книги из ГПНТБ / Сухвало, С. В. Структура и свойства магнитных пленок железо-никель-кобальтовых сплавов

Г л а в а V I

ВЛИЯНИЕ УСЛОВИИ КРИСТАЛЛИЗАЦИИ И ОТЖИГА НА ФИЗИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА ТОНКИХ ПЛЕНОК СПЛАВОВ СИСТЕМЫ Fe—Ni—Со

Рассмотренные в предыдущих главах механизм кристал­ лизации, особенности субструктуры и структурных превраще­ ний оказывают закономерное влияние на физические свойства тонких пленок. Изучение взаимосвязи структуры и субструк­ туры тонких пленок, в особенности выращенных в условиях высокого термодинамического пересыщения, с их физически­ ми свойствами должно служить отправным пунктом в поисках причин необычайного разнообразия свойств, особых явлений

влияния на физические свойства пленок величины термодина­ мического пересыщения, а также структурных факторов, по­ рожденных отклонением процесса кристаллизации от равно­ весных условий.

Под влиянием условий кристаллизации оказываются прежде всего структурно-чувствительные характеристики пленок, на­ пример электросопротивление, магнитная проницаемость, коэрцитивная сила и др. Однако поскольку при кристаллиза­ ции пленок в условиях влияния газовых примесей в ряде слу­ чаев, как было показано, наблюдается существенное измеиениё химического, фазового состава пленок, то определенному изменению при этом должны подвергаться и такие физические их характеристики, которые обычно являются константами ве­ щества, если оно синтезировано в равновесных стандартных условиях. В качестве примера можно указать на изменение в зависимости от условий кристаллизации удельного электросо­ противления, намагниченности насыщения [311], констант кри­ сталлографической магнитной анизотропии пленок ряда соста­ вов и т. д. Указанное изменение свойств пленок может быть

190

незначительным, если возмущающими факторами являются пересыщение паровой и конденсированной фаз или температур­ ные переохлаждения, не сопровождающиеся заметным изме­ нением химического потенциала системы. Возникающие при этом закономерности изменения физических свойств достаточ­ но полно описываются переохлаждением или пересыщением.

В случае, когда вследствие термохимических реакций с остаточными газами оказывается измененным химический состав пленок, физические свойства их изменяются не только вследствие изменения термодинамического пересыщения при кристаллизации, т. е. кристаллической структуры, но и вследствие изменения кристаллохимических свойств, т. е. электронной структуры, свойственной той или иной фазе или химическому соединению. Факторы обоих указанных типов в зависимости от сочетания кристаллизационных параметров изменяются, как можно было видеть, крайне неоднозначно. В связи с этим наблюдается аналогичная неоднозначность, необычное разнообразие и в изменении физических свойств пленок, обусловленное вариацией фазового состава в услови­ ях примесной кристаллизации. При этом в зависимости от ти­ па фаз, возникающих в результате термохимических реакций,

пленок также может существенно изменять не только их суб­ структуру, но и фазовый состав. Если, например, условия отжига пленок не соответствуют сверхвысокому вакууму, то вследствие развития на поверхности пленок тех же термохи­ мических реакций с остаточными газами наряду с релаксаци­ онными процессами будут происходить процессы фазообразовання. В пленках малых толщин с резко неупорядоченной структурой последние из указанных процессов могут оказать­ ся доминирующими. Это влечет за собой аномальное измене­ ние свойств пленок при термоотжиге, обусловленное не только возвратом их структуры к более стабильному состоянию, но и изменением химического состава пленок, в особенности в приповерхностном слое.

Зависимость от условий кристаллизации и термоотжига в отмеченном плане совершенно четко прослеживается для большинства исследованных до сих пор физических свойств тонких пленок: электрических, гальваномагнитных, резонанс­ ных, магнитных и др. Проанализируем механизм подобных зависимостей на примере изменения магнитных свойств пле­ нок в функции условий кристаллизации и отчасти термоот­ жига.

191

§ 1. Влияние условий кристаллизации и отжига на статические магнитные свойства

Очевидно, варьируя условия кристаллизации, за счет структурных факторов можно значительно расширять спектр

метода изыскания материалов с новыми, практически важны­ ми характеристиками. Однако с физической точки зрения наиболее ценным аспектом такого рода исследовании является изучение процессов образования, строения и физико-химиче­ ских свойств тонких ферромагнитных пленок. Данные о зави­ симости основных параметров пленок различных составов от условий напыления, или так называемых технологических факторов, имеют важное значение для полного раскрытия за­ кономерностей изменения свойств тонких пленок в функции состава.

