Файл: Сухвало, С. В. Структура и свойства магнитных пленок железо-никель-кобальтовых сплавов.pdf

Рассмотренная закономерность — одно из доказательств того, что степень перавиовесиости пластической деформации пленок в оговоренных условиях задается степенью термиче­ ского переохлаждения и пересыщения при их кристаллизации. Имея это в виду, протекание рекристаллизации в тонких плен­ ках можно сопоставить с известными закономерностями рекристаллизациопных процессов в деформированных массив­ ных образцах металлов, в которых температура и скорость рекристаллизации определяются степенью предшествующей деформации.

Сопоставление показывает, что при известной аналогии за­ кономерностей рекристаллнзацнонных процессов в обоих случаях существуют значительные различия их характерис­ тик. Наиболее очевидно различие температур рекристаллиза­ ции: рекрпсталлизационные процессы в пленках могут доста­ точно интенсивно протекать при весьма низких температурах отжига. В пленках никеля, в частности, начало первичной рекристаллизации наблюдается при 340—400 °К во время на­ пыления пленок. При отжиге этих пленок, предварительно охлажденных до комнатной температуры, процессы первичной рекристаллизации начинаются приблизительно при 420°К. Интенсивное протекание вторичной рекристаллизации в нике­ левых пленках можно наблюдать уже при температуре отжи­ га 470—600 °К- Так, например, при отжиге пленок никеля чи­ стотой 99,98% рекрпсталлизационные процессы настолько ускоряются, что уже через 5 мин отжига наблюдается соби­ рательная рекристаллизация (число рефлексов на электронограммах начинает сильно снижаться). При более высоких температурах основные рекрпсталлизационные процессы успе­ вают завершиться за время установления заданной темпера­ туры отжига.

В. связи с изложенным становится понятным то обстоя­ тельство, что в беспримесных пленках никеля за время их рос­ та успевает осуществиться значительная доля рекрпсталлизационных процессов. При напылении на подложку, подогре­ тую до 470 °К, пленки никеля, как правило, содержат хорошо фиксируемые рекристаллнзованные зерна при самых мини­ мальных длительностях кристаллизационного процесса, вплоть до 4 сек. По-видимому, рекристаллизация в последнем случае развивается главным образом в процессе охлаждения пленок. Этот вывод подтверждают результаты изучения зави­ симости количества рекристаллизованных зерен от скорости охлаждения напыленных пленок, а также от скорости нагрева при последующем отжиге. В целях стандартизации экспери­ ментов необходима тщательная регулировка скорости охлаж­ дения пленок. Аналогичное требование относится и к скорости установлений заданной температуры отжига. При этом целесо­

154

образнее добиваться максимальных скоростей подъема и чет­ кого установления стационарной температуры отжига, для чего следует избегать инерционных нагревательных систем.

Снижение температурных границ рекристаллизации, ха­ рактерное для пленочных структур вообще, обусловлено прежде всего спецификой протекания в них диффузионных процессов, в частности их низкой энергией активации, высо­ кой развитостью поверхностной диффузии вдоль межкристаллитных границ и пр. Вместе с тем необходимо иметь в виду ряд других до некоторой степени очевидных причин снижения температуры рекристаллизации в пленках, например сниже­ ние температуры их плавления по сравнению с массивными аналогами. В соответствии с эмпирическим правилом А. А. Бочвара, согласно которому температура рекристаллизации составляет приблизительно 0,4 от термодинамической темпе­ ратуры плавления, указанный эффект в пленках должен быть весьма ощутим. Действительно, если учитывать снижение температуры плавления вещества в пленках, закономерности которого были рассмотрены в I и II главах, то следует отме­ тить, что температурный диапазон рекристаллизации в плен­ ках согласуется с правилом А. А. Бочвара.

Поскольку стадия «чистого» возврата в пленках никеля по температурному диапазону и времени протекания весьма не­ значительна и доминирующим релаксационным процессом в них является рекристаллизация, то следует учитывать нало­ жение процессов возврата и рекристаллизации в сравнительно широких температурных диапазонах. Заметим, что сопутст­ вующее развитие возврата должно приводить к постепенному ослаблению процессов рекристаллизации. Такого рода эффек­ ты вполне объяснимы с точки зрения общепринятого понима­ ния механизмов возврата и рекристаллизации. Поскольку движущей силой рекристаллизации является энергия, накоп­ ленная в связи с высоким содержанием дислокаций, то одно­ временное протекание возврата, развивающегося вследствие аннигиляции дислокаций, будет способствовать уменьшению этой движущей силы.

При увеличении содержания в никелевых пленках инактивных примесей температура рекристаллизации существенно возрастает, а температурный диапазон перекрытия рекристал-

роста концентрации примесей создаются преимущественные условия для развития процессов возврата, а не рекристалли­

155

пользу возврата. По-видимому, в пленках сплавов могут иметь место продукты распада пересыщенных растворов, играющих роль растворенных примесей, специфические особенности дис­ локационной структуры, измененные характеристики исходной кристаллической структуры и т. д. Вследствие сочетания тако­ го рода факторов эффект задержки рекрнсталлизационных процессов в пленках железо-никель-кобальтовых сплавов бы­ вает в ряде случаев особенно значительным, причем он прояв­ ляется как при росте пленок, так и во время их последующего термоотжига.

