Закономерности формирования структуры и магнитных свойств при напылении магнитно-анизотропных пленок на основе сплава Nd-Fe-B тема автореферата и диссертации по физике, 01.04.07 ВАК РФ

ГОСУДАРСТВЕННЫЙ КОМИТЕТ РФ ПО ВЫСШЕМУ ОБРАЗОВАНИЮ МОСКОВСКИЙ ИНСТИТУТ СТАЛИ И СПЛАВОВ /М И С и С/

Г ; О 0 /!

На правах рукописи УДК 539.231:/537.622+539.26/.001.5

>

КОРНИЛОВ Николай Владимирович

ЗАКОНОМЕРНОСТИ ФОРМИРОВАНИЯ СТРУКТУРЫ И МАГНИТНЫХ СВОЙСТВ ПРИ НАПЫЛЕНИИ МАПМТИО-АНИЗОТРОПШХ ПЛЕНОК НА ОСНОВЕ СПЛАВА .

Специальность 01.04.0? - "Физика твердого тела"

ф

Автореферат диссертации на соискание ученой степени кандидата фиэико - математических наук

Москва 1993

Работа выполнена на кафедре металлографии1' Московского института стали и сплавов.

Научный руководитель: доктор технических ¡тук, с.u.c. Я.Л. ЛИПЕЦКИЙ

Официальные оппоненты: доктор технических наук, в.н.с. B.C. КРАГО11Л1Н кандидат физико - математических наук С.А. МЕЛЬНИКОВ

Ведущая организация: ВНИИ электромеханики /г. Москва/

. Защита состоится 20 января 1994 года в 15 часов на заседании специализированного совета К-053.08.06 при Московском институте стали и сплавов по адресу: 117936, Москва, ГСП-1, Ленинский проспект, 4.

С диссертацией можно ознакомиться в библиотеке МИСиС. Автореферат разослан " " 1993 года.

Учений секретарь специализированного совета

кандидат физико - матеметических

ОБЩАЯ ХАРАКТЕРИСТИКА РАБОТЫ

Актуальность темы. В настоящее время в приборо- и электромашиностроении наметилась тенденция к применению интегральных магнитных систем. Магнитные системы, в том числе многослойные, могут быть получены методами напыления магнитно-жестких материалов на магнитно-мягкую или немагнитную основу.

Пленки, работающие в условиях больших собственных размагничивающих полей, должны иметь высокую коэрцитивную силу и желательно характеризоваться перпендикулярной магнитной анизотропией. Из анализа литературных данных можно заключить, что наиболее перспективным материалом для создания миниатюрных магнитов, работающих в перпендикулярных магнитных системах, является сплав У</-/Ъ-й . Однако сведения о напыленных анизотропных магнитах А^-Ге-В, , приведенные в литературе, носят отрывочный характер и относятся пре- ' имущественно к тонким пленкам, толщиной 1-2 мкм, напыленных с малыми скоростями, что существенно ограничивает их практическое применение.

Решающее значение на коэрцитивную силу магнитов М-Ге.-Ь оказывает их фазовый состав и микроструктура. Остаточная намагниченность магнитов также определяется их фазовым составом и структурой, и прежде всего кристаллической текстурой. Отсюда важность нахождения корреляции между структурой, текстурой, фазовым составом, магнитными свойствами напыленных пленок на основе сплава Ш-^ё-В с одной стороны, а также установление связи структуры, фазового состава, текстуры с магнитными свойств; ли пленок.

В настоящее время закономерности формирования текстуры в толстых напыленных пленках практически не изучены и нет единого подхода в их объяснении, вследствии отсутсвия общепринятой модели процессов текстурообразования при напитении. Тексту ровашше толстые пленки Ш-Ре-1б являются интересным физическим объектом с

точки зрения исследования закономерностей формирования текстуры при напылении и природы ее возникновения.

Диссертационная работа имеет две главные пели:

1. Установление закономерностей формирования структуры, и в пелвую очередь кристаллической текстуры, а такте магнитных свойств при напылении пленок на основе сплава .

2. Разработка тёхнологии получения толстых магнитных пленок на основе сплава Ш-Ге~Е> с магнитными характеристиками, соответствующими уровню, достигаемому в спеченных магнитах, и дающей возможность ее промышленного применения в производстве миниатюрных магнитных систем.

Для достижения поставленных целей решались следующие задачи:

Т. Нахождение корреляции между структурой, текстурой, фазовым составом, магнитными свойствами напыленных пленок на основе сплава М-Ие-Ь, с одной стороны, и температурой напыления, составом и параметрами термообработки, с другой стороны.

2. Установление связи структуры, фазового состава, текстуры с магнитными свойствами пленок.

3. Теоретический анализ процессов формирования текстуры роста при напылении и проведение моделирования текстурообразования в зависимости от условий напыления для пленок . Сопоставление результатов моделирования с результатами экспериментальных исследований и литературными данными.

4. Отработка технологии высокоскоростного ионно-плазменного эпыления сплавов на основе системы Ш-Ре-Ь на горячую подложку

и разработка основ создания магнитных систем на базе нап ¡денных пленок.

