Bei gleihzeitiger Verunreinigung von Si mit Cu und Fe lassen sih stabförmige, bei

Verunreinigung mitCu undNi plätthenförmigeAussheidungen nden, diejeweilsvon

Kolonien kleinerer Aussheidungen dekoriert werden [3032℄. Gra [26℄ deutet die

Be-obahtungenvonCullis und Katz [30℄als heterogeneKeimbildungvonAussheidungen

aus FeSi

2

anKupfersilizidaussheidungen.Ryoo etal.[31℄ interpretieren dieTeilhen in den Kolonien alsKoaussheidungen von Cu und Ni inForm einer

(

Cu,Ni

)

-Si

2

-Phase.

In jüngerer Vergangenheit haben Buonassisi et al. [28, 29, 70℄ an gezielt mit Fe, Cu

und Niverunreinigtemein-und multikristallinemSilizium[71℄Untersuhungen zur

Ko-aussheidung vonÜbergangsmetallen in Sidurhgeführt.

In Proben dienah der Eindiusion der Metalle bei 1200°C zuerst abgeshrekt und

dann bei655°C ausgelagert wurden, fanden siemitRöntgenuoreszenzmikroskopie und

Röntgenabsorptionsspektroskopie[72℄AnhäufungenvonCuundNiandenselbenStellen,

die sie alsKolonien kleiner Aussheidungen entweder aus Cu

3

Si oder NiSi

2

interpretie-ren[29℄.DieAussheidungensind lokalmiteinanderkorreliert,weisenaberkeine Phasen

auf, in denen Cu und Ni gemisht sind. Nah Ansiht von Buonassisi et al. lassen sih

diese Beobahtungenmitden herkömmlihen Modellenfür Bildung und Wahstum von

Metallsilizidaussheidungen in Si erklären, da sih die bekannten thermodynamishen

GleihgewihtsphasenCu

3

SiundNiSi

2

unddiefürCu

3

Si-Aussheidungentypishen Ko-lonienbilden, vgl.Abshnitt 2.1.2. Dieenge räumliheKorrelationvonAussheidungen

führen sie auf eine Begünstigung der Bildung und des Wahstums der Aussheidungen

durh eine Verringerung der Gitterverzerrung zurük, wenn sih Phasen mit

Volumen-fehlpassungen untershiedlihen Vorzeihens (150% für Cu

3

Si und -1.1% für NiSi

2

bei

Raumtemperatur)am selben Ort bilden.

In Proben, die nah Eindiusion der metallishen Verunreinigungen bei1200°C

lang-sam abgekühlt wurden, nden Buonassisi et al. [29℄ und Heuer et al. [28, 70℄ groÿe

Aussheidungen, diein einer geringen Dihte vorliegen.Die Aussheidungen sind dabei

niht homogen, sondern bestehen aus zwei separierten Phasen. Bei einer Phase handelt

essih um reines Cu

3

Siwährend inder zweiten Phase Cu, Ni, Fe und Sigemishtsind.

Heuer et al. können experimentelle Röntgenabsorptionsspektren mit simulierten

Spek-tren inÜbereinstimmungbringen, diesihaus einem ModellfürdieStrukturder Phase

ergeben [28℄. Nah diesem Modell hat die zweite Phase eine NiSi

2

-Struktur, wobei die

Cu-AtomesubstitutionellaufSi-PlätzenunddieFe-AtomesubstitutionellaufNi-Plätzen

eingebaut sind.

Buonassisietal.[29℄shlagenfürdieBildungderAussheidungenmitseparaten

Pha-sen einen neuenMehanismus vor. Danahndet beider Abkühlung noh oberhalbder

eutektishen Temperatur die Bildung einer üssigen Si-Cu Phase statt, in der sih die

übrigen metallishen Verunreinigungen anreihern. Nah Durhlaufen der eutektishen

Temperaturerstarrt dieüssigePhase, wobei eszur Separationder Cu-Ni-Fe-Si

Mish-phase und der Cu

3

SiPhase kommt.

