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

Рис. 55. Зависимость напряженности поля анизотропии от температуры под­ ложки для пленок толщиной 1800 А состава 79% N1—21% Fe (/), получен­ ных в поле 120 э (темные точки) и без внешнего ориентирующего поля

(светлые точки), 17% Fe—80% Ni—-3% Со (2) и 23,4% Fe—52,2% Ni— 24,4% Со (3), полученных в поле 120 э, и 8,8% Fe—83,5% N4—7,7% Со тол­ щиной 6300 А, полученных в ориентирующем поле 120 э (4) и без внешнего ориентирующего поля (5)

Рис. 56. Зависимость угловой (3, 4) и амплитудной (7, 2) дисперсии анизо­ тропии пермаллоевых пленок толщиной 2700 А, полученных в вакууме 10-5 мм рт. ст. без ориентирующего поля (2, 4) и в ориентирующем поле 120 э (/, 3), от температуры подложки

Изменение дисперсии поля анизотропии (рис. 56) не толь­ ко в общих чертах, но и в ряде деталей повторяет закономер­ ности изменения коэрцитивной силы в функции температуры подложки. Это обстоятельство, по-видимому, обусловливается общностью факторов, влияющих иа Нс и дисперсию анизо­ тропии пленок.

Резюмируя вышеизложенное, можно отметить, что основ­ ной особенностью изменения магнитных свойств пленок, полу­ ченных в условиях влияния газовых примесей, в зависимости от температуры подложки является наличие нескольких орди­ нат с экстремальным изменением параметров. В узком диапа­ зоне изменения Т„ отмеченным экстремальным ординатам может соответствовать единичный минимум или максимум за­ висимости. В достаточно широком интервале Тп могут наблю­ даться несколько последовательных максимумов и миниму­

мов.

Указанные особенности как по температурному интервалу, так и по внешнему подобию четко сопоставимы с закономер­ ностями изменения температур плавления, переохлаждения или пересыщения пленок, а в наиболее общей форме — термо­ динамического пересыщения в функции температуры подлож­ ки для различных сочетаний плотности потока пара и давле­ ния остаточных газов. Для удобства два типа таких зависи­

(кривые 2 и 3). Можно легко убедиться, что корреляция в из­ менении АТ и Нс прослеживается достаточно полная, причем для пленок никеля она антифазна, т. е. Нс и АТ изменяются в противофазе. Привлекает внимание, что в пленках, например, железо-никелевых сплавов изменение АТ и Нс, наоборот, в достаточной степени синхронно. Этот эффект будет обсуж­ даться несколько позже при рассмотрении влияния давления остаточных газов на магнитные характеристики пленок.

Поскольку закономерности изменения переохлаждения и термодинамического пересыщения в функции технологиче­ ских условий связаны в первую очередь, как было установле­ но, с изменением температуры плавления пленок и наличием полной или частичной эвтектической кристаллизации, то в таком же аспекте следует интерпретировать особенности за­ висимости свойств пленок от температуры подложки. Подоб­ ная интерпретация становится еще более очевидной при рас­ смотрении характера влияния на магнитные свойства пленок плотности потока пара и давления остаточных газов.

Влияние плотности потока пара, давления остаточных га­ зов и угла наклона подложки на магнитные характеристики пленок. Один из возможных типов влияния плотности потока пара на Нс пленок представлен на рис. 57. Из рисунка можно

201

гистерезиса. Диапазон давлений с экстремальным изменением величины # с и Вг/Вт соответствует, как легко показать, обра­ зованию эвтектической структуры. Из рисунков совершенно очевидно следует, что уменьшение плотности потока пара вследствие достаточно высокой полноты развития эвтектиче­ ской кристаллизации в этом случае способствует более глубо­ кому изменению Яс и других магнитных параметров пленок вблизи эвтектической точки. При высоких плотностях потока пара в пленках никеля в области эвтектической точки наблю-

связано с неполным развитием эвтектических процессов в по­ добных условиях.

Отметим, что при достаточно высокой полноте развития эвтектики вблизи критической точки, как было показано в главе II, неизменно имеет место резкий минимум переохлаж­ дения АТ, согласующийся с аналогичным изменением темпе­

203

сравеншо с доэвтектнческим н заэвтектическим диапазоном (рис. 59). Аналогичный эффект был продемонстрирован ранее при рассмотрении развития эвтектической кристаллизации в пленках никеля при различных температурах подложки.

Для пленок железо-никелевых сплавов, как можно заме­ тить из рис. 58, характерен противоположный эффект: при развитии эвтектики Нс уменьшается в достаточно хорошем соответствии с АТ. Прямоуголыюсть петли гистерезиса при

Обнаруженное различие в поведении магнитных характе­ ристик пленок различных составов при развитии эвтектики обусловливается различием в физико-химических и кристал­ ло-химических свойствах фаз, участвующих в эвтектике, а также типом эвтектической структуры (ячеистая, глобуляр­ ная, игольчатая и т. д.), образующейся в пленках тех или иных составов. По многим экспериментально обнаруженным признакам можно заключить, в частности, что в пленках никеля одна из фаз эвтектики — NiO в отличие от никелевой составляющей может обладать во многих случаях полуаморфизированной структурой. По всей вероятности, именно по этой причине в низковакуумных пленках никеля окислы электронографически не всегда обнаруживаются [311].

