近化学计量比铌酸锂晶体组分过冷与临界生长速率研究

本文在用双坩埚提拉法生长近化学计量比LiNbO3晶体的过程中观察到了组分过冷的实验数据,同时根据Tiller-Chalmers稳定性判据公式半定量计算了近化学计量比LiNbO3晶体临界生长速率的理值,得到一般电阻加热双坩埚提拉法生长近化学计量比LiNbO3晶体的临界生长速率为0.1mm/h数量级。通过临界生长速率解释了一系列晶体生长的实验结果。提出了一些工艺措施来避免组分过冷,根据这些工艺获得了无包裹体的近化学计量比LiNbO3晶体。

GdCOB晶体下降法生长中的组分过冷

GdCa4O(BO3 ) 3 晶体 (GdCOB)是近年来发现的一种新型倍频材料 ,具有优良的综合性能 ,同时通过稀土元素间的置换和掺杂 ,又可衍生出一系列自倍频 ,三倍频晶体材料。对该系列晶体的研究已受到关注。我们用改进的Bridgman法首次进行了GdCOB晶体生长研究 ,本文对在生长过程中易产生的组分过冷现象进行了观察分析 ,并提出了减少和克服过冷现象的措施。组分过冷会造成严重的包裹。在平行生长方向的组分过冷层内 ,由于温度波动 ,使沟槽内因凝固点降低而保持液态的熔质封闭在晶体中 ,形成大量管状熔质尾迹 ,造成晶体失透。固液界面上可观察到明显的胞状组织。造成组分过冷的原因 ,一是由于硼酸盐体系熔体固有的高粘度 ,以及Bridgman法中熔体自然对流的特征 ,导致生长界面边界层厚度较大 ,保持组分的均匀性要相对困难 ;二是由于原料吸潮导致的配料偏差 ,以及烧料过程中B2 O3 的挥发 ,造成组分的严重偏离。另外 ,生长体系的温度波动 ,更加破坏了生长界面的稳定性。为提高界面的稳定性 ,消除组分过冷 ,在生长过程中采取了以下措施 :提高原料配比的精确度 ;提高生长界面附近的纵向温度梯度 ,为此需提高熔体温度 ,使原料在高于熔点 1 0 0℃下过熔并保温足够长的时间 ;适当降低生长速率 ;精确控温 ,减小生长体系的温?

酸性岩浆结晶中的“组分过冷”现象

在浙江、福建、江西及湖南—广东交界处的中生代火山岩区,分布一种具特殊结构的流纹质、流纹英安质火山-侵入岩。这种岩石里的钾长石晶屑周围发育一种特殊的生长边,作者等曾称其为“珠边”。“珠边”范围内的主晶仍是钾长石,其中的嵌晶是石英。“珠边”内的石英靠内侧颗粒细,靠外侧的颗粒粗。在斜长石、角闪石。

防止重掺砷CZ单晶硅组分过冷的探讨

在探讨组分过冷数学模型的基础上,针对重掺砷CZ单晶硅的生长,理论计算了防止组分过冷时固液界面处晶体温度梯度GS的临界值为51.32~33.10 K/cm.以此为依据,设计了具有较大温度梯度的18寸（60 cm）晶体生长热场,以数值模拟的方法,给出了固液界面处晶体的温度梯度GS的模拟值为54.68~38.14 K/cm.在晶体等径生长的各个阶段,固液界面处晶体的温度梯度GS的模拟值均在防止组分过冷的临界值之上,可以有效避免晶体生长过程中组分过冷的发生,并利用实际晶体生长试验的结果验证了以上分析的有效性.

Nd:GGG晶体生长及组分过冷研究

本文采用提拉法生长了Nd:GGG晶体,对晶体组分过冷产生机理进行了研究。扫描电镜及其能谱分析结果表明组分过冷在晶体中产生了空洞,不同部位空洞中的成分分别为Gd4Ga2O9、Gd3GaO6和GdGaO3,观察了因组分过冷产生的位错,并讨论了克服组分过冷的措施。

β′-Gd_2(MoO_4)_3晶体生长中的过冷现象研究

对电阻加热引上法和感应加热引上法生长 β′ Gd2 (MoO4 ) 3 晶体的实验结果进行了比较 ,分析了两种方法生长晶体过程中熔体过冷和组分过冷的情况。研究认为组分过冷主要与生长过程中MoO3 的挥发、Gd2 (MoO4 ) 3 熔体的粘度及固液界面的温度梯度有关 。

