примесей содержание первых и вторых оказывается близким друг другу. Для металлов же в большинстве случаев концентрация примесных атомов превышает содержание собственных точечных дефектов, поскольку последние, еще до того, как принять участие в процессе распада, уходят на внутренние стоки - многочисленные дислокации и границы зерен. Поэтому в полупроводниках процессы взаимодействия примесных атомов с равновесными собственными точечными дефектами, приводящие к образованию ассоциированных дефектов в виде центров и комплексов (часто имеющих заряд), будут, по-видимому, играть большую роль, чем в металлах. Еще большее значение в процессах установления фазового равновесия точечные дефекты приобретают в результате облучения полупроводников быстрыми частицами (электронами, нейтронами, ионами).

Ясно, что указанные отличия должны приводить к возникновению принципиально новых закономерностей в явлении распада пересыщенных полупроводниковых твердых растворов.

Экспериментальных данных в этой области на сегодняшний день явно недостаточно. Нет и достаточно полных обобщающих структурных исследований распадающихся полупроводниковых твердых растворов, базирующихся на детальном изучении природы дефектов, возникающих при распаде, дифракционными методами (электронно-микроскопическими и рентгенодифракционными). Сейчас с уверенностью можно говорить, что только с помощью комплекса локальных (микроскопических) и интегральных (рентгеновских) методов возможно получение достаточно полной картины структурных изменений, сопровождающих процесс распада, и детальной информации (на атомном уровне) о тонкой структуре дефектов.

Настоящая диссертация посвящена применению дифракции электронов и рентгеновских лучей к исследованию атомно-кристаллического строения реальных полупроводниковых кристаллов.

Основная цель работы заключалась в получении экспериментальных данных о дефектной структуре полупроводниковых твердых растворов (в основном распадающихся), наиболее важных с точки зрения их использования в микро- и силовой электронике, на основе систематических комплексных исследований электронно-микроскопическими и рентгенодифрактометрическими методами, и в их обобщении.

Для этого необходимо было решить следующие задачи:

- разработать для просвечивающей электронной микроскопии экспериментальные методики приготовления тонких (0.5*1 мкм) кристаллов достаточно больших площадей, прозрачных для электронов с энергиями 100 -t 1000 кэВ;

- разработать новые и модифицировать известные методики анализа электронно-микроскопических изображений для получения однозначной информации о природе и характеристиках дефектов кристаллической решетки;

- провести машинное моделирование по расчету контраста электронно-микроскопических изображений прямолинейных дефектов с целью сопоставления их с экспериментальными;

- изучить структурные изменения, возникающие в исходных полупроводниковых материалах в процессе охлаждения при росте, диффузионного легирования при отжиге в широком температурном интервале и в различных средах, а также в результате взаимодействия радиационных дефектов, обусловленных облучением электронами, со структурными дефектами (для кремния);

- изучить природу и механизмы генерации вторичных дефектов, сопровождающих процесс распада пересыщенных полупроводниковых твердых растворов;

- проследить характер изменения структурных нарушений в зависимости от абсолютной концентрации примеси, отвечающей пределу растворимости данного твердого раствора, величины ковалент-ного радиуса атома примеси, а также от величины и знака объемных изменений ( тг= ——) при образовании частиц новой фа

Y Vc" о м зы в ходе распада твердого раствора, где и У0 - соответственно атомные объемы преципитата и матрицы;

- изучить и понять роль точечных дефектов в образовании вторичных дефектов;

- провести сопоставление данных о структуре твердых растворов, полученных различными дифракционными методами с целью установления их взаимно однозначного соответствия;

- установить закономерности формирования дефектной структуры, образующейся в результате распада пересыщенных твердых растворов.

Структурные изменения в кристаллах твердых растворов на основе кремния изучались, как правило, после обработок, близких к технологическим, что в принципе позволяет использовать полученные результаты и выводы при оптимизации технологического процесса получения полупроводниковых приборов.

Основные результаты были получены на следующих полупроводниковых системах: S/-0 - монокристаллы (бездислокационные) твердого раствора кислорода в кремнии, полученные методом вытягивания из расплава (метод Чохральского) с концентрацией кислорода (6*12) "Ю17см"3 и углерода (5*7)-Ю17см"3 и диаметром 30 * 80 мм; ShP - монокристаллы твердого раствора фосфора (в приповерхот ностных слоях до а/ 1СгАсм °) в кремнии, полученного путем диффузионного легирования с поверхности в массивные и тонкие образцы, подготовленные для просвечивающей электронной микроскопии; St-S6 - монокристаллы пересыщенного твердого раствора сурьмы в кремнии, полученного легированием при росте (метод

Чохральского) до концентрации сурьмы (6-5-8) *10^см"3 и кислорода до 8'1017см~3 ( р = 0.008); монокристаллы пересыщенного твердого раствора мышьяка в германии, полученного легированием при росте до конТО t3 центрации 2,4вЮх^см Ge-Ai' - монокристаллы пересыщенного твердого раствора лития в германии, полученного легированием диффузией в твердую фазу (после роста) до концентрации 2,7*I0i7cm"3; GaAs-'fe - монокристаллы твердого раствора теллура в арсениде галлия, полученного легированием расплава в ходе рото ста до концентрации примеси в твердой фазе (2*5)*10ХО см*-3.

Кроме того, для исследований были использованы монокристаллы кремния бестигельной зонной плавки (бездислокационные и о р малодислокационные 10 см и) с низкой интегральной конценттг —о рацией ростовых примесей кислорода и углерода 5'10хосм ° и 1*1017 см"3, соответственно.

Для изучения поведения собственных точечных дефектов после роста в ходе охлаждения были взяты специальные бездислокационные монокристаллы бестигельной зонной плавки (иногда многоtfi -я проходные) с концентрацией кислорода с. 1*10хосм 4 и углерода

Т/Г „о 1.б,10±осм , выращенные с различной скоростью роста ( Vp = 1*9 мм/мин).

Для проверки ряда электронно-микроскопических методик определения природы дефектов были использованы монокристаллы моносульфида самария ( SmS ), содержащие необходимого вида дефекты.

Значения объемов на атом (молекулу) матрицы и возможных фаз выделения, а также объемных изменений в результате распада пересыщенного твердого раствора в указанных системах, сведены в таблицу (см.приложение).

Диссертация состоит из 9 глав, заключения, приложения и списка литературы.

В главе I изложены современные модели точечных дефектов в кремнии, которые лежат в основе интерпретации экспериментальных результатов по самодиффузии, позволяют объяснить аномальные эффекты при диффузии примесей, понять природу избыточных собственных точечных дефектов, их роль в образовании новой фазы и вторичных дефектов, сопровождающих распад, а также построить механизм зарождения и роста микродефектов в ходе роста бездислокационных монокристаллов.

Здесь также показано, что из-за "размазанности" при высоких температурах межузельного атома возникающий,как следствие этого, энтропийный барьер препятствует аннигиляции пары вакан-сия-межузельный атом, что обеспечивает сосуществование при этих температурах как вакансий, так и межузельных атомов.

В главе П приведены основополагающие сведения из динамической теории рассеяния электронов, являющейся фундаментом теории изображения в просвечивающей электронной микроскопии, которая в данной работе использована в качестве одного из основных методов исследования.

Здесь рассматривается волново-оптическая формулировка динамической теории рассеяния в форме, модифицированной и развитой в теоретических работах Инденбома с сотрудниками [4,5} Согласно этой формулировке распространение электронов в кристалле описывается блоховскими волнами. Особенностями поведения этих волн, как показано, могут быть объяснены многие детали электронно-микроскопического изображения, не прибегая к сложным расчетам распределения рассеянной интенсивности на выходной поверхности кристалла. Эта формулировка была использована нами в главе 1У при получении расчетных электронно-микроскопических изображений (при машинном моделировании эксперимента) и в главе У1 при анализе ореольного контраста около частичных дислокационных петель Франка, расположенных вблизи поверхности, когда необходимо было учитывать влияние на изображение дефекта поверхности тонкого кристалла.

Здесь также рассмотрено приближение однолучевой дифракционной электронной микроскопии, впервые сформулированное в работах Инденбома с сотрудниками [6,7] . Это приближение отвечает случаю толстого кристалла, когда контраст формируется только одной блоховской волной. Он определяется двумя факторами: абсорбционным и амплитудным. Показано, что если дефект располагается вблизи поверхности, то будет преобладать амплитудный контраст. Отмечается при этом, что однолучевой дифракционный контраст определяется упругим изменением формы поверхности тонкого кристалла (образца) и не зависит от поля упругих искажений внутри кристалла. Здесь же проанализировано влияние дифракционных условий и местоположения дефекта на однолучевой контраст дислокаций.

В главе Ш изложены новые оригинальные методические разработки, обусловившие современный уровень исследований. Здесь рассмотрены разработанные в группе дифракционных исследований основные методы получения из массивных полупроводниковых кристаллов тонких образцов (" 0.5 мкм), пригодных для изучения на просвет с помощью электронной микроскопии.

Здесь представлена новая методика дифракционного анализа геликоидальных дислокаций, развит метод определения знака произвольной дислокации (без каких-либо ограничений) на основе установленной однозначной зависимости направления дифракционного сдвига изображения от дифракционных условий и параметров дислокации, а также рассмотрен метод дополнительного оттене-ния, согласно которому просто и точно устанавливается соответствие между дефектами в объеме и рельефом поверхности, что открывает в просвечивающей электронной микроскопии новое направление - дифракционную микроскопию с оттенением.

Заключение диссертации по теме «Физика полупроводников», Сорокин, Лев Михайлович

Выводы

I. Методом электронной микроскопии высокого разрешения впервые однозначно установлено, что двумерные дефекты с полос чатым контрастом в арсениде галлия, образующиеся в результате распада твердого раствора в процессе остывания кристалла после роста, представляют собой дислокационные петли Франка межузель-ного типа и являются вторичными дефектами по отношению к располагающимся на них преципитатам.

