ДОКЛАДЫ АКАДЕМИИ НАУК, 2007, том 414, № 6, с. 777-780
ФИЗИЧЕСКАЯ ХИМИЯ
УДК 541.124.16 + 662.612
ВЛИЯНИЕ ДИФФУЗИОННОГО Ag-БАPЬЕPHOГO СЛОЯ НА ТВЕРДОФАЗНЫЙ СИНТЕЗ ПАРАМАГНИТНОЙ ФАЗЫ В №М^е(001) ТОНКИХ ПЛЕНКАХ
© 2007 г. В. Г. Мягков, В. С. Жигалов, С. Ф. Ломаева, Л. Е. Быкова, Г. Н. Бондаренко
Представлено академиком В.В. Осико 16.02.2007 г. Поступило 22.11.2006 г.
Твердофазный синтез в тонких пленках проходит при низких температурах (200-600°С). При этих температурах коэффициент объемной диффузии для большинства металлов крайне мал (~10-20 м2/с) и не позволяет объяснить перенос реагирующих атомов на расстояние порядка 100 нм (типичная толщина пленок) за 1 ч (характерное время отжига). Для объяснения большой диффузионной подвижности и быстрого массопереноса через слой продукта реакции во время твердофазного синтеза принято, что движение атомов реагентов идет преимущественно по границам зерен и дислокациям [1, 2]. Однако и здесь имеются большие трудности в объяснении твердофазного синтеза диффузионным механизмом [1]. Предполагая, что коэффициент диффузии по границам зерен порядка Огз ~ 10-17 м2/с, получим величину диффузионной длины I = (Огз01/2 ~ 100 нм. Это означает, что при данных условиях отжига реагирующие атомы по границам зерен могут диффундировать на всю толщину пленки. Однако миграция атомов в глубь зерна имеет объемный коэффициент диффузии и проходит только на глубину менее 5 нм.
Из общих концепций формирования химических связей известно, что на расстояниях, больших параметра решетки, атомы становятся нейтральными и не взаимодействуют друг с другом. Этот факт часто используют для защиты тонкопленочных элементов микроэлектроники. Практически это осуществляется осаждением химически инертных слоев (диффузионных барьеров)
Институт физики им. Л.В. Киренского Сибирского отделения Российской Академии наук, Красноярск
Физико-технический институт
Уральского отделения Российской Академии наук,
Ижевск
Институт химии и химической технологии Сибирского отделения Российской Академии наук, Красноярск
между реагирующими пленками. Однако результаты работ [3-5] показывают, что диффузионные барьеры не только не подавляют твердофазный синтез, но даже активизируют формирование эпитаксиальных продуктов реакции [6, 7]. На данный момент отсутствуют систематические исследования влияния физико-химических свойств диффузионных барьеров на твердофазный синтез в тонких пленках. Поэтому выбор диффузионного барьера для определенной пары пленочных элементов идет исключительно опытным путем. Это связано прежде всего с отсутствием в настоящее время четких представлений о механизмах и сценариях атомного переноса через продукт реакции и диффузионные барьеры на границе раздела пленочных реагентов.
Также важным аспектом Fe-Ni-системы является нахождение условий формирования низкоспинового состояния, которым объясняют уникальные свойства инварных сплавов ("проблема инвара") [8]. В [9-11] показано, что низкоспиновое состояние в Fe-Ni-системе связано с образованием парамагнитной (упар) фазы, которая является Fe^i-фазой [11].
Основная цель данной работы - показать, что диффузионный барьер из слоя серебра, находящийся на границе раздела слоев никеля и железа (толщиной до 120 нм), не изменяет ни кинетику, ни температуру инициирования T0 парамагнитной Ynap-фазы. То есть слой Ag не является диффузионным барьером для формирования упар-фазы в №М^(001)/Ре(001)-пленках.
Твердофазный синтез упар-фазы достаточно хорошо исследован, и показано, что в Ni/Fe пленочных системах с увеличением температуры отжига возникает фазовая последовательность Ni/Fe ^ (~350°C)Ni3Fe ^ (~450°C)NiFe ^ (~550°C) упар [9-11]. Отсутствие магнитного упорядочения в упар-фазе дает простой и надежный способ фиксации упар-фазы на Ni/Fe-границе раздела по измерению намагниченности насыщения MS от температуры T отжига.
В качестве диффузионного барьера выбран слой серебра, так как исходя из диаграммы фазового равновесия Ag с Fe и № не имеет твердофазных превращений до температуры 960°С [12]. Это подтверждается экспериментальным исследованием Ag/Ni(001) и Ag/Fe(001) пленочных образцов, в которых намагниченность насыщения и первая константа магнитокристаллографической анизотропии не менялись до 900°С. На основании этого предполагали, что твердофазный синтез будет подавлен в Ni/Ag/Fe(001)-образцаx.
