Содержание к диссертации
Введение
Глава 1 . Технология получения поликристаллических, аморфных и многослойных плёнок . 15
1.1. Вводные замечания. Обоснование методов получения плёнок 15
1.2. Техника и технология получения тонких плёнок 19
1.2.1. Электронно-лучевое испарение 19
1.2.2. Магнетронное распыление 20
1.2.3. Реактивное магнетронное распыление 22
1.3. Методы экспериментальных исследований 28
1.3.1. Исследование химического состава. 28
1.3.2. Методы исследования морфологии поверхности 33
1.3.3. Определение толщины, плотности и шероховатостей плёнок 35
1.3.4. Методы Лоренцевой микроскопии 38
1.4. Методы магнитных и гальваномагнитных измерений 43
1.4.1. Магнитометрический метод 43
1.4.2. Измерение эффективной намагниченности 44
1.4.3. Методы измерение магнитосопротивления 46
1.4.4. Определение поля насьпцения и энергии косвенной обменной связи 49
1.4.5. Измерение поля анизотропии и угловой дисперсии оси
лёгкого намагничивания 54
1.5. Выводы 54
Глава 2. Структура и магнитные свойства поликристаллических плёнок 60
2.1. Введение 60
2.2. Закрепление доменной границы локализованными дефектами 67
2.3. Некоторые механизмы непрерывного закрепления доменных границ 73
2.3.1. Упорядоченное расположение дефектов. Модель плоской доменной границы 73
2.3.2. Хаотическое расположение дефектов. Модель плоской доменной границы 74
2.3.3. Хаотическое расположение дефектов. Струнная модель доменной границы. 75
2.3.4. Расчёт коэрцитивной силы 76
2.3.5. Разориентация осей лёгкого намагничивания 77
2.3.6. Межкристаллитные границы 79
2.3.7. Поры. Неровности тонких магнитных плёнок 81
2.4. Экспериментальное определение поверхностных и объёмных компонентов коэрцитивной силы 86
2.4.1. Межкристаллитные границы и коэрцитивная сила 88
2.5 Выводы 93
Глава 3 Влияние технологии и структурных изменений на магнитные свойства плёнок 94
3.1. Введение 94
3.2. Морфология поверхности подложек и плёнок 100
3.3. Влияние химического травления на магнитные параметры плёнок 107
3.4. Расчёт закрепления доменной границы поверхностными неоднородностями 111
3.5. Параметры структуры наклонноосаждённых пленок NiCoFe 115
3.6. Магнитная анизотропия и коэрцитивная сила наклонноосаждённых ПЛеНОК Ni63C025Fei2 120
3.6.1. Зависимость магнитных свойств от угла осаждения 120
3.6.2. Расчёт поля наведённой анизотропии 122
3.7. Влияние отжига на структурные и магнитные параметры плёнок 124
3.7.1. Структура, рельеф поверхности и коэрцитивная сила отожжённых плёнок 125
3.7.2. Отжиг травленных плёнок 131
3.8. Выводы 136
Глава 4 Структура и магнитные свойства аморфных пленок Со-Ті 138
4.1. Введение 138
4.2. Определение источников магнитной анизотропии в аморфных плёнках Со Ті 142
4.2.1. Химический состав и магнитные свойства пленок Соі-хТіх. 145
4.2.2. Анизотропия подвижных атомных пар 147
4.2.3. Магнитная анизотропия, обусловленная локальной анизотропией кластеров 151
4.3. Влияние технологических условий препарирования на структуру и магнитные параметры аморфных плёнок 156
4.3.1. Влияние угла распыления на величину магнитной анизотропии 157
4.3.2. Оценка компонент магнитной анизотропии 159
4.3.3. Влияние парциального давления Аг и напряжения смещения на величину магнитной анизотропии 162
4.3.4. Влияние низкотемпературного изохронного отжига на релаксацию структуры аморфных плёнок СоТі 166
4.4. Влияние термомагнитного отжига на магнитную анизотропию аморфных плёнок 169
4.4.1. Изотермический отжиг аморфных плёнок 169
4.4.2. Влияние температуры термомагнитного отжига на наведённую анизотропию 172
14.5. Выводы 174
Глава 5. Магнитные и гальваномагнитные свойства плёнок Со/Си/Со 176
5.1. Введение 176
5.2. Магниторезистивный эффект и межслоевое взаимодействие в пленках Со/Си/Со 180
5.2.1. Межслоевое взаимодействие и магниторезистивный эффект в плёнках Со/Си/Со 181
5.2.2. Оценки величины связи 183
5.2.3. Зависимость магниторезистивного отношения от толщины прослойки 187
5.2.4. Билинейная и биквадратичная связь в Со/Си/Со 188
5.2.5. Изотермический отжиг 192
5.3. Корреляция магниторезистивного эффекта, поля анизотропии и коэрцитивной силы 196
5.3.1. Влияние отжига на кристаллическую и магнитную структуру плёнок Со/Си/Со 197
5.3.2. Зависимость коэрцитивной силы плёнок Со/Си/Со от толщины немагнитной прослойки 205
5.3.3. Оценки поля коэрцитивной силы обменносвязанных плёнок 211
5.4. Влияние связи между ферромагнитными слоями на магнитную анизотропию 212
5.5. Влияние анизотропных эффектов на гигантское магнитосопротивление 219
5.5.1. Влияние толщины слоев на магнитосопротивление 219
5.5.2. Анизотропный магниторезистивный эффект в Со/Си/Со плёнках 223
5.6. Влияние шероховатостей на магнитосопротивление. 225
5.7. Выводы 227
Заключение и благодарности 229
Список литературы
- Магнетронное распыление
- Некоторые механизмы непрерывного закрепления доменных границ
- Параметры структуры наклонноосаждённых пленок NiCoFe
- Магнитная анизотропия, обусловленная локальной анизотропией кластеров
Введение к работе
Современные технологии позволяют создавать плёнки с совершенной кристаллической, поликристаллической или аморфной структурой и конструировать на их основе принципиально новые магнитные материалы: магнитные мультислойные структуры и сверхрешётки. Тонкие магнитные плёнки и многослойные структуры на их основе обладают рядом особенностей, полностью отсутствующих или слабо выраженных в массивных материалах. Недавнее открытие гигантского магнитосопротивления в сверхрешётках инициировало большой интерес к разработкам спинтронных наноприборов, основанных на управлении спинов отдельных электронов и работам по созданию магнитных носителей сверхвысокой плотности магнитной записи. Уже сейчас новые технологии с применением электронно-лучевой литографии позволяют создавать магнитные столбики диаметром 10 нм на расстоянии 40 нм в немагнитной матрице, обеспечивая плотность вертикальной записи до 64 Гбит/см2. Достигнутый на данный момент прогресс в создании низкоразмерных магнитных структур делает реальными и другие их применения, более близкие к тем задачам, которые традиционно выполняет полупроводниковая микроэлектроника. В некоторых случаях использование спинового транзистора позволит продвинуться дальше по пути миниатюризации электронных устройств и средств магнитной записи информации.
