Структура, магнитные и магниторезистивные свойства тонких плёнок 3d-металлов

2
Содержание
Введение 5
Глава 1 .Технология получения поликристалдическнх, аморфных и многослойных плёнок. 15
1.1. Вводные замечания. Обоснование методов получения плёнок 15
1.2. Техника и технология получения тонких плёнок 19
1.2.1. Электронно-лучевое испарение 19
1.2.2. Магнетронное распыление 20
1.2.3. Реактивное магнетронное распыление 22
1.3. Методы экспериментальных исследований 28
1.3.1. Исследование химического состава. 28
1.3.2. Методы исследования морфологии поверхности 33
1.3.3. Определение толщины, плотности и шероховатостей плёнок 35
1.3.4. Методы Лоренцевой микроскопии 38
1.4. Методы магнитных и гальваномагнитных измерений 43
1.4.1. Магнитометрический метод 43
1.4.2. Измерение эффективной намагниченности 44
1.4.3. Методы измерение магнитосопротивления 46
1.4.4. Определение поля насыщения и энергии косвенной обменной связи 49
1.4.5. Измерение поля анизотропии и угловой дисперсии оси
лёгкого намагничивания 54
1.5. Выводы 54 Глава 2. Структура и магнитные свойства поликристаллических пленок 60
2.1. Введение 60
2.2. Закрепление доменной границы локализованными дефектами 67
2.3. Некоторые механизмы непрерывного закрепления доменных границ 73
2.3.1. Упорядоченное расположение дефектов. Модель плоской
доменной границы 73
2.3.2. Хаотическое расположение дефектов. Модель плоской доменной границы 74
2.3.3. Хаотическое расположение дефектов. Струнная модель доменной границы. 75
2.3.4. Расчёт коэрцитивной силы 76
2.3.5. Разориентация осей лёгкого намагничивания 77
2.3.6. Межкристаллитные границы 79
2.3.7. Поры. Неровности тонких магнитных плёнок 81
2.4. Экспериментальное определение поверхностных и объёмных
3
компонентов коэрцитивной СИЛЫ • 86
2.4.1. Межкристаллитные границы и коэрцитивная сила 88
2.5 Выводы 93
Глава 33. Влияние технологии и структурных изменений на магнитные свойства плёнок 94
3.1. Введение 94
3.2. Морфология поверхности подложек и плёнок 100
3.3. Влияние химического травления на магнитные параметры плёнок 107
3.4. Расчёт закрепления доменной границы поверхностными неоднородностями 111
3.5. Параметры структуры наклонноосаждённых пленок >ЛСоРе 115
3.6. Магнитная анизотропия и коэрцитивная сила наклонноосаждённых
пленок М1бзС025ре|2 120
3.6.1. Зависимость магнитных свойств от угла осаждения 120
3.6.2. Расчёт поля наведённой анизотропии 122
3.7. Влияние отжига на структурные и магнитные параметры пленок 124
3.7.1. Структура, рельеф поверхности и коэрцитивная сила отожжённых плёнок 125
3.7.2. Отжиг травленных плёнок 131
3.8. Выводы 136
Глава 4 Структура и магнитные свойства аморфных пленок Со-Т* 138
4.1. Введение 138
4.2. Определение источников магнитной анизотропии в аморфных
плёнках СоТ1 142
4.2.1. Химический состав и магнитные свойства пленок Со1-хТ1х. 145
4.2.2. Анизотропия подвижных атомных нар 147
4.2.3. Магнитная анизотропия, обусловленная локальной анизотропией кластеров 151
4.3. Влияние технологических условий препарирования на структуру и магнитные параметры аморфных пленок 156
4.3.1. Влияние угла распыления на величину магнитной анизотропии 157
4.3.2. Оценка компонент магнитной анизотропии 159
4.3.3. Влияние парциального давления Аг и напряжения смещения на величину магнитной анизотропии 162
4.3.4. Влияние низкотемпературного изохронного отжига на
релаксацию структуры аморфных плёнок СоТ1 166
4.4. Влияние термомагнитного отжига на магнитную анизотропию аморфных
4
плёнок 169
4.4.1. Изотермический отжиг аморфных плёнок 169
4.4.2. Влияние температуры термомагнитного отжига на
% наведённую анизотропию 172
14.5. Выводы 174
Глава 5. Магнитные и гальваномагнитпме свойства плёнок Со/Си/Со 176
5.1. Введение 176
5.2. Магниторезистивный эффект и межслоевое взаимодействие
в пленках Co/Cu/Co 180
5.2.1. Межслоевое взаимодействие и магниторезистивный эффект в плёнках Co/Cu/Co 181
5.2.2. Оценки величины связи 183
5.2.3. Зависимость магниторезистивного отношения от толщины прослойки 187
5.2.4. Билинейная и биквадратичная связь в Co/Cu/Co 188
5.2.5. Изотермический отжиг 192
5.3. Корреляция магниторезистивного эффекта, поля анизотропии и коэрцитивной силы 196
5.3.1. Влияние отжига на кристаллическую и магнитную структуру
пленок Co/Cu/Co 197
5.3.2. Зависимость коэрцитивной силы плёнок Co/Cu/Co от толщины немагнитной прослойки 205
5.3.3. Оценки поля коэрцитивной силы обменносвязанных плёнок 211
^ 5.4. Влияние связи между ферромагнитными слоями на магнитную
анизотропию 212
5.5. Влияние анизотропных эффектов на гигантское мапштосопротивление 219
5.5.1. Влияние толщины слоёв на магнитосопротивление 219
5.5.2. Анизотропный магниторезистивный эффект в Co/Cu/Co плёнках 223
5.6. Влияние шероховатостей на магнитосопротивление. 225
5.7. Выводы 227
Заключение и благодарности 229
Список литературы 233
ВВЕДЕНИЕ
Актуальность работы.
Современные технологии позволяют создавать плёнки с совершенной кристаллической, поликристаллической или аморфной структурой и конструировать на их основе принципиально новые магнитные материалы: магнитные мультислойныс структуры и сверхрешётки. Тонкие магнитные плёнки и многослойные сгруктуры на их основе обладают рядом особенностей, полностью отсутствующих или слабо выраженных в массивных материалах. Недавнее открытие гигантского магнитосопротивления в сверхрешётках инициировало большой интерес к разработкам спинтронных наноприборов, основанных на управлении спинов отдельных электронов и работам по созданию магнитных носителей сверхвысокой плотности магнитной записи. Уже сейчас новые технологии с применением электронно-лучевой литографии позволяют создавать магнитные столбики диаметром 10 нм на расстоянии 40 нм в немагнитной матрице, обеспечивая плотность вертикальной записи до 64 Гбит/см2. Достиг-нутый на данный момент прогресс в создании низкоразмериых магнитных структур делает реальными и другие их применения, более близкие к тем задачам, которые традиционно выполняет полупроводниковая микроэлектроника. В некоторых случаях использование спинового транзистора позволит продвинуться дальше по пути миниатюризации электронных устройств и средств магнитной записи информации.