Систематическое изучение влияния технологических фак­ торов на свойства пленок железо-ннкель-кобальтовых спла­ вов проведено в [299, 312—320].

Влияние температуры подложки на свойства железо-ни- кель-кобальтовых пленок. Температура подложки, как было показано,— один из важнейших параметров процесса кри­ сталлизации, существенно определяющих структуру и фазо­ вый состав получаемых пленок.

Изучение закономерностей изменения магнитных свойств в зависимости от температуры подложки начато давно ([319, 321—324] и др.). Между тем до настоящего времени в этом вопросе не сделано решающих выводов. Пожалуй, нельзя указать даже несколько сообщений, касающихся, например, зависимости коэрцитивной силы от температуры подложки, в которых приводимые результаты хотя бы в деталях не были различными. Зачастую, однако, можно наблюдать противо­ положные тенденции в характере аналогичных по смыслу за­ висимостей. Подобная неоднотнпность зависимости магнит­ ных свойств пленок, в том числе и железо-никель-кобальто- вых, от технологических условий кроется, по нашему мнению, в бесконечном множестве вариаций термодинамического пере­ сыщения или, в первом приближении, переохлаждения, обус­ ловленных различием во взаимном сочетании кристаллиза­ ционных параметров в каждом конкретном случае. Следует различать при этом два предельных типа условий. Первый из них относится к кристаллизации в сверхвысоком вакууме (10-9 мм рт.ст. и выше). Степень изменения магнитных ха­ рактеристик в функции температуры в подобном случае отно­ сительно невелика, а характер самого изменения сравнитель­

на

но однозначный. В большинстве случаев указанное изменение монотонно и в первом приближении может быть сведено к прямолинейному, во всяком случае в отдельных температур­ ных диапазонах. Описанным образом изменяются, например, коэрцитивная сила (рис. 50, кривая 2), поле анизотропии

[193]и т. д. Так как температура плавления пленок остается

вданном случае постоянной, то линейное изменение магнит­ ных параметров, например Нс, обусловлено линейным возра­ станием переохлаждения, зависящего при этом только от Тп- Увеличение или уменьшение плотности потока пара в подоб­ ных условиях приводит главным образом к параллельному сдвигу прямолинейной графической зависимости того или иного магнитного параметра от Тп. Влиянием же давления в области сверхвысокого вакуума можно пренебречь.

Совершенно иная картина наблюдается в области давле­

ний остаточных газов, превышающих 10~7 мм рт. ст. В указан-

Рис. 50. Зависимость коэрцитивной силы пленок 81% Ni— 19% .Fe, осажден­ ных в вакууме 10~5 (1) и 10-8— 10~9 мм рт. ст. (2) [193], и пленок железа, осажденных в вакууме 10-4 мм рт. ст. при плотности потока пара 1,4- 1023 см_2-сек-1 (3), от температуры подложки

пых условиях, как можно было видеть, с возрастанием Тп из­ меняется температура плавления пленки Ts вследствие нару­ шения ее химического и фазового состава. Следовательно, магнитные параметры пленок зависят в данном случае не только от изменений Т„, но и Ts. В связи с этим характер зави­ симости магнитных характеристик от температуры подложки становится значительно более сложным (рис. 50, кривые 1, 3).

Учитывая необычайное многообразие изменения Ts (см., например, рис. 5, а), следует признать в известной степени нецелесообразным обобщение закономерностей изменения

Рис. 51. Зависимость коэрцитивной силы от температуры подложки для пленок 79% Ni—21% Fe, осажденных в магнитном поле 120 э (/) и не бо­ лее 1 э (2), и для пленок 17,5% Fe—66,2% Ni— 16,3% Со при ориентирую­ щем поле 120 э (3) и не превышающем 1 э (4). Толщина пленок 1800 А

свойств пленок от температуры подложки или других техно­ логических параметров без сопоставления их с Ts и А7\ Оче­ видно, в самом деле не представляется возможным охватить все вариации свойств, реализующиеся в результате изменения Ts при всевозможных сочетаниях кристаллизационных усло­ вий. Вместе с тем можно выделить наиболее часто встречаю­ щиеся типы зависимостей в каком-то определенном диапазоне условий. Так, например, наиболее общим типом зависимости Hc = f(Tn) в интервале температур 300—700 °К, характерным для магнитных пленок многих составов, считают показанный кривой 1 рис. 50, кривыми 1 и 3 рис. 51. Отмеченные зависи­

194

чем чаще всего при наличии ориентированного в плоскости пленки технологического магнитного поля.