Поликристаллические, нанокристаллические и аморфные высокодисперсные плёнки занимают значительное место в общем объёме физических исследований и технических разработок магнитных материалов. Это связано с относительной простотой их изготовления и со сложностью и разнообразием структурных характеристик, определяемых высокой степенью неравновесности структуры. Последнее, во многом, создаёт трудности в установлении связи между структурой и магнитными свойствами.
Важнейшие служебные свойства магнитных плёнок: коэрцитивная сила (Нс), поле наведённой магнитной анизотропии (.%) и магниторезистивное отношение (Ap/ps) являются структурно-чувствительными характеристиками. Изучение природы анизотропии и коэрцитивной силы - одна из фундаментальных проблем физики магнитных явлений, поскольку эти характеристики определяют такие магнитные свойства как доменную структуру, процессы перемагничивания и пр., а также задают область практического применения магнитных материалов. Этой проблеме посвящено большое количество работ, уже достигнут значительный прогресс в понимании влияния кристаллической структуры и её дефектов на магнитные свойства. Однако развитие и совершенствование технологии и методов исследований позволяет получать новые магнитные материалы и подробнее изучать их свойства. Поэтому ис-
следование влияния структуры и технологии получения на магнитные свойства были и остаются актуальными.
Из литературных источников и проведённых ранее нами исследований однослойных поликристаллических и аморфных плёнок Зсі-металлов стало известно, что в плёнках действует несколько причин анизотропии, как конденсационного происхождения (разных в различных материалах), так и возникающих вследствие внешних воздействий (травление, отжиг). Эти анизотропии имеют различные области пространственной локализации и характеризуются амплитудной и угловой дисперсией. Макроскопическая анизотропия является результатом усреднения локальных анизотропии. Первоначальное изучение многослойных плёнок с поликристаллическими ферромагнитными слоями, разделёнными немагнитной прослойкой, показали, что в таких плёнках из-за эффектов связи формируется сложная магнитная анизотропия. Поэтому на определённом этапе вьшолнения диссертации возникла необходимость исследования природы магнитной анизотропии в многослойных плёнках, обусловленной действием как структурных факторов, так и эффектов магнитостатической и обменной связи между ферромагнитными слоями, разделёнными немагнитной прослойкой.
В имевшихся к моменту написания диссертации теоретических и экспериментальных работах по исследованию многослойных плёнок с гигантским магнитосопротивлением основное внимание исследователей было направлено на решение двух основных проблем: во-первых, выяснению природы осцилляции межслоевого взаимодействия при вариации толщины немагнитной прослойки в различных многослойных структурах, и, во - вторых, изучению физических механизмов усиления магнитосопротивления в многослойной структуре ферромагнетик / немагнитный металл. Значительно меньше внимания уделено исследованиям влияния связи между ферромагнитными слоями на интегральные и локальные магнитные свойства многослойных плёнок. Было известно лишь несколько экспериментальный работ, в которых показано, что при изменении толщины прослойки осциллируют также магнитооптический эффект, магнитная анизотропия и температура Кюри. В этот начальный период была мало исследована доменная структура многослойных плёнок, и практически ничего не было известно про осцилляции коэрцитивной силы. В связи со сказанным возникла необходимость выяснения природы осцилляции поля анизотропии и коэрцитивной силы, что требовало проведение комплексных сравнительных исследований структуры однослойных и многослойных плёнок Зо"-металлов, их доменной структуры и структурно-чувствительных магнитных характеристик и установление корреляции с типом и величиной связи.
Исходя из нерешённых проблем была сформулирована основная цель диссертации: выяснение корреляции структурных и размерных механизмов формирования анизотропии и коэрцитивной силы в поликристаллических, аморфных и многослойных плёнках.
КРАТКОЕ СОДЕРЖАНИЕ РАБОТЫ
В первой главе описаны технологии получения плёнок, методики исследования параметров структуры (толщины, химического состава, шероховатостей подложек и плёнок), методы исследования кристаллической и магнитной структур, а также методы измерения магнитных и гальваномагнитных свойств. Дано описание экспериментального оборудования и методик наблюдения доменной структуры, структуры доменных границ и процессов пере-магничивания в просвечивающем электронном микроскопе методами Лоренцевой микроскопии. Показана перспективность применения метода магнетронного распыления для получения магнитных моно- и многослойных ферромагнитных плёнок и плёнок сложного химического состава. Приведены примеры получения плёнок поликристаллических, аморфных и многослойных плёнок. Установлено, что при реактивном магнетронном распылении в атмосфере азота возможно получение плёнок с индукцией насыщения большей, чем в плёнках чистого железа. Увеличение магнитной индукции плёнок обусловлено образованием высокомагнитной фазы Fei6N2.
Во второй главе представлены результаты экспериментального определения вкладов в коэрцитивную силу от дефектов, создающих квазинепрерывный потенциальный рельеф для доменной границы (Но), и от закрепления доменной границы на локализованных дефектах (Hd)- Приведён расчёт удельной дисперсии силы взаимодействия доменной границы с дефектами поликристаллических плёнок. Получены выражения коэрцитивной силы для различных моделей закрепления доменной границы на дефектах с размерами много меньшими ширины доменной границы. Расчёты удельной дисперсии силы для конкретных моделей дефектов позволили выявить три типа явной зависимости вкладов в коэрцитивную силу от
толщины плёнки d: Нс ~ d~ - для шероховатостей поверхности и Нс ~ сГ ' - для несквозных пор. Для сквозных дефектов - дисперсии осей легкого намагничивания кристаллитов и межкристаллитных границ Нс не зависит от d. Предполагая, что взаимодействие доменной границы с каждым типом дефектов независимо получен закон сложения коэрцитивных сил. Представлены результаты экспериментального определения вкладов в коэрцитивную силу от поверхностных дефектов и дефектов, расположенных в объёме плёнки.
В третьей главе исследуется влияние изменения плотности и распределения поверхностных и объёмных дефектов на поле анизотропии и коэрцитивную силу плёнок Ni63Co2sFei2. Для увеличения степени неравновесности плёнки осаждались на положеки при комнатной температуре. Изменение соотношений размеров и распределения дефектов в объёме плёнки осуществлялось отжигом и наклонным напылением, а изменение рельефа поверхности - выбором подложек и химическим травлением. Приведены результаты электронно-
микроскопических исследований шероховатостей различных видов подложек и средние размеры параметров шероховатостей.
