Электротехническое и конструкционное материаловедение

МИНИСТЕРСТВО ОБРАЗОВАНИЯ  И НАУКИ РОССИЙСКОЙ ФЕДЕРАЦИИ ФЕДЕРАЛЬНОЕ ГОСУДАРСТВЕННОЕ  БЮДЖЕТНОЕ ОБРАЗОВАТЕЛЬНОЕ  УЧРЕЖДЕНИЕ ВЫСШЕГО ПРОФЕССИОНАЛЬНОГО  ОБРАЗОВАНИЯ «КАМСКАЯ ГОСУДАРСТВЕННАЯ  ИНЖЕНЕРНО-ЭКОНОМИЧЕСКАЯ АКАДЕМИЯ» (ИНЭКА)               РЕФЕРАТ по дисциплине: Электротехническое и конструкционное материаловедение.   ВАРИАНТ № 15           Выполнил: студент  Салахов М,Х. гр4156-з Проверил: к.ф.- ЭиЭ доцент: Акст Е.Р.           Набережные Челны, 2012 г.

 

СОДЕРЖАНИЕ:

1. Диаграмма изотермического распада аустенита.
2. Термическая диффузия.
3. Эпитаксиальная и ионая легирование полупроводниковых материалов
4. Газы с высокой электрической прочностью

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

Диаграмма изотермического  распада аустенита

 

 

Диаграммы изотермического  распада аустенита описываю кинетику процесса в координатах температура-время, т.е. зависимость скорости процесса от температуры переохлаждения.                       

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

Диаграмма изотермического распада  аустенита эвтэкоидной стали с обозначеним получаемых структур в зависимости от скорости охлаждения.

Условные обозначения:

П-перлит, С-сорбит, Т-тростит, М-мартесит, Аост.-аустенит остаточный,

Б-бейнит, Ввкз-верхняя кретическая скорость закалки.

 

 

Если аустенит переохладить ниже температуры А₁, то процесс распада аустенита на феррит и цементит начнется не мгновенно, а через определенное время. Это время зависит от температуры и называется инкубационным периодом. В зависимости от температуры инкубационный период изменяется по кривой с максимумом. Этому есть следующее объяснение. Чем при более

низкой температуре протекает  распад аустенита, тем энергетически  он более выгоден, и, следовательно, скорость процесса должна увеличиться. Однако, с понижением температуры уменьшается скорость диффузии, что замедляет процесс распада. Наличием этих двух противоположно влияющих на скорость распада аустенита факторов (энергетического и диффузионного) и объясняется характер изменения инкубационного периода от температуры. Чем при более низкой температуре протекает распад аустенита, тем энергетически он более выгоден, и, следовательно, скорость процесса должна увеличиться. Однако, с понижением температуры уменьшается скорость диффузии, что замедляет процесс распада. Наличием этих двух противоположно влияющих на скорость распада аустенита факторов (энергетического и диффузионного) и объясняется характер изменения инкубационного периода от температуры.

На диаграмме применяют  лагорифмическую шкалу времени, чтобы можно было показать и быстро протекающие процессы и медленно протекающие (от секунд до суток).

Левый максимум на диаграмме  показывает время до начала распада  аустенита при разных температурах, правый- время до конца распада.

Горизонтальная линия Мн - начало мартенситного превращения.

На диаграмму с некоторыми допущениями могут быть нанесены скорости охлаждения.

Выше температуры максимальной устойчивости аустенита (относительно малые скорости охлаждения) получаются структуры перлит, сорбит и тростит. Образование их происходит в мягком пластичном аустените. Поэтому напряжения при образовании новых фаз (феррита  и цементита) очень малы и перлитные  участки получаются округленной  формы, но цементит в них пластичный.

Ниже температуры минимальной  устойчивости распад аустенита протекает  в упругой среде, и выделение  феррита и цементита сопровождается возникновением значительных напряжений. В таких условиях новой фазе легче  расти игольчатой или пластинчатой форм очень малых размеров из-за малой скорости диффузии.

Структура эта называется бейнитом или промежуточной структурой и в рассматриваемой стали может получится только при изотермической выдержке. Различают верхний и нижний бейнит. Верхний бейнит образуется при температурах чуть ниже перегиба кривых и имеет твердость около 450НВ,

нижний образуется чуть выше начала образования мартенсита (Мн) и имеет твердость около 550НВ. Если скорость охлаждения достаточно велика и проходит левее максимума, то образуется структура закалки (М+Аост.).

Скорость охлаждения касательная  к максимуму называется верхней  критической скоростью закалки(Y_вкз).

