Содержание к диссертации
Введение
Кристаллическая структура и дефекты в кристаллах карбида кремния 10
1.1. Особенности структуры и политипизм кристаллов карбида кремния 10
1.1.1. Образование политипных структур карбида кремния 14
1.1.2. Образование основных политипных структур карбида кремния 27
1.2. Дефекты структуры и их связь с условиями роста монокристаллов карбида кремния 39
2. Методы структурного анализа монокристаллов карбида кремния 44
2.1. Политипный анализ кристаллов карбида кремния 45
2.1.1. Рентгеновский дифрактометрический анализ политипных структур карбида кремния 47
2.1.2. Электронно-зондовый анализ политипных структур карбида кремния .55
2.2. Рентгеновская дифрактометрия монокристаллов карбида кремния 64
2.2.1. Прецизионное измерение периодов идентичности кристаллической решетки карбида кремния на однокристальном спектрометре 64
2.2.2. Двухкристальная дифрактометрия монокристаллов карбида кремния 73
2.2.3. Анализ толщины исследуемой области при рентгеновской дифрактометрии монокристаллов карбида кремния 77
2.3 Рентгеновская топография монокристаллов карбида кремния 79
2.4. Просвечивающая электронная микроскопия монокристаллов карбида кремния 89
2.5. Анализ концентрации дефектов упаковки в монокристаллах карбида кремния 90
2.5.1. Использование точного выражения уравнения интенсивности для исследования дефектов упаковки в бН-SiC (Метод аналитического решения точного уравнения интенсивности) 92
2.5.2. Гармонический анализ формы дифракционного максимума 99
2.5.3. Экспериментальное определение дифракционных эффектов 100
3. Особенности структуры монокристаллов карбида кремния, выращенных в условиях спонтанного зарождения . 106
3.1. Дислокационная структура монокристаллов карбида кремния, выращенных в УСЗ 107
3.2. Исследование дефектообразования в монокристаллах карбида кремния, выращенных в УСЗ 118
3.2.1. Образование дислокаций в базисных плоскостях. Природа разупорядоченных слоев 118
3.2.2. Образование дислокаций в призматических плоскостях 130
3.3. Влияние дефектов структуры на политипизм в кристаллах 131
4. Дислокационная структура монокристаллов карбида кремния и ее связь с условиями роста кристаллов на затравках 6 138
4.1. Природа, характер распределения и классификация дефектов структуры в монокристаллах карбида кремния, выращенных при КЗ в направлении [0001] 139
4.2. Влияние ориентации подложки и разращивания на формирование дислокационной структуры монокристаллов карбида кремния 153
4.3. Влияние начальной стадии роста на совершенство структуры и политипизм монокристаллов, выращенных при кристаллизации на затравках 161
4.3.1. Дефекты структуры в переходных областях затравка - монокристалл карбида кремния 162
4.3.2. Твердофазные превращения и их роль в формировании структуры при выращивании монокристаллов карбида кремния 175
4.3.3. Влияние условий выращивания на дефектообразо-вание в начальной стадии роста монокристаллов карбида кремния 182
4.4. Влияние механической обработки на совершенство структуры подложек карбида кремния 197
4.5. Влияние кинетических условий синтеза на парметры решетки и совершенство структуры монокристаллов карбида кремния 209
Заключение 222
Литература
- Образование основных политипных структур карбида кремния
- Рентгеновская дифрактометрия монокристаллов карбида кремния
- Исследование дефектообразования в монокристаллах карбида кремния, выращенных в УСЗ
- Твердофазные превращения и их роль в формировании структуры при выращивании монокристаллов карбида кремния
Введение к работе
Развитие электронной техники требует применения новых материалов для изготовления полупроводниковых приборов с необходимыми электрофизическими параметрами. Одним из таких перспективных полупроводников для оптоэлектроники, силовой и СВЧ техники является карбид кремния. По сравнению с другими широкозонными полупроводниками карбид кремния обладает рядом преимуществ: значительной температурной стабильностью параметров (вплоть до 1000-1500°С), высокой механической, химической и радиационной стойкостью, хорошей теплопроводностью, временной стабильностью. Способность карбида кремния кристаллизоваться в различных политипных модификациях (которых известно более 150) позволяет получать материалы с близкими физико-химическими свойствами, но с различными электрофизическими параметрами (например, ширина запрещенной зоны в различных политипах изменяется в пределах от 2,3 до 3,3 эВ).