Поликристаллические, нанокристаллические и аморфные высокодисперсные плёнки занимают значительное место в общем объёме физических исследований и технических разработок магнитных материалов. Это связано с относительной простотой их изготовления и со сложностью и разнообразием структурных характеристик, определяемых высокой степенью неравно-весности структуры. Последнее, во многом, создаёт трудности в установлении связи между структурой и магнитными свойствами.
Важнейшие служебные свойства магнитных плёнок: коэрцитивная сила (Яс), поле наведённой магнитной анизотропии (Я*) и магниторезистивное отношение (Др/р5) являются структурно-чувствительными характеристиками. Изучение природы анизотропии и коэрцитивной силы - одна из фундаментальных проблем физики магнитных явлений, поскольку эти характеристики определяют такие магнитные свойства как доменную структуру, процессы перемагничивания и пр., а также задают область практического применения магнитных материалов. Этой проблеме посвящено большое количество работ, уже достигнут значительный прогресс в понимании влияния кристаллической структуры и её дефектов на магнитные свойства. Однако развитие и совершенствование технологии и методов исследований позволяет получать новые магнитные материалы и подробнее изучать их свойства. Поэтому ис-
следование влияния структуры и технологии получения на магнитные свойства были и остаются актуальными.
Из литературных источников и проведённых ранее нами исследований однослойных по-ликристаллических и аморфных плёнок 3(1-металлов стало известно, что в плёнках действует несколько причин анизотропии, как конденсационного происхождения (разных в различных материалах), так и возникающих вследствие внешних воздействий (травление, отжиг). Эти анизотропии имеют различные области пространственной локализации и характеризуются амплитудной и угловой дисперсией. Макроскопическая анизотропия является результатом усреднения локальных анизотропий. Первоначальное изучение многослойных плёнок с по-ликристаллическими ферромагнитными слоями, разделёнными немагнитной прослойкой, показали, что в таких плёнках из-за эффектов связи формируется сложная магнитная анизотропия. Поэтому на определённом этапе выполнения диссертации возникла необходимость исследования природы магнитной анизотропии в многослойных плёнках, обусловленной действием как структурных факторов, так и эффектов магнитостатической и обменной связи между ферромагнитными слоями, разделёнными немагнитной прослойкой.
В имевшихся к моменту написания диссертации теоретических и экспериментальных работах по исследованию многослойных плёнок с гигантским магнитосопротивлением основное внимание исследователей было направлено на решение двух основных проблем: во-первых, выяснению природы осцилляций межслоевого взаимодействия при вариации толщины немагнитной прослойки в различных многослойных структурах, и, во - вторых, изучению физических механизмов усиления мапштосопротивления в многослойной структуре ферромагнетик / немагнитный металл. Значительно меньше внимания уделено исследованиям влияния связи между ферромагнитными слоями на интегральные и локальные магнитные свойства многослойных плёнок. Было известно лишь несколько экспериментальный работ, в которых показано, что при изменении толщины прослойки осциллируют также магнитооптический эффект, магнитная анизотропия и температура Кюри. В этот начальный период была мало исследована доменная структура многослойных плёнок, и практически ничего не было известно про осцилляции коэрцитивной силы. В связи со сказанным возникла необходимость выяснения природы осцилляций поля анизотропии и коэрцитивной силы, что требовало проведение комплексных сравнительных исследований структуры однослойных и многослойных плёнок 3<5-металлов, их доменной структуры и структурно-чувствительных магнитных характеристик и установление корреляции с типом и величиной связи.
Исходя из нерешенных проблем была сформулирована основная цель диссертации: выяснение корреляции структурных и размерных механизмов формирования анизотропии и коэрцитивной силы в поликристаллических, аморфных и многослойных плёнках.
7
КРАТКОЕ СОДЕРЖАНИЕ РАБОТЫ
В первой главе описаны технологии получения плёнок, методики исследования пара-мстров структуры (толщины, химическою состава, шероховатостей подложек и плёнок), методы исследования кристаллической и магнитной структур, а также методы измерения магнитных и гальваномагнитных свойств. Дано описание экспериментального оборудования и методик наблюдения доменной структуры, структуры доменных границ и процессов пере-магничиваиия в просвечивающем электронном микроскопе методами Лоренцевой микроскопии. Показана перспективность применения метода магнетронного распыления для получения магнитных моно- и многослойных ферромагнитных плёнок и плёнок сложного химического состава. Приведены примеры получения плёнок поликристаллических, аморфных и многослойных плёнок. Установлено, что при реактивном магнетронном распылении в атмосфере азота возможно получение плёнок с индукцией насьпцения большей, чем в плёнках чистого железа. Увеличение магнитной индукции плёнок обусловлено образованием высокомагнитной фазы
Во второй главе представлены результаты экспериментального определения вкладов в коэрцитивную силу от дефектов, создающих квазинепрерывный потенциальный рельеф для доменной границы {Но), и от закрепления доменной границы на локализованных дефектах {Но)- Приведён расчёт удельной дисперсии силы взаимодействия доменной границы с дефектами поликристаллических плёнок. Получены выражения коэрцитивной силы для различных моделей закрепления доменной границы на дефектах с размерами много меньшими ширины доменной 1раницы. Расчёты удельной дисперсии силы для конкретных моделей дефектов позволили выявить три типа явной зависимости вкладов в коэрцитивную силу от
толщины плёнки с/: Нс ~ с!~^3 - для шероховатостей поверхности и Нс ~ И'2^3 - для несквозных пор. Для сквозных дефектов - дисперсии осей легкого намагничивания кристаллитов и межкристаллитных границ Нс не зависит от с1. Предполагая, что взаимодействие доменной границы с каждым типом дефектов независимо получен закон сложения коэрцитивных сил. Представлены результаты экспериментального определения вкладов в коэрцитивную силу от поверхностных дефектов и дефектов, расположенных в объёме плёнки.
В третьей главе исследуется влияние изменения плотности и распределения поверхностных и объёмных дефектов на поле анизотропии и коэрцитивную силу плёнок №бзСо25ре12. Для увеличения степени неравновесности плёнки осаждались на положеки при комнатной температуре. Изменение соотношений размеров и распределения дефектов в объёме плёнки осуществлялось отжигом и наклонным напылением, а изменение рельефа поверхности - выбором подложек и химическим травлением. Приведены результаты электронно-
микроскопических исследований шероховатостей различных видов подложек и средние размеры параметров шероховатостей.
