Спосіб вирощування монокристалічних пластин складних тугоплавких оксидів горизонтальною направленою кристалізацією (варіанти)

Изобретение относится к способам выращивания монокристаллов и может быть использовано при выращивании лазерных монокристаллов иттрий-алюминиевого граната, активированных неодимом (Y3Al 5O12 : Nd), ювелирных монокристаллов иттрийалюминиевого граната, цветного корунда, и други х монокристаллов сложных тугоплавких оксидов. Монокристаллы иттрий-алюминиевого граната, активированные неодимом, и других сложных тугоплавких оксидов можно выращивать способом горизонтальной направленной кристаллизации в вакууме или защитновосстановительной газовой среде, с использованием молибденовых тиглей в форме лодочки, включающем плавление исходной шихты, затравление на затравку, расположенную в носике тигля, и последующее перемещение тигля с растущим монокристаллом через градиентное тепловое поле со скоростью 1 2мм/час [1]. Благодаря большой площади поверхности расплава и высокой скорости испарения в вакууме легколетучи х примесей, в том числе оксидов молибдена, этот способ позволяет выращивать достаточно чистые монокристаллические пластины иттрийалюминиевого граната, активированные неодимом, прямоугольная часть которых имеет длину до 170мм, ширину до 90мм, толщину до 35мм. Изготовленные из этих монокристаллов активные лазерные элементы своими размерами и генерационными характеристиками не уступают активным лазерным элементам, изготовленным из монокристаллических буль, выращенных методом Чохральского с использованием иридиевых тиглей. Основными недостатками этого способа являются: большая длительность процесса выращивания (»12сут и более); высокие внутренние напряжения и продольные трещины в пластине, значительное снижающие выход и размеры лазерных элементов при раскрое пластины в продольном направлении, не позволяющие производить раскрой пластины по ширине и, следовательно, делают нецелесообразным выращивание широких пластин; - растрескивание пластины при распиловке. Трещины образуются в процессе выращивания монокристаллов при технически необходимых концентрациях неодима ³0,7ат.% под действием предельно больших внутренних напряжений, возникающих в монокристаллах, выращиваемых в поле высоких радиальных градиентов температуры полости теплового узла. В оптически прозрачных монокристаллах, выделяющаяся на границе раздела фаз теплота кристаллизации практически не поглощается растущим монокристаллом, поэтому поля радиальных градиентов температуры в монокристалле и в полости теплового узла практически совпадают, наглядным подтверждением этого является экспериментально наблюдаемое совпадение формы границы раздела фаз с формой изотермы теплового узла, фиг.1. Отсюда следует, что уменьшение радиальных градиентов температуры в растущем оптически прозрачном монокристалле может быть осуществлено лишь за счет соответствующего уменьшения радиальных градиентов температуры в полости теплового узла, но осуществить это из-за технических трудностей не представляется возможным. В основу изобретения поставлена задача разработки способа выращивания монокристаллических пластин сложных тугоплавких оксидов, не имеющих трещин и таких величин внутренних напряжений, которые приводят к растрескиванию монокристаллических пластин при их распиловке на заготовки для лазерных элементов и други х изделий, обеспечение возможности вырезать заготовки для активных лазерных элементов в поперечном направлении монокристаллической пластины. Решение поставленной задачи обеспечивается тем, что в способе выращивания монокристаллических пластин сложных тугоплавких оксидов горизонтальной направленной кристаллизацией, включающем плавление исходной шихты, затравление и последующее выращивание прямоугольной части монокристаллической пластины перемещением тигля через градиентное тепловое поле со скоростью 1 - 2мм/ч, согласно изобретению переднюю треугольную часть монокристаллической пластины выращивают перемещением тигля через градиентное тепловое поле со скоростью 8 - 20мм/час. Решение поставленной задачи обеспечивается тем, что в способе