Микроструктурные исследования сплавов системы CuInSe2–CuSbSe2

Введение

В современной фотоэлектронной энергетике особое значение придается поиску новых полупроводниковых соединений, которые дали бы возможность заменить монокристаллические кремниевые элементы. Одним из классов этих материалов являются соединения I-III-VI2, где I-Cu, Ag; III-Al, Ga, In; VI - S, Se, Te. Соединение со структурой халькопирита CuInSe2 принадлежит к этой группе и акт

ивно исследуется как материал для солнечных элементов в тонкопленочном исполнении, причем к настоящему времени для таких солнечных элементов достигнут кпд 18,8% [1]. Вместе с тем, для дальнейшего улучшения параметров устройств на основе многокомпонентных материалов необходима разработка способов изменения их свойств, в частности, с помощью контролируемого легирования или получения сплавов на их основе. В связи с этим важным является знание пределов растворимости, а в общем случае, фазовых диаграмм состояния таких систем.

Целью настоящей работы являлось изучение сплавов полупроводниковой системы CuInSe2-CuSbSe2 с помощью рентгенофазового анализа (РФА) и микроструктурных исследований.

Было получено 11 сплавов полупроводниковой системы (CuInSe2) x- (CuSbSe2) 1-x с x = 0, 0.05, 0.15, 0.25, 0.375, 0.50, 0.625, 0.75, 0.85, 0.95 и 1, где x - молярная доля CuInSe2. Для получения сплавов применяли непосредственное сплавление взятых в соответствующем соотношении элементов. Использовали компоненты марок B3 (медь), Ин000 (индий), “Экстра" (сурьма) и осч 17-4 (селен). Исходные компоненты общей массой 10 г загружали в кварцевые ампулы, которые вакуумировали до остаточного давления »1,3×10-5 гПа и запаивали. Осуществление синтеза проводили в печи сопротивления, первоначально производили нагрев со скоростью 3 К/мин до температур на 30-50 K, превышающих температуры плавления соответствующих сплавов, после чего осуществляли изотермическую выдержку в течение 2 ч. По завершении этой процедуры проводили охлаждение до комнатной температуры со скоростью 3-5 К/мин. Изотермический отжиг был проведен при 683 К в течение 550 ч.

Исследование микроструктуры проводили в отраженном свете на металлографическом микроскопе МИМ-7 с использованием цифровой камеры, а также с помощью электронно-зондового анализа. Микроструктуру изучали непосредственно после полировки и промывки микрошлифов.

На основании РФА было определено, что все полученные сплавы, за исключением исходных тройных соединений CuInSe2 и CuSbSe2, являются двухфазными, на основании чего можно сделать вывод, что взаимная растворимость соединений CuInSe2 и CuSbSe2 не превышает 0.05 мол. доли. Параметры решетки составили для a и c, соответственно, 5.782 и 11.62 Å (CuInSe2), для a, b и c, соответственно, 6.303, 3.976 и 15.008 Å (CuSbSe2).

Микроструктурные исследования сплавов (CuSbSe2) x- (CuInSe2) 1-x подтвердили, что все полученные сплавы с x = 0.05, 0.15, 0.25, 0.375.0.50, 0.625.0.75, 0.85 и 0.95, являются двухфазными (Рис.1). Выделяющиеся сначала первичные кристаллы на основе CuInSe2 растут свободно в жидкости и до тех пор, пока не срастаются друг с другом и имеют правильные кристаллические формы (Рис.1а). Правильность кристаллических форм для исследуемой системы проявляется в образовании разветвленных дендритов. В тех случаях, когда происходит сечение дендрита плоскостью шлифа, обнаруживаются правильные ряды овальных или граненых зерен. При еще большем возрастании концентрации более высокотемпературного компонента CuInSe2 происходит увеличение размеров и срастание дендритов, хотя, тем не менее, они по-прежнему проявляются (Рис.1б, 1в). При дальнейшем росте концентрации фазы на основе CuInSe2 осуществляется срастание зерен, а закристаллизовавшаяся жидкость на основе CuSbSe2 проявляется в виде прожилок более светлого цвета (Рис.1г).

Процессы перемагничивания, межкристал-литное магнитное взаимодействие, представляющие значительный практический и научный интерес, в основном были изучены на пленках, полученных конденсацией в вакууме [1-3]. Значительно меньше изучены процессы перемагничивания в электрохимических пленках, имеющих существенные отличия в характере структуры [4].

В настоящей работе исследована взаимосвязь структурных характеристик с межкристаллитным магнитным взаимодействием и процессами перемагничивания в "сплошных" пленках сплавов Co-W и Со - содержащих металоксидных наноструктурах на поверхности алюминия [4,5].

В случае перемагничивания образцов, состоящих из изолированных кристаллитов, некогерентным вращением угловая зависимость коэрцитивной силы описывается формулой [6].

(1)

где - приведенный радиус, -радиус частицы; =A 1/2/ Ms - характеристический радиус, определяемый энергией обменного взаимодействия и намагниченностью насыщения.

Дополнительную информацию о процессах перемагничивания пленок можно получить из анализа зависимости потерь на гистерезис от угла перемагничивания [3]:

Wh= ò MdH (2)

Тип магнитного взаимодействия между кристаллитами можно определить, в частности, по результатам измерения кривых [2], определяемых как:

dМ (Н) =Id (H) - (Iµ - 2Ir (H) (3)

где I¥-остаточная намагниченность после выключения насыщающего поля, Id (H) и- также остаточные намагниченности после выключения поля Н, но в первом случае прикладывается отрицательное поле к образцу в состоянии I¥, а во втором - положительное поле к размагниченному образцу.

Измерения на Со-содержащих АОП, состоящих из отдельных кристаллитов (игольчатых частиц), пространственно изолированных друг от друга, подтверждают вывод о том, что покрытие в этом случае можно рассматривать как ансамбль изолированных однодоменных частиц: dM (H) »0, угловые зависимости коэрцитивной силы на начальном участке хорошо совпадают с расчетными [7]. Если же учесть конечные размеры частиц (в расчетах [6] рассматриваются бесконечно длинные цилиндры) и дисперсию осей легкого намагничивания и поля анизотропии, то можно получить более полное совпадение (такая коррекция проведена для одноосных пленок кобаль-хром с параметрами, близкими к параметрам исследованных нами пленок [8]). Отметим, что влияние отжига на характер зависимости Нс (j) можно сравнить с эффектом уменьшения плотности упаковки игольчатых частиц и может быть обусловлено совершенствованием их кристаллической структуры и увеличением их магнитного разделения за счет связывания избыточного кислорода, входящего в состав оксидной пленки преимущественно по границам ячеек.

 Скачать реферат