Файл: Сухвало, С. В. Структура и свойства магнитных пленок железо-никель-кобальтовых сплавов.pdf
ВУЗ: Не указан
Категория: Не указан
Дисциплина: Не указана
Добавлен: 15.10.2024
Просмотров: 113
Скачиваний: 0
Для определения растворимости водорода в железе исполь зуют, например, следующее уравнение [189]:
\gNH - 0 ,5 |
-1-0,888. |
В случае кристаллизации тонких пленок предельная раст воримость может значительно измениться. Важным механиз мом подобного изменения является крайне высокая неравновесность условий кристаллизации. Отметим в связи с этим сверхвысокие скорости охлаждения пленок, высокую ката литическую активность растущей поверхности пленки при низкой объемной диффузии и вообще всю специфику условий кристаллизации пленок. Совершенно очевидно, что отмечен ные факторы способствуют увеличению растворимости О, Н, N и С в пленках железо-никель-кобальтовых сплавов и обу словливают образование пересыщенных твердых растворов в более широкой концентрационной области.
Напомним, что уже имеется много экспериментальных доказательств наличия указанной выше тенденции даже для массивных образцов металлов и сплавов. Так, например, об наружено, что в мелкозернистых образцах растворимость от меченных газов значительно выше, чем в крупнозернистых [187]. Весьма богатый материал по увеличению растворимо сти и образованию пересыщенных растворов накоплен при изучении кристаллизации сплавов в условиях сверхвысокой скорости охлаждения [188].
Заметим, что даже при учете всех особенностей кристал лизационных условий выращивания пленок растворимость остаточных газов в железе, никеле и кобальте в конечном итоге невелика. Поэтому влияние газовых примесей в таком качестве также не является определяющим. В то же время процессы образования соединений при кристаллизации пле нок термодинамически весьма предпочтительны в широком диапазоне условий. В связи с этим можно предположить зна чительную роль процессов фазообразования при росте пле нок. Термодинамический анализ условий возможного влияния примесей на химический и фазовый состав синтезируемых пленок позволяет понять некоторые особенности их кристал лизации и роста в функции давления остаточных газов, тем пературы подложки и плотности потока пара.
Закономерности изменения скорости роста пленок в зави симости от температуры подложки и плотности потока пара были рассмотрены ранее. Пример изменения скорости роста пленок в зависимости от давления остаточных газов показан на рис. 15 и 16. В данном случае, как для зависимостей Op=f(Yn) и vp=f(So), обращает на себя внимание существен
ная немонотонность изменения скорости роста пленок в опре деленном диапазоне давлений газов, в особенности при ис пользовании низких плотностей потока пара. Так, например, на рисунке можно указать только лишь одну кривую (кри вая 4 рис. 15) с монотонным ходом. Остальные кривые прохо дят через один или несколько максимумов и минимумов в области высоких давлений и остаются неизменными при низ ких давлениях остаточных газов.
Характер зависимости vp= f(p) в деталях различен для пленок разных составов, температур подложки и плотности потока пара. Например, при относительно низких температу рах подложки и высоких плотностях потока пара скорость роста железо-никелевых пленок при изменении давления из меняется приблизительно по линейному закону вплоть до давления 10_3 мм рт. ст. (рис. 15, кривая 4). Понижение плот ности потока пара способствует появлению минимума на за висимости vv= f(p), причем его глубина и сдвиг в сторону меньших давлений увеличиваются при уменьшении плотности потока пара и возрастании температуры подложки. Можно выбрать столь малые значения плотности потока пара или
Рис. 15. Зависимость относительного изменения скорости роста пленок ни
келя, |
полученных при ГП=500°К и плотностях |
потока |
пара 2-1023 (1), |
2• 1022 |
(2) и 1022 см-2 -сек-1 (3), и пленок 86,4% Ni — 13,6% |
Fe, напыленных |
|
при 7’п=540°К и плотностях потока пара 1023 (4), |
5-1021 (5) |
и 2-1022 см_2Х |
|
Хсек-1 (6), от давления остаточных газов (о'о — скорость роста пленок при их получении в вакууме 10~5 мм рт. ст. и неизменных других условиях)
6. С. В. С ухвало |
81 |
большие значения температуры подложки, когда на зависи мости vv=f(p) наряду с минимумом возникает и максимум (рис. 15, кривые 2 и 3; рис. 16) либо возникает целая серия минимумов и максимумов. Из рис. 15 можно видеть, насколь ко сильно изменяется характер зависимости vp—f(p) от соста ва пленок. В пленках никеля, в частности по сравнению с же лезо-никелевыми, ордината минимума весьма сильно смести лась в область малых давлений. В пленках железа при тех же
р,ммрт.ст.