Научная новизна полученных в работе результатов закачается:

- в установлении пакономефностей ^оптирования криг лпической тскотугы мг"/ Н'иштчши тонок на оснопп стана г п преало-

женной модели формирования текстуры роста в процессе напыления;

- в установлении закономерностей влияния условий напыления на структуру, морфологию и магнитный гистерезис пленок ;

- в установлении связи.характеристик магнитного гистерезиса пленок с их структурой, морфологией и текстурой.

Практическую значимость работы составляет совокупность составов сплавов, режимов напыления- и термической обработки, позволяющая получать индивидуальные пленочные магниты и магнитные системы с высокими магнитными характеристиками в направлении перпендикулярном плоскости напыления.

Структура и объем диссертации. Диссертация состоит из введения, трех глав, включая обзор литературы, выводов и списка использованной литературы из 171 наименования. Работа изложена на 139 страницах машинописного текста, содержит б таблиц и 40 рисунков.

СОДЕРЖАНИЕ РАБОТЫ

В первой главе сделан обзор литературы по теме диссертационной работыг-Описаны состав, структура и магнитные свойства фаз в системе . Приведены данные по фазовому составу, структу-

ре и магнитным свойствам спеченных, литых быстрозакаленных и напыленных сплавов , Отмечается, что фактически отсутствует информация о структуре и фазовом составе напыленных пленок Ш-Ге-В> . получаемых в процессе напыления в кристаллическом состоянии, о влиянии условий напыления, и в первую очередь температуры подложки, на структуру и фазовый состав пленок, а также их связи с магнитными свойствами.

Обсуждаются общие представления о структурообразовании в пленках при напылении. Отмечается недостаточная изученность текстуро- ' • образования в толстых напыленных пленках. Также в настоящее впемя нет единого подхода в объяснении закономерностей, связанных с тек-

стурами роста при напылении.

Приводятся данные по структуре р магнитным свойствам напыленных сплавов РЗМ - 3</ переходной металл. Акцентировано внимание на то, что напыленные ппенки, структура которых по результатам рентгенографических или обычных электронно-микроскопических исследо-аний квалифицируется как аморфная, являются негомогенными. Применение методов электронной микроскопии высокого разрешения позволяет выявить кластерную структуру таких пленок, причем кластеры зачастую имеют преимущественную ориентировку.

На основании анализа литературных данных сформулированы цели и задачи диссертационной работы.

Во второй главе описаны материалы и методика исследования.

Пленки толщиной 100 мкм напылялись на нагреваемые подложки со скоростью 30 мкм/ч с помощью ионно-плазменного распыления литой мишени по триодной схеме с магнитной фокусировкой плазмы.

Номинальный химический состав мишеней для напыления приведен в таблице 1.

Таблица 1

Химический состав мишеней для напыления

Состав сплава, ат.# Состав сплава, ат.%

1. 2. Щ&йфйэ 3 • 6. (М^о^Ф&^^Фо^ЬзрЬэ

В процессе изготовления -мишеней возможно уменьшение содержания ГОМ на величину до 2,5 мас.# и В на величину до 0,15 мае.л.

Состав пленок фактически соответствует составу мишени, распылением которой они были получены, за исключением увеличения содержания мели до 0,2-0,9 мпс.^ из-за распиления медного держателя мишеней.

Исследования проводились на пленках отделенных от подложки и подвергнутых электролитическому травлению для снятия переходного слоя, образующегося между пленкой и подложкой при напылении.

Термообработка пленок проводилась в вакуумной печи сопротивления СНВ, при давлении остаточных газов не более 1,33 10-3Па.

Магнитные измерения проводились на вибромагнетометре с максимальным полем 2700 кА/м; при измерениях остаточной намагниченности и коэрцитивной силы пленки предварительно намагничивались в импульсном поле 8000 кА/м. Магнитные свойства измерялись как перпендикулярно плоскости напыления(1), .так и в плоскости пленок(Н).

Химический состав мишеней и пленок определялся методом атомно-эмисионной спектроскопии на приборе АК1-35000.

Исследование фазовых превращений и определение температур Кюри фаз в паенках осуществлялось дилатометрическим методом на установке Й1.-1500 и магнитотермогравиметрическп на вакуумных маг- • нитных микровесах ТО-1500 в максимальном поле 80 А/м.

Электронно-микроскопические исследования микроструктуры пленок проводились на просвечивающем электронном микроскопе ЭЕМ-200.

Рентгетовские исследования образцов выполнялись.на дифракто-метре ДРОН-ЗМ в ГеК^ излучении. Расчет теоретических рентгенограмм для фаз в системе с известными базисами структур выпол-

нялся по разрабс/анной на кафедре рентгенографии и физики металлов МИСиС программе БРЕСТЧЯН. Для оценки кристаллической текстуры в пленках строились обратные полюсные фигуры. Нормировка полюсных плотностей Р^ц проводилась с учетом фактора повторяемости .

Далее в работе приведены экспер«ментальные резул* татн и их обсуждение.

