Влияние структурных особенностей на физические свойства редкоземельных полупроводников на основе сульфида самария

Актуальность темы

.

Физика редкоземельных полупроводников (РЗП), сформировавшаяся к настоящему времени как отдельное направление, изучает разнообразные и специфичные свойства редкоземельных соединений. В состав редкоземельного полупроводника входит редкоземельный ион, который имеет незаполненную 4fоболочку. Она постепенно заполняется в ряду лантаноидов (от La до Lu). При образовании соединений fоболочки не перекрываются друг с другом, а образуют локализованные уровни с.

22 3 концентрацией ~10 см". По энергии эти уровни могут попасть в запрещённую зону полупроводника и выступать уже в качестве «примесных» уровней. Этот факт является уникальным, т.к. в стандартных полупроводниках не удаётся создать такую огромную концентрацию локальных примесных уровней, и именно он играет определяющую роль в кинетических явлениях, оптике, становится ответственным за появление различных фазовых переходов.

Из всего спектра РЗС наибольший интерес для исследователей представляют монохалькогениды РЗЭ. Все LnX кристаллизуются в структуре NaCl и в зависимости от валентного состояния редкоземельного иона могут быть либо металлами (РЗ-ион трёхвалентен), либо полупроводниками (РЗ-ион двухвалентен). Так как ионы Sm, Eu, Yb (а в некоторых соединениях и Тш) в стабильном состоянии двухвалентны, то их монохалькогениды являются полупроводниками. Редкоземельный полупроводниковый материал — моносульфид самария (SmS) — является наиболее хорошо изученным среди РЗП, поскольку обладает рядом свойств, выделяющих его не только среди редкоземельных полупроводников, но и среди полупроводниковых материалов вообще. К таким свойствам относятся: рекордно низкое давление изоструктурного фазового перехода полупроводник-металл (6,5 кбар при 300 К), связанное с переходом иона.

I ^ Пл. самария в состояние с промежуточной валентностью (Sm —>-Sm') — возможность перевода приповерхностного слоя образца в металлическое состояние путём полировкиналичие фазового перехода полупроводник-металл при одноосном сжатии монокристалларекордно большая величина пьезои тензорезистивного эффектов, а таюке термовольтаический эффект (ТВЭ).

Наличие тензорезистивного эффекта позволило применить материалы на основе SmS для изготовления тензорезисторов и тензорезисторных датчиков всевозможных механических величин (давлений, деформаций, перемещений, ускорений, вибраций и т. п.). Развитие этого направления доведено до коммерческого производства.

Наличие в SmS термовольтаического эффекта может привести к разработке термоэлектрических преоброзователей, основанных на новом принципе — термовольтаическом эффекте.

В основе перечисленных свойств SmS лежат такие особенности данного соединения, как переменная валентность ионов самария, эффект самолегирования, фазовые переходы мотовского типа. Их изучение именно в SmS актуально по той причине, что в этом материале указанные особенности проявляются наиболее ярко по сравнению с другими РЗП. SmS является модельным материалом для их изучения. Подход к изучению, предлагаемый в данной работе, основан на изучении влияния структурных особенностей на физические свойства образцов. Этот подход может быть плодотворным при разработке технологии изготовления термоэлектрических преобразователей.

Цель и основные задачи.

Целью настоящей работы является экспериментальное исследование структурных особенностей сульфида самария и полупроводниковых материалов на его основе и их влияния на различные физические свойства этих материалов, а также теоретическое осмысление корреляций между структурой и свойствами.

Для достижения этой цели необходимо было решить следующие задачи:

1. Развить методику исследования тонкой структуры металлов методами рентгеноструктурного анализа, распространив её- на полупроводниковые материалы на основе сульфида самария, а также выработать общий подход к исследованию моно-, поликристаллов и тонких плёнок SmS с использованием этой методики.

2. Исследовать взаимосвязь электрических и структурных параметров полупроводникового сульфида самария.