2. Они являются либо внутренними источниками вакансий (в случае недосыщения ими), поставляемых преципитату для снятия деформации сжатия около него, либо скоплениями собственных межузельных атомов, испускаемых матрицей вблизи преципитата для уменьшения несоответствия атомных объемов основного материала и частицы новой фазы.

3. Выявлена асимметрия величин смещений атомных плоскостей вблизи дефекта, которая может быть связана либо с анизотропией свойств кристалла в направлении полярной оси, либо с влиянием упругого поля деформации около преципитата, располагающегося на одной из сторон двумерного дефекта.

ЗАКЛЮЧЕНИЕ

Таким образом, в работе проведено фундаментальное исследование дефектной структуры полупроводниковых кристаллов, образующейся при распаде пересыщенных твердых растворов в таких системах, как кремний-кислород, кремний-сурьма, кремний-фосфор, арсенид галлия-теллур, а также германий-мышьяк и германий-литий. Первые являются одними из наиболее важных полупроводниковых материалов, использующихся в микро- и силовой электронике. Кристаллы твердого раствора германий-литий широко используются для изготовления счетчиков ядерного излучения. Система германий-мышьяк, хотя и не имеет такого яркого применения, как все остальные, однако нами была использована потому, что почти близка к идеальной модельной системе, ибо содержит преимущественно один тип дефекта - дислокационные петли. На ней были отработаны новые методики по получению количественной информации о дефектах на основе анализа интенсивности рассеяния рентгеновских лучей.

Все перечисленные системы, за исключением кремний-кислород, являются твердыми растворами замещения.

Проведенные исследования показывают, что основным мотивом дефектной структуры при распаде полупроводниковых твердых растворов является преципитат в сочетании с дислокационной петлей или диполем.

На основе изучения обусловленных фазовыми превращениями структурных изменений можно сделать вывод, что главной особенностью распада полупроводниковых пересыщенных твердых растворов в сравнении с металлическими является процесс образования вторичных дефектов в матрице, сопровождающий зарождение новой фазы и дальнейший ее рост. В результате искажений кристаллической решетки определяется не столько самими частицами новой фазы, суммарный объем которых незначителен из-за малой растворимости примеси в полупроводниковых кристаллах ( с 0,1%),сколько вторичными дефектами - выдавленными полными дислокационными петлями, петлями Франка, геликоидами, дислокационными сетками и диполями. Они распространяются на расстояние в несколько микрометров от породивших их частиц второй фазы, заполняют почти весь объем кристалла и делают его мало пригодным для дальнейшего использования в полупроводниковых приборах.

Концентрация и природа вторичных дефектов зависят от величины и знака деформации матрицы, вызванной преципитатами, которая, в свою очередь, определяется объемными изменениями, происходящими при высокотемпературном фазовом превращении, т.е. величиной несоответствия атомных объемов матрицы и выделения д|/ .# & . / ^f -J = •fT ■ ). Это справедливо для всех изученных систем

VO кроме твердого раствора кремний-фосфор, где характер вторичных дефектов определяется, в основном, малым размером ковалентного радиуса атома фосфора. При поверхностной концентрации фосфора от

10 см вследствие малого его ковалентного радиуса

1.10 А) в месте максимального градиента концентрации превышается предел упругости, что приводит к дислокационной сетке несоответствия. В этой области наблюдается повышенная концентрация фосфора, это способствует образованию частиц фосфида кремставляет 2% (см.приложение). В этом случае положительная дефор мация около преципитата частично компенсируется отрицательной, о ния с положительной деформацией около них, ибо

О и сообусловленной меньшим размером атома примеси, остающейся в твердом растворе, в сравнении с атомом матрицы. В результате в этой системе сами преципитаты не вызывают вторичных дефектов. Во всех остальных системах примесь в атомарном состоянии не определяет характер вторичных дефектов независимо от того, больше или меньше ковалентный радиус атома примеси в сравнении с таковым для атома матрицы.

В случае других систем хорошо видно, что если > О (например, для SiOz в системе Si-О , в системе st-sb 1 GeAs в системе Ga-As , Go^Te^ в системе GqAs -Те ), то вторичные дефекты имеют межузельную природу. Для Sm^Sq в системе Sm-S aV/у < о и, как показывает настоящее исследование, при фазообразовании вторичных дефектов межузельного типа не обнаружено.

Анализ характера объемных изменений при распаде в рассматриваемых системах и величин ковалентных радиусов примесей, по крайней мере, на примере наших исследований, показывает,что эти характеристики не взаимосвязаны. Так, например, ковалент-ные радиусы мышьяка и фосфора соответственно в германии и кремнии меньше соответствующих радиусов атомов матрицы,тогда как аУ/v для выделяющихся фаз положительные.

Отсутствие вторичных дефектов в системе германий-литий можно объяснить низкой температурой фазового превращения, при которой не может пройти пластическая деформация.

По механизму возникновения вторичные дефекты можно разделить на две группы: деформационные и коагуляционные.

К первой относятся призматические выдавленные дислокационные петли и геликоиды. Как те, так и другие имеют вектор Бюргерса 1/2 <П0> и распространяются вдоль направления минимального модуля сдвига. Например, они встречаются в кремнии около преципитата SlO£ (^^^О и составляет от 87% до 127% в зависимости от модификации окисла кремния) и в SmS около частиц Sm3Sq 0 и составляет 26%). Но в первом случае они межузельные, во втором - вакансионные.

Таким образом, механизм призматического выдавливания дислокационных петель является достаточно общим механизмом генерации дефектов, проявляющимся при большом несоответствии атомных объемов преципитата и матрицы, и не зависит от его знака.

Ко второй группе вторичных дефектов относятся частичные и полные петли вблизи преципитатов в системе кремний-кислород и частичные в системе арсенид галлия-теллур.

Коагуляционные дефекты возникают путем объединения избыточных точечных дефектов около преципитата в скопления преимущественно по плоскостям типа {ill} и {ПО} . В системах кремний-кислород, арсенид галлия-теллур избыточными точечными дефектами вблизи преципитатов являются межузельные атомы, возникающие в результате положительного объемного изменения, и объединяющиеся независимо друг от друга в плоские скопления. В случае деформационных вторичных дефектов приспособление преципитата при положительном объемном изменении идет путем выдавливания призматических межузельных дислокационных петель, каждая из которых образуется в результате коллективного взаимосвязанного сдвига атомов матрицы около преципитата.

Можно предположить, что коагуляционный механизм генерации вторичных дефектов реализуется при сравнительно малых величинах несоответствия атомных объемов матрицы и выделения, когда величина упругой деформации недостаточна, чтобы вызвать сдвиговую дислокацию.

Но снятие упругой деформации около частиц новой фазы, вызывающей сжатие матрицы, может осуществляться не только путем выдавливания дислокационных петель или коагуляции межузельных атомов в плоские скопления, но и в результате поглощения вакансий сжатой вблизи преципитата областью.

В итоге концентрация вакансий снижается и становится меньше равновесной. Для ее восстановления начинают "включаться" внутренние источники вакансий. Так, в системах кремний-сурьма и арсенид галлия-теллур такими внутренними источниками являются межузельные дислокационные петли Франка, локализующие область распада. В результате генерации при высокой температуре пар Френкеля новые вакансии снова захватываются сжатой областью вблизи преципитата. При этом остается избыток межузельных атомов кремния, которые взаимодействуют с межузельными дислокационными петлями, что приводит к их переползанию и увеличению размеров. Таким образом, функционирование внутренних источников вакансий обусловлено необходимостью поддержания их равновесной концентрации в процессе распада твердого раствора

Т/Г о и является следствием ее низкой величины ( ** 10 см в сравнето п нии с металлами ( * 10 см .

В случае образования колоний преципитатов межузельного типа источником, поставляющим вакансии для протекания процесса распада, является замкнутая дислокация межузельного типа, окаймляющая скопление преципитатов. Здесь генерация точечных дефектов происходит при непосредственном контакте преципитата с дислокацией, на которой он зародился.

Таким образом, в ходе фазообразования активируются внутренние источники вакансий, что следует рассматривать как еще одну особенность распада пересыщенных полупроводниковых твердых растворов.

Отсутствие внутренних стоков точечных дефектов в бездислокационных монокристаллах способствует образованию вторичных дефектов: избыточные точечные дефекты не поглощаются, а локализуются вблизи преципитатов.

Список литературы диссертационного исследования доктор физико-математических наук Сорокин, Лев Михайлович, 1985 год

1. Лейкин В.Н., Зеленов В.Н., Мингазин Т.А., Дислокации и их влияние на электрофизические параметры полупроводниковых приборов, Обзор по электронной технике,серия 2,"Полупроводниковые приборы", 1978 вып.1. (578), стр.64.

2. Kolbesen В.О., Muhlbauer A. Carbon in silicon: properties and impact on devices. Solid State Electronics, 1982, 25, No.8, p.759-775.

3. Фистуль В.И., Распад пересыщенных твердых растворов полупроводников, Металлургия, 1977, с.240.

4. Альшиц В.И., Инденбом В.Л., Русакова И.А., Эйкональное приближение в теории электронно-микроскопического изображения и его обобщение.- Кристаллография, 1977, 22, с.1157-1165.

5. Инденбом В.Л., Русакова И.А., Чамров В.А., Дислокационный контраст.- Известия АН СССР,серия физ.,1980, 44, с.1126-1133.

6. Инденбом В.Л., Чамров В.А., Однолучевая электронная микроскопия,- Кристаллография, 1980, 25, с.465-472.

