СПОСОБ ПОЛУЧЕНИЯ НАНОСТРУКТУРЫ "МЕТАЛЛ/ДИЭЛЕКТРИК/ВЫСОКОТЕМПЕРАТУРНЫЙ СВЕРХПРОВОДНИК" Российский патент 2003 года по МПК H01L39/24 

Изобретение относится к проблеме получения структур "металл/диэлектрик/высокотемпературный сверхпроводник", или MIS-структур, которые используются для создания таких приборов сверхпроводниковой электроники, как диоды (MIS-diodes) и полевые транзисторы (MISFET, или MIS-field-effect transistors). Их перспективность связана с более высокой, чем у кремния, подвижностью носителей и, следовательно, потенциально очень высоким быстродействием. Кроме того, преимуществом транзисторов со сверхпроводящим каналом является практическое отсутствие потерь в открытом сверхпроводящем состоянии, в принципе, неограниченный коэффициент усиления по току и высокое выходное сопротивление, определяемое параметрами диэлектрического слоя.

В подавляющем большинстве аналогов используется купратный высокотемпературный сверхпроводник (ВТСП) 123-типа YBa₂Cu₃O_7-δ(YBCO), тонкая пленка которого выращивается на кристаллически согласованных подложках или буферных слоях различными методами, такими, например, как методы магнетронного распыления [1], лазерной абляции [2], молекулярно-пучковой эпитаксии [3]. Так, в одном из аналогов [4] была предложена следующая схема получения обращенной MISFET структуры ("высокотемпературный сверхпроводник/диэлектрик/ металл"). В качестве проводящей подложки выбирается кристалл SrTiО₃, допированный Nb (около 0.05%). Затем на поверхность наносится тонкий (порядка 2-5 нм) слой Pt, слой диэлектрика (SrTiO₃) толщиной 500 нм и, наконец, слой YBCO толщиной 4-10 нм. Для измерения электрических параметров структуры на поверхность сверхпроводника напыляются четыре золотых электрода. Пример еще одной обращенной MISFET структуры приведен в работе [5], в которой эпитаксиальный рост пленки YBCO на поверхности SrТiO₃ обеспечивается методом магнетронного распыления. В другом аналоге [6] обычная (не обращенная) MISFET структура получается следующим образом. На нагретый до температуры Т=570^oС слой ВТСП YBa₂Cu₃O_7-δ направляется поток атомов Mg и молекул О₂. В результате на ВТСП вырастает эпитаксиальный слой диэлектрика MgO. Затем потоки атомов Mg и молекул О₂ заменяют потоком атомов алюминия, и, таким образом, создается слой металла в структуре MIS. Подобным же образом получалась MIS-структура на основе ВТСП YBa₂Cu₃O_7-δ на поверхности MgO (100) методом лазерной абляции при температуре 715-660^oС [7]. Толщины слоев ВТСП и диэлектрика оценивались авторами, как 100 нм и 100-200 нм соответственно. Параметры более поздних аналогов близки к приведенным выше [8, 9 и ссылки в них]. К основным недостаткам рассмотренных аналогов можно отнести, во-первых, невозможность получения тонких слоев структуры и резких границ их раздела из-за весьма эффективной взаимной диффузии ее элементов, особенно активной при используемых температурах формирования (570-720^oС), и, во-вторых, отсутствие средств контроля параметров структур в процессе их получения.

По большинству существенных признаков ближе всех к изобретению относится принципиально отличающийся от приведенных аналогов способ получения наноструктуры "металл/диэлектрик/высокотемпературный сверхпроводник" [10], по которому на поверхность купратного высокотемпературного сверхпроводника (ВТСП) DYBa₂Cu₃O_7-δ направляют поток ионов с энергией, необходимой для их проникновения в материал на глубину, равную требуемой толщине диэлектрика, в процессе получения структуры производят наблюдение за поверхностью и прекращают воздействие при обнаружении на ней металлического диспрозия (Dy). Способ основан на обнаруженном авторами явлении сегрегации металлического диспрозия на поверхности образующейся структуры в результате разрыва его химических связей в приповерхностном слое ВТСП, диффузии диспрозия к поверхности и превращения облученного приповерхностного слоя в диэлектрический. Достоинством прототипа является возможность получения квазидвумерных слоистых наноструктур, то есть структур с нанометровыми и субнанометровыми толщинами слоев и границ раздела. Это на один-два порядка меньше, чем у аналогов. Кроме того, прототип позволяет постоянно контролировать технологический процесс in situ и со значительно большей точностью, чем в аналогах, измерять толщины формируемых слоев. Благодаря этим качествам прототип можно отнести к классу управляемых нанотехнологий.

