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

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

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