移动加热器法生长碲锌镉晶体的组分输运与界面形貌研究

移动加热器法(THM)生长碲锌镉晶体时,界面稳定性对晶体生长的质量有很大影响。本文基于多物理场有限元仿真软件Comsol建立了THM生长碲锌镉晶体的数值模拟模型,讨论了Te边界层与组分过冷区之间的关系,对不同生长阶段的物理场、Te边界层与组分过冷区进行仿真研究,最后讨论了微重力对物理场分布的影响,并对比了微重力与正常重力下的生长界面形貌。模拟结果表明,Te边界层与组分过冷区的分布趋势是一致的,在不同生长阶段,流场中次生涡旋的位置会发生移动,从而导致生长界面的形貌随着生长的进行发生变化,同时微重力条件下形成的生长界面形貌最有利于单晶生长。因此,在晶体生长的中前期,对次生涡旋位置的控制和对组分过冷的削弱,是THM生长高质量晶体的有效方案。

直拉重掺硼硅单晶特殊原生位错的分析改进

研究了<100>重掺硼硅单晶中出现的一种特殊原生位错,分析了腐蚀坑的形态以及腐蚀坑的排列规律,认为单晶生长过程中固液界面局部区域发生严重组分过冷导致了位错产生。设计了采用不同晶体生长速度的重掺硼单晶生长的试验,得到了无特殊原生位错的重掺硼单晶,同时还发现组分过冷不仅出现在晶体等径阶段,在放肩和收肩阶段同样可能发生。

温度梯度法BaY_2F_8晶体生长中的小面研究

采用温度梯度法生长了BaY2F8晶体,通过X射线定向仪确定晶体自发沿[001]方向生长。通过对不同截面的显微观察和分析,研究认为生长方向与竖直方向不平行是诱发(100)、(130)、(130)等小面生长的重要因素。由于温度的波动和径向温度梯度的存在,会造成晶体生长过程中的组分过冷,引发晶面上出现胞状凸起,影响了晶体的生长质量。

掺钕钆镓石榴石晶体生长及完整性研究

本文采用提拉法生长了Nd:GGG晶体,并对晶体缺陷进行了系统分析,对晶体组分过冷分析结果发现,组分过冷在晶体中产生了空洞,对空洞中的物质进行了扫描电镜及能谱分析,发现组分过冷产生了第二相,用化学侵蚀法显示侵蚀坑的形貌基本呈三角形,并且位错产生了滑移现象,滑移原因是晶体切片时的外力造成的。

化学计量比LiNbO_3晶体宏观生长缺陷的观察

本文对采用双坩埚提拉法(DCCZ)生长的化学计量比LiNbO3晶体中出现的机械双晶、组分过冷、包裹体等宏观生长缺陷进行了观察和分析。结果表明机械双晶通常以{102}和{104}面族为双晶面,而不是以前文献报道的{102}和{012}面族;化学计量比LiNbO3晶体双坩埚提拉法生长与同成份晶体生长不同,前者是助熔剂生长体系,生长速度稍快或温度较小的波动就会导致组分过冷,而后者属于纯熔体生长体系,不容易产生组分过冷;包裹体是由于组分过冷生长时界面失稳夹入熔体所造成的。由于这些缺陷的存在都会严重影响单晶的获得率和质量,为此,我们通过大量实验研究后提出了可以减少和避免这些生长缺陷提高晶体质量的方法。

1英寸Cs_(2)LiLaBr_(6)∶Ce闪烁晶体的生长及性能研究

Cs_(2)LiLaBr_(6)∶Ce(CLLB∶Ce)晶体n/γ双读出闪烁性能优异,其实用化瓶颈在于大尺寸、高光学质量晶体的生长。本研究采用非化学计量比配比,避开CLLB∶Ce非一致熔融组分区域,通过改进研制坩埚下降法晶体生长炉,并优化温度场和降低坩埚下降速度等晶体生长工艺,从而克服组分过冷,保持生长界面稳定,得到了直径1英寸(1英寸=2.54 cm)的CLLB∶Ce晶体毛坯,等径透明部分长度达40 mm,单晶比例由52%提高至79%,可见光区光学透过率达到70%以上。在^(137)Cs激发下能量分辨率达3.7%,在^(252)Cf激发下晶体的品质因子达到1.42,可以很好地甄别中子和γ射线。

大直径重掺硼硅单晶生长工艺研究

在CG6000型单晶炉上,开展了硼掺杂浓度8×1019cm-3以上的150 mm(6英寸)硅单晶生长试验。通过对热场和生长工艺进行优化,抑制了重掺硼硅单晶拉制过程中的严重组分过冷,成功拉制出了电阻率1.5×10-3Ω·cm以下的无位错重掺硼硅单晶,并对单晶拉制过程中的一些工艺参数设定进行了分析和探讨,提高了该类硅单晶生长的效率和成品率。

