Реферат
Влияниеграничных условий на критическуютемпературу неоднородныхсверхпроводящихмезоструктур
Исследования неоднородныхсверхпроводящих мезоструктур, в которых сверхпроводимость обусловлена наличиемэффекта близости, представляют большой интерес как с прикладной, так и сфундаментальной точек зрения.
В данной работерассматривается проблема влияния внешних границ на критическую температуруструктур типа сверхпроводник/нормальный металл (S/N) исверхпроводник/ферромагнетик (S/F). В качестве структур типа S/N были рассмотрены трехслойные образцы вида N/S/N и S/N/S. Вкачестве структур S/F типа исследовались бислойные S/F структуры.
Измерения длямногослойных структур S/N типа проводились на трехслойныхобразцах Cu/Nb/Cu и Nb/Cu/Nb, детали приготовления приведены в [1]. Измерениядля структур S/F типа были выполнены на образцах Nb/PdNi деталиприготовления описаны в [2].
Критические состояния дляструктур типа S/F и S/N в отсутствии внешнего магнитного поля без учетапарамагнитного и спин-орбитального взаимодействия, могут быть описаны с помощьюуравнений Узаделя [3]. В качестве условий сшивания на плоскостях контактасверхпроводящего и несверхпроводящего слоев использовались условия Куприянова — Лукичева [4]. Метод решения приведен в [5].
Из [5] следует, чторешение граничной задачи зависит от следующих параметров. Для S/N структур – от критической температуры массивногосверхпроводящего материала (Nb) TS, частоты Дебая wD, длин когерентности в сверхпроводящем инесверхпроводящем слоях:
/>,
/>,
где DS, DN(F) – постоянные диффузии сверхпроводящего и нормального(ферромагнитного) металлов; параметра прозрачности S/N(F) границы />, ипараметра
/>,
где rS, rN(F) – низкотемпературные (при T = 10 K)удельные сопротивления сверхпроводящего и нормального (ферромагнитного)металлов, соответственно. В случае S/F структур, кроме указанных вышепараметров, подгоночным также оказывается еще один параметр – энергия обменноговзаимодействия Eex.
Дебаевская частота,являясь параметром обрезания, должна быть достаточно большой, чтобы не влиятьна критические характеристики сверхпроводника. Это условие с большим запасомвыполняется для исследуемых материалов. В частности, для Nb wD = 275 K. Для определения длины когерентноститрехслойных S/N структур xS = 6.4 нмбыли выполнены отдельные измерения Hc2(T). Для бислойных S/F структур получено xS= 6 нм [2].
Значение параметра p = 2.77в рассматриваемом экспериментальном случае для Cu/Nb/Cu определяется вполнеоднозначно. Для структуры Nb/Cu/Nb оказывается возможным получить лишь оценку,p » 2.0 – 8.5. Для структуры Nb/PdNi согласно [2] – p » 0.1 – 1.29.
Параметр TSдостаточно уверенно можно задать для N/S/N, сравнивая асимптотикиэкспериментальной и теоретической зависимостей Tc(dS); врезультате для Cu/Nb/Cu имеем TS » 9 K. Для Nb/Cu/Nb можно установить лишь интервал допустимыхзначений 7.5 K
Параметры /> и xN для структуры N/S/N функционально связаны т.е. существуеткривая />(xN), все точки которой дают одну и ту же зависимость Tc(dS)(вставка к рисунку 1a). На рисунке 1a белыми квадратами представленазависимость, рассчитанная со значениями подгоночных параметров TS = 9K, xS = 6.4 нм, p = 2.77, /> =0.98, xN = 34 нм, экспериментальные данные обозначены чернымиточками.