Немаловажное значение для специфики магнитных свойств пленок никеля имеет развитие в них при некоторых условиях игольчатого типа эвтектики.

Вместе с тем некоторые соединения никеля с элементами остаточных газов неферромагнитны (NiO, например, антиферромагнитен). Учитывая это, а также магнитные свойства

204

интересующих нас соединений никеля [329, 330], можно пред­ положить, что увеличение их содержания не всегда должно приводить к слишком резкому изменению ряда магнитных свойств никелевых пленок. Так, например, согласно результа­ там работы [311], намагниченность насыщения пленок ни­ келя, осажденных в низком вакууме, в ряде случаев практи­ чески не отличается от ее значений в высоковакуумных

пленках.

Можно выбрать соответствующее сочетание условий кри­ сталлизации, для которых параметры петли гистерезиса

Рис. 60. Зависимость коэрцитивной силы железо-никелевых пленок толщиной 1500 А, полученных при

7’П= 623°К в вакууме 8-10-5 (1)

и 10~5 мм рт. ст. (2), от их хими­ ческого состава

никелевых и высоконикелевых пленок в низком и высоком вакуумах также различаются незначительно. Подобный при­ мер показан на рис. 60 для железо-никелевых пленок. Из при­ веденного рисунка можно оценить состав пленок ( ~ 88% никеля), начиная с которого различие в свойствах высокова­ куумных и низковакуумных пленок существенно возрастает.

Подчеркиваем, однако, что путем подбора взаимного со­ четания кристаллизационных параметров указанное различие в отношении структурно-чувствительных магнитных характе­ ристик может быть сведено к минимуму или наоборот. В то же время такие характеристики, как намагниченность насы­ щения, зависящие практически исключительно от состава» для ряда железо-никелевых пленок с ухудшением вакуума всегда изменяются значительно. Это обусловлено прежде все­ го тем, что намагниченность насыщения окисных и других соединений железа достаточно велика, но в то же время часто существенно отличается от намагниченности пленок железа и железо-никелевых сплавов [329]. Поэтому при уве­ личении содержания, например, окисных или других фаз сум­ марное изменение намагниченности насыщения в пленках с высоким содержанием железа достаточно значительно.

Поскольку в условиях влияния газовых примесей и раз­ вития термохимических реакций изменение кристаллизацион­ ных параметров приводит практически к возникновению фаз переменного состава, то закономерность изменения магнитных свойств пленок в функции технологических условий определя-

205

ется довольно сложным комплексом факторов. Одним из важ­ нейших среди них является, как было показано, переохлажде­ ние или термодинамическое пересыщение. В этом убеждает прежде всего факт прямолинейной зависимости магнитных ха­ рактеристик пленок, например Нс, от величины переохлажде­ ния А7\ Подобная зависимость показана на рис. 61, где изме­ нение АТ достигается путем изменения температуры подлож­ ки в пределах от 300 до 700 °К. Совершенно аналогичный характер прямолинейной зависимости Hc — f(AT) наблюдает-

Рис. 61. Зависимость коэрцитивной силы пленок никеля (й) т о л щ и н о й 2000 (/), 4000 (2) и 8000 А (3) от переохлаждения при кристаллизации в ваку­

точек кривых 4—6 — температуры подложки)

ся при любом другом возможном способе создания АТ вслед­ ствие изменения Ts, в том числе за счет изменения плотности потока пара и давления остаточных газов при постоянной температуре подложки.

Следует еще раз уточнить, что влияние переохлаждения или пересыщения на Нс проявляется через влияние структуры и субструктуры пленок, т. е. через характер микроструктуры, ее дисперсность, внутренние микронапряжения, текстуру и т. д. Наряду с этим вследствие непрерывного изменения со­ става пленок при развитии термохимических реакции изме­ нение Нс является также результатом соответствующего изме­ нения ряда фундаментальных магнитных характеристик (на­ магниченности насыщения, констант магнитной анизотропии и прочих), от которых коэрцитивная сила находится в прямой зависимости. Последняя группа отмеченных выше факторов в большой степени определяет наклон графической зависимости Hc=f(AT). Как показывает эксперимент, для разных соста­ вов пленок коэффициент наклона прямой Hc = f(AT) сущест­ венно различается, а для никелевых пленок (рис. 61, а) и ни- кель-железных (86% Ni—14% Fe) он имеет, например, про­ тивоположный знак по отношению к пленкам пермаллоевых

206

композиций. Обратим внимание на то, что в пленках железа, полученных в низком вакууме или при наклонном напылении, в диапазоне Ти от 300 до 700 °К возникает наибольшее коли­ чество соединений, которым соответствует как убывающая, так и возрастающая зависимость Hc=f(AT) (рис. 61, кри­

вые 4—6).