Измерения коэрцитивной силы плёнок, осаждённых на различного рода подложки, показывают, что минимальное значение коэрцитивной силы наблюдается на подложках с минимальными шероховатостями. При химическом травлении поверхности плёнки резко возрастает Нс и изменяются других магнитные характеристики: поле анизотропии (Нь), угловая дисперсия анизотропии (<Х9о) и ширина линии ферромагнитного резонанса (АН). Эксперимент показьшает различное поведение структурных преобразований и изменение магнитных свойств от соотношения двух размерных параметров: толщины плёнок d и размера зерна D = 2R. После отжига в вакууме плёнок разной толщины, полученных при нормальном осаждении, наблюдаются две различные зависимости //с(7оіж). Для плёнок с d > 30 нм на кривой Нс(Т„гид наблюдается минимум в области 200С, а для плёнок с d < 20 нм коэрцитивная сила монотонно возрастает.
Электронно-микроскопические исследования кристаллической структуры и морфологии поверхности позволили выявить эффект сглаживания поверхности плёнок при отжиге, а также особенности при рекристаллизации плёнок, обусловленные размерными эффектами. В процессе отжига тонких плёнок с размером зерна, меньшим толщины плёнки (>< d < 20 нм), в результате роста зерна происходит образование сквозных микропор, что и приводит к появлению дополнительного объёмного вклада - Hv3. Различное поведение #(7^) объясняется конкурирующим влиянием поверхностных Hs и объёмных механизмов Нч закрепления доменной границы. В толстых плёнках преобладают объёмные механизмы, связанные с ростом зерна, в более тонких - поверхностные. Эффект влияния сглаживания поверхности на магнитные параметры особенно заметен при отжиге химически травленных и наклоннооса-ждённых плёнок, в которых происходит заметное уменьшение поверхностного вклада Hs. Конкуренция объёмных и поверхностных механизмов приводит к частичной или полной компенсации возрастания коэрцитивной силы при отжиге.
В четвертой главе представлены результаты исследования влияния технологических условий получения и концентрации Ті на структуру и магнитные параметры аморфных плёнок СоТі. Показано, что уменьшение размера зерна при переходе в аморфное состояние значительно уменьшает коэрцитивную силу.
При увеличении процентного содержания Ті в СоТі плёнках намагниченность линейно уменьшается и при содержании Ті > 25 ат.% плёнки становятся слабоферромагнитными. Установлено, что аморфное состояние наблюдается при концентрации титана от 14 до 22 ат.%. В этой же области концентраций наблюдается минимум коэрцитивной силы. Интегральное поле анизотропии в этой области концентрации также резко уменьшается. Для исследования
были выбраны плёнки Со8бТіі4, имеющие максимальное значение Н^ в области концентраций, соответствующих аморфному состоянию.
Установлено, что значительное влияние на величину наведенной магнитной анизотропии оказывает парциальное давление аргона и напряжение смещения, подаваемое на подложку. Электронно-микроскопическими исследованиями показано, что этот эффект не связан с крупномасштабными изменениями в структуре, поскольку структурные неоднородности плёнок, полученных при разном парциальном давлении аргона, но при одинаковых углах осаждения, идентичны. Установлено, что причина большого различия Ки плёнок, полученных при разном парциальном давлении аргона, связана с типом кластеров, образовавшихся в плёнке при распылении. В зависимости от энергии распыляемых атомов в кобальтсодержа-щих аморфных плёнках могут образовьшаться кластеры разной симметрии. Температурные исследования намагниченности плёнок, полученных при давлении аргона 5.5-10"4 Торр, позволили выявить термомагнитный гистерезис, который косвенно свидетельствует о наличии в структуре кластеров тригональной симметрии, имеющих большую локальную магнитную анизотропию. Образование кластеров тригональной симметрии при низкотемпературном изотермическом отжиге приводит к росту интегральной магнитной анизотропии. Образование кластеров тригональной симметрии подтверждено прямым методом - анализом картин микродифракции, на которых при микрофотометрировании выявляется ступенька интенсивности дифракционного кольца, соответствующего ГПУ фазе кобальта.
Рассчитана вероятность образования кластеров тригональной симметрии в зависимости от парциального давления Аг, расстояния от мишени и напряжения смещения. Показано, что эта вероятность будет максимальной, если энергия распыляемых атомов мишени при попадании их на подложку будет соизмерима с энергией активации процесса преобразования кластеров октаэдрической симметрии, соответствующей ГЦК фазе, в кластеры тригональной симметрии.
Методом высокоразрешающей электронной микроскопии в нормально осажденных плёнках выявлены структурные неоднородности двух типов: образования размером 1.2 -5-1.6 нм или кластеры и цепочки из трех-четырех таких кластеров. Для наклонноосаждённых аморфных плёнок кроме указанных неоднородностей, характерны области резко отличающиеся по контрасту - области пониженной плотности размером порядка 12 нм. Анализ Фурье- спектров, полученных при обработке электронно-микроскопических изображений, позволил определить периоды структурных неоднородностей, коэффициент их анизотропии и дисперсию распределения.
По кинетическим зависимостям магнитной анизотропии, полученным после термомагнитного отжига при Го < Гкр в поле, перпендикулярном первоначальной оси легкого намаг-
ничивания, установлено, что в плёнках Co-Ti существуют "отжигаемые" и "неотжигаемые" источники анизотропии. Отжигаемая компонента связана с переориентацией атомных пар в окрестности свободных объёмов. Неотжигаемая компонента обусловлена образованием низкосимметричных кластеров, областей пониженной плотности и микропор. Приведены оценки коэрцитивной силы аморфных плёнок, полученные с использованием модели случайной локальной магнитной анизотропии при наличии макроскопической анизотропии.
В пятой главе представлены результаты исследования магнитных и магниторезистив-ных свойств плёнок с ферро- и антиферромагнитносвязанными слоями Со(6нм)/Си(х)/Со(6нм). Приводятся результаты электронно-микроскопических исследования кристаллической структуры, а также результаты исследования доменной структуры методами Лоренцевои микроскопии. Исследовано влияние типа связи и структурных изменений при отжиге многослойных плёнок на величину гигантского магнитосопротивления и установлены корреляционные соотношения со статическими магнитными свойствами плёнок.