Измерения коэрцитивной силы плёнок, осаждённых на различного рода подложки, показывают, что минимальное значение коэрцитивной силы наблюдается на подложках с минимальными шероховатостями. При химическом травлении поверхности плёнки резко возрастает #с и изменяются других магнитные характеристики: поле анизотропии (Як), угловая дисперсия анизотропии (090) и ширина линии ферромагнитного резонанса (Д//). Эксперимент показывает различное поведение структурных преобразований и изменение магнитных свойств от соотношения двух размерных параметров: толщины плёнок с1 и размера зерна О = 2Я. После отжига в вакууме плёнок разной толщины, полученных при нормальном осаждении, наблюдаются две различные зависимости #с(7отж). Для плёнок с <1 > 30 нм на кривой ЯсСГотж) наблюдается минимум в области 200°С, а для плёнок с с1 < 20 нм коэрцитивная сила монотонно возрастает.
Электронно-микроскопические исследования кристаллической структуры и морфологии поверхности позволили выявить эффект сглаживания поверхности плёнок при отжиге, а также особенности при рекристаллизации плёнок, обусловленные размерными эффектами. В процессе отжига тонких плёнок с размером зерна, меньшим толщины плёнки (О < с1< 20 нм), в результате роста зерна происходит образование сквозных микропор, что и приводит к появлению дополнительного объёмного вклада - Ну3. Различное поведение //с(7<лж) объясняется конкурирующим влиянием поверхностных Я5 и объёмных механизмов Ну закрепления доменной границы. В толстых плёнках преобладают объёмные механизмы, связанные с ростом зерна, в более тонких - поверхностные. Эффект влияния сглаживания поверхности на магнитные параметры особенно заметен при отжиге химически травленных и наклоннооса-ждённых плёнок, в которых происходит заметное уменьшение поверхностного вклада Я5. Конкуренция объёмных и поверхностных механизмов приводит к частичной или полной компенсации возрастания коэрцитивной силы при отжиге.
В четвертой главе представлены результаты исследования влияния технологических условий получения и концентрации *П на структуру и магнитные параметры аморфных плёнок СоТь Показано, что уменьшение размера зерна при переходе в аморфное состояние значительно уменьшает коэрцитивную силу.
При увеличении процентного содержания 14 в СоТ1 плёнках намагниченность линейно уменьшается и при содержании Т! > 25 ат.% плёнки становятся слабоферромагнитными. Установлено, что аморфное состояние наблюдается при концентрации титана от 14 до 22 ат.%. В этой же области концентраций наблюдается минимум коэрцитивной силы. Интегральное поле анизотропии в этой области концентрации также резко уменьшается. Для исследования
были выбраны плёнки СокЛ^, имеющие максимальное значение Ну в области концентраций, соответствующих аморфному состоянию.
Установлено, что значительное влияние на величину наведенной магнитной анизотропии оказывает парциальное давление аргона и напряжение смещения, подаваемое на подложку. Электронно-микроскопическими исследованиями показано, что этот эффект не связан с крупномасштабными изменениями в структуре, поскольку структурные неоднородности плёнок, полученных при разном парциальном давлении аргона, но при одинаковых углах осаждения, идентичны. Установлено, что причина большого различия Ки плёнок, полученных при разном парциальном давлении аргона, связана с типом кластеров, образовавшихся в плёнке при распылении. В зависимости от энергии распыляемых атомов в кобальтсодержащих аморфных плёнках могут образовываться кластеры разной симметрии. Температурные исследования намагниченности плёнок, полученных при давлении аргона 5.5*10“4 Горр, позволили выявить термомагнитный гистерезис, который косвенно свидетельствует о наличии в структуре кластеров тригональной симметрии, имеющих большую локальную магнитную анизотропию. Образование кластеров тригональной симметрии при низкотемпературном изотермическом отжиге приводит к росту интегральной магнитной анизотропии. Образование кластеров тригональной симметрии подтверждено прямым методом - анализом картин микродифракции, на которых при микрофотометрировании выявляется ступенька интенсивности дифракционного кольца, соответствующего ГПУ фазе кобальта.
Рассчитана вероятность образования кластеров тригональной симметрии в зависимости от парциального давления Аг, расстояния от мишени и напряжения смещения. Показано, что эта вероятность будет максимальной, если энергия распыляемых атомов мишени при попадании их на подложку будет соизмерима с энергией активации процесса преобразования кластеров октаэдрической симметрии, соответствующей ГЦК фазе, в кластеры тригональной симметрии.
Методом высокоразретающей электронной микроскопии в нормально осажденных плёнках выявлены структурные неоднородности двух типов: образования размером 1.2 + 1.6 нм или кластеры и цепочки из трех-четырех таких кластеров. Для наклонноосаждённых аморфных плёнок кроме указанных неоднородностей, характерны области резко отличающиеся по контрасту - области пониженной плотности размером порядка 12 нм. Анализ Фурье- спектров, полученных при обработке электронно-микроскопических изображений, позволил определить периоды структурных неоднородностей, коэффициент их анизотропии и дисперсию распределения.
По кинетическим зависимостям магнитной анизотропии, полученным после термомагнитного отжига при Тогж <ТКрв поле, перпендикулярном первоначальной оси легкого намаг-
10
ничивания, установлено, что в плёнках Со-Т1 существуют "отжигаемые" и "неотжигаемые" источники анизотропии. Отжигаемая компонента связана с переориентацией атомных пар в окрестности свободных объёмов. Неотжигаемая компонента обусловлена образованием низ-
* несимметричных кластеров, областей пониженной плотности и микропор. Приведены оценки коэрцитивной силы аморфных плёнок, полученные с использованием модели случайной локальной магнитной анизотропии при наличии макроскопической анизотропии.
В пятой главе представлены результаты исследования магнитных и магниторезистивных свойств плёнок с ферро- и антиферромагнитносвязанными слоями Со(6нм)/Си(х)/Со(6нм). Приводятся результаты электронно-микроскопических исследования кристаллической структуры, а также результаты исследования доменной структуры методами Лоренцсвой микроскопии. Исследовано влияние типа связи и структурных изменений при отжиге многослойных плёнок на величину гигантского магнитосопротивления и установлены корреляционные соотношения со статическими магнитными свойствами плёнок.
