Содержание к диссертации
Введение
1. Дислокации в монокристаллах Германия
1.1. Термодинамика образования дефектов
1.1.1. Классификация дефектов в кристаллах 11
1.1.2. Термодинамические силы при дефектообразовании и миграции дефектов 13
1.1.3. Взаимодействие групп симметрии термодинамической силы и класса кристалла при образовании дислокаций 17
1.2. Роль условий выращивания монокристаллов
1.2.1. Причины изменения плотности дислокаций при образовании монокристаллов 18
1.2.2. Образование двумерных и трехмерных дефектов 20
1.2.3. Напряжения и дислокации в монокристаллах, выращиваемых из расплава 23
1.2.4. Методы определения дислокаций в кристаллах 33
Выводы 35
2. Напряжения и дислокации в монокристаллах, имеющих форму диска
2.1. Термоупругие напряжения в кристаллах, выращиваемых в форме диска 37
2.2. Исследования оптических аномалий в германии оптическими и рентгеноструктурными методами
2.2.1. Построение характеристической поверхности модуля юнга 50
2.2.2. Исследования оптических аномалий 53
2.3. Дислокационная структура монокристаллов германия, применяемых в ик оптике
2.3.1, методика исследования плотности
Дислокаций в монокристаллах германия 63
2.3.2. Распределение дислокаций в германии 66
2.3.3. Малоугловые границы в германии 78
2.3.4. Влияние высокотемпературного отжига на дислокационную структуру монокристаллов 88
2.3.5. Возникновение дислокаций в бездислокационном германии 101
выводы 109
3. Рассеяние инфракрасного излучения в Германии 111
3.1. Влияние структурных дефектов и примесного состава на оптическое пропускание германия в ик диапазоне 112
3.2. Рассеяние излучения кристаллическими материалами
3.2.1. Основные характеристики рассеяния 123
3.2.2. Исследования рассеяния света в кристаллах лазерным методом 127
3.2.3. Анализ причин рассения излучения в кристаллах 129
3.3. Рассеяние инфракрасного излучения в германии
3.3.1. Методики исследований
3.3.1.1. Общие требования 133
2.3.1.1. Спектрофотометрический метод 134
3.3.1.1. Метод измерений функций рассеяния линии (фрл) 136
2.3.1.1. Метод фотометрического шара 138
2.3.2. Результаты исследования 142
Выводы 155
Общие выводы 158
Литература
- Термодинамические силы при дефектообразовании и миграции дефектов
- Напряжения и дислокации в монокристаллах, выращиваемых из расплава
- Построение характеристической поверхности модуля юнга
- Рассеяние излучения кристаллическими материалами
Введение к работе
Кристаллический германий (моно- и поликристаллы) широко применяется в качестве оптического материала для линз и входных окон тепловизионных систем инфракрасной (ИК) техники. Функции этих систем включают регистрацию и обнаружение объектов, сбор информации, аэро- и космическую навигацию, теплопеленгацию и т.д.. Преимуществом систем тепловидения по сравнению с другими пассивными электронно-оптическими системами изображения является их способность работать в любое время суток в неблагоприятных погодных условиях. Для эффективного применения приборов тепловидения необходимо учитывать характеристики оптических материалов. Требуются оптически совершенные образцы с минимальными световыми потерями, минимальным рассеянием ИК излучения и максимальной оптической однородностью, работающие в диапазоне длин волн 2,5-14 мкм.
Применение германия для изготовления оптических элементов инфракрасной техники обусловливает необходимость детального изучения влияния на оптические свойства - в частности, на рассеяние - дефектов кристаллической решетки материала (прежде всего дислокаций и малоугловых границ), а также внутренних напряжений в кристаллах. Рассеяние ИК излучения в германии является причиной уменьшения контраста изображения и может приводить к существенному ослаблению светового потока. Кроме того, для высококачественных монокристаллов германия величина рассеяния в области прозрачности сопоставима с поглощением, а для коротковолновых участков диапазонов прозрачности -вблизи краев фундаментального поглощения - может даже превосходить поглощение. Дислокационные дефекты типа малоугловых границ значительно снижают структурное совершенство монокристаллов, что делает невозможным еще одно важное применение германия - изготовление на его основе подложек радиационностойких фотоэлектрических преобразователей, где необходимы малодислокационные монокристаллы без линейных структурных дефектов.