Из анализа магнитных и магниторезистивных кривых трёхслойных плёнок Со/Си/Со с различной толщиной немагнитной прослойки следует, что вид кривых магнитного и магни-торезистивного гистерезиса в значительной степени зависит от типа связи. При ферромагнитной связи между слоями каждый слой кобальта имеет одну ось лёгкого намагничивания, и магнитные параметры плёнок с ферромагнитносвязанными слоями практически не отличаются от однослойных плёнок такой же толщины. Существенные изменения параметров магнитного и магниторезистивного гистерезиса плёнок Со/Си/Со наблюдаются только при антиферромагнитной связи между слоями кобальта. Процесс перемагничивания плёнок с антиферромагнитной связью характеризуется изотропными петлями гистерезиса, а продольный и поперечный магниторезистивные эффекты становятся положительными. При этом коэрцитивная сила и магниторезистивное отношение плёнок с антиферромагнитной связью возрастают более, чем на порядок, по сравнению с плёнками Со/Си/Со с ферромагнитной связью и однослойными плёнками Со. Высокая остаточная намагниченность исследуемых плёнок Со/Си/Со свидетельствует о неполном антипараллельном выстраивании намагниченностей в соседних слоях при толщинах прослойки, соответствующих максимумам антиферромагнитного взаимодействия. Электронно-микроскопическими наблюдениями доменной структуры определено, что в нулевом внешнем поле доменная структура содержит домены как с параллельным, так и антипараллельным направлением намагниченностей в слоях.
Измеряемая в плёнках эффективная антиферромагнитная (отрицательная) связь (^эфф), которая способствует антипараллельной ориентации намагниченностей в слоях, является результатом конкурирующего действия нескольких видов положительных (ферромагнитных) связей, возникающих из-за магнитостатических и обменных взаимодействий между слоями.
Установлено, что в исследованных плёнках Со/Си/Со величина эффективной антиферромагнитной связи на два порядка больше значения макроскопической магнитной анизотропии, но сравнима со значением локальной магнитной анизотропии. Этим объясняется сильное влияние антиферромагнитной связи на процессы перемагничивания. Оценки величины эффективной антиферромагнитной связи по магнитным и магниторезистивным кривым с использованием данных о морфологии поверхности подложек дают основания заключить, что антиферромагнитная связь может подавляться положительными связями из-за шероховатостей слоев и связью через микроотверстия в немагнитной прослойке при их критической ПЛОТНОСТИ Лкр > 5 10 м" .
Обнаружено, что при варьировании толщины прослойки наблюдаются осцилляции связи, которые приводят не только к известному ранее осцилляционному поведению магнитосо-противления, но и вызьгоают осцилляции поля анизотропии и, соответственно, коэрцитивной силы.
Установлено, что магниторезистивное отношение и коэрцитивная сила связаны линейной зависимостью с полем насыщения. В свою очередь коэрцитивная сила связана линейной
зависимостью с полем локальной анизотропии, что позволяет записать Нс = HQ + pHj,
где Но - коэрцитивная сила, обусловленная структурными дефектами с размерами г « 5, рассмотренными в главе 2, Hj - коэрцитивная сила, обусловленная антиферромагнитной связью между слоями, р — коэффициент пропорциональности порядка единицы.
Установлено, что во всех исследованных плёнках Со/Си/Со с антиферромагнитной связью после конденсации присутствует биквадратичная компонента связи (Зг), способствук> щая 90 ориентации намагниченностей слоев. Аргументом, доказывающим присутствие би-квадратичной компоненты косвенной обменной связи между слоями, является нелинейная
зависимость Ар/р = f\m J. По результатам экспериментальных измерения 3\ и Зг в зависимости от толщины прослойки и результатам, полученным из аппроксимации кривых намагничивания, установлено, что величина биквадратичной связи является функцией билинейной связи 32 = f(3x) и обычно Зг « O.Ui.
Электронно-микроскопическими наблюдениями за изменениями структуры доменов и доменных границ установлено, что в результате отжига в плёнках с различной толщиной прослойки происходит изменение типа связи между слоями. В плёнках с антиферромагнитной связью наблюдается переход от антиферромагнитной связи к ферромагнитной, при этом изменяются соотношения между величинами 3\ и Зг- Кинетические параметры этого перехода зависят от толщины немагнитной прослойки. Присутствие биквадратичной связи проявляется на спектрах ФМР, а также на поведении кривых намагничивания.
Установлено, что в плёнках, полученных при одинаковых технологических условиях, но с разной толщиной прослойки, наблюдается существенно различное поведение магниторези-стивного отношения от температуры отжига. Эти отличия не могут быть объяснены уменьшением удельного сопротивления или структурными изменениями. Электронно-микроскопическими исследованиями не выявлено каких - либо существенных отличий в структуре как в зависимости от толщины прослойки, так и в процессах рекристаллизации при отжиге плёнок. С другой стороны, в этих же образцах после отжига, с использованием атомной силовой микроскопии установлено сглаживание поверхности плёнок. Очевидно, что увеличение магниторезистивного отношения связано с изменениями структуры на атомном уровне. Из анализа известных механизмов усиления магнитосопротивления [354] и механизмов биквадратичной связи [393,394,446] сделан вывод, что увеличение магниторезистивного отношения при относительно низкой температуре отжига происходит по двум причинам:
во - первых, из-за усиления эффективной антиферромагнитной связи, обусловленного уменьшением влияния магнитостатической положительной связи (связи типа «апельсиновой кожуры») в результате сглаживания поверхности;
во-вторых, из-за усиления моттовского спин-зависимого рассеяние электронов проводимости на примесях ферромагнитных металлов в немагнитной прослойке и немагнитных металлов ферромагнитных слоях, перемещённых в результате взаимодиффузии через границу раздела в пределах 1-3 монослоёв [354].
Второй механизм согласуется с микроскопическим механизмом биквадратичной связи, основанным на модели свободных спинов [394] и механизмом биквадратичной связи через микроотверстия в прослойке [447]. Доказательством применимости этих моделей является зависимость магниторезистивного отношения от диффузионных процессов, наблюдаемых при изохронном и изотермическом отжиге. Процесс атомной межслоевой диффузии при отжиге приводит к постепенной деградации Си прослойки, в первую очередь, по межкристал-литным границам. Эта деградация идёт путём образования ферромагнитных мостиков, кото-рые приводят к локальной ферромагнитной связи на площади ~ 1нм . С увеличением времени и температуры отжига плотность (и площадь) микроотверстий растёт, что в конечном итоге, приводит к подавлению антиферромагнитной связи между слоями кобальта в макроскопическом смысле [282] и уменьшению Др/р5. Некоторым подтверждением диффузионного перемешивания слоев Со и Си является линейная зависимость приращения проводимости
.1/2
слоев от t4 .
