ИЗВЕСТИЯ РАИ. СЕРИЯ ФИЗИЧЕСКАЯ, 2007, том 71, № 9, с. 1313-1315
УДК 539.234
ФОРМИРОВАНИЕ ПОЛИКРИСТАЛЛИЧЕСКОЙ ФАЗЫ FeSi СО СТРУКТУРОЙ CSCI В СООСАЖДЕННЫХ ТОНКОПЛЕНОЧНЫХ СЛОЯХ Fe,Si1 _ x (x = 0.5-0.6)
© 2007 г. А. В. Зенкевич, Д. Э. Лауэр, В. П. Филиппов
Московский инженерно-физический институт (государственный университет)
E-mail: vpfilippov@mephi.ru
В работе исследовались особенности фазообразования в системе Fe-Si в области концентраций FexSix _ x (x = 0.5-0.6). Данные, полученные методом КЭМС, позволяют утверждать, что для системы Fe-Si в области концентраций x > 0.55 в термодинамически равновесных условиях в результате отжига при T = 250°С реализуется поликристаллическая фаза FeSi со структурой CsCl, при этом избыточные ("надстехиометрические") атомы Fe находятся в подрешетке Si. Ранее фаза CsCl-FeSi наблюдалась только в эпитаксиально стабилизированных слоях FeSi/Si(100).
ВВЕДЕНИЕ
В настоящее время исследование различных силицидов железа вызывает большой интерес в связи с тем, что комбинации этих материалов могут найти применение в функциональных магнитных структурах для приложений в микро- и наноэлек-тронике (устройства спинтроники) [1, 2]. Бинарная система Fe-Si очень хорошо изучена, и в термодинамически равновесных условиях реализуются фазы Fe3Si, Fe2Si, Fe5Si3, e-FeSi и (3-FeSi2 [3]. Некоторое время назад и без того богатая фазовая диаграмма пополнилась так называемыми эпитаксиально стабилизированными фазами, которые могут быть выращены только в тонкопленочных слоях в контакте с монокристаллической подложкой. В частности, на подложках Si(111) [4] и Mg0(100) [5] с использованием метода молекулярно-лучевой эпитаксии (МЛЭ) была синтезирована новая мета-стабильная фаза c-FeSi со структурой CsCl (В2). При этом более высокая стабильность эпитакси-альной фазы, по сравнению с объемной термодинамически равновесной фазой e-FeSi, объяснялась вкладом энергии границы раздела в полную энергию системы. Формирование фазы FeSi со структурой В2 наблюдалось также на границе раздела в результате отжига бислойных структур Fe/Si и Si/Fe [6, 7]. Позже формирование этой фазы наблюдалось в многослойных структурах Fe/FeSi/Fe, выращенных методом МЛЭ [8].
В исследованиях фазообразования в системе Fe-Si особое место занимает метод конверсионной электронной мёссбауэровской спектроскопии (КЭМС), поскольку он позволяет однозначно идентифицировать многочисленные фазы силицидов железа [9, 6].
В настоящей работе для выяснения особенностей равновесной фазовой диаграммы Fe-Si в узком диапазоне концентраций Fe 50-60 ат. %, методом КЭМС было исследовано фазообразование
сплавных тонкопленочных слоев FexSi1 _ x (x = 0.50.6), сформированных на поверхности аморфных подложек SiO2 и Si3N4.