* Из анализа магнитных и магниторезистивных кривых трёхслойных пленок Со/Си/Со с
различной толпщной немагнитной прослойки следует, что вид кривых магнитного и магниторезистивного гистерезиса в значительной степени зависит от типа связи. При ферромагнитной связи между слоями каждый слой кобальта имеет одну ось лёгкого намагничивания, и магнитные параметры плёнок с ферромагнитносвязанными слоями практически не отличаются от однослойных плёнок такой же толщины. Существенные изменения параметров магнитного и мапшторсзистивного гистерезиса плёнок Со/Си/Со наблюдаются только при антиферромапштной связи между слоями кобальта. Процесс перема1 ничивания плёнок с ан-гиферромапштной связью характеризуется изотропными петлями гистерезиса, а продольный
* и поперечный магниторезистивные эффекты становятся положительными. При этом коэрцитивная сила и магниторезистивное отношение плёнок с антиферромагнитной связью возрастают более, чем на порядок, по сравнению с плёнками Со/Си/Со с ферромагнитной связью и однослойными плёнками Со. Высокая остаточная намагниченность исследуемых плёнок Со/Си/Со свидетельствует о неполном антипараллельном выстраивании намагниченностей в соседних слоях при толщинах прослойки, соответствующих максимумам антиферромагнит-ного взаимодействия. Электронно-микроскопическими наблюдениями доменной структуры определено, что в нулевом внешнем поле доменная структура содержит домены как с параллельным, так и антипараллельным направлением намагниченностей в слоях.
Измеряемая в плёнках эффективная антиферромагнитная (отрицательная) связь (Лдо,), 9 которая способствует антипараллельной ориентации намагниченностей в слоях, является ре-
зультатом конкурирующего действия нескольких видов положительных (ферромагнитных) связей, возникающих из-за магнитостатических и обменных взаимодействий между слоями.
Установлено, что в исследованных плёнках Со/Си/Со величина эффективной антиферромагнитной связи на два порядка больше значения макроскопической магнитной анизотропии, но сравнима со значением локальной магнитной анизотропии. Этим объясняется сильное влияние антиферромагнитной связи на процессы псремагничивания. Оценки величины эффективной антиферромагнитной связи по магнитным и магниторезистивным кривым с использованием данных о морфологии поверхности подложек дают основания заключить, что антиферромагнитная связь может подавляться положи тельными связями из-за шероховатостей слоев и связью через микроотверстия в немагнитной прослойке при их критической ПЛОТНОСТИ Лир> 5*1015 м'2.
Обнаружено, что при варьировании толщины прослойки наблюдаются осцилляции связи, которые приводят не только к известному ранее осцилляционному поведению магнитосо-противления, но и вызывают осцилляции поля анизотропии и. соответственно, коэрцитивной силы.
Установлено, что магниторезистивное отношение и коэрцитивная сила связаны линейной зависимостью с полем насыщения. В свою очередь коэрцитивная сила связана линейной
зависимостью с полем локальной анизотропии, что позволяет записать Нс = Н0 + pH /, где Но ~ коэрцитивная сила, обусловленная структурными дефектами с размерами г « б, рассмотренными в главе 2, Яу - коэрцитивная сила, обусловленная антиферромагнитной связью между слоями, р - коэффициент пропорциональности порядка единицы.
Установлено, что во всех исследованных плёнках Со/Си/Со с антиферромагнитной связью после конденсации присутствует биквадратичная компонента связи (Уг), способствующая 90° ориентации намагниченностей слоев. Аргументом, доказывающим присугствис би-квадратичной компоненты косвенной обменной связи между слоями, является нелинейная
зависимость Ар/р = /(гп2). По результатам экспериментальных измерения У| и Уг в зависимости от толщины прослойки и результатам, полученным из аппроксимации кривых намагничивания, установлено, что величина биквадратичной связи является функцией билинейной СВЯЗИ У2 = /(У,) и обычноУ2я» 0.1 У|.
Электронно-микроскопическими наблюдениями за изменениями структуры доменов и доменных границ установлено, что в результате отжига в плёнках с различной толщиной прослойки происходит изменение типа связи между слоями. В плёнках с антиферромагнитной связью наблюдается переход от антиферромагнитной связи к ферромагнитной, при этом изменяются соотношения между величинами У| и У2. Кинетические параметры этого перехода зависят от толщины немагнитной прослойки. Присутствие биквадратичной связи проявляется на спектрах ФМР, а также на поведении кривых намагничивания.
Установлено, что в плёнках, полученных при одинаковых технологических условиях, но с разной толщиной прослойки, наблюдается существенно различное поведение магниторезистивного отношения от температуры отжига. Эти отличия не могут быть объяснены уменьшением удельного сопротивления или структурными изменениями. Электронномикроскопическими исследованиями не выявлено каких - либо существенных отличий в структуре как в зависимости от толщины прослойки, так и в процессах рекристаллизации при отжиге плёнок. С другой стороны, в этих же образцах после отжига, с использованием атомной силовой микроскопии установлено сглаживание поверхности плёнок. Очевидно, что увеличение магниторезистивного отношения связано с изменениями структуры на атомном уровне. Из анализа известных механизмов усиления магнитосоиротивления [354] и механизмов биквадратичной связи [393,394,446] сделан вывод, что увеличение магниторезистивного отношения при относительно низкой температуре огжига происходит по двум причинам: во - первых, из-за усиления эффективной антиферромагнитной связи, обусловленного уменьшением влияния магнитостатической положительной связи (связи типа «апельсиновой кожуры») в результате сглаживания поверхности;
во-вторых, из-за усиления моттовского спин-зависимого рассеяние электронов проводимости на примесях ферромагнитных металлов в немагнитной прослойке и немагнитных металлов ферромагнитных слоях, перемещённых в результате взаимодиффузии через границу раздела в пределах 1-3 монослоёв [354].
Второй механизм согласуется с микроскопическим механизмом биквадратичной связи, основанным на модели свободных спинов [394] и механизмом биквадратичной связи через микроотверстия в прослойке [447]. Доказательством применимости этих моделей является зависимость магниторезистивного отношения от диффузионных процессов, наблюдаемых при изохронном и изотермическом отжиге. Процесс атомной межслоевой диффузии при отжиге приводит к постепенной деградации Си прослойки, в первую очередь, по мсжкристал-литным границам. Эта деградация идет путём образования ферромагнитных мостиков, которые приводят к локальной ферромагнитной связи на площади - 1нм2. С увеличением времени и температуры отжига плотность (и площадь) микроотверстий растёт, что в конечном итоге, приводит к подавлению антиферромагнитной связи между слоями кобальта в макроскопическом смысле [282] и уменьшению Ap/ps. Некоторым подтверждением диффузионного перемешивания слоёв Со и Си является линейная зависимость приращения проводимости 1/2
слоёв от t4 .
Полученные результаты показывают, что изменение доменной структуры и других магнитных свойств плёнок Со/Си/Со с антиферромапштой связью между слоями, в значительной большей степени зависят от величины антиферромагнитной связи, чем от структурных
13
изменений. В свою очередь, величина связи зависит от структурных изменений на атомном уровне, которые не выявляются обычными методами электронной микроскопии. С другой стороны, наблюдения доменной структуры методами Лоренцевой микроскопии позволяют надёжно выявлять тип связи и её изменения.