Kapitel 3

Methoden

3.1. Transmissionselektronenmikroskopie (TEM)

IndervorliegendenArbeitwirddieTransmissionselektronenmikroskopie(TEM)zur

Un-tersuhung der strukturellen und hemishen Eigenshaften von

Metallsilizidausshei-dungen eingesetzt. Neben der konventionellen Abbildung zum Nahweis der

Ausshei-dung, etwaiger Sekundäreekte und Verzerrungsfelder wurden die hohauösende

Elek-tronenmikroskopie (HRTEM) und die Elektronenbeugung herangezogen, um

kristallo-graphishe Informationenzu bekommen.DieeingesetztenStandardverfahrensindinder

Literatur [7376℄ eingehend beshrieben, so dass hier auf eine Darstellung verzihtet

werden kann.

DasverwendeteMikroskopisteinCM200-UTFEGderFirmaPhilipsmiteiner

Beshleu-nigungsspannung von 200 keV und einer Feldemissionskathode als Elektronenquelle.

3.2. Energiedispersive Röntgenspektroskopie (EDX)

Ein wihtiges Werkzeug dieser Arbeit für die Untersuhung der Zusammensetzung der

Metallsilizidaussheidungen ist die energiedispersive Röntgenspektroskopie (EDX). Sie

besteht in der Detektion und Analyse von Röntgenstrahlung, die als Folge der W

eh-selwirkungen zwishen Probe und Elektronenstrahlerzeugt wird. In der Probe entsteht

Bremsstrahlung und harakteristishe Strahlung. Das Spektrum der harakteristishen

StrahlungerlaubteinenRükshlussaufdieenthaltenenElemente.Siebestehtaus

Rönt-genquanten, deren Energie dem Übergang eines Elektrons von einer äuÿeren auf eine

innereShaleeines Atomsder Probeentspriht.ZurAussendungdieserQuantenkommt

es, wennAtome,diezuvordurhWehselwirkungmitdemElektronenstrahlineinen

Zu-stand höherer Energieangeregt wordensind, wiederin ihren Grundzustand relaxieren.

DasAttributenergiedispersiv bezeihnetdieArtderDetektionderRöntgenquanten.

Anders als im Fallwellenlängendispersiver Spektroskopie (WDS) zeihnet bei EDX ein

Spektrometer dieIntensitätder Röntgenstrahlung inAbhängigkeitvonder Energie der

Röntgenquanten auf, [76℄. Das Kernstük des Spektrometers istein Halbleiterdetektor,

indem einRöntgenquant einen Strompuls erzeugt, dessen Höhe proportionalzur

Ener-giedes Quants ist.Dasgemessene Spektrum stellt imPrinzipeine Auftragungder Zahl

der Pulse als Funktionder Pulshöhe dar.

Einen ausführlihen Einblik in die Methode und ihre Verwendung in Kombination

mit TEM geben Williams und Carter, [76℄. In der vorliegenden Arbeit kam ein Link

ISIS System der FirmaOxford Instruments miteinem Si(Li)-KristallalsDetektor und

einer Energieauösung von 136 eV zum Einsatz. Stolze shildert die praktishe

Benut-zung dieses Systems in[77℄.

0 5 10

0 500 1000 1500

Ni-K E Cu-K D Ni-K D Ni-L DE Si-K D

In te n si t

E / keV

Abbildung 3.1. EDX-SpektrumeinerAussheidung,dieausCu,NiundSibestehen.Aufgetragen

ist die Anzahl derZählereignisse in Abhängigkeit von derEnergie der

Röntgen-quanten.

Abb. 3.1 zeigt ein EDX-Spektrum, das imRahmen dieser Arbeitan einer Stelle

auf-genommen wurde, an der sih eine Aussheidung innerhalb der Si-Matrix bendet. Die

Aussheidung lässt sih aufgrund struktureller Merkmale der binären Phase

Nikeldisi-lizid zuordnen. Das Vorliegen der harakteristishen Linien niht nur von Silizium und

Nikelsondern auhvonKupfer zeigt,dassdieAussheidung tatsählih

dreikomponen-tigist.DieBezeihnung der Linien,K

α

,K

β

und L

α

ergibtsih ausder Nomenklaturder Elektronenshalen.

Ein Standardverfahren für die quantitative Bestimmung der Zusammensetzung der

Probe aus einem EDX-Spektrum ist die Methode von Cli und Lorimer, [78℄. Der

Zu-sammenhangvonZusammensetzungundSignalintensitätlässtsihdurhdiesogenannte

Cli-Lorimer-Gleihung darstellen:

Darin bezeihnen

C A

und

C B

die Anteile der Elemente

A

und

B

an der

Zusammen-setzung und

I A

und

I B

die Intensitäten der für

A

und

B

harakteristishen Linien im gemessenen EDX-Spektrum. Die Zusammensetzungen werden relativ ausgedrükt, so

dass

C A + C B = 1

ist.