3. Исследовать особенности поведения структуры SmS при высоких температурах, в частности, в температурной области возникновения термовольтаического эффекта.

4. Провести исследования влияния размеров областей когерентного рассеяния (ОКР) рентгеновского излучения на различные физические свойства SmS и полупроводниковых материалов на его основе.

5. Изучить возможности влияния различных технологических операций на структурные особенности материалов на основе сульфида самария.

Научная новизна.

Научная новизна результатов работы заключается в следующем:

1. Установлено, что возникновение термовольтаического эффекта в SmS связано с переходом дефектных ионов самария из двух — в трёхвалентное состояние.

2. Обнаружено образование фаз SmS с пониженными параметрами решётки («металлических» фаз) при нагревании монокристаллических образцов.

3. Обнаружена высокоомная полупроводниковая фаза SmS, имеющая, а = 5.96 А и энергию активации проводимости Е-0.26 эВ. Фаза характеризуется отсутствием примесных донорных уровней Е, и стабильна при комнатной температуре.

4. Впервые показано, что примесные донорные уровни Ej в SmS соответствуют дефектным ионам самария, располагающимся на границах ОКР.

5. Установлено, что величина ОКР оказывает решающее влияние на величины концентраций дефектных ионов самария и носителей заряда в SmS.

6. Впервые измерены коэффициенты диффузии различных элементов в SmS.

Практическая значимость.

Предложен новый подход к исследованию структурного совершенства полупроводниковых материалов, в основе которого лежит измерение размера области когерентного рассеяния рентгеновского излучения материала (монокристалла, поликристалла, плёнки). Измерены коэффициенты теплового линейного расширения моносульфида самария в широком интервале температур. Измерены коэффициенты диффузии различных металлов (Eu, Sm, Ni) в SmS и полупроводниковых материалах на его основе. Изучены способы изменения величины ОКР в сульфиде самария. Предложена методика оценки концентрации электронов проводимости в полупроводниковом SmS исходя из размеров ОКР. Разработаны основы технологии создания тонкоплёночного термоэлемента для преобразования тепловой энергии в электрическую с использованием термовольтаического эффекта в SmS.

Основные защищаемые положения.

1 .Особенности поведения структуры SmS при повышенных температурах связаны с изменением степени заполнения мультиплетных уровней основного терма 4f-o6ono4KH иона Sm2+ и перехода дефектных ионов самария из двухв трёхвалентное состояние.

2.Среди структурных факторов на электрические свойства тонких поликристаллических плёнок SmS влияют величина параметра кристаллической решётки и размер областей когерентного рассеяния рентгеновского излучения. В обоих случаях это влияние основано на переменной валентности ионов самария и определяется соотношением концентраций ионов Sm2+ и Sm3+.

3. Размер областей когерентного рассеяния рентгеновского излучения, как мера дефектности образца, влияет на многие физические свойства SmS: электрические — влияние на концентрацию носителей заряда и на их подвижностьдиффузионные — влияние на механизм диффузии, благодаря возникновению миграции диффузанта по границам ОКРна процессы фазовых переходов полупроводник-металл, вследствие возникновения добавочной концентрации электронов в зоне проводимости.

4.Создание тонкоплёночных структур с заданным градиентом дефектных ионов самария возможно путём влияния технологических процессов на величины областей когерентного рассеяния и постоянной кристаллической решётки.

Основные результаты этой главы носят скорее прикладной характер и изложены в работах [84,86,78,77,88].

6.1. Изготовление тонкоплёночных структур со ступенчато изменяющейся концентрацией дефектных ионов самария.

Монотонное изменение концентрации ионов самария может быть ступенчатым, что возможно при послойном нанесении сульфида самария с разными значениями х в каждом подслое. Эта возможность была реализована путём создания двухслойной тонкоплёночной сэндвич-структуры.

6.1.1. Технология изготовления структуры и эксперимент.