7. Чамров В.А., Влияние поверхности на упругие поля и электронно-микроскопическое изображение дефектов в кристаллах.- Автореферат канд.диссертации, Москва, ИКАН, 1984.

8. Seeger A. and Chik К,P. Diffusion mechanisms and point defects in silicon and germanium. Phys.Stat.Sol., 1968, 2!9, p. 455-542.

9. Hu S.M. In: Diffusion in Semiconductors, D.Shaw ed. (Plenum Press, London, 1973), p.217-374.

10. Имеется перевод: Xy С. Диффузия в кремнии и германии в кн.: Атомная .диффузия в полупроводниках,М.,Мир, 1975,с.248-405.

11. Shaw D. Self- and impurity diffusion in silicon and germanium.

12. Phys.Stat.Sol., 1975, b J2, p.11-39.

13. Willoughby A.F.W. Atomic diffusion in semiconductors. Rep. Prog. Phys., 1978, 41, p. 1665-1705.

14. Simmons R.O. and Balluffi R.W. Measurement of equilibrium concentrations of lattice vacancies in gold. Phys.Rev., 1962, 125. p. 862-872.

15. Sanders I.R. and Dobson P.S. The application of the loop annealing technique to self diffusion studies in silicon. J. Mat.Science, 1974, 9, p.1987-1993.

16. Masters B.J. Semivacancy pair in crystalline silicon. Sol.St. Comm., 1971, 9, p.283-286.

17. Petroff P.M. and A.J.R. de Kock. Characterization of swirl defects in floating-zone silicon crystals. J.Crystal Growth, 1975, J30, p. 117-124.

18. Van Vechten J.A. Formation of interstitial type dislocation loops in tetrahedral semiconductors by precipitation of vacancies. Phys.Rev., 1978, B17, p. 3179-3206.

19. Borgoin J.C. and Lanoo M. On self-diffusion in silicon and germanium. Rad.Effects, 1980, 46, p.157-161.

20. Poll H. and Kolbesen B.0. Formation and nature of swirl de-dects in silicon. Appl.Phys., 1975, 8, p. 319-331.

21. Gosele U. and Strunk H. High-temperature diffusion of phosphorus and boron in silicon via self-interstitials. Appl.Phys., 1979, 20, p.265-273.

22. Prussin S. Generation of stacking faults and prismatic dislocation loops in device processed silicon wafers. J.Appl.Phys., 1972, .£3, p. 2850-2856.

23. Hu S.M. Formation of stacking faults and enhanced diffusion in the oxidation of silicon. J.Appl.Phys,, 1974, 45, p.1567

24. Hu S.M. Defects in silicon substrates. J.Vac.Sci.and Technol., 1977, 14, No.1, p.17-31.

25. De Kock A.J.R., van de Wiggert W.M. The effect of doping on the formation of swirl defects in dislocation-free Czochrals-ki-grown silicon crystals. J.Cryst.Growth, 19Q0, .49, p. 718734.

26. Yoshida M. and Saito K. Dissociative diffusion of nickel in silicon and self-diffusion of silicon. Jap.J.Appl.Phys., 1967, 6, p.574-581.

27. Peart R.P. Self-diffusion in intrinsic silicon. Phys.Stat. Sol., 1966, 15., K119-122.

28. Fairfield J.M. and blasters B.J. Self-diffusion in intrinsic and extrinsic silicon. J.Appl.Phys., 1967, J38, p.314Q-3154.

29. Seeger A., Prank VV., and Gosele U. Diffusion in elemental semiconductors: new developments. In: Defects and Radiation Effects in Semiconductors, 1978 (Inst. Phys. Conf., ser. 46, 1979), p.148-161.

30. Seeger A., Prank W., and Poll H. Self-interstitial vacancies and their clusters in silicon and germanium. In: Radiation Effects in Semiconductors, 1976 (Inst. Phys. Conf., ser. J>1t 1977), p.12-29.

31. Gosele U., Prank W. Point defects, diffusion mechanism and the shrinkage and growth of extended defects in silicon. In: Defects in Semiconductors, Mat.Res. Soc. Symp. Proc., v.2, Eds.: J.Narayan and T.Y.Tan, N.Y., 1981, p.55-70.

32. Matthews M.D. and Ashby S.J. The dynamic observation of the formation of defects in silicon under electron and protonirradiation. Phil.Mag., 1973, 27, p. 131 3-1 322.

33. Sirtl E. In: Semiconductor Silicon, 1977, Huff H.R, and Sirtl E. eds. (The Electrochem, Soc., Princeton, 1977), p,4-19.

34. Petroff P.M., de Kock A.J.R. The formation of interstitial swirl defects in dislocation-free floating zone silicon crystals, J.Cryst,Growth, 1976, J6r p.4-10.

35. Willoughby A,F,W, Interactions between sequential dopant diffusions in silicon a review. J.Phys,, 1977, D10, p.455-480,

36. Prank W,, Seeger A., and Gosele U. Prom the mystery to the understanding of the self-interstitials in silicon. In: Defects in Semiconductors, Mat.Res.Soc.Symp,Proc,, v. 2, Eds.: J.Narayan and T.Y.Tan, N,Y,, Oxford, North Holland, 1981, P. 31-54.

37. Wilcox W,R, and La Chapelle T.J. Mechanism of gold diffusion into silicon. J.Appl,Phys., 1964, 21* p.240-246.

38. Bullis W.M. Properties of gold in silicon. Sol. St. Electr., 1966, 9, p. 143-168.

39. Kitigawa H., Hashimoto K., Yoshida M, Diffusion mechanism of nickel and point defects in silicon. Jap.J.Appl.Phys., 1982, 21, p.276-279.

40. Leroy B, Kinetics of growth of the oxidation stacking faults, J.Appl.Phys., 1979, 50, p.7996-8005.

41. Allon W, G, Effect of oxidation on orientation dependent boron diffusion in silicon, Sol. St, Electr., 1973, 16., p. 709-717.

42. Taniguchi K., Karosawa K., and Kashiwagi M, Oxidation enhanced diffusion of boron and phosphorus in (100) silicon, J, Electrochem, Soc., 1980, 127. p, 2243-2248,

43. Antoniadis D.A., Gonz A.G., and Dutton R. Boron in near-intrinsic 100 and 111 silicon under inert and oxidizing ambients diffusion and segregation. J.Electrochem.Soc., 1978, 125, p. 815-819.

44. Nicholas К. II. Studies of anomalous diffusion of impurities in silicon, Sol.St. Electr., 1966, 9, p.35-47.

45. Massetti G., Solmi S., and Sonoini G. Oxidation-rate dependence of phosphorus diffusivity in silicon. Phil.Mag., 1976, 22t p. 61 3-621.

46. Francis R. and Dobson P. S. The effect of oxidation on the diffusion of phosphorus in silicon. J.Appl.Phys., 1979, 50. p.280-284.

47. Antoniadis D.A., Lin A.M., and Dutton R.W. Oxidation-enhanced diffusion of arsenic and phosphorus in near-intrinsic 100 silicon. Appl.Phys.Lett., 1978, Р-ЮЗО-ЮЗЗ.

48. Mizuo S., Hiduchi H. Effects of oxidation on aluminium diffusion in silicon. Jap. J.Appl.Phys., 1982, 21, p.56-66.

49. Mizuo S., Higuchi H. Retardation of Sb diffusion in Si during thermal oxidation. Jap.J.Appl.Phys., 1981, 20, p.739-744.

50. Tan Т.У., Gosele U. Oxidation-enhanced or retarded diffusion and the growth or shrinkage of oxidation-induced stacking faults in silicon. Appl.Phys.Lett., 1982, 40, p.616-619.

51. Antoniadis D.A., Moskowitz I. Diffusion of substitutional impurities in silicon at short oxidation times: An insight into point defect kinetics. J.Appl.Phys., 1982, 5J3, p.6788-6796.

52. Waite T.R, Theoretical treatment of the kinetics of diffusion limited reactions. Phys.Rev., 1957, 107. p.463-470.

53. Kalinowski L., Sequin R. Self-diffusion in intrinsic silicon.

54. Appl.Phys.Lett., 1979, 25, p. 211-213.

55. Gosele U., Frank W., and Seeger A. An entropy barrier against vacancy-interstitial recombination in silicon. Sol.St.Comm., 1983, 45, No,1, p. 31-33.

56. Frank W. In: Advances in Solid State Physics (Edited by J. Treusch), Vieweg, Braunschweig, 1981, v.21, p.221-230.

57. Tomas D., Goringe M.J. Transmission electron microscopy of materials, J.Wiley & Song, New-York-Chichester-Brisbane-To-ronto, 1979, p.350. Имеется перевод:

58. Томас Г., Гориндж М.Дж., Просвечивающая электронная микроскопия материалов: перевод с английского под ред.Б.К.Вайнштейна, М., Наука, 1983, с.320.

59. Modern Diffraction and Imaging Techniques in Materials Science, Eds. : S.Amelinckx et al., Amsterdam: North Holland, 1970, p.159 (New Ed. 1979).

60. Hirsch P. В., Howie A., Nicholson R.B., Pashley D. V/., V/helan M.J. Electron microscopy of thin crystals. London, Butter-worths, 1965, p.549.

61. Head A.K., Humble P., Clarebrough L.M., Morton A.J., Forwood C.T. Computed electron micrographs and defect identification.

62. Amsterdam: North Holland, 1973, p.400.

63. Электронно-микроскопические изображения дислокаций и дефектов упаковки, Справ.руководство под ред. В.М.Косевича и Л.С.Па-латника, М., Наука, 1976, с.223.

64. Darvin G.G. The theory of X-ray reflection. Phil.Mag., 1914, 27, p. 315-328.

65. Whelan M.J., Hirsch P.B. Electron diffraction from crystals containing stacking faults. Phil.Mag., 1957, 2, p.1121-1142.

