«МЕТАСТАБИЛЬНЫЕ СОСТОЯНИЯ И МАГНИТНЫЕ СВОЙСТВА ПЛЕНОК СПЛАВОВ НА ОСНОВЕ ЖЕЛЕЗА И КОБАЛЬТА ...»

На правах рукописи

Артемьев

Евгений Михайлович

МЕТАСТАБИЛЬНЫЕ СОСТОЯНИЯ

И МАГНИТНЫЕ СВОЙСТВА ПЛЕНОК СПЛАВОВ

НА ОСНОВЕ ЖЕЛЕЗА И КОБАЛЬТА

01.04.07 Физика конденсированного состояния

Автореферат

диссертации на соискание ученой степени доктора физико-математических наук

Красноярск 2008

Работа выполнена в Сибирском федеральном университете (СФУ)

Научный консультант доктор физико-математических наук, профессор Овчинников Сергей Геннадиевич

Официальные оппоненты:

доктор физико-математических наук, профессор Уздин Валерий Моисеевич Санкт-Петербургский государственный университет доктор физико-математических наук, профессор Старенченко Светлана Васильевна Томский государственный архитектурно-строительный университет доктор физико-математических наук, профессор Сагалаков Анатолий Михайлович Алтайский государственный университет

Ведущая организация:

Московский государственный университет, г. Москва

Защита состоится 3 «октября» 2008 г. в 14 часов в аудитории на заседании диссертационного совета Д 212.004.04. при Алтайском государственном техническом университете им. И.И. Ползунова по адресу:

656038, г.Барнаул, пр. Ленина, тел.(3852) 260917, факс (3852)

С диссертацией можно ознакомиться в библиотеке Алтайского государственного технического университета им. И.И.Ползунова.

Автореферат разослан « » августа 2008 года

Ученый секретарь канд. физ-мат. наук, доцент Романенко В.В.

ОБЩАЯ ХАРАКТЕРИСТИКА РАБОТЫ

Актуальность темы. Исследование атомной структуры материалов, связи кристаллической структуры вещества с магнитными свойствами является одной из важнейших задач физики конденсированного состояния. Вопрос о микроструктуре пленочных материалов, полученных в неравновесных условиях, один из самых актуальных для создания новых твердотельных материалов. С одной стороны, пленочные материалы могут быть сравнительно просто получены методами вакуумной и ионноплазменной конденсации и исследованы с помощью просвечивающей электронной микроскопии, которая в настоящее время позволяет вести прямое наблюдение фазовых переходов, поверхностных реакций, идентификации фаз в кристаллитах микроскопических размеров и т. д. С другой стороны, структурные исследования позволяют целенаправленно варьировать технологию изготовления образцов для получения требуемых свойств.

Термодинамически основная особенность тонкопленочного состояния вещества состоит в том, что относительно велик вклад поверхностной энергии в полную свободную энергию образца. По этой причине многие физические свойства вещества в тонкопленочном состоянии могут отличаться от соответствующих свойств вещества в массивных образцах. Пленочные образцы позволяют исследовать метастабильные состояния вещества, включая аморфное и нанокристаллическое, как при обычных условиях, так и после изменения их в широких интервалах. Пленочные образцы могут служить удобным средством для моделирования неравновесных процессов. В настоящее время большинство систем хранения информации основано на принципе продольной магнитной записи. Ежегодное увеличение плотности записи связано с использованием в качестве записывающих сред композиционных нанокристаллических материалов, представляющих собой слабо обменно связанные ферромагнитные зерна, помещенные в диэлектрическую или металлическую матрицу. Уплотнение магнитной записи на тонкопленочных средах, связанное с уменьшением размера зерна и ослаблением обменного взаимодействия между монокристаллическими зернами, так или иначе приведет к суперпарамагнитной нестабильности, влияющей на характеристики систем записи. Поэтому в настоящее время наряду со средами для продольной записи серьезное внимание стали уделять средам с перпендикулярным способом магнитной записи информации. Современные среды для перпендикулярно записывающего слоя четко разделяются на два основных класса: 1 – мультислойные структуры Co/Pt, Co/Pd, Fe/Pt ; 2 – среды на основе сплавов Со/Сг. Основные требования к перпендикулярно записывающему слою: малый размер зерна, узкое распределение по размеру зерна, текстура, оптимизация обменного взаимодействия между нанокристаллическими зернами, аналогичны требованиям, предъявляемым к средам для продольного принципа записи.

Выполнение перечисленных требований к перпендикулярно записывающему слою возможно в случае приготовления данного слоя в виде гетерофазного текстурированного нанокристаллического сплава. Использование различных легирующих добавок может лишь замедлить неизбежные процессы рекристаллизации, фазовых превращений и т. д., изменяющих магнитные характеристики записывающего слоя. Поэтому третьим альтернативным мультислойным пленкам Co/Pt, Co/Pd и cплавам на основе CoCr классом сред для перпендикулярной магнитной записи являются высокоанизотропные сплошные (с сильным обменным взаимодействием) магнитные среды. В качестве таких сред рассматриваются эквиатомные упорядоченные сплавы CoPt, CoPd, FePt, FePd, характеризующиеся тетрагональной сверхструктурой Llo. При изготовлении монокристаллического записывающего слоя с текстурой (001) размер битов будет определяться шириной доменной стенки, которая в перечисленных эквиатомных сплавах составляет D ~10, а размеры бита информации 50. D=(A/K)1/2, где А константа обменного взаимодействия имеет порядок 106 эрг/см, а К константа кристаллографической анизотропии имеет порядок 108 эрг/см3.

Выбор для исследования пленок сплавов систем CoPd, CoPt, FePd, FePt, Co50Pt50-xPdx, Fe50Pd50-xPtx, Co-C, Fe-C и др. обусловлен тем, что в пленках сплавов этих систем можно было ожидать образование метастабильных фаз и кристаллических структур, обладающих уникальными физическими свойствами, в частности магнитными характеристиками, удовлетворяющими вышеперечисленным требованиям.

Из сказанного следует, что пленочные материалы вышеперечисленных сплавов имеют огромный потенциал неиспользованных полезных сочетаний свойств. Задачи выявления природы процессов структурообразования в магнитных пленках и установления корреляции структуры с магнитными свойствами являются актуальными. Тема диссертации соответствует «Перечню приоритетных направлений фундаментальных исследований, утвержденных президиумом РАН (раздел 1.2 «Физика конденсированных состояний и вещества»).

Цель диссертационной работы Исследование фазовых превращений метастабильных состояний и процессов атомного упорядочения в атомно-неупорядоченных и нанокристаллических пленочных сплавах CoPd, FePd, FePt, CoPt, Fe50Pd50-xPtx, Co50Pt50-xPdx, Fe-C, Co-C и др. и установление корреляции с магнитными и магнитооптическими свойствами данных материалов.

Для достижения поставленной цели надо было решить следующие задачи:

Исследовать фазовый состав пленок сплавов на основе Fe и Co, выращенных магнетронным и вакуумным напылением на различных подложках при различных температурах подложек (от 150 до +300 °С), и возможность получения в пленках метастабильных фаз.

Исследовать влияние термообработок на фазовый состав, метастабильные состояния и магнитные свойства пленок сплавов на основе Fe и Co.

Исследовать особенности атомного упорядочения сплавов FePd, FePt, CoPd, CoPt, Fe50Pd50-xPtх и Co50Pt50-xPdx (х = 110 aт.%) в пленочных образцах, как монокристаллических, так и поликристаллических.

Исследовать влияние атомного упорядочения на магнитные и магнитооптические свойства пленок сплавов FePd, FePt, CoPd, CoPt, Fe50Pd50-xPtх и Co50Pt50-xPdx (х = 1–10 aт.%.) Исследовать влияние состава пленок сплавов на основе Fe и Co на их магнитные свойства.

С помощью магнитных и магнитооптических исследований получить экспериментальные данные, характеризующие пленки сплавов FePd, FePt, CoPd, CoPt, Fe50Pd50-xPtх и Co50Pt50-xPdx (х = 110 aт.%) как среды для магнитной и термомагнитной записи информации.

Научная новизна Подробно исследованы фазовый состав и кристаллическая структура пленок CoPd (содержание Pd от 0 до 100 % полученных при разных температурах подложек (ТП = 150 +300 °С). По результатам исследований в координатах «температура подложки – концентрация» построена диаграмма фазового состояния тонкопленочных сплавов CoPd.

Впервые на диаграмме фазового состояния получены: область существования пленок с ГПУ-решеткой; область существования пленок со стабильной ГЦК-структурой; область существования нанокристаллических пленок. Нанокристаллическое состояние, характеризующееся на электронограммах диффузным гало, представляющее собой переходной мартенсит при полиморфном переходе из низкотемпературной ГПУ-фазы в высокотемпературную ГЦК-фазу. Отработана технология нанесения монокристаллического слоя MgO на поверхность кристалла MgO, уменьшающая дефектность поверхности.

Впервые установлено, что отжигом нанокристаллические, однофазные ГПУ и двухфазные ГПУ+ГЦК пленки переводятся в состояние со стабильной ГЦК-структурой через ряд метастабильных состояний. Обнаруженное наличие ряда метастабильных фаз в пленках CoPd объясняется предрасположенностью пленок сплавов CoPd в области 3055 ат.% палладия к полиморфизму.

Атомное упорядочение эквиатомных сплавов FePd, FePt, CoPt и сплавов Fe50Pd50-xPtx, Co50Pt50-xPdx (x = 110 aт.%) в монокристаллических пленках зависит от толщины пленки не только в результате влияния подложки, но и вследствие самой формы образца. Найдены критические толщины пленочных образцов сплавов FePd, FePt,CoPt, Fe50Pd50-xPtx, Co50Pt50-xPdx (x = 110 aт.%), при которых основная часть тетрагональной фазы ориентируется осью С вдоль нормали к плоскости пленки. Атомное упорядочение эквиатомных сплавов FePd, FePt, CoPt и сплавов Fe50Pd50-xPtx, Co50Pt50-xPdx (x = 110 aт.%) в поликристаллических пленках сопровождается образованием текстуры (оси С кристаллитов ориентируются преимущественно вдоль нормали к плоскости пленки). Предложено объяснение этому эффекту. Установлена последовательность структурных превращений в процессе термической релаксации в нанокристаллических пленках Fe(C) и Co(C). Построена теория фазового перехода от атомно-неупорядоченного ферромагнитного состояния к атомно-упорядоченному парамагнитному с изменением кристаллической ГЦК-решетки на ГЦТ-решетку типа CuAu.

Получены монокристаллические пленки сплава FePd, FePt, CoPt (толщиной до 300, 130, 190 соответственно) с первой константой магнитной кристаллографической анизотропии 3107, 6107, 4,5107эрг/см3, соответственно, а также монокристаллические пленки Fe50Pd50-xPtx, Co50Pt50-xPdx (x = 110 aт.%) с К1 (3,54)107 эрг/см3, что обеспечивает устойчивость однодоменного состояния в них при ориентации намагниченности вдоль нормали к плоскости пленок. Получены монокристаллические и поликристаллические пленки сплавов с изменяющейся в зависимости от режимов термообработки коэрцитивной силой. Показано, что при достаточно высоких значениях НС поликристаллических пленок однодоменное состояние с намагниченностью нормальной к плоскости пленок (в отсутствие внешнего магнитного поля) может сохраняться при условии К 2J2S. Это дает возможность производить на таких пленках термомагнитную запись.

Впервые определена намагниченность насыщения ГПУ-фазы в концентрационном интервале от Co до Co50Pd50. Установлено, что нанокристаллическое состояние сплава CoPd характеризуется низкими значениями коэрцитивной силы и малыми полями технического насыщения. Получены кривые температурной зависимости поля технического насыщения HS (вдоль нормали к плоскости пленки) нанокристаллических пленок разных составов. Построены графики концентрационной зависимости константы К1 кристаллографической анизотропии ГЦК-сплавов CoPd для комнатной температуры и температуры жидкого азота (измерения выполнены на пленочных и массивных образцах). Получены монокристаллические пленки сплавов FePd, FePt, CoPt, CoPd, Fe50Pd50-xPtx, Co50Pt50-xPdx (x = 110 aт.%), находящиеся в атомно-разупорядо-ченном состоянии. Измерены магнитные параметры пленок (JS, K1, HC).