■ СТРУКТУРА НАПЫЛЕННЫХ ПЛЕНОК НА ОСНОВЕ СШ1АВА Щ-Ре-Ь

Пленки всех составов на основе сплава /¿/-'/¿-В, напыленные при

температуре полложки /1^/ 450°С и ниже, по данным рентгенострук-турного и термомагнитного анализов, имеют аморфную структуру. Однако результаты магнитных измерений аморфных пленок показывают, что пленки, напыленные при 180°С4 450°С, характеризуются перпендикуляр'тй магнитной анизотропией, тем ярче выраженной, чем выше тем-

■фатура напыления. Пленки напыленные при ТП=100°С магнитно-изотропны. Коэрцитивная сила аморфных пленок растет с увеличением Тп и составляет 0,1-6 кА/м. Кривые намагничивания и гистерезиса таких пленок в направлении, перпендикулярном плоскости напыления, практически совпадают с осью ординат, а остаточная индукция с увеличением Тп от 100°С до 420°С возрастает от 0,65 до 0,85 Тл. Петли гистерезиса в плоскости напыления пленок, осажденных при 180°С^ Тп4 450°С, имеют тем больший наклон к оси ординат, чем выше Тп. а остаточная намагниченность не превышает 0,1 Тл. Увеличение наклона кривых к оси ординат с увеличением Тп свидетельствует о возрастании анизотропии, как локальной, так и макроскопической, вызванной преимущественным расположением осей легкого намагничивания перпендикулярно плоское плйнки.

Макроскопическая одноосная магнитная анизотропия, формирующаяся в аморфных пленках при повышении температуры напыления, достигает своего предельного значения после термообработки приводящей к кристаллизации пленок, при этом она тем выше в отоженных пленках, чем выше она была в пленках после лапыпения. Пленки, изотропные в аморфном состоянии, сохраняют свою магнитную изотропность и после кристаллизации.

Перечисленные выше факты свидетельствуют о том, что аморфные пленки, полученные напылением на нагретую подложку имеют кластерную структуру. В отой структуре кластеры преимущественно ориентированы таким образом, что атомный порядок в них аналогичен дальнему порядку в фазе . ориентированной осью "с" перпендикуляр-

но поверхности пленки. Подтверждениемпредставлений о кластерной структуре магнитно-анизотропных аморфных пленок служат и различия в механизме кристаллизации этих пленок и пленок, напиленных на водоохлажпаемую подложку, которые изотропны в магнитном отношении. Из литературы известно, что кристаллизация с образованием фазы Амагнитно-изотропных аморфных пленок Щ-Ге-Ь, того же состава, что и в данной работе, протекает через образование ряда промежуточных фаз. Аналогичное исследование механизма кристаллизации анизотропных аморфных пленок показывает, что в этом случае. . промежуточные фазы не образуются, ведущей фазой при криоталлизации становится фаза /¿¿¡.Ре^Ь . То есть происходит рост уже присутствующих зародышей /кластеров/ фазы с сохранением их первоначальной ориентировки.

Кластеры можно рассматривать как трехмерные зародыши при кристаллизации из газовой фазы. Соответствующая их пространствен- ■ ной ориентации текстура и текстура пленок после кристаллизации является текстурой зарождения.

Напыление при ТП>500°С дает кристаллические пленки для всех составов мишеней. Пленки всех составов, полученные в кристаллическом состоянии как непосредственно после напыления, так и кристаллизацией из аморфного состояния в качестве основной структурной составляющей име^т текстурованную фазу , по-

мимо которой обнаружены также: фаза, обогащенная неодимом, имеющая ОЦК структуру с параметром решетки 1,02 нм; гексагональный ^¿Оз ; гексагональный 1-М и фаза . В сплавах с Со и

тяжелыми РЗМ вместо большей части 1-М фиксируется высокотемпературная форма неодима с ОЦК структурой /р<-Ш[, а пленки этих же сплавов. полученные в кристаллическом состоянии непостедственно после напыления, помимо указанных фаз содержат также твердый раствор Я • представляющий собой фазу Лавеса с ГЦК структурой.

-ТО-

Пленки на основе сплава Ш-Ц-В , полученные как отжигом из аморфного состояния, так и в кристаллическом состоянии при напылении ниже 620°С, имеют дисперсную структуру /размер зерна до 0,50,7 мкм/. При напылении выше 620°С размер зерна резко увеличивается и достигает нескольких микрон. Причина этого увеличения состоит, предположительно, в снижении скорости зарождения новых зерен. Зарождение новых зерен фазы 2:14:1, очевидно, происходит на примесных фазах, количество которых резко уменьшается, вследствие формирования пленок при напылении выше 620°С в присутствии жидкой легкоплавкой эвтектической структурной составляющей, скапливающейся на поверхности растущей пленки в виде капель. Застывшие на поверхности пленки капли состоят в основном из для тройных сплавов и из большей части и меньшей части ¿-М для пленок с Со и тяжелыми РЗМ.

