HAL Id: jpa-00208160
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Submitted on 1 Jan 1974
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Étude de films constitués de solution solide
plomb-bismuth a concentration modulée spatialement
C. Petipas, H. Raffy, G. Sauvage
To cite this version:
C. Petipas, H. Raffy, G. Sauvage. Étude de films constitués de solution solide plomb- bismuth a concentration modulée spatialement. Journal de Physique, 1974, 35 (4), pp.377-384.
�10.1051/jphys:01974003504037700�. �jpa-00208160�
ÉTUDE DE FILMS CONSTITUÉS DE SOLUTION SOLIDE PLOMB-BISMUTH
A CONCENTRATION MODULÉE SPATIALEMENT
C. PETIPAS
(*),
H. RAFFY(**)
et G. SAUVAGELaboratoire
dePhysique
des Solides(***),
Université deParis-Sud,
91405Orsay,
France(Reçu
le 14 novembre1973)
Résumé. 2014 Des films formés de solution solide Pb-Bi riche en plomb dont la concentration en
bismuth varie spatialement ont été obtenus en évaporant sous vide simultanément du plomb et
du bismuth ; la vitesse d’évaporation du bismuth varie au cours du temps, celle du plomb est main-
tenue constante. Ces modulations de concentration sont mises en évidence et analysées par diffrac- tion des rayons X.
Abstraçt. 2014 Bi-concentration-modulated films were fabricated by simultaneous evaporation of
Pb and Bi, the rate of the bismuth evaporation varying with time while that of Pb was
kept
constant.The modulation of Bi concentration has been investigated by an X-ray diffraction technique.
Classification
Physics Abstracts
7.880
1. Introduction. - Le
but
de ce travail est la fabricationpuis
l’étude de filmssupraconducteurs
contenant des centres
d’ancrage
dont la natureet
lagéométrie
sontsimples
et bien définies. Des gra- dients de concentration au sein d’une solution solidepeuvent
constituer des centresd’ancrage
pour leslignes
de flux. Eneffet,
le libre parcours moyen 1 étant moduléspatialement; l’énergie
par unité delongueur
d’uneligne
de flux est une fonction de saposition ; dans
cesconditions,
onpeut
s’attendreà un ancrage des
lignes
deflux,
celles-ci seplaçant
dans les
régions
où leurénergie
est minimale[1]-[2].
Le
piégeage
est efficacelorsque
lapériode
des varia-tions de 1 et de l’ensemble des
caractéristiques
supra- conductrices est de -l’ordre de lalongueur
de cohé-rence
ç(T/Tc) [3]-[4].
Pour que l’étude soit aussisimple
quepossible
il faut connaître les modulationsspatiales
de 1.La
solution
solide choisie doit être telle que le domaine de solubilité des deux éléments soitgrand
pour que la variation des
caractéristiques
supra- conductrices soit notable. Notre choix aporté
surla solution solide
plomb-bismuth
dont la concen-tration varie de 0 à 18
% (1)
de bismuth[5]-[6].
Les(***) Laboratoire associé au C.N.R.S.
films de
plomb-bismuth
de 6 J.1md’épaisseur
sontobtenus par
évaporation
sous vide.L’évaporation
du bismuth est
réglée
de tellefaçon
que la concen- tration C en bismuth soituniquement
une fonctionde la distance x à la surface libre
(Fig. 1 ti) ;
cetteFIG. la. - Modulation de concentration en créneau.
modulation
spatiale imposée
au cours del’évapo-
ration est sinusoïdale
(Fig. lb)
dedemi-période Â/2
de 900
Á environ,
du même ordre quel’épaisseur
de
pénétration [7].
Dans la
première partie,
nous exposerons la fabri- cation des filmsévaporés; puis,
dans la secondepartie,
l’étude par diffraction des rayons X dugradient
de concentration effectivement
présent
dans le film et son évolution au cours du temps. Lespremiers
résultats relatifs aux
propriétés supraconductrices
.de tels films sont donnés dans les références
[6]
et[8].
Article published online by EDP Sciences and available at http://dx.doi.org/10.1051/jphys:01974003504037700
378
FIG. 1 b. - Variation de la concentration en bismuth en fonction de l’épaisseur du film.
2.
Préparation
des échantillons. - Les films de 10 x 50mm2
sontpréparés
parévaporation
dansun
évaporateur
dont le vide limite est de 2 x10 - 7
torret de 2 x 10-6
pendant l’évaporation.