MgAl_2O_4晶体的完整性研究

在微波段 ,MgAl2 O4单晶具有低的传声损耗 ,是制作低插损微波延迟线的理想材料。它还是理想的GaN外延用衬底材料 ,因为两者之间具有良好的晶格匹配和电、热及机械性能。但是要获得高质量的MgAl2 O4单晶较困难 ,MgAl2 O4单晶生长中容易产生多种缺陷 ,影响了晶体的实际应用。我们在生长MgAl2 O4单晶时发现 ,晶体表面容易出现混乱的花纹 ,其内部常伴随有白丝、云层等其它缺陷 ,严重时 ,晶体甚至不透明。上述缺陷都与组分过冷有关。对MgAl2 O4单晶来说 ,出现这种现象在高温下MgO比Al2 O3 更易于挥发 ,造成了熔体组分偏离同成分点。据此 ,我们采取了如下工艺措施 ,得到了高质量的MgAl2 O4晶体。首先 ,镁铝尖晶石的同成分配比为MgO∶Al2 O3 =1∶1 (摩尔比 )。但是在高温下MgO比Al2 O3 更易于挥发 ,故MgAl2 O4原料是通过化学反应间接得到。其次 ,为了抑制高温生长时MgO的挥发 ,避免偏离同成分配比 ,可在充入保护性气体的同时 ,充入适量的O2 。最后 ,温场梯度、工艺参数、单晶生长设备运行性能对缺陷的消除也有一定的影响。在采取这些措施后 ,生长出了沿〈1 0 0〉取向的 ,尺寸为5 0× 6 0mm的MgAl2 O4晶体 ,晶体表面光滑 ,无色透明 ,用于 5mWHe Ne激光器检查 ,无白丝、无云层、无气泡及散射颗料 。

基于界面电动势原位探测体块单晶生长界面形状成果登上Acta Materialia期刊

稳定可控的晶体生长界面,对体块单晶的品质和性能有决定性作用。但遗憾的是,大尺寸人工晶体生长技术发展繁衍近百年,生长界面始终是“盲区”,其复杂的热质输运、温度脉动、对流起伏等现象隐匿在高温熔体中,致使生长工艺存在过度的经验依赖和盲目性。由于缺乏针对界面失稳、缺陷增殖、组分过冷和回熔等现象的反馈控制技术,在晶体研究与生产方面存在一系列共性问题,如界面演化机理不明、材料品质性能良莠不齐、工艺研发艰巨漫长甚至无法重复等,严重限制了晶体材料在大功率激光器、集成半导体、高性能光学器件等重大课题中的应用。如能操纵高温、运动、时变的界面状态,则有望解读、预判,乃至控制上述破坏性现象,在单晶生长工艺过程与性能退化机理的关联性研究中取得突破。该项技术是涉及晶体、冶金、流体、机械等多学科的难题,具有显著的科研意义和工业价值。

水平法生长GaAs晶体中位错的产生及其排除机构

本文讨论水平法生长的GaAs晶体中产生位错的原因,以及位错排除的机构。提出“小晶面控制成核”的机构解释位错的分布特征和选择有利晶向生长利用小晶面效应抑制位错增生的方法。 水平晶体生长中由于应力引入位错的因素有:(1)沾润,(2)不均匀热场和(3)大的沉淀物。其中沾润是主要的。产生“生长”位错的因素有:(1)籽晶中位错的延伸,(2)小晶面效应,(3)组分过冷和(4)异质成核。这些因素除小晶面效应外都是可以控制的。 晶体中位错密度沿轴向分布的规律说明位错有增生和排除两种过程。凹界面和籽晶取向对位错增生有重要影响,而小晶面的位置又起关键作用。用〈110〉晶带的〈311〉等方向生长可以利用小晶面效应控制成核过程,抑制位错的增生。通过“位错沿其轴向传播”的排除机构,可以保证生长成无位错的GaAs晶体。

限制SSD法晶体生长速度关键过程的探讨

在日本学者渡部尚三等人提出SSD法后,依据他们的理论,迄今通常认为限制SSD法晶体生长速度的关键过程是磷在G_α熔体中的扩散输运过程。本文通过对国外几位学者较为典型的工作的分析比较,提出显然不能为此理论解释的实验事实。在进行了理论分析之后,本文提出限制SSD法晶体生长速度的关键过程,首先不是磷在G_α熔体中的扩散输运过程,而是生长介面处的结晶过程。