Учитывая технологические особенности процесса конденсации, изотропность петель магнитного гистерезиса плёнок с антиферромагнитиой связью невозможно объяснить на основе представлений об одноосной анизотропии каждого из слоёв. В работах [5, 6] было показано, что в мультислоях Fe/Cr с биквадратичным обменом формируется анизотропия четвёртого порядка. В плёнках Со/Си/Со наличие многоосной анизотропии подтверждено данными ФМР и анизотропией процессов намагничивания. Тип анизотропии и её трансформации при изотермическом отжиге были исследованы по угловым зависимостям кривых относительной намагниченности I/Is =/[Н,<р) [410].
Двухосная анизотропия в трёхслойных плёнках Со/Си/Со является следствием проявления биквадратичной связи. Двухосную анизотропию в многослойных плёнках Со/Си/Со можно рассматривать как особый вид обменной анизотропии, которая возникает в результате конкуренции билинейной связи и прямого обменного взаимодействия. Основным структурным источником двухосной анизотропии в исследованных плёнках Со/Си/Со являются мик-роотверстия в прослойке.
В результате анализа влияния размерных эффектов (толщин слоев) в плёнках Со/Си/Со показано, что удельное сопротивление и анизотропия магнитосонротивления имеют противоположные тенденции поведения при уменьшении толщины слоёв кобальта. Этот эффект обусловлен ограничением длины свободного пробега электронов поверхностями плёнки.
Используя экспериментальные зависимости электросопротивления от толщины слоёв кобальта и теорию Фукса [469], из параметров линейной аппроксимации определена средняя длина свободного пробега электронов ХсР и удельное сопротивление бесконечно толстой плёнки ро- Данные зависимости длины свободного пробега электронов от толщины слоёв показывают, что в исследуемых плёнках длина свободного пробега электронов соизмерима с толщиной плёнки, поэтому, когда ХсР < dco> наблюдается возрастание удельного сопротивления. С другой стороны, ХсР» dcu, и это приводит к квантоворазмерным эффектам - осцилляциям гигантского магнитосопротивления, коэрцитивной силы и поля анизотропии.
На защиту выносятся следующие результаты и положения.
1. Результаты анализа влияния размерных и квантоворазмерных эффектов, обусловленных вариациями толщины магнитных и немагнитных слоёв и морфологии поверхности на
критические поля (коэрцитивную силу, поле магнитной анизотропии, поле насыщения) и магниторезистивное отношение в однослойных и многослойных плёнках.
2. Результаты исследования структурных превращений и кинетические параметры процессов, определяющих эти превращения при осаждении и последующем отжиге поликри-сталлических моно- и многослойных ферромагнитных плёнок, полученных магнетронным распылением, а также закономерности структурной релаксации в аморфных плёнках на основе кобальта.
3. Результаты исследования зависимости коэрцитивной силы, эффективной магнитной анизотропии, локальной магнитной анизотропии, поля насыщения и магниторезистивного эффекта от материала плёнки, технологии, структурных дефектов и косвенной обменной связи между ферромагнитными слоями. Установление линейной зависимости между магниторезистивным отношением, коэрцитивной силой, магнитной анизотропией и полем насыщения.
4. Вывод о том, что осцилляционное поведение поля анизотропии и коэрцитивной силы плёнок Со/Си/Со обусловлено осцилляциями косвенного обменного взаимодействия между слоями. Антиферромагнитная связь уменьшает радиус ферромагнитной корреляции в ферромагнитных слоях и приводит к мелкодоменному разбиению магнитной структуры.
5. Вывод о том, что биквадратичная обменная связь в поликристаллических трёхслойных плёнках индуцирует неизвестную раннее двухосную магнитную анизотропию, которая формируется при конденсации или в результате диффузионных процессов при последующем отжиге.
Глава 1.Технология получения поликристаллических, аморфных и многослойных плёнок.
1.1. Вводные замечания. Обоснование методов получения плёнок.
Известно два направления развития технологии получения плёнок с точки зрения воздействия конденсированных атомов на поверхность подложки. В первом случае требуется сильное воздействие (< 1эв на атом), которое приводит к модификации поверхности подложки. Это технологии нанесения защитных, упрочняющих и износоустойчивых покрытий. Во втором случае, напротив, воздействие конденсированных атомов на подложку должно быть сведено к минимуму. В этом направлении развиваются технологии микроэлектронной промышленности, в том числе и технологии получения многослойных пленок со сверхтонкими слоями, где важно избежать перемешивания слоев на ангстремном уровне.
Получение высококачественных тонкопленочных слоев металлов, сплавов, диэлектриков и полупроводников является одной из актуальных задач технологии изготовления различных элементов радиоэлектронной аппаратуры. До сравнительно недавнего времени для получения пленок толщиной до нескольких микрон использовались главным образом процессы термического испарения и конденсации веществ в высоком вакууме. При необходимости получать более толстые слои этот метод дополнялся методом ионного покрытия, а также электрохимическим наращиванием тонких пленок.
Методы термического испарения в вакууме характеризуются простотой и высокими скоростями осаждения, но, с другой стороны, не обеспечивают достаточной воспроизводимости свойств плёнок, в особенности, при осаждении веществ сложного состава. Этими методами невозможно испарять тугоплавкие материалы, а вылет крупных частиц в процессе испарения материалов (особенно диэлектрических с низкой теплопроводностью) является причиной появления поверхностных дефектов и нарушения непрерывности пленочного покрытия.
Электронно-лучевое испарение, как один из термовакуумных методов, при высокой скорости осаждения (до 50 нм-с*1) характеризуется низким коэффициентом полезного использования материала (обычно ниже 20%) и очень низким энергетическим КПД. Непосредственно на процесс испарения расходуется от 1 до 5% подводимой энергии. Основное количество энергии идёт на нагрев тигля, рентгеновское и ультрафиолетовое излучения и образование вторичных электронов с высокой энергией (до 25% от энергии первичного пучка). Эти электроны, бомбардируя поверхность наносимой плёнки, нагревают её до 620 - 770°К и приводят к появление радиационных дефектов. При испарении из двух источников или нескольких источников, которое используется для получения многослойных плёнок, трудно реализовать постоянство композиционного состава наносимых слоев из-за большой разницы в скоростях испарения. От этих недостатков в значительной мере свободны испарители дискретного дей-
ствия, использующие так называемый «взрывной» метод испарения. Но этот метод не поддается формализации, так же как и электронно-лучевое испарение, и на его основе трудно построить автоматические поточные линии.