Недостатком прототипа является невозможность создания MIS-структур с характерными размерами в плоскости, меньшими латерального разрешения ионных зондов, которое даже для жидко-металлических конструкций не выходит из микронного - субмикронного диапазонов. Вместе с тем, современная наноэлектроника требует достижения в чистых высоковакуумных условиях наноразмеров ее объектов по двум или даже по трем координатам. Так, для создания упоминавшегося выше MIS-полевого транзистора необходима дополнительная обработка, связанная с привлечением невакуумных литографических технологий, которые, к тому же, предполагают использование химических растворов. Получение с помощью имеющихся литографических технологий квазиодномерного баллистического канала весьма проблематично, поскольку разрешение промышленных технологий достигает только 0,2 мкм. (Минимальный характерный размер, достигнутый в реальных MIS-структурах, много больше - 25 мкм [8].) Дополнительным недостатком прототипа является неизбежность распыления ионами ВТСП-материала, что может быть неприемлемо в случае использования тонких исходных пленок. Распылению подвергается и слой металлического сегрегата, а это принципиально ограничивает его толщину в динамическом равновесии его роста и распыления.

Предлагаемый способ решает задачу создания MIS-структур, характеризующихся наноразмерами не только по глубине, но и в плоскости. При этом задача решается без распыления материала.

Для этого в известном способе получения наноструктуры "металл/диэлектрик/ высокотемпературный сверхпроводник", по которому на поверхность купратного высокотемпературного сверхпроводника воздействуют потоком ускоренных частиц с энергией, необходимой для их проникновения в материал на глубину, равную требуемой толщине диэлектрика, в процессе получения структуры производят наблюдение за поверхностью и прекращают воздействие при обнаружении на ней металлического сегрегата, согласно формуле изобретения, предварительно в условиях сверхвысокого вакуума (Р<10^-11 Па) создают атомно чистую поверхность высокотемпературного сверхпроводника с толщиной деградированного слоя, меньшей требуемой толщины диэлектрика, и упомянутое воздействие на нее производят потоком электронов с энергией, большей минимальной энергии активации атомов металлов высокотемпературного сверхпроводника.

Предлагаются также способы по п.2 и п.3 получения указанных MIS-структур. Этими способами на поверхности диэлектрического слоя можно получать либо ансамбли металлических кластеров, по существу являющиеся ансамблями квантовых точек, либо пленки металла.

Так, в п.2 для получения ансамбля кластеров в способе по п.1 воздействие потоком электронов прекращают при обнаружении на поверхности не более одного монослоя атомов металла.

В п.3 для получения пленки металла в способе по п.1 воздействие потоком электронов прекращают при обнаружении на поверхности не менее двух монослоев атомов металла.

Покажем сущность изобретения.