66. Wilkens M. Streuung von Blochwellen schneller Electronen in

67. Kristallen mit Gitterbaufehlern. Phys.Stat. Sol., 1964, p.939-956.

68. Wilkens M. Modifizierte Bioch~welien und ihre Anwendung auf den electronenmikroskopischen Beugungskontrast von Gitterfeh-lern. Phys.Stat.Sol., 1966, 1J, p.529-542.

69. Kato N. Pendellosung fringes in distorted crystal I.Permat's principle for Block waves. J. Phys. Soc. Jap,, 1963, 18, p.1785-1791.

70. Бойцов Ю.П., Прохоров В.И., Сорокин Л.М., Получение тонких кристаллов кремния при помощи фотолитографии для электронно-микроскопических исследований. ПТЭ,1969, № 5, с.171-173.

71. Прохоров В.И., Сорокин Л.М., Получение тонких кристаллов кремния и осажденных на его поверхность слоев для просвечивающей электронной микроскопии, ПТЭ,1973, № 3, с.220-222.

72. Таланин И.Е., Сорокин Л.М., Шейхет Э.Г., Приготовление тонких кристаллов кремния для просвечивающей электронной микроскопии. ПТЭ,1984, № 2, с.225-227.

73. Прохоров В.И., Сорокин Л.М., Авторское свидетельство №815793, Способ исследования материалов, зарегистрировано 21 ноября 1980, Бюллетень № II, дата опубликования 23.03.81.

74. Рувимов С.С., Старобогатов P.O., Сорокин Л.М., Исследование природа геликоидальных .дислокаций, ФТТ, 1983, 25, № II, с.3313-3319.

75. Рувимов С.С.,Сорокин Л.М., 0 .дифракционном сдвиге изображения дислокации в условиях §h fi 0 и s £ 0. ФТТ, 1984, 26, в.2, с.466-470.

76. Booker G.R., Stickler R. Method of preparing Si and Ge specimens for examination by transmission electron microscopy. Brit. J.Appl.Ehys., 1962, ±2, p.446-448.

77. Irving B.A. The preparation of the thin films of germanium and silicon. Brit. J.Appl.Phys., 1961, 12, p.92-93.

78. Lawrence, Koehler H. Method for producing large Si films for preselected imperfection analysis. J.Scient.Instrum., 1965, 42, p.270-272.

79. Buiocchi C.J. Preparation of (100)-oriented foils of GaAs for transmission electron microscopy. J.Appl.Phys., 1967, 38, Ho.4, p.1980-1981.

80. Nail I.R., Latrop I.W. Transistors are made by photolithography. Electronics, 1958, J31, p. 142-149.

81. Kolbesen B.O., Mayer K.R., Schuh G.E. A new preparation method for large area electron-transparent silicon samples. J.

82. Phys. E: Sci.Instr., 1975, 8, p.197-199.

83. Strunk H., Gosele U,, Kolbesen B, 0. Interstitial supersatura-tion near phosphorus-diffused emitter ones in silicon, Appl. Phys.Lett., 1979, 14, p. 530-532.

84. Poll H. and Wilkens M. A simple method for the analysis of dislocation loops by means of the inside-outside contrast on transmission electron micrographs. Phys.St.Sol. (a), 1975, 11, p. 519-5 24.

85. Edmondson В., Williamson G.K. On the determination of the nature of dislocation loops. Phil.Mag., 1964, 9, p.277-283.

86. Groves G,W,, Kelly A., Interstitial dislocation loops in magnesium oxide. Phil.Mag., 1961, 6, p.1527-1529.

87. Mazey D.Y., Barnes R, S,, Howie A. On interstitial dislocation loops in aluminium bombarded with alpha-particles. Phil.Mag., 1982, 7, p. 1861-1870.

88. Maher D.M., Etyre B.L. Neutron irradiation damage in molybdenum Part I. Characterization of small perfect dislocation loops by transmission electron microscopy. Phil.Mag., 1971, 22, p.409-438.

89. Kelly P.M., Blake R.G, The characterization of dislocation loops in neutron irradiated zirconium. Phil.Mag,, 1973, 28. p.415-426.

90. Bilby B.A., Bullough R., Smith E. Continuous distributions of dislocations: a new application of the methods of non-Rieman-nian geometry. Proc.Roy.Soc., 1955, A231. p.263-273.

91. Kroner E. Kontinuumstheorie der Versetzungen und Eigenspannun-gen. Springer Verlag, Berlin, 1958, p,85.

92. Kroupa P. Czech.J.Phys., 1963, A13. p.308-317.

93. Каган В.Ф., Основы теории поверхностей в тензорном изложении, М.-Л., ГИТТЛ, 1947, ч.1, с.215.

94. Hirth J.P., Lothe J. Theory of dislocations. N.Y., McGraw-Hill Publ.Co., 1968, p. 395

95. Mattews J.W. A mechanism for the formation of helices and loops at precipitate particles. Scripta Metall., 1971, 5., p.1053-1056.

96. Hirsch P.В., Howie A., Whelan M.J. A kinematical theory of diffraction contrast of electron transmission microscope images of dislocations and other defects. Phil.Trans.Roy.Soc., 1960, ser. A 252. p.499-529.

97. Amelinckx S. The direct observation of dislocation. Oxford: Academic Press, 1964, p.425.

98. Pearce Ch.W. Control of wafer defects. Better gettering: a series of procedures. Circuits Manufacturing, IX, 1981, p.42-50.

99. Bond W.L., Kaiser W. Interstitial versus substitutional oxygen in silicon. J.Phys. Chem. Solids, 1960, 16, p. 44-45.

100. Wen Lin, Hill D.W. Oxygen segregation in Czochralski silicon growth. J.Appl.Phys., 1983, 5±, No.2, p.1082-1085.

101. Swaroop R.B. Advances in silicon technology for the semiconductor industry. Part I, Solid State Technology, 1983, 26, N0.6, p.111-114.

102. Varker C.J., Ravi K.V. Oxidation-induced stacking faults in silicon. II. Electrical effects in PIT diodes. J.Appl. Phys., 1974, 45, p. 272-287.

103. Murarka S.P., Seidel Т.Е., Dalton J.V., Dishman J.M., Reed M.H. A study of stacking faults during CMOS processing: origin, elimination and contribution to leakage. J.Electrochem. Soc., 1980, 127. p.716-724.

104. Liaw H.M, Oxygen and carbon in silicon crystals. In: Semiconductor Silicon. 1981, Electrochem.Soc., p.705-712.

105. Leroueille J. Influence of carbon on oxygen behavior in silicon. Physica Stat.Sol. (A), 1981, 67, p.177-181.

106. Shimzu H., Yoshinaka A., Sugita Y. Formation of a stacking fault free region in thermally oxidized silicon. Jap.J.Appl, Phys., 1978, v.17, No.5, p.767-771.

107. Tice W.K,, Tan T.Y. Nucleation of CuSi precipitate colonies in oxygen-rich silicon. Appl.Phys.Lett., 1976, 28, No.9,p.564-565.

108. Ю5. Гаворцевский П., Гэле С., Мали Д., Риманн X. .Влияние термообработки монокристаллов кремния с высоким содержанием кислорода на электрофизические параметры,в сб.:Свойства легированных полупроводников,М.,Наука,1977, с.203-210.

109. Baranskii P.I., Babich V.M., Baran N.P., Dotsenko Yu.P.,

110. Kovalchuk V.B., Shershel V.A. Investigation of formation conditions of thermal donors-I and -II in oxygen containing n-type silicon within the temperature range 400 to 800°C. Phys.St.Sol., 1983, (a)78, p.733-739.

111. Puller C.S., Doleidem F.H,, Wolfstirn K. Reactions of group III acceptors with oxygen in silicon crystals. Phys.Chem. Sol., 1960, ЦЗ, p. 187-203.

112. Bean A.R., Newman R.C.J, The effect of carbon on thermal donor formation in heat treated pulled silicon crystals, Phys, Chem.Sol., 1972, 22f p.255-268.

113. Osaka J., Inoue N., Wada K. Homogeneous nucleation of oxide precipitates in Czochralski-grown silicon, Appl,Phys.Lett., 1980, 2§L* (4), p. 288-290,

114. Patel J.R, Impurity clustering effects on dislocation generation in silicon. Discussion Faraday Soc., 1964, J38, p. 201210.

115. Patel J.R., Batterman B.W. Impurity clustering effects on the anomalous transmission of X-rays in silicon. J.Appl. Phys., 1963, i4> P. 2716-2721.

116. Hurusho K. and Terunuma Y. Study on heat-treatment ofoxygen-doped silicon single crystals. Review of the Electrical Communication Laboratory, 1964, 12, lTo.11-12, p.734-742.

117. Patel G.R., Authier A., X-ray topography of defects produced after heat treatment of dislocation-free silicon containing oxygen. J.Appl.Phys., 1975, 46, p.118-125.

118. Patel J.R. X-ray anomalous transmission and topography of oxygen precipitation in silicon. J.Appl.Phys., 1973, 44. p. 3903-3911.

119. Patel J.R. X-ray diffuse scattering from silicon containing oxygen clusters. J.Appl.Cryst., 1975, 8, p.186-193.

120. Батавин В.В., Влияние кислорода в кремнии на .движение дислокаций, возникающих при .диффузии, ФТТ, 1966, 8, с.3100-3102.

121. Tempelhoff К,, Spiegelberg F,, Gleichmann R,, Wruck D, Precipitation of oxygen in dislocation-free silicon. Phys.St, Sol., 1979, 56 (a), p. 213-223.