МАГНИТНЫЕ СВОЙСТВА И КРИСТАЛЛИЧЕСКАЯ ТЕКСТУРА НАПЫЛЕННЫХ

ПЛЕНОК НА ОСНОВЕ СПЛАВА

Зависимости к рцитивной силы, измеренной перпендикулярно плоскости напыления /¡Н^/, для пленок всех составов однотипны. Ход кривых (Тп) отражает влияние атомной структуры и морфологии на перемагничивание сплавов. Напыление при Т^450°С дает аморфные магнитно-мягкие пленки. При Т^>500°С пленки формируются в кристаллическом состоянии и их коэрцитивная сила с увеличением Тп меняется по кривой с максимумом, достигаемым при ТП=550-5?5°С. пленок, напыленных при ТП=620°С, резко падает и по мере дальнейшего

I

увеличения Тп уменьшается незначительно. Такое поведение^ при Т^620оС можно объяснить наблюдаемым огрублением структуры,, а также изменением количества и, по всей видимости, морфологии межзе-ренннх прослоек, играющих решающую роль в формировании высококоэрцитивного состояния, вследствие изменения химического состава пле-

-тт-

нок из-за скопления жидкой легкоплавкой структурной составляющей на поверхности пленки. Высокая коэрцитивная сила пленок, полученных напылением при ТП=550-575°С) соответствует их дисперсной микроструктуре и морфологии примесных фаз, обеспечивающей высококоэрцитивное состояние.

Увеличение содержания в пленках РЗМ и В приводит к резкому росту коэрцитивной силы в области температур напыления от 500°С до 600°С и к расширению температурной области, в которой пленки имеют близкую к максимальной.

Замена частив на7(Г и и частив на Со приводит к значительному увеличению что можно объяснить увеличением поля маиют-ной анизотропии фазы 2:14:1 при введенииТ& и ^ . Увеличение замещения железа кобальтом от 6,6 до 15 ат.% не изменяет ни коэрцитивную силу пленок, ни эффективное поле магнитной анизотропии фазы 2:14:1.

Исследовано влияние отжигов длительностью 30 минут в интервале температур 500-700°С на магнитные свойства пленок- тройных сплавов и аморфных пленок . Отясиги пленок из области максимума зависимости (тп) приводят к падению тем более сильному, чем выше температура отжига. Такое уменьшение после отжига вызывается, по всей видимости, структурными изменениями-, происходящими в процессе отжига по границам зерен и включений. На это указывает появление в микроструктуре отоженных пленок небольшого количества мелких округлых выделений или пор, располагающихся зачастую по границам зерен 2:14:1 или вдоль них, а также по границам включений. Рентгеноструктурные исследования нл фиксируют отличия в структурах исходных и отоженных пленок.

Термообработка аморфных пленок всех составов выше температуры кристаллизации, равной 580°С, приводит к резкому увеличению

к

Х^с и росту остаточной индукции. При этом магнитные свойства ото-

женных пленок практически не зависят от температуры /до 800°С/ и длительности /до 1 ч/ отжига. Пленки, полученные кристаллизацией аморфных сплавов, напыленных при ТП=400-420°С/имеют максимальную ^Н^ для пленок каждого состава. Предельный уровень ^Н^ после кристаллизации сплавов с исходной аморфной структурой возрастает при замещении частив на тяжелые РЗМ, но, в отличие от пленок, напыленных в кристаллическом состоянии, не изменяется при одновременном уменьшении содержания РЗМ и В от 17,5 и 9 атД до 16 и 8 ат.% соответственно. Однако дальнейшее уменьшение содержания РЗМ и В вызывает понижение и у сплавов, полученных кристаллизацией из аморфного состояния.

На магнитные свойства пленок, напыленных при ТГ^620°С, отжиг влияния не оказывает, как не оказывает он влияние и на намагниченность кристаллических пленок.

Кривые намагничивания для пленок всех сплавов, измеренные вдоль текстуры, характеризуются резким подъемом в малых полях, значительно меньших ^Нр предельного цикла. Этот подъем вызван намагничиванием смещением многодоменных зерен, причем легкое намагничивание свидетельствует об отсутствии эффективных центров закрепления доменных границ внутри зерен. Отмеченные закономерности кривых намагничивания, а также полевые зависимости остаточной намагниченности и коэрцитивной силы позволяют предположить.зародышеобразова-ние в качестве основного механизма гистерезиса.

На всех зависимостях остаточной намагниченности пленок, измеренной перпендикулярно плоскости напыления /м£/, от температуры напыления, и включающих пленок, полученных напылением при Тп4 450°С с последующей кристаллизацией, наблюдается широкий минимум значений в интервале Тп от 500 до 600°С. На фоне этого минимума для пленок мишеней 1 и 2 найдены локальные максимумы при Тд около 550°С. При Т^роо0^ дти пленок всех составов наблюдается рост М^,

-тз-

которая достигает своего максимального значения при ТП=650-700°С, за исключением пленок мишени 2, для которых отмечено падение при Т^>620°С.

Увеличение в пленках содержания РЗМ и В приводит к уменьшению глубины провала зависимости м£(тп), но при этом понижается и общий уровень значений М*. Введение в пленки ТС и Со приводит к понижению общего уровня намагниченности. Увеличение содержания Со приводит к снижению общего уровня М^ и увеличению глубины пповала зависимости М^(ТП), однако значения намагниченности пленок с Со, напыленных при Тп>650оС, не зависят от его содержания в исследованном интервале концентраций.

