Таблиця 2.1 - Мікротвердість Cz-Si

Cz-Si+ легуючі елементи	Н, МПа
	матриця	дислокаційні області	надлишкова фаза
Cz-Si	6100-7200	4600-6600	-
Cz-Si-Al	5000-7800	4000-6500	-
Cz-Si-Cu	5000-9300	-	-
Cz-Si-B	6500-7800	5700-7000	-
Cz-Si-Sn	6700	4500-6500	-
Cz-Si-G	7150	5600-6500	-
Cz-Si-Mo+B	8650	5100-7000	5150-6700
Cz-Si-Sn+B	7000-9200	-	-
Cz-Si-Hf	6000-9500	7200-7600	-
Cz-Si-Zr	6000-8500	6500-8500	-

Таблиця 2.2 - Дані рентгеноструктурного аналізу зразків легованого напівпровідникового монокристалічного кремнію

Зразок	Положення максимуму	Зміщення, , град	2, град	СР, град	HKL	d, Е	a, Е
Cz-Si еталон	34,3	0,7146	136,7146	68,3573	533	0,828676	5,43399
Cz-Si+B	33,3	0,6938	136,6938	68,3469	533	0,828735	5,43438
Cz-Si+Sn	34,6 35,2	0,72086 0,73333	136,7209 136,7333	68,3608 68,3866	533 533	0,828638	5,43374
Cz-Si+Ge	34,6	-	136,7161	68,3579	533	0,828672	5,43396
Cz-Si+Zr	21.2	-	136,7604	68.3802	533	0.828543	5.43312
Cz-Si+Hf	22.15	-	136,7586	68.3904	533	0.828545	5.43317
Cz-Si+Sn+B	19,2 19,5 66,3	0,4031 1,38125	137,3922	68,6991	533	0,826229	5,41991
Cz-Si+Mo+B	30,85	0,7635	136,9614	68,4807	533	0,827969	5,42936

2.2 Структура та властивості легованого кремнію після повного циклу нагрів-охолодження

Технологічний процес виготовлення напівпровідникових приладів пов'язаний з короткочасним впливом на них високої температури. Так само при експлуатації на напівпровідникові прилади допускається короткочасний вплив високої температури. Особливий інтерес при дослідженні структури та властивостей напівпровідникового кремнію мають дані, що отримані після нагріву-охолодження в камері дилатометру.

На рисунках 2.3 - 2.9 наведені мікроструктури Cz-Si, легованого дослідженими в роботі елементами після повного циклу нагрів-охолодження в камері (20-1000 °С) дилатометра.

На рисунку 2.3 наведена мікроструктура нелегованого Cz-Si після повного циклу нагрів-охолодження в камері дилатометра. Звертає на себе увагу той факт, що нагрів напівпровідникового нелегованого кремнію призводить до істотної зміни мікроструктури зразка в порівнянні з мікроструктурою в початковому стані: спостерігається наявність двійникових областей і областей з підвищеною щільністю дислокацій. Зміна мікроструктури зразка свідчить про реалізацію структурних і фазових перетворень з різним ступенем завершеності, що пройшли в результаті нагріву й охолодження в камері дилатометра.

На рисунку 2.4 представлені мікроструктури Cz-Si, легованого алюмінієм і міддю після повного циклу нагрів-охолодження в камері дилатометра. Рисунок 2.4, а виявляє наявність яскраво вираженої блокової (або мозаїчної) структури, яка формується в процесі нагріву в результаті структурних змін і фазових перетворень, що супроводжуються об'ємними змінами. При цьому розмір блоків Cz-Si, легованого алюмінієм (рис. 2.4, а) значно більший, ніж кремнію, легованого міддю (рис. 2.4, б), яка забезпечує більшу міцність міжатомних зв'язків у порівнянні з алюмінієм.

Рисунок 2.3 - Мікроструктура не легованого Cz-Si після повного циклу нагрів-охолодження в камері дилатометра; х500

а б

Рисунок 2.4 - Мікроструктура Cz-Si, легованого алюмінієм (а) і міддю (б) після повного циклу нагрів-охолодження в камері дилатометра; х500

Кремній легований алюмінієм і міддю, що знижують енергію міжатомної взаємодії кремнію, в процесі нагріву-охолодження втрачає монокристалічність.

На рисунку 2.5 представлена мікроструктура Cz-Si, легованого бором і оловом відповідно, після повного циклу нагрів-охолодження в камері дилатометра.

Звертає на себе увагу той факт, що нагрів до температури 1000 °С і охолодження з малою швидкістю ( 4 °С/хв) призводить до зразках Cz-Si+B, Cz-Si+Sn і Cz-Si+Mo+B до повного усунення двійників, смуг і меж двійникування (рис. 2.5, рис. 2.6) і до фіксації досить значної кількості дисперсних виділень надлишкових фаз, навколо яких спостерігається утворення тріщин, наявність яких зумовлена об'ємними змінами при фазових перетвореннях.