122. Tice W,K,, Tan T,Y, Precipitation of oxygen and intrinsic gettering in silicon. In: Defects in Semiconductors, v.2, Mat,Res,Soc,Symp.Proc, , Eds, J.lTarayan, T.Y.Tan, North-Holland, 1981, Ho. 4, p. 367-380,

123. Ponce F,A,, Yamashita T,, Hahn S, Structure of thermally induced microdefects in Czochralski silicon. Appl,Phys,Lett,, 1983, v.£3, No.11, p.1051-1054.

124. Шулышна И.Л., Заславский А.Г., Дедегкаев Т.Т. Исследование выделений в кремнии, возникающих при термообработке, ФТТ, 1968, 10, с.I347-1354.

125. Seitz P. Prismatic dislocations and prismatic punching in crystals. Phys.Rev., 1950, 79, Ho. 4, p.723-724.

126. Jones D,A. and Mitchell J.W. Observation on helical dislocations in crystals of silver chloride. Phil.Mag., 1958, J3, lTo.25, p. 1-7.

127. Matthews J.W, Generation of large prismatic dislocation loops near inclusions in crystals, Phys,St,Sol, (a), 1973, 15,p.607-612,

128. Humphreys F.J. and Hirsch P.B. The deformation of single crystals of copper and copper-zink alloys containing alumina particles. II. Microstructure and dislocation-particle interactions. Proc.Roy.Soc., London, 1970, A 318. p.73-92.

129. Weatherly G.C. Loss of coherency of growing particles by the prismatic punching of dislocation loops. Phil,Mag,, 1968, 12» P.791-796,

130. Халл Д. Введение в дислокации, М.,Атомиздат,1968, с.166.

131. Ashby M.F, and Brown L.M, On diffraction contrast from inclusions. Phil,Mag,, 1963, v.8, р.1б49-1б7б.

132. Сорокин Л.М., Рувимов С.С., Лиходедов Н.П., Усов О.А. Программа для расчета электронно-микроскопических изображений дислокаций в кристаллах. В сб.: Алгоритмы и матобеспечение . для физич.задач. Л., РТПЛИЯФ, 1980, с. 15-30.

133. Петрашень П.В. Печать полутоновых изображений на АЦПУ. В об: Алгоритмы и математическое обеспечение для физических задач. РТШШЯФ, 1978, с.80-92.

134. Gevers R., Art A., Amelinckx S. Electron microscopic images of single and intersecting stacking faults in thick foils. Phys. Stat. Sol., 1963, J3, p. 1563-1593.

135. Patel J.R., Jackson K.A., Reiss H, Oxygen precipitation andstacking fault formation in dislocation free silicon. J.

136. Nes E., Washburn J. Precipitate colonies in silicon. J.Appl. Phys., 1972, 4J3, p. 2005-2008.

137. Nes E., Lunde G. Copper precipitate colonies in silicon. J.Appl.Phys., 1972, £3, p. 1835-1837.

138. Fiermans L., Vennik S. The influence of carbon on precipitation of copper in silicon single crystals. Phys.St.Sol., 1967, 22, p.463-471.

139. Menniger H., Raidt H., Gleichmann R. On the interaction between crystal defects and impurities in silicon investigated by electron microscopic methods. Phys.Stat.Sol., 1980, a58, p. 173-184.

140. Das G. Precipitation of copper in silicon. J.Appl.Phys.,1973, 44» P.4459-4465.

141. Сорокин Л.М., Ситникова А.А. Стержнеобразные дефекты в кисло-родосодержащем кремнии. Тезисы докладов IУ Всесоюзного Совещания по дефектам структуры в полупроводниках, Новосибирск, НГУ, 1984, ч.1, c.II5-II6.

142. Freeland Р.Е, Oxygen precipitation in silicon at 650°C. J. Electrochem.Soc., 1980, 20, p.754-756.

143. Yamamoto N., Petroff P.M., Patel J.R. Rod-like defects in oxygen rich Czochralski grown silicon. J.Appl.Phys., 1983, £4» P.3475-3478.

144. Bender H. Investigation of the oxygen-related lattice defects in Czochralski silicon by means of electron microscopy techniques. Phys.Stat.Sol., 1984, a 86, p.245-261.

145. Bourret A., Thibault-Desseaux J., Seidman D.N. Early stagesof oxygen segregation and precipitation in silicon. J.Appl. Phys., 1984, 55, Ho.4, p.825-836.

146. Oehrlein G.S., Corbett J.W. Early stages of oxygen clustering and its influence on electrical behavior of silicon. In: Mat.Res.Soc.Symp.Proc., v.14, Defects in Semiconductors II, Eds. S.Mahajan, J.W.Corbett, N.Y., North-Holland, 1983,'p. 107-1 23.

147. Iida A., Kohra К. Separate measurements of dynamical and ki-nematical X-ray diffractions from silicon crystals with triple crystal diffractometer. Phys.St.Sol., 1979, (a)51, No.2, p. 533-542.

148. Jasuami S,, Harada J, Characterization of polished (111) silicon crystal surface by diffuse X-ray scattering. J.Appl. Phys., 1981, 52, p.3989-3999.

149. Афанасьев A.M., Имамов P.M., Ковальчук M.B., Лобанович Э.Ф., Александров П.А., Мелконян М.К., Трехкристальная рентгеновская дифрактометрия в исследовании тонких нарушенных слоев. Кристаллография, 1981, 26, № I, с.28-35.

150. Zaumseil P., Winter U. Triple crystal diffractometer investigations of imperfections in silicon crystals with Laue-case diffraction. Phys.St.Sol., 1982, 7Ja, No.2, p.455-466.

151. Zaumseil P., Winter U. Triple crystal diffractometer investigations of silicon crystals with different collimator analyzer arrangements. Phys.St.Sol., 1982, 70a. Ho.2, p.497-505.

152. Ковальчук M.B., Ковьев Э.К., Пинскер З.Г. Рентгеновский трехкристальный спектрометр и прецизионное определение асС(Ш) . Кристаллография, 1975, 20, с.142-148.

153. Dederichs Р.Н, Theory of diffuse scattering and its applications to study of point defects and their clusters. J.Phys. P: Metal Phys., 1973, J3, p.471-496.

154. Bean A.R., Uewman R, C. The solubility of carbon in pulled silicon crystals. J. Phys.Chem. Solids, 1971, J32, p. 1211-1 21 9.

155. Pinizzotto R.F,, Marks S., Carbon and the kinetics of oxygen precipitation in silicon. In: Mat.Res.Soc.,Symp.Proc., v. 14, Defects in Semiconductors II, Eds. S.Mahajan, J.W.Corbett, U.Y., North-Holland, 1983, p.187-193.

156. Standinger A. Structural defects in annealed silicon containing oxygen. J.Appl.Phys., 1978, 49, p.3870-3874.

157. Koshimo S. Carbon and oxygen role for thermally induced mic-rodefect formation in silicon crystals. Appl.Phys,Lett,, 1979, J35, p.21 3-215.

158. Pinizzotto R.F,, Schaake H,F, Influence of carbon on oxygen precipitation in Czochralski silicon. In: Mat.Res.Soc.,Symp. Proc., v.14, Defects in Semocinductors I, Eds. J.Narayan,

159. T, Y, Tan, H.Y. , North-Holland, 1981, p, 387-392,

160. Русева Н.Б., Никитина И.П., Ситникова А.А., Сорокин Л.М., Щульпина И.Л. Изучение изменения структурного совершенства бестигельного кремния в результате высокотемпературной обработки. ФТТ, 1979, 21, в.5, с.1376-1380.

161. Capper P., Jones A.W. The effect of heat treatment on dislocation free oxygen containing silicon crystals. J.Appl,Phys,, 1977, 48, p.1646-1655.

162. Patel J.R. X-ray anomalous transmission and topography of oxygen precipitation. J.Appl.Phys., 1973, 14» P«3903-3906.

163. Никитина И.П., 1Усева Н.Б., Челноков В.Е., Щульпина И.Л. Структурные изменения в базе высоковольтного тиристора. Электронная техника,сер.2 Полупроводники,1978,в.6(116)с.37

164. Гусева Н.Б., Ситникова А.А., Сорокин Л.М., Трапезникова И.Н. Тучкевич В.М., Щульпина И.Л. Образование и растворение колоний преципитатов в бестигельном кремнии. ДАН СССР, 1983, 268, J6 6, с.1385-1388.

165. Baker I.A. Determination of parts per billion of oxygen in silicon. Sol. St. Electr., 1970, 1J3, p. 1431-1436.

166. Ершов C.H., Пантелеев B.A., Нагорных C.H., Черняховский В.В. Энергия миграции собственных точечных дефектов в различном зарядовом состоянии в германии и кремнии. ФТТ,1977,т.19,с.

167. De Kock A,J.R. Microdefects in dislocation free silicon. Philips Res.Reports, Suppl.I, 1973, p.1-104.

168. Веселовская H.B., Шейхет Э.Г., Неймарк K.H., Фалькевич Э.С. Дефекты типа кластеров в монокристаллах кремния. В сб.: Рост и легирование полупроводниковых кристаллов и пленок.

169. Нов-к, Наука, ч.2, 1977, с.284.

170. Неймарк К.Н., Шейхет Э.Г., Литвинова И.Ю., Фалькевич Э.С.

171. Влияние условий выращивания на характер распределения микродефектов в бездислокационных монокристаллах кремния.Изв.АН СССР, Неорг.мат.,1979, 15, № 2, с.184-187.

172. Rok3noer P.J., Bartels W.J., Bulle C.W.Т. Effect of low cooling rates on swirls and striations in dislocation-free silicon. J.Cryst. Growth, 1976, J35, p. 245-248.

