ПЕРСПЕКТИВЫ ПРИМЕНЕНИЯ РАЗЛИЧНЫХ ПОДЛОЖЕК ДЛЯ РОСТА ЭПИТАКСИАЛЬНЫХ ПЛЕНОК MgB2 Текст научной статьи по специальности «Нанотехнологии»

УДК 537.362

ПЕРСПЕКТИВЫ ПРИМЕНЕНИЯ РАЗЛИЧНЫХ ПОДЛОЖЕК ДЛЯ РОСТА ЭПИТАКСИАЛЬНЫХ ПЛЕНОК

В. П. Мартовицкий

Проанализированы возможные эпитаксиальные соотношения пленок МдВъ с подложками А^Оз, ЬаАЮз, ЯгТЮз, МдО и Si методом построения сверхрешеток совпадающих узлов двух решеток в плоскости срастания. Показано, что в каждом материале можно подобрать сверхрешетки, удовлетворяющие критериям эпи-таксиального роста на них пленок МдВч-

Открытие нового сверхпроводникового материала МдВ2 [1,2] с наивысшим значе нием Тс (39 К) среди всех известных интерметаллидов вызвало взрывообразный рост работ по исследованию свойств этого соединения. Простая структура, дешевизна исходных компонентов, относительная легкость получения керамик и проволоки, а также стабильность МдВ2, делают его перспективным материалом для практического применения. Методом лазерного распыления уже получены пленки на различных подложках с критической плотностью тока около 106 а/см2 [3 - б]. При этом были опробованы различные подложки, но без должного анализа образующихся эпитаксиальных соотношений. Слоистый характер структуры МдВ2 предполагает для получения пленок с высокими значениями критического тока рост как минимум текстурированных пленок с преимущественной ориентацией осей с кристаллитов перпендикулярно поверх ноет;' подложки, а еще лучше - монокристаллических пленок. Уже отмечена важная роль ориентации и типа подложки на ориентацию кристаллитов растущей пленки [3], но анализа причин такого влияния пока еще нет.

В настоящей работе рассмотрены перспективы применения различных подложек для эпитаксиального роста на них пленок МдВъ- Работа основана на концепции образования сверхрешеток совпадающих узлов двух плоских сеток пленки и подложки в

плоскости срастания [7], которая с успехом была применена для объяснения эпитак-сиального роста пленок У В а2Си^От-х [8]. Авторы последней работы показали, что на подложках МдО наблюдались только такие ориентации пленок, у которых величина несоответствия двух сверхрешеток составляла не более 3%, а площадь сверхрешеткн совпадающих узлов не превышала 200 А2.

а,=3.085.4

А б в

Рис. 1. Гексагональная структура МдВ2 (а, б) и периоды идентичности в базисном слое бора (в), используемые для анализа эпитаксиальных соотношений пленок диборида магния с различными подложками.

Структура МдВ2 (рис. 1а, б), как и большинства других диборидов, относится структурному типу А1В2. Гексагональная ячейка диборида магния состоит из чере-

о

дующихся вдоль оси с слоев бора и магния и имеет параметры решетки а = 3.085 А и с = 3.5211 А [9]. Строение слоя бора подобно строению гексагонального слоя в структуре графита и определяет значение параметра решетки в базисной плоскости, поскольку он практически одинаков для всех диборидов. А значение параметра решетки вдоль осп с для МдВ2 является максимальным среди всех известных боридов и это хорошо коррелирует с наивысшим значением Тс, поскольку для ранее известного соединения с Тс = 11 К значение параметра решетки вдоль оси с также было максимальным [9]. При рассмотрении эпитаксиальных соотношений с различными подложками нами принимались во внимание, в первую очередь, периоды идентичности в слое бора из-за более сильных связей в этом слое и высокой летучести магния при Т > 600°С. В этом слое можно выделить три периода а\,а2 и аз (рис. 1,в). Отметим, что первый из них соответству ет кратчайшему расстоянию между атомами бора и он меньше периода решетки. Но

именно это расстояние между атомами углерода является периодом решетки в базисной плоскости графита.

Рис. 2. Совпадение периодов решеток в базисных плоскостях сапфира, представленного в виде одного слоя из полиэдров алюминия, и МдВ2 (а). Псевдокубическое строение среза (100)г = (1012), (б) и две возможные сверхрешетки в плоскости этого среза (в).

