авторефераты диссертаций БЕСПЛАТНАЯ  БИБЛИОТЕКА

АВТОРЕФЕРАТЫ КАНДИДАТСКИХ, ДОКТОРСКИХ ДИССЕРТАЦИЙ

<< ГЛАВНАЯ
АГРОИНЖЕНЕРИЯ
АСТРОНОМИЯ
БЕЗОПАСНОСТЬ
БИОЛОГИЯ
ЗЕМЛЯ
ИНФОРМАТИКА
ИСКУССТВОВЕДЕНИЕ
ИСТОРИЯ
КУЛЬТУРОЛОГИЯ
МАШИНОСТРОЕНИЕ
МЕДИЦИНА
МЕТАЛЛУРГИЯ
МЕХАНИКА
ПЕДАГОГИКА
ПОЛИТИКА
ПРИБОРОСТРОЕНИЕ
ПРОДОВОЛЬСТВИЕ
ПСИХОЛОГИЯ
РАДИОТЕХНИКА
СЕЛЬСКОЕ ХОЗЯЙСТВО
СОЦИОЛОГИЯ
СТРОИТЕЛЬСТВО
ТЕХНИЧЕСКИЕ НАУКИ
ТРАНСПОРТ
ФАРМАЦЕВТИКА
ФИЗИКА
ФИЗИОЛОГИЯ
ФИЛОЛОГИЯ
ФИЛОСОФИЯ
ХИМИЯ
ЭКОНОМИКА
ЭЛЕКТРОТЕХНИКА
ЭНЕРГЕТИКА
ЮРИСПРУДЕНЦИЯ
ЯЗЫКОЗНАНИЕ
РАЗНОЕ
КОНТАКТЫ

Магнитные и магнитооптические свойства слоистых пленок ni/ge

На правах рукописи

Черниченко Ангелина Виталиевна

МАГНИТНЫЕ И МАГНИТООПТИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА

СЛОИСТЫХ ПЛЕНОК Ni/Ge

Специальность 01.04.11 – Физика магнитных явлений

АВТОРЕФЕРАТ

диссертации на соискание ученой степени

кандидата физико-математических наук

Красноярск 2013

Работа выполнена в Федеральном государственном бюджетном учреждении науки Институте физики им. Л. В. Киренского Сибирского отделения Российской академии наук (ИФ СО РАН)

Научный руководитель:

Ирина Самсоновна Эдельман доктор физико-математических наук, профессор

Официальные оппоненты:

Юрий Петрович Сухоруков доктор физико-математических наук, зав. лабораторией Федерального государственного бюджетного учреждения науки Ордена Трудового Красного Знамени Института физики металлов Уральского отделения Российской академии наук Рауф Садыкович Исхаков доктор физико-математических наук, профессор, зав. лабораторией Федерального государственного бюджетного учреждения науки Института физики им. Л. В. Киренского СО РАН

Ведущая организация: Институт естественных наук Федерального государственного автономного образовательного учреждения высшего профессионального образования «Уральский Федеральный Университет им. первого Президента России Б. Н. Ельцина», г. Екатеринбург

Защита состоится «_» 2013 г. в часов на заседании диссертационного совета Д 003.055.02 в ФГБУН Институте физики им. Л. В. Киренского Сибир ского отделения РАН по адресу: 660036, г. Красноярск, Академгородок 50/38.

С диссертацией можно ознакомиться в библиотеке Института Физики им Л. В. Киренского СО РАН.

Автореферат разослан « » 2013 г.

Ученый секретарь диссертационного совета Д003.055. доктор физико-математических наук Александр Николаевич Втюрин

ОБЩАЯ ХАРАКТЕРИСТИКА РАБОТЫ

Актуальность работы. Пленочные гетероструктуры, состоящие из слоев фер ромагнитного металла (ФМ) и полупроводника (ПП), включая ПП IV группы (Si, Ge), вызывают особый интерес, как исследователей, так и разработчиков новых технологий и устройств. В последние годы усилия многих исследовательских групп сосредоточены на интегрировании ПП и ФМ в единых структурах для со здания революционных информационных устройств на основе спинтроники [1], использующей в качестве операционных элементов направление спина. Основ ное внимание уделяется структурам, включающим слои Si, в которых удается сформировать очень узкие граничные слои (интерфейсы) между ФМ и ПП слоя ми. Высокая скорость взаимной диффузии большинства ФМ металлов и Ge [2], ограничивает прикладное применение структур на основе Ge в тех случаях, ко гда принципиально важен узкий интерфейс. С другой стороны, она же открывает новые возможности создания структур с использованием свойств интерфейса, в частности, например, в комплиментарных структурах металл – оксид – полупро водник (complementary metal-oxide semiconductor) [3]. С этой точки зрения боль шой интерес представляет исследование процессов формирования и свойств ин терфейса в двухслойных и многослойных пленках ФМ/Ge.

