Содержание к диссертации
Введение
1. Магнетизм и сопутсвующие физические свойства гранулированных плёнок 10
1.1.Гранулообразование в конденсированном состоянии 10
1.2. Особенности микроструктуры плёночных гранулированных сред 15
1.3. Магнитные и резистивные свойства гранулированных плёнок 3d-металлов
1.4 Обменное смещение в многослойных пленочных структурах 31
1.5 Многослойные пленки с гранулированными прослойками 35
2. Образцы и методика эксперимента 39
2.1 Методики получения гранулированных плёнок и плёночных элементов 39
2.2 Методики измерения магнитосопротивления 41
2.3 Измерение магнитных свойств 43
2.4 Методика определения параметров микроструктуры композитов 45
3. Магнитные и магниторезистивные свойства композиционных плёнок 3d-металлов 47
3.1. Влияние материала непроводящей матрицы и способа получения на микроструктуру,
магнитные и магниторезистивные свойства гранулированных плёнок 47
3.1.1. Плёнки Сox(SiO2)100-x 47
3.1.1.1. Свойства плёнок, полученных распылением мозаичной мишени Сo-SiO2 [105] 48
3.1.1.2. Свойства плёнок, полученных сораспылением мишеней Co и SiO2 [106] 52
3.1.2. Плёнки Сox(Al2O3)100-x 58
3.1.2.1. Свойства плёнок, полученных распылением мозаичной мишени Сo-Al2O3 59
3.1.2.2. Свойства плёнок, полученных сораспылением мишеней Co и Al2O3 [106] 61
3.1.3. Сопоставительный анализ свойств плёнок разных типов 67
3.2 Особенности гранулированного состояния различных 3d-металлов и их сплавов 68
3.3 Термически инициированные обратимые и необратимые изменения свойств плёнок Co-SiO2 и Co-Al2O3 74
Заключение 79
4. Межслойная связь в плёнках пермаллоя, структурированных гранулированными прослойками 82
4.1. Оптимизация условий образования однонаправленной магнитной анизотропии в пленках типа Fe20Ni80/Fe50Mn50. 82
4.1.1. Влияние условий магнетронного распыления на гистерезисные свойства плёнок Fe20Ni80/Fe50Mn50. з
4.1.2. Магнитные свойства трехслойных пленок Fe20Ni80/Fe50Mn50/Fe20Ni80 97
4.2. Влияние композиционного состава и толщины прослойки Co-Al2O3 на межслойную связь в плёночной структуре типа Fe20Ni80/Со-Al2O3/Fe20Ni80 104
4.3. Оптимизация функциональных параметров магниторезистивной среды с использованием гранулированной прослойки Co40(Al2O3)60 121
Заключение 132
Выводы 135
Список литературы
- Магнитные и резистивные свойства гранулированных плёнок 3d-металлов
- Измерение магнитных свойств
- Свойства плёнок, полученных распылением мозаичной мишени Сo-SiO2 [105]
- Влияние композиционного состава и толщины прослойки Co-Al2O3 на межслойную связь в плёночной структуре типа Fe20Ni80/Со-Al2O3/Fe20Ni80
Введение к работе
Актуальность темы исследования. Магнитогетерогенные
вещества на протяжении последних десятилетий являются объектом
активных исследований теоретического характера и основой для
широкого круга практических разработок. К их числу относятся
многокомпонентные среды, в которых неоднородное состояние
формируется естественным образом, благодаря ограниченной взаимной
растворимости составляющих. В таком случае может реализовываться
высокодисперсная структура, которая представляет собой совокупность
наноразмерных выделений (гранул) магнитоупорядоченной фазы,
внедренных в немагнитную матрицу [1]. Это закрепило за
соответствующей микроструктурой термин гранулированное состояние. Альтернативным вариантом являются магнитогетерогенные среды, полученные искусственным образом, например, в пленочном состоянии путем послойного напыления различных веществ [2]. В том и другом случаях магнитная неоднородность является источником интересных физических явлений и практически значимых функциональных свойств, по пути изучения которых, в частности, развивается материаловедение магнитных материалов.
Магнитные гранулированные среды как таковые впервые были
получены в 70-х годах ХХ века. Благодаря специфической
микроструктуре, они представляли собой уникальную модель для
изучения индивидуальных и коллективных свойств магнитных частиц в
области размеров однодоменности, абсолютной однодоменности и
суперпарамагнетизма. Резкое повышение интереса к ним произошло в 90-
х годах, что, в первую очередь, связанно с открытием явления
гигантского магнитосопротивления [3]. Кроме того, было обнаружено,
что пленочные композиты с ферромагнитными гранулами
характеризуются наличием туннельного магнитосопротивления,
аномального эффекта Холла, высокими значениями
магниторефрактивного эффекта и эффекта Керра [4]. Наряду с этим в
последнее время набирают популярность исследования свойств
гранулированных пленок типа металл-диэлектрик в СВЧ диапазоне [5]. В
значительной степени это связано с поиском эффективных
метамагнитных материалов, обладающих аномалиями пропускания и поглощения микроволнового излучения. В этом отношении интересными могут оказаться композиционные пленки с концентрацией магнитной фазы выше порога перколяции, когда возникает прямой контакт между отдельными гранулами, и они образуют некое подобие сетки. Потенциал
магнитного гранулированного состояния простирается и на область 3D-записи информации [6].