На подложку из поликора (А12Оз) методом резистивного испарения был нанесён слой никеля. Поверх слоя никеля методом взрывного испарения был осаждён слой состава Sm^S толщиной 0.26мкм и далее указанными методами были последовательно нанесены SmS толщиной 0.2 мкм и верхний никелевый электрод. Осаждение слоёв проводилось в вакууме порядка 10″ 5 мм рт. ст. Полученная структура представлена на рис. 6.1. Толщина полупроводниковых слоёв определялась с помощью микроинтерферометра МИИ-4. Их состав контролировался методами рентгеноструктурного анализа на дифрактометре ДРОН-2. Присоединение токовыводов к полученной структуре осуществлялось при помощи прижимных контактов: один к слою Ni на поликоре, другой — к слою Ni на SmS. В ходе экспериментов подложка структуры помещалась на массивную медную пластину, нагреваемую с помощью электрической печки резистивного типа. Температура медной пластины и подложки измерялась термопарой медь-константан, заделанной в медную пластину таким образом, чтобы её- спай касался подложки. Сигналы с токовыводов и термопары подавались на два канала АЦП компьютера и снимались в процессе нагрева и остывания. Измерения проводились в вакууме порядка 10″ мм рт. ст. На рис. 6.2 представлены полученные результаты. Электрическое напряжение величиной 1.1 В возникало при нагреве при Т=428К и полностью исчезало при остывании при Т=360К. Отдельные выбросы генерируемого напряжения достигали 1.6 В.

Полученный сигнал по температурному интервалу примерно соответствовал таковому для монокристаллов, что свидетельствует в пользу термовольтаического эффекта. Об этом же говорит большая величина сигнала: если учесть, что величина дифференциальной термоэдс для тонких плёнок SmS не превышает 50 мВ/К, то для получения значения напряжения —1 В с помощью обычного термоэлектрического эффекта необходимо создать АТ-2'104 К, что нереально.

Л f «.

6.1.2. Анализ распределения ионов Sm и Sm по толщине тонкоплёночной сэндвич-структуры.

Анализ проводился на двухслойной структуре SmuS/SmS. Проводилось послойное стравливание сэндвича и рентгеновский анализ оставшегося материала. Фазовый анализ показал наличие в каждом слое трёх фаз со структурой SmS, отличающихся величиной постоянной кристаллической решётки а, и различным соотношением концентраций ионов Sm2+ и Sm3+:

1) Фаза, содержащая в основном ионы Sm (90^-93%) и имеющая а! =(5.94±-0.02)А;

21. 2+.

2) Фаза, содержащая как ионы Sm, так и ионы Sm с а2=(5.85±0.02)А;

3) Фаза, содержащая в основном ионы Sm3+ (-90%), с оз=(5.70±0.02)А.

На рис. 6.3. представлены результаты количественного анализа содержания каждой фазы в слое. При удаление от подложки наблюдается монотонное увеличение относительного количества фазы (1) и уменьшение количества фазы (3).

Поглощение рентгеновского излучения в плёнке учитывалось, считая, что на глубине х интенсивность первичного пучка 10 уменьшается до 1о-ехр («йрх), где р, и р — соответственно коэффициент массового поглощения, и плотность образца (для SmS |д.=305 см /г) [58]. Тогда для случая тонкой плёнки SmS толщиной d в схеме на отражение интенсивность дифрактометрических отражений для каждой фазы с постоянной решётки щ пропорциональна j.

