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

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-

дни. Для определенного класса пленок значительной интен­ сивности достигают также вторичные процессы фазовых и полиморфных превращений. Эти процессы развиваются ча­ стично в момент кристаллизации пленок, частично во время их охлаждения до комнатной температуры. Тип релаксацион­ ного процесса, завершившегося к моменту охлаждения плен­ ки до температуры измерения, накладывает свой отпечаток на величину и характер ее структурно-чувствительных пара­ метров, в том числе их изменения в функции температуры подложки и других технологических факторов. Поскольку развитие кристаллизационных процессов, структурных и фазовых превращений может протекать зачастую одновре­ менно, то физические характеристики полученных пленок (в частности, магнитостатические) представляют собой суммар­ ный итог влияния всех возможных процессов. В общем слу­ чае выделение вклада каждого из влияющих на свойства пленок вторичных процессов пока практически невозможно.

Отметим, что в отличие от процессов, относящихся к возврату, рекристаллизация в пленках может быть достаточ­ но надежно идентифицирована по признаку появления точеч­ ных рефлексов от рекристаллизованных зерен. Это позволяет сопоставить температурные диапазоны и в значительной степени развитие интенсивности рекристаллизационных про­ цессов при получении пленок с характером изменения их маг­ нитных или иных свойств в зависимости от условий кри­ сталлизации. Тем самым создается возможность хотя бы качественного анализа совместного влияния первичных кри­ сталлизационных и вторичных рекристаллизационных процес­ сов на физические характеристики выращиваемых пленок и выделения, правда, в большинстве случаев лишь приближен­ ного, тех изменений их свойств, которые обязаны непосредст­ венно рекристаллизации.

Влияние рекристаллизационных превращений в процессе кристаллизации на магнитные параметры пленок ряда желе- зо-никель-кобальтовых сплавов можно оценить, сопоставляя данные о количестве рекристаллизованных зерен с данными об изменении магнитных характеристик пленок. Как было по­ казано, в пленках никеля в большей части интервала темпе­ ратур подложки осуществляются первичная и собирательная рекристаллизации, которые доминируют над другими релакса­ ционными процессами, происходящими во время получения пленок. Характерно, что в ряде случаев температурные гра­ ницы обоих типов рекристаллизаций соответствуют наиболее существенному снижению температуры плавления Г.,. В плен­ ках железо-никелевых, железо-иикель-кобальтовых сплавов, наоборот, в большинстве условий роста рекристаллизационные процессы не развиваются, о чем можно судить по отсут­

210

ствию рефлексов рекристаллизованных зерен. Следует отме­ тить, однако, что и в указанном случае также возможен под­ бор условий, обеспечивающих заметное протекание рекристаллизациониых процессов во время кристаллизации.

Для понимания вторичных релаксационных процессов при кристаллизации пленок в условиях влияния примесей необхо­ димо учитывать следующую особенность.

Тот факт, что при изменении температуры подложки изме­ няется величина температуры плавления Ts, определяет по

Рис. 63. Зависимость ширины дифракционной линии [220] (а) и коэрцитив­ ной силы (б) от температуры подложки: 1— для пленок никеля, 2 и 3 — железо-никелевых пленок составов соответственно 84% Ni— 16% Fe и 75% Ni—25% Fe (на кривой 3 рис. б значения Нс увеличены в 40 раз)

крайней мере два особых обстоятельства, важных для раз­ вития рекристаллизационных процессов. С одной стороны, изменение Ts (следовательно, и AT, AZn) означает разную ме­ таллофизическую предысторию образцов пленок, полученных, например, при разных температурах подложки, что обуслов­ ливает разную движущую силу рекристаллизационных про­ цессов (как и процессов возврата) в каждом конкретном на­ боре условий. С другой стороны, изменение Ts во многих слу­ чаях следует интерпретировать как изменение состава пленок, их насыщенности инородными примесями. Следовательно, каждому сочетанию кристаллизационных параметров соответ­ ствуют различные характер и кинетика рекристаллизационных и иных превращений, развивающихся в процессе роста пленок.

Учитывая сказанное, можно заключить, что развитие про­ цесса возврата и рекристаллизации, а также полиморфных и

фазовых превращении под влиянием температуры подложки во время роста пленок должно закономерно отличаться от протекания подобных процессов при изохронном и изотерми­ ческом отжигах одного и того же образца. В этом состоит причина сложности влияния вторичных релаксационных про­ цессов на физические свойства пленок и трудность анализа его закономерностей. Отметим, что в пленках, полученных в условиях сверхвысокого вакуума, эти закономерности намного проще.