Несмотря на активные исследования гранулированных пленок, ряд
проблем как фундаментального, так и прикладного характера в
понимании их свойств остается открытым. К ним, в частности, относятся
интерпретация явления электропереноса в средах металл-диэлектрик,
температурная стабильность магнитного состояния индивидуальных
гранул как возможных носителей информации, возможность
формирования аморфного состояния в металлических гранулах. Решение
этих вопросов, так или иначе, связано с наличием достоверной
информации о микроструктуре пленочных композитов. Однако
многообразие методов получения и аттестации гранулированных пленок
привело к существенной неоднозначности в характеристике их
структурных параметров. Кроме того, имеющиеся результаты в большей
мере относятся к относительно узкой области концентраций, где, как
правило, наблюдается максимум туннельного магнитосопротивления. В
свете же указанных выше проблем представляет интерес изучение более
широкой области составов и получение целостной картины
формирования гранулированного состояния.
Как отмечалось выше, к числу магнитогетерогенных объектов
относятся и многослойные пленки, в которых основные
магнитоупорядоченные слои разделены немагнитными прослойками.
Высокий интерес исследователей к подобным структурам основан на их
специфических магнитных и магниторезистивных свойствах,
востребованных в магнитной сенсорике и спинтронике [7]. К числу таких
свойств, в частности, относится так называемая однонаправленная
анизотропия [8], для модификации которой используются проводящие
или диэлектрические прослойки. В то же время пленки с
гранулированными прослойками практически не исследованы. Можно ожидать, что использование последних откроет дополнительные возможности для модификации межслойного взаимодействия и гистерезисных свойств пленочных структур с однонаправленной анизотропией.
Цель и задачи работы. Цель данной работы заключается в
установлении закономерностей формирования микроструктуры,
магнитных и магниторезистивных свойств пленочных композитов типа 3d-металл–диэлектрик и эффектов от их использования для слоистого структурирования пленок с однонаправленной анизотропией.
Для ее достижения требовалось решить следующие задачи:
1) освоить технологию получения композиционных пленок,
содержащих 3d-металлы и диэлектрические компоненты SiO2 и Al2O3, с
использованием метода ионного распыления и определить условия
реализации в них гранулированного состояния;
2) отработать методику измерения магниторезистивных свойств
композиционных пленок;
3) исследовать влияние композиционного состава на
микроструктуру, магнитные и магниторезистивные свойства пленок;
4) найти оптимальные физико-технологические условия реализации
однонаправленной анизотропии в слоистой системе типа Fe20Ni80/FeMn;
-
исследовать влияние состава и толщины композиционной прослойки на гистерезисные и магниторезистивные свойства многослойных структур с однонаправленной анизотропией;
-
оценить потенциал композиционных пленок как сред для магниторезистивных сенсоров.
Научная новизна
На основе сопоставления данных прямого и косвенного анализов
микроструктуры пленок Cox(Al2O3)100-x установлен немонотонный
характер зависимости плотности гранул от концентрации Со.
В пленках типа Fe50Mn50/Fe20Ni80 выявлена связь между
однородностью микроструктуры слоистых составляющих, с одной стороны, и эффективностью и термической устойчивостью межслойной обменной связи, с другой стороны.
Доказано различие в эффективности обменного взаимодействия антиферромагнитного слоя с двумя прилегающими ферромагнитными слоями. Найдено, что в трехслойной структуре Fe20Ni80/Fe50Mn50/Fe20Ni80 константа межслойной обменной связи на внешнем интерфейсе в несколько раз превышает константу связи на внутреннем интерфейсе, что связывается со структурно-фазовой неоднородностью слоя Fe50Mn50.
В рамках пленочной структуры с однонаправленной анизотропией
типа Fe50Mn50/Fe20Ni80 экспериментально установлен факт многократного
снижения коэрцитивной силы слоя пермаллоя при структурировании его
гранулированной прослойкой. Он показывает, что основной причиной
магнитного гистерезиса в пленках с однонаправленной анизотропией
является поверхностная неоднородность межслойного обменного
взаимодействия.
Теоретическая и практическая значимость работы. Получены
дополнительные систематические данные, характеризующие
микроструктуру, магнитные и магниторезистивные свойства
композиционных пленок типа 3d-металл-диэлектрик в широкой области
составов, а также при варьировании температуры и условий
термообработки. На их основе выработаны рекомендации по
оптимизации параметров микроструктуры гранулированных пленок
Cox(Al2O3)100-x и получены образцы магниторезистивных сред,
обладающие высокой температурной стабильностью резистивных свойств и величиной туннельного магнитосопротивления при комнатной температуре до 8 %. С использованием такой среды создан и испытан прототип магнитного сенсора.