I, ~ 10 (x)e~2Mpxdx ~ A, +Bld, /=1,2,3 (6.1) о где А, и Bj коэффициенты в линейной зависимости, получаемой из эксперимента (рис. 6.3). Дифференцируя по переменному верхнему пределу интеграла, получим: n,(d):=Bie2wd, то есть линейное изменение интегральной интенсивности дифрактометрических отражений для каждой фазы с постоянной решетки, а приводит к экспоненциальному росту (уменьшению) локальной концентрации этой фазы по мере приближения к подложке. Таким образом, наблюдается экспоненциальный рост количества ионов Sm2+ и уменьшение количества ионов Sm при удалении от подложки. Для генерации напряжения необходимо наличие градиента ионов Sm, т.к. именно они, переходя в трёхвалентное состояние, дают электрон в зону проводимости. В данном случае (см. рис. 6.3) мы имеем повышение локальной концентрации ионов Sm2+ при переходе от подложки к поверхности плёнки от 0.2 до 0.45 отн. ед., т. е. практически её- удвоение. Это и обуславливает наличие генерации электрического напряжения.

77777W////,.

-.'Г1.

Г: i'^rr ?" :|Г" Г’i’ir i’T Г'" Г" i'" «ii'» =Г1|" ':Г|Г" :1'1.

— j 4.

— 3 ii.

Рис. 6.1. Тонкоплёночная структура на основе сульфида самария: 1 -подложка из поликора, 2, 5 — металлические контакты, 3 — слой SmSuS, 4 слой SmS. m s.

1800 -| 1 600 140 012 001 000 8 006 004 002 000;200.

— 10.

1−1-1−1-1−1-1−1-1−1-[—.

10 20 30 40 50 60 I.

180 160 140 120 100 80 60 40 20 О.

1−1-1-<~.

90 100 110 t, МИН.

Рис. 6.2. Динамика изменения сигнала термовольтаического эффекта в тонкоплёночной структуре Sm!^S/SmS при её- нагревании и охлаждении. Стрелки указывают на оси координат, относящиеся к соответствующим кривым. л 3.

— е*.

0 со.

4 § 1.

0.6.

0.5.

0.4.

0.3.

0.2.

0.1.

0.0 0.2.

SmMS.

SmS, а =5.94(2) А О а2=5.85(2) А О а= 5.70(2) А do=0.44 мкм d, отн.ед.

Рис. 6.3. Относительное количество фазы с параметром решётки at (i=l, 2,3) от толщины оставшейся после травления части тонкоплёночной структуры Smi. iS/SmS (начальная толщина do=0.44 мкм принята за единицу).

6.2. Изготовление тонкоплёночных структур с постепенно изменяющейся концентрацией дефектных ионов самария.

В ходе работы было установлено, что монотонное нагревание подложки в интервале температур 370 — 490 °C, в процессе нанесения слоя сульфида самария дискретным (взрывным) испарением в вакууме из порошка SmS позволяет получать слой сульфида самария с монотонно непрерывно изменяющейся концентрацией «х» избыточного самария, величина которого не выходит за пределы от 0 до 0.17.

6.2.1. Технология изготовления плёночных структур с постепенно изменяющейся концентрацией избыточных ионов самария.

В работе [37] было показано, что постоянная решётки, а плёнки SmS монотонно возрастает с увеличением её- толщины. В работе [31] показано, что количество избыточных ионов самария в плёнке SmS монотонно уменьшается с ростом постоянной решётки плёнки (см. рис. 5.11). Отсюда следует, что чем больше толщина, тем больше разница между концентрацией избыточных ионов самария на внешней поверхности и поверхности, прилегающей к подложке, т.к. при своём росте плёнка проходит все промежуточные стадии толщины. Кроме того, известно, что, а плёнки увеличивается с ростом температуры подложки (Тподл.) [77,78]. Таким образом, если при напылении плёнки постепенно повышать Тподл., то можно достичь максимальной разницы в концентрации избыточных ионов самария 2*1*.

Sm между внешней поверхностью и поверхностью прилегающей к подложке. Нами и была выращена структура с такой однослойной плёнкой. Схема структуры представлена на рис. 6.4. На подложку 4 из ТЮг был нанесён слой никеля (0.2 мкм), являющийся первым токовым контактом 2. Поверх него методом дискретного испарения был нанесён слой 1 сульфида самария (2.5 мкм).