Состояние проблемы Несмотря на существенные успехи в области получения кристаллического германия для ИК техники, остается ряд неизученных или недостаточно рассмотренных вопросов.
Изучением протяженных дефектов, в частности дислокаций, в полупроводниках занимались интенсивно и плодотворно в 60-80 годах прошедшего столетия, опубликовано значительное число работ. На этом этапе были установлены основные свойства "чистых" дислокаций (т.е. дислокаций, почти не содержащих атомов примесей). Обнаружили, что в Si и Ge с бездефектными, прямолинейными отрезками дислокаций связаны одномерные электронные зоны, ответственные за ряд интересных физических эффектов. Фактически научились получать бездислокационный кремний и избегать генерации дислокаций в процессе технологических операций. Новая волна интереса изучения дислокаций определяется несколькими причинами, основные из них: в ряде случаев дислокации в кристаллах необходимы; материал с наличием дефектов (в том числе и дислокациями) может быть существенно более дешевым в производстве, обладая относительно высокими техническими параметрами (свойствами).
При выполнении работы использовались: методики выявления дислокаций путем селективного химического травления; определения величины плотности дислокаций и дислокационной структуры на оптическом микроскопе; методика определения удельного сопротивления германия четырехзондовым методом; методики определения величины рассеяния спектрофотометрическим методом и методом с использованием фотометрического шара; метод Дебая-Шеррера для проведения ренттеноструктурных исследований монокристаллического германия. Изучение рассеяния с использованием фотометрического шара проводилось в лаборатории ВНЦ ТОЙ им.СИ.Вавилова" (г.СПетербург); рентгеноструктурные исследования - на кафедре магнетизма ТвГУ.
Апробация результатов. Основные материалы диссертации были представлены на X и XI Национальных конференциях по росту кристаллов (НКРК 2002, НКРК 2004; Москва); международной научно-практической конференции "Фундаментальные проблемы пьезоэлектрического приборостроения" (Тверь, 2002); VI международной конференции "Прикладная оптика" (С.Петербург, 2004); 14 международной конференции по росту кристаллов (ICCG 14, 2004, Гренобль); 22 европейском кристаллографическом совещании (ЕСМ 22, 2004, Будапешт); III Международной научно-технической школе-конференции "Молодые ученые" (Москва, 2005).
Личный вклад автора. По материалам диссертации автором опубликовано восемь печатных работ. Результаты, представленные в диссертации, получены лично автором и совместно с сотрудниками кафедры прикладной физики Тверского государственного университета.
Структура и объем диссертационной работы. Диссертация состоит из введения, трех глав, выводов и списка цитированной литературы. Работа изложена на Страницах машинописного текста, содержит 65 рисунков. таблицу. Список используемой литературы содержит 149 наименований.
Термодинамические силы при дефектообразовании и миграции дефектов
В работе [2] теоретически и экспериментально изучены симметрийные аспекты взаимодействий и вкладов термодинамических сил при росте кристаллов из расплава для одной из сторон процесса - дислокационного (пластического) течения. Показано, что этот процесс является сочетанием деформаций и релаксаций и может трактоваться как один из видов переносов при росте кристаллов и изменениях температурных полей в твердокристаллическом объекте. Доказано, что этот вид переноса с позиций учения о симметрии относится к четным. Уравнение локального баланса /, энергии для коллективных дислокационных изменений в твердом теле записано в виде: dU = TdS- rdeik - J\ADdP , (1.1) ы /,=1 р где U - энергия; а и е- тензоры напряжений и деформаций; р- параметр, описывающий ближний (в некоторых случаях - и дальний) порядок в твердокристаллическом теле; Ар - величина, сопряженная с этим параметром. В работах по термодинамике подобные величины -Ц рассматриваются как релаксационное сродство и трактуются как термодинамические движущие силы, по своей роли и тензорной принадлежности сходные с химическим сродством. На основании изложенного скорость приближения к равновесию в релаксационном процессе, по той же логике являющаяся плотностью релаксационного потока, записана в виде: %Р ЬРЧАЧ. (1.2)
Таким образом, итог представлен в виде уравнения, относящегося к известным из неравновесной термодинамики и в общей виде j представляемым как уравнения Онсагера-Казимира. Считая упомянутое выше сочетание деформационных и релаксационных процессов целиком охватывающим итог совокупности явлений возникновения напряжений, их релаксации при изменениях температурного поля, процессов, называемых переползанием дислокаций, можно сделать попытку оценить все участвующие в этих достаточно сложных процессах действующие термодинамические силы [3 ].