а б

Рисунок 2.5 - Мікроструктура Cz-Si, легованого бором (а) і оловом (б), після повного циклу нагрів-охолодження, х500

а б

Рисунок 2.6 - Мікроструктура Cz-Si, комплекснолегованого Mo + B після повного циклу нагрів-охолодження, а - х500, б - х1000

На рисунку 2.7 представлена мікроструктура Cz-Si, легованого германієм, після повного циклу нагрів-охолодження в камері дилатометра.

а б

Рисунок 2.7 - Мікроструктура Cz-Si, легованого германієм, після повного циклу нагрів-охолодження в камері дилатометра; х500

На рисунку 2.8 представлена мікроструктура Cz-Si, котра легована гафнієм і цирконієм відповідно. Мікроструктура Cz-Si, легована гафнієм і цирконієм, що підвищують енергію міжатомної взаємодії кремнію після повного циклу нагрів-охолодження в камері дилатометра, характеризується малою кількістю областей локалізованого зсуву (рис. 2.8); спостерігається скупчення дислокацій різної щільності.

а б

Рисунок 2.8 - Мікроструктура Cz-Si, легованого гафнієм і цирконієм після повного циклу нагрів-охолодження в камері дилатометра; х500



а б

Рисунок 2.9 - Мікроструктура Cz-Si, комплекснолегованого Sn + B, після повного циклу нагрів-охолодження, а - х500, б - х100

У структурі сплаву Cz-Si+Sn+B кількість і розміри виділень фази, ідентифікованої як Si _{ОЦК (III)} значно збільшуються (рис. 2.9, а) у порівнянні з вихідним станом.

Монокристал Cz-Si, легований Sn + B, після нагріву до температури 1000 °С набуває полікристалічної структури (рис. 2.9, б). На рис. 2.9, б, чітко видно границі зерен кремнію, що зазнав перетворення, і велику кількість виділень фази Si _{ОЦК (III)}.

На рис. 2.7 і 2.9 чітко виражені тріщини, що свідчать про фазові і структурні (об'ємні) перетворення, які проходять в кристалі в процесі нагрів-охолодження.

Незначні виділення дисперсної фази і утворення навколо них тріщин також свідчать про реалізацію фазових перетворень зі зміною об'єму.

На рисунках 2.10 - 2.13 представлені графіки мікротвердості Cz-Si, легованих B, Al, Cu, Sn, Ge, Hf, Zr та комплексами Mo + B, Sn + B, після повного циклу нагрів-охолодження в камері дилатометра.

Середні значення мікротвердості Cz-Si після проведення повного циклу нагрів-охолодження в камері дилатометра відповідають 5500 МПа, що на 500 МПа нижче, ніж у вихідному стані. Це, швидше за все, викликано фазовими і структурними перетвореннями в процесі нагріву-охолодження різного ступеня завершеності. Середні значення матриці Cz-Si відповідають значенню 6150 МПа, середні значення двійникової і дислокаційної областей складають 5150 і 5300 МПа відповідно.

Наявність сітки тріщин в мікроструктурі зразків Cz-Si, легованої бором, оловом і германієм (рис. 2.5, а, б; 2.7) свідчить про об'ємні зміни при фазових перетвореннях різного ступеня завершеності в цих зразках в процесі нагріву та охолодження. Це призводить до підвищених напруг в матриці зразків, що, в свою чергу, і викликає деяке збільшення мікротвердості в порівнянні з вихідним станом (рис. 2.10; 2.11).

а б

Рисунок 2.10 - Графік мікротвердості Cz-Si, легованого B (а) і Sn (б), після повного циклу нагрів-охолодження в камері дилатометра

Рисунок 2.11 - Графік мікротвердості Cz-Si, легованого германієм після повного циклу нагрів-охолодження в камері дилатометра

Середні значення мікротвердості Cz-Si, легованого бором, оловом і германієм складають 7150, 6350 і 7800 відповідно. Середні значення мікротвердості матриці зазначених зразків відповідно 9460, 6650 і 8360 МПа. Середні значення структурних областей цих же зразків з різною щільністю дефектів складають 4800, 6200 і 6890 МПа відповідно. Отже, нагрів-охолодження в інтервалі 20-1000 °С Cz-Si, легованого бором, приводить до підвищення твердості матриці (середні значення 9750 МПа), різкого зниження мікротвердості дислокаційних областей (середні значення 5000 МПа) і до зниження мікротвердості зразка в цілому (середні значення 7750 МПа).