Обнаружен и интерпретирован ряд новых особенностей магнитных
и магниторезистивных свойств пленок с однонаправленной
анизотропией, в том числе структурированных композиционной
прослойкой Cox(Al2O3)100-x. С их учетом выработаны рекомендации по
оптимизации структурных параметров и условий получения
магниторезистивных сред с обменным смещением. В частности, показана
целесообразность использования гранулированной прослойки для
контролируемого регулирования гистерезисных свойств сред с
однонаправленной анизотропией.
Научные положения, выносимые на защиту
-
Количественное описание гранулированной микроструктуры пленок типа MxD100-x, где М – ферромагнитные 3d-металлы и их сплавы, D – диэлектрики SiO2 или Al2O3.
-
Немонотонный характер композиционной зависимости размеров магнитных гранул, как общее свойство гранулированных пленок на основе диэлектрических матриц.
-
Наличие связи между однородностью микроструктуры слоистых пленок Fe20Ni80/Fe50Mn50 и уровнем межслойного обменного взаимодействия, а также электрическое смещение подложки, как фактор повышающий однородность микроструктуры осаждаемых пленок.
-
В магниторезистивной среде с обменным смещением разделение функций формирования антиферромагнитного упорядочения в слое Fe50Mn50 и носителя анизотропии магнитосопротивления между разными слоями пермаллоя в рамках структуры Fe20Ni80/Fe50Mn50/Fe20Ni80.
-
Сильное различие в эффективности межслойной обменной связи на разных интерфейсах в трехслойной структуре Fe20Ni80/FeMn/Fe20Ni80, которое связывается со структурно-фазовой неоднородностью антиферромагнитного слоя.
-
Количественные данные по влиянию гранулированной прослойки на эффективность межслойной связи в пленочных структурах типа Fe50Mn50/Fe20Ni80.
7. Эффект резкого снижения магнитного гистерезиса в пленках с
однонаправленной анизотропией типа Fe50Mn50/Fe20Ni80 при
структурировании слоя пермаллоя гранулированной прослойкой Co-(Al2O3).
Степень достоверности и апробация результатов. Достоверность
результатов достигается за счет применения современных технологий
получения исследуемых пленочных образцов, использования
современного высокоточного исследовательского оборудования,
согласованием полученных результатов с уже имеющимися в литературе данными, представлением и обсуждением результатов на научных мероприятиях разного уровня, а также их опубликованием в рецензируемых научных изданиях.
Основные результаты диссертационной работы были представлены
на 27 научных конференциях: Всероссийская школа-семинар по
проблемам физики конденсированного состояния вещества – 2008, 2009,
2010, 2011, 2012, 2013, 2014 (Екатеринбург, Россия); Байкальская
международная конференция «Магнитные материалы. Новые
технологии» – 2008, 2012, 2016 (Иркутск, Россия); Всероссийская
конференция по наноматериалам – 2009 (Екатеринбург, Россия);
Всероссийская научная конференция студентов-физиков и молодых
ученых – 2009 (Кемерово, Россия); Euro-Asian Symposium «Trends in
Magnetism» – 2010 (Екатеринбург, Россия), 2013 (Владивосток, Россия),
2016 (Красноярск, Россия); IEEE Magnetics Society Summer School – 2010
(Дрезден, Германия); European Microwave Week 2010: Connecting the
World – (Париж, Франция), Moscow International Symposium on Magnetism
– 2011, 2014 (Москва, Россия); Всероссийская научно-техническая
конференция «Физические свойства металлов и сплавов» – 2011
(Екатеринбург, Россия); Международная конференция «Новое в
магнетизме и магнитных материалах» – 2012 (Астрахань, Россия); IEEE
International Magnetics Conference – 2014 (Дрезден, Германия); European
Conference on Magnetic Sensors and Actuators – 2014 (Вена, Австрия);
Международная молодежная научной конференции «Физика.
Технологии. Инновации» – 2015, 2016 (Екатеринбург, Россия); International Baltic Conference on Magnetism 2015: Focus on Biomedical Aspects – 2015 (Светлогорск, Россия); International Conference on Materials and Applications for Sensors and Transducers – 2015 (Миконос, Греция).
Публикации и личный вклад автора. По теме работы
опубликовано 9 статей в журналах, определенных ВАК, и 27 работ в
сборниках тезисов международных и всероссийских научных
конференций. Список публикаций приведен в конце автореферата.
Выбор направления исследования, формулировка цели и задач,
обсуждение результатов проводились совместно с научным
руководителем Васьковским Владимиром Олеговичем. Пленочные
образцы, исследованные в работе, были получены Лепаловским В.Н.
Электронномикроскопическое наблюдение пленок проводилось
Щеголевой Н.Н. (отдел электронной микроскопии ЦКП Института
физики металлов УрО РАН). Автором лично проводились измерения
магнитных и магниторезистивных свойств исследуемых объектов,
выполнялась обработка, анализ и интерпретация полученных данных,
подготавливались совместно с соавторами научные статьи и тезисы
докладов, отражающие основные результаты исследования,
представлялись полученные результаты на научных конференциях. Также автор осуществлял подготовку объектов, составлял программу измерений и обработку данных при температурных измерениях, выполненных Степановой Е.А. и Аданаковой О.А. (Центр коллективного пользования УрФУ «Современные нанотехнологии»). Изготовление и тестирование прототипов сенсоров магнитного поля на основе гранулированных пленок выполнялись совместно с Ювченко А.А. (НПО автоматики).
