Кристаллография, 2020, T. 65, № 6, стр. 966-971

ВВЕДЕНИЕ

Лучшими джозефсоновскими переходами в области высокотемпературной сверхпроводимости в настоящее время являются переходы, основанные на бикристаллических границах [1]. Такие границы получаются в результате выращивания пленок высокотемпературных сверхпроводников [2, 3] на бикристаллических подложках. Первые устройства этого типа были созданы группой из IBM в 1988 г. [4]. Бикристаллические джозефсоновские переходы использовались для получения сравнительно простых активных электронных приборов, таких как SQUID (Superconducting Quantum Interference Device) с двумя джозефсоновскими контактами [5–8]. Для синхронной и быстродействующей работы джозефсоновских переходов в цепочке необходимо располагать их возможно ближе друг к другу. В случае одиночной бикристаллической границы это достигается соединением переходов в виде меандра, многократно пересекающего данную границу. Однако такое соединение неизбежно сопровождается наличием в цепях больших последовательных индуктивностей между элементами, росту времен задержки, увеличению размеров электронного прибора. Это препятствует созданию в области высокотемпературной сверхпроводимости сверхвысокочастотных устройств, работающих на частотах выше 300 ГГц, а также развитию приборов, основанных на схемах быстрой цифровой логики на одиночных квантах магнитного потока. Кроме того, создание таких приборов [9–11] привело к значительному увеличению числа активных элементов на одной бикристаллической границе. Потребность в дальнейшем развитии данных устройств за счет увеличения количества джозефсоновских переходов привело к необходимости создания подложек с двумя параллельными МЗГ, разнесенными на расстояние 10–20 мкм друг от друга. Это в свою очередь позволило существенно развить устройства, основанные на схемах быстрой цифровой логики на одиночных квантах магнитного потока [12]. В настоящее время возможности улучшения параметров таких структур практически исчерпаны. Для дальнейшего роста количества бикристаллических джозефсоновских переходов в одной такого рода схеме требуется иметь значительно больше параллельных МЗГ в подложке. Это обусловливает поставленную в настоящей работе задачу – создание подложек, пригодных для выращивания пленок высокотемпературных сверхпроводников, с пятью параллельными МЗГ, разнесенными друг от друга на микронные расстояния, и демонстрация принципиальной возможности получения на их основе сверхпроводниковых электронных устройств.

ПРИГОТОВЛЕНИЕ ОБРАЗЦОВ И ЭКСПЕРИМЕНТАЛЬНЫЕ МЕТОДИКИ

Методом твердофазного сращивания кристаллов [13, 14] фианита были созданы подложки кристаллографической ориентации (100), содержащие пять строго плоских, параллельных искусственных МЗГ. Каждая из них ничем не отличалась от бикристаллических границ в бикристаллических подложках, используемых для создания бикристаллических джозефсоновских переходов на основе пленок высокотемпературных сверхпроводников [4–8]. Расстояние между МЗГ составляло 15 мкм. Их параллельность обеспечивалась с точностью +/–1 мкм на 10 мм длины. Все границы были симметричного типа с разориентацией кристаллических решеток на каждой из них в 24°, т.е. (12°/12°), с точностью в 0.1°.

Для получения таких подложек из кристаллов фианита после их рентгеновской ориентировки вырезали заготовки в виде прямоугольных параллелепипедов размером 6 × 12 × 18 мм³. При этом грани размером 6 × 12 мм² имели ориентировку параллельно кристаллографической плоскости (100), а плоскости размером 12 × 18 мм² ориентировались параллельно грани, развернутой относительно кристаллографической грани (100) на 12° путем поворота кристаллической решетки вокруг оси, перпендикулярной этой грани. Процедура ориентирования кристаллов фианита в процессе изготовления подложек, а также при характеризации их структуры проводилась с применением четырехкружного рентгеновского дифрактометра Philips X’Pert [15, 16]. При этом использовалось рентгеновское излучение от трубки с медным анодом (λ = 0.154 нм, монохроматор 4хGe(220), выполнен по схеме Бартельса [17]). Поверхности сторон размером 12 × 18 мм² тщательно полировались, очищались и затем по ним данные заготовки попарно совмещались друг с другом. В таком положении эти заготовки помещались в установку твердофазного сращивания кристаллов.