Полученные результаты показывают, что изменение доменной структуры и других магнитных свойств плёнок Со/Си/Со с антиферромагнитой связью между слоями, в значительной большей степени зависят от величины антиферромагнитной связи, чем от структурных
изменений. В свою очередь, величина связи зависит от структурных изменений на атомном уровне, которые не выявляются обычными методами электронной микроскопии. С другой стороны, наблюдения доменной структуры методами Лоренцевой микроскопии позволяют надёжно выявлять тип связи и её изменения.
Учитывая технологические особенности процесса конденсации, изотропность петель магнитного гистерезиса плёнок с антиферромагнитной связью невозможно объяснить на основе представлений об одноосной анизотропии каждого из слоев. В работах [5, 6] было показано, что в мультислоях Fe/Cr с биквадратичным обменом формируется анизотропия четвёртого порядка. В плёнках Со/Си/Со наличие многоосной анизотропии подтверждено данными ФМР и анизотропией процессов намагничивания. Тип анизотропии и её трансформации при изотермическом отжиге были исследованы по угловым зависимостям кривых относительной намагниченности I/Is =ftH, <р) [410].
Двухосная анизотропия в трёхслойных плёнках Со/Си/Со является следствием проявления биквадратичной связи. Двухосную анизотропию в многослойных плёнках Со/Си/Со можно рассматривать как особый вид обменной анизотропии, которая возникает в результате конкуренции билинейной связи и прямого обменного взаимодействия. Основным структурным источником двухосной анизотропии в исследованных плёнках Со/Си/Со являются мик-роотверстия в прослойке.
В результате анализа влияния размерных эффектов (толщин слоев) в плёнках Со/Си/Со показано, что удельное сопротивление и анизотропия магнитосопротивления имеют противоположные тенденции поведения при уменьшении толщины слоев кобальта. Этот эффект обусловлен ограничением длины свободного пробега электронов поверхностями плёнки.
Используя экспериментальные зависимости электросопротивления от толщины слоев кобальта и теорию Фукса [469], из параметров линейной аппроксимации определена средняя длина свободного пробега электронов Х«р и удельное сопротивление бесконечно толстой плёнки ро- Данные зависимости длины свободного пробега электронов от толщины слоев показывают, что в исследуемых плёнках длина свободного пробега электронов соизмерима с толщиной плёнки, поэтому, когда Хер < dco, наблюдается возрастание удельного сопротивления. С другой стороны, Хер » dcu, и это приводит к квантоворазмерным эффектам - осцил-ляциям гигантского магнитосопротивления, коэрцитивной силы и поля анизотропии.
На защиту выносятся следующие результаты и положения.
1. Результаты анализа влияния размерных и квантоворазмерных эффектов, обусловленных вариациями толщины магнитных и немагнитных слоев и морфологии поверхности на
критические поля (коэрцитивную силу, поле магнитной анизотропии, поле насыщения) и магниторезистивное отношение в однослойных и многослойных плёнках.
Результаты исследования структурных превращений и кинетические параметры процессов, определяющих эти превращения при осаждении и последующем отжиге поликристаллических моно- и многослойных ферромагнитных плёнок, полученных магнетронным распылением, а также закономерности структурной релаксации в аморфных плёнках на основе кобальта.
Результаты исследования зависимости коэрцитивной силы, эффективной магнитной анизотропии, локальной магнитной анизотропии, поля насыщения и магниторезистивного эффекта от материала плёнки, технологии, структурных дефектов и косвенной обменной связи между ферромагнитными слоями. Установление линейной зависимости между магни-торезистивным отношением, коэрцитивной силой, магнитной анизотропией и полем насыщения.
Вывод о том, что осцилляционное поведение поля анизотропии и коэрцитивной силы плёнок Со/Си/Со обусловлено осцилляциями косвенного обменного взаимодействия между слоями. Антиферромагнитная связь уменьшает радиус ферромагнитной корреляции в ферромагнитных слоях и приводит к мелкодоменному разбиению магнитной структуры.
Вывод о том, что биквадратичная обменная связь в поликристаллических трёхслойных плёнках индуцирует неизвестную раннее двухосную магнитную анизотропию, которая формируется при конденсации или в результате диффузионных процессов при последующем отжиге.
Магнетронное распыление
Электронно-лучевое испарение относится к термическим методам получения плёнок, при котором разогрев испаряемого материала осуществляется электронным лучём [184]. Конструкция электронно-лучевого испарителя показана на рис. 1.2. Поликристаллические плёнки получали в установке УРМ-3.279.011 в вакууме 1 10"6 мм. рт. ст. Установка оборудо вана карусельным устройством, с помощью кото рого можно менять кассеты с подложками, не на- а яі гІ%щестда рушая вакуума и установившегося процесса испа- ./ ««v Эяектронти луч -. ЛЛ / 4г\ Анод рения. В каждой кассете располагалось 11 подложек. В качестве подложек использовались тщательно очищенные стёкла размером 24 х 24 х 0,1 мм. Основными операциями при подготовке подложек были: промывка в моющем растворе при I \ Водяное охлаждение температуре 60С, каскадная промывка в дистил лированной воде и сушка в парах изопропилового
Схема электронно спирта. Плёнки для электронно-микроскопических лучевого испарителя, исследований осаждались на подслой лака, фоторезиста или на скол NaCl. Температура подложек при конденсации варьировалась от 20С до 250С. Для создания одноосной анизотропии во время напыления прикладывалось поле напряжённостью 4103 А/м. В качестве исходных материалов использовались сплавы Ni63Co25Fei2, Fe5oCo5o-xCrx, Ni80Fe2o- Распыление производилось из медного водоохлаждае-мого тигля электронно-лучевой пушкой мощностью 3 кВт при ускоряющем напряжении 12 кВ. С целью уменьшения влияния технологических условий при снятии кривой толщин-ной зависимости коэрцитивной силы за один сеанс производилось напыление плёнок четырёх толщин. Каждая следующая серия плёнок осаждалась таким образом, чтобы толщины перекрывались. Последующие исследования выполнялись на плёнках, которые при одинаковой толщине имели коэрцитивную силу #с, отличающуюся не более чем на 5%. Для получения серии наклонноосаждённых плёнок при одинаковых технологических условиях и исключения влияния угла осаждения на толщину плёнок был сконструирован специ альный держатель подложек. Держатель подложек был изготовлен на основе расчётов, вытекающих из формулы
Схема напыления плёнок одинаковой толщины под разными углами а. 1 - подложка; 2 - держатель подложек; 3 - падающий поток атомов. площади подложки, dSr - элемент площади подложки, М - масса испарённого вещества, г - расстояние от испарителя до подложки, а - угол падения атомного пучка. Схема напыления плёнок одинаковой толщины под различными углами конденсации атомного потока показана на рис 1.3.