Одной из наиболее перспективных подложек может быть сапфир ввиду его высокой теплопроводности, малой величины диэлектрической проницаемости и высокой реакционной стойкости. На нем уже получены ориентированные пленки с осью с, перпендикулярной плоскости подложки [3, 6]. Как известно, сапфир имеет тригональную структуру, в которой атомы кислорода образуют гексагональную плотнейшую упаковку АВАВАВ, а алюминий занимает 2/3 октаэдрических пустот [10]. Эти пустоты также образуют гексагональную сетку в каждом слое, но смещены друг относительно друга, образуя так называемый корундовый мотив упаковки октаэдров с периодичностью в три слоя вдоль оси с. Так как упаковка кислорода вдоль оси с двухслойная, то результирующая структурная ячейка вдоль оси с - шестислойная, но морфология кристаллов и распределение дефектов в них хорошо описываются в трехслойной ячейке, названной морфологической [10]. Как известно, индексы плоскостей тригональных кристаллов могут описываться в двух установках: гексагональной с тремя осями под 120° друг к другу в базисной плоскости и перпендикулярной к ним четвертой осью с, а также в ромбоэдрической установке с тремя равными осями и углом а между ними. При переходе от индексов плоскостей в структурной установке к индексам этих же плоскостей в морфологической установке нужно иметь в виду, что для того, чтобы индексы как

структурного, так и морфологического ромбоэдров соответствовали реальным граням кристалла, их оси в базисной плоскости повернуты на 180° друг относительно друга [11]. Применяя соответствующие формулы кристаллографии можно показать, что плоскость (1012) в гексагональной структурной установке соответствует плоскости (1011) в гексагональной морфологической установке и плоскости (100) в ромбоэдрической морфологической установке. Поскольку ромбоэдр - это искаженный вдоль одной из тройных осей куб, угол которого для морфологического ромбоэдра сапфира близок к прямому углу (85.71°), то срез (1012), можно рассматривать как псевдокубический срез (100)г, что значительно упрощает анализ возможных эпитаксиальных соотношений пленок с подложками сапфира этой ориентации.

В базисном срезе сапфира (0001) можно выделить параллелограмм со стороной

о w

9.518 А, равной удвоенному периоду решетки, длина которой примерно равна трем периодам а2 решетки МдВ2 (9.255 А) с рассогласованием 2.5%. Такая величина рас согласования вполне приемлема для эпитаксиального роста и должна приводить к появлению растягивающих напряжений в пленке. На рис. 2а показан один слой полиэдров алюминия в структуре сапфира, на который наложен слой бора из структуры МдВ2 и хорошо видно периодическое совпадение каждой второй пустоты в структуре сапфира с центром каждого третьего гексагена из атомов бора.

Период идентичности в срезе (100)г равен 3.4982 А (рис. 26), что всего на 1.8% меньше удвоенного расстояния между атомами бора (ai х 2 = 3.5622 А). Другим направлением в плоскости среза может быть выбрана короткая диагональ псевдоквадратной решетки сапфира, длина которой (4.759 А) близка к периоду аЗ в слое бора (4.712 А). Единственным препятствием для реализации этого эпитаксиального соотношения мо жет быть рассогласование углов в 6.2° между векторами этих двух решеток. Поэтому может реализоваться другой вариант ориентации осей с большей решеткой совпадения (рис. 2в), но в котором величина углового несоответствия примерно вдвое меньше. Оба предложенных варианта взаимной ориентации осей пленки и подложки (100)г сап фира имеют малые значения площади решеток совпадающих узлов, поэтому вполне возможны и другие ориентационные соотношения большей площади, но с меньшими величинами несоответствия в параметрах и углах двух сопрягающихся решеток.

На рис. 3 показаны возможные решетки совпадения эпитаксиальных пленок МдВ2 на срезах (100) и (110) подложек двуокиси циркония, стабилизированной иттрием или гафнием (фианит). Хотя параметр кубической решетки фианита лежит в пределах 5.14 — 5.16 А в зависимости от уровня легирования иттрием, но поскольку он кристал-

[110](lll)Zr02 II [10101(0001 )MgB2

[001](110)Zr02 II [0001](1010)МдВ2

о4-

<N <

т X

о

N

СО

j 1 &

т— О Л

VJ о

5

N

1

3.635 А

<

о гп О

а б в

Рис. 3. Полиэдрическая модель структуры Zr02 (структурный тип флюорита) (а) и ее

возможные сверхрешетки совпадения с МдВ2 в плоскости (111) (б) и (110) (в).

лизуется в структурном типе флюорита с гранецентрированной решеткой кубов ZrO% (рис. За), то кратчайшим расстоянием в такой решетке является половина диагонали грани куба a\J2/2 = 3.64 А, длина которой всего на 2% больше удвоенного расстояния между атомами бора. Поэтому можно ожидать получения качественных пленок на срезах (111) ZrOii поскольку на этих срезах наблюдается полное угловое соответствие векторов двух решеток в плоскости срастания (рис. 36).

Другой срез этого же материала - (110) (рис. Зв) может быть использован для получения пленок с осью с, лежащей в плоскости срастания, так как удвоенный период элементарной ячейки двуокиси циркония близок к величине утроенного периода решетки вдоль оси с диборида магния (рассогласование 2.5%).