Как видно из указанных рисунков, коэрцитивная сила про­ ходит через минимум в диапазоне температур 470—570 °К, затем увеличивается с различной скоростью у пленок различ­ ных составов. В пермаллоевых пленках в относительно боль­ шом интервале температур (от 490 до 570 °К) Яс минимально и изменяется незначительно, вне этого интервала коэрцитив­ ная сила резко увеличивается. В связи с этим диапазон тем­ ператур от 490 до 570 °К признан технологически наиболее оптимальным для пермаллоевых пленок с точки зрения мини­ мальных значений Нс и незначительного их разброса при воз­ можных колебаниях Тп.

Зависимость Нс от температуры подложки для пленок тройных сплавов, расположенных на изолинии rj = 0, как мож­ но заметить из кривой 3 рис. 51, менее выражена, чем для пермаллоевых, а минимум Яс— более пологий, нечеткий. Ме­ стоположение минимума Яс для трехкомпонентных пленок многих составов сплавов с нулевым значением г) находится примерно при 570 °К. Можно отметить еще такую особенность зависимости Яс этих пленок от Тп\ при возрастании темпера­ туры подложки выше 570 °К Яс увеличивается незначительно.

Зависимость Hc = f(Tn) трехкомпонентных пленок 80%

Ni — 17% 'Fe — 3%1 Со качественно мало отличается от ана­ логичной зависимости у пермаллоевых железо-никелевых.

Однако минимум Яс трехкомпонентиых пленок сдвинут в сто­ рону меньших температур и находится вблизи 490 °К.

Значительное отличие зависимости коэрцитивной силы от температуры подложки по сравнению с безмагнитострикционпыми пленками наблюдается в пленках с высоким содержа­ нием никеля и отрицательным магнитоупругим параметром. Минимум Нс в этих пленках, если они получены в высоких ориентирующих полях, очень резко выражен и, как правило, сдвинут к низким температурам. Подобная закономерность относится и к никелевым пленкам, у которых минимум Яс находится при наиболее низких Тп. Указанное различие в ха­ рактере зависимости коэрцитивной силы пленок от температу­ ры подложки можно четко наблюдать при сравнении рис. 51 и 52 (кривая /). !

Легко показать, что тип зависимости ЯС= /(7 П), показан­ ный на кривой 1 рис. 52, и другие подобные ему, несмотря на распространенность для пленок многих составов железо-ни- кель-кобальтовых сплавов, на самом деле является лишь частным случаем более общей зависимости. Наряду с рас­ смотренным можно привести ряд других’типов зависимостей ЯС= /:(ГП). Установлено, например, что при отсутствии техш> логического ориентирующего поля указанная зависимость

83,5% Ni — 7,7% Со, полученных без ориентирующего поля и в присутствии ориентирующего магнитного ПОЛЯ в плоскости пленки. Эти кривые показывают, что при Тп примерно 470 °К пленки, полученные без внешнего ориентирующего поля, име­ ют максимальные значения Нс, полученные же в высоких ори­ ентирующих полях вблизи этой температуры подложки име­ ют минимальные значения Нс.

нс

40

ZO

О

30

20

Ю

Рис. 52. Зависимость коэрцитивной силы от температуры подложки дли пленок 8.8% Fe—83,5% Ni—7,7% Со, осажденных в магнитном поле (/)

ибез него (2), 92% Ni—8% Fe (3), 87,2% Ni— 12,8% Fe (4) и 83,5% Ni— 16,5% Fe (5) толщиной 6300 А, полученных в вакууме 6-10-5 мм рт. ст.

Из рассматриваемого рисунка можно также видеть, что для пленок, полученных в отсутствие ориентирующего поля, наряду с отмеченным максимумом наблюдается также мини­ мум Нс, который, как правило, находится в области высоких температур подложки. Местоположение как максимума, так и минимума Нс зависит от состава пленок и условий их из­ готовления. На рис. 52 (кривые 3—5) дана зависимость коэрцитивной силы от температуры подложки для пленок раз­ личных составов, полученных без ориентирующего поля. Лег­ ко наблюдать смещение максимума Hc = f(Tn) при вариации состава. ,

Привлекают внимание особенности зависимости Яс = /(7'п) для пленок пермаллоевых сплавов с As~0. Как свидетельст­ вует рис. 51 (кривые 1 и 2), увеличение напряженности ориеи-

196

тирующего технологического поля до 120 э в некотором диа­ пазоне температур подложки не оказывает значительного влияния на ход зависимости Нс — - (Ти) . Кривые 1 и 2 практи­ чески совпадают как при высоком ориентирующем поле, так п при его незначительной величине. Лишь в районе 300 °К наблюдаются более или менее существенные различия.