Для широкого применения карбида кремния в электронной технике необходимо решить проблему управляемого получения монокристаллов заданного структурного совершенства и требуемой политипной модификации. В настоящее время монокристаллы карбида кремния выращивают по двум технологиям: в условиях спонтанного зарождения (УСЗ) и при кристаллизации на затравках (КЗ). Первый метод используется в промышленности, но с его помощью практически нельзя решить существующую проблему. Это связано с неуправляемостью процесса зарождения и дендритным характером роста пластинчатых кристаллов. Второй метод, разработанный в ЛЭТИ им.В.И.Ульянова (Ленина), позволяет управляемо получать объемные монокристаллы карбида кремния различных политипных модификаций. Для повышения структурного совершенства монокристаллов &С требуется установить связь дислокационной структуры кристаллов с условиями их выращивания. Для этого, в первую очередь, необходимо исследовать природу дислокаций, закономерности их распределения и причины образования. Имеющиеся в литературе сведения о дефектах структуры в SiC главным образом относятся к кристаллам, полученным в УСЗ, или к поликристаллу. Причем они не систематизированы, а причины дефектообразования практически не анализировались. Поэтому исследование дефектов структуры монокристаллов карбида кремния в связи с условиями их роста является актуальной задачей, решение которой позволит получать кристаллы заданного структурного совершенства и шире использовать карбид кремния в полупроводниковой электронике.
Кроме того, несмотря на управляемое получение основных политипных структур, природа политипизма в ScC до сих пор полностью не выяснена. Существующие теории не имеют прямого экспериментального подтверждения. Физическое объяснение явления политипизма дало бы возможность улучшить процессы управления ростом нужных политипных структур Si-C . Поэтому изучение роли дефектов в процессах образования политипов карбида кремния имеет большое как научное, так и практическое значение.
Целью настоящей работы является исследование дислокационной структуры монокристаллов карбида кремния в связи с условиями их роста для установления основных закономерностей и причин дефектообразования, необходимых для разработки управляемой технологии получения кристаллов карбида кремния заданного структурного совершенства и требуемой политипной модификации.
Для достижения поставленной цели решались следующие за - 8 -дачи: 1. Разработка новых и реализация применительно к карбиду кремния известных методик анализа структуры монокристаллов. 2. Определение типов дефектов структуры и закономерностей их распределения в кристаллах ВсС • 3. Установление основных факторов, влияющих на образование дислокаций в монокристаллах ScC . 4. Определение влияния дефектов структуры на политипизм карбида кремния.
Основными методами исследования структуры монокристаллов карбида кремния служили: рентгеновская однокристальная и двухкристальная дифрактометрия, рентгеновская топография, просвечивающая и растровая электронная микроскопия, а также методы оптической микроскопии и химического травления. Обработка экспериментальных результатов производилась с использованием математических методов на ЭВМ.
Проведенные исследования позволили получить следующие новые научные результаты:
1. Определены природа, причины образования и закономерности распределения дислокаций в монокристаллах карбида кремния. Обнаружены и идентифицированы ранее не наблюдавшиеся дефекты структуры в карбиде кремния: дислокационные петли в призматических и базисных плоскостях, призматические дефекты упаковки.
2. Установлена структура и природа разупорядоченных слоев в монокристаллах карбида кремния. Экспериментально и теоретически подтверждена дислокационная теория роста поли-типных структур карбида кремния из дефектной матрицы. Показано, что роль дефектной матрицы выполняют разупорядоченные слои.
3. Показано, что на начальной стадии роста происходит твердофазное превращение ЗС- ScC в разупорядоченную струк - 9 туру, которое определяет дефектность и политип растущего монокристалла карбида кремния.
4. Установлено, что твердофазное превращение в карбиде кремния происходит путем как кооперативных, так и диффузионных процессов.
5. Установлены закономерности изменения структурных параметров монокристаллов карбида кремния от кинетики их роста. Зависимость параметра решетки с/п и основного состава от скорости роста кристалла и отсутствие таковой для параметра а определяется образованием дефектов в базисных плоскостях карбида кремния, что обусловлено превышением скорости роста над скоростью самодиффузии основных компонентов.
6. Разработан новый метод получения рентгеновских дифракционных топограмм монокристаллов на отражение.