Изобретение основано на обнаруженном авторами эффекте сегрегации металлов на поверхности купратных ВТСП материалов под действием потоков атомных частиц: ионов/атомов или электронов. Ранее авторами была обнаружена ионно-стимулированная сегрегация диспрозия на поверхности ВТСП DyBa₂Cu₃O_7-δ, относящегося к одному из наиболее распространенных ВТСП 123-типа: RBa₂Cu₃O_7-δ, где R - любой редкоземельный металл. Найденный в указанном ВТСП эффект лег в основу прототипа. Основанием для предлагаемого изобретения стало обнаружение авторами аналогичных процессов под действием потоков (пучков) ускоренных электронов. Подобие процессов при электронном и ионном воздействиях позволило сделать вывод о несущественности факторов преимущественного ионного распыления кислорода или ионно-стимулированной диффузии и установить механизм обнаруженного эффекта. Первой его ступенью является разрыв химической связи атомов металла с кислородом, стимулированный атомной частицей (ионом или электроном). Затем атомы металла и кислорода диффундируют из приповерхностной области, которая теряет свои сверхпроводниковые свойства и превращается в диэлектрик. Большая часть атомов металла, освободившихся от кислородных связей, в результате диффузии оказывается на поверхности, где они объединяются в металлические сегрегаты: кластеры или пленки (в зависимости от параметров пучка частиц и дозы облучения). Нетривиальным в этом процессе является то, что выходящие на поверхность химически чрезвычайно активные атомы кислорода в конечном счете лишь незначительно окисляют металлический сегрегат и, диффундируя по поверхности, покидают образец. Причиной такого развития процесса является деструктурирующее действие атомного потока, который радикально смещает динамическое равновесие в сторону неокисленного металла. Обнаружение электронно-стимулированного эффекта имеет принципиальное для изобретения значение потому, что потоки электронов могут быть хорошо сфокусированы и к тому же не распыляют материал. Так, латеральное разрешение электронных нанозондов достигает 3-5 нм. Поток электронов сканирующего туннельного электронного микроскопа (СТМ) обеспечивает атомное разрешение. Поэтому использование остросфокусированных электронных пучков и СТМ-потоков, в принципе, позволяет получать MIS-структуры в виде наноостровков, нанопроволок и других фигур любой формы, необходимых для создания приборов. И все это без дополнительного, как в прототипе, привлечения невакуумных литографических технологий, разрешение которых, как отмечалось выше, не превышает 0,2 мкм. Кроме того, предлагаемый подход позволяет получать новые физические объекты, такие как MIS-наноостровки (кластеры), верхнюю часть которых занимают меньшие по размеру кластеры (или кластер) металла. Таким образом, воздействие на ВТСП пучком электронов является существенным признаком нераспыляющего исходный материал способа получения MIS-наноструктур, ограниченных не по одной, а по трем координатам.

Получение неокисленного металлического сегрегата возможно лишь на атомно чистой поверхности образца в условиях сверхвысокого вакуума. Эти признаки изобретения также являются существенными, поскольку на поверхности ВТСП, покрытой слоем адсорбированных молекул остаточной атмосферы, под действием электронов происходят электронно-стимулированные реакции этих молекул между собой (углеводородная полимерная пленка), с ВТСП-подложкой и с сегрегатом (оксиды, карбиды). Сверхвысокий вакуум необходим как для сохранения атомно чистой поверхности, так и для ограничения окисляющих потоков молекул кислорода и воды, а также потоков других молекул остаточной атмосферы (углеводородов), разбавляющих и захоранивающих атомы сегрегата. Заметим, что в прототипе указанные условия не были существенными признаками, поскольку ионный пучок сам очищал поверхность и поддерживал ее чистоту в динамическом равновесии.

Приповерхностная область ВТСП, выращенного не in situ и испытавшего взаимодействие, например, с атмосферной водой, деградирует, то есть меняет химическую и кристаллическую структуру на большую глубину, порой на микроны и более. Поэтому существенным признаком является не только очистка поверхности, но и доведение деградированного слоя до толщины, меньшей требуемой толщины диэлектрика в создаваемой MIS-структуре. Существенность этого признака связана с тем, что его невыполнение не позволяет получать структуру с заданной, а не случайной толщиной диэлектрического слоя. Кроме того, деградированный на воздухе слой содержит гидрооксиды, делающие его плохим диэлектриком, характеризуемым большими токами утечки. И, наконец, обнаруженный эффект специфичен для ВТСП, а в деградированном слое он проявляется значительно слабее, так что атомов металла из такого слоя может не хватить для образования сегрегата.

Прежде, чем атомы металлов продиффундируют к поверхности в количестве, необходимом для образования металлического сегрегата, должен быть осуществлен разрыв или частичный разрыв химических связей этих атомов и их переход в слабосвязанное состояние. При этом определяющая коэффициент D диффузии атома (D= Do•exp(-E_f/kT)) энергия активации E_f радикально уменьшается, благодаря чему уже при комнатной температуре и обеспечивается поток атомов металлов, достаточно плотный для их взаимодействия и слипания на поверхности с образованием сегрегата (разумеется, атомы решетки всегда диффундируют по кристаллу даже при комнатной температуре, но их плотность и количество ничтожны). Энергия перехода атома в слабосвязанное состояние примерно равна энергии активации E_f. Эта величина невелика (1-4 eV), но она сопоставима с энергией электронов сканирующих электронных микроскопов - одного из наиболее перспективных источников наноразмерных потоков электронов - и может ее превышать. Поэтому ограничение энергии электронов потока значениями, большими минимальной энергии активации атомов металлов ВТСП, также существенный признак изобретения.