Нагрів-охолодження Cz-Si, легованого оловом, забезпечує деяке підвищення мікротвердості в дислокаційних областях, практично не змінюючи мікротвердість матриці (середні значення 6500 МПа). Отже, середня мікротвердість зразка Cz-Si-Sn практично не змінюється (середні значення 7000 МПа). Нагрів-охолодження Cz-Si, легованого германієм, приводить до істотного збільшення значень мікротвердості як матриці, так і дислокаційних областей, отже, середня мікротвердість зразка Cz-Si-Ge підвищується.

На рис. 2.12 представлені графіки мікротвердості Cz-Si, що леговані гафнієм (рис. 2.12, а) і цирконієм (рис. 2.12, б). Аналіз рис. 2.12, а, б показує, що значення мікротвердості матриці зразків Cz-Si-Hf і Cz-Si-Zr 9980 і 9690 МПа відповідно. Середні значення мікротвердості дислокаційних областей зазначених зразків складають 6300 і 6890 МПа відповідно. Середні ж значення мікротвердості за зразком Cz-Si-Hf складають 8150 МПа, за зразком Cz-Si-Zr - 8290 МПа. Незважаючи на те, що нагрів-охолодження в камері дилатометра трохи знижує середні значення мікротвердості дислокаційних областей зразків Cz-Si-Hf і Cz-Si-Zr, мікротвердість обох зразків у цілому підвищується.

а б

Рисунок 2.12 - Графік мікротвердості Cz-Si, легованого гафнієм (а) і цирконієм (б), після повного циклу нагрів-охолодження в камері дилатометра

На рис. 2.13 представлені графіки мікротвердості зразків Cz-Si, комплекснолегованого B-Sn (а) і B-Mo (б).

а б

Рисунок 2.13 - Графік мікротвердості Cz-Si, легованого Sn-B (а) і Mo-B (б), після повного циклу нагрів-охолодження в камері дилатометра

Мікроструктура зразка Cz-Si, що легована B-Sn, демонструє наявність надлишкової фази з іншим типом решітки, ніж Si_АЛМАЗ і більш низькими значеннями мікротвердості, як у вихідних зразках, так і в зразках, підданих нагріву-охолодженню в камері дилатометра. Кількість надлишкової фази в зразку Cz-Si-B-Sn велике (більше 5%, тому її наявність зафіксовано рентгеном), і безумовно буде впливати на мікротвердість матеріалу. Так, середня мікротвердість матриці зразка Cz-Si-B-Sn становить 6150 МПа, надлишкової фази - 5200 МПа.

Середнє значення мікротвердості за зразком в цілому складає 5680 МПа, що нижче, ніж мікротвердість вихідного матеріалу.

Отже, нагрів-охолодження, а саме, різна ступінь завершеності фазового перетворення при нагріві-охолодженні, сприяють зниженню мікротвердості зразка Cz-Si-B-Sn в цілому. Що стосується зразка Cz-Si-B-Mo (рис. 2.13, б), то характер зміни мікротвердості тут дещо інший: мікротвердість матриці 6150 МПа; мікротвердість областей зі скупченнями дефектів - 4880 МПа; мікротвердість зразка в цілому - 5300 МПа. Отже, нагрів-охолодження в камері дилатометра призводить до істотного зниження мікротвердості Cz-Si, легованого комплексом B-Mo.

Аналіз гістограми (рис. 2.14) свідчить про те, що нагрів-охолодження зразків Cz-Si, легованих різними елементами, приводить до зміни їх мікротвердості.

Рисунок 2.14 - Зведений графік мікротвердості Cz-Si, легованого різними елементами після повного циклу нагрів-охолодження в камері дилатометра (а), мікротвердості матриці (б) і областей скупчення дефектів

Найбільші значення мікротвердості спостерігаються при легуванні Cz-Si гафнієм і цирконієм, найменші - при легуванні комплексами B-Sn і B-Mo. Гістограми мікротвердості матриці Cz-Si, легованої різними елементами, в початковому стані і після повного циклу нагрів-охолодження в камері дилатометра в інтервалі 20-1000 °С (рис. 2.14, б) підтверджуються згортками мікротвердості матриці цих зразків (рис. 2.15 і 2.16).

Аналіз згорток мікротвердості матриці Cz-Si у вихідному стані (рис. 2.15) свідчить, що легування кремнію елементами, знижуючими енергію взаємодії атомів в кристалічній решітці (B, Al, Cu), незначно змінює значення мікротвердості матриці (рис. 2.15, б, в, г), кілька розширюючи інтервал значень, що зумовлено утворенням неоднорідних твердих розчинів заміщення Si-легуючий елемент. Легування Cz-Si нейтральними зміцнюючими елементами (Sn, Ge), практично не впливає на енергію взаємодії атомів кремнію в решітці, призводить до деякого підвищення мікротвердості матриці (рис. 2.15, д, е).