Очевидно, что ни один из методов напыления не обладает универсальной применимостью. Тем не менее, в последние годы методы ионно-плазменного распыления проявили себя как наиболее перспективные. Б особенности это касается метода магнетрояного распыления на постоянном токе [49]. Основным преимуществом методов ионно-плазменного распыления является то, что с их помощью в форме тонкой пленки может быть получен практически любой материал с одновременной возможностью достаточно простого регулирования процесса конденсации. При этом такие методы ионно-плазменного распыления, как высокочастотное диодное и магнетроннос на постоянном токе, получили наиболее широкое распространение. Методы трехэлсктродного и четырехэлектродного распыления имеют сравнительно ограниченную область практического применения.
При магнетронном распылении, по сравнению с термовакуумными методами, используются совершенно иные физические принципы, понимание которых необходимо для интерпретации служебных свойств получаемых плёнок. Распыление материала по этим методам осуществляется бомбардировкой поверхности мишени необходимого химического состава ионами инертных газов, которые ионизируются вторичными электронами. В основе магне-тронной техники лежит запатентованный в 1939 году «магнетрон Пеннинга». Для удержания вторичных электронов в области поверхности катода - мишени используется тороидальное магнитное поле. Расположенный по периметру мишени анод позволяет снизить на несколько порядков интенсивность бомбардировки подложки электронами, что и дает возможность существенно понизить её температуру.
Основными факторами, определяющими сгруктуру осаждаемых слоев, гакже как и в случае термического испарения, являются кинетическая энергия распыляемых атомов, температура поверхности подложки и сс химическая активность. В связи с тем, что распыление производится при значительно более высоком давлении (-5*10'3 мм. рт. ст.), по сравнению с электронно-лучевым испарением, уменьшается длина свободного пробега, а при варьировании давления рабочего газа кинетическая энергия распыляемых частиц изменяется. Химическая активность подложки за счет адсорбции аргона также будет меняться. В то же время изменение температуры подложки при варьировании давления газа незначительно, так как разогрев подложки в основном определяется энергией излучения плазмы, которое не велико.
Наиболее важным является то обстоятельство, что скорости распыления большинства материалов магнетронным методом различаются не более чем на порядок, в го время как скорости их вакуумного испарения могут отличать на много порядков при изменении темпе-
ратуры испарителя. Так, например, при напряжении на мишени 600 В скорости распыления вольфрама и алюминия различаются всего лишь в 2 раза, тогда как скорости испарения этих металлов при температуре 2000°С - на 9 порядков [184].
Основным параметром разряда, определяющим скорость распыления, является электрическая мощность, при этом скорость осаждения почти линейно зависит от приложенной мощности (рис. 1.1). Это даёт возможность с достаточной точностью поддерживать необходимую скорость осаждения пленки в магне-тронной системе за счёт стабилизации тока разряда или подводимой мощности. Эти функции выполняет источник питания, благодаря чему получение заданной толщины пленки достигается заданием времени осаждения. Ростом пленки можно управлять также и с помощью прямых методов контроля, например, с помощью кварцевого датчика, поскольку плазма в магнетронной системе локализована вблизи мишени и не воздействует на датчик. Как показывает практика, для обеспечения воспроизводимости и стабильности процесса нанесения пленки ток разряда необходимо поддерживать с точностью ±2%, а при стабилизации процесса по мощности разряда точность ее поддержания составляет ±20 Вт в диапазоне регулирования от 0 до 10 кВт. При этом отклонение рабочего давления не должно превышать ± 5 % [49].
Таким образом, методы ионно-плазменного распыления имеют неоспоримые преимущества перед методами термического испарения и вакууме. Отметим наиболее важные из них.
1. Коэффициенты распыления или соответствующие им скорости осаждения для различных металлов, сплавов и даже диэлектриков различаются слабо. Это даёт возможность использовать этот метод для распыления самых разных материалов, и делает его особенно привлекательным в случае получения многослойных и многокомпонентных аморфных плёнок.
2. Контроль толщины пленки относительно прост. Сначала определяют скорость осаждения пленки, нанося пленку такой толщины, какую легко измерить методами оптической или рентгеновской интерференции. После этого для получения пленок нужной толщины устанавливают соответствующее время распыления, сохраняя геометрию электродов и условия осаждения (давление газа, ток мишени и напряжение между электродами).
Мощность раэряда}ндт
Рис. 1.1 Зависимость скорости осаждения различных материалов от мощности разряда [49].
3. При ионном распылении отсутствуют трудности, связанные с «разбрызгиванием» (испусканием более крупных агломератов), которое часто происходит при вакуумном испарении. Нет ограничений в расположении электродов и подложек, связанных с гравитационными силами. Во многих системах часто используется распыление в направлении сверху вниз, так как это упрощает установку и закрепление подложек.
4. Очистка подложек значительно упрощается, поскольку перед осаждением пленок можно осуществлять очистку поверхности подложек ионной бомбардировкой.
5. Возможно распыление с мишеней большой площади. Материала мишени, как правило, бывает достаточно для многих технологических циклов нанесения пленок.
6. Для получения более однородных но толщине плёнок можно с помощью магнитного поля управлять плазмой, а для уменьшения разогрева подложки можно исключить попадание на нее быстрых электронов.
7. При получении металлических пленок на металлических подложках отрицательное смещение на подложку перед осаждением плёнок может быть использовано для удаления окисных пленок и улучшения сцепления пленки с подложкой. Отрицательное смещение на подложке в процессе осаждения пленки может способствовать уменьшению концентрации кислорода в пленке и получению металлических пленок высокой чистоты.
8. Если разряд поддерживается при давлениях газа, меньших 5-103 мм. рт. ст., то распыленные атомы достигают подложки, имея высокие энергии испускания. Это может способствовать улучшению структуры и адгезии пленок. Например, в случае нанесения пленок ионным распылением температура эпитаксии значительно ниже, чем в случае испарения в вакууме.
9. Посредством ионного распыления металлов или полупроводников на постоянном токе или на высокой частоте в атмосфере реактивных газов, например, кислорода или азота, можно получать пленки (с высоким содержанием кислорода или азота) таких материалов, как БЮг, ТЮг, и БлС^.
Важно заметить, что совершенствование технологий распыления позволяет не только повысить качество получаемых плёнок, но и обнаружить новые свойства материалов. В частности, исследование мультислойных плёнок с ультратонкими слоями привело к открытию гигантского магнитосопротивлсния [238, 245]. Фактически, в настоящее время взаимосвязь между технологией, распылительным оборудованием и распыляемыми материалами является настолько глубокой, что может рассматриваться как некоторая взаимосвязанная система. Только при таком "системном" подходе можно надеяться на реализацию получения воспроизводимых свойств тонких плёнок.
19
1.2. Техника и технология получения пленок.