Рис. 16. Зависимость скорости роста пленок никеля, полученных при плот ности потока пара 1023 см~2-сек-1 и Г„=500 (/) и 600 °К (2), от давления остаточных газов
условиях подобный сдвиг еще больше, при этом появляется целая серия минимумов и максимумов. Ордината первого ми нимума соответствует в этом случае давлению 10-5 мм рт. ст., а при малых плотностях потоков пара — 10~6 мм рт. ст.
Примечательно, что сдвиг ординат минимумов на зависи мости vp — f(p) подчиняется чет кой линейной зависимости от
Рис. 17. Зависимость ординаты пер вого минимума функции vp=f(p) для пленок никеля, полученных при плот ностях потока пара 2-1023 (/), 3,5-1022
(2) и 1022 см~2-сек-! (3), от темпера туры подложки
температуры подложки и плотности потока пара (рис. 17, 18). При этом эмпирически найденные соотношения между орди натой минимума и величинами Тп и S0 имеют вид: р0= а 1+
82
+ Ь1Тп н Po= a2—b^So, где a b a2, b\, b2— коэффициенты, легко определяемые экспериментально. Очевидно, аналогичные со отношения можно установить менаду ординатами минимумов на зависимостях vp = f(Tn), vv=f (S0) и величиной давления остаточных газов.
Повышение температуры подложки сдвигает ординату минимума в область более низких давлений. Так, по рис. 16 прИ 7’п= 500°К минимум фиксируется при давлении 1,5- 10~4 мм рт. ст., а при 7’П= 600°К минимум сдвигается к ор динате 5 -10-5 мм рт. ст.
Рис. 18. Зависимость ординаты первого минимума функции vp=f(p) от плотности потока пара для пленок никеля, полученных при ГП=400°К
Температура плавления Ts и переохлаждение при измене нии давления остаточных газов повторяют уже описанные за висимости vp= f(p). Примечателен здесь факт значительных изменений переохлаждения на фронте кристаллизации при неизменном значении Та. Вблизи некоторых ординат давления наблюдается резкое снижение Ts и АТ с последующим их про хождением через максимальные значения. Может быть осу ществлен выбор условий, при которых в наблюдаемом диапа зоне давлений Ts и ДГ будут только уменьшаться. Приблизи тельно таким же образом изменяется термодинамическое пересыщение (рис. 19).
Учитывая приведенные данные о зависимости температу ры плавления от температуры подложки, плотности потока пара и давления остаточных газов, можно таким же образом выделить общую схему изменения Ts. При изменении какоголибо из кристаллизационных параметров в достаточно широ ком диапазоне значений величина Ts, как правило, .проходит через минимум и максимум или при определенном сочетании условий — через ряд последовательных минимумов и макси мумов. Глубина и форма наблюдающихся минимумов и ма ксимумов Ts зависят от конкретного сочетания температуры
6* |
8: |
подложки, плотности потока пара и давления остаточных га зов. Подобная схема свойственна пленкам веек составов.
Выявленная аналогия в изменении Ts в зависимости от важнейших параметров кристаллизации наталкивает на вы вод об общности причин изменения температуры плавления в рассмотренных случаях. Тот факт, что описанные аномаль ные изменения Ts и других характеристик роста пленок на блюдаются лишь в условиях недостаточно высокого вакуума п полностью исчезают в сверхвысоковакуумных пленках, по
зволяет считать, что та кой причиной служит влияние газовых приме сей.