Верхняя критическая  скорость закалки –

такая минимальная скорость охлаждения, при которой полностью  подавляется диффузия, и не выделяются феррит и цементит.

Если скорость охлаждения проходит между максимами распада, то получается структура состоящая из мартенсита и тростита. Такая структура после закалки нежелательна (из-за понижения твердости) и получается, обычно, при недостаточно быстром переносе стали из печи в закалочный бак.

Диаграммы распада аустенита  для сталей различного состава приводятся в справочниках. По ним можно определить тип получаемой структуры при  различных скоростях охлаждения, критическую скорость закалки, что чрезвычайно важно при назначении режима термической обработки.

В заключение отметим, что  в легированных сталях скорость распада  аустенита замедляется за счет уменьшения скорости диффузии, кривые распада  сдвигаются вправо, что позволяет  получить мартенсит при меньших  скоростях охлаждения. 

 

 

Термодиффузия

Термодиффузия (термическая, или тепловая, диффузия), перенос компонент газовых смесей или растворов под влиянием градиента температуры. Если разность температур поддерживается постоянной, то вследствие Т. в объёме смеси возникает градиент концентрации, что вызывает также и обычную диффузию. В стационарных условиях при отсутствии потока вещества Т. уравновешивается обычной диффузией и в объёме возникает разность концентраций, которая может быть использована для изотопов разделения.

Т. в растворах  была открыта нем. учёным К. Людвигом (1856) и исследована швейцарским  учёным Ш. Соре (1879—81). Т. в растворах  называется эффектом Соре. Т. в газах  была теоретически предсказана английским учёным С. Чепменом и шведским учёным Д. Энскогом (1911—17) на основе кинетической теории газов и экспериментально обнаружена английским учёными С. Чепменом и Ф. Дутсоном в 1917.

В бинарной смеси при постоянном давлении в  отсутствии внешних сил полный диффузионный поток вещества равен

j_i = – nD₁₂ gradc_i – n (D_T/T) grad Т, где D₁₂ — коэффициент диффузии, D_T — коэффициент Т., n — число частиц смеси в единице объёма, c_i = n_i/n — концентрация частиц i-й компоненты (i = 1,2). Распределение концентрации в стационарном состоянии может быть найдено из условия j_i = 0, откуда grad c_i = – (k_T/T) gradT, где к_т= D_T/D₁₂ — термодиффузионное отношение, пропорциональное произведению концентраций компонент. Коэффициент Т. сильно зависит от межмолекулярного взаимодействия, поэтому его изучение позволяет исследовать межмолекулярные силы в  газах.

 

ЛЕГИРОВАНИЕ ПОЛУПРОВОДНИКОВ

 

- дозированное введение в полупроводник примесей или структурных дефектов с целью изменения их электрич. свойств. Наиб. распространено примесное Л. п. Электрич. свойства легированных полупроводников зависят от природы и концентрации вводимых примесей. Для получения полупроводников с электронной проводимостью (n -типа) с изменяющейся в широких пределах концентрацией электронов проводимости обычно используют донорные примеси, образующие "мелкие" энергетич. уровни в запрещённой зоне вблизи дна зоны проводимости   Для получения полупроводников с дырочной проводимостью ( р -типа) вводятся акцепторные примеси, образующие уровни вблизи потолка   валентной зоны. Атомы таких примесей при комнатной темп-ре (300 К) практически полностью ионизованы (энергия ионизации   эВ), так что их концентрация определяет концентрацию осн. носителей заряда, к-рая связана с проводимостью а полупроводника соотношением

для электронного типа проводимости и 

для дырочного  типа проводимости. Здесь п - концентрация электронов; р - концентрация дырок; е - заряд электрона;   - подвижности электронов и дырок (см. Полупроводниковые материалы).

Для Се и  Si донорами служат элементы подгруппы Va периодич. системы элементов (Р, As, Sb), акцепторами - элементы подгруппы IIIa (В, Al, Ga). Для полупроводников типа   доноры - элементы подгруппы VIa (S, Se, Те), а также Sn. Акцепторы-элементы подгруппы IIа (Be, Mg, Zn, Cd). Примеси Si и Ge в полупроводниках типа   в зависимости от условий получения кристаллов и эпитаксильных слоев могут проявлять как донорные, так и акцепторные свойства. В полупроводниках типа   и   тип и величина проводимости обычно регулируются отклонением от стехиометрич. состава, обеспечивающим заданную концентрацию собственных точечных дефектов ( вакансии, межузелъные атомы).

