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TRANSFORMATION STRUCTURALE DANS LES
ALLIAGES AMORPHES FexSi1-x
M. Piecuch, G. Marchal, Ph. Mangin, B. Rodmacq, Chr. Janot
To cite this version:
JOURNAL DE PHYSIQUE Colloque C7. supplhnent nu no 12. Tome 38. dhcembre 1977. ptrge C7-369
TRANSFORMATION STRUCTURALE DANS LES ALLIAGES AMORPHES
FexSi,
-,M. PIECUCH. G . MARCHAL. Ph. MANGIN, B. RODMACQ et Chr. JANOT
Laboratoire de Physique du Solide (L.A. 155), UniversitC de Nancy, I, C.O. 140. 54037 Nancy Cedex, France
R6sum6. - Une ttude de structure d'alliages amorphes Fe$, -, a ttt realiste. Une holution des fonctions d'interftrence J(k) avec ]a composition a tte obsewte et interpret& comme le passage d'une structure amorphe compacte (modtle polytetratdrique compact) A une structure non compacte (reseau continu altatoire). Des mesures de rtsistivitt effectutes parall&lement confirment le chan- gement de nature du dbsordre.
Abstract. -The structure of amorphous alloys Fe,Si,-, (0 x 6 0.75) has been studied. An evolution of the interference function J ( k ) with the composition of the alloys has been observed and interpreted in term of the transition from a dense random packing of hard spheres to a conti- nuous random network model. Resistivity measurements have confirmed the structural change of the disorder.
1. Introduction. - L'etude de la structure des mate- riaux amorphes a conduit principalement A deux types de modiles structuraux suivant la nature du matkriau, celui-ci pouvant Ctre un metal ou un alliage metallique ou bien presenter un caractere semiconducteur.
Dans le premier cas [l] la structure gknkralement admise est celle d'un empilement polytetraedrique compact de spheres dures (modele PTC) identiques pour les m6taux purs [2] ou de tailles differentes pour les alliages tels que CO,,, P,,, [3]. La caracteristique essentielle de ce type de structure consiste en une minimisation de l'energie locale tout en conservant des liaisons isotropes. Dans le cas de COP toutefois, Sadoc [3] a montrt que deux atomes mttalloides ne
pouvaient Ctre premiers voisins et qu'un ordre chi- mique existait.
Contrairement a la description prCcCdente, la structure du silicium ou du germanium amorphe respecte essentiellement la liaison dirigee sp, et conduit [4] au modele du reseau continu altatoire (modtle RCA).
A partir de ces d e w cas limites bien etablis, il nous a semble utile d'etudier le passage d'une structure
A
l'autre en utilisant I'alliage Fe$,
-,
que nous avons obtenu amorphe lorsque 0 X ,< 0,75 et qui avaitCtC prepart dans cet Ctat par Felsch [5] au voisinage d e x = 1 .
Au sein de cet alliage, un certain nombre de transi- tions structurales, Clectriques et magnttiques doivent en effet se presenter. I1 nous a paru interessant de les mettre en evidence et de tenter de les relier a l'ordre a courte distance qu'il soit de nature cristallographique ou chimique.
Dans cet article, nous rapportons les rksultats relatifs aux mesures de rCsistivitCs qui mettent en evidence une transition de type metal-isolant et nous comparons ces resultats a ceux prkvus thtoriquement par les modiles d'Anderson [6]. Auparavant, nous
rappelons la mkthode de preparation de ces alliages et les etudes de structure que nous avons effectuees.
2. Mkthode de preparation. - La methode de prk- paration des alliages a t t t dtcrite dans de prkkdents articles
[l
et nous en rappelons seulement les traits essentiels.Le principe utilise est celui de la CO-evaporation des ClCments. Le fer et le silicium sont tvaporks B partir de deux creusets diffkrents et les vitesses d'kvaporation
sont rtgulCes indkpendamment. Les atomes se dkpo- sent sur des substrats maintenus A la temperature de l'azote liquide ; ce sont des lamelles de verre qui ser-
viront A effectuer les mesures de resistivitt et des grilles de rnicroscopie electronique precouvertes de carbone qui seront utilistes pour effectuer les diffrac- tions electroniques afin d'en dtduire les fonctions d'interference. La pression dans l'enceinte durant I'bvaporation est voisine de 5 X 10-8 torr, les vitesses
de dep6t de 5 a 8 A/s et l'kp'aisseur dCposke de 400 A.