МЕТОДИКА ЭКСПЕРИМЕНТА
Для формирования тонкопленочных слоев Fe-Si применялся метод импульсного лазерного оса-ждениия (ИЛО) [10, 11]. Последовательное осаждение методом ИЛО субмонослойных покрытий Fe и Si позволяет прецизионно управлять составом сплавных пленок. Заданный состав обеспечивался подбором числа импульсов по каждой из мишеней, задаваемого в программе осаждения, на основании данных калибровки скоростей осаждения Fe и Si. С целью исследования фазообразования методом КЭМС для формирования пленок Fe-Si использовалась мишень железа, обогащенная изотопом 57Fe (95.9%). Чтобы избежать влияния атмосферы на состояние атомов 57Fe, находящихся на поверхности, верхний (~2 нм) слой формировался с использованием 54Fe (95% обогащения). В качестве подложек использовались предварительно окисленные пластинки Si(100), толщина аморфного слоя SiO2 и Si3N4 составляла 3-500 нм, что позволяло полностью исключить влияние ориентации монокристаллического Si, а также диффузии кремния из подложки в пленку. Для вариации стехиометрии в пределах 1-2% пленка осаждалась сразу на несколько соседних образцов в виде полос размером 2 х 12 мм ("комбинаторный" подход). Благодаря слегка различающейся геометрии осаждения, в принципе, возможен контроль состава с точностью до долей процента.
Калибровка скоростей осаждения, а также фактическая стехиометрия выращенных при комнатной температуре аморфных слоев и их толщина измерялись методом резерфордовского обратного рассеяния (РОР). Последующий отжиг образцов в пределах T = 100-350°С, t = 30 мин проводился
1314
ЗЕНКЕВИЧ и др.
35
30
н о
X
3 25
И ЭК
§ 20 х
<3 Ю
о 15
а
к
£10 ЕС
Энергия, МэВ
5
100 150 200 250 300 350 400 450 Канал
Рис. 1. Экспериментальный спектр резерфордовского обратного рассеяния (Не+, E0 = 1.5 МэВ, 9 = 160°), полученный для образца Fe-Si/a-Si3N/Si(100), и его моделирование структурой Fe0.5gSi0.42(95 нм)^3^(460 нм)^ь
200
Каналы 400 600
800
36 27 18 9 0
££ н
w
е
^40 30 20 10 0
-2.4 -1.6 -0.8 0 0.8 1.6 и, мм • с-1
Рис. 2. Мёссбауэровский спектр образца Fe0.5gSi0.42 (95 нм)^Ю2(3 нм)/Si: а - сразу после соосаждения Fe и Si при комнатной температуре; б - после отжига при Т= = 250 °С в вакууме.
в сверхвысоком вакууме в камере роста установки ИЛО с использованием нагревателя на основе BN/C/BN (Advanced Ceramics), температуру контролировали встроенной термопарой. Анализ фазового состава тонкопленочных образцов FexSi1 _ x с различным составом в пределах % = 0.5-0.6 сразу
после осаждения, а также после дальнейшего отжига, производился методом КЭМС с использованием источника 57Со(Сг) и спектрометра ЯГРС-6 в режиме постоянных скоростей. Изомерные сдвиги приведены относительно a-Fe. Все спектры получены при комнатной температуре.
РЕЗУЛЬТАТЫ И ОБСУЖДЕНИЕ
На рис. 1 представлен типичный спектр РОР тонкопленочного образца Fe-Si, выращенного на поверхности аморфного слоя Si3N4/Si(100), моделирование которого позволяет определить состав и толщину тонкопленочных слоев: Fe058Si042 (95 нм)^3^(460 нм)^1
Структура пленок в рассматриваемой области концентраций сразу после осаждения является аморфной, а мёссбауэровский спектр представляет собой уширенные линии квадрупольного расщепления (ÁEq = 0.55(2) мм • с-1, Г - 0.43(2) мм • с-1), соответствующих различным значениям градиента электрического поля на ядрах 57Fe, благодаря их различному локальному атомному окружению (рис. 2а). Необходимо отметить, что в пределах изменения концентраций в полученных образцах FexSi1 - x (x = 0.5-0.6) изомерный сдвиг остается постоянным: 5 = 0.25(2) мм • с-1.
