ФИЗИКА МЕТАЛЛОВ И МЕТАЛЛОВЕДЕНИЕ, 2008, том 105, № 2, с. 161-168
ЭЛЕКТРИЧЕСКИЕ ^^^^^^^^^^^^ И МАГНИТНЫЕ СВОЙСТВА
УДК 669.171204:539.216.2:543.429.3
МЕССБАУЭРОВСКИЕ И МАГНИТНЫЕ ИССЛЕДОВАНИЯ ТОНКИХ ПЛЕНОК FeMN (М = А1 И Та) ДЛЯ УСТРОЙСТВ ЗАПИСИ ИНФОРМАЦИИ НОВОГО ПОКОЛЕНИЯ
© 2008 г. А. С. Камзин*, Р. Г. Глянцев*, Е. В. Снеткова*, Ф. Вей**, Вейдонгхсианг***
*Физико-технический институт им. А.Ф. Иоффе РАН, С.-Петербург **НИИмагнитных материалов, Ланджоуский университет, Ланджоу 730000 КНР; ***Вензоуский университет, 325035 Вензоу, КНР Поступила в редакцию 21.03.2007 г.
Проведены исследования зависимостей микроструктуры, магнитных свойств и одноосной магнитной анизотропией (ОМА) тонких пленок FeMN от типа ионов металла M, при M = Al или Ta. Пленки асаж-дены методом радиочастотного распыления во внешнем магнитном поле и синтезированны in situ (напыление и кристаллизация одновременно) и тремокристаллизацией аморфных сплавов. Эксперименты показали, что магнитомягкие характеристики, ОМА-пленок FeAlN и FeTaN отличаются. Установлено, что причиной этих различий является разная микроструктура и противоположные по знаку напряжения кристаллических решеток пленок FeAlN и FeTa, формируемые ионами Ta или Al.
PACS 76.80.+y,61.18.Fs,85.70.Kh
1. ВВЕДЕНИЕ
Исследования тонких пленок продиктованы требованиями создания материалов для современной микроэлектроники. Так, для дальнейшей миниатюризации магнитных головок в устройствах записи/чтения информации на магнитных носителях, преобразователей и катушек индуктивности для СВЧ-техники необходимы магнитомягкие тонкопленочные ферромагнетики. Такие материалы должны обладать высокой намагниченностью насыщения для индуцирования магнитного поля необходимой напряженности в зазоре головки записи/чтения информации со сверхвысокой плотностью записи. Для обеспечения высокой скорости перемагничивания и, соответственно, скорости записи/чтения, коэрцитивная сила магнетиков, применяемых в качестве сердечника записывающей головки, должна быть небольшой, тогда как электросопротивление должно быть большим во избежание потерь за счет токов Фуко. Важным параметром является также одноосная магнитная анизотропия (МА), величина которой должна быть порядка несколько мТ. Важным дополнительным требованием является высокая тепловая стабильность одноосной МА и магнитомягких свойств. Для успешного использования магнитных материалов в современной микроэлектронике, разрабатываемые магнетики должны быть совместимы с высокотемпературными (400-500°С) технологическими процессами создания интегральной техники без деградации своих магнитомягких характеристик.
Исследования последних лет позволили создать ферромагнитные магнитомягкие материалы, удовлетворяющие перечисленным требованиям. Это теплоустойчивые нанокристаллические тонкопленочные системы FeMN и CoMN, (М = Ta, Al, Hf, Cr, Ti) [1-5], образующие новый класс магнитомягких структур.
Магнитомягкие свойства пленок FeMN формируются вследствие объединения атомов азота с ионами металла М. Ключевым моментом при формировании размера гранул a-Fe является степень химической активности к взаимодействию ионов азота и металла M. По мере уменьшения размеров гранул намагниченность будет ориентироваться все более и более параллельно направлению обменного взаимодействия. Как следствие, эффективная анизотропия определяется как среднее по нескольким гранулам и, таким образом, значительно понижается по величине. Если размеры кристаллитов a-Fe меньше длины обменного ферромагнитного взаимодействия (длины магнитной корреляции) Lex = 3.5 ■ 10-9 м [6, 7], то направление намагниченности не будет следовать за произвольно ориентированной легкой осью отдельных частиц. Другим важным фактором влияния активности химического взаимодействия азота и элемента M является формирование кристаллической структуры гранул a-Fe [8]. Дело в том, что в зависимости от степени взаимодействия, внедряемые в синтезируемую пленку ионы азота могут быть либо связаны ионами металла М, образуя немагнитные примеси в пленке, или же быть более свободными и занимать некоторые позиции в кристаллической решетке систе-
Таблица 1. Условие распыления FeAlN и FeTaN пленок
Параметры FeAlN FeTaN
Давление фонового режима, Па 6.7 х 10-5 6.7 х 10-5
Давление газовой смеси (Аг + К2) 2.7 х 10-1 2.7 х 10-1
при распылении, Па
Давление азота, % 0-10 3
Плотность энергии распыления 2.3 х 106 7.3 х 106
^/м3)
Температура подложки, °С 20-220 20
Скорость осаждения (10-11 м/э) 3.3-5.0 3.3-5.0
мы БеМК Все это также может влиять на одноосную МА пленок БеМК.
Основным условием для формирования хороших магнитомягких свойств является низкая или очень малая магнитная анизотропия (МА) [9]. В то же время для повышения качества записи информации на магнитных носителях и улучшения частотной характеристики магнитной головки чтения/записи, ее сердечник должен обладать одноосной МА [10]. Таким образом, при создании магнетиков, удовлетворяющих требованиям современной микроэлектроники, требуется устранить противоречие, связанное с необходимостью формирования в этих веществах высоких магнитомягких свойств наряду с большой одноосной МА.