Диссертация состоит из введения, четырех глав, заключения, списка литературы и приложения, изложенных на 154 страницах. Список цитируемой литературы содержит 137 наименований. В тексте диссертации имеется 4 таблицы и 101 рисунок.
Магнитные и резистивные свойства гранулированных плёнок 3d-металлов
Термином «магнитная гранулированная среда» характеризуется специфическое состояние структуры магнитной системы, в которой тонкие магнитные частицы (гранулы), являющиеся носителями магнетизма, более или менее однородно распределяются в немагнитном веществе (матрице). Параметры гранул, такие как размер, плотность, форма в основном и определяют макроскопические свойства подобных сред. Различия в способах, которыми получают гранулированные материалы, указанные в предыдущем параграфе, и химическом составе обуславливают некоторые особенности в их микроструктуре, которые в последующем отражаются на их физических свойствах. Поэтому целесообразно начать описание гранулированных пленок на основе 3d-металлов с особенностей микроструктуры.
В силу малости толщины гранулированных пленок (10100нм) рентгеновская дифракция не может выступать в качестве достаточного метода их структурной характеристики. В связи с этим просвечивающая электронная микроскопия в данном случае является наиболее информативным методом.
Непосредственно после получения пленки на основе проводящей матрицы обладают поликристаллической структурой, параметры которой в силу относительно малого содержания 3d-металла (не более 30 ат. %) в первую очередь задаются немагнитным металлом. При этом технология осаждения сильно влияет на размер его зерен. В случае термического испарения без применения специального охлаждения или нагрева подложки средний размер кристаллитов составляет 100 нм (рисунок 2, а), для ионного распыления 10 нм. При этом магнитный металл находится в пленках в высокодисперсном состоянии и может быть выявлен только при использовании прецизионных электронномикроскопических методик. Так на рисунке 2, б представлено электронномикроскопическое изображение высокого разрешения очень тонкой пленки Со25Ag75, полученное с применением специальной методики, которая позволяет выявлять области локализации атомных столбиков (темные точки). Кругами и четырехугольниками на этом изображении авторы работы [58] обозначают места, которые соответствуют вкраплениям Со в матрицу Ag. Видно, что размер этих вкраплений не превышает 2 нм. Стоит отметить, что они имеют как гексагональную, так и кубическую гранецентрированную кристаллические решетки. Светлый фон, представленный на рисунке 2, в [59], интерпретируется как богатая Ag фаза, в то время как темные области – как богатая Co фаза. Наличие мелкомасштабной тональной неоднородности является следствием отсутствия четкого фазового разделения.
Из вышесказанного можно сделать вывод, что в исходном структурном состоянии рассматриваемые бинарные среды являются гетерогенными. Однако наблюдаемые неоднородности обладают очень малым размером и нерегулярной формой. Фактически такое состояние является промежуточной стадией между твердым раствором и гранулированной структурой.
Отличительной чертой гранулированных сред 3d-металл-диэлектрик является значительное разнообразие композиционного состава магнитной компоненты. В настоящее время на основе диэлектрических матриц SiO2 и Al2O3 получены пленки, содержащие гранулы как чистых 3d-металлов, так и их двойных и тройных сплавов в широком диапазоне концентраций. При этом основное внимание уделено составам, в которых содержание металлической компоненты составляет около половины. Использование рентгеновской дифракции для изучения фазового состава пленок на основе Fe, Co, Ni и SiO2, выполненное авторами работы [60], выявило, что на дифрактограммах присутствуют области, соответствующие аморфной фазе SiO2 и кристаллическим фазам 3d-металлов. Таким образом, в данных композитах аналогично металлическим гранулированным пленкам, присутствует фазовое разделение.
Однако микроструктура этих сред обладает некоторыми отличиями, о которых можно судить по данным электронной микроскопии, представленными на рисунке 3 для пленки (FeCo)33(Al2O3)67. Она получена методом сораспыления и затем отожжена в атмосфере аргона при различных температурах [61]. При повышении температуры отжига размер гранул FeCo монотонно увеличивается, в результате чего сами гранулы приобретают более оформленную кристаллическую структуру. Это иллюстрируется снимками электронных дифрактограмм, представленных на соответствующих вставках.
Большая ширина дифракционных линий, представленных на рисунке 3, а, указывает на то, что фаза FeCo в исходном состоянии обладает псевдоаморфной структурой. Однако отдельные гранулы представляются как кристаллические с о.ц.к. решеткой. Это так же подтверждается данными, полученными с использованием просвечивающей электронной микроскопии высокого разрешения, представленными в работе [62]. Напомним, что в случае металлических пленок формирование гранулированного состояния происходит на фоне развитой поликристаллической структуры Cu (см. рисунок 2, а) или Ag.