Данная установка включала в себя испытательную камеру, вакуумный откачной пост и электроэнергетический блок. На рис. 1 представлен схематический чертеж такой камеры. Она состояла из корпуса 1, выполненного в сверхвысоковакуумном исполнении, резистивного нагревателя 2 из вольфрамового прутка диаметром 10 мм с водоохлаждаемыми токоподводами, системы экранной теплоизоляции 3 из листов молибдена, сжимающих штоков, верхнего 4 и нижнего 5, из толстых молибденовых стержней, нагружающей части 6 сжимающего пресса, который в качестве силовой рамы включал корпус 1 камеры, окна 7 в корпусе 1 для наблюдения за испытуемыми образцами и окружающими его внутренними элементами камеры, фланца 8 в корпусе 1 камеры для ввода термопар, блока измерения деформации 9 испытуемых образцов.

Рис. 1.

Схема испытательной камеры установки твердофазного сращивания кристаллов: 1 – корпус, 2 – резистивный нагреватель, 3 – система экранной теплоизоляции, 4 и 5 – верхний и нижний сжимающиештоки, 6 – нагружающая часть сжимающего пресса, 7 – окна, 8 – фланец, 9 – блок измерения деформа-ции образцов, 10 – образец.

Фланец с правой стороны испытательной камеры соединял ее с откачным вакуумным постом, включающим откачку турбомолекулярным насосом. Токоввод с ее левой стороны служил для связи резистивного нагревателя 2 с электроэнергетическим блоком. Через фланец 8 осуществлялась передача в измерительный блок информации о температурном поле в испытательной камере.

Процесс испытания проводился следующим образом. Сборка из пары образцов 10  помещалась между верхним 4 и нижним 5 молибденовыми штоками соосно с ними. С обеих сторон данной пары, между ее торцами и торцами штоков 4 и 5 размещались фианитовые прокладки.

Нагружающей частью 6 сжимающего пресса загруженная пара образцов поджималась молибденовыми штоками 4 и 5 через данные прокладки до небольшого усилия в 3 кГ, что соответствовало давлению сжатия в 13 Г/мм². Это заведомо много меньше предела упругости фианита при любой температуре. Целью такого небольшого поджима была выборка всех возможных люфтов в системе сжимающего пресса и пары образцов.

Загруженная камера герметизировалась и из нее с помощью вакуумного поста откачивался воздух до остаточного давления в 10^–7 мбар.

После этого от электроэнергетического блока через токовводы на резистивный нагреватель 2 подавалась электрическая мощность, приводящая к повышению температуры фианитовых образцов, окружающих его молибденовых экранов 3 и сжимающих штоков 4 и 5. Их температура контролировалась вольфрам-рениевыми термопарами, которые через фланец 8 в корпусе 1 испытательной камеры соединялись с измерительным блоком для обработки и визуализации данных. В виду невозможности создания плотного контакта головки термопары с поверхностью испытуемого образца без внесения возмущений в последний, температура образцов измерялась оптическим пирометром через окно 7 в корпусе 1 камеры.

Загруженная пара образцов из кристаллов фианита нагревалась до температуры 1600°С со скоростью порядка 5°С/мин. В процессе твердофазного сращивания температура образцов поддерживалась постоянной. Первоначально подаваемая на резистивный нагреватель электрическая мощность увеличивалась быстро, обеспечивая повышение температуры испытуемых образцов со скоростью прядка 5°С/мин. По мере приближения к заданному значению температуры повышение электрической мощности проводилось все медленнее и медленнее, чтобы обеспечить вывод пары образцов на заданную температуру со скоростью порядка 1°С/мин. Это проводилось для того, чтобы избежать больших колебаний температуры вокруг заданного значения в период проведения непосредственно твердофазного сращивания.