Попытаемся теперьвоспроизвести экспериментальную зависимость (черные точки на рис. 1b) Tc(dN) дляструктуры Nb/Cu/Nb с набором параметров, определенных в задаче о восстановлениизависимости Tc(dS). Оказывается, что при заданных p = 2.77,TS = 9 K не существует значений (/>,xN), воспроизводящих экспериментальную зависимость Tc(dN).На рисунке 1b треугольниками острием внизпредставлена теоретическая кривая Tc(dN), построенная попараметрам /> = 0.98, xN = 34 нм, – видим полное несоответствие экспериментальнымданным по структуре Nb/Cu/Nb. Воспроизвести экспериментальную зависимость Tc(dN)возможно, одновременно изменяя значения подгоночных параметров p, TS.На рисунке 1b треугольниками острием вверхпоказана кривая, рассчитанная со значениями подгоночных параметров /> = 0.98, xN = 34 нм, p = 2.77, характеризующих структуруCu/Nb/Cu, и при TS = 8 K; однако хорошее согласие теории иэксперимента достигается при этом существенным изменением длины когерентности: xS = 8 нм. На том же рисунке белыми квадратамиобозначена теоретическая зависимость Tc(dN), рассчитаннаяс параметрами структуры Cu/Nb/Cu xS= 6.4 нм, /> = 0.98, xN = 34 нм, и TS = 9 K, и с подгонкойпараметра p; его значение, p = 9.8, выходит за границы интервала допустимыхзначений. Был получен также набор возможных значений параметров (TS,p), восстанавливающий зависимость Tc(dN)для S/N/S структур.
/> />
Рисунок 1. Зависимости Tc(dS)(a) и Tc(dN) (b) для трехслойных S/N структур.
На рисунке 2a линией обозначена теоретическаязависимость Tc(dS) для бислойных S/F структур,рассчитанная со значениями подгоночных параметров: Eex = 230 К, TS = 8.8 K, xS = 6 нм, p = 0.29, />=3.2,lF= 4 нм, где lF – длина свободного пробега электрона в ферромагнитном слое,экспериментальные данные обозначены черными точками. Зафиксировав первые четырепараметра, можно получить набор параметров (/>,lF), значения которых восстанавливаютзависимость Tc(dS) (вставка к рис. 2a, черные точки). На рисунке 2b линией изображена теоретическаязависимость Tc(dF),экспериментальные данные – черные точки. Область значений возможных подгоночныхпараметров (/>, lF) восстанавливающих зависимость Tc(dF) выделена на вставке к рис. 2a (белые точки).
/>
Рисунок 2. Зависимости Tc(dS)(a) и Tc(dF) (b) для бислойных S/F структур.
Полученное различие вматериальных параметрах, описывающих свойства S/N/S и N/S/N структур, в первуюочередь обусловлено различием свойств внутреннего S слоя в Cu/Nb/Cu и внешних Sслоев в Nb/Cu/Nb образцах. Неоднородность внешних поверхностей структуры S/N/Sоказывает сильное влияние на ее характеристики. Фактически вместо трехслойнойS/N/S мы имеем пятислойную многослойную структуру S¢/S/N/S/S¢, в которой свойства внешнего слоя S¢ точно не известны, и могутизменяться неконтролируемым образом для разных образцов. С практической точкизрения это значит, что для идентификации параметров многослойных структур видаN/S/…/S/N нельзя использовать S/N/S-структуры. Понятен способ преодоления этихсложностей: вместо структур S/N/S следует использовать структуры N/S/N/S/N.Расчеты, проведенные для структур S/F типа полностью подтверждаютрезультат, полученный для структур типа S/N/S и N/S/N. Т.е. в случае бислойных структур Nb/PdNi набор значений подгоночных параметров,восстанавливающих зависимость Tc(dF), полностью входит в диапазонзначений подгоночных параметров для Tc(dS).
Воздействиеконцентрированных потоков энергии на материалы является на сегодняшний деньактивно изучаемым вопросом физики твердого тела и физического материаловедения[1]. Среди широкого спектра различного вида высокоэнергетических воздействийособый интерес с точки зрения модифицирования структурно-фазового состояния и свойствприповерхностных слоев представляет воздействие компрессионными плазменнымипотоками. Особенностью энергетических потоков данного рода является сочетаниеквазистационарности воздействия и высокой плотности передаваемой энергии [2].Обработка компрессионными плазменными потоками может проводиться на различногорода объектах, одним из которых является система «металлическоепокрытие-кремниевая подложка». Наиболее важной научной и практической задачейявляется изучение возможости образования приповерхностных слоев силицидовметаллов в результате плазменного воздействия, особенностей их состава имикроструктуры [3].
В настоящей работеисследовалась возможность силицидообразования в системе «никелевоепокрытие-кремний» в результате воздействия компрессионных плазменных потоков, атакже их структура и распределение в приповерхностном слое.