Le schémade
principe
dudispositif
utilisé estreprésenté
sur lafigure
2. Leplomb
et le bismuth sontévaporés
àpartir
de deux sourcessymétriques
par rapport au substrat. La variationspatiale
de la concentrationFIG. 2. - Schéma de principe du dispositif utilisé pour évaporer
les films.
en bismuth
(Fig. 1)
est obtenue en faisant varier la vitessed’évaporation
dubismuth,
celle duplomb
étant maintenue constante, Deux détecteurs
placés
sur l’axe de
chaque
source contrôlent leur débitrespectif.
Commedétecteurs,
nous avons choisi des cellules à ionisation de type EJ 4[9]-[10] particuliè-
rement bien
adaptées
au contrôle de la formation dedépôts épais (6 pm)
parce que neprésentant
pas dephénomènes
de saturation.Dans les conditions de fonctionnement
choisi,
lecourant collecteur de la
jauge
estproportionnel
auflux de vapeur
métallique
émis par la source ; l’asser-vissement est ainsi facilité. Les sources
d’évaporation
sont des canons à bombardement
électronique
àfocalisation
éleçtrostatique.
Ils ont étés conçus detelle
façon
que le flux arrivant dans lajauge
soitneutre ; il
n’y
a pas, au niveau des canons, d’ionisationparasite,des
vapeursmétalliques.
L’anode estportée
à une haute tension fixe de 2
kV ;
les vitesses d’éva-poration
sontréglées
par l’intermédiaire de la tensionWehnelt. -
Ce
système
de contrôle et d’asservissementcomprend,
en outre, undispositif
pour moduler lesjets
de vapeursmétalliques, dispositif
constitué parune roue dentée
qui interrompt périodiquement
cha-cun des faisceaux et permet ainsi de sélectionner les ions provenant de l’ionisation du
jet
de ceuxprovenant
de l’ionisation du gaz résiduel[9]-[10].
Chaque jauge
donne unsignal
moduléqui
estamplifié puis
détecté par détectionsynchrone.
Lesignal
desynchronisation
est obtenu en modulant dans les mêmes conditions un faisceau lumineux auxiliaire.Le
signal, après détection,
estcomparé
à une tensionde référence. Le
signal
d’erreur délivré par le compa- rateur commande l’alimentation de l’électrode Weh- nelt du canon.Au cours de la
préparation
deséchantillons,
la vitessed’évaporation
duplomb
est maintenue cons-tante à l’aide d’une tension de référence continue
fixe ;
la vitessed’évaporation
du bismuth est comman-dée par une tension de référence sinusoïdale de
période
T. La vitessed’évaporation
varie de la mêmefaçon
que la tension de référence car l’inertie du sys- tème est faible. La vitessed’évaporation
du bismuthatteint sa valeur maximale en une seconde alors que la
période
T de la tension de référence est de 100 senviron.
Lors de
l’évaporation
d’unalliage
dont la concen-tration doit varier sinusoïdalement
(Fig. 1 b),
lesnombres d’atomes de
plomb
nPb etde
bismuth n$;arrivant par seconde au niveau du substrat sont donnés par les
expressions
suivantes :.
nB;
est la valeur moyenne denB;(t), OnB; l’amplitude
de variation de nB;.
Nous supposons que les
expressions (1)
donnentaussi le nombre d’atomes
qui
se condensent simul- tanément sur le substrat. La vitesse de croissance de la couche est alors :Mpb
etMBi
sont les masses molaires duplomb
etdu
bismuth, d
est la massevolumique
del’alliage
- celle-ci
dépend
peu de la concentration en bismuth si :CB; 20 % [11].
La concentration en bismuthCBi(x)
auvoisinage
d’unplan
d’abscisse x est donc :On peut donc
négliger An,i/2
devant nPb +nB;
ou :La valeur de la
période
est obtenue àpartir
dela relation :
VPb et VBi sont les vitesses de condensation du
plomb
et du bismuth déterminées par
étalonnage :
La
période
T est de l’ordre de 100 s pour unepériode
de l’ordre de 2 000Á.
La valeur de  est confirmée par la mesure del’épaisseur
totale dudépôt,
le nombre depériodes
étant connu.3. Etude des
gradients
de concentration existant dans les films Pb-Bi par diffraction des rayons X. - Ces études sont délicates et peu de méthodes peuventmettre en évidence une variation de concentration
sur des distances de l’ordre de 900
Á.