Отжиг производился в вакуумном посту ВУП-2К. Печь с образцами помещалась в магнитное поле Н - 3,2-104 А/м, образованное двумя постоянными магнитами. Плёнка располагалась таким образом, чтобы направление лёгкой оси совпадало с направлением поля при отжиге или было перпендикулярно ей. Температура при отжиге поддерживалась регулирующими приборами Ш 4531 с точностью до 1%.
Магнетронноераспыление [28, 39,209-211,213,258].
Получение аморфных и многослойных плёнок вакуумным испарением, в силу отмеченных во введении причин, затруднено, поэтому аморфные плёнки Coi и многослойные плёнки - Со-Ті/Мо, Со/Си/Со получали магнетронным распылением. Схема взаимного расположения мишени и подложек показана на рис. 1.4а. Основными элементами устройства магнетронного распылителя являются катод-мишень, анод-экран и магнитная система удержания плазмы (рис. 1.46). Наличие замкнутого магнитного поля у распыляемой поверхности позволяет локализовать плазму разряда непосредственно у мишени и существенно уменьшить влияние плазмы на процесс конденсации плёнок.
В качестве распыляемого материала для получения плёнок Coi использовалась мозаичная мишень из Со (99,99%) и Ті (99.70%) диаметром 110 мм. Химический состав конденсированных плёнок зависит от соотношения площадей кобальтовых и титановых мишеней, находящихся в зоне распыления. Исследование зависимости химического состава осаждённых плёнок методом лазерной масс-спектрометрии показало, что концентрация Ті в плёнке прямо пропорционально зависит от площади титановой мишени (рис. 1.5). Это позволяло легко изменять состав напыляемых плёнок, контролируя площадь титановой мишени. Перед -6 распылением пленок камера предварительно откачивалась до остаточного давления 5 10 мм. рт. ст., затем в камеру напускался чистый аргон и производилась ионная очистка подло жек при давлении 1-Ю" мм. рт. ст. Планарное магнетронное распыление
Схема расположения мишени и подложек (а), (б) - конструкция магнетронного распылителя. 1 - мишень; 2 - экран - анод; 3 - подложки; 4 - плазменный шнур; / = 45мм - расстояние от мишени до плоскости подложек; г - расстояние от центра мишени до центра подложки (варьируется от 45 до 80мм); d = 110мм - диаметр мишени.
При исследовании влияния технологических параметров на структуру и магнитные свойства парциальное давление Аг при конденсации варьировалось от 2-Ю"4 до 1-Ю"3 мм. рт. ст. Распыление проводилось на постоянном токе /= 220 мА и напряжении U- 350 В. Скорость напыления составляла 0.4 нм/с. Расстояние от мишени до подложек равнялось 45 мм.
Многослойные пленки Со/Си/Со получали магнетронным распылением составной Со Си мишени на постоянном токе в атмосфере рабочего газа Аг при Рм = 5-Ю"3 мм. рт. ст. 50 Осаждение производилось на стеклянные подложки и монокристаллы Si(100) при комнатной температуре. Мощности разряда при распылении Со и Си варьировались и подбирались таким образом, чтобы скорости осаждения Со и Си были одинаковыми (v = 0,1 нм/с). Заслонка, расположенная между мишенью и каруселью с Рис. 1.5. Зависимость процентного со дер подложками, позволяла переключать поток „. _ „Г жания Ті в пленке Сои от площади тита атомов меди или кобальта. Толщина слоев вой мишени. контролировалась по времени напыления. Для определения скорости осаждения была получена серия однослойных пленок Со и Си, толщина которых определялась методом рентгеновской интерференции с точностью ± 0,2 нм. Заданные толщины слоев кобальта и меди контролировались по времени напыления. Скорость распыления в процессе конденсации измерялась также кварцевым датчиком.
Некоторые механизмы непрерывного закрепления доменных границ
Химический состав аморфных пленок Coi определялся методом лазерной масс-спектроскопии на энерго-массанализаторе типа ЭМАЛ-2. При облучении поверхности объекта лазерным излучением при плотностях потока выше критического значения ( 109 Дин/см2 ) поглощаемая энергия превышает энергию связи атомов и вызывает в месте взаимодействия полную ионизацию. В масс-спектрометре используется эффект пространственного разделения движущихся в поперечном магнитном поле ионов с различным отношением массы к заряду т/е. Так как дисперсия ионов определяется значением отношения т/е, то ионы фокусируются в зависимости от массы в различных точках фокальной плоскости, в которой находится фотоплёнка. Ввиду ограниченного динамического диапазона фотоплёнки и широкого спектра концентраций отслеживаемых элементов (от 10 3- 10"4 % до 90 %) измерение спектров производилось при нескольких разных дозах и экспозициях для одного образца. Обработка результатов измерений производилась с помощью автоматизированного комплекса, состоящего из микрофотометра ИФО-451, соединенного через САМАС-крейт с мини-ЭВМ ДВК-3 и пакета прикладных программ, предназначенных для фотометрирования фотопленки, построения градуировочной кривой, восстановления спектра согласно градуи-ровочной кривой и элементного анализа. Результаты исследования химического состава плёнок Coi методом лазерной масс-спектрометрии приведены на рис. 1.5, рис.4.10 и рис. 4.11.
Методы изучения морфологии поверхности [135,136, 341, 342, 345]. Практическое применение плёнок возможно только тогда, когда плёнки нанесены на механически прочную подложку. Тонкие ферромагнитные плёнки наносятся на различные по своим физическим свойствам подложки: стёкла, керамику, ионные кристаллы, металлические полированные поверхности, на поверхность полимерных материалов и т.д. Известно, что свойства нанесённых на подложку плёнок зависят от многих параметров: глубины вакуума, скорости осаждения, электромагнитного поля и т.д. Наиболее важными параметрами являются энергия конденсирующихся атомов, температура подложки и состояние её поверхности - величина шероховатостей. Для получения качественных плёнок, в подавляющем большинстве случаев практического применения, необходимы подложки с минимально возможными шероховатостями. Это требование определяет метод исследования поверхности подложки - просвечивающую электронную микроскопию, т.к. световая оптика и растровая электронная микроскопия не позволяет выявить неоднородности поверхности, оказывающие влияние на магнитные параметры. Например, коэрцитивная сила плёнок, полученных конденсацией при одинаковых технологических условиях, заметно отличается в плёнках, осаждённых на стёклах, имеющих амплитуду шероховатостей 5 или 8 нм [136, 341] (раздел 3.2).