Впервые получены пленочные образцы сплавов Fe50Pd50-xPtx, Co50Pt50-xPdx (x = 1–10 aт.%) (монокристаллические и поликристаллические пленки), пригодные для магнитной и термомагнитной записи информации. Магнитными и магнитооптическими методами найдены характеристики пленок сплавов FePd, FePt, CoPt, Fe50Pd50-xPtx, Co50Pt50-xPdx (x = 1–10 aт.%). На пленочные сплавы Fe50Pd50-xPtx, Co50Pt50-xPdx (x = 110 aт.%) получены патенты как на среды для термомагнитной записи.

На защиту выносятся:

Результаты структурных исследований пленок сплавов Co-Pd, FePd, FePt, CoPt, Co50Pt50-xPdx, Fe50Pd50-xPtx, CoC, FeC, полученных при различных технологических условиях.

Технологические параметры, определяющие получение пленок того или иного фазового состава.

Способ получения нанокристаллических (электронографически и рентгенографически аморфных) пленок сплавов CoPd в интервале температур подложек, ниже и выше которого пленки получаются кристаллическими.

Данное состояние пленок следует рассматривать как отдельный вид переходного мартенсита.

Корреляция структуры пленок сплавов CoPd, FePd, FePt, CoPt, Co50Pt50-xPdx, Fe50Pd50-xPtx, CoC, FeC c их магнитными и магнитооптическими свойствами в процессе фазовых превращений и атомного упорядочения.

Механизмы и кинетика формирования многообразных диссипативных структур в исследованных пленках.

Установление влияния типа подложки, технологических условий напыления и термоотжига на величину перпендикулярной магнитной анизотропии (ПМА) в пленках сплавов FePd, FePt, CoPt, Co50Pt50-xPdx и Fe50Pd50-xPtx. Идентификация особенности структуры, ответственной за формирование ПМА.

Теоретическое обоснование возможности фазового перехода от атомнонеупорядоченного ферромагнитного состояния к атомно-упорядоченному парамагнитному с изменением кристаллической ГЦК-решетки на ГЦТ-решетку типа L10.

Достоверность Обоснованность и достоверность полученных результатов обеспечивается подтверждением основных выводов работы повторением опытов в сходных условиях с использованием различных методик. Результаты независимо подтверждены исследованиями других авторов. Достоверность также обеспечивается согласованностью модельных расчетов с экспериментальными данными.

Практическая значимость Полученные результаты по корреляции структурных превращений в пленках сплавов на основе Fe и Co с магнитными и магнитооптическими свойствами сплавов необходимы для разработки и получения таких пленок в электронной технике.

Впервые получен материал для носителя термомагнитной записи на пленках Сo50Pt50-xPdx и Fe50Pd50-xPtx и Fe50Pd50-xPtx (где х = 110 ат.%).

На пленки сплава Сo50Pt50-xPdx как материал для термомагнитной записи получен патент. Заявка №2005121577 от 08.07.2005. Решение о выдаче патента от 27.07.2006.

На пленки Fe50Pd50-xPtх как материал для термомагнитной записи получен патент. Заявка №2006142232 от 29.11.2006. Решение о выдаче патента от 15.11.2007.

Получено А. с. №4041686/3125 от 16.04.1987 на магнитный двигатель на основе двухфазных (ГПУ, ГЦК) пленок CoPd.

Апробация работы Материалы диссертации докладывались и обсуждались на следующих конференциях:

Республиканском семинаре по физике магнитных явлений. Иркутск, 1976 г.

Всесоюзной конференции «Монокристаллические магнитные пленки».

Красноярск. 1977 г.

Всесоюзном совещании по физико-химии аморфных металлических сплавов, Москва, 1982 г.

VII Всесоюзном совещании «Упорядочение атомов и его влияние на свойства сплавов». Свердловск, 1983 г.

Всесоюзной конференции «Проблемы исследования структуры металлических сплавов», Москва, 1984 г.

Всесоюзной школе-семинаре «Доменные и магнитооптические запоминающие устройства». Кобулетти. 1988 г.

XI Всесоюзной школе-семинаре «Новые магнитные материалы микроэлектроники». Ташкент. 1988 г.

VI Всесоюзном симпозиуме по растровой микроскопии и аналитическим методам исследования твердых тел (РЭМ-89). Звенигород, 1989 г.

XII Всесоюзной школе-семинаре «Новые магнитные материалы микроэлектроники». Новгород. 1990 г.

Школе-семинаре «Новые магнитные материалы микроэлектроники».

Москва. 2000 г.

Международном научном семинаре «Инновационные технологии».

Красноярск. 2000 г.

EASTMAG-2001, Ekaterinburg 27 March 2, 2001 r.

Международных симпозиумах «Фазовые превращения в твердых растворах и сплавах» ОМА-2002, ОМА-2003, ОМА-2004, ОМА-2005, ОМА-2006 г.

MISM-2005 (Moscow International Symposium on Magnetism) Moscow, June 25-30, 2005r.

X Международном симпозиуме «Нанофизика и наноэлектроника».

Нижний Новгород, 2006 г.

II Всероссийской конференции по наноматериалам (НАНО-2007). IV Международном семинаре «Наноструктурные материалы 2007: Беларусь Россия». Новосибирск, 2007 г.

EASTMAG-2007, КАЗАНЬ 2326 August 2007 г.

Международном симпозиуме «Упорядочение в минералах и сплавах».

Ростов-на-Дону – Лоо. 2007 г.

Международном симпозиуме «Порядок, беспорядок и свойства оксидов». Ростов-на-Дону – Лоо. ODPO-2007 г.

ХII Международном Симпозиуме «Нанофизика и наноэлектроника»

1014марта 2008 г. Н. Новгород.

Семинаре Института физики микроструктур РАН. Н. Новгород 19 марта 2008 г.

Публикации Основное содержание диссертации изложено в 35 опубликованных работах; технические разработки оформлены в виде 2 патентов на сплавы для термомагнитной записи и 1 авторского свидетельства на магнитный двигатель. Список авторских работ, использованных в диссертации, приведен в конце автореферата.

Личный вклад автора Результаты, выносимые на защиту

, получены лично автором. Автору принадлежат постановка задач данного исследования, формулировка, обоснование и разработка положений, определяющих научную новизну и практическую значимость работы, формулировка задач расчетных и экспериментальных исследований, проведение экспериментов и интерпретация их результатов, предложения по практическому применению пленок исследованных сплавов.

Структура и объем диссертации Диссертация состоит из введения, пяти глав, основных результатов и выводов, списка авторских работ и цитируемой литературы из 235 наименований, изложена на 274 страницах машинописного текста, в том числе 87 рисунков и 11 таблиц.

КРАТКОЕ СОДЕРЖАНИЕ РАБОТЫ

Во введении обосновывается актуальность темы диссертации, сформулированы цели, научная и практическая значимость, приводятся основные положения, выносимые на защиту, отражены структура, объем и содержание диссертационной работы.

В первой главе сделан обзор литературы по теме диссертации. Описана кинетика образования тонких пленок. Электронно-микроскопические исследования начальной стадии образования тонких пленок. Метастабильные состояния в тонких пленках исследуемых сплавов. Даны фазовые диаграммы исследуемых сплавов и магнитные свойства сплавов в массивном и пленочном состояниях. Описаны особенности атомного упорядочения и его влияние на магнитные свойства пленок сплавов СoPd, CoPt, FePd, FePt. Обсуждаются и анализируются неравновесные (метастабильные) структуры, образующиеся при комнатной или более низкой температуре бездиффузионно, то есть по мартенситному (сдвиговому) механизму.

Анализ экспериментальных данных показывает, что для сплавов с многослойными мартенситными структурами характерна низкая энергия дефектов упаковки (д.у.) – < 30 эрг/см2, поэтому указанную характеристику можно принять за одно из необходимых условий появления многослойных мартенситных структур. В настоящее время широко исследуются механизмы и кинетика формирования нанокристаллических образований в структуре металлических пленок. Пленочные образцы могут служить удобным средством для моделирования неравновесных процессов, протекающих в массивных материалах. Выбор для исследования пленок сплавов систем CoPd, CoPt, FePd, FePt, Co50Pt50-xPdx, Fe50Pd50-xPtx, Co-C, Fe-C и др. обусловлен тем, что в пленках сплавов этих систем, полученных в неравновесных условиях, можно было ожидать как распад сплава, так и образование метастабильных фаз, обладающих уникальными физическими свойствами, например большой магнитной анизотропией, достигающей 106 эрг/см3, в направлении, перпендикулярном плоскости пленки. В первой главе рассматриваются также физические принципы и проблемы, лежащие в основе магнитной записи информации. На пленочных материалах с перпендикулярной магнитной анизотропией (ПМА) возможно достижение плотности записи информации до 1012 бит/ см2, что в принципе невозможно обеспечить в случае использования материалов с анизотропией в плоскости пленки.

Во второй главе описаны технология получения пленок, методики исследования кристаллической структуры и фазового состава пленок сплавов.

Режимы термообработки пленок сплавов. Методики измерения магнитных параметров пленок: намагниченности насыщения, коэрцитивной силы, параметра обменного взаимодействия. Описана методика наблюдения магнитного контраста методом Лоренцевой микроскопии, поскольку другие методы не позволяют изучать магнитные параметры локальных участков диаметром меньше 1 мкм. Такая информация необходима для поиска оптимального сплава, выбора поля записи, а также изучения эффектов старения при многократной перезаписи. Автором была разработана методика наблюдения субмикронных магнитных структур методами электронной микроскопии на «просвет». Наблюдение магнитного контраста на «просвет» даже в специфических условиях работы микроскопа, предполагающих уменьшение влияния магнитного поля объективной линзы на образец для исключения намагничивания образца до насыщения, позволяет достичь разрешения ~ 60. Необходимым условием метода является градуировка магнитного поля полюсных наконечников объективной линзы вдоль оси Z (ось движения электронного пучка), конструирование и изготовление объектодержателя, позволяющего с малым шагом изменять положение образца вдоль оси Z. Кроме того, приведено описание магнитооптических исследований и исследования термомагнитной записи на пленках исследованных сплавов.

В третьей главе описаны сведения о метастабильных состояниях, атомном упорядочении и фазовом составе пленок, полученные при разных технологических условиях. Исследовались пленки CoPd с содержанием Pd от 0 до 95 %, пленки сплавов FePd, FePt, Fe50Pd50-xPtx, Co50Pt50-xPdx, CoC и FeC.

При напылении пленок варьировалась температура подложек ТП. Применялись одновременно подложки MgO, LiF, NaCl, стекло, кварцевое стекло, поликор. При изучении зависимости структуры пленок сплава CoPd от температуры подложек ТП при конденсации были выявлены существенные закономерности. Область существования ГПУ-фазы в пленках сплава, полученных при ТП от 150 до 100 °С, приходится на широкий интервал составов: от кобальта и до состава Co40Pd60, в то время как в массивных образцах ГПУ-фаза существует вблизи чистого кобальта (до 13 ат.% Pd). Электрономикроскопические исследования показывают, что пленки с ГПУ-фазой в интервале составов Co1-xPdx, где х = 0,40,6, состоят из кристаллитов ГПУ-фазы, ориентированных осью С перпендикулярно к плоскости подложки и когерентно подстроенных между собой так, что электронограмма представляет собой картину монокристаллического блока ГПУ-фазы с разориентировкой в несколько градусов на протяжении 310 микрон. Причина возникновения такого рода текстуры кроется, вероятно, в том, что атомы сплава, поступающие на холодную поверхность подложки из газообразной фазы, не образуют химических связей с подложкой, в результате чего зародыши ГПУ-фазы ориентируются ретикулярной плоскостью (базисная плоскость ГПУ-фазы) параллельно плоскости подложки. Диффузионная подвижность зародышей кристаллизации ГПУ-фазы по этой же причине достаточно высока, что позволяет им когерентно подстраиваться друг к другу и создавать рефлексы монокристалла в областях пленки размерами до десяти микрон в диаметре. Параметры решетки, рассчитанные из данных рентгеноструктурного анализа и электронной микроскопии для ГПУ-фазы в области эквиатомного состава: а = 0,258 нм, с = 0,428 нм. При увеличении содержания кобальта в пленках сплава параметры решетки изменяются до значений а = 0,252 нм, с = 0,411 нм (параметр ГПУ-фазы чистого кобальта). При достаточно высоких температурах подложек ~+80 C при конденсации пленок CoPd в области эквиатомного состава или в процессе нагревания отделенных от подложек пленок электронным лучом в колонне электронного микроскопа возникают структуры, не соответствующие ни одной из известных фаз сплавов CoPd. Например, на рисунке показана электронограмма, полученная от пленок Co50Pd50 и дана расшифровка этой картины микродифракции (ось зоны отражения [01 11 ]). Параметры идентифицируемой ГПУ-структуры следующие: а = 2,62, с = 8,43.