После стабилизации температуры приложенная нагрузка увеличивалась до 30 кГ, что обеспечивало приложение к паре образцов сжимающего давления в 140 Г/мм². В таком состоянии система выдерживалась в течение 4 ч. По завершении данного этапа процесса проводилось снижение температуры образцов до комнатной со средней скоростью порядка 10°С/мин. Поскольку в результате нагрева в вакууме фианит частично теряет кислород, то для восстановления его стехиометрии образцы отжигались на воздухе при температуре 1200°С в течение 10 ч. На рис. 2 в качестве примера представлен кристаллический композит, полученный твердофазным сращиванием двух кристаллов фианита. Верхняя и нижняя грани его отшлифованы и отполированы, благодаря чему можно видеть, что граница сращивания данных кристаллов отсутствует. О том что этот композит был получен из двух монокристаллических частей, можно судить только по двум ступенькам на его двух противоположных боковых поверхностях.

Рис. 2.

Кристаллический композит, полученный твердофазным сращиванием двух монокристаллов фианита.

Для получения кристаллических композитов, содержащих в своем объеме пакет из пяти параллельных друг другу и отстоящих друг от друга на 15 мкм МЗГ, два фианитовых монокристаллических образца были совмещены друг с другом специальным образом. Схематично это совмещение представлено на рис. 3а. Из него видно, что боковые грани ориентации (100) были взаимно параллельны, а лежащие в них кристаллографические направления типа 〈100〉 отклонялись от плоскости контакта на 12° в противоположные стороны. После проведения с такой кристаллической сборкой описанного выше процесса твердофазного сращивания получался кристаллический композит, кристаллографическая схема которого представлена на рис. 3б. На нем видно, что данный композит в своем объеме содержит одну единственную МЗГ симметричного типа, по которой осуществляется разворот кристаллических решеток на 12° в противоположные стороны вокруг оси, перпендикулярной их общей плоскости (100).

Рис. 3.

Схемы получения кристаллического композита с пятью параллельными МЗГ твердофазным сращиванием кристаллов: а – приведение к контакт двух монокристаллов; б – кристаллический композит с одной МЗГ в объеме, полученный сращиванием пары, изображенной на рис. (а); в – приведение в контакт монокристалла и кристаллического композита, содержащего в объеме одну МЗГ; г – кристаллический композит с двумя параллельными МЗГ в объ-еме, полученный сращиванием пары по п. (в); д – приведение в контакт двух кристаллических композитов с двумя параллельными МЗГ в объеме каждого из них; е – кристаллический композит с пятью параллельными МЗГ в объеме, полученный сращиванием пары по п. (г).

В описанных кристаллических композитах одна монокристаллическая часть со стороны, параллельной МЗГ, сошлифовывалась и отполировывалась до толщины в 15 мкм строго параллельно противоположной грани. Эта толщина контролировалась микрометром с точностью в 1 мкм, а параллельность оптическим коллиматором с точностью в 5 угловых секунд относительно противоположной грани. Такие образцы, как показано на рис. 3в, совмещались тонкой монокристаллической частью, толщиной в 15 мкм, с монокристаллическими образцами, аналогичными тем, что представлены на рис. 3а. Также как и в предыдущем случае, это совмещение осуществлялось так, чтобы их боковые грани ориентации (100) были параллельны друг другу, а лежащие в них направления типа 〈100〉 отклонялись от плоскости контакта в противоположные стороны. В результате проведения второй вышеописанной процедуры твердофазного сращивания с данной кристаллической сборкой получался схематически показанный на рис. 3г кристаллический композит, содержащий две параллельные и отстоящие друг от друга на 15 мкм МЗГ симметричного типа с раз-ориентацией кристаллических решеток 12°/12°.

У кристаллических композитов с двумя параллельными МЗГ с одной стороны, параллельной этим границам, одна монокристаллическая часть сошлифовывалась и отполировывалась до толщины в 15 мкм параллельно противоположной грани. Точность толщины и параллельности контролировалась так же, как и в предыдущем случае. Полученные таким образом образцы попарно совмещались друг с другом сторонами, вблизи которых находились пакеты из двух МЗГ. При этом данные образцы были повернуты относительно друг друга так, чтобы их боковые грани ориентации (100) были взаимно параллельны, а лежащие в двух контактирующих тонких монокристаллических частях кристаллографические направления типа 〈100〉 отклонялись от плоскости контакта на 12° в противоположные стороны. Наглядно это представлено на рис. 3д.