На основе полученных результатов сформулированы следующие научные положения:
1. Разупорядоченные слои в монокристаллах карбида кремния выполняют роль дефектной матрицы при образовании поли-типных структур. Рост политипов ScC происходит по дислокационному механизму из разупорядоченных слоев.
2. Твердофазное превращение в карбиде кремния происходит путем как кооперативных, так и диффузионных процессов по механизму скольжения частичных дислокаций Шокли в плоскостях [OOOl] // [ill] с образованием дефектов упаковки.
3. Твердофазное превращение ЗС- ScC на начальной стадии роста определяет политипную структуру растущего моно кристалла карбида кремния.
Образование основных политипных структур карбида кремния
Как мы видим, полученные значения радиальных градиентов температуры, необходимых для образования единичной винтовой дислокации в сС с различными векторами Бюргереа, значительно больше величин d-7/dr- » ПРИ которых растут монокристаллы карбида кремния 10 - 10 К/м. Поэтому, даже учитывая неравномерное распределение примесей при образовании винтовых дислокаций /52/, энергетически невыгодно возникновение дислокаций с большими ступенями роста. Детальное изучение поверхностей роста кристаллов SiC с помощью избирательного химического травления, оптического и электронного микроскопов /53,54,55/ показало, что большие ступени спира лей состоят из нескольких скооперированных меньших ступеней, соответствующих винтовым дислокациям. Такие ступени очень плотно размещены и могут быть разрешены только с помощью электронного микроскопа. Авторы /53/ считают, что комбинации винтовых дислокаций с малыми векторами Бюргерса значительно понижают энергию образования винтовой дислокации, вектор Бюргерса которой равен сумме векторов Бюргерса меньших дислокаций. Тогда образование больших ступеней роста будет более энергетически выгодно Wg . В /54/ при большом разрешении в электронном микроскопе наблюдалось скопление винтовых дислокаций в монокристаллах карбида кремния, выращенных по методу Лели. Так в политипе 57 R были обнаружены одиннадцать винтовых дислокаций, параллельных оси
Отсюда можно предположить, что политипы в карбиде кремния образуются с помощью не единичных винтовых дислокаций, а дислокационных кластеров, так как это более энергетически выгодно. Наблюдающиеся большие винтовые дислокации на топограм-мах и электронно-микроскопических картинах в iC /1,54/ и Z/7S /42,ЬЪ/ имеют значительную ширину и могут идентифицироваться как несколько параллельных дислокаций, то есть как дислокационные кластеры. Однако для подтверждения сделанного предположения имеющиеся экспериментальные данные явно недостаточны, что указывает на необходимость дальнейшего изучения дислокаций и их влияния на образование политипов в SiC. Кроме того, неясно, каким образом в ступеньке винтовой или смешанной дислокации оказывается дефект упаковки. Электронно-микроскопические (ЭМ) исследования последних лет /57,58,59/ подтвердили наличие дефектов упаковки в кристаллах SLC , но не обнаружена их связь с винтовыми дислокациями. Отмечается хаотический характер распределения дефектов упаковки. Как показали рентгенотопографические и ЭМ исследования /54,60/ кристаллов SiC , полученных методом Лели, плотность винтовых и смешанных дислокаций в них незначительна. В гексагональных кристаллах SiC были обнаружены только смешанные дислокации /60/. Все это говорит о том, что в настоящее время нет прямого экспериментального подтверждения теории роста политипов сС из дефектной исходной матрицы. Нет единого мнения и в вопросе об образовании исходной структуры карбида кремния.
Статистический анализ по результатам исследования около 500 кристаллов карбида кремния, полученных для промышленных целей, показал, что, кроме 6Н, 4Н, 15 структур, часто встречаются политипы 21/ и 33/? (табл.1.3) /28/. Поэтому, вероятно, и другие часто встречающиеся структуры карбида кремния могут служить базовыми для роста политипов. Это подтверждают открытые новые структуры /28/: 147R и 183/? на основе 33R и 21/? соответственно, а также найденные авторами /61/ политипы 196Н (или 588 ) и 355Н (или 1065/? ) на базе структуры 147 /?.
Температурная стабильность основных политипных модификаций карбида кремния колеблется в пределах 1400 - 2700С» Наиболее полные данные частоты появления низкопериодичных политипов SiC в зависимости от температуры выращивания приведены в работе /62/ (рис.1.3). Большинство исследователей рассматривают 2Н модификацию SiC как низкотемпературную /63, 64,47/.