Отношение с/a = 3,22 существенно превосходит идеальное соотношение c/a = 1,63, характерное для ГПУ-структур. Такой кристаллической структуры на фазовой (Р, Т) диаграмме сплава Co-Pd нет. Анализ электронограмм показывает, что данное кристаллическое состояние имеет двойную гексагональную плотноупакованную слоистую решетку 2ГПУ (4Н) и представляет собой следующую последовательность плотноупакованных слоев: АВАСАВАС….

При повышении ТП пленки начинают конденсироваться двухфазными в виде смеси ГПУ и ГЦК-фаз. С увеличением ТП процентное содержание ГЦК-фазы растет и при ТП + 100°С количество ГЦК-фазы приблизительно одинаково с Одна из наблюдаемых дифракционных картин, возникающих в результате конденсации пленок сплава Co50Pd50 при ТП 100 оС. Ось зоны отражения [01 1 1 ] (а); электронограмма двухфазной ГПУ; ГЦК) пленки сплава Co51Pd49 (б).

Кристаллическая структура пленки сплава Co48Pd52, конденсированной при ТП 80 °С, показана на рисунке 2, а, там же приведена электронограмма сплава и ее расшифровка (рисунок 2, б, в).

Кристаллиты ГЦК-фазы имеют размеры от 2 до 6 нм в ширину и от 8 до 50 нм в длину. Анализ электронограмм и рентгенограмм показывает, что кристаллиты ГПУ- и ГЦК-фаз стыкуются когерентно, плоскость (111) ГЦКфазы лежит на базисной плоскости ГПУ-фазы. Из-за этой параллельности на электронограммах некоторые рефлексы от межплоскостных расстояний совпадают, например d (022),(202) ГЦК и d (110),(210) ГПУ-фаз, а сама микроэлектронограмма, снятая с участка образца в несколько микрон, представляет набор точечных рефлексов, аналогичный электронограмме монокристаллической пленки. Однофазная ГПУ-пленка сплава Co50Pd50 имеет параметры решетки а = 0,258 нм, с = 0,428 нм.

Кристаллическая структура пленки сплава Сo48Pd52, конденсированной при ТП 80 оС (а);

электронограмма пленки сплава (б); расшифровка электронограммы (в) У однофазных ГЦК пленка сплава Co50Pd50 имеет параметры решетки а = 0,258 нм, с = 0,428 нм. У однофазных ГЦК-пленок того же состава (конденсация при ТП 230 °С) параметр решетки а = 0,376 нм. В двухфазной системе решетки фаз стыкуются когерентно и параметры фаз несколько изменяются, для ГПУ а = 0,262 нм, с = 0,429 нм, а для ГЦК-фазы а = 0,372 нм.

Параметры решеток ГПУ-фазы несколько изменяются (0,002 нм) в зависимости от количественного соотношения фаз и технологии, то есть решетки как бы подстраиваются друг к другу. К плоскостям типа (001) ГПУ-фазы подстраиваются плоскости типа (111) ГЦК-фазы. Несоответствие межплоскостных расстояний составляет 0,020,01. Кроме того, электронографические исследования показывают, что происходят и стыковки фаз другого рода. Ось зоны [110] кристаллитов ГЦК-фазы в этом случае параллельна оси зоны [001] кристаллитов ГПУ-фазы. Несоответствие межплоскостных расстояний в этом случае составляет 0,01. Обычно для получения методами вакуумной конденсации и магнетронным напылением пленок сплавов в аморфном состоянии по мере возможности понижают температуру подложек ТП во время формирования пленки. При температуре, ниже некоторой критической для данного сплава ТП (при прочих заданных технологических условиях), пленка получается аморфной.

В пленках сплава Co1-xPdx, где х = 0,30,55, области, дающие на электронограммах диффузные гало, начинают появляться не при понижении температуры подложек, а при повышении. При повышении ТП в двухфазной пленке (ГПУ+ГЦК) сплава начинают появляться участки, дающие на электронограммах диффузные гало, площадь участков увеличивается с повышением ТП при конденсации, например пленка эквиатомного состава, полученная при ТП от +150 до +180 С, полностью аморфноподобна.

ТП 150 С. Снимки сделаны на электронном микроскопе JEM- Область существования аморфноподобного состояния (кристаллического состояния, характеризуемого диффузным гало) показана на рисунке 4.

Высокая степень неравновесности в процессе формирования нанокристаллических сплавов обусловливает формирование атомной структуры, не характерной как для равновесного массивного, так и для известных метастабильных состояний данного сплава. Далеко не всегда просто провести четкую границу между истинно аморфными и нанокристаллическими материалами с очень малым размером зерна, поскольку области разупорядочивания на границах зерен могут занимать значительную часть объема пленки. Отсутствие строгой структурной периодичности в аморфных материалах не исключает существования характеристических атомных конфигураций, в которых группы атомов сохраняют определенный тип связи. Характер и степень локального конфигурационного упорядочения могут зависеть от типа атомов, способов получения материала, а также от термической или какой-либо иной его обработки.

Область существования аморфноподобного состояния (дающего на электронограммах диффузное гало) пленок сплава CoPd К наиболее общим факторам, способствующим аморфизации пленок, можно отнести наличие сильно направленных связей, низкие температуры подложек и сложный состав вещества. Электрономикроспические исследования, проведенные с пленками, дающими на электронограммах диффузные гало, показывают, что природа возникновения аморфного состояния при высоких температурах подложек (150180 °С), при конденсации на них пленок CoPd, например эквиатомного состава, кроется в существенно других причинах. ГЦК и ГПУ – кристаллические структуры, являются плотноупакованными. Различие заключается в последовательности расположения плотноупакованных слоев (плоскостей (111) ГЦК или (001) ГПУ). Гексагональная плотная упаковка представляет собой чередование: АВАВАВ…. В кубической плотной упаковке последовательность плотноупакованных слоев иная:

АВСАВСАВС…. Регистрируемые времена превращений при нагреве исходных пленок CoPd, взаимная ориентация кристаллических решеток образующихся ГЦК- и ГПУ-фаз указывает на мартенситный, сдвиговый характер превращений, происходящих в исследуемых тонких пленках сплава CoPd.

Безусловно, наибольший интерес представляет метастабильное состояние пленок нанокристаллического сплава Co50Pd50, полученного при высоких ТП и характеризующегося диффузным гало. Необходимо указать, что превращение диффузное гало АВАСАВАС… также является сдвиговым, поскольку осуществляется в течение нескольких секунд (при облучении отделенной от подложки пленки в колонне электронного микроскопа сфокусированным пучком электронов). Наличие диффузного гало на данных пленках позволяет заключить, что исходное состояние следует рассматривать как отдельный вид переходного мартенсита. Кристаллическая (дефектная) структура данного состояния представляет собой набор беспорядочно уложенных плотноупакованных плоскостей (111) ГЦК либо (001) ГПУ. В такой структуре в плотноупакованных плоскостях выполняется трансляция, в направлении же, перпендикулярном плотноупакованным плоскостям, регулярного расположения атомов нет, т. е. реализуется беспорядок. Таким образом, последовательность структурных превращений в нанокристаллических пленках сплава Co50Pd50 – диффузное гало многослойная структура 2ГПУ(4Н-АВАСАВАС) ЦК (ГПУ) –нужно рассматривать как превращение сдвигового типа, в результате которого осуществляется переход от разупорядоченной многослойной плотноупакованной структуры к известным плотноупакованным кристаллическим ГЦК-, ГПУ-структурам. Исходя из этого, можно объяснить наличие среди областей пленки участков, дающих на электронограммах точечные рефлексы монокристалла, а также нанокристаллических участков, дающих на электронограммах диффузное гало (см. рисунок 5, а, б).

Элекрономикроскопические снимки структуры пленок Co50Pd50 c четко граничащими между собой областями, дающими на микроэлектронограммах точечные рефлексы блочного монокристалла и диффузное гало: а пленка конденсирована на стекло; б пленка конденсирована на поверхность MgO Как видно из электрономикроскопических снимков пленок CoPd, отделенных от разных подложек, на многих из них существуют области, разделенные четкой границей, где с одной стороны, диффузное гало, а с другой электронограмма блочного монокристалла.

Это является ярким доказательством бездиффузионного (мартенситного) характера структурных превращений в пленках CoPd. Исследования структуры пленок CoPd, проведенные на электронном микроскопе высокого разрешения JEM 2010 убедительно доказывают все вышеизложенное (рисунок 6). На снимках кристаллической структуры и соответствующих этим участкам электронограммах видно, при появлении большого количества дефектов упаковки на электронограммах с ГПУ-фазой появляются размытые рефлексы (111); (002); (220) ГЦК-фазы.

Микроэлектронограмма локального участка данной пленки (d-апертурной диафрагмы nm), атомная структура пленки сплава Co52Pd Дальнейшее увеличение количества дефектов упаковки ведет к нанокристаллической структуре, дающей на электронограммах диффузное гало (рисунок 3). Для нанокристаллических пленок сплава эквиатомного и близких к нему составов, имеющих диффузные картины дифракции (гало) и полученных при различных температурах подложек при конденсации на них сплава (один температурный интервал ТП от +150 до +180 °С и другой ТП от 100 до 150 °С, подложки охлаждались жидким азотом), были рассчитаны радиальные функции распределения атомов (РФРА). Кривые интенсивности когерентного рассеяния электронов J(s), где s – модуль вектора рассеяния, для обоих температурных интервалов были получены на электронографе ЭМР-100. Из кривых J(s) рассчитаны РФРА g(r):

где 0 – средняя атомная плотность, ат/3; =CCof2Co(S)+CPdf2Pd(s);

2=(CCofCo(s)+CPdfPd(s))2.

Рис.7. РФРА пленок сплава Co50Pd50 полученных при ТП (жидкого азота -1) и ТП (+1500C – 2) CCo, CPd, fCo(s), fPd(s) атомные концентрации и атомные факторы рассеяния электронов Сo и Pd соответственно.. Для расчета РФРА была составлена программа. Для описания структуры и структурно-чувствительных свойств аморфных веществ используется лишь интерференционная (структурная) часть полной интенсивности рассеяния:

Числовые значения структурного фактора a(s) равны отношению наблюдаемой интенсивности когерентного рассеяния к интенсивности независимого рассеяния того же числа атомов. При больших s, а также в тех случаях, когда распределение атомов хаотично, функция a(s) = I. При переходе вещества из состояния с неупорядоченным расположением атомов в состояние с упорядоченным их расположением происходит перераспределение интенсивности, усиление ее в одних направлениях и ослабление в других.

Функция a(s) ocциллирует с постоянно уменьшающейся амплитудой около единицы, оставаясь положительной при всех значениях S. На рисунке 7 показана РФРА пленок сплава Co50Pd50, полученных при ТП (жидкого азота 1) и ТП (+150 C – 2) (дающих на электронограммах диффузное гало). РФРА имеет вид, характерный для аморфных Me-Me-систем с ближним порядком типа плотной упаковки. Координационные числа первой и второй координационных сфер для верхней и нижней областей пленок, находящихся в нанокристаллическом состоянии, равны соответственно 11,5; 43,7 и 11,5; 42,0. Из рисунка 7 видно, что РФРА пленок, полученных при ТП нижней области, имеет более размытые пики. Кроме того, отсутствует характерное расщепление второго пика, что является, очевидно, следствием большего топологического беспорядка в расположении комплексов (нанокристаллитов) с плотной упаковкой.