173. Jeske V/,, Jakowlew B, The swirl defects A-type as a source of dislocation generation on the macroscopic scale duringgrowth of float zone silicon single crystals, Electr,Теchn., 1979, 12, 1, p.97-104.

174. Ravi K.V., Varker C.J. Oxidation-induced stacking faults in silicon. Uucleation phenomenon. J.Appl.Phys., 1974, 45,p. 263-271.

175. De Kock A.J.R., Perris S.D., Kimerling L.C., Leamy H.J. SEM observation of dopant atrial in silicon. J.Appl,Phys,, 1977, 48, lTo,1, p. 301-307.

176. Шейхет Э.Г., Скориков В.И., Гундарев В.Е., Латышенко В.Ф. Электрическая активность микродефектов в кремнии. В сб.: Диэлектрики и полупроводники,Киев,1979, № 15, с.88-95

177. Poll Н., Gosele U., Kolbesen В. О. The formation of swirl defects in silicon by agglomeration of self-intestitials. J. Cryst,Growth, 1977, 40, p.90-108,

178. Schnittler C., Teichmann G., Kaufmann W,, Schneider H, A thermodynamic model for the formation and growth of B-defects in silicon. Phys.St.Sol., 1982, аб9, p.227-236.

179. Schnittler C., Teichmann G., Kaufmann V/,, Schneider H, Energetic calculations concerning the A-defect structure and formation in silicon, Phys.St.Sol., 1981, 68a. K135-138,

180. Воронков B.B., Образование вакансионных пор при охлаждении германия и кремния. Кристаллография,1974, 19, с.137-143.

181. Chikawa J,, Shirai S, Melting of silicon crystals and a possible origin of swirl defects. J,Cryst.Growth, 1977, J39,p. 328-340.

182. Voronkov V.V. Mechanism of swirl defect formation in silicon. J. Cryst. Growth, 1982, £9, p. 625-631.

183. De Kock A.J.R., Stacy W.T., van de Wiggert W.M, The effect of doping on microdefect formation in as-grown dislocation free Czochralski silicon crystals, Appl,Phys.Lett., 1979, ^4, p.611-613.

184. Abe Т., Harada H., Chikawa J. Swirl defects in float-zoned silicon crystals. Physica, 1983, ВС 116. 1-3, p.139-148.

185. Roksnoer P.J., van den Boom M.M.B. Microdefects in a non-striated distribution in floating-zone silicon crystals. J, Cryst. Growth, 1981, 5J3, p. 563-573.

186. Tempelhoff K., van Sung N. Formation of self-disorder agglomerates in dislocation-free silicon during crystals growth. Phys.St.Sol., 1982, 70a, Ho.2, p.441-449.

187. Tempelhoff K., van Sung N. Formation of vacancy agglomerates in quenched dislocation-free silicon, Phys,St.Sol., 1982, 72a, No.2, p.617-622.

188. Sitnikova A.A., Sorokin L.M., Talanin I.E., Sheikhet E.G., Falkevich E.S. Electron-microscopic study of microdefects in silicon single crystals grown at high spead. Phys.St.Sol., 1984, a81. No.2, p.433-438.

189. Ситникова А.А., Сорокин JI.M., Таланин И.Е., Шейхет Э.Г. электронно-микроскопические исследования микродефектов в монокристаллах кремния, Изв.АН СССР, серия физическая, 1984, 48, & 9, с.1748-1752.

190. Pasemann М., Werner P. Identification of small defects in silicon. Phys.St.Sol., 1979, а5£, p.179-188.

191. Pasemann M., Werner P. Radiation induced defects in siliconat room temperature. Phys.St.Sol., 1980, a5§, K1-K3.

192. Ashby M.P., Brovm L.M. Diffraction contrast from spherically symmetrical coherency strains. Phil.Mag., 1963, 8,p.1083-1103.

193. Ruhle M. Electronenmicroscopie kleiner Fehlstellenagglomera-te in bestrahlten Metallen. Phys.St.Sol., 1967, 19, p.26> 279.

194. Wilkens M., Ruhle M. Black-white contrast figures from small dislocation loops. Phys.St.Sol., 1972, Ъ49, p.749-760.

195. Mitchell J.В., Bell W.L. Characterization of point-defect clusters by 2-I/2-D ТЕМ. Acta Met., 1976, p.147-152.

196. Bell W.L. 2.5 D Electron microscopy: through-focus dark-field image shifts. J.Appl.Phys., 1976, 47, p.1676-1683.

197. Van Vechten J.A., Thurmond C.D. Comparison of theory with quenching experiments for the entropy and enthalpy of vacancy formation in Si and Ge. Phys.Rev., 1976, B14. p.3551-3557.

198. Тимашева Т.П., Сорокин Л.М. Природа .дислокационных петель, образующихся при распаде твердого раствора сурьмы в кремнии. ФТТ, 1973, 15, с.615-618.

199. Тимашева Т.П., Сорокин Л.М., Рычкова С.В., Пахомовский Я.А., Механизм образования дефектов в высоколегированных сурьмой монокристаллах кремния при высокотемпературном отжиге. Изв. АН СССР, сер.физ. 1973, 37, № II, с.2349-2352.

200. Сорокин Л.М., Ситникова А.А. Петли Франка как внутренние источники вакансий в распадающемся твердом растворе сурьмы в кремнии. Тезисы докладов X Всесоюзной конференции по электронной микроскопии, М., Наука, 1976, ч.1, с.132-133.

201. Тимашева Т.П., Сорокин Л.М., Природа дефектов, возникающихпри распаде твердого раствора сурьмы в кремнии. Б сб.: Легированные полупроводники, М., Наука, 1975, с.100-103.

202. Сорокин Л.М., Тимашева Т.П., Анализ асимметричного контраста темнопольных изображений больших дислокационных петель. Материалы 1У Совещания по динамическим эффектам рассеяния электронов и рентгеновских лучей,Ленинград,РОТАПРИНТ ЛИ®,

203. Сорокин Л.М., Подрезов А.А., Старобогатов P.O.,Тимашева Т.П.

204. Влияние примесной атмосферы около сидящей петли Франка на ее равновесную конфигурацию. ФТТ,1983^25, № 7,с.2051-2056.

205. Дургер Р., Донован Р. Основы технологии кремниевых интегральных схем. Окисление,диффузия,эпитаксия, 1969, М.,Мир,с.451.

206. Глазов В.М., Земсков B.C. Физико-химические основы легирования полупроводников. М.,Наука, 1967, с.150.

207. Trumbore Р.A. Solid solubilities of impurity elements in Germanium and Silicon. Bell System Technical Journal, 1960, J39, No. 1, p.205-233.

208. Narayan J., Holland O.W. Solid-phase-epitaxial growth in ion-implanted silicon. Phys.St.Sol., 1982, A73, p.225-236.

209. Pennycook S.J., Narayan J., Holland O.W. Formation of partially coherent antimony precipitates in ion implanted thermally annealed silicon. J.Appl.Phys., 1983, 5£(12), p.6875-6878.

210. Howard J.K., Miller D.P. Vacancy related defects in antimony-doped silicon, Advances in X-ray Anal., 1964, 7, p.146-158.

211. Mohr U. liber den rontgenographischen Nachweis von Struktur-defekten in stark mit Antimon dotierten Siliziumeinkristal-len mit Hilfe der Lang-Technik. Phys.St.Sol., 1966, TJ, K57-K60.

212. Moop У. Структурные дефекты в монокристаллах кремния,сильно легированных сурьмой.Сб.:Рост кристаллов, М., Наука, 1967,ч.1, с.155.

213. Освенский В.Б., Моргулис Л.М., Гришина С.П., Климова Н.М., Электронно-микроскопическое исследование сильно легированного кремния п-типа. ФТТ, 1969, П, с.1314-1319.

214. Howie A., Whelan M.J. Diffraction contrast of electron microscope images of crystals lattice defects. Ill Results and experimental confirmation of the dynamical theory of dislocation image contrast, Proc.Roy. Soc., 1962, A267. p. 206-217.

215. Art A., Gevers R., Amelinckx S. The determination of the type of stacking faults in face centered cubic alloys by means of contrast effects in the electron microscope. Phys. St.Sol., 1963, 2> P.697-711.

216. Schwenker R.0., Pan E. S., Lever R.F. Arsenic clustering in silicon. J.Appl. Phys., 1971, 42, 8, p. 3195-3200.

217. Dash S., Joshi M.L. Silicon defects structure induced by arsenic diffusion and subsequent steam oxidation. IBM Res.Develop. , 1970, 14, p. 453-463.

218. Альтшуллер B.M., Жесткова Л.И., Кручинин В.У., Рычкова С.В. О распаде твердого раствора сурьмы в сильнолегированном кремнии. ФТТ, 1968, 10, с.2556-2558.

219. Abe Т., Maruyama S. Observation of defects in Si single crystals. Jap.J.Appl.Phys., 1966, 5, Ho.14, p.979-980.

220. Silcock J.M., Tunstall W, J, Partial dislocations associated with ITbC precipitation in austenitic stainless steels. Phil. Mag., 1964, 10, p. 361-389.

221. Ормонт Б.Ф. Структура неорганических веществ.M.-Л.,1950,с.968

222. Вернер В.Д., Максимов С.К., Мышляев М.М.,Пискунов Д.М.

223. О возможном механизме изменения формы дислокационных петель Франка. ФТТ, 1974, 16, с.303&-3042.

224. Gibbons J.E. Ion implantation in Semiconductors. Part II: Damage production and annealing. Proc. IEEE, 1972, 60,p.1062-1096.

225. Masumura R.A., Sines G. Elastic field of a point defect in a cubic medium and its interaction with defects. J.Appl. Phys., 1970, £L, p.3930-3940.