В качестве объектаисследования использовалась монокристаллическая пластина кремния(кристаллографическая ориентация (100)). Покрытие никеля толщиной 4 мкмнаносилось методом химического осаждения. Согласно диаграмме состояния [4], всистеме никель-кремний возможно образование ряда силицидов, обогащенных никелем (Ni3Si, Ni2Si,Ni31Si12, Ni3Si2), моносилицидаNiSi и дисилицида NiSi2.
Генерированиекомпрессионных плазменных потоков проводилось в магнитоплазменном компрессорекомпактной геометрии. В качестве плазмообразующего вещества использовались азот(давление ~400 Па). Воздействие проводилось одним импульсом и серией из трехимпульсов. Продолжительность импульса составляла ~100 мкс, давление потока –1,5 МПа, температура – 3 эВ, плотность поглощенной энергии – 8-13 Дж/см2.
Фазовый составобработанной системы никель-кремний исследовался методом рентгеноструктурногоанализа на дифрактометре ДРОН-4-13 при фокусировке по Брэггу-Брентано визлучении Cu Kα. Исследование элементного состава проводилось методомОже-электронной спектроскопии на установке PHI-660 фирмы Perkin Elmer. Регистрацияоже-электронов производилась при травлении образцов ионами аргона энергией 3кВ. Микроструктура обработанной системы, а также планарное и латеральноераспределение элементов изучались методом растровой электронной микроскопии ирентгеноспектрального микроанализа на микроскопе LEO1455VPфирмы “Karl Zeiss” с энергодисперсионным рентгеноспектральным микроанализатором Rontec.
Исследования элементногосостава обработанной системы показали, что высокоэнергетическое плазменноевоздействие приводит к перераспределению компонент покрытия и подложки.Увеличение количества импульсов вызывает более глубокое проникновение никеля. Согласно результатам фазовогоанализа, плазменная обработка ведет к образованию силицидов. При увеличенииплотности энергии потока плазмы практически весь никель вступает в реакциисилицидообразования вследствие более интенсивного перемешивания. В результатевоздействия одним импульсом формируются силициды NiSi, NiSi2, а вслучае воздействия серией из трех импульсов – Ni2Si, NiSi, NiSi2. Совместное образование моно- и дисилицида никеляобусловлено их близкими энергиями образования (~85 кДж/моль), наиболее низкимисреди всех силицидов никеля [5]. Формирование силицида Ni2Si иувеличение глубины проникновения никеля при воздействии серией импульсовсвязано с интенсивным взаимным диффузионным перемешиванием никеля и кремния при каждом последующем плазменномимпульсе.
Результаты исследованияморфологии поверхности обработанных образцов и их поперечного сечения выявили,что микрорельеф характерен для быстрозатвердевшей жидкости. Таким образом,высокоэнергетическое воздействие компрессионного плазменного потока приводит красплавлению покрытия никеля и части кремниевой подложки, перемешиванию ихкомпонент за счет жидкофазной диффузии и конвекции. Толщина переплавленного слоясоставляет 10-15 мкм.
/>
Рис.3 Микрофотографиядендритной структуры (а) и распределения интенсивностей характеристическихрентгеновских излучений кремния и никеля вдольлинии АА (б) системы Ni/Si(100), обработанной одним импульсом при плотности энергии потока 8Дж/см2
В приповерхностном слоебыло обнаружено формирование дендритной структуры. Характерный размер дендритовсоставляет 2-20 мкм. Преимущественная ориентация дендритов соответствуетнаправлению (100). Особенностью пространственного распределения элементов вдендритных областях является повышенное содержание кремния внутри дендритов(рис. 1). Формирование данного вида структуры описывается в рамках моделиконцентрационного переохлаждения [6]. При быстром затвердевании кремнияпроисходит вытеснение никеля за границу кристаллизации. В результате этогообразуется область жидкости, обогащенной никелем, которая, согласно диаграммесостояния, имеет меньшую температуру кристаллизации, т. е. имеет местопереохлаждение. При этом любой случайный выступ на границе жидкой и твердойфаз, попадающий в область переохлажденной жидкости, становится устойчивымобразованием и при дальнейшем развитии перерастает в дендрит. Ориентациядендритов, главным образом, определяется направлением движения фронтакристаллизации. Увеличение плотности энергии плазменного потока приводит кболее интенсивному образованию дендритов ввиду увеличения градиента температурыи скорости кристаллизации. Рост дендрита сопровождается диффузией никеля заграницу кристаллизации, вследствие чего в междендритных областях,закристаллизовавшихся позднее, концентрация никеля выше, чем внутри дендритов.В данных областях наиболее вероятно образование силицидов, обогащенных никелем,а также моносилицида, в то время как формирование дисилицида наиболее интенсивнопроисходит внутри дендритов, а также возле их границ.