Рис. 6.4. Схема плёночной структуры с постепенно изменяющейся концентрацией избыточных ионов самария в плёнке: 1 — плёнка SmS- 3 и 2 -никелевые контакты- 4 — подложка из рутила. t, min.

Рис. 6.5. Динамика изменения сигнала термовольтаического эффекта в плёночной структуре SmS с постепенно изменяющейся концентрацией избыточных ионов самария при её- нагревании и охлаждении.

Нанесение слоя осуществлялось распылением порошка SmS в течении 5 минут при постепенном плавном увеличении Т1ЮДЛ от 370до 490° С в вакууме при давлении Р=10″ 5 мм рт.ст. Нагревание подложки 4 осуществлялось нагревателем резистивного типа. Температура контролировалась с помощью термопары хромель-алюмель. На слое 1 был сформирован второй токовый контакт 3 из никеля, напылённого методом резистивного испарения.

6.2.2. Анализ структуры плёнки SmS с изменяющейся концентрацией избыточных ионов самария.

Был проведён рентгеноструктурный анализ слоя SmS. Для этого проводилось его послойное стравливание. Дифрактограммы оставшейся части плёнки после каждого травления показали, как меняется параметр решётки по толщине плёнки (см. рис. 6.6 (в)). На этом же рисунке представлены также зависимости параметра решётки от температуры подложки при напылении и количества избыточных ионов самария от параметра решётки. Из анализа зависимостей представленных на рис. 6.6 видно, что значения х изменялись от наружной поверхности слоя 1, где х~0.01, до поверхности, прилегающей к подложке, где х был равен 0.12, монотонно и непрерывно. Генерация с таких структур показана на рис. 6.5. По величине она примерно такая же, как и на двухслойной структуре SmS/Sm^ioS (см. рис. 6.2.).

3 Говорить, что мы имеем зависимость, а от расстояния до подложки не вполне корректно, т.к. глубина проникновения рентгеновского излучения в данном случае порядка 1,5 мкм и, соответственно, мы имеем усреднённую информацию об, а с такой толщины слоя материала. s со.

•о в S.

CZ3 ax о < a.

5,вв 5,90 5,92 5,94 5,96 5,98 О а, А.

5,96.

5.94.

5,92.

5,90.

5,86.

В).

0,0 0.5.

— 1— 1,0.

I—.

1,5.

2,0.

I—.

2,5 d, мкм.

Рис. 6.6. Зависимости для оценки разницы концентраций избыточных ионов самария на границах плёнки SmS: а) — зависимость параметра решётки плёнки SmS от температуры подложки [78], б) — зависимость количества избыточных ионов Sm от параметра решётки плёнки [31], в) — зависимость параметра решётки плёнки от расстояния до подложки (см. сноску 3, стр. 135).

6.3. Измерение коэффициента диффузии Ni в тонких поликристаллических плёнках SmS.

Для измерения коэффициента диффузии Ni в тонких поликристаллических плёнках SmS не подходит метод, применённый для моно-, и поликристаллов, поскольку толщины плёнок ~ 1 мкм и последовательное снятие слоёв невозможно (толщина слоя > 1 мкм). Учитывая важность знания коэффициентов диффузии именно для плёнок, являющихся основой полупроводниковых структур, при определении D была применена специальная методика [86]. Эта методика была реализована в следующем эксперименте. На стеклянную подложку был нанесён слой Ni (0.2 мкм), а поверх него слой SmS (0.4 мкм). Полученная структура подвергалась термическому отжигу при Т=400°С в вакууме 10″ 6 мм рт.ст., который прерывался через определённые промежутки времени (1 —3 ч) и со структуры снималась дифрактограмма с соблюдением одинаковых условий съёмки. Рентгеновские лучи проникали на всю глубину образца. Оценка глубины проникновения, /, проводилась из соотношения Мо — ~1 /е, где р, и р — соответственно коэффициент массового поглощения и плотность л л образца (для SmS р=305 см /г и р = 5.67 г/см) [58], при этом она составила -1,48 мкм (измерения проводились по отражению 200 (sin (02oo) =0.259)). На дифрактограмме исходного образца (t=0 ч) видно, что при напылении плёнки SmS на плёнку Ni образовалось соединение NiSm. Кроме того, имеются отражения чистого Ni (по-видимому, от плёнки Ni) и SmS с параметрами решётки 5.84 и 5.94 А. Критерием оценки прохождения процесса диффузии Ni в плёнку SmS нами было выбрано увеличение содержания фазы NiSm в ходе отжига4.