у

Кривые М^д) по своему виду являются зеркальным отражением • кривых М^(ТП) . Причиной их согласованного хода является изменение кристаллической текстуры при изменении Тп.

Зависимости вида и степени текстуры от температуры напыления для пленок всех составов однотипны. После отжига аморфных пленок наблюдается аксиальная текстура [001] . Степень этой,Текстуры понижается с уменьшением Тц, а также с удалением состава сплава от сте-хиометричесжого 2:14:1 и с увеличением содержания Со.

В области температур напыления от 500 до 600°С аксиальная текстура СоотЛ значительно ослабляется при некотором локальном её усилении при ТП=^50-575°С. В этой области температур напыления наблюдается либо размытая аксиальная текстура С0013 с небольшим, относительно идеальной аксиальной текстуры, увеличением полюсных плотностей /Р^ / Для плоскостей зоны [010], либо искаженная аксиальная текстура [ 001] „ характеризующаяся увеличение». Рц^ по мере приближения плоскостей к'зоне С0163. либо аксиальная текстура Оюи»], с осью являющейся нормалью к плоскости, принадлежащей зоне [010], либо двухкомпонентная текстура с осями [0013 и нормздью к плоскости (301).

-14В интервале Тп от 500 до 600°С увеличение содержания Со в пленках приводит к ослаблении текстуры [00l] и к усилению текстуры [UOW] „ а увеличение содержания в сплаве РЗМ и В, напротив,, приводит к усилению текстуры [001^ и к ослаблению текстуры [UOW], по крайней мере, для пленок без Со или с малым его содержанием.

Пленки, напыленные при Тп>620°С, характеризуются острой, наиболее сильной аксиальной текстурой Coot] . То, что при этих Тд пленки мишени 2 не достигают максимальных значений М^ и М^, возможно объясняется усиленным окислением этих пленок при напылении из-за повышенного содержания неодима.

Сравнение зависимостей остаточной индукции пленок и их кристаллической текстуры' от таких факторов как температура напыления и состав сплава показывает, что зависимость остаточной индукции определяется зависимостью текстуры от этих факторов.

Экспериментально наблюдаемые зависимости текстуры получают объяснение из предположения, что кроме фиксируемой текстуры зарождения [00t] , при напылении кристаллических пленок развивается также аксиальная текстура роста [ТООЗ при напылении в интервале Тп от 500 до 600°С и аксиальная текстура роста С001] при напылении выше 600°С. Зункция плотности распределения вероятности ориентировки зерен /обратная полюсная фигура/ для суммарного события -зарождения и роста есть произведение функций плотности распределения вероятности ориентировки.для зарождения и роста с учетом их веса в образование суммарной текстуры. В этом случае в интервале Тп от 500 до 600°С с помощью суперпозиции текстур зарождения [001] и роста ClOO], в зависимости от степени этих текстур и их веса в образование суммарной текстуры легко получить все разнообразие экспериментально наблюдаемых текстур в указанном интерпале ТП. Все эти текстуры имеют оси, являющиеся нормалями к плоскостям зоны ГОЮТ, поскольку каисдяя из плоскостей этой зоны составляет на-

именыпий суммарный угол с плоскостями (001) и (100). й поэтому должна иметь наибольшее перекрытие функций плотности распределения вероятности ориентировки обеих текстур /зарождения и роста/ с осями [001] и [100].

Аксиальная текстура роста [001] , развивающаяся в_ процессе напыления выше 600°С, накладываясь на1такую же текстуру зарождения, дает в 'результате сильную текстуру [001] .

При данном подходе к объяснению экспериментально наблюдаемых текстур пр1' напылении пленок на основе сплава Ш-Ре'Ь можно отметить, что увеличение содержания в сплав? Со ослабляет текстуру зарождения [001] и усиливает текстуру роста [100]. А угАличение • содержания в сплаве РЗМ и В несколько ослабляет текстуру зарождения, но увеличивает ее вес при формировании суммарной текстуры в • области текстуры роста [100]. Последнее легко объясняется из сделанного при рассмотрении резкого роста зерна в пленках, напыленных выше 620°С, предположения о том, что новге зерна фазы 2:14:1 зарождаются в процессе напыления на примесных фазах, количество кото- ' рых увеличивается с удалением состава' сплава от стехиометрическо-го 2:14:1.

МОДЕЛЬ ФОРМИРОВАНИЯ ТЕКСТУРЫ РОСТА ПРИ НАПЫЛЕНИИ

• В связи с тем, что в настоящее время нет единого подхода в объяснении закономерностей', связанных с текстурами роста при 'напылении, в диссертационной работе 'предлагается модель формирования

«

текстуры роста при напылении. Модель базируется на общепринятых в настоящее время представлениях о процессах роста кристаллов.

"редполагается, что процесс текстурообраоопания определяет диффузионный поток, возникающий под влиянием разницы концентраций адатомов напыляемого вещества на растущих гранях соседних зерен. Таким образом, определяющая роль в формировании текстуры отродится

поверхностной диффузии.