Таким образом, быловыявлено, что воздействие компрессионных плазменных потоков на систему«никелевое покрытие-кремний» приводит к перераспределению компонент покрытия иподложки в приповерхностном слое толщиной 10-15 мкм, формированию силицидовникеля Ni2Si, NiSi, NiSi2, а также к образованиюдендритной структуры с характерным размером ветвей 2-20 мкм. Установлено, чтопри воздействии импульса компрессионной плазмы происходит расплавление покрытияникеля и части кремниевой подложки, жидкофазное перемешивание и быстраякристаллизация, сопровождаемая концентрационным переохлаждением.
Твердые растворы Hg1-xMnxSдолжны быть полупроводниками со сменной в зависимости от состава ширинойзапрещенной зоны (Eg) и принадлежат к полумагнитнымполупроводникам. Наличие в кристаллах атомов Mn с нескомпенсированным магнитныммоментом дает возможность контролировать состав (х) и наличие в образцахвключений второй фазы магнитными методами (в частности с помощью измерениймагнитной восприимчивости кристаллов).
Полумагнитныеполупроводниковые твердые растворы Hg1-xMnxS (областьсуществования которых (0
Исследование магнитнойвосприимчивости (χ) образцов Hg1-xMnxS проведенометодом Фарадея в интервале Т=77-300К и Н=0,25-4кЭ. Установлено, чтозависимости χMn-1 = f(T)) состоят из прямолинейныхучастков, которые описываются законом Кюри или Кюри-Вейсса:
/>;(1)
где С – постоянная Кюри:
/>;(2)
Отрицательные значенияпарамагнитной температуры Кюри (θ
Учитывая вышесказанное,можно допустить, что наиболее вероятными в кристаллах Hg1-xMnxSесть кластеры типа Mn-S-Mn-S, которые по характеру обменного взаимодействияподобны фазе MnS, поскольку образуются они в кристаллах Hg1-xMnxSв результате изовалентного замещение атомами Mn атомов ртути.
Таким образом наличиеизломов на зависимостях χMn-1= f(T) (при Т=ТС)обусловлено переходом в парамагнитное состояние при повышении температурыкластеров типа Mn-S-Mn-S (разного размера), в которых между атомами Mn черезатомы серы осуществляется непрямое обменное взаимодействие антиферромагнитногохарактера (аналогично, как в Hg1-xMnxSе [2, 3]).Увеличение эффективного магнитного момента (μэф.) атомов Mn,при повышении температуры, подтверждает то, что при Т=ТС кластерыпереходят из “антиферромагнитного” в парамагнитное состояние (табл. 1).
Таблица 1.
Магнитные параметрыобразцов Hg1-xMnxS
хм. θ, К
μэф.(μБ)
ТС, К 0,017 5,92 – 0,046
-12
-63
5,05
6,05 125 0,069
-15
-85
4,81
5,90 135
Экстраполяция до нуляусредненных в области высоких температур зависимостей χMn-1=f(T),которые описываются законом Кюри–Вейсса, дает значение q для образца с составом “хм”,полученным на основе зависимостей χMn-1=f(T)и формул (1, 2).
Авторыработы [4] в рамках высокотемпературногоприближения (kБТ>>eA, где eA) – энергияобменноговзаимодействия между атомами, которые владеют собственными магнитными моментами) получили такое выражение длявеличины парамагнитной температуры Кюри:
/>,(3)
где Jp – интеграл обменноговзаимодействия для пары соседей, Zp –количество катионных состояний в р — координационной сфере. Константа q0 отвечает предельной величине q(х) длягипотетического магнитного полупроводника с х=1 и структуройполупроводников типа АІІВVI.
Выражение (3) разрешает определить величину обменного интеграла (J1) пары соседейв первой координационной сфере (Z=12):
/>(4)
Экспериментальнаязависимость q(х),которая получена для Hg1-xMnxS является прямой линией.Экстраполяция этой зависимости к х= 1 дает q0= – 990К. Полученное значение q0разрешает определить величину обменного интеграла(для пар Mn–S–Mn) J1/kБ=-14,1К.