Одной из наиболее изучаемых является структура Mn/Ge, в интерфейсе ко торой обнаружено множество фаз с различными магнитными свойствами. Не меньшее количество публикаций посвящено структурам Fe/Ge и Co/Ge. При чем, наряду с составом и структурой пленок и интерфейса, изучались их маг нитные свойства. Несколько иначе обстоит дело с изучением структур Ni/Ge.

Для них проведены детальные исследования формирования в интерфейсе раз личных германидов никеля (например, [4, 5]) и, более того, основываясь на об разовании интерфейса между слоями, Ni/Ge пленки используются в качестве барьера Шоттки в тонкопленочных транзисторах и диодах [6]. Однако, магнит ные свойства структур Ni/Ge к началу настоящей работы, вообще, не были ис следованы. В то же время в них могут возникать межфазные взаимодействия и связанные с ними новые магнитные свойства. Действительно, наши предвари тельные исследования выявили появление особенностей в магнитных свойствах гибридных пленок Ni/Ge и Ge/Ni/Ge/Ni/Ge, что явилось предпосылкой поста новки основной задачи диссертации. Отметим, что наряду с исследованиями намагниченности синтезированных образцов в широком интервале температур и магнитных полей, большое внимание было уделено нами магнитооптическим эффектам, в основном, эффекту Фарадея (ЭФ), как неразрушающему экспресс методу контроля магнитного состояния образцов. К тому же зависимость ЭФ от энергии световой волны обеспечивает дополнительный канал информации о составе магнитоупорядоченных фаз образца. Данные магнитных и магнитооп тических измерений сопоставлялись с результатами исследования морфологии поверхности синтезированных пленок, составе и структуре слоев, включая ин терфейс, полученными с помощью комплекса методов – атомной силовой мик роскопии, электронной микроскопии высокого разрешения, рентгеновской флуоресценции, протяженной тонкой структуры и пред-краевой структуры рентгеновских спектров поглощения (EXAFS и XANES, соответственно) и рентгеновской рефлектометрии.

Цель работы – Определение влияния толщины и морфологии составляющих слов и режимов термообработок на структуру, магнитные и магнитооптиче ские свойства плнок Ni/Ge.

Для достижения поставленных целей необходимо решить следующие задачи.



– Определить морфологию поверхностей слоев, структуру слоев и интерфейса между слоями и влияние на эти параметры исходных толщин составляющих слоев.

– Исследовать полевые и спектральные зависимости магнитооптического эф фекта Фарадея (ЭФ) двухслойных и пятислойных структур Ni/Ge с различными толщинами составляющих слоев и их изменения под влиянием термообработок.

– Исследовать полевые и температурные зависимости намагниченности двух слойных и пятислойных структур Ni/Ge с различными толщинами составляю щих слоев.

– Установить связь особенностей магнитных и магнитооптических свойств изу ченных структур с морфологией поверхности и характером интерфейса.

– Предложить объяснение обнаруженных особенностей магнитных и магнито оптических свойств изученных структур.

Научная новизна Впервые исследованы магнитные и магнитооптические свойства пленоч ных структур Ni/Ge и Ge/Ni/Ge/Ni/Ge и показано, что формирующийся в ре зультате взаимной диффузии Ni и Ge промежуточный слой (интерфейс) облада ет магнитными свойствами.

Обнаружен ряд эффектов, обусловленных этим промежуточным слоем:

– резкое изменение полевой зависимости ЭФ при намагничивании образцов перпендикулярно плоскости пленок по сравнению с однородными пленками Ni – уменьшение поля магнитного насыщения в несколько раз в зависимости от толщины слоев Ni и изменение характера кривой, усиливающиеся в результате термической обработки;

– различие температурных зависимостей намагниченности для режимов охлажде ния FC и ZFC с температурой необратимости, ниже температуры жидкого азота;

– обменное смещение петли гистерезиса при низких температурах при пере магничивании образцов в плоскости, а также возрастание коэрцитивной силы и изменение формы петли гистерезиса по мере понижения температуры.

Практическая ценность: полученные результаты являются важным шагом на пути поиска новых структур ферромагнитный металл – полупроводник. Они показывают, что магнитные свойства структур на основе никеля и германия существенным образом зависят от интерфейса между слоями и ими можно управлять, регулируя характер интерфейса. Обнаружение магнитного упорядо чения в интерфейсном слое между Ni и Ge может расширить возможности дио дов Шоттки, создаваемых на основе диффузии этих элементов.