Indünnen Proben, wiesiefürTEM-Folienzumeistvorliegen,lassensihAbsorptionund

Fluoreszenz inder Probevernahlässigen.DerFaktor

k AB

hängtindünnen Probennoh

vondenKernladungszahlungen

Z A

und

Z B

derElemente, derBeshleunigungsspannung der Elektronen, dem EDX-Detektor und dem zur Filterung der Bremsstrahlung

ver-wendeten Algorithmus ab. Für die Elemente Cu, Ni, Pd und Si, deren Anteile an der

Zusammensetzung von Aussheidungen in dieser Arbeitbestimmt werden, und das

ge-nutzte EDX-TEM-System sind die

k

-Faktoren mit Cu als Referenzelement in Tab. 3.1 angegeben.

ElementA Cu Ni Pd Si

k ACu

1 0.911 1.257 0.712

Linie Cu-K Ni-K Pd-L Si-K

Tabelle 3.1. k-Faktoren und Linien der harakteristishen Röntgenstrahlung der in dieser

Ar-beituntersuhtenElemente Cu,Ni,Pd undSi fürdie quantitativeAnalysevon

EDX-Spektren nahCliundLorimer[78℄

Die Stärke der Kombinationvon EDX und TEM liegt darin, dass sih die hemishe

und strukturelleInformationenmiteinanderinZusammenhangsetzenlassen.Dazuwird

das TEM im Rastermodus betrieben. Der Elektronenstrahl lässt sih bei dem in dieser

Arbeit verwendeten Gerät bis auf einen Durhmesser von 1 bis 2 nm fokussieren, so

dass sih die Zusammensetzung der Probe nah der Erfassung eines EDX-Spektrums

punktuellmithoherOrtsauösunguntersuhen lässt.Giltes,dielateraleVerteilungvon

ElementenineinemgröÿerenBereihderProbezuuntersuhen,soerweistessihals

hilf-reih,die harakteristishe Röntgenstrahlung zu messen, währendder Elektronenstrahl

die Probe abtastet. Dazu werden vor der Messung in der Umgebung der

harakteristi-shen Linien Spektralbereihe deniert, innerhalb derer alle Zählereignisse zum Signal

der jeweiligen Liniebeitragen. Auf diese Weise lassen sih darstellen:

ˆ Zusammensetzungentlang einer bestimmten Streke

ˆ zweidimensionaleVerteilung vershiedener Elemente(EDX-Karte)

Es ist allerdingszu beahten, dass die so erhaltenen Daten die Beiträge der

Bremss-trahlungenthalten.DiesewerdenimFallderoben beshriebenenAuswertungnahCli

und Lorimer durh numerishe Anpassung aus der Analyse eliminiert.

Kapitel 4

Ergebnisse

In dieser Arbeitwurden Aussheidungen metallisher Verunreinigungen inSilizium

un-tersuht,dasvergleihbare Eigenshaften wiedasinderPhotovoltaikgegenwärtig

inten-siveingesetztemultikristallineSiliziumhat,welhesKorngrenzenundVersetzungen und

auÿerdem Aussheidungennihtmetallisher Verunreinigungen wiebeispielsweise

Sauer-sto enthält.

Das Probenmaterial sollte im Ausgangszustand strukturelle Defekte und

Ausshei-dungen nihtmetallisher Verunreinigungen, aber keine metallishen Verunreinigungen

enthalten. Diese solltenvielmehr gezielt von auÿendurh Diusionin das Material

ein-gebraht und während langsamer Abkühlung durh heterogene Keimbildunganden im

Material vorhandenenDefekten zur Aussheidung gebraht werden.

Daher kameinbikristallinesProbenmaterial zum Einsatz,das durh Waferbonding aus

zwei einkristallinenSheiben Siliziumsheibenhergestellt wurde. Das Verfahren und die

Beshaenheit des Bikristall wird in Anhang A näher beshrieben. An der Grenzähe

der beiden miteinanderverbundenen Siliziumsheiben besteht einNetzwerk aus

Stufen-und Shraubenversetzungen, das einer Kleinwinkelkorngrenze entspriht. Der Abstand

zwishen den Stufenversetzungen beträgt 372 nm und der zwishen den

Shraubenver-setzungen 12 nm. Eine der beiden Siliziumsheiben enthält auÿerdem Mikrodefekte in

einer Dihtevonetwa

10 10

m

−3

, beidenenes sihSiliziumoxidaussheidungenund Ver-setzungsringe handelt.