226. Goodman J.W., Sines G. Cubic crystal anisotropy as a parameter in edge dislocation-point defect elastic interaction. Script.Met., 1971, 5, p.631-634.

227. Navi P., Goodman J.W., Sines G. Finite size lattice defect in anisotropic copper: interaction with an extended edge dislocation. Script.Met., 1972, 6, p.71-75.

228. Barnett D.M., Nix W.D. The interaction force between tetragonal defects and screw dislocations in cubic crystals. Acta Met. , 1973, 21., p. 1157-1168.

229. Gaidukov G.IT., Maksimov S.K., Podvezov A.A. The effect of the crystal anisotropy on the energy of the dislocation impurity atmosphere elastic interaction in silicon. Ph.st.sol. (a), 26 (2) , 1983, p.453-459.

230. Steeds J.W. Introduction to anisotropic theory of dislocations. Oxford, Clarendon Press, 1974, p.21-27.

231. Landolt-Bornstein J. Numericaldata and functional relationships in science and technology. Springer, 1969, p.245.

232. Chung D.H., Buessem W.R. The Voigy-Reuss-Hill approximation and elastic moduli of polycrystalline MgO, CaP2,^ -ZnS, ZnSe and CdTe. J.Appl.Phys., 1967, J3§, p. 2535-2540.

233. Атомная диффузия в полупроводниках, под ред. Д.Шоу, пер. с англ., М., Мир, 1975, .684.

234. Hrostowski Н., Kaiser W. The solubility of oxygen in silicon,

235. J,Ehys.Chem,, 1959, % p. 214-21 б.

236. Bell W.L,, Thomas G, Useful properties of dark-field electron images. Phys.Stat,Sol., 1965, 12, p,843-852,

237. Рожанский В.Н., Рагимов Й.А., Шеершмидт К., Хайденрайх И.

238. Использование .дифракционного контраста в условиях §-Ь = 0и определение знака вектора Бюргерса дислокационных петель, .диполей и краевых дислокаций.«ФТТ, 1975, 17, с.2705-2711.255

239. Винецкий В.JI., Холодарь Г.А. Радиационная физика полупроводников. Киев, Наукова Дужа, 1979, с.215.

240. Вавилов B.C., Ухин Н.А. Радиационные эффекты в полупроводниках и полупроводниковых приборах. М.,Атомиздат, 1968,с.312.

241. Thomas L.E. The diffraction-dependence of electron damage in a high voltage electron microscope. Rad.Effects, 1970, 5, p. 183-194.

242. Urban K., Yoshids N. Rad.Effects, 1979, 42, p.1-15

243. Bourret A. L'agglomeration des de'fauts poctuels dans les metauux irradies decrite par les equations de la cinetique. Rad.Effects, 1970, 5, p.27-36.

244. Urban K. and Wilkens M. Growth of defect clusters in thin nickel foils during electron irradiation. Phys. St.Sol., 1971, аб, p.173-175.

245. Brown L.M. , Kelly A., Mayer R.M. The influence of boron on the clustering of radiation damage in graphite. II Nucleation of interstitial loops, Phil.Mag., 1969, 19, p.721-741.

246. Сорокин Л.М., Прохоров В.И., Борюшкин С.Г. Исследование дефектов структуры в кремнии, вызванных диффузией фосфора. ФТТ, 1970, 12, 3431-3436.

247. Прохоров В.И., Сорокин Л.М. Природа выделений,образующихся при .диффузии фосфора в кремний.ФТТ,1973,15, № 9, с.2705-2708.

248. Прохоров В.И., Соколов В.И., Сорокин Л.М. Влияние процессов фазообразования на особенности диффузии фосфора в кремний. ФТТ, 1981, 23, № 5, с.1302-1307.

249. Sato Y., Arata Н. Distribution of dislocations near the junction formed by diffusion of phosphorus in silicon. J.Appl. Phys.Japan, 1964, 2* p.511-515.

250. Lawrence J.E. Diffusion-induced stress and lattice disorders in silicon. J. Electrochem. Soc., 1966, 113. p. 819-824.

251. Prussin S. Generation and distribution of dislocations by solute diffusion. J.Appl, Phys., 1961, J32, p. 1876-1881.

252. Queisser H.J,, Slip patterns on boron-doped silicon surfaces, J.Appl.Phys,, 1964, 22, p.1776-1780,

253. Washburn J., Thomas G., Queisser M,J, Diffusion-induced dislocations in silicon, J,Appl,Phys,, 1964, 35, p.1909-1914.

254. Schwuttke G,H,, Queisser H,J, X-ray observation of diffusion-induced dislocations in silicon, J,Appl,Phys,, 1962, 22*p.1540-1542,

255. Miller D.P., Moore I.E., Moore C.R. Boron induced dislocations in silicon. J.Appl,Phys,, 1962, 21* p.2648-2652.

256. Joshi M.L., Wilhelm P. Diffusion-induced imperfections in silicon. J.Electrochem.Soc., 1965, 112. p.185-180,

257. Donald R.C.M., Ehlenberger G.G., Huffman T.R. Control of diffusion induced dislocations in phosphorus diffused silicon. Sol.St.Electr., 1966, 9, p.807-812.

258. Czaja W, Conditions for the generation of slip by diffusion of phosphorus into silicon. J.Appl.Phys., 1966, 2L* p.3441-3446,

259. Levine E., Washburn J,, Thomas G. Diffusion-induced defectsin silicon. J.Appl.Phys., 1967, J38, p.81-95.

260. Beck C.J., Stickler R. Crystallography of SiP and SiAs single crystals and of SiP precipitates in Si. J.Appl.Phys., 1966, J7, p.4683-4687.

261. Joshi M.L. Diffusion-induced defects in thin silicon films. J.Appl.Phys.Lett., 1965, 7, p.306-308.

262. Joshi M.L. Precipitates of phosphorus and of arsenic in silicon. J. Electrochem. Soc., 1966, 113. p. 45-48.

263. Wadsten T. Preparative and crystal structure studies on or-thorhombic silicon monophosphide, Chemica Scripta, 1975, 8, p.63-69.

264. Atalla M.M., Tannenbaum E. Impurity redistribution and junction formation in silicon by thermal oxidation. Bell Syst. Technol.J., 1960, J9, p.933-946.

265. Tannenbaum E. Detailed analysis of thin phosphorus-diffused layers in p-type silicon. Sol. St. Electr., 1961, No. 2, p. 1231 32.

266. Kooi E. Formation and composition of surface layers and solubility limits of phosphorus during diffusion in silicon. J.Electrochem.Soc., 1964, 111. p.1383-1387.

267. Joshi M.L., Dash S. Precipitation of phosphorus, arsenic and boron in thin silicon foils. IBM J,Res.and Developm., 1967, 11, p.271-279.

268. Schwettmann F.N., Kendall D.L. Carrier profile change for phosphorus-diffused layers on low-temperature heat treatment. Appl. Phys.Lett., 1972, 21, p. 2-4.

269. Armigliato A. SiP precipitation within the doped silicon lattice concommitant with phosphorus predeposition. J.Appl. Phys., 1976, 47, p.5489-5491.

270. Servidory M., Armigliato A. Electron microscopy of silicon monophosphide precipitates in P-diffused silicon. J.Mat.Sci., 1975, 10, p.306-313.

271. Peart R.F., Nev/man R.C. The role of defects in diffusion. Rad.Damage and Defects in Semiconductors, Inst.Phys.Conf., ser. , 1972, 16, p. 170-181.

272. Lee D.B. The push-out effect in silicon n-p-n diffused transistors. PhiUJRes. Reports, Suppl., 1974, 5, p. 130.

273. Schwettman F.N., Kendall D.L. On the nature of the kink in the carrier profile for phosphorus-diffused layers in silicon. Appl.Phys.Lett., 1971, 19, p.218-224.

274. Пантелеев В.А. Механизм диффузии фосфора в кремний. ФТТ, 1979, 21, с.3388-3393.

275. Giessen В., Vogel R. Uber das System Silicium-Phosphor. Z. Metallkunde, 1959, 50, p.274-277.

276. Jaccodine R.I. Precipitates formed by high-concentration phosphorus diffusion in silicon. J.Appl.Phys., 1968, 39, p. 3105-3108.

277. Fair А.В., Tsai C.C. A quantitative model for the diffusion of phosphorus in silicon and the emitter dip effect. J, Electrochem.Soc., 1977, 124, No.7, p.1107-1118.

278. Ghostagore R.N. Model of doped-oxide-source diffusion in silicon. Sol, St. Electr., 1974, Ц, p. 1065-1073.

279. Matsumoto S., Arai E., Nakamura N., Niimi T. The distribution of the excess vacancies in the bulk at the diffusion of phosphorus into silicon. Jap.J.Appl.Phys., 1977, 16, p.1177-1185.

280. Ghostagore R.N. Method for determining silicon diffusion coefficients in silicon and in some silicon compounds. Phys.

281. Rev.Lett., 1966, 1j>, p.890-892.

282. Yoshida M., Arai E., ITakamura H., Terunuma T. Excess vacancy generation mechanism at phosphorus diffusion into silicon. J.Appl, Phys., 1974, 45, p. 1498-1506.

283. Ратников В.В., Сорокин Л.М., Мосина Г.Н. Прецизионное измерение параметра .решетки твердого раствора германий-мышьяк с учетом неоднородного распределения мышьяка по кристаллу. ФТТ, 1981, 23, I, с.53-63.

284. Ковьев Э.К., Ратников В.В., Сорокин Л.М. Исследование дефектов распада в кристаллах германия, легированных мышьяком, методом трехкристального спектрометра. ФТТ, 1981, 23, Jfc 6, с.1626-1629.