Существенные признаки по пп.2 и 3 связаны с целенаправленным созданием металлического сегрегата нужного типа: либо ансамблей металлических кластеров, либо металлических пленок. Размеры сегрегата в плоскости, то есть размеры пленки или области, занимаемой кластерами, определяются поперечными размерами электронного потока (пучка). Если воздействие потоком электронов прекращают при обнаружении на поверхности не более одного эффективного монослоя металла, металлическая пленка не может сформироваться в принципе. Однако в этом случае атомы металла не распределены на поверхности равномерно и не изолированы друг от друга. В результате выполненных авторами исследований было установлено, что атомы металлов формируют обладающие металлическими свойствами сегрегаты-кластеры, включающие в себя не менее нескольких десятков атомов. В частности, в них можно возбудить плазменные колебания электронов - объемные и поверхностные плазмоны, характеристики которых (энергия, форма спектра, в том числе и соотношение интенсивностей объемного и поверхностного плазмонов) практически идентичны характеристикам соответствующих массивных металлов. Таким образом, формирование не более одного эффективного монослоя атомов сегрегата является существенным признаком изобретения по п.2.

При воздействии на поверхность структуры большими дозами электронов и появлении не менее двух эффективных монослоев атомов металлов формируется сначала квазидвумерная пленка со свойствами, очень близкими к металлическим, а затем и металлическая пленка. При этом даже квазиметаллическая пленка, несмотря на возможную несплошность, обеспечивает проводимость тока и равномерное распределение потенциала вдоль поверхности, то есть ту основную функцию, которая требуется от металлической пленки в MIS-структурах. Поэтому формирование не менее двух эффективных монослоев атомов сегрегата является существенным признаком изобретения по п.3.

Новизна предлагаемого способа связана прежде всего с впервые полученным авторами научным результатом - обнаружением эффекта образования металлических сегрегатов на поверхности купратных ВТСП под действием потоков ускоренных электронов. В прототипе для получения MIS-наноструктур использовалось воздействие на поверхность ВТСП ионами и наблюдение за поверхностью. Методы таких наблюдений известны. Известны и способы подготовки различных атомно чистых поверхностей, приемы выполнения диагностических и технологических действий в условиях сверхвысокого вакуума (Р < 10^-11 Па). Однако приведенная совокупность существенных признаков ведет к достижению нового результата и приводится впервые.

Способ осуществляют следующим образом. Пленку купратного оксидного ВТСП помещают в высоковакуумную камеру, очищают от слоя адсорбированных молекул, уменьшают толщину деградированного (диэлектрического) слоя или, если это возможно, устраняют его и, наконец, подвергают полученную таким образом атомно чистую поверхность ВТСП воздействию потоком электронов, например, с помощью электронного нанозонда или сканирующего электронного микроскопа. Заметим, что очистка поверхности и удаление деградированного слоя могут осуществляться различными приемами, обусловливающими различную последовательность этих операций. Например, скол в высоком вакууме позволяет решить сразу обе задачи, а при ионном травлении сначала удаляется слой адсорбированных молекул. Воздействие электронами продолжают до тех пор, пока на поверхности не появится металлический сегрегат. Факт появления сегрегата в принципе может быть установлен различными способами. Например, с помощью сканирующего туннельного микроскопа. Однако наиболее эффективными представляются поверхностно-чувствительные методы электронной спектроскопии. Рассматриваемые процессы электронно-стимулированной модификации ВТСП связаны исключительно с возбуждением электронной системы, а не с нагревом поверхности облучающими электронами, что проверялось по токовым зависимостям. Следовательно, размеры структуры в плоскости определяются только диаметром (поперечными размерами) электронного зонда, а толщины слоев, их элементный и химический состав от этого диаметра не зависят. Поэтому несмотря на то, что в примере был использован имевшийся в распоряжении электронный зонд с невысоким латеральным разрешением (микронный диапазон), можно утверждать, что аналогичная MIS-структура получится и с помощью более острофокусного зонда.