Как было отмечено, ширина электронографических или рентгеновских дифракционных линий в известной степени мо­ жет служить характеристикой общей термодинамической неравновесности структуры тонких пленок. Неудивительно по­ этому, что изменение указанного параметра в зависимости от условий кристаллизации в полной мере согласуется с соответ­ ствующим изменением таких величии, как коэрцитивная сила, магнитная проницаемость и др. Отдельные примеры такого со­ ответствия продемонстрированы на рис. 63. В обнаруженной корреляции нет ничего неожиданного, так как в основе изме­ нения коэрцитивной силы и других структурно-чувствитель­ ных параметров пленок лежат в первую очередь факторы, определяющие термодинамическую неравновесность: тип и величина внутренних микро- и макронапряженнй, плотность и характер дефектов, дисперсность микроструктуры, степень текстурированности и т. д.

§ 3. Влияние напряженности магнитного поля на свойства железо-никель-кобальтовых пленок

Ранее было показано, что свойства пленок некоторых же- лезо-иикель-кобальтовых сплавов в отличие от пермаллоевых существенно зависят от интенсивности поля, приложенного во время напыления пленок в направлении их плоскости. Подоб­ ная зависимость наиболее четко проявляется в определенном диапазоне толщин пленок. Так, пленки некоторых тройных сплавов, изготовленные в отсутствие каких-либо внешних маг­ нитных полей, характеризуются полностью изотропной петлей гистерезиса и перпендикулярной магнитной анизотропией, иногда значительной. С повышением интенсивности ориенти­ рующего поля в них развивается анизотропность магнитных свойств в направлении плоскости подложки, наблюдается уменьшение или полное исчезновение перпендикулярной ани­ зотропии. От величины напряженности ориентирующего поля оказываются зависимыми также многие параметры петли ги­ стерезиса пленок [312]. В противоположность этому характе-

212

рпстнки пленок пермаллоевых сплавов незначительно зависят от ориентирующего поля.

Указанные факты уже частично обсуждались при рас­ смотрении закономерностей влияния магнитного технологиче­ ского поля на характер зависимостей магнитных параметров пленок от температуры подложки и других условий кристал­ лизации. Опишем для примера наиболее характерные особен­ ности изменения прямоугольное™ петли гистерезиса железо- иикель-кобальтовых пленок под влиянием технологического поля, ориентированного в плоскости подложки.

В концентрационном треугольнике Fe—Ni—Со имеются в основном две области сплавов, пленкам которых свойственна спонтанность возникновения прямоуголы-юсти петли гистере­ зиса. К ним можно отнести группу пленок пермаллоевой ком­ позиции и пленки, составы которых примыкают в стороне Fe—Со. Прямоугольное™ петель гистерезиса пленок этих групп сплавов практически мало изменяется в зависимости от величины ориентирующего поля и сохраняется высокой вплоть до значений напряженности поля, не превышающих лабора­ торных полей.

Прямоугольное™ петель гистерезиса пленок других спла­ вов железо-никель-кобальтовой системы в той или иной сте­ пени изменяется в зависимости от величины напряженности магнитного поля. Наибольшее изменение прямоуголы-юсти петли гистерезиса характерно для пленок перминварной груп­ пы сплавов и ряда высоконикелевых сплавов с отрицательной магнитострикцией. У перминварных пленок, полученных в сильном магнитном поле, достигается исключительно высокая прямоугольное™ петель гистерезиса. Пленки тех же сплавов, полученные в отсутствие внешнего ориентирующего поля, имеют прямоугольное™ петель гистерезиса значительно бо­ лее низкую. У пленок с отрицательной магнитострикцией, полу­ ченных без магнитного поля, наблюдается закритическая пет­ ля гистерезиса.

Необходимо подчеркнуть, что высокая прямоугольное™ петли гистерезиса перминварных сплавов в массивном со­ стоянии, как известно, также возникает лишь в результате их термомагнитной обработки. Напротив, сплавы, близкие к со­ ставу Ni3Fe и FeCo, как и их пленки, обладают спонтанно вы­ сокой прямоугольностыо петель гистерезиса.

Поскольку в пределах всего концентрационного треуголь­ ника спонтанность возникновения высокой прямоугольности петли гистерезиса имеет место в первую очередь вблизи сое­ динений NisFe и FeCo, то можно предположить возможность некоторого влияния процессов атомного упорядочения на свойства указанных пленок, в частности на механизм возник­ новения прямоугольности петли гистерезиса. Однако это, оче­

213