285. Ратников В.В., Савельев А.Н., Сорокин Л.М., Мосина Г.Н. Измерение интегрального .диффузного рассеяния рентгеновских лучей твердым раствором германий-мышьяк при его распаде. ЖТФ, 1981, 51, с.1555-1557.

286. Ратников В.В., Шейхет Э.Г., Сорокин Л.М. Изучение структурных несовершенств, возникающих при распаде твердого раствора мышьяка в германии. В сб.: Свойства легированных полупроводников", М., Наука, 1977, с.193-198.

287. Ратников В.В., Шейхет Э.Г., Сорокин Л.М., Мосина Г.Н. Рент-генодифракционное определение параметров дефектной структуры распавшегося твердого раствора германий-мышьяк. Письма в ЖТФ, 1976, т.2, в.З, с.I37-141.

288. Ратников В.В., Ковьев Э.К., Сорокин Л.М. Распределение .диффузного рассеяния вблизи брэгговских отражений и его особенности при дифракции рентгеновских лучей монокристаллами германия с примесью мышьяка. ФТТ, 1984, 26, № 7, с.2155-2158.

289. Фистуль В.И. Сильно легированные полупроводники. М., Наука,1967, 415.

290. Brock G. E., Aliotta C.F. Direct observation of dislocation loops in arsenic-doped germanium. IBM J.Res. and Developm., 1962, 6, p. 372-390.

291. Арсентьева И.П., Горелик С.С., Литвинов Ю.М., Рожанский В.Н. Механизм распада пересыщенного твердого раствора мышьяка в германии. ФТТ, 1967, 9, c.3I0MI09.

292. Рагимов И.А., Арсентьева И.П., Рожанский В.Н. Природа дефектов, возникающих при распаде твердого раствора мышьяка в германии. ФТТ, 1969, 992-996.

293. Кабанов Ю.П., Моргулис Л.М., Осипьян Ю.А. Электронно-микроскопическое наблюдение призматических .дислокационных петель в германии. ФТТ, 1968, 10, с.665-669.

294. Кабанов Ю.П., Моргулис Л.М., Осипьян Ю.А. Поправка к статье "Электронно-микроскопическое наблюдение призматических дислокационных петель в германии",ФТТ, 1969,П, с.1074-1075.

295. Rozhanskii V.N. Pseudodislocational interactions in the system germanium-arsenic. Phys.St.Sol., 1972, Ъ51. p.215-217.

296. Рожанский В.Н., Захаров Н.Д. Определение толщины пластинчатых выделений мышьяка в германии. ФТТД971,13,с.440-444.

297. ЗЗублик В.Т., Горелик С.С., Дубровина А.Н. Прецизионное измерение периодов решетки сильно легированных германия и кремния. ФТТ, 1968, 10, с.2846-2851.

298. Барсуков А.Д., Гринштейн П.М., Кузнецов Г.М., Оленин В.В., Фистуль В.И. Параметры кристаллической решетки твердых растворов мышьяка в германии. ФТТ,1970,12, с.1266-1271.

299. Анастасъева Н.А., Бублик В.Т., Горелик С.С., Столяров О.Г. 0 природе политропии мышьяка в германии. Элект.техн., Материалы, 1973, 5, 77-81.

300. Efimov O.N., Sheikhet E.G. Some features of the impurity-state in a supersaturated arsenic solution in germanium. Phys.St.Sol., 1970, a2, p.649-653.

301. Ковальчук M.B., Ковьев Э.К., Миренский А.В., Козелихин Ю.М. Шилин Ю.Н. Трехкристальный рентгеновский спектрометр для исследования структурного совершенства реальных кристаллов. ПТЭ, 1976, £ I, с. 194-198.

302. Weiser К. Theory of solubility of interstitial impurities in germanium and silicon. J.Phys.Chem.Sol., 1960, 17,p. 149-161.

303. Ehrhert P., Schlagheck H., Schilling W. Investigation of Frenkel defects in electron irradiation copper by Huang scattering of X-rays. I. Results for single interstitials. J.Phys., 1974, F4, P. 1575-1598.

304. Арсентьева И.П., Гринштейн П.М., Лидер В.В., Муравлев Ю.Б., Рожанский В.Н., Фистуль В.И. Кинетика распада твердого раствора мышьяка в германии. ФТТ,1970,12, с.1260-1265.

305. Goland A.N., Keating D. Т. Lattice parameter, volume and length in crystals containing dislocation loops. J.Appl.

306. Phys., 1970, 41» P.814-815. 332 Захаров Н.Д. Автореферат кандидатской .диссертации, Москва,1. ИКАН СССР, 1975, с.16.

307. Larson B.C., Young F.W. A comparison of diffuse scattering by defects measured in anomalous transmission and near Bragg reflection. Naturforsch., 1973, 28a, p.626-632.

308. Кривоглаз M.A. Теория рассеяния рентгеновских лучей и тепловых нейтронов реальными кристаллами. М.,Наука,1967, с.336.

309. Dederichs Р.Н. Diffuse scattering from defect clusters near Bragg reflections. Phys,Rev., 1971, В4» p.1041-1050.

310. Лидер В.В., Чуховский Ф.Н., Рожанский В.Н. Эффект экстинкции при .динамическом рассеянии рентгеновских лучей в кристалле германия, содержащем .дислокационные петли. ФТТ, 1977, А1? 8, с.1231-1237.

311. Шейхет Э.Г., Ефимов O.H., Веселовская Н.В. Аномальное прохождение рентгеновских лучей в монокристаллах кремния с дислокациями. ФТТ, 1972, 14, с.272-274.

312. Ратников В.В., Ковьев Э.К., Ефимов О.Н. Двухкристальный спектрометр с подвижной осью кристалла-анализатора. В сб.: Аппаратура и метода рентгеновского анализа, 1974, вып.14, Л., C.I0I-I07.

313. Елистратов A.M., Ефимов О.Н. Влияние нарушений периодичности на эффект аномального прохождения рентгеновских лучей.Интегральные характеристики аномального прохождения рентгеновскихлучей. ФТТ, 1962, 4, 2397-2410.

314. Ковьев Э.К., Матвеев Ю.А., Ратников В.В., Брятов А.Л., Рентгеновская .дифференциальная .дифрактометрии кристаллов. Электронная техника, сер.Материалы, 1981, № 4, с.27-33.

315. Молодкин В.Б. Классификация дефектов кристалла по их влиянию на .дифракцию излучения в рамках .динамической теории рассеяния. Киев, Препринт Ш>, 1976, с.464.

316. Пинскер З.Г. Динамическое рассеяние рентгеновских лучей идеальными кристаллами. М.,Наука,1974,с.368.

317. Сорокин Л.М. Образование новой фазы при распаде пересыщенного твердого раствора лития в германии. ФТТ, 1984, 26, № 2, с.436-440.

318. Morin P.J., Reiss Н. Precipitation of lithium in germanium. Phys.Chem.Sol., 1957, J3, Uo.3, p. 196-209.

319. Weltzin R.D., Hutchinson J.E., Swalin R.A, Electron microscopic study of precipitates and defects in germanium andsilicon. Acta Met., 1965, Ho.13, p.115-121.

320. De Kock A.J.R., Beeftink P.M., Schell K.J. Investigation of lithium precipitation in germanium crystals by X-ray transmission topography. Appl.Phys.Lett., 1972, 20, Ho.2, p.81-83.

321. Carter J.R., Swalin R.A. On the kinetics and mechanism of the precipitation of lithium from germanium. J.Appl,Phys., 1960, J31, Ho.7, p. 1191-1200.

322. Гончаров JI.A., Чавлейшвили Н.Г. О свойствах центров преципитации лития в германии. ФТП, 1973, 7, в.2, с.308-313.

323. Ham P.S. Diffusion-limited growth of precipitate particles. J,Appl,Phys,, 1959, J30, Ho.10, p.1518-1525.

324. Гладышевский Е.И., Олексив Г.И., Крипякевич П.И. Новые представители структурного' типа . Кристаллография, 1964, 9, в.З, с.338-341.

325. Iseler G,W,, Kafalas J,A,, Strauss A, J. Hon-I donor levels and kinetics of electron transfer in n-type CdTe. Sol.St. Comm., 1972, Ho.10, p.619-622.

326. Френкель Я.И. Кинетическая теория жидкостей. Изд-во АН СССР, 1945, с.

327. ФТТ, 1982, 24, в.5, с.1519-1522.

328. Laister D,, Jenkins G.M. Electrical and electron microscopestudies of the annealing of tellurium-doped gallium arsenide.

329. Phil.Mag., 1971, 2%, p.1077-1100.

330. Hutchinson P.V/., Dobson P. S. The nature of defects in n+ gallium arsenide. Phil.Mag., 1974, J30, p.65-73.

331. Моргулис Л.М., Мильвидский М.Г., Освенский В.Б. Влияние термообработки на структуру монокристаллов арсенида галлия, легированного теллуром. В сб.: Легированные полупроводники,

332. М., Наука, 1975, с.103-107.

333. Verner V.D. , Kaksimov S.K. , Nichugovski D.K. The nature ofdefects of crystalline structure in GaAs heavily doped with Те. Phys.stat.sol., 1976, аЗЗ, p.755-763.

334. Huges В., Narayanan D.H. On annealing-induced prismatic dislocation loops and electrical changes in heavily Te-doped GaAs. Phys.stat.sol., 1978, а4б, p.627-637.

335. Захаров Н.Д., Рожанский В.Н., Парвова Е.В. Электронно-микроскопическое наблюдение атомов золота и их миграции втремнии. ФТТ, 1980, 22, с.3208-3215.

336. Practical Methods in Electron Microscopy. Ed. by M.Clauert, Amsterdam-London, North-Holland Publ.Company ( имеется перевод: Практические методы в электронной микроскопии под ред. М.Глоэра, М., Машиностроение, 1980, с.286)