І, нарешті, легування Cz-Si елементами, що підвищують енергію взаємодії атомів кремнію в решітці (Hf, Zr), призводить до збільшення мікротвердості матриці (рис. 2.4, д, е).

Згортки мікротвердості матриці Cz-Si і Cz-Si, легованої вищевказаними елементами після повного циклу нагрів-охолодження в камері дилатометра в інтервалі 20° -1000° -20 °С (рис. 2.16) свідчать про підвищення мікротвердості та розширення інтервалу значень мікротвердості, що ймовірно, зумовлено перерозподілом легуючих елементів, посиленням неоднорідності матриці і збільшенням кількості дефектів.

У зразках Cz-Si, комплекснолегованого B-Sn і B-Mo, зміни мікротвердості інші. У порівнянні з Cz-Si, нелегованого в початковому стані, введення комплексу B-Sn і B-Mo призводить до підвищення мікротвердості (рис. 2.15, ж, з) в початковому стані і посиленню неоднорідності матриці (розширення інтервалу значень мікротвердості).

Така зміна мікротвердості при легуванні B-Sn і B-Mo пов'язана з розвитком напруг у матриці у зв'язку з утворенням фаз Si_РОМБ і Si_ОЦКIII, стабілізованих при кімнатній температурі, що підтверджено мікроструктурними та рентгеноструктурними дослідженнями.



а - Cz-Si б - Cz-Si-B

Рисунок 2.15 - Згортки мікротвердості Cz-Si, легованого різними елементами в початковому стані

Рисунок 2.16 - Згортки мікротвердості Cz-Si, легованого різними елементами після нагріву-охолодження 20°-1000°-20 °С

Нагрів-охолодження Cz-Si, легованого B-Sn і B-Mo, призводить до різкого зменшення мікротвердості та посиленню однорідності (звуження інтервалу значень) матриці (рис. 2.16, ж, з), що обумовлено процесами освіти і розчинення (перекристалізації) фаз Si_РОМБ і Si_ОЦКIII і перерозподілу домішок і легуючих елементів. Описані зміни мікротвердості добре корелюють із структурними змінами (рис. 2.6, 2.9) і даними рентгеноструктурного аналізу.

На рис. 2.17 приведені дифрактограми Cz-Si, комплекснолегованого B-Sn і B-Mo після повного циклу нагрів-охолодження в камері дилатометра.

Зіставлення дифрактограм (рис. 2.17, б, в) зі штрих-діаграмою Cz-Si(а), яка отримана методом високотемпературного рентгеноструктурного аналізу (рис. 2.17, а), свідчить про стабілізацію високотемпературних фаз у комплекснолегованому Cz-Si після нагрів-охолодження в інтервалі 20°-1000°-20 °С. Інтенсивність максимумів Si_РОМБ і Si_ОЦКIII, в порівнянні з вихідним станом, істотно зросла, що свідчить про збільшення кількості стабілізованих фаз. Підтвердженням сказаного також свідчить рис. 2.9, на якому чітко видно велику кількість скупчень надлишкової фази.

Параметр решітки Cz-Si та легованого індивідуальними елементами (B, Sn, Ge, Hf, Zr) після повного циклу нагрівання-охолодження 20°-1000°-20 °С зменшується, Cz-Si, комплекснолегованого B-Sn і B-Mo - збільшується в порівнянні з вихідним станом. Це свідчить про перерозподіл легуючих елементів і реалізації фазових перетворень.

Дані рентгеноструктурного аналізу кремнієвих зразків, легованих різними елементами, після повного циклу нагрів-охолодження в камері дилатометра представлені у таблиці 2.3

Рисунок 2.17 - Штрих-діаграма Cz-Si, легованого комплексами B-Sn і B-Mo після нагрів-охолодження в інтервалі 20°-1000°-20°С

Таблиця 2.3 - Дані рентгеноструктурного аналізу зразків, легованих напівпровідниковим монокристалічним кремнієм після повного циклу нагрів-охолодження в камері дилатометра

Зразок	Положення максимуму	Зсув, , град	2, град	СЕР, град	HKL	d, Е	a, Е
Si	83,1		136,874	68,43	533	0,82822	5,431
Si+B	32,2	0,103	136,773	68,3865	533	0,82851	5,4329
Si+Sn	38,5	0,103	136,905	68,4525	533	0,82513	5,43041
Si+Ge	31,2	0,103	136,753	68,3765	533	0,808564	5,43326
Si+Sn+B	64,8	0,103	137,453	68,7265	533	0,826579	5,42024
Si+Mo+B	34,5	0,103	136,822	68,411	533	0,82837	5,43197
Si+Hf	35	0,103	136,832	68,416	533	0,82834	5,4318
Si+Zr	42,5	0,103	136,957	68,4785	533	0,82798	5,42944

2.3 Дослідження електрофізичних властивостей легованого кремнію після повного циклу нагрів-охолодження

У роботі проведені вимірювання часу життя неосновних носіїв заряду, питомого електроопору і типу провідності на зразках монокристалічного напівпровідникового кремнію, легованого різними елементами.