Еще одним перспективным материалом для эпитаксиального роста являются подложки со структурой перовскита (рис. 4а). Монокристаллы ЫАЮз с параметром решетки 3.788 А [12] в плоскости среза (111) имеют периодичность 5.357 А, что равно утроенному значению расстояния между атомами бора в структуре МдВ2 с рассогласованием всего 0.2% (рис. 46). Это наименьшее значение среди всех рассмотренных нами вариантов подложек. Другой распространенный материал со структурой перовскита титанат стронция - также был успешно использован для выращивания пленок МдВч [3,

Рис. 4. Структура перовскита (а) и возможные сверхрешетки совпадения для срезов (111) ЬаАЮз (б) и (100) БгТЮз.

4], но из-за значительно большего значения параметра решетки (3,909 Л) на срезе (100) эпитаксиально вырастает пленка (1011) [3]. Это можно понять, если учесть, что один из периодов структуры в слое (1011) равен 4.42 А, что всего на 1.1% больше расстояния ау/Е титаната стронция (рис. 4в).

Использование сколотых поверхностей (100) МдО со структурой типа А1аС1 (рис. 5а) для эпитаксиального роста пленок МдВ2 имеет то преимущество перед другим!: типами подложек, что в этом случае не ожидается образование промежуточных слоев на границе раздела из-за высокой летучести магния. Нам удалось подобрать только одно достаточно большое значение сверхрешетки совпадения (рис. 56), что говорит о большой вероятности образования текстурированных образцов, у которых ось с будет расположена перпендикулярно плоскости подложки, а положение осей а кристаллитов пленки в плоскости срастания будет варьироваться в достаточно широком угловом диапазоне.

На рис. 5в показана также возможная сверхрешетка совпадения структуры МдВ2 с подложками (100) кремния. Это может быть оправдано общей проблемой необходимости углового согласования периодов решетки пленки с гексагональной структурой на подложках кубической симметрии с ориентацией (100). В одном из направлений совпадение периодов достаточно хорошее (1.6%), тогда как в другом оно хуже и достигается на достаточно большом расстоянии.

26.57°

*

Si: а=5.4309 А

Рис. 5. Полиэдрическая модель структуры МдО (тип ИаС1) (а) и возможная сверхрешетка совпадения скола (100) с базисной плоскостью МдВ2 (б). Сверхрешетка совпадения для среза (100) 5г (в), с общим способом сочленения вектора ал/5 кубической решетки с векторов гексагональной решетки.

Таким образом, в настоящей работе путем геометрического анализа возможных сверхрешеток совпадения периодов пленки и подложки показано, что для эпитакси-ального роста пленок МдВ2 подходит целый ряд подложек: наиболее перспективными в порядке убывния можно назвать (111) ЬаАЮз, (0001) и (1012), Л/20з, (100) и (110) Zr02. Следует подчеркнуть, что в настоящей работе были рассмотрены только те виды подложек, которые либо уже были использованы для эпитаксиального роста пленок МдВ2, либо зарекомендовали себя как устойчивые (инертные) подложки при росте пленок купратных высокотемпературных сверхпроводников. Вполне вероятно, что по мере изучения особенностей роста пленок МдВ2 могут быть использованы и другие типы подложек.

[1] A k i m i t s u J. 2001).

ЛИТЕРАТУРА Symposium on Transition Metal Oxides, (Sendai, Japan, Jan 01,

[2] Nagamatsu J., Nakagawa N., Muranaka Т., et al. Nature, 410, 63 (2001).

[3] К a n g W. N.,Kim H.-J., С h о i E.-M., et al. arXiv: cond-raat/0103179 (2001).

[4] E о m С. В., L e e M. К., С h о i J. H., et al. arXiv: cond-mat/0103425 (2001).

[5] Brinkman A., M i j a t о v i с D., R i j n d e г s G., et al.

[6] Paranthaman M., С ant on i C.,Zhai H. Y.,etal. arXiv: cond-mat/0103569 (2001).

[7] Z u г A. and M с G i 11 Т. C. J. Appl. Phys. 55, 378 (1984).

[8] H w a n g D. M., R a v i T. S., R a m e s h R., et al. Appl. Phys. Lett., 57, 1690 (1990).

[9] J о г g e n s e n J. D., H i n к s D. G., and Short S. arXiv: cond-mat/0103179 (2001).

[10] Рубин и сапфир. M., Наука, 236 (1974).

[11] Бонд В. JI. Технология кристаллов, М., Недра, 303 (1980).

[12] R a m е s h R., I n а ш А., В о n n е г , W. A., et al. Appl. Phys. Lett., 55, 1138 (1989).

Поступила в редакцию 3 апреля 2001 г.