Учитывая, что реализация этих процессов осуществляется в кристалле, а кристалл обладает определенным классом симметрии, причем операции симметрии в классе могут быть как четными, так и нечетными, роль термодинамических сил четных и нечетных рангов может быть различной. Четность и нечетность величин определяется четностью или нечетностью их групп симметрии, наличием или отсутствием в них операции инверсии. Симметрийно-термодинамический подход в общей форме не приводит к упрощению численного анализа процесса. Действительно, хорошо известно, что, несмотря на огромное количество работ, связанных с дислокационным течением, все попытки оценки плотности дислокаций в растущем кристалле имеют результат в лучшем случае с ошибкой в пределах порядка величины. Дело в том, что эти попытки основаны на весьма приближенных уравнениях. Полный анализ причин образования дислокаций при росте кристаллов включает значительное их количество. К этим причинам разные авторы относят термоупругие напряжения и их релаксацию, захват среды растущим кристаллом (включения второй фазы), локальные неравномерности распределения примеси, наследование дислокаций из затравки, контакты пирамид роста с различной поверхностной энергией граней, переохлаждение расплава, коагуляцию вакансий, термоудар, внешние механические воздействия и т.д. Если проанализировать всю гамму причин, конечным итогом почти во всех случаях будут деформация и релаксация. Дополнительным усложнением является то, что релаксация может проходить и в зоне термопластичности и после выхода кристалла из этой зоны в случае превышения критического уровня напряжений в решетке.
Приведенное рассмотрение позволяет прибегнуть к анализу роли еще одной действующей термодинамической силы. Достаточно надежно доказано наличие термодинамических сил, являющихся скалярными величинами, таких, например, как А - химическое сродство при химических реакциях, Ар -релаксационное сродство для дислокационного течения. Хорошо известна роль переохлаждения Дц при росте кристаллов из расплава и пересыщения ДС при росте из раствора.
Величина тензор механических напряжений коррелирует с известной из механики величиной тензора Т. А Г в неравновесной термодинамике соотносится с давлением Р: Т— - Р. Тензор давления обычно расписывается в следующем виде: P = (p+p")S + Pv +Pv\ (1.3) где Р и Pv - симметрическая и антисимметрическая части полного тензора давлений (аналогичного плотности потока импульса J), р и pv -гидродинамическое и вязкое давления. Все перечисленные величины являются четными величинами.
С учетом изложенного можно считать скалярную величину Т -температуру - в ряде случаев тоже термодинамической действующей силой. Температура, например, определяет скорость диффузии в твердых телах. По аналогии и в соответствии с опытами, она влияет и на релаксационные процессы. Примером из практики являются самые различные виды термообработки и, в частности, отжиг.
Рассматривая такую скалярную величину, как температура, всегда - и в процессах на фронте кристаллизации и при остывании кристалла надо учитывать доминирующее в ряде случаев влияние векторной характеристики - градиента температур
Напряжения и дислокации в монокристаллах, выращиваемых из расплава
Рассматривая в целом причины образования дислокаций в монокристаллах, то в соответствии с методом выращивания и условиями выращивания их можно выделить несколько. Основные механизмы, наиболее часто встречающиеся при выращивании монокристаллов из расплава и определяющие, по существу, величину плотности дислокаций и . распределение дислокаций по слиткам это: "прорастание" из затравочного кристалла (в случае выращивания на затравку); зарождение и размножение дислокаций в процессе деформации под действием термических напряжений; образование дислокаций под действием напряжений, обусловленных неоднородным распределением примесей [9-33].
При выращивании оптических (используемых для изготовления оптических деталей) монокристаллов германия уровень концентрации примеси всего на 2-3 порядка превышает собственную (фоновую) концентрацию носителей заряда. В таком слаболегированном материале основными причинами образования дислокаций являются термические напряжения, обусловленные неоднородным распределением температур в слитке, а также возможное проникновение дислокаций из затравки. Возможность предотвращения "прорастания 1 дислокации из затравки для получения бездислокационных кристаллов первым продемонстрировал Дэш [9]. На примере Si он показал, что создание тонкой "перетяжки" (т.е. уменьшение диаметра затравочного кристалла перед разращиванием слитка) способствует выходу дислокаций на поверхность растущего кристалла. Наиболее эффективно удаляются дислокации при выращивании в , Х, направлении, образующим большой угол с плоскостями скольжения, в которых преимущественно расположены дислокации. Для кристаллов с границентрированной кубической решеткой такими наиболее благоприятными направлениями роста являются направления 100 и 111 .