На поверхности растущей пленки имеется слой адатомов напыляемого вещества. Определим концентрацию адатомов напыляемого вещества С^ на растущей грани как сумму равновесной при данной температуре концентрации собственных атомов Ст в результате их выхода из приповерхностных слоев на поверхность грани. равноД

СТ=К1 ехр (-А/кт). (1)

где К| - коэффициент;

А - работа выхода атома из приповерхностного слоя на поверхность грани,

и дополнительной концентрации адатомов С, поступающих из газовой фазы. Величина .последней устанавливается такой, чтобы в стационарном режиме обеспечивалось равенство скорости напыления и скорости роста грани Ур . В общем случае можно записать, что скорость роста грани определяется выражением

Ч-СЧ' 12)

где и .- показатель степени;

Кр- коэффициент роста, определяющий кинетические возможности грани к ррсту и зависящий от температуры,' пересыщения и подвижности анатомов. Тогда •

ль

с=№/кр) (3) .

Пусть коэффициент роста первой из растущих граней двух соседствующих зерен меньше коэффициента' роста второй и их отношение неизменно /уКр=х • » х<1/, а работа выхода атомов на поверх.-' ' ность для первой грани больше, чем для второй, поскольку имеет основание предположение, что, чем более гсяотноупакована грань.

тем меньше ее удельная поверхностная энергия, больше А и меньше Кр. -

Произведение разности суммарных концентраций адатомов для рассматриваемых граней 2_тдса на подвижность адатомов, назовем текстурообразующим фактором Кт

К^ДС, ехр(-Ц/кТ),' (.4)

где Ц— энергия активации поверхностной диффузии.' Знак и велпина Кт и будет в первом приближении определять направление и силу диффузионного потока -адатомов с одной грани на другую, а значит вид и степень текстуры £оста.

Представим разность суммарных концентраций адатомов в вщй суммы разностей концентраций, обусловленных различными причинами появления адатомов на поверхности:

2_1Д(^=-(Т-х)(Ч,/1Кр) + К|(ехр (- А/кТ) - охр(—| А/кТ)) (5 )

Разность концентраций адатомов по причине осаждения из газовой, фазы, равную первому слагаемому выражения (5), назовем функцией3). Разность концентраций адатомов по причине выхода лто,мов из материала на поверхность, равную второму слагаемому выражения (5 ), на- . зове- функцией Я. В рассматриваемом случа^ функция "Ь будет отрицательной, а функция Р положительной. Легко показать, что функция Р(Т) увеличивается с ростом температуры, если А слабо зависит- от температуры. При неизменной скорости напыления функция 12)| является обратной функции Кр. Если, например, функция Кр(Т) имеет вид.кривой с максимумом /со стороны низких тем ;ратур Кр уменьшается по кинетическим Лричинам, а при вгсокмх температурах из-за уменьшения пересыщения/, то функция |"й(т)| будет иметь вид кривой с минимумом. Случай пересечения 1Т>(Т)|, и Ру.Т) даст в точках пересечения две граничные температуры, в которых Кт=0.

При температурах напыления больших верхней и меньших нижней граничных температур Кт<0. В этом случае будет развиваться текстура роста, обусловленная различиями в коэффициентах роста граней, т.е. преимущественный рост получат зерна, имеющие на фронте кристаллизации грани с максимальным коэффициентом роста. При температура^ напыления меньших нижней граничной температуры текстурооб-разование может замораживаться из-за замораживания поверхностной диффузии. При напылении в области между граничными температурами К^О, и будет развиваться текстура с преимущественным ростом зерен, имеющих на фронте кристаллизации грани с максимальной работой выхода атомов на поверхность, т.е. с минимальной поверхностной энергией.

' В общем случае функции |2>(Т)| и Р(Т), в зависимости от своего вида и взаиморасположения, могут не пересекаться или пересекаться в. одной или нескольких точках. То есть, при неизменной скорости напыления, граничные температуры или даже области температурив которых будет изменяться вид текстуры роста, а также вид и степень текстуры роста в зависимости от теш. ратуры напыления,будут определяться зависимостями Кр(Т) и А(Т) от кристаллографической ориентировки растущей грани.

Предлагаемая модель позволяет рассматривать влияние на текстуру и Других, помимо температуры, факторов через их воздействие на величины А и Кр, ив конечном итоге на "Д и Р. Такими факторами могут быть изменение состава газовой атмосферы, отрицательное напряжение смещения на подложке, расстояние мишень-подложка и давление вабочего газа /от которых зависит энергия напыляемых атомов/ и, 'прежде всего, скорость напыления.

' Экспериментально полученная зависимость КГ(Т) определяет вид' функции Кр(Т), который может многое сказать о механизме роста пленок при напылении. Зависимость текстуры от % характеризует зави-

симость Кр от пересыщения, что еще больше конкретизирует мехааизм роста. Анализ экспериментальных данных по текстуре в напыленных сплавах лУ-/ё~В> , полученных, как в настоящей диссертации, так и из литературных источников, позволяет сделать вывод, .что механизмом роста пленок АУ-Ге-б при напылении служит классический механизм образования и роста двухмерныЛ'Зародышей. При этом необходимо учитывать негомогенный характер образования зародышей.