Содержание NiSm может быть охарактеризовано отношением интегральной интенсивности фазы NiSm к сумме интегральных интенсивностей Ni и NiSm, т. е. величиной Q = I-NiSm/(lNi+lNiSm) — На рис. 6.7 представлена зависимость Q от времени отжига t. Из рисунка видно, что при t—З ч зависимость Q (t) выходит в насыщение. Это можно объяснить следующим образом. Как показано выше (см. п. 5.1.2), диффузия Ni в поликристаллическом SmS имеет медленную и быструю (по границам ОКР) составляющую. При столь низких температурах, как 400 °C, мы можем наблюдать лишь быструю диффузию. С другой стороны, согласно [88], в лл -5.

SmS дефектные ионы (не менее 10 см") локализуются по границам ОКР.

Именно эти ионы самария должны в первую очередь соединяться с Ni, образуя NiSm. В таком случае выход на насыщение кривой Q (t) означает, что все дефектные ионы самария соединились с Ni, т. е. никель продиффундировал через всю толщину (d) плёнки SmS. Воспользовавшись соотношением D=d2/2t, при d ~ 0.4мкм, t = 3 ч получаем величину D ~ 10″ 13 см2/с.

Данные эксперименты имели своей целью изучение деградационных явлений, возникающих в тонкоплёночных термоэлементах под действием температуры и препятствующих их долговременной стабильности при эксплуатации. Они показали, что при толщине плёнок SmS порядка 2,5 мкм (наибольшие толщины, получаемые нами экспериментально при взрывном.

4 * Этот выбор был сделан на том основании, что исходя из предварительных измерений следовало, что количество ионов Ni, вступивших во взаимодействие с ионами Sm с образованием соединения NiSm, соответствует количеству дефектных ионов самария в плёнках SmS с данным параметром решётки (см. рис. 4.10). t, Ч.

Рис. 6.7. Зависимость относительного количества фазы NiSm в плёнке SmS от времени отжига при Т=400°С. напылении) существенная деградация при Т = 400 °C, наступит через ~ 83 ч (t=d /2D). Если учесть что температуры генерации сэндвич — структур гораздо ниже: 135 -140 ° С (согласно данным рис. 6.2 и 6.6), она произойдёт через гораздо большее время. Это делает термоэлементы пригодными для эксплуатации, тем более, что в некоторых случаях генерация начиналась даже в близи комнатных температур, 25.3 ° С, согласно [84].

Краткие выводы.

1. Генерация электрического напряжения в двухслойной сэндвич-структуре на основе SmS объясняется наличием градиента концентрации двухвалентных ионов самария.

2. При изменении температуры подложки в процессе взрывного напыления SmS возникает градиент локальной концентрации избыточных по отношению к стехиометрии ионов самария.

3. Измеренная в плёнках величина коэффициента диффузии Ni в SmS показала, что тонкоплёночные структуры с контактами из никеля работоспособны до Т=400 °С без существенной деградации.

ЗАКЛЮЧЕНИЕ

.

В работе был выработан общий подход к исследованию влияния структурных особенностей на физические свойства моно-, поликристаллов и тонких плёнок на основе сульфида самария рентгенодифрактометрическими методами. Выяснено, что помимо параметра кристаллической решётки исследуемых образцов информативна величина области когерентного рассеяния рентгеновского излучения в них, как характеристика степени дефектности материала. Исследована взаимосвязь электрических и структурных параметров сульфида самария. Также исследовано поведение структуры SmS при высоких температурах, в частности в области возникновения термовольтаического эффекта. Проведены исследования влияния размеров областей когерентного рассеяния рентгеновского излучения на различные физические свойства SmS и полупроводниковых материалов на его основе. Изучены возможности влияния различных технологических операций на структурные особенности материалов на основе сульфида самария.