3. Structure des alliages. - Afin de mettre en evidence le caractere amorphe des alliages, les fonc- tions d'interference
J(k)
ont ete dkterminees pour differentes concentrations. Ces resultats ont fait l'objet d'une ttude dans un article recent [8] et nous en rappelons les elements essentiels qui sont representesA la figure l . On peut observer 3 situations difftrentes :
M. PIECUCH et al.
l'une des principales est l'evolution des proprietb de transport.
4. Mesures de rhistivitb. - Les mesures de rtsis- tivitt ont Cti! effectutes in situ d'abord a 77 K juste a p r b evaporation, ensuite au cours de recuits succes- sifs.
Les mesures realisees sitat l'bvaporation sont prt- sentees figure 2 en coordonntes rkduites; la conduc- tivitk normalisk a l 1st celle du fer pur amorphe mesurCe par Leung et Wright [9]. On peut observer une diminution de la conductivitt lorsque X diminue,
celle-ci atteignant une valeur nkgligeable a I'Cchelle de la figure au voisinage de X = 0,2.
FIG. 1. -Evolution a la tempirature ambiante des fonctions d'interference de I'alliage amorphe Fe,Si, _,.
i) 0,3 < X < 0,75 :
La
fonction d'interfkrence aune allure t r b voisine de celle rencontrke dans le cas des mCtaux et alliages mktalliques amorphes et est caractkristique du mod&le PTC [l]. On peut en effet observer un maximum intense situe en K, suivi de maxima secondaires o i ~ Ie troisitme situe en K, se pritsente comme un Cpaulement du second situt en K,. Les valeurs de K,, K,, K , et leurs rapports confirment l'appartenance a ce modtle [9].
ii) X = 0 :
J(k)
est typiquement identique a celle rencontree par Moss et Graczyk [l01 dans Si pur amorphe. On peut observer que la valeur de K, est dtcalte par rapport au cas precedent et qu'un nouveau maximum situC en K, est apparu aux faibles vecteurs d'onde.iii) 0,l < X < 0,3 : Entre ces deux concentrations
prend prkciskment naissance le maximum situC en K , et on peut observer qu'il prend une importance croissante lorsque la concentration en fer diminue. Paralltlement a son apparition et
a
son dtveloppement, une variation de K, est observee.L'evolution des fonctions d'interfkrence avec la concentration met ainsi en evidence le passage continu entre deux types de structure compacte et non com- pacte. Cette continuite souleve des questions dont
FIG. 2. -- Conductivites reduites mesurees sit& aprks evaporation I/a(l) = 150 m m .
Au cours de recuits successifs, les variations de rksistivit6 avec la tempkrature peuvent se l p a r e r en deux types diffkrents de part et d'autre de X .u 0.5.
i) X > 0,s : Les concentrations tlevkes en fer
donnent naissance
A
des courbes telles que celles pre- sentees figure 3 ou l'on peut observer trois stades A, Bet C qui reprtsentent respectivement les rksistivitts en phase amorphe A, au cours de la cristallisation B et a p r b cristallisation C . La partie A a un coefficient de
i
3 *
'00 XU WO 400 Ya i K
TRANSFORMATION STRUCTURALE DANS LES ALLIAGES AMORPHES C7-371
temptrature legerement positif, et atteint la reversi- bilite seulement a p r b un recuit qui abaisse t r b ltgere- ment la rtsistivitt.
ii) X < 0,5 : Nous n'avons pu observer la cristal-
lisation qui a sans doute lieu A une temperature plus elevk que celle atteinte in situ. Nous avons reprtsente figure 4 l'evolution de la rtsistivitk au cours de recuits successifs au sein mtme de la phase amorphe.
FIG. 4. - Evolution' typique de la resistivite lorsque .X- < 0,s.
Le coefficient de tempkrature de la resistivite change de signe puisqu'il devient ntgatif et les recuits en phase amorphe conduisent dans ce cas a une augmen-
tation de la rtsistivitt.
Si p, est la rtsistivitt obtenue sitat a p r b trempe a
77 K et p , est la resistivite a 77 K obtenue a p r b recuit a la temptrature ambiante, on peut observer que
prend des valeurs croissantes lorsque la concentration de silicium augmente.
Afin d'ttudier plus prtcistment cette tvolution, il nous a semblt utile de comparer nos rtsultats avec les modeles thkoriques de transitions mttal-isolant en phase dtsordonnte ou transition d'Anderson.
5. Etude de la transition klectrique. - 5 . 1 RAPPEL
DES MODELES. - Mott et al. [l l ] mettent en parallele les deux types de transition d'Anderson que I'on peut imaginer.