выращивания монокристаллических пластин сложных тугоплавких оксидов горизонтальной направленной кристаллизацией, включающем плавление исходной шихты, затравление и последующее выращивание прямоугольной части монокристаллической пластины перемещением тигля через градиентное тепловое поле со скоростью 1 - 2мм/час, согласно изобретению затравление осуществляют на мало прозрачной для теплового потока затравочной монокристаллической пластине, которую помещают в треугольную часть тигля. При перемещении тигля через градиентное тепловое поле со скоростью менее 8мм/ч концентрационное переохлаждение расплава будет проявляться неравномерно, а следовательно неравномерно будут образовываться и непрозрачные образования, что, в свою очередь, приведет к неравномерному поглощению теплоты кристаллизации. В эти х условиях со храняется выпуклость фронта кристаллизации. При перемещении тигля через градиентную зону со скоростью большей 20мм/ч увеличиваются концентрационные дефекты, приводящие к появлению блочного роста в пластине. При скорости кристаллизации 8 - 20мм/ч вблизи поверхности раздела фаз образуется слой расплава пересыщенный неодимом. Вследствие этого возникает концентрационное переохлаждение расплава, гладкая поверхность раздела фаз преобразуется в ячеистую. В углублениях между ячейками выпадают частицы второй фазы, образуются газовые пузырьки (Катрич Н.П., Качала В.Е., Данько А.Я., Мирошников Ю.П. Влияние примесей на концентрационное переохлаждение расплавов Al2O 3 в процессе кристаллизации и обусловленную этим пористость монокристаллов корунда. Адгезия расплавов и пайка материалов // Республиканский межведомственный сборник научных тр удов. Вып. 22. - К.: Наук. думка, 1989. С.15 - 31). Врастая в кристалл, эти оптически непрозрачные образования размерами 1 1000мкм, плотностью ~107см-3 резко уменьшают оптическую прозрачность монокристалла, увеличивают поглощение теплоты кристаллизации. Доля теплоты кристаллизации, поглощаемой этим практически непрозрачным монокристаллом увеличивается по мере удаления точки выделения тепла на границе раздела фаз от боковой поверхности монокристаллической пластины согласно формуле: где qo - теплота кристаллизации; a - коэффициент поглощения; l - расстояние от поверхности раздела фаз до боковой поверхности монокристалла. Вследствие этого дополнительного нагревания радиальный градиент температуры на границе раздела фаз уменьшается, благодаря этому выпуклая поверхность раздела фаз кристалл-расплав, характерная для выращивания от затравки, расположенной в носике тигля (фиг.1), становится плоской (фиг.2). Выращенный в треугольной части тигля от затравки 3 (фиг.2) непрозрачный для теплового излучения монокристалл служит затравкой для последующего выращивания оптически прозрачного монокристалла в прямоугольной части тигля. Эксперименты показали, что при последующей кристаллизации расплава в прямоугольной части тигля со скоростью 1 2мм/час плоская поверхность раздела фаз, свидетельствующая о низком радиальном градиенте температуры на границе раздела фаз, сохраняется в процессе кристаллизации до тех пор, пока выполняется условие: где S, SD - площади поверхности прямоугольной и треугольной частей монокристалла, соответственно. Такое же понижение радиальных градиентов температуры достигается и в том случае, если в качестве затравочного монокристалла используется мало прозрачная для теплового потока треугольная монокристаллическая пластина фиг.3. Такие затравочные монокристаллические пластины могут быть многократно использованы для выращивания высокосовершенных лазерных и ювелирных монокристаллических пластин иттрийалюминиевого граната. Монокристаллические пластины, выращенные двумя описанными вариантами способа, трещин не имеют, при распиловке их на заготовки трещины не образуются. Это позволяет вырезать заготовки для лазерных элементов в поперечном направлении пластины, обеспечивает практически равномерное распределение активатора в лазерном элементе, высокую его оптическую однородность, высокий процент выхода лазерных элементов. При таком способе исключается необходимость выращивания