В экспериментах использовали эпитаксиаль-ные Ni/Ag(001)/Fe(001)-пленки, полученные последовательным осаждением Fe-, Ag- и №-слоев на свежесколотую поверхность Mg0(001). Осаждение слоев Fe и Ag при температуре 250°С приводило к их ориентированному росту. Слой № осаждался при комнатной температуре и вырастал поликристаллическим. Толщина слоев железа и никеля была 80 и 25 нм соответственно. Это близко к 3Fe : 1№ атомному отношению, при котором упар-фаза формируется при температуре 550°С [9-11]. Толщины диффузионного барьера серебра были взяты 35, 60 и 120 нм. Для сравнения использовали также №^е(001)-образцы без диффузионного барьера. Рентгеноспектральный флуоресцентный метод использовали для определения химического состава и толщины пленок. Измерения магнитной кристаллографической анизотропии К1 и намагниченности насыщения М3 проводили методом крутящих моментов. Все исследуемые образцы имели значение первой константы магнитокристаллографической анизотропии К1 = = (4.8-5.1) • 105 эрг/см3, которое характерно для массивных монокристаллов и указывало на структурное совершенство Fe(001) эпитаксиальных слоев. Исходные образцы отжигали через 50°С в течение 30 мин от 250 до 650°С в вакууме. Для идентификации образующихся фаз проводили рентгеноструктурные исследования на дифракто-метре ДР0Н-4-07 (СиКа-излучение). Оже-спек-тры получены на спектрометре JAMP-10S в вакууме 10-7 Па при ускоряющем напряжении 10 кВ, токе 10-7 А и диаметре зонда 300 нм. Травление проводили ионами Аг с энергией 1 кВ. Относительная погрешность в определении интенсивности линии составляла 10%. Углерод, кислород и сера присутствуют только в качестве поверхностных загрязнений. Особенности получения образцов и методы исследования продуктов реакции подробно описаны в [9-11].
Используемые для сравнения пленочные №^е(001)-образцы до отжига содержали сильное отражение (002^е от эпитаксиального слоя железа и слабые (002) и (220) рефлексы от поликристаллического слоя никеля. Отжиг при температуре 650°С приводит к полному исчезновению (002^е-рефлекса и формированию слабых (002)
и (220) пиков от упар-фазы. Зависимость MS(T) намагниченности насыщения от температуры отжига при 550°С показывала уменьшение намагниченности, которая становилась равной нулю при температуре 650°С. Это означает, что слои железа и никеля полностью перемешались и прореагировали с образованием упар-фазы. Данные результаты хорошо совпадают с представленными ранее исследованиями твердофазного синтеза в Ni/Fe тонкопленочных системах [9-11].
Вне зависимости от толщины диффузионного барьерного Ag-слоя все исходные №М£(001)^е(001)-образцы содержали сильные (002)Fe- и (002)Ag-отражения (рис. 1а). Это предполагает эпитаксиальный рост Ag(001)-пленки на поверхности Fe(001) с соблюдением Ag(001)||Fe(001) ориентационных соотношений. Слабые (002)Ni и (211)№-рефлексы (см. рис. 1а) показывают, что так же, как и в №^е(001)-плен-ках, в Ni/Ag(001)/Fe(001)-образцаx верхний слой никеля рос поликристаллическим при данных условиях осаждения. Зависимость MS(T) намагниченности насыщения от температуры отжига T для №М^(001)^е(001)-образцов (рис. 2) совершенно аналогична зависимости MS(T) для №^е(001)-пленок [9-11]. Это указывает на независимость температуры инициирования упар-фазы от толщины диффузионного барьерного Ag-слоя. Дифракционные отражения также показывают полное исчезновение (002^е-рефлекса и формирование поликристаллической упар-фазы (рис. 16). Магнитные и дифракционные исследования для №М^(001)^е(001)-образцов доказывают, что после отжига при 650°С атомы никеля полностью мигрируют через слой серебра, разрушают эпитаксиальный слой Fe(001) и перемешиваются с ним с образованием упар-фазы. Однако эпитаксиальный слой Ag(001) не разрушается в результате миграции через него атомов Ni (см. рис. 1б). Это возможно только в предположении, что движение атомов Ni идет не по всей поверхности Ag-слоя, а только по отдельным каналам. Такими каналами могут быть проколы (pinhole), часто наблюдающиеся на поверхности реагирующих пленок [2, 13, 14]. Схематическое изображение образования упар-фазы через Ag-слой после отжига при 650°С в №М^(001)^е(001)-образцах приведено на рис. 1. После отжига при 650°С поверхность №М^(001)^е(001)-пленки меняется и принимает вид, характерный для серебра, что предполагает выход серебра на поверхность пленки. Эти данные хорошо согласуются с результатами, полученными оже-анализом для Ni/Ag(001)/Fe(001) пленочных образцов с толщиной Ag-слоя 30 нм. На рис. 3а показаны концентрационные профили элементов. Видно, что в исходных №М^(001)^е(001)-образ-цах Ag-слой находится на границе раздела Ni- и Fe-слоев. Однако после отжига при 650°С (рис. 36)
ВЛИЯНИЕ ДИФФУЗИОННОГО Ag-БAPЬEPHOГO СЛОЯ I, отн. ед.
Mg0(002)
Ag(002)
(а)
Fe(002)
Mg0(002)tfp Д
. .....и, ..........
30
40
Ni(002)
(б)
Упар(002)
50
60
№
Ag(001)
Fe(001)
Mg0(001)
Ni(220)
Ag(001)
/пар
Mg0(001)
Упар(220)
70 80
20, градусы
Рис. 1. Дифрактограммы и схематическое изображение фазообразования в Ni/Ag(001)/Fe(001) пленочной системе 3Fe : 1Ni-состава исходного образца (а) и после отжига при температуре 650°С (б).
атомы никеля мигрируют в слой железа. Кривые Ag и № (рис. 36) показывают, что атомы серебра вытесняются на внешнюю поверхность пленки. Графики № и Fe (рис. 36) представляют собой прямые с приблизительным отношением 1Ni:3Fe. Это подтверждает формирование в области, прилегающей к подложке, упар-фазы, близкой по составу к Fe3Ni-фазе.
формирования упар-фазы в Ni/Ag(001)/Fe(001)-об-разцах. Этот результат является крайне неожиданным, так как пространственное разнесение реагирующих №- и Fe-слоев должно было бы привести к полному подавлению синтеза или по крайней мере сильно изменить кине
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.