С увеличением температуры отжига дифракционные кольца сужаются и отделяются друг от друга. Данный факт говорит о том, что гранулы FeCo становятся больше и переходят из аморфного состояния в кристаллическое. При дальнейшем повышении температуры отжига дифракционные кольца FeCo становятся дискретными, и наблюдается появление нескольких новых дифракционных линий, относящихся к матрице Al2O3. Они указывают на то, что отжиг инициирует изменения в матрице Al2O3, а именно ее переход из аморфного состояния в кристаллическое.
Измерение магнитных свойств
Технологической основой для получения различных плёночных структур в данной работе являлся метод высокочастотного ионно-плазменного распыления, реализованный по диодной схеме (r.f. diode sputtering) на модернизированной установке вакуумного напыления УРМ3.279.13 (пленки Co-SiO2, Co-Al2O3, Fe-SiO2, Fe20Ni80-SiO2, Ni-SiO2) и в варианте магнетронного распыления на установке Orion-8 (пленки Co-SiO2, Co-Al2O3, Co90Fe10-Al2O3, Fe-Al2O3, Fe20Ni80-Al2O3, Ni-Al2O3, плёночные структуры типа Fe20Ni80/Fe50Mn50 и Fe20Ni80/Fe50Mn50/Fe20Ni80/Co-Al2O3/Fe20Ni80) [109] (все исследуемые образцы получены В.Н. Лепаловским).
Условия, при которых осуществлялся процесс напыления на установке УЗМ3.279.13, были следующие: давление остаточных газов – 210-6 мм.рт.ст., эффективная величина напряжения на мишени – 1,3 кВ, давление аргона (чистоты 99,987 %) в рабочей камере при осаждении пленок – 110-3 мм.рт.ст., напряженность магнитного поля на подложке – 100 Э. Такие технологические параметры обеспечивали устойчивое горение плазмы, посредством которой осуществлялось распыление металлических и диэлектрических мишеней. Распылённые материалы осаждались на стеклянные подложки Corning. Использованная оснастка позволяла применять дисковые мишени, диаметр которых при наличии дополнительного съёмного экрана составлял 37 мм. Разряжение в вакуумной камере создавалось при помощи стандартной схемы, которая включала форвакуумный и паромасляный насосы.
Получение композиционных пленок осуществлялось путём распыления мозаичных мишеней. Они представляли собой диски 3d-металлов с размещенными на них регулярным образом пластинками SiO2 или Al2O3 диаметром 3,8 мм. Номинальный состав мишени задавался соотношением площадей 3d-металла и диэлектрика. Толщина плёночных слоёв задавалась временем напыления при известных скоростях осаждения материалов, которые предварительно определялись на специальных образцах.
Условия, при которых осуществлялось магнетронное распыление на установке Orion-8 с и более мишеней, были следующими: давление остаточных газов – 410-7 мм.рт.ст., давление аргона (чистоты 99,987 %) в рабочей камере при осаждении пленок – 810-4 мм.рт.ст., напряженность магнитного поля на подложке – 90 Э. Диаметр использованных мишеней 50 мм. Состав плёнок регулировался за счёт вариации парциальных скоростей распыления мишеней, что достигалось путём изменения электрической мощности Р, подаваемой на соответствующие магнетроны. Разряжение в вакуумной камере создавалось при помощи турбомолекулярного насоса и форвакуумного безмасляного насоса. Некоторые образцы напылялись при наличии на подложке дополнительного высокочастотного электрического напряжения (технологический прием, называемый электрическим смещением).
Анализ магниторезистивных свойств плёночных образцов строился на основе зависимостей электросопротивления от напряжённости циклически изменяющегося магнитного поля (магниторезистивные петли гистерезиса). Для измерения электросопротивления гранулированных пленок типа Co-SiO2 и Co-Al2O3 опробовано два способа. Первый являлся двухзондовой реализацией геометрии CIP (ток в плоскости образца) на полосках шириной 3 мм. При этом для уменьшения величины базового сопротивления использовался проводящий клей, который наносился на поверхность пленки так, чтобы расстояние между контактами составляло не более 1 мм. Второй способ был четырехзондовым и обеспечивал на описанных выше ячейках (рисунок 17) нормальное по отношению к плоскости пленок протекание тока (СРР-геометрия).
Для определения величины электросопротивления испытуемых образцов использовался нановольтметр/микроомметр Agilent 34420A. Он обеспечивал зондирующий ток до 10 мА и давал погрешность ±0,00150 Ом. Для создания магнитного поля использовался электромагнит с автоматической развёрткой магнитного поля. Результатами измерений являлись магниторезистивные петли гистерезиса R(H), которые получались при ориентации поля в плоскости плёнок и изменении его в пределах ±18 кЭ.
Тестирование СРР методики дало несколько неожиданный результат. На пленках Co-SiO2 и Fe-SiO2 при концентрации металлической фазы 45 – 49% наблюдалось увеличение электросопротивления с ростом магнитного поля (рисунок 18), что не соответствует знаку туннельного магнитосопротивления, характерного для подобных сред. Нами была предпринята попытка найти источник положительного магнитосопротивления, в частности, проверялось предположение о присутствии в зависимости R(H) вклада от эффекта Холла.