Пример 1. Для реализации способа были взяты с- ориентированные монокристаллы высокотемпературного сверхпроводника 2212-типа: образец A - Bi₂(Sr,Ca)₃Cu₂O_8+δ выделенный в Институте Информатики МИРЭА (Москва, А.А.Буш) из слитка, перекристаллизованного зонной плавкой, и исследовавшийся в работе [II] , и образец В - Bi_2.02Pb_0.21Sr₂Ca_0.93Cu_2.06O_8+δ, Т=84,5К из серии образцов, полученных в работе [12]. Результаты обоих экспериментов, а также экспериментов, выполненных на керамических образцах, оказались подобными. Поэтому ниже будет описан только пример реализации изобретения на образце А.

Поскольку возможности для удаления деградированного слоя сколом в вакууме не было, верхний слой образца был сколот в атмосфере сухого азота, которая исключала взаимодействие свежепроготовленной поверхности ВТСП с агрессивной влагой и быстрое образование нового деградированного слоя. Разумеется, свежая поверхность моментально вновь покрывалась слоем адсорбированных молекул. Далее, без соприкосновения с воздухом образец был помещен в высоковакуумную камеру. Контроль поверхности и наблюдение за ней осуществлялись методами электронной оже-спектроскопии (ЭОС), спектроскопии характеристических потерь энергии электронов (ХПЭЭ) и рентгеновской фотоэлектронной спектроскопии (РФЭС). Ток диагностического пучка электронов не превышал 50 нА, что в соответствии с результатами ранее выполненных исследований позволяет осуществлять указанную диагностику без существенной модификации исследуемого материала. После восстановления вакуума до уровня сверхвысокого (Р=2•10^-12 Па) спектры оже-электронов демонстрировали интенсивные линии углеродосодержащих молекул адсорбированного слоя. Вид спектров ХПЭЭ опытного образца заметно отличался от спектров объема ВТСП 2212-типа, которые были получены в экспериментах "на прострел" на тонких монокристаллических пленках этого материала [13] . В отличие от спектра из эксперимента "на прострел", в котором доминирует пик объемного плазмона ℏ︀ω ~ 19 эВ (пик коллективных, или плазменных колебаний валентных электронов), в спектрах исходной поверхности опытного образца доминировал пик ℏ︀ω ~ 13-15 эВ, наблюдаемый в многочисленных экспериментах "на отражение" и связанный, как будет показано ниже, с модифицированной поверхностью. Поэтому дальнейшая очистка поверхности и восстановление остаточного деградированного слоя осуществлялась прогревом образца, выбор режима которого определялся достижением энергии связи остовного электрона кислорода своего значения в ВТСП: E_b(Ols)=529 эВ [14]. В результате такой процедуры оже-линии углерода исчезли, а в спектрах ХПЭЭ стал доминировать пик объемного плазмона сверхпроводника (ℏ︀ω ~ 19 эВ). Пик плазмона модифицированной поверхности исчез. Поэтому был сделан вывод о практически полном восстановлении атомно чистого поверхностного слоя опытного сверхпроводника и об отсутствии на нем диэлектрического слоя, появляющегося в результате деградации ВТСП.

После этого поверхность ВТСП была подвергнута технологическому электронному облучению, для которого использовался тот же диагностический пучок, но большего тока. Энергия ударяющих электронов в диагностическом и технологическом режимах была равна Е_о = 1500 eV, то есть много больше энергии активации E_f ~ 2 эВ. (За оценочную величину этой энергии была принята теплота образования оксида висмута, BiO - 207,24 кДж/моль [15], поскольку, как будет показано ниже, диффузия металла идет преимущественно из BiO-слоев ВТСП). Толщина диагностируемого методом ХПЭЭ слоя для энергии Е_о=1500 eV составляет величину порядка длины свободного пробега . Толщина диэлектрического слоя MIS-структуры, задаваемая средней глубиной проникновения электронов, на которой выделяется максимальная энергия, была оценена по формулам из работы [16]. В приводимом примере глубина, соответствующая максимуму потерь энергии технологического пучка, составляет примерно .