Рентгеновская дифрактометрия монокристаллов карбида кремния
Методы рентгеновской дифрактометрии позволяют решать важнейшие структурные задачи: прецизионные измерения параметров кристаллической решетки, анализ степени дефектности и определение собственно структуры.
В настоящей работе при исследовании монокристаллов методами рентгеновской дифрактометрии решались все перечисленные выше задачи. Прецизионные измерения параметров элементарной ячейки кристаллов ScC проводились двумя методами: на двухкристальном спектрометре с использованием эталона /Ц5/ и на специально сконструированном однокристальном диф-рактометре методом Бонда, позволяющим получать абсолютные значения параметров решетки /106/. Использование однокристального и двухкристального спектрометров дало возможность по анализу уширения, смещения и изменения интенсивности дифракционных максимумов получить информацию о дефектности структуры кристаллов ScC . Результаты измерений обрабатывались математическими методами на ЭВМ.
Параметры элементарной ячейки являются фундаментальными величинами при идентификации веществ, исследовании структурных фазовых переходов, твердых растворов, несовершенств кристаллов. Как правило, параметры решетки данного монокристалла изменяются в довольно узком интервале, поэтому для получения достоверных количественных данных об изучаемом явлении требуется высокая чувствительность применяемых методов.
В настоящей работе основные прецизионные измерения параметров элементарной ячейки проводились методом Бонда /106/, являющимся сейчас одним из наиболее точных ( 1(Г). Он уступает лишь недавно развитому методу спаренного оптического и рентгеновского интерферометра /107/, область применения которого пока ограничена узким кругом монокристаллов.
Основные принципы метода, разработанные Бондом /106/, впоследствии развивались другими исследователями, результаты которых обобщены в недавно вышедшей монографии /108/.
Схема метода приведена на рис.2.10. Суть его заключается в том, что измеряется разность углов двух симметричных отражающих положений монокристаллов и)+ и ш_ , а брэгговский угол в определяется из соотношения: 2 6 - (и)+ сО- ) + 180. При таком способе измерений и использовании широких щелей перед счетчиками исключаются ошибки, связанные со смещением образца из центра гониометра, поглощением рентгеновских лучей, определением нуля счетчика. Поправка на дисперсию также равна нулю, если определяется &7таУ и для расчетов используется _Дт . Остальные ошибки связаны с отклонением реальных условий съемки от идеальных и будут рассмотрены ниже.
Теоретическая точность метода ограничивается точностью определения длины волны характеристического излучения. Важным преимуществом метода Бонда является отсутствие эталона, что дает возможность определять абсолютные значения параметров решетки.
Существенным препятствием на пути реализации метода Бонда является отсутствие отечественных прецизионных рентгеновских гониометров. Это приводит к необходимости использования других приборов точного отсчета угла. Поэтому каждый вариант однокристального спектрометра имеет схемные и конструктивные особенности, что, как правило, делает его оригинальным прибором.
Для реализации метода Бонда и проведения эксперимента использовалась следующая аппаратура: рентгеновский аппарат УРС-2,0, гониометр ГС-5, счетчики ВДС-6-05, электронно-вычислительное устройство ПР-14М.
Гониометр ГС-5 позволяет устанавливать угол с точностью до пяти угловых секунд. Поскольку этот прибор предназначен для оптических исследований, он был модернизирован и на его основе сконструирован однокристальный спектрометр. Для этого на нем смонтировали коллиматор рентгеновских лучей с входными и выходными щелями, гониометрическую головку ГГ-4 для крепления, настройки и перемещения кристалла, оптический окуляр, позволяющий установить координаты точки на образце, в которой проводились измерения.
Кроме того, была сконструирована система крепления и передвижения счетчиков, а также разработаны и смонтированы горизонтальные и вертикальные щели перед ними, необходимые для настройки кристалла. Общий вид установки приведен на рис.2.11.