В связи с описанными закономерностями для пермаллоевых пленок можно предположить два аспекта влияния маг­ нитного ориентирующего поля: либо действие его незначи­ тельно, либо наиболее существенное влияние реализуется при весьма низких полях, причем дальнейшее увеличение их на­ пряженности уже не играет роли. Анализ экспериментальных сведений по этому вопросу, а также их сопоставление с дан­ ными по изучению влияния магнитного поля па скорость роста пленок (глава II) позволяют считать более вероятным второе из отмеченных предположений, согласно которому на магнитные свойства пленок воздействуют самые минимальные по напряженности магнитные поля в плоскости подложки. По-видимому, подобный факт по своей природе в некоторой степени аналогичен эффекту наведения планарной магнитной анизотропии в пленках под влиянием магнитного поля, точнее, вектора намагниченности, ориентированного полем в пло­ скости пленки. Об этом свидетельствуют некоторые новые эксперименты по изучению природы магнитной анизотропии в пермаллоевых пленках [336].

Трудно объяснить роль близости к нулю констант магнитострикции и кристаллографической анизотропии пермаллое­ вых пленок в развитии указанных эффектов. Обратим, в част­ ности, внимание на то обстоятельство, что влияние магнит­

17,5% Fe — 66,2% Ni — 16,3% Со, полученных в незначитель­ ных ориентирующих полях в определенных температурных интервалах, характеризуется достаточно выраженными мак­ симумом и минимумом, т. е. наличием известного подобия аналогичным кривым, например, для пленок никеля (рис. 53). Учитывая ряд имеющихся данных, следует констатировать, что в рассматриваемом случае важную роль могут играть процентное содержание того или иного компонента в сплаве, его сродство с остаточными газами и тип образующихся хи­ мических соединений.

На вид кривых Яс=/(7’п) наряду с составом весьма су­ щественно влияют также плотность потока пара и давление остаточных газов. Как видно из рис. 53, для пленок никеля увеличение плотности потока пара приводит к заметному сдви­

197

гу местоположения максимума и минимума Нс в сторону бо­

быть в одном и том же диапазоне Т„ при вариации давления остаточных газов, приведены па рис. 54. Из них наиболее об­ щим является показанный кривой 3 рис. 54, соответствующий давлению 10~! мм рт. ст. Два других типа кривых (/ и 4) яв­ ляются лишь фрагментами кривой 3. Действительно, при более

высоком вакууме (5-10-5

нии кривой 4 в область более низких Т„, хотя низкая темпе­ ратура вследствие низкой диффузионной подвижности атомов препятствует полной аналогии. При других сочетаниях ваку­ ума и плотностей потока пара в рассматриваемом диапазоне температур может наблюдаться другая фрагментация кривой типа 3.

Таким образом, при достаточно широком интервале изме­ нения Тп кривая Hc = f(Tn) при всех условиях проходит через последовательный ряд минимумов н максимумов. Во многом аналогичную закономерность можно обнаружить и в характе­ ре зависимости от Тп других магнитных характеристик пленок, например поля и константы планарной и перпендику­ лярной анизотропии, прямоугольности петли гистерезиса, дис­ персии анизотропии и т. д. По-видимому, подобная закономер­ ность в известных пределах является общей для большинства физических свойств пленок.

Для пленок железо-никелевых сплавов наблюдается по­ степенное снижение величины # к с возрастанием температу­ ры подложки как в случае применения технологического поля, так и без него (рис. 55, кривые 1, 2). Примерно по та­ кой же закономерности изменяется Як в функции температу'

198

ры подложки и в двух- и трехкомпонентных пленках с высо­ ким содержанием никеля (рис. 55, кривая 4), если при осаж­

поля при кристаллизации существенно отличается от описан­ ных (рис. 55, кривая 5). В пленках сплавов, близких к перминварным, при изменении Тп в диапазоне температур 420— 575 °К наблюдается лишь слабое возрастание Нк для всех значений напряженности ориентирующего поля вплоть до 120 э (рис. 55, кривая <3). Возможно, диапазон снижающихся значении Нк в данном случае смещен в область более высо­ ких температур подложки.

Рис. 54. Зависимость коэрцитивной силы пленок никеля толщиной 4000 А, напыленных при плотности потока пара 6-1022 см_2-сек-1 в вакууме 5-10~5 (/), 10~4 (3) н 5-10~4 мм рт. ст. (4), и переохлаждения при росте этих пле­ нок в вакууме 10-4 мм рт. ст. (2) от температуры подложки

199