Итак, в типичном случае в процессе кристаллизации пленки сплавов железо-никель-кобальтовой системы подвергаются лишь интенсивному возврату. Как было показано, для некото­ рых пленок уменьшение внутренних микронапряжений невели­ ко вплоть до температуры подложки 770 °К. В подобном случае за время роста и охлаждения пленок возврат, безусловно, за­ вершиться не успевает. При дальнейшем отжиге таких пленок заканчивается процесс возврата и последовательно развива­ ются все стадии ‘рекристаллизации. Однако в зависимости от состава и условий напыления доля реализации возврата за время роста пленок может значительно возрастать.

Очевидно, как бы ни была велика доля реализации возвра­ та во время кристаллизации, уровень неравновесное™ опреде­ ляется главным образом' термодинамическим пересыщением. Это, как уже отмечалось, подтверждается корреляцией в из­ менении полуширины дифракционных линий и термодинами­ ческого пересыщения (или переохлаждения при сохранении химического равновесия) в зависимости от условий кристалли­ зации.

Так, например, снижение ширины дифракционных линий у железо-никелевых пленок (рис. 33 н 36) в отличие от пленок никеля, в которых Дb сначала возрастает в зависимости от Тп, нельзя расценивать как результат только лишь возврата, так как примерно аналогично изменяется и переохлаждение на фронте кристаллизации вследствие одновременного изменения температур плавления и подложки. Это обстоятельство нельзя не учитывать, так как оно имеет решающее значение для даль­ нейшего протекания релаксационных процессов при термоот­ жиге пленок.

Ниже будут рассмотрены в основном процессы возврата и рекристаллизации в пленках, полученных в условиях техниче­ ского вакуума (5-10~5—10~6 мм рт. ст.). Как было показано, в этом случае закономерность изменения термодинамического пересыщения определяется во многом изменением температуры плавления пленок вследствие возникновения в них дополни­ тельных фаз — химических соединений. Учитывая это, целесо­ образно анализ закономерностей влияния условий кристалли­

157

зации на параметры возврата и рекристаллизации в таких пленках связывать с характером изменения температуры

плавления Ts-

Отметим, что при достаточно резком изменении Ts, что имеет место, в частности, вблизи эвтектической точки при вы­ сокой полноте развития эвтектической реакции, наблюдается следующая закономерность влияния температуры подложки на изменения Дb и числа рекрнсталлизованных зерен. Если рас­ сматриваемый диапазон изменения Тп располагается до эвтек­ тической точки (доэвтектическая область, см., например,

Рис. 36. Зависимость полуширины дифракционных линий от температуры подложки для пленок 78,2% Ni—21,8% Fe, полученных в вакууме- 4-10-5 мм рт. ст.

рис. 5), то увеличение температуры подложки приводит к сни­ жению интенсивности возврата и росту температуры собира­ тельной рекристаллизации. Обратим внимание, что по своему характеру подобная закономерность однотипна с зависимостью параметров возврата и рекристаллизации от Тп в сверхвысоко­ вакуумных пленках, реализующейся в любом температурном интервале. Если диапазон изменения Тп расположен в заэвтектической области, то увеличение Тп обусловливает противопо­ ложный эффект: увеличение интенсивности возврата, снижение температуры собирательной рекристаллизации и общего ко­ личества рекрнсталлизованных зерен.

Закономерность, соответствующая последнему случаю, про­ демонстрирована на рис. 37 и 38.

Кажущееся противоречие в изменении характеристик ре­ лаксационных процессов в обоих отмеченных случаях связано с тем, что в первом случае с увеличением Тп термодинамиче­ ское пересыщение (или в первом приближении переохлажде­ ние) уменьшается, во втором возрастает (вследствие роста Ts). Следовательно, общее для всех пленок правило, согласно которому при увеличении термодинамического пересыщения интенсивность возврата растет, а температурные границы рекристаллизации смещаются к более низким температурам,

158

не нарушается ни в одном, ни во втором случае. Отметим, что характер влияния других кристаллизационных параметров (плотность потока пара, давление остаточных газов) на воз­ врат п рекристаллизацию в пленках в полной мере согласуется с указанным правилом. С учетом этого совершенно очевидно, что вариация значении кристаллизационных параметров мо­ жет приводить к бесконечному разнообразию протекания ре­ лаксационных процессов в пленках.

Важным фактором, оказывающим влияние на рекристал­ лизацию, является многофазность пленок, возникающая в тех случаях, когда кристаллизация ведется в присутствии актив­ ных газовых примесей. Сведения о протекании рекристалли-

Рпс. 37. Зависимость полуширины дифракционных линий от температуры изохронного отжига в течение 1 час для пленок 79,6% Ni—20,4% Fe, полу­ ченных в вакууме 5-10-5 мм рт. ст. при Гп = 570 (/) и 720 °К (■?)

159