Uneanalyse
du
profil
de raies obtenues par diffraction des rayons Xpermet
de mettre en évidence unehétérogénéité
decomposition
dans le film(si
la taille desgrains
estsuffisante),
de suivre son évolution et même de connaîtrequantitativement
la loi moyenne de varia- tion de la concentration dans lefilm,
mais ne peutdonner la
période
des modulations de la concen-tration. Cette
technique
est couramment utilisée pour l’étude des zones étroites de diffusion[12]-[17],
maiselle doit être
adaptée
à ce casparticulier.
Le
paramètre
cristallin a des solutions solidesplomb-bismuth cubiques
à faces centrées est unefonction sensiblement linéaire de la teneur en bis- muth
CB [18] :
Aapb
=0,0012. CB; .
Des mesures de
celui-ci,
on déduit les concentrationsen bismuth des solutions solides
homogènes
Pb-Biavec une
précision
AC de l’ordrede +
1. L’étude de la forme des raiespeut permettre
de déterminer le pourcentage des différentes solutions solides enprésence
dans un filmhétérogène,
donc legradient
de concentration si on
connaît,
parailleurs,
lapériode
des modulations
imposées
au cours del’évaporation.
3.1 CONDITIONS EXPÉRIMENTALES. - Les
expérien-
ces sont faites avec un montage à double focalisation
équipé
d’une chambre à bassestempératures ;
cetensemble a été décrit dans la référence
[19].
Grâceà l’utilisation d’un
microfoyer (40
x 40J..1m2),
lerayonnement Cu
Ka2
est éliminé et, dans ces condi-tions,
lalargeur
à mi-hauteur des raies obtenues pour un échantillonpolycristallin
oscillant deplusieurs degrés
autour de laposition
de réflexion est de0,040.
La section du faisceau sur l’échantillon est de
quelques mm2.
Pour mesurer avecprécision
ledéplacement
des
raies,
nous utilisons un échantillon formé de deux films de mêmeépaisseur, évaporés
sur le même support et distants dequelques
mm, l’un deplomb
pur, l’autre de
plomb-bismuth.
On peut faireglisser
la
plaque
de verre defaçon
à amener successivement l’un des deux films dans lefaisceau ;
on peut doncainsi superposer sur le même cliché les deux
raies,
celle duplomb
et celle de la solution solide Pb-Bi.3.2 ETUDE DES FILMS HOMOGÈNES. - Les clichés obtenus à
partir
des filmsévaporés
montrent que lesplans (111)
sontparallèles
à la surface du support,quelle
que soit la nature de celui-ci(verre, acier, inox).
On observeuniquement
des arcs correspon- dant aux raies hhh et la désorientation desplans (111)
est faible
(Fig. 3).
Les temps de pose sont très courts, de l’ordre de 30 min. Une telleépitaxie
est couram-ment observée dans les films
évaporés [20].
Les raies. du
plomb
pur et des solutions solideshomogènes
ont unelargeur
à mi-hauteur de0,04°;
FIG. 3. - Cliché RX des raies 222 d’un film Pb-Bi homogène et d’un film de plomb pur. La raie du plomb est celle de gauche.
Régime de fonctionnement du tube: 42 kV, 150 uA. Le porte- échantillon oscille de + 3° autour de 32°-30 min de pose.
380
les cristaux sont donc assez gros pour que leur taille n’ait aucune influence sur la
largeur
à mi-hauteurdes
raies ;
les cristaux ont des dimensions moyennessupérieures
ouégales
à 1OOO.A.
Nous avons vérifié
qu’un
filmhomogène
degrandes
dimensions
(10
x 50mm’)
estidentique
en touspoints.
Nous avons aussicomparé
la concentration d’un filmhomogène
obtenue par diffraction auxrayons X à celle déterminée par
analyse chimique
et à celle déterminée au cours de
l’évaporation :
par diffraction
: CBi
=(’13,5
±1) %
par
analyse chimique : Cpi == (14,0 0,8) %
au cours de
l’évaporation : CBi = (14,0
+1) %
Ces trois résultats sont en bon accord.