4.1. Aussheidungen nah Diusion von Kupfer

AlsersterShrittwurdeuntersuht,wiesihAussheidungen einereinzigenmetallishen

Verunreinigung unterden Bedingungenmiteinanderkonkurrierender

Keimbildungsplät-ze bilden.Dazu werdenProben der Bikristallezunähst durh DiusionvonKupfer bei

einer Temperatur von

T = 1050

°C gezielt verunreinigt und anshlieÿend langsam mit

T ˙ = −6

K/sabgekühlt,sodasssihandenvershiedenenKeimbildungsplätzen Ausshei-dungenbildenkonnten.EinzelheitenderPräparationderDiusionsprobenbenden sih

inAnhang B.1 (Proben 1 und 2in Tab. B.1).

500 µm 500 µm

KG A

B Ref

Of-1

Of-2

Abbildung 4.1. LihtmikroskopisheAufnahme einesQuershnitts durh einebikristalline Probe

ausSinahDiusionvonCubei1050°C,langsamerAbkühlungundDefektätzung

(Seo,6s). Die Probe besteht auszwei Sheiben (Aund B).Die als

Diusions-quelledienende Shihtbendet sih auf derder OberäheOf-1.Ein Stük

de-fektfreienSiliziums(bezeihnetmitRef)wurdevordem Defektätzenauf Sheibe

AzurErkennungvonArtefaktenangebraht.

Abb. 4.1 und Abb. 4.2 zeigen lihtmikroskopishe Aufnahmen zweier

Quershnitts-proben nah Defektätzen. Es ist bekannt, dass Kupfer als einzelne metallishe

Verun-reinigung inSiliziumKolonienkleiner Aussheidungen einer Kupfersilizidphase (Cu

3

Si)

bildet.Defektätzen führtzurEntstehung linien-odersternförmigerÄtzgrübhenamOrt

der Kolonien [25, 42℄.

Die lateraleVerteilungder Ätzgrübhen ist inhomogenund zeigt, dass dieDihteder

Kupfersilizidaussheidungen in Sheibe B wesentlih höher ist als in Sheibe A. Diese

KG A

B 500 µm Ref

Of-1

Of-2

Abbildung 4.2. LihtmikroskopisheAufnahmeeinesQuershnittsdurh einebikristallineProbe

ausSinahDiusionvonCubei1050°C,langsamerAbkühlungundDefektätzung

(Seo,6s).DieProbebestehtauszweiSheiben(AundB).Dieals

Diusionsquel-ledienendeShihtbendetsihhierauf derderOberäheOf-2.Ref:EinStük

defektfreienSiliziums wurde vordem Defektätzen auf Sheibe Bzur Erkennung

vonArtefaktenangebraht.

Beobahtung istunabhängig von der Lage der als Quelle für dieDiusion verwendeten

Shihten, wie der Vergleihder beiden inAbb. 4.1 und Abb. 4.2 dargestellten Proben

deutlihmaht.DiealsDiusionsquelledienendeShihtbendet sihbeidiesenProben

aufgegenüberliegendenProbenoberähen, inAbb. 4.1aufOberähe Of-1undinAbb.

4.2 auf Oberähe Of-2. Die inhomogene Verteilung kommt niht durh eine Wirkung

der Korngrenze als Diusionsbarriere zustande, sondern lässt sih auf die Anwesenheit

von Mikrodefekten in Sheibe B zurükführen, vgl. Abb. A.1 in Anhang A. Es handelt

sih um kleine Siliziumoxidaussheidungen und Versetzungsringe, die die Oxidteilhen

beimWahstumausgestoÿenhaben.DieMikrodefektestellenheterogene

Keimbildungs-plätze für Kupfersilizidaussheidungen dar.