С составленной таким образом сборкой проводился описанный выше третий по счету процесс твердофазного сращивания. В результате этого образовывался кристаллический композит, кристаллографическая схема которого представлена на рис. 3е. Данный композит содержал в своем объеме пакет из пяти параллельных МЗГ симметричного типа, с разориентацией кристаллической решетки на каждой границе в 24°, т.е. 12°/12°. Каждая из этих границ была абсолютно идентичной бикристаллической границе в стандартных бикристаллических подложках с такой же раз-ориентацией.

Полученные кристаллические структуры с пятью параллельными МЗГ распиливались алмазной пилой на пластинки, толщиной по 1.0 мм параллельно их общей грани (100) и соответственно перпендикулярно всем пяти данным границам. Боковые стороны их обтачивались под размер 10.0 × 10.0 мм². После этого обе противоположные поверхности, ориентации (100) у полученных пластин подвергались стандартной химико-механической полировке, как при производстве бикристаллических подложек из фианита [1].

РЕЗУЛЬТАТЫ И ИХ ОБСУЖДЕНИЕ

Подложки с пакетом из пяти плоских, параллельных друг другу и перпендикулярных поверхности МЗГ, разнесенных на расстояние в несколько микрон друг от друга, были исследованы на металлографическом микроскопе в режиме на просвет при 1000-кратном увеличении. Было установлено, что если подложки вырезались из одного и того же кристаллического композита, то расстояние между всеми границами, в любой их точке и на всех пластинах, равнялось 15 мкм. При этом точность измерений была не хуже чем 1 мкм. Эти данные измерений не зависели от того, с какой стороны подложки проводилось наблюдение, с лицевой или обратной. Из этого также следует, что параллельность всех границ на всей их длине, т.е. отклонение от идеальной геометрической плоскости, было тоже не более 1 мкм.

Для исследования кристаллической структуры полученных подложек был использован метод рентгеновской дифракции в режиме φ-сканирования. При этом, как схематично показано на рис. 4, рентгеновская трубка и детектор выставлялись в брэгговское положение по отношению к обозначенной штриховкой плоскости (220) подложки, а именно наклонялись по отношению к поверхности подложки на угол 25.002°. Нормаль к поверхности подложки (O–O₄) наклонялась на угол ψ, равный 45°, и по отношению к плоскости падающего (O–O₁) и отраженного (O–O₂) рентгеновских лучей поворотом вокруг линии пересечения этой плоскости с поверхностью образца. При этом подложка также поворачивалась на угол φ вокруг нормали к ее поверхности (O–O₄), который изменялся от 0° до 360°. В результате таких измерений было выяснено, что кривая φ-сканирования, т.е. зависимость интенсивности отражения от величины угла поворота подложки, содержит на полном обороте в 360° четыре пары пиков, отстоящих друг от друга на 90°, а в каждой паре эти пики разнесены на 12°. Какого-либо расщепления данных пиков или присутствия посторонних пиков где-либо на рентгеновской кривой не наблюдалось. Это служит свидетельством хорошего структурного состояния материала в окрестности пакета из пяти параллельных МЗГ.

Рис. 4.

Конфигурация рентгено-дифракционного φ-сканирования подложки при изменении угла наклона ψ плоскости падения и отражения рентгеновских лучей по отношению к нормали к поверхности.

Фианитовые подложки с пятью параллельными МЗГ были использованы для выращивания на них пленок высокотемпературного сверхпроводника YBa₂Cu₃O₇. Данный процесс проводился методом лазерной абляции [1, 18]. С этой целью применялось УФ-излучение с длиной волны 248 нм KrF эксимерного лазера для облучения вращающейся мишени стехиометрического состава. У вершины образующегося при этом плазменного факела размещалась подложка, приклеенная серебряной пастой к резистивному нагревателю. Процесс проводился при температуре 710°С в атмосфере кислорода при давлении 0.4 мБар. Охлаждение по окончании осаждения осуществлялось со скоростью 10°С в минуту при атмосферном давлении кислорода. На всех образцах пленка высокотемпературного сверхпроводника YBa₂Cu₃O₇ выращивалась одной толщины, 200 нм. При таких условиях выращивания пленка YBa₂Cu₃O₇ ориентировались по плоскости (001) и направление [100] в ней было параллельно направлению [110] в подложке Y-ZrO₂. Из этого следует, что кристаллическая решетка пленки таким образом строго связывалась с кристаллической решеткой подложки. Вследствие этого пленка в процессе выращивания наследовала все пять МЗГ от подложки.