Для получения ферромагнитных, поликристаллических, аморфных и многослойных плёнок в работе использовались два основных метода - электронно-лучевое испарение и магне-тронное распыление на постоянном токе.
Подета в+п для
исларяенега веиеестда
Злелтромнъи/ луч Анод
Водяное охлаждение
1.2.1. Электронно- лучевое испарение [ 136, 341, 342, 344, 345].
Электронно-лучевое испарение относится к термическим методам получения плёнок, при котором разогрев испаряемого материала осуществляется электронным лучём [184]. Конструкция электронно-лучевого испарителя показана на рис. 1.2. Поликристатлическис плёнки получали в установке УРМ-3.279.011 в вакууме 1 10'6 мм. рт. ст. Установка оборудована карусельным устройством, с помощью которого можно менять кассеты с подложками, не нарушая вакуума и установившегося процесса испарения. В каждой кассете располагалось И подложек. В качестве подложек использовались тщательно очищенные стёкла размером 24 х 24 х 0,1 мм. Основными операциями при подготовке подложек были: промывка в моющем растворе при температуре 60°С, каскадная промывка в дистиллированной воде и сушка в парах изопропиловою _ . . _
Рис. 1.2. Схема электронно-
спирта. Плёнки для электронно-микроскопических лучевого испарителя, исследований осаждались на подслой лака, фоторезиста или на скол КаС1. Температура подложек при конденсации варьировалась от 20°С до 250°С. Для создания одноосной анизотропии во время напыления прикладывалось поле напряжённостью 4ТО3 А/м. В качестве исходных материалов использовались сплавы М1бзСо25ре12, Не5оСо50-хСгх, ТЛвоРего- Распыление производилось из медного водоохлаждаемого тигля электронно-лучевой пушкой мощностью ~ 3 кВт при ускоряющем напряжении 12 кВ. С целью уменьшения влияния технологических условий при снятии кривой толщин-ной зависимости коэрцитивной силы за один сеанс производилось напыление плёнок четырёх толщин. Каждая следующая серия плёнок осаждалась таким образом, чтобы толщины перекрывались. Последующие исследования выполнялись на плёнках, которые при одинаковой толщине имели коэрцитивную силу Яс> отличающуюся не более чем на 5%.
Для получения серии наклонноосаждённых плёнок при одинаковых технологических условиях и исключения влияния утла осаждения на толщину плёнок был сконструирован специ-
20
альный держатель подложек. Держатель подложек был изготовлен на основе расчётов, вытекающих из формулы
ам. м
аз.
4я-г
(1.1)
ам
где - масса вещества, осаждённая на единицу
азг
площади подложки, а8г - элемент площади подложки, М - масса испарённого вещества, г - расстояние от ис-
Рис.1.3. Схема напыления
парителя до подложки, а - угол падения атомного пуч- плёнок одинаковой толщины под
разными углами а. 1 - подложка; ка. Схема напыления плёнок одинаковой толщины под 2 - держатель подложек; 3 - иа-
раз.шиными углами конденсации атомного потока по- Дающий поток атомов, казана на рис 1.3.
Отжиг производился в вакуумном посту ВУП-2К. Печь с образцами помещалась в магнитное поле Н= 3,2* 104 А/м, образованное двумя постоянными магнитами. Плёнка располагалась таким образом, чтобы направление лёгкой оси совпадало с направлением поля при отжиге или было перпендикулярно ей. Температура при отжиге поддерживалась регулирующими приборами III4531 с точностью до 1%.
1.2.2. Магнетронноераспыление [28, 39,209-211,213, 258].
Получение аморфных и многослойных плёнок вакуумным испарением, в силу отмеченных во введении причин, затруднено, поэтому аморфные плёнки Со-"П и многослойные плёнки - Со-Т1/Мо, Со/Си/Со получали магнетронным распылением. Схема взаимного расположения мишени и подложек показана на рис. 1.4а. Основными элементами устройства магнетронного распылителя являются катод-мишень, анод-экран и магнитная система удержания плазмы (рис. 1.46). Наличие замкнутого магнитного поля у распыляемой поверхности позволяет локализовать плазму разряда непосредственно у мишени и существенно уменьшить влияние плазмы на процесс конденсации плёнок.
В качестве распыляемого материала для получения плёнок Со-Т1 использовалась мозаичная мишень из Со (99,99%) и П (99.70%) диаметром 110 мм. Химический состав конденсированных плёнок зависит от соотношения площадей кобальтовых и титановых мишеней, находящихся в зоне распыления. Исследование зависимости химического состава осаждённых плёнок методом лазерной масс-спектрометрии покатало, что концентрация 'П в плёнке прямо пропорционально зависит от площади титановой мишени (рис. 1.5). Это позволяло легко изменять состав напыляемых плёнок, контролируя площадь титановой мишени. Перед
21
распьшенисм пленок камера предварительно откачивалась до остаточного давления 5-Ю*6 мм. рт. ст., затем в камеру напускался чистый аргон и производилась ионная очистка подложек при давлении 1-Ю'2 мм. рт. ст.
Рис. 1.4 (а, б). Схема расположения мишени и подложек (а), (б) - конструкция магнетронного распылителя. 1 - мишень; 2 - экран - анод; 3 - подложки; 4 - плазменный шнур; / *= 45мм - расстояние от мишени до плоскости подложек; г - расстояние от центра мишени до центра подложки (варьируется от 45 до 80мм); (1= 110мм - диаметр мишени.
При исследовании влияния технологических параметров на структуру и магнитные свойства парциальное давление Аг при конденсации варьировалось от 2-Ю-4 до 1-Ю’3 мм. рт. ст. Распыление проводилось на постоянном токе /= 220 мЛ и напряжении (/= 350 В. Скорость на-* пыления составляла - 0.4 нм/с. Расстояние от мишени до подложек равнялось 45 мм.
Мишень (катод)
Сечение
планарного
магнетрона
Ионы ©
Планарное магнетронное распыление
і/
Атомы.
мишени
Осаждаемая пленка
Атомы аргона •
Силовые линии магнитного поля
• # Захваченные электроны
• • * • »
Материал вьбиваемый • •
• • ионами • •
Многослойные пленки Со/Си/Со получали магнетронным распылением составной Со -Си мишени на постоянном токе в атмосфере рабочего газа Аг при Рд, = 510’3 мм. рт. ст.
Осаждение производилось на стеклянные подложки и монокристаллы 81(100) при комнатной температуре. Мощности разряда при распылении Со и Си варьировались и подбирались таким образом, чтобы скорости осаждения Со и Си были одинаковыми (у = 0,1 нм/с). Заслонка, расположенная между мишенью и каруселью с подложками, позволяла переключать поток атомов меди или кобальта. Толщина слоев контролировалась по времени напыления. Для определения скорости осаждения была получена серия однослойных пленок Со и Си, толщина которых определялась методом рентгеновской интерференции с точностью ± 0,2 нм. Заданные толщины слоев кобальта и меди контролировались по времени напыления. Скорость распыления в процессе конденсации измерялась также кварцевым датчиком.