Методология и методы исследований Принципиальной особенностью диссертации является использование ком плекса взаимно дополняющих структурных и магнитных методов, позволившее решить сформулированные задачи и достичь поставленной цели. Для решения задач использованы рентгеновский флуоресцентный анализ, атомная силовая микроскопия, рентгеновская абсорбционная спектроскопия EXAFS/XANES и рентгеновская рефлектометрия, электронная микроскопия, магнитометрия, магнитооптические методики.

Содержание диссертации соответствует формуле Паспорта специальности 01.04.11 Физика магнитных явлений.

Достоверность полученных результатов обеспечена использованием совре менных высоко точных методов изучения морфологии, состава и структуры, магнитных и магнитооптических свойств пленочных структур, детальным ана лизом результатов измерений, а также воспроизводимостью результатов, полу ченных на различных образцах. В значительной степени достоверность резуль татов подтверждается соответствием литературным источникам данных для однородных пленок Ni, синтезированных и исследованных теми же методами, как и слоистые образцы.

Научные положения, выносимые на защиту 1. Обнаружение и объяснение влияния толщины слоя Ni в двухслойных плен ках Ni/Ge и толщины промежуточного слоя Ge в слоистых структурах Ge/Ni/Ge/Ni/Ge на величину и полевые зависимости магнитооптического эф фекта Фарадея (ЭФ).

2. Обнаруженное аномальное поведение полевых и температурных зависимостей намагниченности двухслойных и пятислойных пленок Ni/Ge и Ge/Ni/Ge/Ni/Ge по сравнению с однородными пленками Ni, проявляющееся в обменном смещении петель гистерезиса при низких температурах и различии температурных зависи мостей намагниченности для режимов охлаждения FC и ZFC.

3. Результаты исследования поверхности пленок, распределения компонент по толщине образцов, структуры слоев Ni, Ge и интерфейса, полученные с помо щью рентгеновского флуоресцентного анализа, атомно-силовой микроскопии, EXAFS/XANES спектроскопии, рентгеновской рефлектометрии и электронной микроскопии высокого разрешения.

4. Объяснение обнаруженных особенностей, базирующееся на предположении о сложном характере магнитного упорядочения промежуточного слоя между Ni и Ge с учетом шероховатости границ между слоями.

Личный вклад заключается в участии, совместно с руководителем, в поста новке задачи исследования, в самостоятельном проведении измерений магни тооптических эффектов образцов, в обработке, анализе и интерпретации ре зультатов, включая данные, полученные и другими экспериментальными мето дами, подготовке материалов для публикаций.

Апробация работы. Полученные результаты были представлены на Междуна родной конференции «Функциональные материалы 2007» (ICFM) Симферополь 2007;

Евро-Азиатских симпозиумах по магнетизму «Trends in Magnetism»

(EASTMAG-2007), Казань 2007, (ESTMAG-2010), Екатеринбург 2010, и (ESTMAG-2013) Владивосток 2013;

Международных симпозиумах по магне тизму (MISM), Москва 2008 и 2011;

Всероссийской научной конференции сту дентов-физиков и молодых ученых (ВНКСФ-15), Кемерово 2009, Международ ном симпозиуме по физике низкоразмерных систем (LDS2), Ростов-на-Дону, п.

Лоо 2010, XXI-XXII Международных конференциях «Новое в магнетизме и магнитных материалах» (НMМM), Москва 2009 и Астрахань 2012.

Работа поддержана грантами РФФИ № 08-02-00397, 11-02-00972, программой «Поддержка научного потенциала высшей школы», номер проекта 2.1.1/3498, ин теграционным грантом Сибирского Отделения Российской Академии Наук № 134.

Публикации. По теме диссертации опубликовано 16 научных работ: 5 статей в периодических изданиях по списку ВАК, 1 статья в рецензируемом зарубежном журнале, 10 работ в сборниках тезисов международных и всероссийских науч ных конференций и симпозиумов.

Структура диссертации. Диссертация состоит из введения, четырх глав, за ключения и списка литературы, изложенных на 96 страницах. Список цитируе мой литературы содержит 147 наименования. В тексте диссертации имеется таблицы и 44 рисунка.

КРАТКОЕ СОДЕРЖАНИЕ РАБОТЫ

Во введении обоснована актуальность изучения рассматриваемых в диссерта ции проблем, сформулирована цель работы. Обозначена научная новизна и практическая ценность работы. Представлена степень апробации, количество публикаций и структура диссертации.

В первой главе представлен обзор литературы по магнитным свойствам пле ночных структур 3d-металл – полупроводник и соединений Ni-Ge. Рассмотрены эффекты, обусловленные шероховатостью поверхности и границ слоев между слоями в пленках, а так же обменным взаимодействием на границах магнито мягкий – магнито-жесткий ферромагнетик и ферромагнетик – антиферромагне тик. Подчеркнуто, отсутствие в литературе данных по магнитным свойствам для пленочных структур Ni/Ge.