Перечисленные примеси, как правило, образуют в  полупроводниках твёрдые растворы замещения и обладают высокой растворимостью (10¹⁸-10²⁰ ат/см ³) в широком интервале темп-р. Растворимость их носит ретроградный характер и достигает максимума в Ge при 700-900 °С, в Si - при 1200-1350 ⁰ С, в GaAs - при 1100-1200 ⁰ С. Эти примеси имеют малые сечения захвата носителей, являются малоэффективными центрами рекомбинации и поэтому слабо влияют на время жизни носителей.

Примеси тяжёлых  и благородных металлов (Fe, Ni, Сг, Mb, W, Сu, Ag, Au и др.) образуют "глубокие" уровни в запрещённой зоне, имеют большие сечения захвата носителей и являются эффективными центрами рекомбинации, что приводит к значит. снижению времени жизни носителей. Эти примеси обладают малой и ярко выраженной ретроградной растворимостью. Их используют для получения полупроводников с малым временем жизни носителей или с высоким удельным сопротивлением, достигаемым за счёт компенсации мелких энергетич. уровней противоположной природы. Последнее часто применяют для получения полуизолирующих кристаллов широкозонных соединений   (GaAs, GaP, InP, используют примеси Fe, Ni, Cr). Основные характеристики наиболее распространённых примесей в важнейших полупроводниках даны в табл.

 

Методы легирования. 

Л. п. обычно осуществляют непосредственно в  процессах выращивания монокристаллов и эпитаксиальных структур. Примесь  вводится в расплав, раствор или  газовую фазу. Расчёт необходимого содержания примеси требует знания количественной связи между её концентрацией  и свойствами полупроводника и свойств  примеси: коэф. распределения К между фазами, упругости паров и скорости испарения в широком интервале темп-р, растворимости в твёрдой фазе и т. д.

При Л. п. необходимо равномерное распределение примеси  в объёме кристалла или по толщине  эпитаксиального слоя. При направленнойкристаллизации из расплава равномерное распределение примеси по длине слитка достигается поддержанием постоянной её концентрации в расплаве (за счёт его подпитки) либо программированным изменением коэф. распределения примеси. Последнее достигается изменением параметров процесса роста. Повысить однородность распределения примесей в монокристаллах можно воздействуя на расплав магн. полем. Магн. поле, приложенное к проводящему расплаву, ведёт к возникновению пондеромоторных сил. Последние резко снижают интенсивность конвекции и связанные с ней флуктуации темп-ры и концентрации примесей. В результате однородность кристалла повышается. Однородного распределения при эпитаксии из жидкой фазы достигают кристаллизацией при пост. темп-ре; в случае газофазной эпитаксии, обеспечивая пост. концентрацию примеси в газовой фазе над подложкой.

Радиационное  легирование. 

Доноры и  акцепторы могут возникать в  результате ядерных реакций. Наиб. важны реакции под действием тепловых нейтронов, к-рые обладают большой проникающей способностью. Это обеспечивает однородность распределения примеси. Концентрация примесей, образующихся в результате нейтронного облучения, определяется соотношением 

 

где N₀ - кол-во атомов в единице объёма полупроводника,  - сечение поглощения тепловых нейтронов, С - содержание нуклида в естеств. смеси (в %),   - плотность потока нейтронов, t - время облучения. Этот метод обеспечивает контролируемое введение примеси и равномерное её распределение. Однако в процессе облучения в кристалле образуются радиационные дефекты, для устранения к-рых необходим последующий высокотемпературный отжиг (кроме того, появляется наведённая радиоактивность, требующая достаточно длит. выдержки образцов после облучения). Л. п. методом облучения тепловыми нейтронами используется, напр., для получения высокоомных монокристаллов Si(P):

метод перспективен для легирования  GaAs и др.

Диффузионный  метод. 

При создании структур с р-n -переходами используется диффузионное введение примеси. Профиль распределения концентрации примеси при диффузии имеет вид плавной кривой, характер к-рой определяется: темп-рой и временем проведения процесса, толщиной слоя, из к-рого осуществляется диффузия, концентрацией и формой нахождения примеси в источнике, а также сё электрич. зарядом и возможностью взаимодействия с сопутствующими примесями и дефектами. Из-за малых коэф. диффузии диффузионное Л. п. обычно проводят при высоких темп-рах (для Si при 1100-1350 °С) и в течение длительного времени. Оно, как правило, сопровождается генерацией значит. кол-ва дефектов, в частности дислокаций. Методом диффузии трудно получить тонкие легиров. слои и резкие р-n -переходы.