3.3 ETUDE DES FILMS HÉTÉROGÈNES. - LeS dia- grammes obtenus avec les films dont la concentration
est modulée
spatialement
sinusoïdalement au coursde
l’évaporation présentent
des raieslarges
dont lemaximum est
déplacé
par rapport aux raies duplomb (Fig. 4). L’analyse
duprofil
des raies obtenues dans ce cas nécessite une étudethéorique
de la diffrac-tion des
rayons X
par une solution solidehétérogène.
Fie. 4. - Clichés RX de la raie 222 d’un film Pb-Bi dont la modula- tion en concentration est sinusoïdale. Echantillon vieilli 20 h à
20 °C.
Si le film contenait de gros monocristaux
parfaits
le traversant de
part
enpart,
la variationpériodique
de
période
de la distance inter-réticulaire desplans (hhh)
se traduirait par laprésence
de satellitesdistants des raies hhh de
1 /À [21 ]-[22] (soit 10 - 2 degré),
donc satellites inobservables. On observerait donc
une raie fine pour des valeurs de
l’angle
0 deBragg correspondant
à une solutionsolidç homogène
deconcentration moyenne
C..
Un tel résultat est contraireà toutes nos observations
(Fig. 4).
Les clichés obtenus montrent donc que les mono-
cristaux ne traversent pas tout le film
d’épaisseur
6 jum et
qu’il n’y
a pas cohérence entre les faisceaux diffractés par l’ensemble du film. D’autre part, étant donné que lalargeur
des raies est une fonction de(tg 0) - ’
et non de cos0,
l’effet de taille n’influe passur leur
largeur [21] ;
les cristaux ont donc des dimen- sions au moinségales
à1000 Â -
c’est-à-dire que les faisceaux de rayons X sont diffractés defaçon
cohérente par tous les
plans (hhh)
sur des distancesau moins
égales
à 1000Á.
On peut supposer une dimension moyenne des cristaux
parfaits
de l’ordre de/L/2,
mais la concen-tration dans de tels monocristaux peut varier soit de
Cl
àC2 (hypothèse 1),
soit deCm
àCl
et deCl
àCm
ou deCm
àC2
et deC2
àCm (hypothèse 2, Fig. 5).
Il est difficile d’éliminer arbitrairement
l’une
de cesdeux
hypothèses
extrêmes. Les calculs formels de l’intensité diffusée sontcomparables
et nous donne-rons les résultats obtenus à
partir
de ces deuxhypo-
thèses.
FIG. 5. - Les deux hypothèses de cohérence choisies dans le calcul de l’intensité diffractée.
3.4 CALCUL DE L’INTENSITÉ COHÉRENTE DIFFUSÉE
PAR UN CRISTAL DE DIMENSION
Â/2.
- Pour faire lecalcul,
on peutdécouper
arbitrairement la fonction continue C =f(x)
en une série de nmarches
d’escaliercontenant p
plans (hhh)
et decomposition
moyenneCi (Fig. lb).
On utilise dans les calculs la maillerhomboédrique
et non la maillecubique ; l’ampli-
tude diffractée par un tel ensemble de p
plans (ooh)
peut êtrereprésentée
par uneexpression
de la forme :s et so sont des vecteurs unitaires dans les directions du faisceau incident et du faisceau diffracté
Xm,
est laposition
duplan
diffractant dans le i-ième blocdu
etdi
sont les distances entreplans (ooh)
dans leu-ième et i-ième blocs.
K(O)
est un facteur de propor- tionnalité.Fooh
est le facteur de structurequi
estindépendant
de la concentration car les facteurs de diffusion du bismuth et du
plomb
sont très voisins.L’intensité diffractée par un cristal de dimension
Â/2
est
égale
à :Soit, d’après (3)
Au
voisinage
d’une réflexion deBragg,
leproduit
des deux cosinus est voisin de 1. On fait donc le
produit
de deux fonctions de la formeou
dont la
position
du maximumdépend
de la distanceinter-réticulaire di (Fig. 6).
Les maxima de cesdeux fonctions ne sont pas confondus
pour i
différentde j (i égal j correspond
au terme d’intensité incohé-rente) ; mais,
étant donné lalargeur
à mi-hauteurde ces
fonctions,
leproduit
est différent de zéro pour des valeurs deCi
etCj voisines;
donc les calculsfaits à
partir
deshypothèses
1 et 2 vont donner desrésultats peu différents. La somme du
produit
deces fonctions donne l’intensité diffractée par un
cristal de dimension
À/2.