Во второй главе кратко описана технология изготовления образцов и методики экспериментальных измерений тонких пленок Ni/Ge. Пленки изготовлены в СО РАН ИФ им. Л.В. Киренского на триодной установке ионного распыления в разряде, поддерживаемом термоэлектронной эмиссией. Серии двухслойных пленок Ni/Ge и многослойных пленок Ge/Ni/Ge/Ni/Ge были получены при базо вом давлении 10–6 мм рт. ст. в атмосфере аргона. Температура стеклянной под ложки при напылении была 373 K. В качестве подложек были использованы стекла фирмы Asahi Glass для тонкопленочных транзисторов и обычные по кровные стекла. При изготовлении мультислойных образцов на стеклянную подложку наносился толстый слой Ge, а затем осаждались последовательно Ni и Ge, последним слоем всегда был Ge. Толщина каждого слоя регулировалась временем подачи тока на распыляемую мишень и была определена рентгенов ским флуоресцентным анализом с помощью спектрометра S4 PIONEER фирмы Bruker. Толщины исследуемых пленок представлены в табл. 1, 2. В аналогич ных условиях были получены опорные пленки Ni с толщинами от 7 до 80 нм.





После осаждения образцы подвергались многократным отжигам в печи сопро тивления при T = 150° и 300°С в атмосфере, каждый длительностью 6 или минут, а также 60 минут.

Таблица 1. Толщины составляющих слоев в пленках Ni-Ge.

№ об 1 2 3 4 5 6 7 8 9 10 11 12 13 разца dNi, нм 8,5 8 8,9 9,7 10,6 11 11,5 14 15 18 17 20 26,5 dGe, нм 12 46,5 13,7 9,6 12,8 14,5 16 13,5 47 13,2 46 12,7 48,5 46. Таблица 2. Толщины составляющих слоев в пятислойных образцах.

№ образ 15 16 17 18 19 20 21 22 23 24 25 ца dGe, нм 17,7 17,6 22,8 22,7 20 47,7 20 20 46,9 20 15,9 dNi, нм 9,5 9,7 11,5 11,5 15,5 15,5 16 16,3 17,75 18 20,7 dGe, нм 0,85 1,7 4,3 - 3,5 26 7,6 2 19,2 10 9,2 6, dNi, нм 9,5 9,7 11,5 11,5 15,5 15,5 16 16,3 17,75 18 20,7 dGe, нм 17,7 17,6 22,8 22,7 20 47,7 20 20 46,9 20 15,9 Морфология поверхности подложек и осажденных пленок исследована с помощью атомного силового микроскопа Veeco Multi Mode. Локальная атомная структура пленок Ni/Ge изучена с помощью рентгеновской абсорбционной спектроскопии EXAFS/XANES и рентгеновской рефлектометрии с использова нием синхротронного излучения на станциях «Структурное материаловедение»

и «Прецизионная рентгеновская оптика» Курчатовского источника синхро тронного излучения, а также на электронном микроскопе JEM-4000 EX при ускоряющем напряжении 400 кэВ в конфигурации поперечного среза.

Намагниченность измерена на установке MPMS XL при температурах 4.2273 K в магнитном поле H до 10 кЭ, в основном, параллельном плоскости образцов. Измерения температурных зависимостей намагниченности проводи лись для двух режимов охлаждения: (1) – образец охлаждался в магнитном поле (FC) и (2) – образец охлаждался в отсутствие магнитного поля (ZFC). Измере ние намагниченности производилось в процессе нагревания при той же вели чине поля, что и в режиме FC.

Полевые и спектральные зависимости ЭФ исследованы при комнатной температуре компенсационным методом с использованием модуляции поляри зации световой волны в спектральном диапазоне от 600 до 1100 нм. Внешнее магнитное поле (Н) было направлено нормально поверхности образцов вдоль направления распространения световой волны. При измерении полевых зави симостей ЭФ Н изменялась от –5 до 5 кЭ. Для некоторых образцов в такой же геометрии был измерен магнитный круговой дихроизм (МКД), а также мериди ональный эффект Керра (ЭК) при наложении поля в плоскости образца и паде нии световой волны под углом 45° к поверхности образца.

В третьей главе представлены результаты исследования морфологии и струк туры пленок. С помощью атомного силового микроскопа выявлено, что по верхности обоих типов подложек характеризуются рельефом типа гранул. По верхность пленки при любом использованном количестве слоев повторяет структуру поверхности подложки. На рис. 1 показан вид сверху на поверхность образца № 7 и распределение неоднородностей вдоль линии, отмеченной тре угольниками.