Получение бездислокационного кристалла на начальной стадии роста при отсутствии "прорастания" дислокаций из затравочного кристалла уменьшает вероятность образования дислокаций при последующем разращивании, однако не гарантирует полностью безукоризненного кристалла, так как при определенном уровне термических напряжений дислокации могут генерироваться и в бездислокационной матрице. Поэтому основной задачей при получении бездислокационных монокристаллов является снижение термических напряжений до некоторого безопасного -Ц уровня. Так как термические напряжения, вызывающие образование дислокаций, определяются распределением температуры в растущем слитке, то для создания оптимальных тепловых условий выращивания необходимо исследование температурных полей в кристалле и граничащем с ним расплаве.
Кристаллическое тело, в котором имеется температурный перепад AT, испытывает температурную деформацию є , величина которой определяется полным перепадом температур [10]: Г єт = аДТ, (1.4) где а - линейный коэффициент термического расширения.
Если поле температурных деформаций однородно - соседние локальные области кристалла совмещаются свободно без возникновения напряжений - происходит свободный температурный изгиб. В неоднородном поле температурных деформаций - соседние области с разной кривизной атомных плоскостей при совмещении испытывают термоупругую деформацию є, приводящую к возникновению термоупругих напряжений. Таким образом, термоупругие напряжения, вызывающие образование дислокаций, определяются не значением градиента температуры, а 1 кривизной полей температур, которая приводит к несовместимости температурных деформаций в кристалле.
Достаточно часто предпринимаются попытки установить качественную и полу качественную зависимость плотности дислокаций от осевых и радиальных температурных градиентов на фронте кристаллизации. Основным недостатком исследований такого рода является то, что при этом не учитывается факт значительной пластичности большинства полупроводников в достаточно широком интервале температур. В этих уровнях дислокационная структура растущего кристалла определяется полем термических напряжений, а, следовательно, и распределением температур во всей области пластичности данного материала.
Плотность дислокаций, формируемая в данной области выращенного кристалла, является результатом наложения микроскопических процессов зарождения, движения, размножения и взаимодействия дислокаций, последовательно происходящих при различных температурах в переменном поле напряжений. В зависимости от того, где расположена по отношению к фронту кристаллизации область максимальной генерации дислокации, относительная роль осевых и радиальных температур может изменяться.
При решении практических задач отработки технологических режимов получения совершенных монокристаллов весьма конструктивным оказывается подход к анализу условий формирования дислокационной структуры, основанный на сопоставлении расчетных термоупругих напряжений в слитке с экспериментально определенными критическими напряжениями образования дислокаций при соответствующих температурах.
Построение характеристической поверхности модуля юнга
Как отмечалось выше, реальная дислокационная структура кристалла получается в результате процессов зарождения, движения и размножения дислокаций, происходящих в результате сдвига по системам скольжения под действием на них касательных напряжений. Для германия в общем случае известны 12 систем скольжения типа {111}, 110 , где {111} - плоскость скольжения, 110 - направление. С учетом действующих систем скольжения для осесимметричного напряженного состояния при получении цилиндрических кристаллов среднеквадратичные касательные напряжения для направлений роста 111 и 100 выражаются согласно формулам (1.14) и (1.15) [16, 17]. В рассматриваемой модели тонкого диска с учетом Зв=0 и бгв = 0 формулы (1.14) и (1,15) соответственно преобразуется:
На рисунке 2.6 представлено рассчитанное распределение среднеквадратичных касательных напряжений в плоских кристаллах, отличающихся толщиной и радиусом фронта кристаллизации, при выращивании их в тигле радиусом 0,2 м при постоянных тепловых условиях. В кристаллах радиусом 0,15 м (кривые 1 и 2), близким к радиусу тигля, величина касательных напряжений слабо уменьшается от центра к периферии, резкий рост напряжений происходит вблизи ФК. В тонком кристалле уровень напряжений по кристаллу меньше, однако, на ФК зависимость обратная. Ход кривых на графике (распределение касательных напряжений) непосредственно связан с распределением температуры в кристаллах. Кристаллы радиусом 0,15 м имеют практически постоянную температуру в центральной части кристалла и резкое нелинейное возрастание температуры у ФК. В кристаллах меньшего радиуса (0,05 м) температура нелинейно возрастает от центра кристалла к ФК, что в случае напряжений (кривая 3, рис.2.6) приводит к большему значению напряжений при тех же размерах и к неравномерности распределения напряжений в целом по кристаллу.