Результаты наблюдения методом ХПЭЭ за поверхностной областью ВТСП в процессе электронного облучения могут быть проиллюстрированы фиг.1, на которой приведены спектры ХПЭЭ, то есть зависимости интенсивности рассеянных поверхностью электронов (I, отн. ед.) от величины потерянной энергии (ΔЕ, эВ). Кривая 1 соответствует восстановленной сверхпроводниковой поверхности и характеризуется, как отмечалось выше, интенсивным объемным плазмоном сверхпроводника. Кривые 2, 3 и 4 относятся к ХПЭЭ спектрам, измеренным в промежутках между облучениями с примерно равными дозами. Обратимость электронно-стимулированной модификации поверхности ВТСП в пределах использованных доз облучения демонстрируется кривой 5, полученной отжигом по упомянутой процедуре после облучения с максимальной дозой. Результатом электронного воздействия является радикальное уменьшение относительной интенсивности плазмона сверхпроводника, появление и рост интенсивности линии модифицированной поверхности. Покажем, что эта линия соответствует объемному и поверхностному плазмонам металлического висмута (Bi).

Для этого выделим из спектра облученного образца вклад тех частей анализируемого объема, которые не модифицировались электронным пучком или модифицировались не очень значительно. То есть вычтем из анализируемого спектра пропорционально уменьшенный спектр немодифицированного сверхпроводника таким образом, чтобы в искомом разностном спектре не было физически бессмысленных участков с отрицательными значениями. Процедура и результат такого вычитания иллюстрируется фиг. 2, на которой представлены спекры ХПЭЭ образца, подвергнутого максимальному облучению (кривая 4'), исходный спектр, уменьшенный почти в два раза (кривая 5'), и разностный спектр (4'-0.6•5'), и фиг.3, где показан разностный спектр (пунктир) и спектр металлического висмута (сплошная кривая). Для большей корректности спектры ХПЭЭ были подвергнуты дополнительной обработке: по известной процедуре [17] из них были вычтены вклады многократного рассеяния, монотонно увеличивающиеся при увеличении потерянной энергии. Такой подход позволяет достичь большей точности анализа в случае малых доз облучения и тонких слоев сегрегата. Сравнение разностного спектра (4'-0.6•5') со спектром металлического висмута (0.3•Bi_met) (фиг.3) позволяет констатировать практически полное совпадение этих спектров в области объемного и поверхностного плазмонов (Е_е < 20 эВ). Незначительный сдвиг центра тяжести разностного спектра в область меньших энергий обусловлен небольшим вкладом в висмутовый сегрегат атомов кальция и стронция, энергии плазмонов которых меньше. Появление незначительного высокоэнергетического (Е_е ~ 35 эВ) пика в разностном спектре обусловлено вкладом оксидов CaO, SrO и Вi₂O₃. Наблюдение металлического сегрегата висмута по факту возбуждения его плазмонов и было основанием для остановки процесса. В результате была получена MIS-структура, в которой самым глубоким является слой недеградированного сверхпроводника, его толщина задается толщиной исходного образца. (В ряде экспериментов авторами использовались ВТСП-пленки толщиной в [18] ). Затем идет слой оксидного диэлектрика, полученного в результате электронно-стимулированного преобразования ВТСП, которое сопровождается потерей части кислорода и нарушением стехиометрии ВТСП, его толщина, как было показано выше, не превышает нескольких нанометров. И, наконец, верхний слой структуры состоит из субнанометрового металлического сегрегата висмута, который может находиться либо в кластерном, либо в пленочном состояниях. Таким образом, задача создания MIS-наноструктуры, ограниченной в плоскости микронными размерами электронного зонда, решена без распыления исходного ВТСП-материала.