■ В доказательство сказанного выше провех,эно мЬделирован'ие формирования текстуры роста при напылении сплава Ш-И Ь. Показано, что можно подобрать такие исходные функции в рамках выбранного механизма роста, которые путем преобразования по алгоритму предложенной модели, дадут в результате зависимости Кт от условий напыления, совпадающие с экспериментом. • • При моделировании в качестве грани с минимальной удельной поверхностной энергией /максимальной А/ принималась грань (001), что обосновывается, в частности; установленной в диссертационной работе текстурой зарождения [001] . Гранью с наибольшей удельной • поверхностной энергией и максимальный коэффициентом роста принималась грань (100), что также имеет обоснование. Прч моделировании ' учитывалась скорость напыления и энергия напыляемых атомов.

Показано, что величина при малом у^личении \/н может как возрастать, так и уменьшаться /соответственно будет изменяться и процесс текстурообразования/. Получен критерий изменения при малых- изменениях V,, ,. который применим- и в общем случае.

Моделирование текстуры роста при напылении сплава *

позволило- получить, исходя из построенных в относите, ¿ных единицах кривых зависимостей от температуры величин поверхностной диффузии с энергией активации 1 эВ, вероятности энергетической флуктуации, равной работе образования критического дьухмерного зародыша и функции Р , зависимость Кт(Т). совпадающую с пксперимсн-

тально полученной в настоящей работе. Моделируется также локальное ослабление текстуры роста [100} при ТП=550-575°С, которое дает экспериментально наблюдаемое локальное усиление текстуры [001] .

Моделирование текстуры роста позволило получить зависимости вида и степени текстуры от температуры и скорости напыления, совпадающие с литературными данными для пленок сплава Ш'Ге~Ь При этом скорость напыления во втором примере на два порядка1 ниже, чем в первом, а давление рабочего газа на два порядка выше. Значения Кр для второго примера, при их переносе с учетом равенства пересыщения, хорошо вписываются в картину первого примера.

ПРИМЕНЕНИЕ НАШЛЕННЫХ АНИЗОТРОПНЫХ МАГНИТОВ НА ОСЮВЕ СПЛАВА Ш'Ре'б

В результате проведенной работы разработана технология напыления магнитных систем и индивидуальных магнитов с перпендикулярной анизотропией и высокими характеристиками магнитного гистерезиса: В* до 1,35 Тл. до 2600 кА/м, (В№) до 350 кДж/мэ.

Технология отличается высокой производительностью и малым процентом брака. Возможность получения напыленных пленочных магнитов с очень высокой коэрцитивной силой и при этом с достаточно большой остаточной индукцией /до 1,0 Тл/ позволяет изготавливать высокоэнергетические магнитные системы с активными полюсами. Легирование пленок Со, 12 и^у дает возможность значительно повысить температуру Кюри магнитов и улучшить температурные коэффициенты остаточной индукции и коэрцитивной силы. Рассмотрена проблема механического и химического согласования системы пленка-подложка.

" С применением разработанной технологии изготовлены как отдельные магниты, так и магнитные системы различных датчиков инфор-: мации. ■ . .

ШВОДУ •

1. Аморфные пленки на основе сплава АУ-к-Ь . полученные-напылением на горячую подложку, характеризуются перпендикулярной магнитной анизотропией, усиливающейся в результате кристаллизации. Сделано предположение, что их структура состоит из ориентированных кластеров, которые играют роль трехмерных зародышей процесоа .кристаллизации при напылении. Соответствующая их преимущественной пространственной ориентации текстура, а также текстура этих пленок после кристаллизации, является текстурой зарождения. Кластерная структура .ленок обуславливает протекание процесса их кристаллизации с образованием фазы Щ^еф без-появления промежуточных фаз.

2. Кристаллические пленки на основе сплава ЛУ-И-О характеризуются "многофазной структурой, зависяще" от состава сплава и способа получения пленок. Основной структурной' составляющей явля- • ется текстурованная фаза (М(Тё,Ъу))2(И(Со))цЬ

3. Напыление пленок на основе сплава Ш-Ре-В при темпера- ' туре подложки 620°С и выше характеризуется резким увёличением .размера зерна пленок. При этих температурах напыления формирование пленок происходит в присутствии расплавленной эвтектической структурной составляющей, которая скапливается на поверхности растущей аяенки в виде капель, что может приводить к уменьшению количества прга зеных фаз в пленке При напылении и к ослаблению, в связи с этим, зарождения новых зерен фазы ~:14:1.

4. Коэрцитивная сила напыленных пленок на основе сплавала-/!; -В в зависимости от температуры напыления меняется по кривой с максимумом, что отражает влияние на нее изменений в атомной структуре и морфологии пленок при изменении температуры напыление. Величина максимума зависимости ^Н^ от '¡'п значительно растет с увеличением содержания РЗМ и В от 16 и 8 ат.!? до 17,5 и

9 ат.л соответственно.

5. Тоническая обработка в интервале температур 50С 700°0

пленок MJ-Fe-B из области максимума зависимости коэрцитивной силы от температуры напыления приводит к падению jH^, тем более сильному, чем выше температура отжига. Термическая обработка не оказывает влияние на намагниченность кристаллических пленок. Магнитные свойства плёнок после кристаллизации из аморфного состояния практически не зависят от температуры /до 800°С/ и длительности /до 1 ч/ отжига, приводящего к кристаллизации.