На рис. 2.7 изображена зависимость касательных напряжений по радиусу кристалла для кристаллов разной толщины (при одинаковом конечном радиусе R = 0,15 м), полученная при неизменных тепловых условиях. Напряжения практически постоянны и имеют минимальные значения в центральной части кристалла (кривые 3 и 4), на периферийной части слитков наблюдается значительный рост напряжений (кривые 1 и 2 ) и их неравномерное распределение (кривая 1). Наиболее характерная особенность - на периферии кристаллического диска наблюдается существенное снижение напряжений с увеличением толщины диска.
Влияние условий процесса - теплоотвода излучением, представлено на рис. 2.8. Приведены аналитические зависимости напряжений по радиусу слитка диаметром 0,15 м и толщиной 0,02 м при условии изменяемого теплоотвода. Величина теплоотвода задавалась температурой окружающей среды (Т0ф), входящей в формулы 2.18-2.19 (на практике это осуществляется изменением экранировки над растущим кристаллом). Величина напряжений выше в условиях более интенсивного теплообмена (на 10-40 %) при общем неизменном ходе самих зависимостей.
Анализ распределения напряжений в кристаллах, имеющих форму диска, показал, что максимальные напряжения имеет место на фронте кристаллизации, независимо от радиуса, толщины, тепловых условий выращивания кристалла. Кристаллы большего размера имеют практически постоянный уровень напряжений (со слабо выраженным минимумом) в центральной части и резкое его возрастание у фронта кристаллизации. В кристаллах небольшого радиуса напряжения распределены неравномерно, с явно выраженным минимумом в точках 0,5 R. Контроль тепловых условий выращивания - регулирование теплоотвода - позволяет в целом снизить напряжения в кристаллических дисках. Расчетные касательные напряжения f для направления 100 превышают напряжения в кристаллах с направлением 111 в среднем на 10-40%.
Как показывает практика, неоднородность оптических свойств кристалла связана с нарушениями его структуры: скоплениями дислокаций и малоугловыми границами. В свою очередь возникновение этих дефектов связано с напряжениями, присутствующими в кристалле. Величина этих напряжений зависит от тепловых условий, в которых происходил процесс выращивания. Для точечных групп симметрии тЗ/я, к которой относятся кристаллы германия, матрицы констант упругой податливости S имеют соответственно вид [47]:
Для качественной оценки распределения напряжений в зависимости от направления нами построены характеристические поверхности модуля Юнга для кристаллов германия в температурном диапазоне от 25 до 850 градусов. Была разработана программа, позволяющая строить любые трехмерные поверхности, отличие которой от существующих программ такого рода заключалось в том, что она оптимизирована именно для построения характеристической поверхности модуля Юнга для различных температур. Программа позволяет строить характеристические поверхности модуля Юнга в температурном диапазоне от 25 до 850 С с шагом 50 С, это дает возможность визуально наблюдать изменение поверхности в зависимости от изменения температуры. Также существует возможность изменять направление взгляда на поверхность либо плавно, либо задать конкретные значения h, к, 1 и просматривать поверхность с этого направления.
Рассеяние излучения кристаллическими материалами
Монокристаллы погружают в ванну с травильным раствором так, чтобы исследуемые поверхности были покрыты травителем. Травитель с кристаллом нагревают, после закипания продолжительность в кипящем растворе составляет 2-3 минуты. После выгрузки из травильного раствора монокристаллы промывают в проточной воде и сушат.
Просмотр измеряемой поверхности и расчет плотности дислокации производился на поляризационном микроскопе (МИМ-8). При исследовании монокристаллов поверхность кристалла разбивалась на сегменты. В каждом сегменте определялось среднее значение плотности дислокаций. Схема деления на сегменты представлена на рис. 2.19.
Погрешность измерения плотности дислокаций определяется выбором поля зрения, зависит от равномерности распределения дислокаций по измеряемой поверхности и уменьшается с увеличением количества исследуемых полей зрения. Погрешность измерения плотности дислокаций в экспериментах составляла ± 20%.