В ходе работы были сделаны следующие выводы:

1. Особенности поведения постоянной кристаллической решётки монокристаллов самария в температурном интервале 100 — 700К связаны с температурным изменением степени заполнения мультиплетных уровней основного терма /-оболочки иона Sm2+.

2. В образцах с выраженным термовольтаическим эффектом на поведении, постоянной решётки при нагреве сказывается переход дефектных ионов самария из двух — в трёхвалентное состояние.

3. В рассмотренном температурном интервале 300 — 800К в монокристаллическом SmS термически возбуждённые дефекты (вакансии, внедрённые атомы) не образуются.

4. Различие в величинах коэффициентов теплового линейного расширения, измеренных дилатометрическим и рентгеновским методами, наблюдающееся при повышении температуры, объясняется образованием фаз SmS с пониженным параметром решётки («металлических» фаз).

5. Основным технологическим параметром в процессе изготовления тонких плёнок SmS является температура подложки. Величина температуры влияет на два основных структурных параметра — постоянную решётки и размер ОКР — посредством сил поверхностного натяжения, развивающихся в конденсате SmS при его застывании.

6. Структурные особенности (величины параметра решётки и ОКР) позволяют чётко различить по электрическим свойствам два вида тонких поликристаллических плёнок SmS: полупроводниковые (а> 5.87 A, L> 125 А) и обладающие свойствами вырожденных полупроводников (а<5.87 А, К125 А).

7. Особенности поведения температурных зависимостей электропроводности тонких плёнок SmS при Т>450К объясняется наличием термовольтаического эффекта, приводящего к истощению примесных донорных уровней Ер-0.05−0.06 эВ.

8. Обнаружена высокоомная полупроводниковая фаза SmS, имеющая, а — 5.96 А и энергию активации проводимости Е-0.26 эВ. Фаза характеризуется отсутствием примесных донорных уровней Еи стабильна при комнатной температуре.

9. Диффузия европия и никеля в поликристаллах SmS имеет медленную и быструю компоненты. Механизм медленной компоненты связан с перемещением европия и никеля по узлам кристаллической решётки, механизм быстрой — с миграцией по границам ОКР.

10. Коэффициент диффузии европия и никеля уменьшается по мере увеличения ОКР в SmS, а коэффициент диффузии электроновувеличивается.

11. Примесные донорные уровни Ej в SmS соответствуют дефектным ионам самария, располагающимся на границах ОКР.

12. Величина ОКР оказывает решающее влияние на величины концентраций носителей заряда и дефектных ионов самария в SmS.

13. Стабилизация металлической фазы, возникающей в Smi+xS (х=0-Ю.17) под действием полировки, происходит из-за повышения дефектности поверхности, выражающейся в уменьшении ОКР. При х=0.06 процесс возникновения металлической фазы скачкообразно интенсифицируется вследствии перехода избыточных ионов самария в трёхвалентное состояние.

14. В случаях возникновения в материалах на основе SmS стабильной во времени металлической фазы ответственность за её- появление несёт приложенное давление, а не повышение дефектности структуры.

15. Генерация электрического напряжения в двухслойной сэндвич-структуре на основе SmS объясняется наличием градиента концентрации двухвалентных ионов самария.

16. При изменении температуры подложки в процессе взрывного напыления SmS возникает градиент локальной концентрации избыточных по отношению к стехиометрии ионов самария.

17. Измеренная в плёнках величина коэффициента диффузии Ni в SmS показала, что тонкоплёночные структуры с контактами из никеля работоспособны до Т=400 °С без существенной деградации.