Основное преимущество просвечивающей электронной микроскопии - высокое разрешение - имеет и существенное ограничение по его реализации. В просвечивающем электронном микроскопе невозможно непосредственно исследовать объекты толщиной более 100 нм при ускоряющем напряжении 100 кВ. Поэтому для исследования толстых объектов необходимо применять утонение или использовать косвенный метод - метод реплик. Применение реплик значительно снижает разрешение электронно-микроскопических снимков, т.к. в этом методе разрешение приблизительно соответствует удвоенному размеру кристаллов оттеняющего материала [95], поэтому повышение разрешения реплик тесно связано с проблемой бесструктурного оттенения. Однако даже с этими ограничениями методом реплик можно получить разрешение 2 нм [45], что на порядок выше разрешения серийных растровых электронных микроскопов. Так как реплика - это отпечаток с объекта и изготовляется из другого материала, отличного от материала самого объекта, то по репликам можно получить, в основном, данные о рельефе поверхности. Метод реплик достаточно известный, и в настоящее время разработаны многочисленные методики, которые позволяют осуществить электронно-микроскопические исследования поверхности практически любого твёрдого тела [116,223]. Наиболее удобным материалом для получения реплик являются углеродные плёнки. Преимущество угольных реплик состоит в том, что они обладают хорошей прозрачностью для электронов и обладают высокой разрешающей способностью и, что наиболее важно, отличаются высокой термической и химической устойчивостью.
Напыление угольных реплик производилось в вакуумном посту ВУП-2К с помощью угольных стержней диаметром 6 мм, заточенных специальным образом и прижатых друг к другу. При пропускании тока 120 А между стержнями возникает электрическая дуга, и концы стержней разогреваются до температуры, достаточной для распыления угля. Отделение угольной реплики производилось при помощи желатина или, в случае большой адгезии, растворением поверхности металлической плёнки в кислотах. Отделённая от исследуемой поверхности реплика помещалась на предметную сетку, после чего, для повышения контрастности, на контактную сторону реплики под углом а =30 наносился тонкий слой оттеняющего материала.
Для оттенения реплик использовались две методики: оттенение совместным напылением платины с углём и оттенение реплик окисью вольфрама [223]. В первом случае углерод затрудняет кристаллизацию платины и способствует получению более мелкодисперсных слоев, чем при напылении чистого металла, что позволяет повысить разрешение реплик. Использование второй методики предпочтительнее, т. к. эта методика позволяет обойтись без использования драгоценных металлов и обладает лучшей воспроизводимостью. Полученные по этой методике реплики можно снимать вплоть до увеличения 60-100 тысяч. Окись вольфрама испаряется при более низкой температуре, чем сам металл, и образует слой из очень мелких кристаллов. Для испарения окиси вольфрама использовались спирали из вольфрамовой проволоки диаметром 0,8 мм. Сначала спираль окисляется прокаливанием на воздухе, а затем окись испаряется быстрым нагревом в высоком вакууме. Применение диафрагмы между спиралью и оттеняемой репликой, на которые подавалось высокое напряжение 5000 В, позволяет ещё уменьшить размер кристалликов.
Параметры структуры наклонноосаждённых пленок NiCoFe
Кристаллиты наклонноосаждённых плёнок анизотропны (вытянуты) в двух направлениях -в направлении падения пара атомов (перпендикулярно плоскости плёнки) и в их плоскости падения, что и приводит к возникновению магнитной анизотропии. При этом решающую роль играет неравноосность структурных дефектов или анизотропное распределение их в объёме плёнки. При малых углах падения (менее 60) поле анизотропии направлено перпендикулярно к плоскости падения, а при углах больших 60, совпадает с ней. Для объяснения анизотропии, возникающей при наклонной конденсации, привлекается поровая модель [109, 198, 436]. Согласно этой модели поры являются обособленными образованьями, и их можно рассматривать как немагнитные включения в ферромагнитной матрице. При значительном переохлаждении (Т„ 0,3 Тт) поры в толстых поликристаллических и аморфных пленках, конденсированных из молекулярного потока, имеют удлиненную форму, ориентированы преимущественно по направлению, близкому к направлению падения молекулярного потока, и расположены, главным образом, по границам между элементами структуры. Эта модель анизотропии может быть использована для объяснения зависимости от угла падения поля анизотропии, электросопротивления в плоскости падения и нормально к ней, намагниченности насыщения и других свойств.
Наличие пор и вакансионных дефектов в металлических и других однокомпонентных однофазных пленках можно рассматривать как результат появления в них второго «компонента» (точнее, квазикомпонента) П — «пустоты» [142, 143]. Такие пленки оказываются не одноком-понентными однофазными, а псевдодвухкомпонентнымн двухфазными системами. Такой подход к конденсированным пленкам, представляющим собой псевдобинарные системы М— П, позволяет использовать существующий математический аппарат термодинамической и кинетической теорий нормальных двухкомпонентных сплавов типа М—А, где А — второй реальный компонент (металл, неметалл или полуметалл).
Применительно к тонким плёнкам понятие поры как трёхмерного дефекта является условным и обозначает локальную несплошность двумерного континиума. Поэтому в двумерных плёнках к порам относят как незаполненные на начальных стадиях конденсации промежутки между ещё не сомкнувшимися агрегатами частиц (переход от островковой к лабиринтной структуре), так и не сросшиеся участки уже сплошной плёнки, а также «дырки» конденсационного или диффузионного происхождения.
При изотермическом (высокотемпературном) нагреве наступает коалесценция избыточных вакансий и субмикропор конденсационного происхождения с образованием макропор, которые могут частично «спекаться» при увеличении времени выдержки и особенно при развитии рекристаллизации. В пленках наиболее ярко проявляется эффект Френкеля, состоящий в развитии диффузионно-вакансионной пористости вследствие различия парциальных коэффициентов гетеродиффузии при нагреве пленочных композиций.
Считается, что одним из основных механизмов образования пор в плёнках является "самозатенение" - эффект, который заключается в экранировании микроучастков плёнок от испарителя, вследствие шероховатости подложки, или различных скоростей роста разных кристаллографических граней. Дефекты конденсационного или технологического происхождения коренным образом влияют на структурно - чувствительные свойства магнитных плёнок: коэрцитивную силу и магнитную анизотропию.
Магнитная анизотропия не является «врождённым» свойством поликристаллических плёнок и возникает вследствие термомагнитной обработки под действием магнитного поля в процессе осаждения или при наклонном осаждении плёнок. Интерес к магнитной анизотропии вызван значительным её влиянием на магнитную восприимчивость, коэрцитивную силу и другие важные служебные свойства тонких ферромагнитных пленок. Поэтому выяснение природы различных видов анизотропии является основной целью при изучении ферромагнитных плёнок. Кроме того, анизотропия является структурно-чувствительным параметром, и с ее помощью можно изучать процессы структурной релаксации [66].