Схема деления на сегменты поперечного сечения монокристалла для локального анализа плотности дислокаций.
При химическом травлении выход дислокаций на исследуемую поверхность образует дислокационную ямку травления. Дислокационная ямка травления представляет собой фигуру травления, имеющую на плоскости шлифа (111) вид трёхгранной пирамиды, основанием которой является равносторонний или равнобедренный треугольник. В светлом поле скопление дислокационных ямок травления условно принимается область, обнаруживаемая невооруженным глазом на протравленном шлифе.
Полоса скольжения - линия пересечения системы плоскостей, по которым произошло скольжение с исследуемой поверхностью кристалла. При избирательном химическом травлении полоса скольжения выявляется в виде прямолинейной цепочки дислокационных ямок травления, ориентированных вдоль 110 на плоскости (Ш). Основания дислокационных ямок травления в полосе скольжения расположены по одной прямой.
Малоугловая граница - переходная область между соседними частями кристалла, разориентированными друг относительно друга на угол 10"- 60", состоящая из одного или нескольких рядов дислокаций. При избирательном травлении, малоугловая граница выявляется в виде цепочки дислокационных ямок травления, ориентированных вдоль 112 на плоскости шлифа (111). Цепочка может иметь отдельные разрывы величиной не более величины двух ямок травления.
Дислокационные ямки травления в малоугловой границе на плоскости (111) распределены так, что вершина предыдущей направлена к основанию последующей. Дислокационный ряд, в котором расстояние между вершиной ямки травления и основанием предыдущей превышает величину ямки травления, не считается малоугловой границей.
Выращивание монокристаллов из расплава сопровождается возникновением внутренних напряжений, которые определяют дислокационную структуру и влияют на оптические, механические и другие свойства кристаллов. Основной вклад в возникновение напряжений вносит неоднородное поле термоупругих напряжений, вызванное неоднородным распределением температуры в кристалле.
Исследования дислокационной структуры оптических монокристаллов германия показывают, что в них присутствуют дислокации, дислокационные дефекты (малоугловые границы, линии скольжения). Обычная величина плотности дислокаций в слитках - (0,6-5,0)-104 см 2.
Монокристаллы германия выращивали на установке для получения кристаллов из расплава "Редмет-10". Монокристаллы для исследований выращивали тремя способами: Чохральского, Степанова и направленной кристаллизации; способы имеют свои характерные особенности и отличаются температурными условиями выращивания.
Способ Чохральского - вытягивание кристаллов из расплава; поверхность расплава свободна. Способ характеризуется достаточно однородным температурным полем в ростовой системе.
Способ Степанова - выращивание кристаллов с использованием плавающего на поверхности формообразователя. Наличие формообразователя предопределяет неоднородность распределения температур в области кристалла, примыкающей к фронту кристаллизации (ФК).
Сущность способа направленной кристаллизации заключается в разращивании затравочного кристалла по всему объему расплава, ограниченному размерами тигля-формообразователя.
В работе исследовалось распределение дислокаций по высоте и сечению монокристаллов; распределение малоугловых границ в слитках; изучалось влияние высокотемпературного отжига на величину плотности дислокаций и на распределение дислокаций в кристаллах.
На рис. 2.20 представлены изображения поверхности кристалла германия, подвергнутого избирательному химическому травлению, полученные по методу светлого поля с помощью объективов с различным увеличением. С ростом увеличения объективов создаётся возможность выявления тонкой структуры ямок травления. Селективное травление выявляет выходы осей дислокаций на поверхность кристалла. Из принципа суперпозиции симметрии Кюри и принципа Неймана [6] следует, что симметрия фигур травления является подгруппой группы симметрии дислокации, а внешние очертания фигур травления определяются симметрией плоскости наблюдения. На рис. 2.21 представлены изображения трёх ямок травления, полученные при увеличении 800 (плоскость наблюдения (111), которые представляют собой тетраэдры (треугольные пирамиды) [51]. Судя по значениям углов между проекциями сторон пирамид на плоскость наблюдения, ямка 3 близка к правильному тетраэдру (все грани являются равносторонними треугольниками), что должно из соображений симметрии иметь место при нормальной ориентации дислокационной линии по отношению к поверхности. Для ямок 1 и 2 следует предположить наклон дислокационных линий по отношению к поверхности порядка 60.