Для этого на образце Co47(SiO2)53 было проведено измерение магнитосопротивления при нормальной ориентации внешнего магнитного поля к поверхности пленки, то есть параллельно току. Полученные данные представлены на рисунке 19. Как видно, кривые R(H) для двух ориентаций магнитного поля схожи. Небольшое различие имеет место только в области слабых полей. На основании этого можно заключить, что эффект Холла не даёт сколько-нибудь существенного вклада в наблюдаемые изменения электросопротивления в магнитном поле.
Наряду с этим на образцах аналогичного состава были выполнены измерения магнитосопротивления в СIР геометрии. Они не обнаружили признаков положительного магнитосопротивления. Исходя из этого, был сделан вывод о том, что в измерительных ячейках ток неравномерно распределяется по поверхности испытуемых плёнок. В результате реализуется конфигурация эквивалентная мостовой электрической схеме. В ней изменяемый сигнал отражает не само магнитосопротивление, а разбаланс эквивалентного электрического моста. В этой связи от использования СРР геометрии для измерения магнитосопротивления пришлось отказаться. Однако для определения удельного электросопротивления данная методика является достаточно эффективной.
Свойства плёнок, полученных распылением мозаичной мишени Сo-SiO2 [105]
Анализируя свойства пленок Сox(SiO2)100-x и Сox(Al2O3)100-x, полученных разными методами, стоит обратить внимание на одинаковое поведение удельного сопротивления в зависимости от концентрации 3d-металла. На всех исследуемых системах резкий рост удельного сопротивления наблюдался при содержании кобальта менее 45 %, что может говорить о нарушении прямого контакта между отдельными металлическими гранулами. Также нужно отметить, что удельное электросопротивление при сопоставимых составах в случае образцов типа А, полученных ионным высокочастотным распылением мозаичных мишеней, значительно больше, чем для образцов типа В, полученных магнетронным высокочастотным сораспыленим отдельных мишеней Со и диэлектриков. По-видимому, это связано со сравнительно большей однородностью сред получаемых сораспылением.
Качественное поведение кривых намагничивания также одинаково для пленок, полученных разными методами. При концентрации кобальта менее 50 % кривые обнаруживают безгистерезисный характер, который, очевидно, связан с суперпарамагнитным поведением металлических гранул. Однако стоит отметить, что для сораспыленных пленок наблюдается более плавный рост намагниченности при увеличении поля по сравнению с мозаичными пленками. Это так же может быть связано с большей однородностью и меньшими размерами гранул в случае сораспыления. На последнее предположение так же указывают зависимости диаметра гранул от содержания кобальта, определенные из экспериментальных кривых намагничивания, используя функцию Ланжевена. Для пленок Сox(SiO2)100-x, полученных распылением мозаичных мишеней диаметр гранул для одних и тех же составов оказался на 11,5 нм больше, чем для сораспыленных пленок.
Сравнивая зависимости плотности гранул от концентрации кобальта можно сделать вывод, что при содержании металлической фазы более 40 % для всех исследуемых систем наблюдается ее снижение, что, по-видимому, связано с тем, что гранулы начинают объединяться. Однако, для пленок Сox(Al2O3)100-x, полученных сораспылением при концентрации кобальта от 30 до 35 % наблюдается рост плотности гранул при относительно постоянном размере, что может быть связано с отсутствием конгломерации гранул при этих составах. Так же стоит отметить, что для одних и тех же составов наименьшая плотность гранул наблюдается для пленок Сox(SiO2)100-x, полученных распылением мозаичных мишеней. По всей видимости, с этим связано и сравнительно большее удельное сопротивление, наблюдаемое на данных образцах.
Максимальная величина магнитосопротивления на пленках Сox(SiO2)100-x и Сox(Al2O3)100-x, полученных сораспылением мишеней, наблюдалась при концентрации кобальта 50% и составила 5,6% и 7,8% соответственно. Разница в величине магниторезистивного эффекта на исследуемых объектах, по-видимому, связана с особенностями взаимодействия кобальта с диэлектрическими матрицами.