Dans
l’hypothèse
1 :L’intensité
diffractée 1,(0)
par l’ensemble du film estproportionnelle
à1(0) :
Dans
l’expression
deI(0),
on peutnégliger l’absorp-
tion étant donné les faibles dimensions des blocs
- 100
Á
environ - et du cristal(900 À).
Le coeffi-cient
d’absorption
du film est contenu dans la cons-tante de
proportionnalité K3(0).
Dans
l’hypothèse
2 :382
et
L’intensité diffractée
7i(0)
pour l’ensemble du filmest
proportionnelle
à(I’(0)
+I"(0» :
Si
i(e)
est leprofil
de la raie obtenue avec un film deplomb
pur, leprofil
de la raie observéeexpérimen-
talement est alors
[21] :
a est un coefficient de normalisation.
Expérimentalement,
on connaît leprofil
d’uneraie hhh
(maille cubique)
obtenue avec un film hété-rogène.
On détermine alors par un calcul sur ordi- nateurquelles
sont les valeurs des concentrationsen bismuth des n blocs
qui
donnent une intensitédiffractée
I’(0) égale
à l’intensité mesurée dans undomaine de un
degré
auvoisinage
de la réflexion deBragg.
La constante deproportionnalité
est déter-minée au cours du
calcul ;
celui-ci étant assezlong,
on donne des valeurs initiales
Ci correspondant
àune variation sensiblement sinusoïdale de la concen-
tration.
(Les
calculs peuvent être faits àpartir
desdeux relations
(6)
et(6’).)
On
peut
étudier par cette méthode la diffusion lente du bismuth dans le film à modulation sinusoïdalejusqu’à homogénéisation complète
de celui-ci.4. Résultats
expérimentaux
et détermination du coefficient de diffusion. -Après évaporation,
leséchantillons sont
placés
dans un bain d’azoteliquide
et les
premiers
clichés sont faits avec l’échantillon maintenu à - 80°C. Les clichés obtenus au coursdu vieillissement de l’échantillon à modulation sinu- soïdale sont
représentés
sur lafigure
4 et lesprofils
de raies sont
enregistrés
au micro densitomètrepuis analysés
par la méthodeprécédente (Fig. 7).
La courbe de concentration déterminée avant tout vieillissement
(t
=0)
estcomparée
à une sinusoïdeen utilisant une méthode de moindres
carrés ;
on calcule alors lesparamètres
de la sinusoïdequi
coïncide le mieux avec les
points expérimen-
taux
(Fig. 8).
FIG. 7. - Enregistrement au micro-densitomètre des raies 222 du cliché de la figure 4.
FIG. 8.
et :
en
comparant
avecl’éq. (2’) :
On remarque que les
points expérimentaux
s’écar-tent de la
sinusoïde,
surtout pour lesvaleurs
extrêmes des concentrationsqui correspondent
à des valeurs déterminées avec unegrande imprécision
paranalyse
des
profils
de raies de diffraction[23].
Lafigure
8montre les
profils
calculés àpartir
deshypothèses
1et 2. L’écart entre les deux courbes est inférieur à
la
précision
de la méthode estimée à 10%.
Les calculssuivants sont faits à
partir
del’hypothèse
1. L’en-semble des courbes C =
f (x, t)
peut êtrereprésenté
avec une bonne
approximation
par une fonction sinusoïdale déterminée commeprécédemment (Fig. 9) ; l’hypothèse
que le coefficient d’interdiffu-sion D
estindépendant
de la concentration en bismuth est valable et la concentrationC(x, t)
est alors donnéepar une loi de la forme :
FIG. 9. - C Bi = f(x)
Courbes : 0 t-15min 3 t-42h 5 t- 90 h 1 t - 1 h 4 t - 66 h 6 t - 200 h.
2 t - 18 h
Le coefficient
d’interdiffusion D
estégal
aux coeffi-cients de diffusion
intrinsèque Dpb
etDB;,
l’homo-généisation
se faisant sanschangement
de volumetotal
[24].
Pour déterminer le coefficient
D,
on trace lèscourbes
Log C(xv t) f (t)
àpartir
des différentes valeurs de la concentrationCi(xi, t)
obtenuesexpé-
rimentalement sans tenir compte des
points
extrê-mes
(Fig. 10).
Ces courbes sont des droites dont la pente donne la valeur deD
à latempérature
ambiante :D (293 K) = (2,5
+0,5)
10-1 7cm2/s .