Характер изменения константы перпендикулярной анизо­ тропии в функции условий кристаллизации пленок также на­ ходится в прямой зависимости от ряда факторов, порожден­ ных прежде всего переохлаждением — ориентированными внутренними микро- и макронапряжениями, типом микро­ структуры и др.

Изменение состава пленок вследствие развития термохи­ мических реакций в свою очередь обусловливает не менее важные факторы, влияющие на величину и природу Кх- Среди них отметим изменение намагниченности насыщения, кон­ стант кристаллографической магнитной анизотропии и магнитострикции, типа и совершенства текстуры новых фаз и соединений, возникающих вследствие термохимических про­ цессов. Перечисленные факторы неизбежны при изменении фазового состава пленок и обладают особой спецификой в области хорошо развитой эвтектики ввиду наиболее четкого в подобном случае разделения фаз.

Таким образом, степень и особенности изменения характе­ ристик магнитных пленок в зависимости от условий кристал­ лизации при влиянии газовых примесей определяются, с од­ ной стороны, величиной термодинамического пересыщения, с другой — типом, количеством и кристалло-химическими свой­ ствами возникающих соединений.

В связи с механизмом влияния условий кристаллизации на свойства пленок необходимо обратить внимание на особен­ ности изменения их магнитоупругого параметра т] в функции технологических параметров роста и условий отжига. Вопре­ ки отдельным попыткам представить указанную характери­ стику как константу пленок, она испытывает значительные изменения при вариации условий напыления и отжига [331— 334], при этом в зависимости от сочетания кристаллизацион­ ных параметров эти изменения могут быть бесконечно разно­ образными.

Как известно, магнитоупругий параметр определяется со­ отношением

где Д #к — изменение напряженности поля анизотропии под действием механического напряжения; Де — величина внеш­ ней деформации.

20?

Необходимо учитывать, что наряду с внешними напряже­ ниями, создаваемыми изгибом подложки, в пленке действуют внутренние остаточные напряжения, которые возникают при

ку при измерении магниточувствительного параметра т] по изгибу подложки вторая из указанных выше компонент на­ пряжения, как правило, не учитывается, следует ожидать, что численные значения г) будут находиться в прямой зависи­ мости от условий получения и дальнейшей термической обра­ ботки пленок в соответствии с экологичными закономерно­ стями изменения их внутренних напряжений. Это означает также, что поскольку параметр г| пленок, измеренный по из­ гибу подложки, не является константой материала, то величи­ на магнитострикции, найденная на основании значений магни­ тоупругого параметра по соотношению Xs= t]/s/3£, также те­ ряет смысл константы. Здесь Js и Е — соответственно намаг­ ниченность насыщения и модуль Юнга материала.

На рис. 62 показан пример изменения магнитоупругого параметра т| в зависимости от температуры подложки и тех­ нологического магнитного поля. Очевидно, что как в приве­ денном примере, так и в случае изменения параметра г) при вариации прочих технологических условий, кроме факторов структурного происхождения, в первую очередь внутренних напряжений, важную роль играет также изменение фазового состава пленок вследствие влияния газовых примесей. Если изменение величины ц в зависимости от условий кристалли­ зации представить в координатах переохлаждения, то при любом произвольном сочетании кристаллизационных пара­ метров имеет место прямолинейный тип графической зависи­

значительной мере связан с характером изменения фазового состава пленок вследствие развития термохимических реак­ ций. Вместе с тем важное значение при этом имеют и некото­ рые другие, в большинстве случаев структурные факторы, порожденные, как правило, кинетическими особенностями кристаллизации пленок.

Наиболее резкое изменение фазового состава пленок, как было показано, наблюдается при наклонном падении потока пара. Закономерности изменения температуры плавления, переохлаждения и термодинамического пересыщения при

2 0 8

наклонном напылении в полной мере согласуются с особен­ ностями изменения магнитных характеристик пленок в зави­ симости от угла наклона подложки и других технологических

параметров [315, 317, 334—342].

Таким образом,•термодинамический и кинетический аспек­ ты кристаллизации раскрывают многие особенности и законо­ мерности изменения магнитных свойств в функции техноло­ гических условий получения пленок. Напомним, что в дан­ ном случае мы имеем в виду корреляцию первичных процес-

Рис. 62. Зависимость коэффициента магиптоупругости пленок 8,8% Fe— 83,5% Ni — 7,7% Со, напыленных без ориентирующего поля (/) и с ориен­ тирующим полем 120 э в плоскости подложки (2), и пермаллоевых пленок 79% Ni—21% Fe (3) от температуры подложки

сов, связанных с возникновением кристаллической фазы, с физическими характеристиками пленок. Естественно, что влияние подобных процессов, как можно было убедиться, является определяющим. Однако наряду с этим в ряде усло­ вий значительное влияние на особенности зависимости маг­ нитных свойств от кристаллизационных параметров могут оказывать вторичные процессы, развивающиеся во время кристаллизации пленок [279].

§ 2. Влияние вторичных процессов структурных превращений на зависимость магнитных свойств от условий роста

Ранее было показано, что при напылении пленок на подо­ гретую подложку в качестве вторичных эффектов могут про­ исходить возврат, первичная и собирательная рекристаллиза-