Особенности гранулированного состояния различных 3 /-металлов и их сплавов жю , что ком м ционные плёнки на основе указанных вы ше 3,-м С ;Н : ;i zz:ы:;::мi ы::n zi::rBe о м„ы мш использование функции Ланжевена, для определения косвенных параметров микроструктуру является не тся не корректным. Анализ петель гистерезиса и косвенная оценка параметров микроструктуры для образцов на основе диэлектрической матрицы Al2O3, полученных сораспылением двух мишеней, не аналогичным способом. выявили значительных отличий от свойств композиционных пленок Co-Al2O3, полученных М , Гс 750 800 -800 -10000 10000 Н, Э Рисунок 41 – Экспериментальные (точки) и расчётные (линии) кривые намагничивания для плёнок Fex(SiO2)100-x с разным содержанием Fe, полученные распылением мозаичной мишени: 1 х = 35; 2 - х = 45; 3 - х = 50; 4 х = 55 %. 300 -300 І М , Гс 300 Н, Э расчётные 10000 -10000 (линии) кривые намагничивания для распылением Рисунок 42 – Экспериментальные (точки) и дер ание х = 50 %. плёнок (Fe20Ni80)x(SiO2)100-x с разным содер ание пер аллоя, полученн е 40; 3 мозаичной мишени: 1 – х = 30; 2 – х 200 1 -1 -10000 н, э 10000 Рисунок 43 – Экспериментальные (точки) и расчётные (линии) кривые намагничивания для плёнок Nix(SiO2)100-x с разным содержание Ni, полученные распылением мозаичной мишени: 1 – х = 35; 2 – х = 40; 3 – х = 50 %. 4 3 2 40 50 ЗсІ-металл, % ix(Si2)100-x )1 Рисунок 44 – Зависимости среднего размера гранул от концентрации х металлической фазы: 1– Fex(SiO2)100-x; 2– (Fe20Ni80)x(SiO2)100-x; 3 –Nix(SiO2 На рисунках 45-47 представлены зависимости удельного электросопротивления р от концентрации 3,-металла. Видно, что для пл енок Fex(SiO2)100-x резкий рост Д который, по видимому, связан с нарушением контакта между гранулами, наблюдается при концентрации и 40 % соответственно. на этих . Исследование магниторезистивного эффекта проводилось на образцах, полученных сораспылением, на основе диэлектрической матрицы Al2O3. На рисунках 48 и 49 приведены примеры магниторезистивных петель для образцов (Co90Fe10)50(Al2O3)50 и (Fe20Ni80)50(Al2O3)50 соответственно. Они, как и магниторезистивные петли плёнок другого состава, показывают присутствие во всех образцах туннельного магнитосопротивления. Однако его максимальная величина существенно зависит от состава. Как видно из таблицы 2, наибольший эффект наблюдается в композициях, в которых роль 3d-металла выполняет кобальт или сплав на основе кобальта и железа. Наименьшее же значение магнитосопротивления наблюдается для пленок основе никеля, что может говорить о более интенсивном взаимном растворении компонент системе Ni-Al2O3 по сравнению с системами (Co, Co-Fe, Fe-Ni, Fe)-Al2O3. На основе данных нами был сделан вывод о том, что наиболее перспективной средой для дальнейшего изучения являются композиционные пленки на основе кобальта.
Влияние композиционного состава и толщины прослойки Co-Al2O3 на межслойную связь в плёночной структуре типа Fe20Ni80/Со-Al2O3/Fe20Ni80
Среди известных технологических приёмов, позволяющих воздействовать на микроструктуру и макроскопические свойства плёнок, полученных ионным распылением, заметное место занимает электрическое смещение подложки [122]. Он состоит в подаче на подложку в процессе формирования плёнки постоянного или знакопеременного электрического потенциала. Данный приём был опробован нами применительно к плёнкам Ta(5)/Fe20Ni80(40)/Fe50Mn50(20) (здесь и далее в скобках указаны толщины слоев в нм). В частности, была получена серия образцов двух типов. Образцы типа 1 осаждались обычным образом, а образцы типа 2 были получены в условиях, когда при формировании слоя пермаллоя к подложке прикладывалось высокочастотное (13,56 МГц) электрическое напряжение. Примеры магнитооптических петель гистерезиса для обоих типов образцов представлены на рисунке 61. Из них видно, что использование высокочастотного напряжения даёт определённый эффект. При прочих равных условиях для образцов 2-го типа наблюдается большее значение поля смещения и меньшая коэрцитивная сила, чем для пленок 1-го типа.
Для выяснения причин такого рода различий был проведён специальный эксперимент на однослойных плёнках пермаллоя двух типов. На рисунке 62 представлены фотографии их микроструктуры, полученные с помощью просвечивающего электронного микроскопа. Видно, что для пленки Fe20Ni80, осаждённой с использованием электрического напряжения, характерна более однородная микроструктура с зернами меньшего размера, чем для пленки, полученной без применения этой технологии. Исследование поверхности плёнок, выполненное при помощи
Зависимости коэрцитивной силы и поля смещения от толщины слоя Fe50Mn50 для пленок Та(5)/Fe20Ni80(LFeNi)/Fe50Mn50(LFeMn) с толщиной LFeNi: а – 20; б – 47; в – 100 нм. атомной силовой микроскопии, также показало, что образцы 2-го типа имеют более гладкую поверхность. Такое заключение было сделано из сравнения изображений рельефа поверхностей (рисунок 63) и значений коэффициента шероховатости, для вычисления которого использовалась формула: где Z значение высоты в точке c координатами (xk,yi), M и N количество точек по оси абсцисс и ординат соответственно. Для пленок пермаллоя 1-го и 2-го типов значения Ra составили 0,88 и 0,54 нм соответственно. Вероятно, это является следствием меньшего размера кристаллитов в образцах 2-го типа.
Фотографии поверхности плёнок Fe20Ni80 1-го (а) и 2-го (б) типов, полученные при помощи атомной силовой микроскопии. На основании представленных данных, можно сделать вывод, что величина поля смещения определённым образом коррелирует со структурным состоянием слоя пермаллоя. Возможно, в результате электрического напряжения наряду с наращиванием слоя пермаллоя происходит и его частичное рераспыление. Это приводит к более однородной микроструктуре и соответственно к более гладкой поверхности, что обеспечивает лучший контакт между ферромагнитным и антиферромагнитным слоями и, как следствие, более эффективное обменное взаимодействие между ними.