Таблиця 2.4 - Електрофізичні властивості легованого напівпровідникового кремнію

Образець	Тип провідності	Питомий електроопір, , Ом*см	Час життя неосновних носіїв заряду, ННЗ, мкс
Si	p	80-100	574
Si-B	p	190-270	18.4
Si-Sn	n	3.4-3.8	174
Si-Ge	n	12.1-12.5	131
Si-Hf	p	180-192	148
Si-Zr	n	308-324	228
Si-B-Sn	p	(886-975)*10-6	1-4
Si-B-Mo	p	(40-44)10-5	5

Аналіз показує, що високі показники електрофізичних властивостей забезпечуються в нелегованому кремнії, а також, в кремнії, легованому цирконієм - елементом, що підвищує енергію взаємодії атомів кремнію. Порівняльний аналіз підтверджує пряму залежність мікроструктури зразків і електрофізичних властивостей. Наявність двійників, границь двійникування, областей дисперсних виділень другої фази знижує на кілька порядків комплекс електрофізичних властивостей у порівняно з нелегованої кремнієм. У той час, як наявність тільки дислокацій в мікроструктурі зразків кремнію, легованих гафнієм і цирконієм, забезпечує найбільш високий комплекс електрофізичних властивостей, порівняно з іншими дослідженими зразками легованого кремнію.

Отже, у відповідності до графіку залежності енергії зв'язку і зарядової щільності кремнію при легуванні вивчені в даній роботі елементи можна розділити на три групи: перша - Мо, Hf, Zr - елементи, що підсилюють енергію взаємодії атомів кремнію; друга - Sn, Ge - елементи, що слабо впливають на енергію взаємодії атомів в гратці кремнію; третя - B, Al, Cu - елементи, що сильно знижують енергію взаємодії в гратці кремнію.

Вивчена дислокаційна мікроструктура Cz-Si, легованого досліджуваними елементами. Показано, що легування гафнієм і цирконієм призводить до утворення поодиноких дислокацій і їх ланцюжків, орієнтованих уздовж певних кристалографічних напрямів.

Вивчена мікротвердість Cz-Si при введенні легуючих елементів у вихідному стані і після нагріву-охолодження в інтервалі 20°-1000°-20 °С. Показано, що легування алюмінієм і оловом практично не змінює середню мікротвердість Cz-Si. А такі елементи, як B, Cu, Ge, Zr, Hf, B-Sn, B-Мо підвищують її до значень 7000-7500 МПа.

Показано, що найкращі електрофізичні властивості має кремній, легований гафнієм та цирконієм.

3. Економічна частина

Кремній широко поширений в природі і є напівпровідниковим матеріалом. Особливо широке застосування отримав полікристалічний матеріал - карбід кремнію. З карбіду кремнію виготовляють вентильні розрядники для ліній електропередачі - пристрої, що захищають лінію електропередачі від перенапруг. Карбід кремнію знаходить ще застосування в напівпровідникових випрямлячах, що працюють при великих робочих температурах (до 500 ° С). Отримують його штучно - шляхом теплової обробки суміші кварцового піску з вугіллям при високій температурі (2000 ° С).

Метою роботи було вивчення структури та властивостей легованого кремнію у вихідному стані та після повного циклу нагрів-охолодження.

Вивчена дислокаційна мікроструктура Cz-Si, легованого досліджуваними елементами. Показано, що легування гафнієм і цирконієм призводить до утворення поодиноких дислокацій і їх ланцюжків, орієнтованих уздовж певних кристалографічних напрямів. Вивчена мікротвердість Cz-Si при введенні легуючих елементів у вихідному стані і після нагріву-охолодження в інтервалі 20°-1000°-20 °С. Показано, що легування алюмінієм і оловом практично не змінює середню мікротвердість Cz-Si, останні елементи (B, Cu, Ge, Zr, Hf, B-Sn, B-Мо) підвищують її до значень 7000-7500 МПа.

У даному розділі дипломної роботи складено кошторис витрат за економічними елементами:

- матеріальні витрати;

- амортизація основних засобів;

- витрати на оплату праці;

- нарахування на заробітну плату;

- накладні витрати.

3.1 Розрахунок матеріальних витрат

3.1.1 Розрахунок витрат на основні матеріали

Основним матеріалам у дипломний роботі є Cz-Si, а також, його домішки: Ge, Al, B, Sn, Cu, Zr, Hf, B-Mo, B-Sn.

Витрати на основні матеріали розраховуються за формулою:

З_о.м. = К_о.м.·Ц_о.м, (3.1)

де: К_о.м. - кількість основного матеріалу;

Ц_о.м. - ціна 1 кг основного матеріалу.