В таблице 1 приведеныпараметры, которые определены на основе полученных χMn-1=f(T)для образцов Hg1-xMnxS, а именно: содержание магнитнойкомпоненты (хм) (полученое на основе “усредненных”высокотемпературных участков χMn-1=f(T)при Т~300К), парамагнитная температура Кюри (θ), температура излома(ТС), значение эффективного магнитного момента атомовмарганца (μэф). Для данного хм нижняя строкапараметров относится к более высокотемпературному участку зависимости χMn-1=f(T).
При термообработке кристаллов Hg1-xMnxS, которыевладеют довольно выраженной как дефектной, так и кластерной подсистемами,создаются возможности для диффузии в кристалл атомов паров компонент (приотжиге) и вырывания из узлов и миграции атомов по кристаллу и занятия имиразных мест в кристаллической решетке: вакансий, междоузлий, узлов.
Дефектная система в этом случае может способствовать какуменьшению, так и увеличению размеров кластеров и образованию новых кластеров,что проявляется как в изменении кинетических коэффициентов кристаллов (дефекты– электрически активные), так и в изменении магнитных параметров образцов(парамагнитной температуры Кюри (q) и эффективного магнитного момента атомов марганца (mэф.)) (табл. 2), а значит и зависимостейχMn-1=f(T), на основе которых ониопределяются.
Таблица 2.
Магнитные параметрыобразцов Hg1-xMnxS
xм
n, см-3 (при Т=300К) θ, К
µэф, µБ (на атом Мn) до отжига после отжига до отжига после отжига до отжига после отжига 0,025 до и после отжига в парах ртути
8,6۠۠۠∙ 1017
1,2∙ 1018
-15
-29
-18
-54
5,08
5,75
5,41
6,03 0,046 до и после отжига в парах серы
8,7۠۠۠∙ 1017
3,1∙ 1017
-12
-63
-30
-146
4,96
5,95
5,01
6,31
Таким образомтермообработка образцов в парах компонент приводит к изменению размеровсуществующих в кристалле кластеров (размеры кластеров пропорциональные величинеθ) и даже к “рассасыванию ” включений второй фазы (т.е. к уменьшению ихразмеров и преобразованию включений второй фазы MnS в кластеры Mn-S-Mn-S).
Исследование кинетическихкоэффициентов кристаллов проведены в интервале Т=77-300К и Н=0,5-6 кЭ.Коэффициент Холла (RH) в исследуемых кристаллах почти не зависит оттемпературы, что указывает на вырождение электронного газа. Электропроводность(σ) кристаллов имеет металлический характер (т.е. уменьшается с ростомтемпературы), что обусловлено уменьшением подвижности электронов (μН)при увеличении Т. Термо-эдс (α) увеличивается с ростом температуры, чтообусловлено уменьшением вырождения электронного газа.
Термообработка образцовHg1-xMnxS в парах серы приводит к понижению концентрацииэлектронов и увеличению их подвижности, а отжиг в парах ртути увеличиваетконцентрацию электронов в образцах.
Литература
1. В. А. Грибков, Ф.И. Григорьев, Б. А. Калин, В. Л. Якушин. Перспективные радиационно-пучковыетехнологии обработки материалов. Круглый год, М. (2001). 528 с.
2. В. М. Асташинский, В. В. Ефремов,Е. А. Костюкевич, А. М. Кузьмицкий, Л. Я. Минько.Физика плазмы 17 (1991). С. 1111-1115.
3. В. В. Углов, В. М. Анищик, Ю. А. Петухов, В. М. Асташинский, А. М. Кузьмицкий, Н. Т. Квасов. / 5th International Conference “New Electricaland Electronic Technology and their Industrial Implementation”, Zakopane,Poland (2007). P.63
4. Диаграммысостояния двойных металлических систем. Т. 3, Кн. 1 / Под ред. Н. П. Лякишева.Машиностроение, М. (1997). 576 с.
5. Мьюрарка Ш.Силициды для СБИС. Мир, М. (1982). 176 с.
6. Вайнгард У.Введение в физику кристаллизации металлов. Мир, М. (1967). 160 с.