Пример 2. В условиях примера 1 ставилась задача получения металлических кластеров висмута на вершине MIS-структуры. Задача решалась в соответствии с п.2 формулы изобретения. А именно, процесс останавливался при обнаружении на поверхности структуры такого количества висмута, которого недостаточно для формирования висмутового монослоя. Факт формирования металлических кластеров устанавливался, как и в примере 1, по обнаружению плазмонов металлического висмута. Заметим, что если бы атомы висмута в количестве меньше одного монослоя не образовывали кластеры, а были бы равномерно распределены по поверхности, наблюдать указанный плазмон было бы невозможно. Количество висмута на поверхности определялось сравнением интенсивности плазменного пика висмута в спектрах ХПЭЭ, измеренных для опытного образца и для массивного металлического висмута в одинаковых экспериментальных условиях. Так, для спектра, полученного при минимальной дозе облучения (фиг.1, кривая 2), интенсивность плазменного пика оказалась равной примерно одной десятой от интенсивности пика массивного металла:
I_BTCП/I_Bi = d/λ = 0,1,
где d - эффективная толщина сегрегата,
- длина свободного пробега электрона.

С учетом известной концентрации атомов висмута в монослое (n=1•10¹⁵ cm^-2 [13]) был сделан вывод о накоплении на поверхности такого количества висмута в кластерах, которое эквивалентно 0.8 монослоя. В этот момент задача было решена и процесс был остановлен.

Пример 3. В условиях примера 1 ставилась задача получения металлической (квазиметаллической) пленки висмута на вершине MIS-структуры. Задача решалась в соответствии с п.3 формулы изобретения. А именно, процесс останавливался при обнаружении на поверхности структуры такого количества висмута, которое эквивалентно более чем двум монослоям висмута. Факт формирования металлической пленки устанавливался, как и в примерах 1 и 2, по обнаружению плазмонов металлического висмута. Количество висмута на поверхности определялось, как и в примере 2, сравнением интенсивности плазменного пика висмута в спектрах ХПЭЭ, массивного металлического висмута в одинаковых экспериментальных условиях:
I_BTCП/I_Bi = d/λ = 0,3.

Указанному соотношению соответствует пленка толщиной около 2,5 монослоев. В этот момент процесс электронного облучения был остановлен.

Таким образом, предлагаемый способ позволяет получать без распыления исходного материала уникальные MIS-структуры со слоями субнанометровой и нанометровой толщины, размеры которых в плоскости слоев ограничены размерами (диаметром) действующего на образец электронного пучка. Аналогично получаются ограниченные размерами электронного пучка наноструктуры "металлические кластеры/диэлектрик/ сверхпроводник". Кроме того, исследования, проведенные на купратных ВТСП двух самых распространенных типов 2212 и 123, позволяют сделать вывод о возможности электронно-стимулированного получения указанных структур на всех купратных ВТСП.

Литература
1. K.Takahashi, M.Iyori, M.Kamino, T.Usuki, Y.Yoshisato, S.Nakano, Jpn. J. Appl. Phys, v. 30, p. L1480 (1991).

2. B.M.Moon, C.E.Platt, R.A.Schweinfurth, D.J.Van Harlinger, Appl. Phys. Lett., v. 59, p. 1905-1907 (1991).

3. В.В.Мамутин, П.С.Копьев, А.В. Захаревич, Н.Ф.Картенко, В.М.Микушкин, С. Е. Сысоев, Сверхпроводимость: физика, химия, техника (СФХТ), т.6, N 4, с. 797-806 (1993).

4. J.Mannhart, D.G.Schlom, J.G.Bednorz, K.A.Muller, Phys.Rev. Lett., v. 67(15), p.2099-2101 (1991); J.Mannhart, J.Strobel, J.G.Bednorz, and Ch.Gerber, Appl.Phys.Lett, v.62, p.630-632 (1993).

5. K.Nakajima, K.Yokota, H.Myoren, J.Chen, T.Yamashita, Appl.Phys.Lett., v. 63(5), p.684-686 (1993).

6. U. Kabasawa, K. Asano and T.Kobayashi, Jpn.J.Appl.Phys., v.29, L86 (1990).

7. T. Fujii, K.Sakuta, T.Awaji, K.Matsui, T.Hirano, Y.Ogawa and T.Kobayachi, J. Appl. Phys., v. 31, p. L612 - L615 (1992).

8. B. T.Liu, Z.Hao, Y.F.Chen, B.Xu, H.Chen, F.Wu, B.R.Zhao, Yu.Kislinskii, and E.Stepantsev, Appl. Phys. Lett., v. 74, p. 2044-2046 (1999).