Ціни на матеріали були узгоджені з дипломним керівником та взяті з інформаційних джерел.

Результати розрахунку витрат на основні матеріали представлені в таблиці 3.1

Таблиця 3.1 - Витрати на основні матеріали для проведення дослідження

Матеріал для дослідження	Ціна 1 кг, грн	Кількість матеріалу на одну плавку, кг	Кількість плавок	Вартість, грн
Cz-Si	350	0.05	1	17,5
Cz-Si-Ge	360	0.05	1	18
Cz-Si-Al	330	0.05	1	16,5
Cz-Si-B	300	0.05	1	15
Cz-Si-Sn	320	0.05	1	16
Cz-Si-Cu	320	0.05	1	16
Cz-Si-Zr	360	0.05	1	18
Cz-Si-Hf	360	0.05	1	18
Cz-Si-B-Mo	350	0.05	1	17,5
Cz-Si-B-Sn	350	0.05	1	17,5
Разом				170

Таким чином, загальні витрати на основні матеріали склали 170 гривень.

3.1.2 Розрахунок витрат на допоміжні матеріали

Дана стаття витрат містить у собі вартість листів шліфувального паперу, алмазних паст, реактивів для травлення зразків і т.д.

У таблиці 3.2 приведені дані про використані допоміжні матеріали з вказівкою їх кількості, ціни за одиницю та величини витрат на кожний з видів матеріалу.

Таблиця 3.2 - Витрати на допоміжні матеріали

Найменування матеріалів	Одиниці виміру	Ціна, грн.	Кількість	Витрати, грн.
Алмазна паста	тюбик	40	1	40
Розчин НF+CrO3+H2O (3:1:3)	л	20	1	20
Лист шліфувального паперу	шт.	7,5	5	37,5
Спирт етиловий, технічний 96%	л	35	1	35
Вата	кг	30	0,2	6
Акумулятор	шт.	10	2	20
Папір	шт	50	1	50
Катридж	шт.	120	1	120
Разом		328,5

Витрати на допоміжні матеріали у моїй роботі склали 328,5 гривень.

3.1.3 Розрахунок витрат на електроенергію

Для виконання дослідів, що пов'язані з моєю дипломною роботою, були потрібні наступні електроприлади: мікроскоп «Neophot-21», шліфувальний верстат, полірувальний верстат, мікротвердомір та комп'ютер.

Витрати на електроенергію визначаються виходячи з потужності використаного устаткування та часу його роботи за формулою:

З_Е = N·ф Ц (3.2)

де: N - потужність устаткування, кВт;

ф - час роботи, год;

Ц - ціна 1кВт/год електроенергії, грн;

З_Е - витрати на електроенергію, грн

Ціна на електроенергію складає 1,126 грн за 1 кВт/год електроенергії.

Калькуляція витрат на електроенергію представлена в таблиці 3.3.

Таблиця 3.3 - Витрати на електроенергію

Найменування устаткування	Потужність, кВт	Час роботи, год	Витрати електроенергії, кВт/год	Вартість, грн.
1	2	3	4	5
Мікроскоп «Neophot-21»	0,44	30	13,2	14,86
Шліфувальний верстат	0,2	40	8	9,01
Полірувальний верстат	0,4	10	4	4,5
Мікротвердомір	0,4	50	20	22,52
ПЕОМ	0,44	20	8,8	9,9
Принтер	0,02	1	0,02	1,13
Разом		61,92

Витрати на електроенергію склали 61 гривню та 92 копійки.

3.2 Розрахунок витрат на оплату праці

Оплата праці співробітників НМетАУ проводиться за кошторисом посадових окладів. У роботі приймали участь: науковий керівник, науковий співробітник та студент на посаді лаборанта.

Заробітна плата визначається за формулою:

ЗП₀ = Т·ЗП_Ч^.d (3.3)

де Т - кількість місяців роботи;

ЗП_Ч - заробітна плата за 1 місяць роботи, грн.

d - частина ставки

Для наукового керівника (к.т.н., доцент) на посаді провідного наукового співробітника на пів ставки:

ЗП₀₁=2896*0,5*4= 5792 грн;

Для наукового співробітника:

ЗП₀₂=1779*4=7116 грн;

Для студента на посаді лаборанта на пів ставки:

ЗП₀₃ = 1159*0,5*4 = 2318 грн.

Сумарні витрати на оплату праці складають

ЗП_ЗАГ = 5792+7116+2318=15226 грн.

3.3 Розрахунок нарахувань на заробітну плату

Чинним законодавством України розмір єдиного соціального внеску для бюджетних організацій та науково-дослідних інститутів складає 36,3% від фонду оплати праці (п. 1 ч. 1 ст. 4, п. 1 ч. 1 ст. 7, ч. 5 ст. 8 Закону №2464):

З_ВІД = 15226·0,363= 5527,04 грн.