Рис. 1. Распределение раз меров неоднородностей в плоскости образца № 7 (на вставке: отрезок кривой в увеличенном масштабе) и вид сверху и сбоку на по верхности образца.

Порядок нанесения слоев не отражается заметно на структуре пленок. Термиче ское нагревание сглаживает поверхность образца, за счет увеличения «зерен» и уменьшения «впадин».

Спектры EXAFS/XANES были записаны для серии двухслойных пленок (№ 2, 9 и 13) на K-краях поглощения Ni (рис. 2) и Ge. Для Ni на крае поглоще ния выявлены некоторые отличия спектров пленок от спектра никелевого стан дарта (область вблизи 8350 эВ на рис. 2а), причем степень отличия коррелирует с толщиной слоя Ni. Эти отличия проявляются в виде перестройки тонкой структуры без значимого смещения положения края полосы поглощения, что Рис. 2. Спектры XANES на K-крае никеля (a) и Фурье-трансформанты спектров EXAFS (b) для двухслойных пленок Ni/Ge № 9 и 13 в сравнении с реперным образцом Ni.

Номера кривых соответствуют номерам образцов.

указывает на перераспределение электронной плотности на атомах никеля, например, вследствие образования соединения NixGey, без существенного изме нения степени окисления. В Фурье-трансформантах спектров EXAFS (рис. 2b) прослеживается зависимость высоты пика первой координационной сферы от толщины пленки. Соотношение площадей пиков приблизительно соответствует толщине пленок, заданной при их изготовлении. Для пленки № 13 (кривая 13 на рис. 2b) четко проявляются максимумы в интервале 35, соответствующие дальним координационным сферам в структуре ГЦК-никеля. Для образца № картина максимумов более размытая, что может свидетельствовать о частичной аморфизации слоя Ni. По слабой интенсивности характерных пиков слева от главного пика следует сделать вывод, что оксид Ni в данных пленочных струк турах присутствует в незначительном количестве.

Спектры Ge исследованных двухслойных пленок оказались близки между собой и подобны спектру реперного образца — порошка германия. Для всех исследованных двухслойных пленок толщина слоя Ge была значительно боль ше, чем слоя Ni, поэтому эффекты образования интерфейсного слоя практиче ски не проявились в спектрах XANES/EXAFS на K-крае германия.

Исследование угловых зависимостей рентгеновского отражения двухслой ных образцов с различными толщинами Ni и одинаковой толщиной слоя Ge по казало, что количество интерференционных пиков приблизительно пропорцио нально толщине слоя Ni, то есть, наблюдаемая интерференция (кривая 3 на рис.

3) связана, в основном, с отражением излучения от границы между слоями Ni и Ge. Непостоянство периода осцилляций указывает на присутствие нескольких явных границ, что может свидетельствовать о формировании промежуточного слоя между Ni и Ge – интерфейса. Формирование широкого интерфейса в структурах NiGe, состоящего из одного или двух последовательно располо женных по глубине соединений, наблюдалось ранее в ряде работ [3, 4].

Рис. 3. Расчетные кривые угловых зависимостей рентгеновского отражения для двухслойной структуры с атомной границей между слоями Ni и Ge (1) и структуры, содержащей промежуточ ный слой NixGey (2);

экспериментальная зависи мость для двухслойной пленки № 9 (3).

Расчет угловой зависимости рентгеновского отражения для резкой грани цы между слоями Ni и Ge (рис. 3, кривая 1) и для широкого интерфейса с шеро ховатыми границами (рис. 3, кривая 2) с использованием в качестве подгоноч ных параметров толщин двух слоев (Ge и Ni) или трех слоев (Ge, NixGey, Ni) с учетом шероховатости поверхностей показал, что расчетная кривая удовлетво рительно совпадает с экспериментальной кривой (рис.3, кривая 3) для глубины интерфейса ~ 9 нм. Следует заметить, что в зависимости от условий изготовле ния в разных образцах глубина интерфейса может изменяться. Тем не менее, при достаточной толщине слоев Ni и Ge глубина интерфейса во всех исследо ванных образцах должна быть близка к этой величине, так как контролируемые параметры осаждения пленок поддерживались постоянными. На основании по лученных данных можно представить реальное распределение компонентов в образцах Ni/Ge. На рис. 4 в качестве примера представлена такая схема для случая пятислойных образцов, в которых толщина промежуточного слоя Ge ва рьируется, а толщины остальных слоев остаются неизменными.

Рис. 4. Схема распределения компонентов Рис. 5. Электронограмма поперечного среза в поперечном срезе пятислойной пленки образца № в зависимости от толщины промежуточного слоя.