Однако, несмотря на большое количество публикаций, посвященных исследованиям систем БеМК, основополагающие вопросы, направленные на установление природы формирования необходимых магнитомягких свойств, магнитной анизотропии в этих пленках, остаются невыясненными.
В работе представлены результаты исследования влияния микроструктуры на свойства и одноосную МА пленок БеМк при М = А1 или Та. Выбор в качестве элемента М ионов металла А1 или Та был определен тем, что коэффициент химического взаимодействия ионов А1 с азотом (СА1К = = 0.025 [10]) положителен, тогда как коэффициент взаимодействия ионов Та с азотом противоположен по знаку (СТаК = -0.035), т.е. отрицателен.
2. МЕТОДИКА ЭКСПЕРИМЕНТА
Для синтеза нанокристаллических магнитомяг-
ких пленок БеМК были использованы два различ-
ных метода. Пленки БеТаК получены широко используемым методом высокотемпературного отжига аморфных после осаждения сплавов БеТаК Применение этого способа для синтеза пленок БеТаК обусловлен тем, что в этом случае проще получить при осаждении аморфные БеТаК-сплавы. Магнитомягкие свойства приобретаются за счет
формирования наноразмерной структуры при тер-
мической обработке аморфного сплава. Нано-структурные пленки FeAlN были выращены с использованием метода in situ. В этом случае пленки, обладающие магнитомягкими свойствами, синтезируются непосредственно в процессе осаждения.
Все исследуемые образцы были получены с использованием системы магнетронного распыления составных мишеней. Эти мишени состояли из пластинки чистого железа, часть площади которой закрывалась фольгой из Ta или Al. Использование составной мишени позволяет строго дозировать состав напыляемых систем [12] изменением площади пластинки, накрываемой фольгой. Концентрация атомов азота в пленках зависит от величины парциального давления азота при распылении, P(N2), где P(N2) - отношение давления азота к общей величине давления газовой смеси (Ar + N2) в камере распыления. При распылении под мишенью находился магнит, создающий постоянное магнитное поле напряженностью 16000 A/м.
Пленки FeTaN с высоким содержанием Ta (4 ат. %) осаждались на стеклянные подложки, охлаждаемые водой, что является необходимым условием формирования аморфных сплавов [2, 4]. Синтез пленок FeAlN с низким содержанием Al (около 2.5 ат. %) проводился при парциальном давлении азота P(N2) = 3% потому, что при таком давлении, как это было показано в [3, 5], получаются пленки, обладающие наилучшими магнитомягкими параметрами. Поэтому при синтезе пленок FeAlN варьировалась температура подложки (TS). В табл. 1 описаны условия, при которых были осаждены исследуемые пленки FeAlN и FeTaN.
Содержание атомов Ta и Al в синтезированных пленках было определено из энергетических дифракционных рентгенограмм (ЭРДГ). Магнитные характеристики пленок, а именно, индукция насыщения (BS) и коэрцитивная сила (HC), измерены c использованием высокочувствительного магнитометра с вибрирующим образцом (ВВМ) и чувствительного измерителя магнитного потока, соответственно. Для исследований структуры пленок, фазового анализа использовался рентгеновский дифрактометр (РД) и конверсионная электронная мессбауэровская спектроскопия (КЭМС). Для оценки размеров зерен, образующих пленку, применялась электронная микроскопия (ЭМ). Морфология пленок изучалась атомным силовым микроскопом (ACM).
3. РЕЗУЛЬТАТЫ ЭКСПЕРИМЕНТОВ И ИХ ОБСУЖДЕНИЕ
Рентгеновские дифрактограммы пленок FeTaN, синтезированных при различных парциальных давлениях азота P(N2), снятые как непосредственно после осаждения, так и после их отжига при 450°C, представлены на рис. 1а и 16, соответ-
20, град
Рис. 1. Рентгеновские диффрактограммы пленок FeTaN, снятые после осаждения (а) и после их отжига при температуре 450°С (б) в зависимости от величины парциального давления азота в камере распыления ^(N2) = 0, 1, 3, 5, 7, 10% соответственно а, б, в, г, д, е.
ственно. Анализ дифрактограмм пленок FeTaN, снятых после осаждения (рис. 1а), показал, что в отсутствие азота сплавы FeTa состоят из a-Fe кристаллитов, межплоскостное расстояние в которых ¿(110) = 2.073 А превышает эту величину для чистого a-Fe (2.026 А). Этот факт позволяет предположить, что ионы Та замещают в решетке a-Fe ионы Fe и формируется замещенный твердый раствор a-Fe(Ta). При повышении парциального давления P(N2) линия (110) состояния a-Fe расширяется и смещается в сторону меньших угловых величин. Эти изменения можно объяснить тем, что атомы азота внедряются в решетку a-Fe, занимая межузловые положения, и расширяют ее. Пленки, осажденные в области давлений P(N2) > 3%, не обладают кристаллической структурой, т.е. практически аморфны. Это согласуется с данными работ [2, 4].
Величины индукции насыщения (BS) и коэрцитивной силы (Hc) пленок FeTaN, измеренные непосредственно после осаждения, а также после их отжига, приведены на рис. 2а в зависимости от величины парциального давления P(N2). Из рис. 2а
P(N2), %
0 2 4 6
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.