6. Основным механизмом магнитной жесткости пленок на основе сплава Ш-Ге.-Ь , полученных как отжигом из аморфного состояния, так и напылением в кристаллическом состоянии, является зародыше-образованиё.

7. Перпендикулярная магнитная анизотропия пленок вызвана аксиальной кристаллической текстурой. Остаточная индукция напыленных магнитов следует ходу кристаллической текстуры в зависимости от-температуры напыления и состава сплава. Полюсная плотность плоскости (001) в зависимости от Тп изменяется по кривой с двумя минимумами и промежуточным локальным максимумом.

8. Формирующаяся при напылении текстура пленок характеризуется аксиальной текстурой зарождения [001] и аксиальной текстурой роста [001] или [100] в зависимости от условий напыления. Экспериментально наблюдаемые текстуры формируются как суперпозиция текстур зарождения и роста.

9. Степень аксиальной текстуры [001] пленок, полученных отжигом аморфных сплавов, соответствующей текстуре зарождения, понижается с уменьшением температуры напыления, а также с увеличением содержания в .сплаве РЗМ, В и Со. Увеличение содержания в сплаве РЗМ и В увеличивает вес текстуры зарождения [001] при формировании суммарной текстуры в области текстуры роста [100] , вследст-' вий увеличения количества примесных фаз. Увеличение содержания

Со приводит к усилению текстуры роста [100] и к ослаблению тек-

стуры зарождения в этой области. ' -

10. Предложена модель текстурообразования при напылении толстых пленок, связывающая вид и степень текстуры роста, формирующейся в процессе напыления с условиями напыления. Определяющая роль в формировании текстуры роста отводится поверхностной диффузии. Вид и степень формирующейся текстуры роста зависят от разницы в энергетических характеристиках и кинетике роста граней с различной кристаллографической ориентировкой. Моделирование текстуры роста щ л напылении сплава Ш-fe -Ь на основе предложенной • модели и в рамках классического механизма.роста зерен фазы 2:14:1 путем образования и роста двухмерных зародышей, с учете- т негомогенного характера зарождения, позволяет полупить зависимости Bh-да и степени текстуры роста от условий напыления, совпадающие с экспериментальными зависимостями.

11. Разработана технология напыления магнитных пленочных систем и индивидуальных магнитов с перпендикулярной анизотропией и высокими характеристиками магнитного гистерезиса: до 1,35

• Тл. до 2600 кА/м, (ВН) до 350 кДж/м3. С применением раз-1 ^ пах

работанной технологии изготовлены магнитные систс ш .различиях датчиков информации. _ •

Основное содержание диссертации изложено в следующих работах:

1. Векшин Б.С., капитанов Б.А., Корнилов Н.В., Линецкий-Я.Л. и др.•Напыленные постоянные магнйты.// Электротехника.- 1989.-№.11.- с. 18-20. • *

2. Корнилов Н.В., Линецкий Я.Л. Текстура и намгпниченность напыленных постоянных магнитов Л/J-Fe-B .//Изв. ВУЗов. Металлур--гия.- 1993.- W.5.- с.42-46.

3. Корнилов Н.Б., Линецкий Я.Л. Коэрцитивная сила напи^ешгнх постоянных магнитов rfJ-pe-P*.// Изв. ВУЗов. Металлургия.- л993.~

».7.- с.43-47.

4. IKctpilawv ß.A, kctnifavMV., Ühdsiy Ya. L.t Tsvelbv V.Yu.

Spuüeted ¡¡егма.иг»4 MJ-Fe-B Magteli.// X Maju. Magw. Mbiei. - {993. - V. 117. -A/.3.-/>. ¿29-¿97.

5. A/c № 1705892 СССР. Способ изготовления магнитов с перпендикулярной анизотропией из' сплава A/</-/«-ß ./.Векшин Б.С., Капитанов Б.А., Корнилов Н.В., Линецкий Я.Л. и др.// Бюл. Ji.2.- 1992.

6. А/с № 1817605 СССР. Способ изготовления магнитных систем. / Корнилов Н.В., Линецкий Я.Л. и др.// Бюл. №.19.- 1993.

7. Капитанов Б.А.,.Корнилов Н.В., Линецкий.Я.Л. и.др. Напыленные постоянные магниты с перпендикулярной анизотропией и системы с такими магнитами.// Тезисы докл. X Всесоюзной конференции по постоянным магнитам.- Суздаль.- 1991.- с.95.

Материалы диссертационной работы доложены на:

1. X'Всесоюзной конференции по постоянным магнитам, Суздаль, 1991 г.

2. Х1Х Всесоюзной конференции по физике магнитных явлений, Ташкент, 1991 г.

3. Международной конференции

ЛиШай; Week '93t hlidurf,U5A, 1993 г. "

Заказ 647 Объем 1,5п.л. Тираж 100 экз. Типография ЭОЗ МИСИС, ул.Орджоникидзе, 8/9