При достаточно большой толщине промежуточного слоя Ge все интерфейсы на границах Ni и Ge имеют приблизительно одинаковую ширину (рис. 4а), кото рая определяется глубиной взаимной диффузии этих веществ, и эффективная толщина слоев Ni уменьшается на эту ширину. По мере уменьшения промежу точного слоя Ge интерфейсы на его границах становятся уже (рис. 4b), и эффек тивная толщина слоев Ni остается большей по сравнению с первым случаем.

На рис. 5 представлена электронограма поперечного среза образца № 3 Ni/Ge с отчетливо видимым интерфейсом. Кроме рефлексов характерных для Ni, замет ны рефлексы, которые нельзя отнести ни к Ni, ни к Ge. Результаты проведенного сопоставления наблюдаемых рефлексов с межплоскостными расстояниями (d) для Ni и некоторых соединений Ni и Ge, представленных в Международных базах данных, приведены в табл. 3. Магнитный порядок наблюдался в двух из этих со единений: Ni3Ge [7] и Ni5Ge3 [8]. Оба соединения являются ферромагнитными с резко различными температурными зависимостями намагниченности.

Табл. 3. Межплоскостные расстояния по данным микро-дифракции в пленке Ni/Ge (9 нм/14 нм) и в ряде соединений Ni с Ge, занесенных в Международные базы дифракционных данных (Powder Diffraction Files – PDF).

d, Ni (Fm3m) Ni3Ge (Pm3m) Ni5Ge2 (P63cm) Ni5Ge3 (C2) Ni1.86Ge (P63/mmc) эксперимент 00-004-0850 00-035-1359 04-007-4194 04-007-1419 04-004- 2.797, 2. 2.034 2.062 2.005 2.013, 2.016 2. 2.027, 2. 1.952, 1.954 1.970 1.945 1. 1.762 1. 1. 1.413, 1.408 1. 1.246 1. 1. 1. 1.062 1. 1. 0.881 0. 0. Как видно из табл. 3, значения d для Ni3Ge, практически идентичны значениям d для Ni. Рефлекс, соответствующий межплоскостному расстоянию d ~ 1.952–1.954, не характерному для Ni, можно соотнести и с Ni5Ge3, и с Ni5Ge2. Он так же может быть сопоставлен с набором фаз соединений с химической формулой от Ni1,67Ge до Ni1,88Ge (в табл. 3 приведено соединение Ni1.86Ge), которые были обнаружены рядом авторов. Только с табличным значением d для подобной фазы можно сопо ставить d ~ 1.413–1.408. Прототипом этой фазы является фаза Co1.75Ge, которая упорядочивается антиферромагнитно. Рефлексы, связанные с Ge, не обнаружены, что соответствует данным EXAFS об аморфном состоянии слоев Ge.

Таким образом, исследования морфологии и структурных свойств синте зированных пленочных образцов показали, что:

– Поверхность пленки повторяет шероховатую поверхность подложки с неодно родностями по высоте 2–3 нм, в плоскости ~250 нм. Термообработки приводят к незначительному сглаживанию шероховатостей;

– Слои Ni – поликристаллические ГЦК фазы, слои Ge аморфные;

оксид Ni присут ствует в незначительном количестве, содержание оксида Ge может изменяться в за висимости от неконтролируемых технологических факторов;

– Между слоями Ni и Ge формируется промежуточный слой глубиной ~ 9 нм. В со ответствии с данными микродифракции в интерфейсе может формироваться ряд соединений никеля с германием: Ni3Ge, Ni5Ge2, Ni5Ge3, Ni1.86Ge.

Четвертая глава посвящена результатам исследования магнитооптических и магнитных свойств двух и пятислойных образцов в сравнении с образцами пленок Ni, изготовленных при аналогичных условиях.

В параграфе 4.1 описаны спектральные и полевые зависимости ЭФ двухслойных и пятислойных образцов при комнатной температуре. Спектральные зависимости ЭФ всех образцов подобны друг другу, а также аналогичной зависимости для однослойной пленки Ni (рис. 6а);

они характеризуются плавным возрастанием величины ЭФ при увеличении длины световой волны с широким максимумом вблизи 1000 нм, что согласуется с классическими литературными данными [9].

Спектры МКД слоистых пленок также совпадают со спектром пленки Ni (рис. 6b).

При этом максимуму ЭФ вблизи 1000 нм соответствует прохождение кривой МКД через ноль в полном согласии с теорией этих эффектов.

Характер полевых зависимостей ЭФ слоистых пленок при наложении маг нитного поля вдоль нормали к плоскости образца зависит от толщины слоя Ni.

Для однородной пленки Ni наблюдается плавное возрастание ЭФ вплоть до максимального использованного магнитного поля 5 кЭ, при котором еще не до стигается магнитное насыщение (рис. 7а).