Dans le modele de type I, on fait appel
a
une bande d'tnergie semi-infinie dans laquelle les tnergies de bas de bande correspondent des etats localists, s'tten- dant jusqu'a l'tnergie E,.Si le niveau de Fermi E, est au-dessus de E,, il se trouve situt dans les ttats ttendus et 1a conductivitt est de type mttallique; si E, passe en dessous de E,, il se trouve situt dans des ttats localists et une nouvelle
evolution de la conductivite apparait. Celle-ci est en effet regie par deux processus :
i) Par sauts d'electrons d'un etat localid a un autre etat localist, ce qui conduit A une loi du type
114
a = a, exp
(- :)
.
ii) Par passage d'tlectrons s i t u b dans un etat localist au niveau de Fermi vers un Ctat ttendu d'tnergie E, et donc la conductivitt est du type
Ec - E F
o = l exp
(-
tT)
.
11 s'ensuit qu'un comportement en T-'l4 est attendu a basse temptrature alors qu'une loi en T - l sera suivie
A haute temptrature.
Dans le modele de type 11, on suppose que la bande d'tnergie est finie et contient a la fois des ttats localisks en bas et en haut de bande, le niveau de Fermi dans le rtgime mttallique Ctant situe entre les deux. La transi- tion metal-isolant se produit lorsque les ttats localists de haut et de bas de bande se rejoignent et un seul type de conductivitt apparait. 11 est alors de la forme :
114 a = a, exp
(-
$)
.
5 . 2 RESULTATS EXPERIMENTAUX. - NOUS avons trace sur les figures 5 et 6 les lois d'evolution de In a en fonction respectivernent de 1/T et de (1/T)ll4 pour diffkrentes temperatures de recuit T, d'alliages dont les concentrations sont comprises entre x = 0,451 et
X = 0,2. I1 apparait qu'a haute temptrature une loi
en T - ' est suivie avec des tnergies d'activation faibles (tableau I).
Par contre,
A
basse temperature, une loi en T-'l4 convient mieux comme on peut le voir sur la figure 6 .C7-372 M. PIECUCH er al.
FIG. 5. - Variation de la conductivite avec l/T. FIG. 6. - Variation de la conductivite avec (1/T)q4
Ce rearrangement se ferait d'autant plus facilement que la concentration locale en silicium est importante et que la temperature de recuit est plus tlevke. Ce rearrangement aurait aussi pour effet de crter de nouveaux Ctats localises, ce qui abaisserait le niveau de Fermi par rapport A leur Cnergie maximale et
augmenterait l'tnergie d'activation E, - E,.
6. Discussion. - I1 nous reste a relier les resultats des mesures de resistivitk tlectrique avec l'evolution de la structure et de l'ordre chimique. On peut penser qu'il pourrait y avoir au sein de l'alliage amorphe coexistence de regions localement compactes parce que plus concentrees en fer avec un comportement
mktallique et de regions localement non compactes parce que plus concentrees en silicium, Ia raison de la prtsence de ces deux regions de compacite diffkrente pouvant ttre la statistique ou des correlations chi- miques ou les deux A la fois.
Nous poursuivons actuellement des mesures A plus
basse tempkrature dans un domaine de concentration situe au voisinage de la concentration critique X = 0,2.
Dans cette zone de concentration, les Cvolutions de la resistivitk et de la structure deviennent trts impor- tantes bien qu'en rtsistivitk cette Cvolution se fasse sentir des x = 0,5, alors que rien n'est visible en diffraction tlectronique avant x = 0,3, en raison du
manque de sensibilitk de la diffraction a quelques imperfections locales.
[ l ] The dense random structure, J. Physique Colloq. 36 ('1975) C2. [8] MANGIN, Ph., MARCHAL, G.. RODMACQ, B., JANOT, Chr.,
(21 SADOC, J. F.. DIXMIER, J.. GUINIER, A., J. Non-Crysf. Solids Phi/. Mng. 36 (1977) 643.
12 (1973) 46. [9] LEIING, P. K., WRIGHT, J. G., Phil. Mug. 30 (1974) 185; Phil.
[3] SADOC, J. F., T h b e Orsay (1976). Mag. 31 (1975) 995.
(41 POLK, D. E., J. Non-Crysf. Solids 5 (1971) 365. (101 Moss, S. C., GRACZYK, J. F., Phys Rev. Lett. 23 (1969) 1167.
(51 FELSCH, W.. 2. Phys. 219 (1969) 280. [ l l ] MOT'. N. F., PEPPER, M., P O L L I ~ , S., WALLIS, R. H.. ADKINS. [6] ANDERSON, P. W., Phys. Rev. B 109 (1958) 1492. C . J., Proc. R. Soc. London A 345 (1975) 169.