3.4 Розрахунок амортизаційних відрахувань

Амортизація - це процес відшкодування зносу основних фондів в грошовій формі. Цей процес здійснюється постійно, тобто вартість основних фондів переноситься на вартість готового продукту, в даному випадку на вартість НДР, і накопичується для повного відшкодування зносу основних фондів.

Грошовий вираз розміру амортизації - це амортизаційні відрахування, що є частиною поточних витрат на виробництво продукції (собівартості). У відповідності до Податкового кодексу України (стаття 144) «Об'єкти амортизації» річна норма амортизаційних відрахувань для 4-ї групи основних фондів (лабораторне і оптичне устаткування) становить 20% від їх вартості. Вартість лабораторного устаткування прийнята за даними бухгалтерії НМетАУ.

Амортизаційні відрахування розраховуються за формулою:

, (3.4)

де ОФ - балансова вартість устаткування, грн;

Н_А - квартальна норма амортизації, %.

Таблиця 3.4 - Витрати на амортизацію основних засобів

Найменування устаткування	Квартальна норма амортизації, %	Вартість устаткування, грн	Витрати, грн
Мікроскоп «Neophot-21»	5	12000	600
Шліфувальний верстат	5	648	32,4
Полірувальний верстат	5	576	28,8
Мікротвердомір	5	720	36
Фотоапарат	12,5	1000	125
ПЕОМ	12,5	3000	375
Разом			1197,2

Витрати на амортизацію основних засобів склали 1197 гривень та 20 копійок.

3.5 Розрахунок накладних витрат

Накладні витрати включають усі витрати, віднесені на вартість даної роботи непрямим шляхом. Накладні витрати визначаються, виходячи зі сталої практики в науково-дослідній лабораторії та встановлюються у відсотках до суми витрат за попередніми статтями (20%), згідно до Податкового Кодексу України, за формулою:

З_НВ = [С*(Зо.м.+ Зд.м.+ Зе + За.в.+ЗПзаг+ Звід)]/(1-С) (3.5)

З_НВ = [0,2*(170+328,5 +61,92 +1197,2 +15226 +5527,04)]/(1-0,2) =5627,66 грн.

Результати розрахунків витрат на виконання науково-дослідної роботи представлені в таблиці 3.5.

Таблиця 3.5 - Загальний кошторис витрат на виконання науково-дослідної роботи

Стаття витрат	Сума, грн	%
Основні матеріали	170	0,6
Допоміжні матеріали	328,5	1,2
Електроенергія	61,92	0,2
Амортизаційні відрахування	1197,2	4,3
Заробітна плата	15226	54,1
Відрахування на соціальні заходи	5527,04	19,6
Накладні витрати	5627,66	20
Разом	28138,32	100

У даному розділі виконано розрахунок кошторису витрат на проведення науково - дослідної дипломної роботи. У структурі витрат найбільшу частину складають витрати, пов'язані з оплатою праці та нарахуваннями на заробітну плату - 54,1%; на долю витрат на основні матеріали припадає близько 0,6% кошторису, допоміжні матеріали мають частку приблизно 1,2% кошторису, амортизаційні відрахування склали приблизно 4,3% кошторису, витрати на електроенергію становлять менше одного відсотка (0,2%) у структурі кошторису. Ціна роботи склала 33766 грн, з ПДВ - 40519,2 грн.

3.6 Розрахунок ціни науково-дослідної роботи

Найбільш поширеним методом ціноутворення в даний час є витратне ціноутворення, що приймає як відправну точку фактично витрати установи на виробництво, реалізацію і пост-супровід роботи.

Суть цього методу: підсумовування сукупних витрат (змінних з постійними) і прибутку, який фірма розраховує отримати.

Основними причинами популярності витратного методу ціноутворення є:

* прив`язка ціни до витрат на виробництво послуги спрощує рішення задачі;

* при використанні даного методу ціни виявляються схожими, а конкуренція внаслідок цього зводиться до мінімуму;

У основі методу лежить облік витрат і встановлення таких цін на послуги, які б забезпечили окупність витрат і нормативний рівень прибутковості.

Як основні переваги витратних методів зазвичай розглядаються гарантований рівень прибутковості і простота. Проте простота тут - поняття вельми умовне, оскільки методи припускають наявність достовірної і повної інформації про витрати, що доводяться на одиницю послуги.

Ціна розраховується, виходячи із суми постійних і змінних витрат. Витратний метод не враховує ринкових факторів, а ціна, визначена за таким методом, практично завжди завищена і в конкурентній ситуації можлива негативними наслідками для продавця. Однак є й позитивні оцінки цієї моделі: якщо в рамках однієї галузі всі виробники використовують витратний метод ціноутворення, цінова конкуренція мінімальна, а ціни більш реальні.