С целью исключения влияния колебаний температуры на результаты измерений была сконструирована термокамера с электронной стабилизацией температуры, которая надевалась на гониометрическую головку и позволяла поддерживать температуру в объеме в пределах 25 - 50С с точностью ±0,25С. Точность определения межплоскостного расстояния Ad обусловлена погрешностью измерения угла отражения Д& при фиксированном значении _
Исследование дефектообразования в монокристаллах карбида кремния, выращенных в УСЗ
Изображение торчковых смешанных дислокаций на топограм-мах в ряде случаев значительно уширено (рис.3,5, 3.66). Это указывает на то, что дислокации образуют скопления - кластеры. Исследование мест выхода кластеров смешанных торчковых дислокаций на поверхность показало, что они соответствуют центрам спиралей роста на плоскостях -fOOOlj . Химическое травление в расплаве КОН пластинчатых кристаллов oi- SiC со спиралями роста на грани (0001) Si , проведенное после съемки топограмм, показало, что в центрах спиралей образуются больше шестиугольные ямки травления. Исследование этих ямок травления на растровом электронном микроскопе показало, что они имеют ступенчатую структуру (рис.3.8). Высота ступеньки составляет от 0,1 до 1 мкм, поэтому они, вероятно, связаны с дислокациями или дефектами упаковки в базисных плоскостях, и не отражают величину винтовой компоненты вектора Бюргерса кластера смешанных дислокаций. Однако то обстоятельство, что кластеры смешанных торчковых дислокаций связаны с центрами спиралей роста, указывает на существенную роль, которую играют эти дефекты в формировании структуры монокристаллов SiC
Электронно-микроскопические исследования образцов, параллельных плоскости (0001), после химического избирательного травления позволили идентифицировать ямки травления, наблюдавшиеся на грани (0001) Si, Установлено, что шестиугольные ямки травления соответствуют смешанным торчковым дислокациям с винтовой компонентой вектора Бюргерса (рис.3.9). Краевые торчковые дислокации очень редко выходят на базисную поверхность роста кристаллов SiC , полученных в УСЗ. Анализ этих дислокаций более подробно проводится в п.4.1. Винтовые дислокации в исследуемых кристаллах cl- S6C не были обнаружены.
Анализ рентгеновских топограмм и картин химического травления показал, что торчковые дислокации крайне неравномерно распределены по плоскости (0001). Часто наблюдаются скопления смешанных торчковых дислокаций и их кластеров.
Таким образом, в результате проведенных исследований дислокационной структуры монокристаллов d- ScC , полученных в УСЗ, все обнаруженные дислокации можно объединить в две основные группы: базисные дислокации, лежащие в плоскостях (OOOlj, и торчковые, лежащие в призматических плоскостях, перпендикулярные или наклоненные к плоскостям 000lj,
В результате электронно-микроскопических и рентгеното-пографических исследований кристаллов ScC кубической модификации не были обнаружены новые дефекты, кроме наблюдавшихся ранее /39,75/: дефектов упаковки в плоскостях /ill] , ограниченных ЧДШ, с в = 1/6 112 и двойников.
Основные типы дислокаций, выявленные в пластинчатых кристаллах ScC , полученных в УСЗ, систематизированы и приведены в табл.4.1 (вместе с дислокациями, обнаруженными в монокристаллах, выращенных при КЗ).
Результаты исследования причин образования дефектов структуры в монокристаллах oL ScC , выращенных в УСЗ, приводятся в п.3.2.
Как было показано в п.3.1, основу дислокационной структуры монокристаллов d- ScC , выращенных в УСЗ, составляют базисные дислокации. В результате исследования распределения этих дислокаций вдоль направления [OOOl] было установлено, что базисные дислокации, как правило, объединены в разупорядоченные слои. Кроме того, разупорядоченные слои (PC) в ряде случаев разделяют политипные блоки ScC и влияют на формирование дислокационной структуры в призматических плоскостях (рис.3.4, 3.5). Все это указывает на связь PC с технологическими условиями роста и политипной структурой кристаллов
Для изучения структуры и определения природы разупорядо-ченных областей кристаллов &СС использовались рентгенографические методы качания, топографии, двухкристальной дифрак-тометрии и методы просвечивающей электронной микроскопии (ПЭМ).
Дифрактограммы от PC снимались по методике, описанной в п.2.1. Использовались рефлексы вида слойность политипа)
Анализ дифракционных картин показал, что отражения 10 от разупорядоченных участков уширены. Типичная дифрак-тограмма, полученная от кристалла 6Н- SIC с PC, представлена на рис.2.4г. Уширение дифракционных рефлексов может быть обусловлено как дефектами дислокационного характера, так и дефектами упаковки (ДУ). Однако было обнаружено, что в условиях съемки дифрактограмм, отражения от базисных плоскостей [0001] разупорядоченных областей, а также от плоскостей І1120І и 3030] не уширяются. Это говорит о том, что уширение рефлексов 10Ї имеет место главным образом за счет дефектов упаковки, а не за счет дислокаций.