Исследование отожженных (при Т > 700 °С) пленок сплава Co50Pd50 показало существование в них упорядоченной (по типу L10) ГЦТ-фазы. В области составов Co3Pd и CoPd3 были получены фазы, упорядоченные по типу L12. Узкая концентрационная область существования и слабомагнитные свойства ГЦТ-фазы до сих пор не нашли объяснения. В данной работе теоретически показана возможность фазового перехода от атомнонеупорядоченного ферромагнитного состояния к атомноупорядоченному парамагнитному с изменением кристаллической ГЦК-решетки на ГЦТ-решетку типа L10. Теория такого фазового перехода построена следующим образом. На основе молекулярно-кинетических представлений рассчитываем свободные энергии ГЦК- и ГЦТ-структур и определяем температуру, при которой эти энергии одинаковы. Расчет проводим с учетом атомного и спинового взаимодействия в первой координационной сфере, корреляция во внимание не принимается.

Экспериментальные исследования проводились на пленочных образцах эквиатомного и близких к нему составов, при осаждении исходного сплава на подложки, разогретые до температуры 240260 °С. Пленки содержали только ГЦК-фазу с параметром решетки, соответствующим массивным образцам подобного состава. Эта фаза ферромагнитна с намагниченностью насыщения MS 800 Гс при 20 °С. При нагревании таких пленок до температуры 700750 °С и последующем отжиге была получена атомноупорядоченная структура с ГЦТ-решеткой типа L10 (а = 0,416 нм, с = 0,334 нм). По мере исчезновения фазы с ГЦК-решеткой происходит уменьшение намагниченности насыщения до величины MS = 7080 Гс. Полностью фаза с ГЦК-решеткой не исчезает. Отсутствие намагниченности в фазе с ГЦТ-решеткой, возможно, обусловлено формированием в ней скомпенсированного антиферромагнетизма. Параметры а и с ГЦТ-фазы существенно зависят от режима термообработки. Отношение с/а может достигать значения 0,81. Такое изменение параметров решетки может привести к изменению знака константы обменного взаимодействия и антиферромагнитному упорядочению. Переход из ГЦК в ГЦТ-фазу происходит в узкой концентрационной области вблизи стехиометрического состава, что и обосновано в работе теоретически.

При исследовании атомного упорядочения и кристаллического строения пленок сплавов FePd, FePt, Fe50Pd50-xPtx, CoPt, Co50Pt50-xPdx было выявлено, что пленки сплавов Fe-Pd при содержании палладия более 11 ат.%, пленки сплавов Fe-Pt исследовавшейся области составов (3565 ат.% платины) и CoPt в области эквиатомного состава имели гранецентрированную кубическую решетку. Пленки сплавов Fe50Pd50-xPtx и Co50Pt50-xPdx в области составов х = 110 ат.% также имели гранецентрированную кубическую решетку. На электронограммах пленок сплавов FePd, FePt, CoPt, Fe50Pd50-xPtx и Co50Pt50-xPdx, не подвергавшихся термообработке, наблюдаются только структурные отражения, характерные для ГЦК-металлов. Видны также слабые рефлексы, сосоответствующие отражению (111), и тяжи около рефлексов типа (200). Рефлексы типа (111) всегда наблюдаются на электронограммах эпитаксиальных пленок материалов с ГЦК-решеткой и соответствуют микродвойникам с плоскостью двойникования (111). В работе исследовались пленки, осажденные на различные подложки и первоначально разупорядоченные. После любого из применявшихся режимов отжига в пленках сплавов наблюдается атомное упорядочение.

В пленках эквиатомного состава 50 ат.% Fe 50 ат.% Pd после отжига появляется упорядоченная фаза типа L10. (1-фаза). Фаза имеет тетрагональную гранецентрированную (ГЦТ) решетку с соотношением осей с/а < I. Атомы железа и палладия в такой решетке располагаются послойно. Вблизи эквиатомного состава в пленках сплава FePd наблюдается только упорядоченная 1фаза. В области составов от 20 до 45 ат.% палладия 1- фаза сосуществует с фазой (объемоцентрированная кубическая решетка), богатой железом.

В тонких пленках (толщиной до 300 ) кристаллиты тетрагональной фазы ориентируются осью С нормально к плоскости пленки. Так как в ГЦТрешетке плоскости типа {110} состоят из разного сорта атомов, а плоскости типа {100} имеют одинаковое число атомов железа и палладия, то на электронограмме пленок сплава FePd, содержащей тетрагональную фазу с осью С нормальной к плоскости пленки, видны сверхструктурные рефлексы типа (110) и не видны рефлексы типа (001). В пленках больших толщин (свыше 300 ) появляются кристаллиты тетрагональной фазы, ориентированные осью С в плоскости пленки по направлениям [100] и [010]. При такой ориентации ГЦТ-фазы чередуются плоскости типа {100}, состоящие из атомов разного сорта, а плоскости типа {110} содержат одинаковое число атомов железа и палладия. Вследствие того что в пленке присутствуют кристаллиты тетрагональной фазы всех трех ориентаций осей С, на электронограмме видны сверхструктурные рефлексы типа (001) и (110). Структурное отражение типа (200) дает ГЦТ-фаза при всех ориентациях оси С, но расстояние между плоскостями типа {001} различно при разных ориентациях оси С. При ориентации оси С нормально плоскости пленки это расстояние равно а, а при ориентации ее в плоскости оно равно с. Таким образом, структурный рефлекс (220) расщепляется по азимуту, поскольку угол между плоскостями типа {110} кристаллитов разных ориентации не равен прямому (рисунок 8, а).

Ориентация кристаллитов ГЦТ-фазы в плоскости пленки по направлению [010] и чередование атомов Fe и Pd в плоскости (001): а схема образования расщепленных рефлексов типа (200) и (220); б электронограмма пленки сплава FePd толщиной 600 после термообработки Расщепление структурного рефлекса (200) дает возможность определить отношение осей с/а, по которому оценивалась степень дальнего порядка в пленках. Отношение осей с/а в пленках эквиатомного состава сплава FePd зависит от режима термообработки. Оценить степень дальнего порядка по отношению с/а для пленок упорядоченных сплавов с одной ориентацией оси С тетрагональной фазы электронографически невозможно.

Рентгенографически по структурному отражению (002) была определена постоянная решетки С в пленках, отжигавшихся по режиму I; ее значения изменяются от 3,650 до 3,627. Принимая параметр решетки а в плоскости пленки таким, как у более толстых пленок (а = 3,845 ), можно дать оценочные значения с/а (0,943 + 0,951). Кристаллическое строение пленок упорядоченных сплавов в значительной степени определяется режимом термообработки. В пленках толщиной более 300, обработанных также по режиму I, наблюдаются три ориентации осей С по направлениям типа [100]. Картина представляет собой участки с чередованием полос разного контраста по направлениям типа [100] и [010]. Между этими участками по направлениям типа [110] видны более мелкие и изломанные полосы. При переходе к темнопольному изображению контраст крупных полос меняется на обратный, контраст мелких полос плохо различим. Следует считать, что крупные полосы это отдельные кристаллиты упорядоченной тетрагональной фазы, образовавшиеся в виде тонких пластин, так называемые С-домены упорядочения.

Толщина пластин, оцененная по электрономикроскопическим снимкам, ~. Исследования микроструктуры монокристаллических пленок, отожженных на подложках, были дополнены наблюдениями за изменением микроструктуры свободных от подложек пленок во время их нагревания в электронном микроскопе. Выдержка пленок сплава FePd при 400 °С в течение часов не привела к появлению упорядоченной фазы в виде пластин. Структура пленок оставалась мелкокристаллической. Появление и рост упорядоченной фазы в виде пластинок наблюдались при температуре 550 °С. После минут выдержки в пленке появляются домены упорядоченной фазы неправильной формы размером 500800. Дальнейшая выдержка при этой температуре приводит к вытягиванию доменов в пластины, уменьшению разориентированного материала, следы пластин видны преимущественно по направлениям типа [100]. Толщина пластин, полученных в свободной от подложки пленке при ее нагревании в электронном микроскопе, превосходит толщину пластин в пленке, отжигаемой на подложке 700–800 и 100 соответственно. При дальнейшем нагревании происходит постепенное увеличение толщины пластин, и после выдержки в течение 2 часов они исчезают. Упорядочивающий отжиг монокристаллических пленок FePt проводился по режимам I, II. После термообработки в пленках сплава FePt возникает упорядоченная фаза типа L10. Фаза FePt существует в интервале составов от 35 до 62 ат.% платины. Характер расположения кристаллитов тетрагональной фазы в пленках сплава FePt так же, как и в пленках сплава FePd, зависит от толщины пленок. Отличие заключается в том, что толщина пленок сплава FePt, при которой появляются кристаллиты ГЦТ-фазы с осью С в плоскости пленки, значительно меньше, чем у пленок сплава FePd (130 и 300 соответственно).

Отношение осей с/а, определенное по электронограмме и рентгенограмме пленки сплава FePt после отжига по режиму I, равно 0,965.

Кристаллическое строение пленок сплава FePt толщиной 100180 и пленок сплава CoPt толщиной до 200 после отжигов по режимам I и II не отличается от строения пленок сплава FePd толщиной до 300, подвергнутых термообработке по режиму I. В пленках сплавов FePt и CoPt толщиной более 200 после отжига по режиму I также образуются тонкие пластины упорядоченной фазы. Отличие от пленок FePd заключается в том, что толщина пленок сплавов FePt и CoPt, при которой появляются эти пластины, меньше, чем толщина пленок сплава FePd. Толщина пластин 100. Как видим, сплав FePt, по составу близкий к эквиатомному, в монокристаллических пленках по характеру атомного упорядочения имеет много общего со сплавом FePd также эквиатомного состава. Главное отличие пленок сплавов FePt, CoPt от пленок сплавов FePd состоит в разной критической толщине появления тетрагональной фазы, ориентированной осью С в плоскости пленки.

Поликристаллические пленки сплавов FePd, FePt, CoPt, Fe50Pd50-xPtx, Co50Pt50-xPdx, не подвергавшиеся термообработке так же, как и монокристаллические, имели ГЦК-решетку и были неупорядоченными. Упорядочивающий отжиг пленок проводился по следующим режимам:

1. Выдержка при 700 °С в течение 30 минут и охлаждение до 600 оС со скоростью 10 град/мин, отжиг при 600 оС 60 минут и охлаждение со скоростью 1 град/ мин.

2. Выдержка при 550 °С в течение 60 минут и охлаждение со скоростью 1 град/мин.

3. Выдержка при 400 оС в течение 60 минут и охлаждение со скоростью 1 град/мин.

4. Закалка от 700 оС в воду, выдержка при 400 оС в течение 60 минут и охлаждение со скоростью 1 град/мин.

После указанных термообработок в пленках сплава FePd с содержанием палладия от 45 до 65 ат.%, в пленках сплава FePt с содержанием платины 3562 ат%, CoPt вблизи эквиатомного состава, а также Co50Pt50-xPdx и Fe50Pd50-xPtx (где х = 110 ат.%) существует упорядоченная фаза типа Ll0. На электронограммах пленок видны сверхструктурные кольца типа (001) и (110). Структурное кольцо (200) расщеплено. Рентгенографически определено отношение с/а для ряда пленок, его значения изменяются в зависимости от режима отжига. Например, для пленок сплава FePt после отжига при температуре 600 °С с/а = 0,968.

Магнитные измерения, проведенные на поликристаллических пленках сплавов FePd, FePt, CoPt, Fe50Pd50-xPtx, Co50Pt50-xPdx, указали на наличие в части пленок преимущественного распределения осей С упорядоченных фаз вдоль нормали к плоскости пленки.

Исследовалось кристаллическое строение поликристаллических пленок упорядоченных сплавов FePd, FePt, CoPt, Fe50Pd50-xPtx, Co50Pt50-xPdx (где х = 110 ат.%). Пленки состоят из кристаллитов неправильной формы. Размер кристаллитов зависит от температуры термообработки. После отжига при температуре 500 °С размер кристаллитов составляет сотни ангстрем. Отжиг при температуре 600 °С увеличивает размер кристаллитов до десятых долей микрона. Существенных отличий атомного упорядочения сплавов FePd, FePt, Fe50Pd50-xPtx, CoPt, Co50Pt50-xPdx, где х = 110 ат%, в моно- и поликристаллических пленках не обнаружено. Тенденция к ориентации оси С тетрагональных фаз вдоль нормали к плоскости пленки имеется как в том, так и в другом случае.