1.2.3. Реактивное магнетронное распыление [451, 452].
Магнетронное распыление в атмосфере реакционноспособных газов используется для получения плёнок сложного химического состава. При реактивном магнетронном распылении возможны два механизма образование химического соединения атомов мишени с активным газом - на поверхности мишени, после чего распыляются молекулы соединения, или же протекание реакции непосредственно на подложке. Реакция в газовой фазе маловероятна из-за возникающих проблем сохранения импульса и рассеяния теплоты реакции. Имеющиеся данные свидетельствуют о преобладании второго механизма - образование соединений непосредственно на поверхности подложки [184].
Реактивное магнетронное распыление имеет ряд особенностей, связанных с влиянием химически активных газов на параметры плазменного разряда. В частности, добавление даже небольшого количества кислорода влияет так же, как значительное повышение давления в камере. Этот эффект объясняется тем, что дрейфовая скорость электронов, движущихся в темном катодном пространстве, уменьшается в присутствии атомов кислорода, которые временно связывают электроны и превращаются в отрицательные ионы. В результате эффективность образования положительных ионов при соударении с атомами газа возрастает.
С-п, ат.%
Рис. 1.5. Зависимость процентного содержания П в плёнке СоТ» от площади тита-вой мишени.
Установлено, что количество тепла, выделяемое на мишени - катоде и на аноде - подложке, также зависит от концентрации кислорода. При более высоких концентрациях кислорода на аноде выделялось большее количество тепла, чем на катоде из-за бомбардировки анода и подложек отрицательными ионами.
Поскольку между материалом мишени и химически активным газом могут образовываться различные соединения, конкретный вид соединения зависит от технологических условий распыления. Тип образующегося соединения зависит как от процентного содержания активного газа в распылительной атмосфере, так и от величины Е*, называемой приведённым полем Е' = и/гр, где II - катодное падение потенциала, г - расстояние подложка - мишень,/? -давление газа. Энергия как нейтральных атомов, так и отрицательных ионов, летящих от мишени, будет пропорциональна величине приведённого поля, поэтому приведённое поле сильно влияет на коэффициент вторичного распыления материала плёнки.
Увеличение температуры подложки при реактивном распылении, в противоположность обычному распылению, приводит к увеличению скорости роста плёнки. Этот факт рассматривается как убедительное доказательство того, что реакция идет на поверхности подложки, и скорость образования плёнки лимитируется скоростью поступления атомов активного газа.
При магнетронном распылении в атмосфере смеси газов аргона и азота, можно получать нитриды металлов. Добавки небольшого количества азота в плёнках на основе Ре делает их мелко кристаллическими, что существенно улучшает их магнитомягкие свойства, увеличивает намагниченность насыщения /$, улучшаег сопротивление коррозии [84]. Эти плёнки интересны также тем, что при определённых технологических условиях можно получать плёнки с индукцией насыщения, превышающей индукцию насыщения плёнок чистого железа [281,316].
В работах (451, 452] исследовалось влияние технологических параметров при реактивном магнетронном распылении железной мишени в смеси газов Аг+Кг на кристаллическую структуру, индукцию насыщения и коэрцитивную силу тонких плёнок Ре->1. Давление рабочей смеси газов в процессе напыления варьировалось от 1.3*10-4 до 1*102 мм. рт. ст. Содержание азота в смеси Аг+Иг изменялось в интервале 0-20%. Плёнки осаждались на стеклянные подложки для магнитных измерений и сколы ЫаС1 для электронно-микроскопических исследований структуры и фазового состава. Предварительные исследования зависимости В% и Нс от давления рабочего газа при различной концентрации азота Си показали, что максимальное значение В$ и минимальная величина Яс наблюдаются при давлении Р = 2.3-10"4 мм. рт. ст.
На рис. 1.6 приведена зависимость В$ и Нс плёнок Ре-Ы, осаждённых на подложки при комнатной температуре, от концентрации азота в рабочей смеси. Видно, что при увеличении концентрации азота Сы > 10% индукция насыщения Въ начинает уменьшаться. Иначе ведёт себя
24
Яс. При увеличении концентрации азота зависимости II( - /(Сы) наблюдается минимум в интервале концентраций азота 7-12%, и при Ск > 12% коэрцитивная сила увеличивается.
Картины электронной микродифракции показывают, что, в зависимости от содержания азота в рабочей смеси, на электроннограммах появляются дифракционные кольца, принадлежащие различным фазам нитрида железа. При Ск = 10% плёнки состоят из фазы а-Ре, обогащённой азотом. С увеличением концентрации азота до 15% в плёнках образуется фаза Ре4Ы. При Сы = 20% в плёнках выявляется парамагнитная фаза РегЫ. Очевидно, что уменьшение индукции насыщения плёнок Ре-Ы с увеличением концентрации азота в плазмообразующем газе связано с образованием ферромагнитной фазы Р^Ы, имеющей индукцию насыщения меньше, чем индукция фазы а-Ре и парамагнитной фазы РегЫ.
Зависимость В4 и Ис от температуры подложки для плёнок Ре-Ы, полученных при Ск = 10%, показана на рис. 1.66. При осаждении на нагретые подложки В, увеличивается и при 7*, = 300°С составляет 1.9Т. Увеличение В5 связано с образованием ферромагнитной фазы Ре^Ыг с индукцией насыщения 2.8Т [281], превышающей индукцию чистого железа.
Н,'/ш
тл9° С
и
о
а б
Рис. 1.6(а). Зависимость магнитной индукции Рис. 1.6(6). Зависимость магнитной индукции В, (1) и коэрцитивной силы Нс (2) плёнок Ре- В$ (1) и коэрцитивной силы Нс (2) плёнок Ре-N от концентрации азота в рабочем газе. N от температуры подложек. Рдт+ы = 2.3*1 О*4 Рагш = 2.310"4 мм. рт. ст., Г8 = 20°С. мм. рт. ст., “ 10%.
Таким образом, плёнки Ре-Ы, полученные реактивным магнетронным распылением, являются многофазными и содержат ферромагнитные и парамагнитную фазы. Нанокрисгалличе-ские плёнки Ге-Ы, осаждённые при Сы = 10% в Аг, имеют минимальное значение коэрцитивной силы. Повышение температуры подложки в процессе конденсации позволяет получать плёнки Ре-Ы с более высокой индукцией насыщения, чем плёнки чистого железа.