Твердофазные превращения и их роль в формировании структуры при выращивании монокристаллов карбида кремния
PC содержат значительную концентрацию дефектов упаковки, ограниченных смешанными дислокациями и ЧДШ (см.п.3.2.1). Поэтому при образовании или переползании дислокаций в призматических плоскостях их природу определяют, по-видимому, дефекты в базисных плоскостях. То есть вектор Бюргерса торчко-вых дислокаций и их скопления формируют дефекты упаковки в PC. Таким образом, торчковые дислокации с винтовой компонентой вектора Бюргерса переносят информацию из PC в объем кристалла. В п.3.1 было показано, что кластеры торчковых смешанных дислокаций являются центрами спиралей роста, то есть определяют образование структуры кристалла ScC по дислокационному механизму. Следовательно, информация, полученная в PC при образовании кластера торчковых дислокаций, определяет рост той или другой политипной структуры. Таким образом, экспериментально подтверждена теория роста политипов ScC из дефектной матрицы /34/. Роль дефектной матрицы играют разупо-рядоченные слои. Рост политипов происходит посредством не единичной винтовой дислокации, а кластера дислокаций, что является энергетически более выгодным, так как винтовая компонента вектора Бюргерса кластера состоит из суммы винтовых компонент векторов Бюргерса, составляющих его дислокаций.
Основные положения дислокационной теории роста политипов SlC из дефектной матрицы изложены в п.1.1. Там же отмечается, что частота появления политипных структур SIC разная (см.табл.1.3). В связи с этим было проведено исследование концентрации дефектов упаковки различных конфигураций в раз-упорядоченных слоях. Определение вероятности образования различных конфигураций дефектов упаковки в ScC проводилось по методике, описанной в п.2.5.1.
От кристаллов карбида кремния 6Н и 6Н/15Я, содержащих PC, снимались дифрактограммы слоевой линии 10Ї. Дифракционные параметры (уширение, смещение и изменение интенсивности рефлексов) определялись по методике, описанной в п.2.5.3.
Определялась вероятность образования только семи конфи Г6И Г6Н Г6Н п6Н Р6И гбН 6/ї л гураций дефектов упаковки: структуре SlC (последовательность слоев в этих дефектах приведена в табл.1,1). Выбор этих конфигураций из 18 возможных был обусловлен следующими соображениями.
В итоге остается только 14 независимых конфигураций ДУ /134/. Из них необходимо выбрать 8, так как только 8 экспериментальных дифракционных параметров дефектности можно независимо определить. На основе физического рассмотрения некоторые конфигурации ДУ можно исключить из анализа. Так известно, что в кристаллах оС- StC , выросших при высоких температурах, дефектные конфигурации, содержащие контакты h-h , нестабильны и не наблюдаются. Следовательно, можно положить d = cCs -- d-g dio - di5 =d/s =di? =r Q . Остается семь дефектов упаковки, вероятность образования которых и будет рассмотрена.
Вышеизложенные аргументы неприемлемы к разупорядоченным структурам 6Н, полученным при фазовом превращении в результате отжига 2НlC« Однако в нашем случае образование PC идет, как правило, через фазу ЗС- ВсС . Поэтому в первом приближении сделанные выше допущения можно использовать.
Результаты исследования нескольких кристаллов SLC с PC приведены в табл.3.1. Из полученных результатов следует, что вероятность и энергия образования ДУ различных конфигураций соответствуют друг другу. То есть ДУ с минимальной энергией образования имеет максимальную вероятность возникновения. Наибольшая вероятность возникновения у ДУ Gi и 5 .На базе этих дефектов образуются наиболее распространенные ряды политипов SiC на основе структуры 6Н. К ним относятся такие распространенные политипы, как 15/? , 21 Л , 33/? и другие (см, табл.1.2). Поэтому вероятность того, что именно эти политипы будут образовывать между собой, а также со структурой 6Н синтаксические сростки, наиболее велика. Такие многополитипные структуры с PC между прослойками наблюдались экспериментально, причем частота их образования соответствует значениям dc /7Z/.
Усредненная конфигурация ДУ в PC соответствует шести-слойному политипу. Это объясняет то обстоятельство, что политий 6Н встречается гораздо чаще других.