Полученные МЗГ в пленках высокотемпературного сверхпроводника YBa₂Cu₃O₇ в дальнейшем использовались для формирования бикристаллических джозефсоновских переходов. Для этого в пленках методом литографии с последующим ионным травлением в потоке плазмы аргона через полученную маску было изготовлено два типа электронных структур, основанных на бикристаллических джозефсоновских переходах. Структуры первого типа представляли собой одиночные мостики, шириной по 4 мкм, пересекающие все пять МЗГ. Таким образом, создавались цепочки из последовательно соединенных и близко расположенных друг к другу бикристаллических джозефсоновских переходов. Структуры второго типа также пересекали весь пакет из пяти МЗГ и по топологии схемы представляли собой решетку из 25 (5 × 5) бикристаллических джозефсоновских переходов.

На структурах обоих типов были измерены их электрофизические характеристики. Результаты этих измерений представлены в [19]. По ним был сделан вывод, что описанные подложки могут быть использованы при создании устройств криогенной электроники, основанных на большом количестве близко расположенных друг к другу бикристаллических джозефсоновских переходов. При этом за счет использования пакета из пяти МЗГ достигалась в несколько раз выше плотность расположения таких переходов, а суммарная длина соединяющих эти переходы сверхпроводящих линий в несколько раз меньше, чем при формировании аналогичных по своим функциям структур, выполненных на одной или двух параллельных МЗГ.

Из приведенных данных следует то, что использование фианитовых подложек, содержащих пакет из пяти параллельных и отстоящих друг от друга на микронные расстояния МЗГ, при создании устройств на основе высокотемпературных сверхпроводников криогенной электроники обеспечивает существенное уменьшение индуктивного сопротивления таких схем и вследствие этого улучшение их электрофизических характеристик. В частности, сделан вывод о том, что вследствие этого подложки с пакетом из пяти параллельных и расположенных по отношению друг к другу на микронных расстояниях МЗГ могут послужить основой для создания на базе пленок из материалов высокотемпературных сверхпроводников приборов, основанных на схемах быстрой цифровой логики на одиночных квантах магнитного потока.

ЗАКЛЮЧЕНИЕ

Предложена новая концепция построения последовательных цепочек и решеток из бикристаллических джозефсоновских переходов на пакете из параллельных МЗГ в пленках высокотемпературного сверхпроводника. Ключевым компонентом таких устройств являются полученные методом твердофазного сращивания кристаллов фианита подложки с пятью параллельными МЗГ, отстоящими друг от друга на несколько микрон. На каждой из данных границ был реализован разворот кристаллических решеток в 24°, по 12° в противоположные стороны. На таких подложках выращены пленки высокотемпературного сверхпроводника YBa₂Cu₃O₇, с наследованием от подложек всех пяти МЗГ. За счет использования в таких сверхпроводящих пленках пакета из пяти параллельных и отстоящих друг от друга всего на несколько микрон МЗГ при получении устройств криогенной электроники, основанных на большом количестве бикристаллических джозефсоновских переходов, достигнуты повышение плотности их компановки и уменьшение суммарной длины соединяющих эти переходы сверхпроводящих линий в несколько раз по сравнению с аналогичными по своим функциям структурами, выполненными на одной или двух параллельных МЗГ. Вследствие этого обеспечены существенное уменьшение индуктивного сопротивления таких схем и соответственно улучшение их электрофизических характеристик.

Работа выполнена при поддержке Министерства науки и высшего образования Российской Федерации в рамках выполнения работ по Государственному заданию ФНИЦ “Кристаллография и фотоника” РАН.