Поскольку изменение Ts в наибольшей степени
Рис. 19. Зависимость термоди намического пересыщения для пленок 86% Ni— 14% Fe, полу ченных при 7'П= 543°К и плот ностях потока пара 5-1023 (/)
и 2-1022 см_2-сек-1 (2), от дав ления остаточных газов
может быть связано с изменением химического состава пленок, то следует предположить, что при определенных условиях уве личение температуры подложки, давления остаточных газов п плотности потока пара приводит к изменению фазового со става получаемых пленок. Представление о характере возни кающих при этом фаз дают результаты проведенного выше термодинамического анализа возможных термодинамических реакций и химических соединений.
Иначе говоря, при наличии газовых и иных примесей ха рактер изменения Ts и АТ, а также в значительной мере и vp при возрастании Тп и р определяется изменением фазового состава пленок вследствие термохимических реакций. Изме нение плотности потока пара может либо усилить указанное изменение состава, либо, наоборот, ослабить его. Об этом сви детельствует отсутствие подобных эффектов в пленках, полу ченных при весьма высоких плотностях потока пара. Так как при наличии газовых примесей влияние температуры подлож ки и давления остаточных газов сводится прежде всего к из менению состава пленок вследствие термохимических реак ций Fe, Ni и Со с остаточными газами, то в этом случае це лесообразно прибегнуть к анализу диаграмм состояния
84
систем с интересующими нас компонентами. Учитывая приве денные ранее значения изобарных потенциалов AZ°Pit основ
ных термохимических реакций Fe, Ni и Со с остаточными га зами, можно сказать, что в первую очередь необходимо рас смотреть диаграммы состояния железа, никеля и кобальта с кислородом, затем с азотом и углеродом. Сведения о таких диаграммах могут быть почерпнуты из [48, 172].
Сопоставление зависимостей Ts= f(Tnj р, So) |
с диаграмма |
ми состояния показывает, что экстремальное |
изменение 7* |
пленок хорошо согласуется с изменением температуры затвер
девания эвтектики. Наиболее полное сходство |
наблюдается |
между диаграммой состояния и зависимостью |
Ts— f(p), т. е. |
изменением температуры плавления в случае |
возрастания |
давления остаточных газов. Это объясняется тем, что увели чение количества реагирующих газов с возрастанием их дав ления в большей степени эквивалентно увеличению количе ства образующихся фаз, чем увеличение температуры под ложки. Заметим, однако, что при низкой плотности потока
пара |
оба фактора — и температура подложки |
и давление |
|||
остаточных газов — действуют |
одинаково |
интенсивно, |
при |
||
этом |
зависимости Ts=f(Tn) и |
Ts = f.(p) в |
равной |
мере |
могут |
коррелироваться с соответствующей диаграммой плавкости эвтектики.
Весьма полное сходство изменения Ts пленок с диаграм мой эвтектической плавкости наблюдается при увеличении угла наклона пучка пара.
Таким образом, с достаточной очевидностью следует вы вод о том, что характер изменения зависимостей Ts=f(Tn) и Ts—f(p) при наличии газовых химически активных примесей определяется образованием эвтектики. В случае, например, никелевых пленок компонентами эвтектики могут быть в пер вую очередь твердый раствор никеля с кислородом и окислы никеля. Другие химические соединения, в частности нитрид ные, углеродистые, также присутствуют в никелевых плен ках, однако, по-видимому, на первых порах в значительно меньших количествах, чем это требуется для образования эв тектики. Подобное заключение следует также из того факта, что эвтектика Ni—NiO в условиях равновесного затвердевания
образуется |
при содержании кислорода |
~0,87 ат. %, в то |
||
время как |
другие |
соединения |
образуют эвтектику при |
|
более значительном |
содержании |
газовых |
примесей. Так, в |
|
частности, в системе Ni—С эвтектика образуется при содер жании углерода не менее 10 ат.;%. Следовательно, в послед нем случае образование эвтектики возможно достигнуть при
более высоком давлении остаточных газов |
и более высокой |
температуре подложки, чем это требуется |
для образования |
|
S5 |