В тоже время в двухслойных пленках наблюдается насыщение в поле 1– 3 кЭ: чем тоньше слой Ni, тем меньше поле насыщения (Нs). Обращает на себя внимание зависимость удельного ЭФ в поле насыщения (отношение величины ЭФ к толщине слоя Ni, заданной при синтезе образцов) двухслойных образцов от толщины слоя Ni, приведенная на рис. 8а. Видно, что, несмотря на некоторый разброс, эта зависимость линейна, ее экстраполяция к нулевому значению ЭФ соответствует толщине слоя Ni, не дающего вклада в ЭФ, она равна 5 нм. Та ким образом «мертвый» слой Ni в исследованных двухслойных образцах состав ляет 5 нм. Не прослеживается зависимость ЭФ от порядка нанесения слоев.

Неожиданная на первый взгляд зависимость ЭФ от толщины промежуточ ного слоя Ge (рис. 7b) для двух серий пятислойных образцов хорошо объясня ется с помощью схемы, приведенной на рис. 3. При малой толщине промежу точного слоя Ge концентрация примеси Ge в Ni невелика, и поэтому немагнит ный слой на границе между Ge и Ni тонкий. Большая часть Ni находится в фер ромагнитном состоянии. По мере возрастания толщины слоя Ge увеличивается его концентрация в слое Ni и бльшая часть слоя Ni теряет магнитный порядок.

b) а) Рис. 6. (а) – спектры ЭФ в поле 1,3 кЭ для образцов Ni (17 нм) и № 22, 21, 24 (кривые 1–3 со ответственно) и (b) – спектры МКД пленки Ni (20.4 нм) и образца № 14.

а) b) Рис. 7. (а) – полевые зависимости ЭФ для образцов Ni (20.4 нм) и № 12, 8, 5 (кривые 1–3 со ответственно), = 900 нм, и (b) – эффект Керра для образца № 12, = 632.8 нм.

а) b) Рис. 8. (а) Удельный ЭФ для двухслойных пленок в поле насыщения образцов, приведенных в табл.1, и (b) – удельный ЭФ для двух серий пятислойных пленок, табл. 2, с суммарной толщиной Ni ~22 нм (1) и ~ 32 нм (2) в поле насыщения.

Более сложна для объяснения ситуация с величиной поля насыщения.

Обычно, подобное уменьшение поля насыщения в направлении, перпендику лярном плоскости пленки, связывают с вкладом наведенной перпендикулярной анизотропии (K), которая может быть обусловлена упругими напряжениями на границах слоев, направленным упорядочением атомов или направленным ро стом зрен, анизотропным распределением магнитных и немагнитных приме сей и т. д. Когда поле перпендикулярной анизотропии H = 2K/M имеет конеч ную величину, поле насыщения Нs определяется разностью H и размагничи вающего поля, равного 4Ms. Уменьшение поля насыщения особенно велико для пятислойных пленок, в которых каждый слой Ni с обеих сторон граничит со слоями Ge. Это обстоятельство позволяет предположить, что основной при чиной возникновения перпендикулярной анизотропии являются взаимодей ствия слоев Ni с интерфейсными слоями, которые играют тем большую роль, чем меньше толщина слоев Ni. Возникновение перпендикулярной анизотропии может быть связано с шероховатостью границ между слоями. Однако, если бы дело было только в шероховатости, аналогичное уменьшение поля насыщения наблюдалось бы и в пленке Ni, поверхность которой характеризуется такой же шероховатостью, как и пленки Ni/Ge. Поскольку этого не происходит, остается допустить, что взаимодействие слоя Ni на шероховатой границе со слоем ин терфейса создает условия формирования перпендикулярной анизотропии.

В параграфе 4.2 рассматривается влияние термической обработки на свойства пленок. Отжиг контрольных пленок Ni не привел к изменению поля насыщения, но величина ЭФ после первого отжига возросла и при последующих циклах нагревание-охлаждение не изменялась. После первого отжига двухслойных и пятислойных образцов ЭФ возрастает. Но последующие отжиги приводят к уменьшению ЭФ. Наряду с уменьшением величины ЭФ уменьшается и поле насыщения.

Таким образом, в результате магнитооптических исследований выявлено, что соседство слоя Ni с интерфейсным слоем, представляющим собой соедине ние Ge с Ni, не влияет на спектральные зависимости магнитооптических эф фектов при комнатной температуре, которые соответствуют таковым зависимо стям однородных пленок Ni. В то же время это соседство существенно умень шает величину ЭФ и поле магнитного насыщения при намагничивании пленок в направлении, перпендикулярном их плоскости. Термическая обработка слои стых пленок приводит к уменьшению поля насыщения и величины ЭФ до пол ного его исчезновения при достаточной длительности и температуре отжига.