Преимущественная ориентация кристаллитов тетрагональной фазы в пленках сплавов FePd, FePt, Fe50Pd50-xPtx, CoPt, Co50Pt50-xPdx по направлению [00l] требует дополнительного объяснения.

Рентгенографически установлено, что тетрагональная фаза образуется осью С преимущественно по одному направлению. Это явление объясняется минимизацией энергии напряжений, а также геометрией и ориентацией образца. Исследования упорядочения в массивных образцах сплава FePt также выявили преимущественную ориентацию тетрагональной фазы осью С по направление [010]. В пленках сплава FePd преимущественная ориентация кристаллитов ГЦТ-фазы осью С нормально плоскости пленки, то есть по направлению [001], объясняется тем, что образование кристаллитов тетрагональной фазы с осью С в плоскости пленки в слоях, сильно связанных с подложкой, привело бы к неоднородным напряжениям, что энергетически невыгодно. С увеличением толщины пленки влияние подложки и связь пленки с ней ослабевают, становятся возможными ориентации кристаллитов осью С и в плоскости пленки.

Нами проводился отжиг пленок сплавов FePd, FePt, Fe50Pd50-xPtx, Co50Pt50-xPdx свободных от подложек (отделенных от подложки и перенесенных на сетку или стекло). Исследования магнитных свойств этих образцов показали, что большая часть кристаллитов ГЦТ-фазы ориентирована осью С нормально плоскости пленки, хотя получить пленки, в которых все кристаллиты тетрагональной фазы ориентировались бы осью С по направлению [001] не удалось. Очевидно, в этом случае преимущественная ориентация ГЦТ-фазы объясняется минимизацией энергии напряжений, изменением параметра решетки кристаллита вдоль нормали к плоскости пленки и связано с меньшими внутренними напряжениями, чем при таком же изменении его параметра в плоскости пленки. Таким образом, при упорядочении пленки, связанной с подложкой, ориентация тетрагональной фазы осью С вдоль нормали к плоскости пленки происходит под влиянием двух факторов: воздействие подложки и геометрия образца.

В этом же плане интересно упорядочение сплавов FePd, FePt, Fe50Pd50-xPtx, CoPt, Co50Pt50-xPdx в поликристаллических пленках. Процесс атомного упорядочения при сравнительно низких температурах (примерно 400 °С) в этом случае происходит без образования текстуры. Однако, согласно результатам магнитных измерений, уже при таком отжиге в кристаллитах, ориентированных плоскостью (001) параллельно подложке, ось С тетрагональной фазы ориентируется вдоль нормали к плоскости пленки. Причины этого, очевидно, те же, что и в случае монокристаллических пленок. Кристаллиты, ориентированные в пленке другим образом, создают большие неоднородные напряжения, поэтому при повышении температуры до 500–600 °С они поглощаются кристаллитами с ориентацией (001). Тем самым снижается энергия внутренних напряжений в пленке.

Использование в работе комплекса методов исследования: электронографического, рентгенографического и электрономикроскопического, позволило составить картину изменений кристаллического строения и степени дальнего порядка пленок при разных режимах термообработки. Применение двухступенчатой выдержки (режим I) приводит к установлению в пленках сплавов наибольшей степени дальнего порядка, при этом в пленках толщиной до 300 исчезают микродвойники, увеличивается размер блоков, снижается их разориентация.

В более толстых пленках с тремя ориентациями оси С ГЦТ-фазы такой отжиг приводит к образованию доменов упорядочения в виде тонких пластин, следы которых видны по направлениям типа [100] и [110]. Об ориентации пластин в образце можно судить по тяжам, возникающим около сверхструктурных и основных рефлексов. Изучение особенностей атомного упорядочения сплавов FePd, FePt, Fe50Pd50-xPtx, CoPt, Co50Pt50-xPdx в пленочных образцах позволило сознательно выбрать оптимальные режимы отжига пленок как моно-, так и поликристаллических для придания им требуемых магнитных свойств.

В третьей главе описаны также структурные превращения в метастабильных нанокристаллических пленках Fe(C) и Co(С), полученных методом импульсно-плазменного испарения. Данный метод позволяет получать нанокристаллические пленки Fe и Co содержащие от 20 до 30 ат.% С. Нанокристаллические пленки Со(С), полученные при ТП = 50 С, гетерофазны и состоят из пересыщенного твердого раствора Со(С) и метастабильного Со3С.

Пленки, полученные при ТП = 150 С, представляют собой механическую смесь метастабильных карбидов Со3С и Со2С. Обнаруженные в нанокристаллическом состоянии метастабильные карбиды Со3С и Со2С являются фазами высокого давления (~100 кбар). Установлена последовательность структурных превращений в пленках Fe(C) в процессе термической релаксации: нанокристаллическое ГЦК Fe(C) – нанокристаллическое ГПУ Fe(C) – блочный монокристалл ГПУ Fe(C)-ОЦК Fe+С.

В четвертой главе исследованы изменения магнитных свойств пленок сплавов при переходе их из одной модификации в другую. Для пленок сплава CoPd область существования ГПУ-фазы значительно расширена в пленочных образцах (от Co до Co40Pd60) пo сравнению с массивными. Низкие температуры подложек при напылении способствуют образованию ГПУ-фазы, которая при отсутствии других фаз при комнатной температуре существует довольно длительное время. ГПУ-фаза сплава, конденсируясь на подложки, образует текстуру – базисная плоскость (001) параллельна плоскости подложки. Измерения намагниченности насыщения МS дают при 20 С для однофазных ГПУ-пленок эквиатомного состава величину 1000+ 80 Гс. Намагниченность насыщения ГЦК однофазных пленок того же состава равна +50 Гс, увеличиваясь при обогащении сплава кобальтом.

Измерения намагниченности насыщения двухфазных (ГПУ+ГЦК) пленок осложняются тем, что для получения численных значении MS каждой фазы надо знать количественные соотношения фаз, поскольку из измерений методом вращающих моментов, как описано в главе 2, получается значение MV, которое представляет сумму M1V1+M2V2, где V1, M2 и V1, V2 – намагниченности насыщения и объем ГПУ и ГЦК-фаз соответственно. Из-за текстурированности образцов измерения объема фаз методом статистической обработки микрофотометрирования микрофотографий дают довольно большую погрешность, что соответственно сказывается на точности определения намагниченности насыщения фаз. Поэтому в данном случае логично говорить не о намагниченности насыщения ГПУ и ГЦК-фаз, тем более, что и параметры этих фаз в двухфазной пленке отличаются от параметров однофазных ГПУ- и ГЦК-пленок того же состава, а о магнитном моменте на единицу объема пленки сплава, т. е. о намагниченности насыщения MS-пленки.

Намагниченность насыщения двухфазных ГПУ+ГЦК-пленок толщиной до 1500 лежит в области значений между намагниченностями насыщения ГПУ и ГЦК-фаз того же состава (например, для эквиатомного состава 900– 750 Гс). Величина MS изменяется от пленки к пленке одного и того же состава в пределах больших, чем ошибка измерений (5 %). Разброс значений MS можно объяснить разным соотношением фаз в пленках одного и того же состава, изменением параметров решеток фаз в двухфазной системе. ГЦК – однофазные поликристаллические и монокристаллические эпитаксиальные пленки, выращенные при ТП = 230–260 °С, имеют намагниченность насыщения массивных образцов того же состава. Высокотемпературные отжиги таких пленок, эквиатомного и близких к нему составов, позволяют получать атомноупорядоченную структуру с ГЦТ-решеткой типа L10 (а = 0,416 нм, c = 0,334 нм, c/а = 0,81). По мере исчезновения фазы с ГЦК-решеткой происходит уменьшение намагниченности насыщения до величины MS ~ 80 Гс. Полностью фаза с ГЦК-решеткой не исчезает, поэтому малую намагниченность можно отнести за ее счет. Отсутствие намагниченности в фазе с ТТЦрешеткой, возможно, обусловлено формированием в ней скомпенсированного антиферромагнетизма. Параметры а и с ГЦТ-решетки существенно зависят от режима термообработки. Отношение может достигать значения 0,80.

Такое искажение решетки может привести к отрицательному знаку константы обменного взаимодействия и антиферромагнитному упорядочению.

Параметр обмена пленок с нанокристаллической структурой лежит между значениями для ГПУ и ГЦК кристаллических твердых растворов. Этот факт говорит о том, что нанокристаллическая структура представляет из себя смесь нанокристаллических зародышей (пластинок) с ГПУ и ГЦК-симметрией ближайшего окружения. Как известно из литературы, для аморфных веществ параметр обмена изменяется скачком при фазовом переходе «кристалл – аморфное состояние» и его значения не укладываются между значениями параметра обмена кристаллических модификаций сплава.

Измерения константы перпендикулярной анизотропии К1 свеженапыленных однофазных ГПУ-пленок толщиной 400–500 составов Co1-xPdx, где x = 0,45–0,55, показывают, что ОЛН отклоняется от плоскости пленки, т. е.

кристаллографическая анизотропия ГПУ-фазы больше, чем анизотропия формы пленки равная 2M2S~ 6-106 эрг/см3. С течением времени (несколько суток) хранения в комнатных условиях ОЛН укладывается в плоскость пленки. Это связано с диффузионными процессами, снятием напряжений и возникновением зародышей ГЦК-фазы.

В некоторых двухфазных (ГЦК+ГПУ) пленках наблюдается интересная особенность. В пленках Сo1-xPdx, где x = 0,5–0,55, помещенных в зазор электромагнита, наблюдается выход ОЛН из плоскости пленок, зависящий от величины приложенного магнитного поля. Для различных образцов поле анизотропии (при котором ОЛН находится в неустойчивом положении) меняется от 2 до 14 кЭ. В диссертации объяснена природа наблюдаемого эффекта.

Намагниченность насыщения пленок неупорядоченных сплавов FePd измерялась на моно- и поликристаллических образцах составов от 10 до 85 ат.% палладия. В изучаемой области составов сплавов FePd с увеличением содержания палладия намагниченность насыщения линейно уменьшается. Были проведены измерения JS монокристаллических пленок упорядоченных сплавов FePd. Перед измерением намагниченности насыщения пленки на подложках MgO отжигались по режиму I для получения максимальной степени дальнего порядка. В области составов 10–68 ат.% палладия изменений JS, связанных с возникновением дальнего атомного порядка, не наблюдалось.

Значительное изменение намагниченности насыщения наблюдалось в области стехиометрии 25 Fe–75Pd. При образовании в результате термообработки упорядоченной фазы FePd3 значения намагниченности насыщения увеличивались. У некоторых пленок это увеличение достигало 100 % от значений JS неупорядоченных пленок.

Намагниченность насыщения пленок неупорядоченных сплавов FePt, близких по составу к 50Fe–50Pt, измерялась на моно- и поликристаллических образцах. Изменения JS в зависимости от содержания платины в сплаве аналогичны изменению намагниченности насыщения для сплавов FePd. Упорядочивающий отжиг монокристаллических пленок сплавов FePt не вызывает заметных изменений JS. Упорядочивающий отжиг пленок Fe50Pd50-xPtx также не вызывает заметных изменений намагниченности насыщения JS. При упорядочивающем отжиге Co50Pt50-xPdx (когда х = 6–10 ат.%) в некоторых пленках наблюдалось уменьшение намагниченности насыщения, выходящее за пределы ошибки измерений (~25 %). Значения намагниченности насыщения, измеренные в данной работе на неотжигавшихся пленках FePd, совпадают со значениями JS массивных образцов. Измерения в данной работе проведены на пленках сплавов широкого интервала составов (от 10 до 85 ат.% палладия). Измерения JS неупорядоченных пленок сплавов FePt совпадают со значениями JS массивных образцов.

В работе исследована зависимость магнитной анизотропии монокристаллических пленок сплавов от состава, толщины и режима их термообработки. Значительные изменения при атомном упорядочении претерпевает магнитная анизотропия у пленок эквиатомного состава. Анизотропия отожженных пленок зависит от их толщины и режима термообработки.

0, 0, 0, 0, 0, Зависимость степени порядка термообработанных пленок Сo50Pt50/MgO от толщины пленок, (1) – II режим); (2) – I режим (а); зависимость величины коэрцитивного поля Нс, измеренная в легком направлении намагничивания, от толщины (отжиг – I режим) пленок Сo50Pt43Pd7/MgO (б) Пленки сплава FePd толщиной до 300 после отжигов по режимам I и II магнитоодноосны, ось легкого намагничивания нормальна к плоскости пленки. После отжига по режиму II константа одноосной анизотропии достигает значения (1,0–1,4) 107 эрг/см3, что больше анизотропии формы 2J2S.