Метод витратного ціноутворення найбільш поширений на підприємствах з чітко вираженою товарною диференціацією для розрахунку цін традиційних товарів, а також для встановлення цін на абсолютно нові товари, що не мають цінових прецедентів, а також найбільш ефективний при розрахунку цін на товари зниженої конкурентоспроможності.

Метод, орієнтований на визначення повних витрат, був основним методом встановлення ціни в плановій економіці. В умовах ринкової економіки цей метод доцільно використовувати в комбінації з ринковими методами.

Ціна науково-дослідницької роботи визначається з використанням витратного методу ціноутворення за формулою.

Ц_НДР=3*(1+R) (3.6)

де: 3 - сума всіх витрат, грн.;

R - рентабельність роботи, %.

Рентабельність приймаємо на рівні 20%

Ц_НДР = (1 +0,2)* 28138,32=33766 грн.

Ціна науково-дослідницької роботи з ПДВ визначається за формулою.

Ц_{НДР з ПДВ} = Ц_НДР*1,2 (3.7)

Ц_{НДР з ПДВ} = 33765,98*1,2 = 40519,2 грн.

Список літератури

напівпровідниковий кремній мартенситний легований

1. Глазов В.М., Тимошина Г.Г., Михайлова М.С. Принципы легирования кремния для повышения его термостабильности. // ДАН, 1996, №3, т. 347, с, 352-355.

2. Таран Ю.Н., Глазов В.М., Регель А.Р., Куцова В.З., Кольцов В.Б., Тимошина Г.Г., Узлов К.И., Фалькевич Э.С. Структурные превращения при нагреве монокристаллов кремния. // ФТП, 1991, т. 25, в. 4. с. 588-595.

3. Кольцов В.Б., Зубков A.M., Тимошина М.И. «Методика исследований электрофизических свойств монокристлов кремния в широком интервале температур». // Тезисы докладов Всероссийская научная конференция «Физика полупроводников и полуметаллов» г. Санкт-Петербург, 2002 г.

4. Кожитов Л.В., Ботавин В.В., Шепель П.Н., Тимошина Г.Г., Тимошина М.И. «Исследование кинетики распада кремния, легированного переходными и редкоземельными элементами». // Тезисы докладов. Международная конференция «Кремний-2002», Новосибирск, с. 129.

5. Новохатский И.А., Кисунько В.З., Ладьянов В.И. Особенности проявлений различных типов структурних превращений в металлических расплавах. - Изв. вузов. Черная металургія, 1985, Т.5, С. 1-9.

6. Kutsova V.Z., Nosko O.A. Timoshina M.J. Alloving effect on structure and properties of semiconductor silicon // Silicon 2006, vol. 11, p. 450-459. The Tenth Scientific and Bisiness Conference.

7. Новиков И.И., Захаров М.В. Термическая обработка металлов и сплавов. М., «Металлургиздат». 1962 г.

8. Куцова В.З., Носко O.A., Тимошина М.И. Влияние легирующих элементов на структуру и свойства полупроводникового кремния. // Тезисы докладов. Четвертая российская конференция с международным участием по физике, материаловедению и физико-химическим основам технологий получения легированных кристаллов кремния и приборных структур на их основе «Кремний - 2007», Москва, ГТУ «Московский институт стали и сплавов», стр. 109.

9. Глазов В.М., Земсков B.C. «Физико-химические основы легирования полупроводников» М., Наука, 1967, с. 372.

10. Глазов В.М., Земсков B.C. «Физико-химические основы легирования полупроводников» М., Наука, 1967, с. 372.

11. Приходько Э.В. Металлохимия комплексного легирования. // М., Металлургия, 1983, с. 184.

12. Таран Ю.Н., Глазов В.М., Регель А.Р., Куцова В.З., Кольцов В.Б., Тимошина Г.Г., Узлов К.И., Фалькевич Э.С. Структурные превращения при нагреве монокристаллов кремния. // ФТП, 1991, т. 25, в. 4. с. 588-595.

13. Савицкий Е.М., Бурханов С.С. Металловедение тугоплавких метал лов и сплавов. - М.: Наука. - 1967. - 324 с.

14. Полупроводниковый кремний: теория и технология производства Ю.Н. Таран, В.З. Куцова, И.Ф. Червоный, Е.Я. Швец, Э.С. Фалькевич. - Запорожье: ЗГИА, 2004. - 344 с.

15. Таиров, Ю.М. Рост кристаллов и политипизм карбида кремния Ю.М. Таиров, В.Ф. Цветков // Рост кристаллов. - М.: Наука, 1980. - Т. 13. - С. 104-111.

Размещено на Allbest.ru