Par
ailleurs,
l’étude des variations despropriétés supraconductrices
en fonction du tempspermet
de déterminer le coefficient de diffusionD ;
enparti- culier,
la loi de décroissance des densités de courantFIG. 10. - Log Ci = f (t) pour différentes valeurs de x.
critique
trouvéeexpérimentalement
estcompatible
avec la forme
exponentielle
de la loi de diffusion(7)
et le
temps
de diffusion 1: donné parl’éq. (8)
est directement calculé pour un échantillon de
période
1 800
A :
soit
Ces valeurs trouvées à
partir
de deuxexpériences indépendantes concordent,
mais elles sont inférieures à celle trouvée dans un cristal massif[25] :
Etant donné les conditions
expérimentales
de fabri-cation dès films
hétérogènes,
une telle différenceentre les coefficients de diffusion est tout à fait accep-
table ;
la diffusion se fait sur de très courtesdistances,
dans des zones cristallines contenant peu de défauts
(dislocations, lacunes)
et est doncplus
lente que dansun échantillon massif.
5. Conclusion. - Par
évaporation
sousvide,
onpeut fabriquer
des films formés de solutions solides dont la teneur en soluté variespatialement
suivantune loi
simple;
cette modulation et son évolutionen fonction du temps peuvent être étudiées par diffrac- tion des rayons X. Dans le cas des films à concentration modulée
sinusoïdalement,
la diffusionqui
tend àhomogénéiser
le film est assez lente pour permettre l’étude de leurspropriétés supraconductrices.
Ainsi,
nous avons pu mettre en évidence des effets depiégeage
trèsimportants
liés à la modulation et montrer l’influence del’amplitude
et de lapériode
de la modulation sur le courant
critique.
384
Des échantillons dont la modulation de la concen-
tration serait en créneau
présenteraient
ungrand
intérêt pour l’étude des forces
d’ancrage
des vortex, deschamps critiques
etpermettraient
une confron-tation directe avec les
prévisions théoriques [26]-[27].
Les échantillons obtenus avec le
procédé
de fabri-cation décrit
précédemment présentent
une zone der
diffusion de l’ordre de 100
A -
diffusion seprodui-
sant
probablement
au cours del’évaporation.
Pourl’éviter,
undépôt
sur support refroidi estenvisagé.
Remerciements. - Nous remercions vivement M.
Cyrot,
A.Guinier,
E.Guyon
et J. C. Renardavec
lesquels
nous avons eu de fructueuses discussions.- Bibliographie [1] DE GENNES, P. G., Superconductivity of metals and alloys
(W. A. Benjamin) 1966.
[2] FREYHARDT, H. C., Colloque d’Aussois (mars 1971).
[3] LARKIN, A. I., Sov. Phys. J. E. T. P. 31 (1970) 784.
[4] LARKIN, A. I. and OVCHINNIKOV, Yu. N., Sov. Phys. J. E. T. P.
34 (1972) 651.
[5] SMITHELLS, C. J., Metals Ref. Book, Vol. II (London).
[6] RAFFY, H., Thèse de 3e cycle, Orsay (1972).
[7] La variation des caractéristiques supraconductrices avec la
concentration C en bismuth est la suivante :
C ~ 2%:
2014
épaisseur de pénétration :
03BBp
(4,2 K) ~ 700 Å.2014 coefficient de Ginsburg- Landau: 03BA ~ 1.
C ~ 18%:
2014
épaisseur de pénétration: 03BBp (4,2 K) ~ 1 500 Å.
2014 coefficient de Ginsburg-Landau : 03BA ~ 5,3.
Le plomb pur étant un supraconducteur de type I, les solutions solides Pb-Bi de type II doivent contenir au
moins 2 % de bismuth.
EVETTS, J. E., Thèse Cambridge (1966).
[8] RAFFY, H., RENARD, J. C., GUYON, E., Solid State Commun.
11 (1972) 1679.
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[10] HENRY, H., Thèse Ingénieur CNAM, Paris (1965).
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[12] PINES, B. la. et SMUSHKOV, I. V., Sov. Phys. Tech. Phys. 28 (1958) 619.
[13] FISCHER, B. et RUDMAN, T. S., J. Appl. Phys. 32 (1961) 1604.
[14] TENNEY, D. R., CARPENTER, J. A. et HOUSKA, C. R., J. Appl.
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