9. Б. И. Смирнов, Т. С. Орлова, S.Sengupta, K.C.Goretta, ФТТ, т.42, с. 1172-1175(2000).

10. Ю. С. Гордеев, В. В. Мамутин, В.М.Микушкин, С.Е.Сысоев, Патент РФ 2156016 от 5.01.99 г., БИ 25, сент. 2000.

11. Г.В.Михайлов, В.М.Микушкин, А.Г.Панфилов, А.Н.Старухин, А.Б.Чугреев, В.В.Шнитов, А.А.Буш, ФТТ, т. 36б, N 11б, с. 3450-3455 (1994).

12. Мошкин С. В. , Власов М. Ю. , Кузьмина М.А., Рывенко В.Ф. и др., Сверхпроводимость: физика, химия, техника (СФХТ), т.4, N5, с. 1017-1023 (1991).

13. N. Nucker, H.Romberg, S.Nakai, B.Sceerer, J.Fink, Y.F.Yan and Z.X. Zhao, Phys.Rev.B, v. 39, p.12379 (1989); Fink, J., Nucker, N, Pellegrin, E., Romberg, H. , Alexander, M., Knupfer, M., J., Electron Spectroscopy and Related Phenomena, v. 66, p. 395-452 (1994).

14. В.М.Микушкин, А.В. Захаревич, А.Ю.Фишер, Письма в ЖТФ, т. 19, N2, с. 5-10(1993).

15. И. Р. Полывянный, А.Д.Абланов, С.А.Батырбекова, "Висмут", Алма-Ата, Наука КАССР, 1989, с.30-32, 315 с.

16. H.-J.Fitting, H.Glaefeke, and W.Wild, Phys.State Solid (A), v.43, p. 185-190 (1977).

17. Yu. M.Shul'ga, V.I.Rubtsov, A.S.Lobach. Z.Phys.B, v. 93, p. 327-331 (1994).

18. Ю. С. Гордеев, П. С.Копьев, В.В.Мамутин, В.М.Микушкин, С.Е.Сысоев, Сверхпроводимость: физика, химия, техника (СФХТ), т. 7, N8-9, с. 1417-1425(1994).

Изобретение относится к получению структур "металл/диэлектрик/высокотемпературный сверхпроводник" или MIS-структур. Предложен способ получения наноструктуры "металл/диэлектрик/высокотемпературный сверхпроводник", по которому на поверхность купратного высокотемпературного сверхпроводника (ВТСП) воздействуют потоком ускоренных частиц с энергией, необходимой для их проникновения в материал на глубину, равную требуемой толщине диэлектрика. В процессе получения структуры производят наблюдение за поверхностью и прекращают воздействие при обнаружении на ней металлического сегрегата. При этом предварительно в условиях сверхвысокого вакуума получают атомно-чистую поверхность ВТСП с толщиной деградированного слоя, меньшей требуемой толщины диэлектрика. Упомянутое воздействие на поверхность производят потоком электронов с энергией, большей минимальной энергии активации атомов металлов ВТСП. В результате появляется возможность создания MIS-структур, характеризующихся наноразмерами не только по глубине, но и в плоскости. 2 з.п. ф-лы, 3 ил.

1. Способ получения наноструктуры "металл/диэлектрик/высокотемпературный сверхпроводник", по которому на поверхность купратного высокотемпературного сверхпроводника (ВТСП) воздействуют потоком ускоренных частиц с энергией, необходимой для их проникновения в материал на глубину, равную требуемой толщине диэлектрика, в процессе получения структуры производят наблюдение за поверхностью и прекращают воздействие при обнаружении на ней металлического сегрегата, отличающийся тем, что предварительно в условиях сверхвысокого вакуума получают атомно-чистую поверхность ВТСП с толщиной деградированного слоя, меньшей требуемой толщины диэлектрика, и упомянутое воздействие на нее производят потоком электронов с энергией, большей минимальной энергии активации атомов металлов ВТСП. 2. Способ по п. 1, отличающийся тем, что воздействие потоком электронов прекращают при обнаружении на поверхности не более одного эффективного монослоя атомов металла. 3. Способ по п. 1, отличающийся тем, что воздействие потоком электронов прекращают при обнаружении на поверхности не менее двух эффективных монослоев атомов металла.