Die Verteilung der Kupfersilizidaussheidungen in Sheibe B in Abb. 4.2 zeigt eine

aussheidungsfreie ZoneeinerBreitevonungefähr200

µ

mdirektunterhalbder

Oberä-heOf-2.DieBeobahtunglässtsihdurhdieNähederalsDiusionsquelleverwendeten

Shiht erklären. Diese Shiht bestand nah dem binären Phasendiagramm aus einer

Flüssigkeitaus Cu und Si,dadieDiusionstemperaturT=1050°C oberhalbder T

empe-ratur

T eut = 802

°Cdes eutektishen PunkteszwishenSiundCu

3

Siliegt,vgl.Abshnitt

2.1.1. Im Gleihgewiht mit der Flüssigkeit bzw. mitCu

3

Si unterhalb der eutektishen TemperaturstelltsihanderOberäheOf-2dieLöslihkeitein,sodassdiemetallishen

Fremdatomewährendder langsamenAbkühlung ausdem oberähennahen Bereihder

SheibeBindieFlüssigkeitherausdiundierten,bevorsihAussheidungenbilden

konn-ten.

InSheibeAhaben sihnursehrwenigeKupfersilizidaussheidungengebildet.Dieslässt

sihaufeinesehr geringeDihtealsheterogenenKeimbildungszentren wirkender

Mikro-defekte zurükführen.

Bei der in Abb. 4.1 untersuhten Probe liegt die Gleihgewihtsphase aus Cu und

Si auf der Oberähe Of-1 vor. Hier zeigt die Verteilung der

Kupfersilizidaussheidun-gen keine aussheidungsfreieZone unterhalbder Oberähe Of-1 inder Sheibe B keine

aussheidungsfreieZone,währendpraktishdiegesamteSheibeAaussheidungsfreiist.

An der Korngrenze bildeten sih ebenfalls Kupfersilizidaussheidungen. Es existiert

keine aussheidungsfreie Zone in der Nähe der Korngrenze inSheibeB.

4.2. Aussheidungen nah Kodiusion von Kupfer

und Nikel

Unter denselben Bedingungen wie bei Kupfer als alleiniger Verunreinigung, d.h. bei

T = 1050

°C,

T ˙ = −6

K/s und in bikristallinemProbenmaterial wurden Aussheidun-gen zweier metallisherVerunreinigungendurhgleihzeitigeDiusion,imfolgenden als

Kodiusionbezeihnet,undanshlieÿendelangsameAbkühlungpräpariert.Einzelheiten

derProbenpräparationundeineÜbersihtüberdiedurhgeführten

Diusionsexperimen-te (TabelleB.1) benden sihin Anhang B.1.

Die Beshränkung auf zwei metallishe Verunreinigungen ist sinnvoll, weil sih so

Än-derungen im Aussheidungsverhalten der einen metallishen Verunreinigung gegenüber

dem bekannten Verhalten bei Vorliegen als einziger Verunreinigung mit Eigenshaften

der zweiten Verunreinigung in Beziehung setzen lassen.

Eine wihtige Eigenshaft metallisher Verunreinigungen ist dieVolumenfehlpassung

der Metallsilizidphase,aus der ihre Aussheidungen bestehen. Zunähst wurden Kupfer

und Nikelalsmetallishe Verunreinigungen ausgewählt.DieseVerunreinigungenbilden

inSiAussheidungenaus Metallsilizidphasenmithöhst untershiedliher

Volumenfehl-passung, wodurhdieForm,GröÿeundVerteilungihrerAussheidungenbestimmtwird,

wie in Kapitel 2.1.2 gezeigt wurde. Im Fall von Kupfer als alleiniger metallisher

Ver-unreinigung mit hoher Volumenfehlpassung des Silizids (Cu

3

Si: 150%) bilden sih von

Versetzungen berandete Kolonien kleinerer Teilhen und im Fall von Nikel mit

gerin-ger Volumenfehlpassung des Silizids (NiSi

2

: -1.1% bei Raumtemperatur) einzelne groÿe Aussheidungen.

EinexperimentellerParameter der Kodiusionzweier metallisher Verunreinigungen,

der über die Löslihkeiten der Verunreinigungen in Silizium indirekt einstellbar ist, ist

das Konzentrationsverhältnis

Q M 1 ,M 2

der Verunreinigungen:

Q M 1 ,M 2 = [M 1 ]

[M 2 ] .

(4.1)

Löslihkeit und Diusionskoezient von Kupfer, Nikel und Palladium,das in Kapitel

4.3 Kupfer als eine der beiden metallishen Verunreinigungen ersetzt, in Silizium bei

der in dieser Arbeit vorwiegend benutzten Temperatur von 1050°C sind in Tabelle 4.1

angegeben.