Несмотря на это, пленки не сохраняли однодоменное состояние в отсутствие внешнего магнитного поля.

Зависимость степени тетрагональных искажений (с/а-1) от степени дальнего порядка в пленках сплава Fe50Pd50 (а); зависимость перпендикулярной магнитной анизотропии пленок Fe50Pd50/MgO (1), Fe50Pt50/MgO (2), Co50Pt43Pd7/MgO (3) от степени дальнего порядка (б) После двухступенчатого отжига по режиму I получаются пленки сплава FePd с константой анизотропии К1=K=(2–3)107 эрг/см3. Такие пленки остаются однородно намагниченными перпендикулярно плоскости в отсутствии внешнего магнитного поля. Пленки Fe50Pd50-xPtx после двухступенчатого отжига по режиму I обладают константой анизотропии К1=K=(2,5–3,5) 107 эрг/см3.

Такие пленки оставались однородно намагниченными перпендикулярно плоскости в отсутствии внешнего магнитного поля. В пленках больших толщин (300–1000 ) после отжига по режиму I нормаль к плоскости пленки не становится осью легкого намагничивания, в некоторых пленках образуется конус легких осей. Отжиги свободных от подложки пленок эквиатомного сплава FePd и пленок Fe50Pd50-xPtx (пленки отделялись от подложки LiF и переносились на стекло или предметную сеточку) не приводили к созданию одноосной анизотропии с ОЛН, нормальной к плоскости пленки. ОЛН этих пленок отклонены от нормали к плоскости пленки и образуют конус. В неупорядоченных пленках сплава FePt ось легкого намагничивания лежит в плоскости пленок, константа перпендикулярной анизотропии меньше анизотропии формы пленок 2J2S =8,8106 эрг/см3. После упорядочивающего отжига магнитная анизотропия пленок сплава FePt претерпевает изменения, аналогичные изменениям анизотропии пленок сплава FePd. Пленки состава 35–65 ат.%. платины толщиной до 500 после отжигов по режимам I и II становятся магнитоодноосными с осью легкого намагничивания перпендикулярной плоскости пленки. Константа одноосной магнитной анизотропии изменяется в зависимости от режима отжига и толщины пленок. Для пленок толщиной до 130 после отжига по режиму I К1=К= (5,0–6,0)107 эрг/см3.

У пленок больших толщин (200–500 ) после отжига по этому же режиму константа анизотропии достигает значений (2,2–2,5) 107 эрг/см3. Понижение температуры отжига (режим II) ведет к понижению значения К1 до (1,1–1,9) 107 эрг/см3. Пленки эквиатомного и близких к нему составов сплава FePt толщиной до 400 оставались однородно намагниченными в отсутствии внешнего магнитного поля.

Изменение магнитной анизотропии в процессе отжига, ее характер и величина константы очень сильно связано с процессами атомного упорядочения, происходящими в пленках. В областях составов 20–68 aт.% палладия сплава FePd и 35–62 ат.% платины сплава FePt, CoPt, а также эквиатомного состава и пленок сплавов Fe50Pd50-xPtx и Co50Pt50-xPdx (x = 1–10 aт.%) в процессе отжига происходит образование высокоанизотропных фаз. Кристаллографическая ось С этих фаз является осью легкого намагничивания. Характер расположения кристаллитов тетрагональной фазы и степень дальнего порядка в них и определяет магнитную анизотропию пленок. В тонких пленках (толщиной до 300 для сплавов FePd и Fe50Pd50-xPtx, до 130 для сплава FePt и до 180 для сплава Co50Pt50-xPdx) после отжига по режиму I вся тетрагональная фаза ориентируется осью С перпендикулярно плоскости пленки, константа кристаллографической анизотропии этой фазы больше анизотропии формы пленок К1> 2 J2S. Такие пленки остаются однородно намагниченными перпендикулярно поверхности в отсутствии внешнего магнитного поля. Поскольку пленки однофазны в кристаллографическом отношении, константа одноосной анизотропии их является первой константой кристаллографической анизотропии упорядоченных фаз. В пленках сплавов FePt и Co50Pt50-xPdx (x = 1–10aт.%) устойчивость однодоменного состояния менее чувствительна к наличию тетрагональной фазы с осью С в плоскости пленки.

Тетрагональная фаза этой ориентации здесь также снижает эффективную перпендикулярную анизотропию. Однако за счет большой кристаллографической анизотропии тетрагональной фазы при этом резко возрастает коэрцитивная сила пленки. Таким образом, стабильность однодоменного состояния в пленке с перпендикулярной анизотропией, большей анизотропии формы, можно повышать не только увеличением перпендикулярной анизотропии, но и увеличением коэрцитивной силы. При дальнейшем понижении K1 (режим III) или увеличении толщины с появлением ГЦТ-фазы с осью С в плоскости пленки происходит отклонение ОЛН от нормали к плоскости пленки. Наличием таких кристаллитов следует объяснить аномальную полевую зависимость магнитной анизотропии в плоскости пленки от величины поля анизометра; кристаллиты, ориентированные осью С по направлениям [100] и [0I0] образуют так называемый «магнитный крест».

Таблица 1 – Магнитные характеристики пленок сплавов Монокристаллические пленки сплавов Поликристаллические пленки сплавов Таким образом, характер и величину магнитной анизотропии монокристаллических пленок сплавов FePd, FePt, CoPt, Fe50Pd50-xPtx, Co50Pt50-xPdx (x = 1–10 aт.%) можно целенаправленно менять в очень широких пределах. Коэрцитивная сила неупорядоченных пленок сплавов FePd зависит от содержания палладия. При содержании палладия от 20 до 68 ат.% НC лежит в пределах 10–30 Э. После закалки таких пленок от 700 °С в воду коэрцитивная сила уменьшалась до значений 8–15 Э. У пленок составов 68–85 ат.% палладия коэрцитивная сила равна 4–5 Э и также несколько уменьшается после закалки от высокой температуры (700 °С). После упорядочивающих отжигов пленок картина резко меняется. В диапазоне составов 68–85 ат.% палладия НC пленок после отжига несколько уменьшается (до 2–4 Э). В области составов 20–69 ат.% палладия значения коэрцитивной силы значительно увеличиваются. При содержании палладия 20 ат.% коэрцитивная сила пленок (после отжига по режиму I) равна 900–1000 Э. При увеличении содержания палладия коэрцитивная сила возрастает, достигая максимальных значений 3600– 3900 Э вблизи эквиатомного состава. При дальнейшем увеличении содержания палладия значения НC быстро уменьшаются; пленки сплава 34 Fe – 66 Pd имеют НC = 2000 Э, а пленки сплава 29Fe – 71Pd – коэрцитивную силу 4–5 Э.

Более подробно влияние на коэрцитивную силу таких факторов, как степень дальнего атомного порядка и кристаллическая структура, исследовалось на пленках эквиатомнего состава сплава FePd. После термообработки по режиму I коэрцитивная сила пленок эквиатомного сплава FePd достигает максимальных значений 3600–3900 Э. При снижении температуры отжига до °С (режим II) коэрцитивная сила достигает значений 2500–2700 Э. Дальнейшее снижение температуры отжига (режим III) уменьшает значения НC до 1400–1600 Э. Предварительная закалка пленок в воду с последующим отжигом при 400 °С (режим II) уменьшает значения НC до 900 Э. Коэрцитивная сила пленок неупорядоченных сплавов FePt с содержанием платины 35–62 ат.% равна 100–150 Э. Исследовались пленки толщиной 100–500. После упорядочивающего отжига значения коэрцитивной силы резко возрастают. Поскольку все пленки после упорядочивающего отжига имели ОЛН, ориентированную перпендикулярно их плоскости, коэрцитивная сила определялась при перемагничивании вдоль их нормали. Проведенные измерения показали, что, как и для пленок сплава FePd, максимальные значения НC наблюдаются в пленках эквиатомного сплава FePt. После отжига по режиму II пленок сплава FePt толщиной свыше 130 коэрцитивная сила имеет значения 6–7 кЭ. Отжиг пленок этих же толщин по режиму I повышал значения НC до 10–10 кЭ. У пленок толщиной до 130 после отжига по режиму I коэрцитивная сила равна 7–8 кЭ.

Проведенные исследования показали, что зависимость коэрцитивной силы пленок упорядоченных сплавов FePd, FePt, CoPt, Fe50Pd50-xPtx и Co50Pt50-xPdx (x = 1–10aт.%) от содержания палладия или платины и режима термообработки можно объяснить их фазовым составом, размером и взаимной ориентацией кристаллитов, а также степенью дальнего атомного порядка в них.

При малом содержании палладия (20 aт.%) количество 1-фазы мало, и значения коэрцитивной силы относительно невелики (~ 1000 Э). С увеличением содержания палладия доля 1 -фазы в общем объеме пленки растет, что приводит к росту значений НC. В области составов до 40 aт.% палладия магнитожесткая фаза FePd сосуществует с магнитомягкой -фазой; во всем этом интервале составов коэрцитивная сила нарастает сравнительно медленно.

Вблизи эквиатомного состава, где существует только упорядоченная фаза FePd коэрцитивная сила достигает максимальных значений 3800–3900Э. В сплаве FePt с содержанием платины более 35 ат.% существует только упорядоченная фаза FePt; при этом максимальные значения коэрцитивной силы достигаются в эквиатомном сплаве, уменьшаясь при отклонении от него в ту и другую сторону. Значения коэрцитивной силы пленок сплава FePt с увеличением содержания платины от 35 ат.% быстро возрастают, достигая максимума II кЭ в пленках эквиатомного сплава. Более высокие значения коэрцитивной силы монокристаллических пленок сплавов с одной ориентацией оси С 1-фазы по сравнению со значениями коэрцитивной силы массивных монокристаллов объясняются тем, что в пленках достигается более высокая степень дальнего порядка и, следовательно, более сильная магнитная анизотропия. Коэрцитивная сила в этих пленках определяется полем образования зародышей обратной намагниченности, которое, в свою очередь, зависит от величины K1. Однако большое число структурных дефектов, присутствующих в пленках, является причиной того, что НC пленок много меньше поля анизотропии сплава. Значительное увеличение НС наблюдается при образовании в пленках сплавов тонких пластин упорядоченных фаз. Коэрцитивная сила пленок с такими пластинами много больше НС массивных кристаллов. Различие объясняется тем, что пластины в пленках много тоньше, чем в массивных кристаллах (100 и 0,1 мкм соответственно). Такой вывод основан на том, что при увеличении толщины пластин (с помощью термоотжига) в пленках их коэрцитивная сила уменьшается. Очевидно, перемагничивание пленок с пластинами происходит смещением междоменных границ. Пачки пластин упорядоченных фаз являются эффективным препятствием на пути смещения границ.

Поликристаллические пленки сплавов FePd, FePt, CoPt, близких по составу к эквиатомному, и Fe50Pd50-xPtx, Co50Pt50-xPdx (x = 1–10aт.%), не подвергавшиеся термообработке, характеризуются отсутствием заметной перпендикулярной анизотропии. Анизотропия формы удерживает намагниченность в плоскости пленок. Коэрцитивная сила пленок относительно невелика, у пленок сплавов FePd 10–20 Э, Fe50Pd50-xPtx 30–40 Э, Co50Pt50-xPdx (x = 1–10aт.%) 160–200 Э, FePt 100–150 Э.

После упорядочивающего отжига магнитные свойства пленок претерпевают существенные изменения. У пленок сплава FePd толщиной свыше 400 в интервале составов 45–55 ат.% палладия после отжига при температуре 600 °С возникает сильная одноосная анизотропия с ОЛН нормальной плоскости пленки. Константа этой одноосной анизотропии лежит в пределах (2,0–2,5)107 эрг/см3 и намного превышает константу анизотропии формы.