Нами также было выполнено сравнительное исследование температурного изменения гистерезисных свойств пленок Ta(5)/Fe20Ni80(40)/Fe50Mn50(20), полученных двумя способами. Его результаты представлены на рисунке 64. Видно, что для образцов обоих типов имеет место общая тенденция увеличения поля смещения и коэрцитивной силы с понижением температуры, что коррелирует с данными, полученными в работе [123] на подобных объектах.
Обычно температурные изменения магнитного гистерезиса связывают с соответствующим поведением магнитной анизотропии материала. Однако в данном случае пермаллой, как таковой, по-видимому, не играет определяющей роли в формировании Нс. Большее значение может иметь неоднородность свойств Fe50Mn50 по поверхности сопряжения ферромагнитного и антиферромагнитного слоёв. Это обусловлено тем, что магнитный интерфейс (псевдодоменная граница), образующийся при перемагничивании слоя пермаллоя с однонаправленной анизотропией, скорее всего, локализуется в антиферромагнетике. Тем самым минимизируется обменный вклад в энергию интерфейса. Но в эту энергию даёт вклад и магнитная анизотропия антиферромагнетика, которая, как правило, повышается с понижением температуры.
Приведённая трактовка позволяет в определённой мере объяснить и ход Не(Т). Известно, что величина поля обменного смещения формируется в конкуренции энергии ферромагнитного слоя во внешнем поле и энергии межслойного интерфейса. Рост последней за счёт повышения анизотропии антиферромагнетика с уменьшением температуры, может быть причиной увеличения поля обменного смещения. Так, по-видимому, и происходит в образцах 2-го типа. Но для образцов 1-го типа, демонстрирующих значительно более выраженное увеличение Не, такое объяснение вряд ли является исчерпывающим. В качестве иной и доминирующей причины сильного температурного варьирования Не можно рассматривать изменение эффективности межслойного обмена в образцах, обладающих более дефектным интерфейсом сопряжения слоёв. Однако для сколько-нибудь обоснованного обсуждения такого механизма формирования механизма Не(Т) необходимо специальное исследование. 6
Зависимости нормированного поля обменного смещения (а) и коэрцитивной силы (б) от температуры для пленок Ta(5)/Fe20Ni80(40)/Fe50Mn50(20) 1-го (кривые 1) и 2-го (кривые 2) типов. Пунктирной линией показаны данные, представленные в работе [123]. В продолжение анализа технологических возможностей по варьированию обменного смещения в рамках плёночной структуры Ta(5)/Fe20Ni80(40)/Fe50Mn50(20) было исследовано влияние термического воздействия на свойства пленок двух типов (полученных с использованием электрического смещения и без такового). Следует отметить, что данное исследование имеет и определённый практический смысл, если рассматривать указанные плёнки как магниторезистивную среду для магнитных сенсоров. В таком случае пермаллой за счёт эффекта анизотропии магнитосопротивления выполняет функцию преобразования сигнала магнитного поля в изменение электросопротивления, а обменное смещение обеспечивает знакочувствительность такого преобразования. Известно [124], что термическое воздействие является эффективным средством повышения анизотропии магнитосопротивления, но систематических данных по её воздействию на обменное смещение практически нет.
На рисунке 65 показаны зависимости величин Не и Нс от температуры подложек ts, на которые проводилось осаждение плёночных структур. Видно, что при повышении ts поле обменного смещения уменьшается, а коэрцитивная сила растет для обоих типов образцов.
Отметим также, что наиболее сильные изменения происходят при ts 200 оС, а в интервале 200400 оС происходит определённая стабилизация свойств. Кроме того, образцы 2-го типа во всем исследуемом диапазоне температур обладают значительным полем смещения, которое превосходит коэрцитивную силу, в то время как для пленок 1-го типа начиная с определенной температуры коэрцитивная сила становится больше поля смещения. Можно предположить, что при относительно небольших ts наблюдаемые изменения связаны с увеличением размеров кристаллитов в слое пермаллоя, которое ведёт к усилению шероховатости его поверхности. А это, как показано выше и отмечается в работе [125], является вероятной причиной роста Нс и уменьшения Не. Нельзя исключать и термически активированное приграничное перемешивание слоёв, могущее повлиять на эффективность межслойного обмена. Возможно, именно по этой причине при ts 400 оС обменное смещение сходит на нет.
На рисунке 66 представлены примеры магниторезистивных петель исследованных пленок двух типов для ts = 20оС. Они измерены на полосках, вырезанных вдоль оси анизотропии. Вдоль этой же оси пропускался измерительный электрический ток. Петли образцов разных типов имеют схожий вид. Однако, для образца 1-го типа наблюдается более резкое уменьшение сопротивления при увеличении поля. Это является очевидным следствием более эффективной обменной связи между ферромагнитным и антиферромагнитным слоями, свойственной плёнкам 2-типа.