4.2.1. Aussheidungen unter kupferreihen Bedingungen

Nah Kodiusion von Kupfer und Nikel liegen kupferreihe Bedingungen

Q Cu,N i > 1

vor, da die Löslihkeit von Kupfer höher ist als die von Nikel (Probe 3, Tab. B.1 in

M

[M ] sol (

m

−3 )

Referenz

D M (

m

2

s

−1 )

Referenz

Cu

6 · 10 17

Weber [39℄

2 · 10 −4

Hall und Raette[36℄

Ni

3 · 10 17

Weber [39℄

3 · 10 −5

Bakhadyrkhanov etal. [37℄

Pd

1 · 10 17

Frank[40℄

3 · 10 −5

Gra etal.[38℄

Tabelle 4.1. Löslihkeit

[M ] sol

undDiusionskoezient

D M

vonKupfer,NikelundPalladiumbei

1050°CinSilizium

Anhang B.1). Physikalish besteht unter kupferreihen Bedingungen eine Situation, in

der zu erwarten ist, dass Form, Gröÿe und Verteilung der Aussheidungen durh hohe

Volumenfehlpassung bestimmt ist.

4.2.1.1. Verteilung

Die Verteilungder Aussheidungen nah Kodiusion vonKupfer und Nikel unter

kup-ferreihen Bedingungen im bikristallinen Silizium wurde nah Defektätzen

lihtmikro-skopish untersuht. Abb. 4.3 zeigt das Ergebnis der Ätzgrübhenuntersuhung.

DieVerteilungderÄtzgrübheninderProbeistinhomogenundqualitativdieselbewie

nahder Diusionvon Kupferalsalleinigermetallisher Verunreinigung, vgl.Abshnitt

4.1.Dieszeigt sihbeimVergleihvonAbb.4.3mitAbb. 4.1undAbb. 4.2insbesondere

amFehlen einer defektfreien Zone ander Korngrenze inSheibeB.

Die linien- und sternförmigen Ätzgrübhen entsprehen planaren Defekten, wobei

li-nienförmigeÄtzgrübhen aufeinzelne dieser Defekte und sternförmige Ätzgrübhen auf

Anordnungen mehrerer Defekte hinweisen. Diese Defekte bestehen aus Kolonien

kleine-rer Aussheidungen, wie der folgende Abshnitt 4.2.1.2 zeigt.

Die Defekte liegen auf

{110}

-Ebenen, wie durh die Rihtungsbeziehung der Ätzgrüb-hen mitder Korngrenze aufder Oberähe der Quershnittsprobein Abb. 4.3deutlih

wird.DurhdiePräparationder Probeistgewährleistet,dass dieÄtzgrübhenaufeiner

{110}

-Oberähe der Probe liegen. Bei Festlegung dieser Oberähe als

(110)

-Ebene

ergeben sih für dieShnittlinien planarer Defekte auf

{110}

-Ebenen mitder

Probeno-berähe diein Tab. 4.2angegebenen Rihtungsvektoren.

Da die Oberähe der Quershnittsprobe eine

{110}

-Ebene ist, liegen Defekte auh

parallel zur Probenoberähe. Dies ist beispielsweise der Fall für den Defekt, der das

inAbb. 4.3mitPgekennzeihnete elliptish-unregelmäÿiggeformteÄtzgrübhen

verur-saht hat.

Abbildung 4.3. LihtmikroskopisheAufnahme des Quershnitts einerbikristallinen Probe nah

KodiusionvonCuundNi bei1050°C,langsamerAbkühlung undDefektätzung

(Seo,5s).LinienförmigeÄtzgrübhenmarkierenzahlreiheDefekteander

Korn-grenze(KG) undimInnerender beiden Sheiben (A,B).Eines derÄtzgrübhen

zeigteinenplanarenDefekt(P),derparallel zurProbenoberäheliegt.

Defekt Shnittlinie

(110) −

110

[001]

(101)

111

101

111

(011)

111

011

111

Tabelle 4.2. RihtungderShnittlinienplanarerDefekteauf

{110}

-EbenenmitderOberäheeiner

[110]

-orientiertenProbe.