монокристаллических пластин большой длины, становится целесообразным выращивание широких пластин, и, следовательно, сокращается во много раз время выращивания. На фиг.1 приведены форма границы раздела фаз кристалл-расплав и изотерма в тепловом узле при выращивании прозрачного для теплового потока монокристалла; на фиг.2 - форма границы раздела фаз кристалл-расплав и изотерма в тепловом узле при выращивании малопрозрачого для теплового потока монокристалла; на фиг.3 форма границы раздела фаз кристалл - расплав и изотерма в тепловом узле при использовании малопрозрачного для теплового потока затравочного монокристалла. В таблице приведены сравнительные характеристики монокристаллических пластин, выращенных с использованием прозрачных и непрозрачных для теплового потока затравочных монокристаллов, расположенных в треугольной части тигля. На фиг.1, 2, 3 показаны нагреватель 1, тигель 2, затравка 3, выращиваемая монокристаллическая пластина 4, расплав 5, граница раздела фаз 6, изотерма 7. - вектор скорости перемещения тигля. Пример 1. В носик молибденового тигля, прямоугольная часть которого имеет длину 60мм, ширину 140мм, помещают затравочный монокристалл иттрий-алюминиевого граната, активированного неодимом, остальную часть заполняют ши хтой для выращивания. После помещения тигля в полость теплового узла электрической печи СЗВН25.140.250/2И-1 кристаллизационную камеру вакуумируют до давления @10-5мм рт.ст, и, медленно повышая температуру полости теплового узла, при температуре 1930°C сплавляют шихту с затравочным монокристаллом. Затем тигель перемещают через градиентное поле теплового узла со скоростью 8мм/ч. После кристаллизации расплава в передней треугольной части тигля скорость перемещения тигля уменьшают до 1мм/час. Выращенный монокристалл охлаждают, медленно уменьшая мощность электропитания нагревателя. Исследования показали, что передняя треугольная часть выращенного монокристалла имела высокую плотность газовых пор и других включений, вследствие чего была мало прозрачной; прямоугольная часть монокристаллической пластины имела заданную кристаллографическую ориентацию, заданную концентрацию неодима (@0,8ат.%), не имела трещин, газовых пор и други х включений и была оптически прозрачной. При распиловке ее на заготовки для лазерных элементов трещины не образовывались. Пример 2. В молибденовый тигель в форме лодочки, прямоугольная часть которой имеет длину 60мм, ширину 140мм, помещают треугольную мало прозрачную для теплового излучения затравочную монокристаллическую пластину иттрий-алюминиевого граната, активированного неодимом. Остальную прямоугольную часть тигля заполняют шихтой для выращивания. После помещения тигля в полость теплового узла электрической печи СЗВН 25.140.250/2И-1 кристаллизационную камеру вакуумируют до давления 10мм рт.ст. и медленно повышают температуру полости теплового узла. При температуре 1930°C сплавляют шихту с затравочным монокристаллом. Затем тигель перемещают через градиентную зону полости теплового узла со скоростью 1мм/ч. Выращенный монокристалл охлаждают медленно снижая мощность электропитания нагревателя. Исследования показали, что выращенный монокристалл имел заданную затравочным монокристаллом кристаллографическую ориентацию, заданную концентрацию неодима (@0,8ат.%), не имел трещин, газовых полостей и други х включений и был оптически прозрачен. При распиловке монокристалла на заготовки для лазерных элементов трещины в монокристалле не образовывались. Пример 3. Аналогично примеру 1 с той разницей, что после откачки заполняют аргоном до давления 350мм рт.ст. Пример 4. Аналогично примеру 2 с той разницей, что кристаллизационную камеру после откачки заполняют аргоном до давления 350мм рт.ст. Аналогично примерам 1 и 2 могут быть выращены монокристаллические пластины других сложных тугоплавких оксидов, например таких, как монокристаллы корунда. Как следует из таблицы, предлагаемый способ обеспечивает получение монокристаллических пластин, не имеющих трещин, увеличивает более чем в 4 раза количество получаемых заготовок, в 3 раза сокращается время выращивания.