То же наблюдается после отжига пленок сплава FePt, эквиатомного и близких к нему составов, при толщинах свыше 250. Пленки остаются однородно намагниченными перпендикулярно их поверхности в отсутствие внешнего магнитного поля. У пленок FePd, состав которых отклоняется от эквиатомного в пределах 5–10 %, при отжиге возникает анизотропия, ОЛН которой либо лежит в плоскости пленки, либо наклонена к ней под некоторым углом, меньшим 90°. У пленок с ОЛН в плоскости пленки К= (2,0–7,0) 106 эрг/см3, то есть меньше анизотропии формы.

После отжига по I режиму с последующим медленным охлаждением ось легкого намагничивания ориентируется нормально к поверхности у пленок сплавов FePd и FePt более широкого интервала составов (35–60 ат.% палладия для сплава FePd и 33–60 aт.% платины для сплава FePt). Константа одноосной анизотропии пленок после такого отжига достигает значений (2,8– 3,0)107 эрг/см3. Пленки сохраняют однодоменное состояние в отсутствии внешнего магнитного поля. Наблюдаемые высокие значения К у поликристаллических пленок сплавов FePd и FePt объясняются наличием в них текстуры (преимущественного расположения оси С кристаллитов 1-фазы нормально плоскости пленок). На поликристаллических пленках сплавов FePd, Fe50Pd50-xPtx и FePt, подвергнутых упорядочивающему отжигу, но имеющих K несколько меньше 2J2S, оказалась возможной запись полюсом постоянного магнита. Причем, после насыщения пленки вдоль нормали к ее плоскости запись возможна только одним полюсом, после насыщения пленки в ее плоскости запись возможна обоими полюсами. Следовательно, благодаря высоким значениям НС после насыщения пленок вдоль нормали и снятия поля, намагниченность их может сохранять направление прикладывавшегося поля. Коэрцитивная сила поликристаллических пленок сплавов FePd, Fe50Pd50-xPtx и FePt после отжига при 500 °С составляет 10, 12 и 15 кЭ соответственно и достигает максимальных значений после отжига по I режиму. Для пленок сплава FePd максимальное значение HС = 13 кЭ, для FePt – 18 кЭ. Значение НС пленок сплава FePd сравнимо с их полем анизотропии. Таким образом, результаты исследования магнитных свойств моно- и поликристаллических пленок сплавов FePd, FePt, Fe50Pd50-xPtx и Co50Pt50-xPdx (x = 1–10aт.%), подвергавшихся различным термообработкам, показали возможность получения их с достаточно большой перпендикулярной анизотропией и высокой коэрцитивной силой. Этo позволяет использовать их как реверсивные среды для высокоплотной магнитной и термомагнитной записи информации.

В пятой главе рассматриваются пленки сплавов систем FePd, FePt, Fe50Pd50-xPtx, CoPt, Co50Pt50-xPdx где x = 1–10aт.%, как среды, пригодные для термомагнитной записи информации. Монокристаллические пленки имеют достаточную для этих целей перпендикулярную анизотропию при сравнительно малых толщинах (до 300–400 ). Поликристаллические пленки пригодны для термомагнитной записи при толщинах 400–1000, кроме того, интервал составов, при которых получаются такие пленки (40–50 ат.% палладия или платины) несколько больше, чем соответствующий интервал для монокристаллических пленок. Для этих пленок были оценены основные магнитные, магнитооптические и энергетические параметры, характеризующие их как среды для термомагнитной записи (ТМЗ) и хранения информации.

На исследованных пленках запись информации производилась путем нагревания локального участка материала выше температуры Кюри. Нагревание участка пленки осуществлялось сфокусированным лучом лазера. Поскольку в данном случае ось легкого намагничивания пленок перпендикулярна их плоскости, для записи информации не требуется приложения внешнего магнитного поля, так как замыкание собственного магнитного потока пленки через нагретый участок приводит к намагничиванию его в противоположном направлении.

Рассчитанная плотность энергии E3W для пленки сплава FePd толщиной 500 равна 0,04 мДж/мм2, для пленки сплава FePt толщиной также 500 – 0,062 мДж/мм2, для пленок Fe50Pd50-xPtx и Co50Pt50-xPdx – 0,054 и 0,09 мДж/мм соответственно. В данном случае в расчет не приняты оптические потери системы, энергия, затрачиваемая на нагревание среды вокруг локального участка. Плотность энергии записи E3W, измеренная для пленок толщиной 500, для сплава FePd составляет 0,2 мДж/мм2, для сплава FePt – 0, мДж/мм2, для пленок Fe50Pd50-xPtx и Co50Pt50-xPdx – 0,2–0,25; 0,4 мДж/мм2 соответственно.

Операция стирания записанной информации включает одновременное приложение внешнего магнитного поля в требуемом направлении и нагревание стираемого участка лучом лазера до некоторой температуры, при которой магнитное поле должно превысить размагничивающее поле и перемагнитить участок в первоначальное состояние. Однако при этом внешнее поле не должно воздействовать на ненагретые области и, следовательно, быть меньше коэрцитивной силы среды. Таким образом, стирающее поле и энергия луча должны подбираться соответственно друг другу и коэрцитивной силе материала.

Для считывания информации, записанной на магнитный материал в виде совокупности доменов с разной ориентацией вектора намагниченности, используются магнитооптические свойства материалов. Поскольку пленки сплавов FePd, FePt, CoPt, Fe50Pd50-xPtx и Co50Pt50-xPdx прозрачны до толщин 1000, считывание осуществлялось в проходящем свете (эффект Фарадея).

Для пленок сплавов FePd, FePt, CoPt, Fe50Pd50-xPtx и Co50Pt50-xPdx были сняты спектральные зависимости фарадеевского вращения и поглощения. Оказалось, что для всех пленок минимум вращения приходится на область 0,4–0,5 мкм, а максимум – на ближнюю инфракрасную область 0,8–1,2 мкм.

Рисунок 11 – Спектральная зависимость магнитооптической добротности монокристаллических пленок сплавов FePd (кривые 1, 4), FePt (кривые 2, 5), Fe50Pd43Pt7 (кривая 3).

Кривые 4 и 5 сняты для пленок толщиной Рисунок 12 – Cпектральная зависимость удельного фарадеевского вращения для монокристаллических пленок сплавов FePd (кривые 1, 4), FePt (2, 5), Fe50Pd43Pt7, Co50Pt50xPdx. Кривые 4 и 5 сняты для пленок толщиной Удельное фарадеевское вращение зависит от длины волны, а также от толщины пленок для монокристаллических образцов. Для более толстых пленок удельное фарадеевское вращение уменьшается. Данное отличие следует отнести, по-видимому, за счет появления в более толстых пленках кристаллитов тетрагональной фазы, ориентированных осью С в плоскости пленок. Для поликристаллических пленок всех толщин удельное фарадеевское вращение по величине совпадает с вращением толстых монокристаллических пленок и равно (3–4)105 град/см на длине волны 1,2 мкм. Коэффициент оптического поглощения не зависит от длины волны и толщины пленки и одинаков для исследуемых пленок сплавов. Зависимость магнитооптической добротности 2F/ от длины волны носила тот же характер, что и удельное фарадеевское вращение.

На пленках сплавов Fe50Pd50-xPtx и Co50Pt50-xPdx запись информации может производиться не только побитно, но и голографически. Элементарная магнитная голограмма, являющаяся результатом интерференции двух плоских волновых фронтов на поверхности пленки, приведена на рисунке 14, а.

Рисунок 13 – Термомагнитная запись на пленке Co50Pt42Pd8 толщиной 360. Запись производилась в собственном размагничивающем поле пленки. Длительность импульсов лазера = 15 нс: а – элементарная магнитная голограмма (период 450 линий на мм); б – матрица битов-доменов (сторона квадрата равна 20 мкм) С точки зрения голографической записи информации одним из наиболее важных параметров является дифракционная эффективность, равная отношению интенсивности света в первом дифракционном порядке (интенсивность восстановленного изображения) к интенсивности падающего света.

Для операции стирания записанной информации важно знать температурную зависимость коэрцитивной силы пленок. В диссертации приведены температурные зависимости НC для моно- и поликристаллических пленок сплавов, а также температурная зависимость относительного магнитного момента, действующего на пленки сплавов со стороны поля анизометра. Магнитный момент уменьшается с ростом температуры от комнатной до температур, близких к температуре Кюри. При снижении температуры магнитный момент не восстанавливается до первоначального значения. Оказалось, что это связано с разбиением пленки на домены. Простой вид зависимости магнитного момента от температуры говорит об отсутствии каких-либо фазовых переходов в области рабочих температур, что повышает надежность записи и считывания информации. Эксплуатационные характеристики пленок сплавов Fe50Pd50, Fe50Pt50, Co50Pt50, Fe50Pd50-хPtх, Co50Pt50-xPdx как сред для термомагнитной записи информации, хранения и считывания ее сведены в таблицу 2.

характеристики Co50Pt50-xPdx Co50Pt50 Fe50Pd50-xPtx Fe50Pd50 Fe50Pt Энергетическая чувствительность, 0,1–0,2 0,4–0,5 0,2–0,25 0,2 0, мДж/мм Плотность записи, бит/см Коэрцитивная сила, Тип анизотропии Одноосная анизотропия, перпендикулярная плоскости пленки Коэффициент поглощения, см Время записи, с При сравнении характеристик пленок исследованных сплавов как сред для TMЗ с пленками хорошо изученных материалов видно, что по основным параметрам пленки не уступают, а по некоторым значительно превосходят их. Прежде всего, пленки сплавов имеют более широкий динамический диапазон, в рабочей области температур отсутствуют какие-либо фазовые переходы. Следует указать на большую химическую стойкость пленок сплавов;

пленки без покрытия могут храниться на воздухе в течение нескольких лет, характеристики пленок при этом не изменяются.

ОСНОВНЫЕ ИТОГИ РАБОТЫ

Основные результаты могут быть сформулированы следующим образом.

Подробно исследованы фазовый состав и кристаллическая структура пленок CoPd (содержание Pd от 0 до 100 % полученных при разных температурах подложек (ТП от –150 до + 300 °С). Как и предполагалось, в пленках сплавы образуют ряд метастабильных фаз, не существующих в массивных образцах. По результатам исследований в координатах «температура подложки – концентрация» построена диаграмма фазового состояния тонкопленочных сплавов CoPd.

1. Впервые на диаграмме фазового состояния установлено: область существования пленок с ГПУ-решеткой. Эта область ограничена по концентрации содержанием Pd от 0 до 60 ат.% и по ТП сверху – 100 °С (в районе эквиатомного состава). Пленки этой области текстурированы: базисная плоскость кристаллитов параллельна плоскости подложки.

Область существования пленок со стабильной ГЦК-структурой. Она ограничена снизу ТП +200 °С для составов с содержанием Pd от 0 до 60 ат.% и ТП +150 °С для остальных.

Область существования нанокристаллических пленок. Для пленок CoPd толщиной до 900 концентрационный интервал области заключен между 30 и 60 ат.% палладия, а интервал ТП лежит между +80 и +180 °С.

Нанокристаллическое состояние, характеризующееся на электронограммах диффузным гало, представляет собой переходной мартенсит при полиморфном переходе из низкотемпературной ГПУ-фазы в высокотемпературную ГЦК-фазу.

Область сосуществования ГПУ- и ГЦК-фаз (промежуток между чистыми ГПУ- и ГЦК-фазами). Пленки этой области текстурированы. Стыковка кристаллитов двух фаз происходит в основном плотно упакованными плоскостями (111) ГЦК параллельна (001) ГПУ. Отработана технология нанесения монокристаллического слоя MgO на поверхность кристалла MgO, уменьшающая дефектность поверхности.

2. Впервые установлено, что отжигом нанокристаллические, однофазные ГПУ- и двухфазные ГПУ+ГЦК-пленки переводятся в состояние со стабильной ГЦК-структурой через ряд метастабильных состояний. Обнаруженное наличие ряда метастабильных фаз в пленках CoPd объясняется предрасположенностью пленок сплавов CoPd в области 30–55 ат.% палладия к полиморфизму.