4.2.1.2. Struktur

NahKodiusionvonKupferundNikelunterkupferreihenBedingungenimbikristallinen

Siliziumlässt sihmitTEMbeobahten, dass dieplanaren Defekte, derenVerteilungin

der Probe im vorangegangenen Abshnitt 4.2.1.1 untersuht worden ist, aus Kolonien

kleinererTeilhen bestehen, wie Abb.4.4zeigt. Die naheliegende Annahme, dass es sih

bei diesen Teilhen um Aussheidungen einer zweiten Phase (neben Silizium)

handel-te, wurde durh strukturelle und hemishe Analysen bestätigt, deren Ergebnisse im

Folgenden gezeigt werden.

(a)

[001]

[110 [1100] 0]

(b)

Abbildung 4.4. TEM-Hellfeld-Aufnahmen zweierKolonienkleinerAussheidungen ander

Korn-grenze(KG)einerbikristallinenProbenahKodiusionvonCuundNibei1050°C

undlangsamerAbkühlung.DieAussheidungensindaufEbenenangeordnet,die

untershiedlihorientiertsind:(a)senkrehtzurBildebeneund(b)gegenüberder

Bildebenegeneigt.

Die Kolonien bestehen aus planaren Anordnungen vonAussheidungen. Die Ebenen,

aufdenendieKolonienangesiedeltsind,haben untershiedliheOrientierung,wie durh

denVergleihvonAbb.4.4aund4.4bdeutlihwird,diedieProbeinderselbenProjektion

(in

[110]

-Rihtung)abbilden. Abb. 4.4azeigt eineKolonieexaktvonderSeite her,diese

Kolonie verläuft somit senkreht zur Bildebene. Dagegen zeigt Abb. 4.4b eine Kolonie

auf einer gegenüberder Bildebene geneigten Ebene. Die sheinbaren seitlihen

Begren-zungen dieser Kolonie sind keine tatsählihen Grenzen der Kolonie, sondern markieren

die Shnittlinie der Kolonie mit Ober- bzw. Unterseite der Probe. Da die Korngrenze

eine

(001)

-Ebene ist,lässt sihaus demShnittwinkelzwishen Korngrenzeund Kolonie

inderProjektionaufdieBildebeneshlieÿen,dassdieKolonienauf

{110}

-Ebenenliegen.

D

Abbildung 4.5. TEM-HellfeldaufnahmedesRandbereihseinerKolonievonAussheidungennah

KodiusionvonCu undNibei1050°CundlangsamerAbkühlung.Die

Ausshei-dungen sindauf einer Ebene angeordnet,die hier senkrehtzur Bildebene liegt.

AmRandderKolonieverläufteineVersetzung(D).

DieKolonienwerdenamRandvonVersetzungenbegrenzt,wieAbb.4.5zeigt.Die

Ver-setzungslineverläuftgekrümmtund wirddabeivoneinerReihevonAussheidungen

de-koriert.Kolonien,dieaus planarenAnordnungenvonAussheidungenauf

{110}

-Ebenen

bestehen unddabeivonVersetzungen berandet werden,stelleneine Defektstruktur dar,

die typish ist für Aussheidungen einer Metallsilizidphase mit starker

Volumenfehl-passung. Solhe Strukturen wurden beispielsweise beobahtet für Aussheidungen der

Cu

3

Si-Phase [42℄.

Im Rahmender bisherigen Ergebnisse gleihtdie Defektstruktur der Aussheidungen

nahKodiusionvonCu undNidervoneinfahenCu

3

Si-AussheidungeninSi.

Elektro-P11

Abbildung 4.6. TEM-AufnahmeeinerKolonievonAussheidungennahKodiusionvonCuund

Nibei1050°CundlangsamerAbkühlung.MitAusnahmedermitP1bezeihneten

polyedrishenAussheidungsindalleAussheidungennahezukugelförmig.

nenmikroskopishe Aufnahmen in höherer Vergröÿerung wie beispielsweise in Abb. 4.6

lassen jedoh erkennen, dass es zwei Typen vonAussheidungen in den Kolonien gibt.

Zum gröÿtenTeil sind die Aussheidungen nahezu kugelförmig.Ein solhes

kugelför-migesTeilhenwirdinAbb.4.7näheruntersuht.EinigeTeilhenindenKolonienhaben

kugelför-migesTeilhenwirdinAbb.4.7näheruntersuht.EinigeTeilhenindenKolonienhaben

Im Dokument Transmissionselektronenmikroskopische Untersuchungen zur Koausscheidung von Übergangselementen in kristallinem Silizium (Seite 19-0)