По мере отжига образцов с концентрацией в пределах x = 0.54-0.58 наблюдается эволюция мёссбауэровских спектров. На рис. 26 представлен мёссбауэровский спектр, полученный для того же образца Fe058Si042(95 нм)^Ю2(3 нм)^ после отжига при T = 250°С в вакууме. Видно, что главной компонентой в спектре является одиночная линия с параметрами 5 = 0.23(2) мм • с-1 и Г = 0.35(2) мм • с-1. Нерасщепленная линия на мёссбауэровском спектре указывает на отсутствие градиента электрического поля, что возможно только при наличии кубической симметрии в локальной структуре вокруг атома Fe. Такая симметрия возможна в фазе со структурой CsCl (рис. 3) и, естественно, отсутствует в равновесной моносилицидной фазе 8-FeSi. В последнем случае это приводит к квадруполь-ному расщеплению в мёссбауэровских спектрах (5 = 0.282(5) мм • с-1, AEQ = 0.495(4) мм • с-1, Г -- 0.236(4) мм • с-1 [12]). Анализ КЭМ-спектра, снятого после отжига (кристаллизации) соосажден-ных слоев Fe058Si042, показывает, что помимо одиночной линии в спектре присутствует дублет с параметрами 5 = 0.25(2) мм • с-1, AEq = 0.37(2) мм • с-1 и Г = 0.35(2) мм • с-1. Наличие этого компонента в спектре можно объяснить тем, что избыточные (по сравнению со стехиометрией 1:1) атомы Fe занимают положения Si в узлах решетки CsCl, и в этом случае нарушается кубическая симметрия в локальном окружении части атомов Fe (рис. 3). В частности, для состава Fe058Si042 избыточными оказываются 16% атомов Fe, т.е. примерно один из шести атомов железа должен оказаться в подре-шетке кремния. В этом случае ближайшими соседями такого атома железа оказываются восемь
ФОРМИРОВАНИЕ ПОЛИКРИСТАЛЛИЧЕСКОЙ ФАЗЫ FeSi
1315
атомов Si из иодрешетки Si, и для всех них нарушается кубическая симметрия, что ириводит к иояв-лению градиента электрического иоля. Более внимательный анализ, а также измерения во внешнем магнитном иоле [2] иоказали, что доиолнительный дублет является комбинацией квадруиольного взаимодействия и сверхтонкого расщеиления вследствие магнитного уиорядочения ири иоявлении атомов Fe в узлах иодрешетки Si. Действительно, согласно [13], если в силаве Fe-Si ири комнатной темиературе атом Fe в иервой координационной сфере 6 < NN < 7, (NN-nearest neighbors) атомов железа, то у этого атома будет наблюдаться сверхтонкое расщеиление, благодаря иоявлению локального магнитного момента. Если же атом Fe расиолагается в иодрешетке Si решетки CsCl, то очевидно, что в этом случае NN = 8 и, таким образом, избыточные атомы Fe являются магнитными.
Приведенные выше данные мёссбауэровских измерений иозволяют заключить, что в слоях FexSix _ x (x > 0.56) формируется фаза c-FeSi, иричем в отличие от эиитаксиально стабилизированных слоев c-FeSi структура CsCl стабилизируется не иодложкой, а составом слоя. В этом случае уместно говорить о термодинамически равновесной для данного диаиазона концентраций фазе. Отметим, что в случае усиешной "эиитаксиальной стабилизации" фазы c-FeSi со структурой CsCl состав слоя также неиреднамеренно оказывался обогащенным Fe. Известно также, что ири твердофазных реакциях в бислойных структурах Fe/Si на оиреде-ленном этаие на границе раздела наблюдается формирование слоя, в котором атомы железа имеют локальную кубическую симметрию, аналогичную решетке CsCl, хотя иредиолагать эиитакси-альный рост нет оснований. Исходя из иолученных данных, формирование структуры CsCl на границе раздела можно объяснить, если иредиоложить, что изначально ири осаждении на границе раздела образуется сверхтонкий слой, сильно обогащенный железом; ири отжиге ироисходит диффузия кремния через этот слой, и на оиределенном этаие достигается стехиометрия, близкая к Fe056Si044, когда термодинамически выгодно образование фазы c-FeSi.
В заключение необходимо отметить, что, несмотря
Для дальнейшего прочтения статьи необходимо приобрести полный текст. Статьи высылаются в формате PDF на указанную при оплате почту. Время доставки составляет менее 10 минут. Стоимость одной статьи — 150 рублей.