3. Атомное упорядочение эквиатомных сплавов FePd, FePt, CoPt и сплавов Fe50Pd50-xPtx, Co50Pt50-xPdx (x = 1–10 aт.%) в монокристаллических пленках зависит не только от толщины пленки в результате влияния подложки, но и вследствие самой формы образца. Найдены критические толщины пленочных образцов сплавов FePd, FePt,CoPt, Fe50Pd50-xPtx, Co50Pt50-xPdx (x = 1–10 aт.%), при которых основная часть тетрагональной фазы ориентируется осью С вдоль нормали к плоскости пленки. Атомное упорядочение эквиатомных сплавов FePd, FePt, CoPt и сплавов Fe50Pd50-xPtx, Co50Pt50-xPdx (x = 1– 10 aт.%) в поликристаллических пленках сопровождается образованием текстуры (оси С кристаллитов ориентируются преимущественно вдоль нормали к плоскости пленки). Предложено объяснение этому эффекту. При упорядочении монокристаллических пленок сплавов FePd, FePt, CoPt толщиной более 300, 130, 190 соответственно образуются так называемые С-домены в виде тонких (до 100 толщиной) пластин. Для получения высокой степени дальнего порядка в пленках исследованных сплавов, связанных с подложкой, требуется отжиг второго рода. Установлена последовательность структурных превращений в процессе термической релаксации в нанокристаллических пленках Fe(C) и Co(C). Построена теория фазового перехода от атомно неупорядоченного ферромагнитного состояния к атомно упорядоченному парамагнитному с изменением кристаллической ГЦК-решетки на ГЦТрешетку типа CuAu.

4. Обнаружено увеличение намагниченности насыщения сплава 25 Fe – 75Pd при возникновении в нем упорядоченной фазы FePd3. Увеличение объясняется уменьшением числа неферромагнитных взаимодействий между атомами сплава. Получены монокристаллические пленки сплава FePd, FePt, CoPt (толщиной до 300, 130, 190 соответственно) с первой константой магнитной кристаллографической анизотропии 3107, 6107, 4,5107 эрг/см3 соответственно, а также монокристаллические пленки Fe50Pd50-xPtx, Co50Pt50-xPdx (x = 1–10 aт.%) с К1 (3,5–4)107 эрг/см3, что обеспечивает устойчивость однодоменного состояния в них при ориентации намагниченности вдоль нормали к плоскости пленок. Получены монокристаллические и поликристаллические пленки сплавов с изменяющейся в зависимости от режимов термообработки коэрцитивной силой (НС пленок FePd – 4 и 13 кЭ, FePt – 11 и 16 кЭ, CoPt – 8 и 12 кЭ, Co50Pt50-xPdx – 6–8 кЭ, Fe50Pd50-xPtx – 1,3–5 кЭ соответственно). Показано, что при достаточно высоких значениях НС поликристаллических пленок однодоменное состояние с намагниченностью нормальной к плоскости пленок (в отсутствии внешнего магнитного поля) может сохраняться при условии К – 2J2S. Это дает возможность производить на таких пленках термомагнитную запись.

5. Впервые определена намагниченность насыщения ГПУ-фазы в концентрационном интервале от Co до Co50Pd50. Установлено, что кривая концентрационной зависимости MS ГПУ-фазы лежит выше соответствуюшей кривой ГЦК-фазы. Это различие MS ГПУ- и ГЦК-фаз объясняется тем, что атомы Pd вносят больший вклад в MS ГПУ-фазы, чем в MS ГЦК-фазы. Установлено, что нанокристаллическое состояние сплава CoPd характеризуется низкими значениями коэрцитивной силы (HC = 5–20 Э). Сравнительно узкой шириной линии поглощения ФМР и малыми полями технического насыщения. Получены кривые температурной зависимости поля технического насыщения HS (вдоль нормали к плоскости пленки) нанокристаллических пленок разных составов. Минимум на кривых HS в области температур рекристаллизации объясняется ходом температурной зависимости константы обмена. Построены графики концентрационной зависимости константы К кристаллографической анизотропии ГЦК-сплавов CoPd для комнатной температуры и температуры жидкого азота (измерения выполнены на пленочных и массивных образцах). Рассчитанные на основе экспериментальных данных значения параметров обмена ГПУ и ГЦК однофазных пленок, а также нанокристаллических пленок, говорят о том, что нанокристаллическая система представляет из себя смесь плоскостей с ГПУ- и ГЦК-симметрией ближайшего окружения. Получены монокристаллические пленки сплавов FePd, FePt,CoPt, Fe50Pd50-xPtx, Co50Pt50-xPdx (x = 1–10 aт.%), находящиеся в атомно разупорядоченном состоянии. Измерены магнитные параметры пленок (JS, K, HC).

6. Получены пленочные образцы сплавов Fe50Pd50-xPtx, Co50Pt50-xPdx (x = 1–10 aт.%) (монокристаллические и поликристаллические пленки), пригодные для магнитной и термомагнитной записи информации. Магнтными и магнитооптическими методами найдены характеристики пленок сплавов FePd, FePt, CoPt, Fe50Pd50-xPtx, Co50Pt50-xPdx (x = 1–10 aт.%). На пленочные сплавы Fe50Pd50-xPtx, Co50Pt50-xPdx (x = 1–10 aт.%) получены патенты как на среды для термомагнитной записи.

Результаты, вошедшие в диссертацию, опубликованы в работах:

1. Артемьев, Е. М. Структурные превращения в пленках сплава Co-Pd эквиатомного состава / Е. М. Артемьев, А. С. Комалов, Л. И. Вершинина // ФММ, 1982. – Т. 54. – № 5. – C. 1028–1030.

2. Бакшеев. Н. В. Ядерный магнитный резонанс в текстурированных пленках кобальта / Н. В. Бакшеев, Э. С. Мушаилов, Е. М. Артемьев // ФММ, 1982. – Т. 53. – № 6. – С. 1224–1226.

3. Артемьев, Е. М. Две области аморфного состояния в пленках сплава Со-Pd эквиатомного состава / Е. М. Артемьев, А. С. Комалов, А. А. Смык // ФТТ, 1983. – Т. 25. – № 3. – С. 949–950.

4. Артемьев, Е. М. Атомный и магнитный порядок в кобальтпалладиевых сплавах / Е. М. Артемьев, Л. И. Вершинина, Ю. В. Матысин, З.

А. Матысина // 7 Всесоюзное совещание «Упорядочение атомов и его влияние на свойства сплавов». Ч. 3. – Свердловск, 1983. – С. 15.

5. Артемьев, Е. М. Фазовые превращения в кобальт-палладиевых сплавах / Е. М. Артемьев, Л. И. Вершинина, Ю. В. Матысин, З. А. Матысина // УФЖ, 1984. Т. 29. – № 3. – С. 447–453.

6. Артемьев, Е. М. Сверхструктура L10 в сплаве Сo-Pd / Е. М. Артемьев, Л. И. Вершинина, В. А. Петров // 7 Всесоюзное совещание «Упорядочение атомов и его влияние на свойства атомов». Ч. 3. – Свердловск, 1983. – С. 111.

7. Артемьев, Е. М. Структурные превращения в пленках сплава CoPd в зависимости от температур подложек при конденсации / Е. М. Артемьев, А. С. Комалов, А. А. Смык // ФММ, 1985. – Т. 60. – № 4. – С. 824–827.

8. А. с. № 1414286. Магнитный двигатель / Е. М. Артемьев, Г. И. Баринов, Е. В. Бабкин, А. Ю. Оболенский (СССР). – №4041686.

9. Структура и магнитные свойства аморфных пленок Dy-Co с перпендикулярной анизотропией. / Е. М. Артемьев, Л. В. Вершинина, С. З. Склюев, В. Г. Мягков // Аморфные пленочные сплавы переходных и редкоземельных металлов: сб. науч. тр. / Институт физики им. Л. В. Киренского СО АН СССР. Красноярск, 1988. – С. 73–96.

10. Артемьев, Е. М. Лоренцева электронная микроскопия аморфных пленок с перпендикулярной анизотропией / Е. М. Артемьев, Л. И. Вершинина, В. Г. Мягков и др. // ФММ, 1990. – Т. 2. – С. 77–84.

11. Особенности структуры и магнитных свойств нанокристаллических пленок сплава Со(С), полученных методом импульсно-плазменного испарения (ИПИ) / Р. С. Исхаков, С. В. Столяр, Е. М. Артемьев, В. С. Жигалов // Новые магнитные материалы микроэлектроники: сб. науч. тр. – М., 2000. – С.

211–213.

12. Фазы высокого давления в нанокристаллических пленках Со(С), полученных методом импульсно-плазменного испарения. / Р. С. Исхаков, С. В. Столяр, Л. А. Чеканова, Е. М. Артемьев // Письма в «ЖЭТФ». – 2000. – Т. 72. – Вып. 6. – С. 457–462.

13. Магнитные и химические неоднородности нанокристаллических пленок сплава Fe (C), полученных методом импульсно- плазменного испарения / С. В. Столяр, Е. М. Артемьев, Л. А. Чеканова, В. С. Жигалов // Инновационные технологии: сб. науч. тр. – Красноярск, 2001. – С. 231–233.

14. Iskhakov P.S., Stoljar S.V., Artemyev E. М., Prokof’ev D.E., Komogortsev S.V., Zhigalov V.S., Chekanova L.A. Structure transformation in Fe-C, Co-C, Ni (Fe)-C nanocrystalline film //

Abstract

Book EASTMAG – 2001, Ekaterinburg, February 27-March 2, 2001,-P.218.

15. Столяр, С. В. Структурные превращения в метастабильных нанокристаллических пленках Fe (C), полученных методом импульсноплазменного испарения / С. В. Столяр, Е. М. Артемьев // Вестн. Краснояр.

гос. техн. ун-та. – Вып. 1. – Красноярск, 2002. С. 64–70.

16. Артемьев, Е. М. Многослойные плотноупакованные структуры в нанокристаллических пленках Co50Pd50 / Е. М. Артемьев, Р. С. Исхаков, С. В. Столяр // Фазовые превращения в твердых растворах и сплавах ОМА-2002: сб. науч. тр. – Сочи, 2002.

17. Артемьев, Е. М. Атомное упорядочение и магнитные свойства эквиатомных сплавов Со-Pd / Е. М. Артемьев // Фазовые превращения в твердых растворах и сплавах. ОМА-2003: сб. науч. тр. – Сочи, 2003.

18. Артемьев, Е. М. Многослойные плотноупакованные структуры в нанокристаллических пленках Co50Pd50 / Е. М. Артемьев, Р. С. Исхаков, С. В. Столяр // Известия РАН. Сер. Физика. – 2003. –Т. 67. – № 7. – С. 902–905.

19. Артемьев, Е. М. Атомное упорядочение и магнитные свойства пленок Co50Pt50 и Co50Pt50-xPdx / Е. М. Артемьев, Л. В. Живаева // Фазовые превращения в твердых растворах и сплавах: сб. науч. тр. 7 междунар. симпоз. – Сочи, 2004. С. 9–10.

20. Артемьев, Е. М. Атомное упорядочение и магнитные свойства пленок сплавов FePd и Fe50Pd50-xP tx / Е. М. Артемьев, Л. В. Живаева // Фазовые превращения в твердых растворах и сплавах: сб. науч. тр. 8 междунар.

симпоз. – Сочи, 2005. – С. 11–12.

21. Артемьев, Е. М. Атомное упорядочение и магнитные свойства пленок Co50Pt50 и Co50Pt50-xP dx / Е. М. Артемьев, Л. В. Живаева // Известия РАН. Сер. Физика. – 2005. – Т. 69. – № 4. – С. 538–539.

22. Артемьев, Е. М. Атомное упорядочение и магнитные свойства пленок сплавов FePd, FePt, Fe50Pd50-xP tx / Е. М. Артемьев, Л. В. Живаева // Известия РАН. Сер. Физика. – 2006. – Т. 70. – № 4. – С. 556–558.

23. Artemyev E.М., Zhivaeva L.V. Atomic order and magnetic properties of thin films alloys FePd, FePt, Fe50Pd50-xPt x // Moscow International Symposium on Magnetism (MISM) Moscow 2005, p.246- 24. Артемьев, Е. М. Перпендикулярная магнитная анизопропия в пленках сплавов FePd, Fe50Pd50-xPt x / Е. М. Артемьев, Л. В. Живаева // Нанофизика и наноэлектроника: матер. Х симпоз. – Нижний Новгород, 2006.

– Т. 1. – С. 257.

25. Артемьев, Е. М. Бузмаков, А. Е. Сплав для носителя термомагнитной записи. Пат. №2293377 RU C1 приоритет от 08.07.2005 / Е. М. Артемьев, А. Е. Бузмаков.