Создание количественной теории наведённой магнитной анизотропии требует знания физической природы наведения. Ключевым в теории является вопрос о понижении свободной энергии ферромагнетика при термомагнитной обработке [109]. В настоящее время предполагается, что таких причин может быть три: релаксация магнитострикционных напряжений; направленное упорядочение атомов в сплаве; перераспределение дефектов в решётке, приводящее к снижению обусловленной ими магнитостатической энергии. В принципе они не исключают, а дополняют друг друга, если считать, что указанные причины действуют в первом приближении независимо друг от друга.
Анизотропия магнитострикционного происхождения может возникнуть тогда, когда маг-нитострикционные напряжения релаксируют при магнитном отжиге (путём пластической деформации), а магнитострикционные деформации удерживаются (замораживаются) при охлаждении до комнатной температуры. Многочисленными экспериментами установлено, что в массивных образцах магнитострикционная составляющая магнитной анизотропии отсутствует. Это можно объяснить тем, что температура магнитного отжига слишком низка, а магнитострикционные напряжения - слишком малы, чтобы вызвать пластическую деформацию. Кроме того, в массивных образцах отсутствует механизм, с помощью которого можно было бы удержать магнитострикционную деформацию, соответствующую температуре отжига. Иная ситуация складывается в случае осаждённых на подложку плёнок, так как магнитострикционные напряжения могут релаксировать в процессе формирования плёнки, а магнитострикционные деформации - удерживаться при охлаждении плёнки благодаря её сцеплению с подложкой.
Для тонких пленок характерна магнитная анизотропия, обусловленная направленной ориентацией атомных пар [274, 291]. Существенное влияние на этот механизм оказывает отжиг в магнитном поле или наложение поля в процессе получения образцов [298,351], а также отжиг при воздействии механических напряжений [306, 355]. Согласно теории Нееля-Танигучи этот вид магнитной анизотропии связан с преимущественной ориентацией атомных пар в направлении намагниченности.
Магнитная анизотропия, обусловленная локальной анизотропией кластеров
Для того, чтобы увеличить степень неравновесности кристаллической структуры, плёнки получали электронно-лучевым испарением при комнатной температуре Тпод- 20С на тщательно очищенные стеклянные подложки и стеклянные подложки с подслоем лака. Низкая температура подложки позволяла получить плёнки с размером зерна 8-9 нм. Варьируя температуру отжига, можно изменять величину зерна в широких пределах, тем самым увеличивая вклад в коэрцитивную силу от дисперсии локальной анизотропии (//„,). Для отжига были выбраны плёнки Ni63Co25Fei2 с константой магнитострикции Xs = 0. Отжиг плёнок производился в вакууме 6.6-10"3 Па в магнитном поле //=3.2 кА/м, приложенном вдоль лёгкой оси.
Исследование влияния температуры отжига Топжна. коэрцитивную силу нормальноосаж-дённых плёнок различных толщин показало, что наблюдаются два вида зависимостей Нс{Готж) (рис.3.27). Для плёнок толщиной с/ 30нм на кривой Нс(Тотж) в области
Тотж «150С имеет место минимум (рис. 3.27, кривая 3), тогда как для плёнок толщиной d 25 нм наблюдается монотонный рост коэрцитивной силы (рис. 3.27, кривая 1).
Отжиг в температурном интервале 200 - 400С приводит к увеличению эффективной намагниченности Цф, которая составляет при Тотж = 400С 12% (рис. 3.28, кривая 2). Так как 1 не является структурно-чувствительной величиной, её увеличение при отжиге можно объяснить увеличением объёма ферромагнитной части плёнки за счёт упорядочения структуры межкристаллитных границ и уменьшения их относительного объёма. Электронно-микроскопические снимки (рис. 3.29 и рис. 3.30) показывают, что с увеличением температуры отжига происходит увеличение размера зерна до 60-70 нм и увеличение дисперсии их размеров. Отдельные зёрна вырастают при 7 = 400С до размеров -100 нм. Систематические электронно-микроскопические исследования кристаллической структуры показали, что рост размеров кристаллитов 2R с увеличением температуры отжига происходит примерно по одному закону в изучаемом интервале температур (рис. 3.28, кривая 1).
Движущей силой структурных изменений в плёнках является уменьшение избыточной свободной энергии, связанной с большой плотностью межкристаллитных границ, поэтому рост зерна в плёнках происходит путём деградации энергетически невыгодных межкристаллитных границ. При температурах отжига до 150С размер зерна увеличивается незначительно и более интенсивный рост зерна наблюдается в интервале 200 - 400С. Однако, рекристаллизация в тонких (d 20 нм) и относительно толстых плёнках (d 40 нм) имеет существенные отличия. В тонких плёнках толщиной d 25 наряду с ростом размеров зерна происходит образование сквозных микропор (рис. 3.29в), т.е. происходит коалесценция избыточных вакансий конденсационного происхождения с образование сквозных пор - «отрицательных кристаллов» [142-143]. Очевидно, что это различие в поведении структурных изменений в тонких и толстых плёнках обусловлено размерньм эффектом, параметром которого является толщина плёнки, т. к. этот эффект проявляется, когда размер зерна в результате отжига становится соизмерим с толщиной плёнки (2R d)
Рост зерна в результате отжига сопровождается упорядочиванием структуры межкристаллитных границ, т. е. увеличением плотности её материала. Подтверждением упорядочения структуры межкристаллитных границы являются электронно-микроскопические снимки кристаллической структуры (рис. 3.29в. и рис. З.ЗОв). На снимках неотожжённых плёнок (рис. 3.29а и рис. 3.30а) при дефокусировке вокруг каждого зерна наблюдаются кольца Френеля, характерные для скачка плотности материала. В толстых отожжённых плёнках кольца Френеля при дефокусировке не возникают, и контраст на границах зёрен в этом случае носит деформационный характер. Кроме этого, на микродифракционных картинах неотожжённых плёнок наблюдается повышенный фон, что также говорит о большой доле материала плёнки, находящемся в неупорядоченном состоянии.
Кристаллическая структура Рис. 3.30. Кристалическая структура плё плёнок Ni63Co25Fei2: а - неотожжённая; б нок Ni63Co25Fei2: а - неотожжённая; б - отожжённая при 250С; в - отожжённая отожжённая при 250С; в - отожжённая при 300С. Толщина плёнки 210А. Уве- при 420С. Толщина плёнки 400А. Уве личение 60000Х личение 200000Х Результатом отжига является также увеличение эффективной объёмной плотности плёнки рэфф и уменьшение высоты шероховатостей поверхности плёнок. В таблице 3.4 приведены значения толщины d, высоты шероховатости /г, и hi, объёмной плотности р.ф и относительного объёма межкристаллитных границ AV .