В параграфе 4.3 представлены результаты исследования полевых и темпе ратурных зависимостей намагниченности исследованных образцов. Как упоми налось выше, температурные зависимости намагниченности измерялись для FC и ZFC режимов охлаждения образцов. При этом результаты для слоистых струк тур сравнивались с результатами для однородной пленки Ni. Из рис. 9а видно, что в случае однородной пленки Ni температурные зависимости намагниченно сти, записанные при нагревании во внешнем поле 600 Э, для обоих режимов совпадают. Для однослойных и пятислойных пленок Ni/Ge кривые FC и ZFC совпадают при температурах, превышающих некоторое значение Tir 50 К (рис.

9b). Различие FC и ZFC кривых наблюдалось многими авторами для неоднород ных структур, в частности, для ансамблей суперпарамагнитных частиц, где тем пература Tir называется температурой необратимости. Температура Tir приблизи тельно одинакова для образцов с различными толщинами составляющих слоев, однако она зависит от величины магнитного поля и его направления относитель но поверхности пленки (рис. 9d). При уменьшении магнитного поля Tir возраста ет (рис. 9с). Такая картина наблюдается для всех исследованных образцов. На рис. 9е приведены разности кривых температурных зависимостей намагниченно сти для режимов охлаждения FC и ZFC для трех пятислойных образцов. В точке необратимости эта разность становится равной нулю. Видно, что, действительно, температуры необратимости разных образцов близки друг к другу.

При наложении магнитного поля в плоскости образцов при комнатной температуре наблюдаются петли гистерезиса различной степени прямоугольно сти. При охлаждении образцов коэрцитивная сила Hc возрастает, а при охла ждении в магнитном поле (FC режим) петли гистерезиса при низких темпера турах смещаются по оси полей и приобретают асимметрию различной степени для разных образцов. На рис. 10 показаны низкотемпературные полевые зави симости намагниченности для двухслойных пленок Ni/Ge (a-c) и пятислойной пленки (d). Резкое возрастание Hc и смещение петли гистерезиса по оси полей является общим для всех исследованных слоистых образцов. Характер петель гистерезиса двухслойных и пятислойных пленок зависит от толщины слоя Ni:

при толщине Ni 20 нм и более петли близки к прямоугольным, а при меньшей толщине прямоугольность исчезает, при этом полное перемагничивание наблюдается только при направлении магнитного поля, совпадающем с направ лением поля при охлаждении. Особенно сильно это проявляется для пятислой ных образцов. Трудно отследить закономерную зависимость формы и сдвига петли от толщины слоев, заданных при изготовлении образцов. По-видимому, здесь оказывают влияние неконтролируемые технологические параметры, определяющие морфологию образцов и детали строения интерфейса.

Рис. 9. Температурные зависимости намагниченности для режимов охлаждения FC и ZFC пленки Ni (а) и двухслойной пленки, H = 600 Э (b);

ZFC кривые двухслойной пленки для полей 300 и 600 Э (c) и трех различных ориентаций образца в поле 600 Э (d);

разности FC и ZFC кривых для трех пятислой ных образцов.

Рис. 10. Низкотемпературные полевые зависимости намагниченности для двухслойных пленок Ni/Ge (a–c) и пятислойной пленки (d). Магнитное поле параллельно плоскости пленок. Вставка (a): петля гистерезиса при 290 К.

Подводя итоги экспериментальным результатам по температурным и поле вым зависимостям намагниченности слоистых структур Ni/Ge, а также результа там, вытекающим из полевых измерений ЭФ, можно назвать четыре основных эффекта, наблюдаемых как в двухслойных, так и в пятислойных пленках.

1. Различие температурных зависимостей намагниченности для режимов охлаждения FC и ZFC с температурой необратимости, Tir, ниже температуры жидкого азота, и максимумом на кривой ZFC при T Tir. Этот эффект наблюда ется при всех направлениях внешнего поля относительно характерных направ лений в образце. Температура Tir зависит как от направления поля, так и от его величины, но, в общем, она колеблется вблизи 50 K.

2. Уширение и изменение формы петли гистерезиса (потеря прямоугольно сти) по мере понижения температуры при перемагничивании образцов в плос кости, наблюдаемые для обоих режимов охлаждения.

3. Возникновение при низких температурах смещения петли гистерезиса по оси полей для режима охлаждения FC, сопровождаемое появлением асим метрии различной степени.

4. Резкое уменьшение поля магнитного насыщения в слоистых пленках по сравнению с пленками Ni при наложении магнитного поля нормально поверх ности образцов. В результате термической обработки образцов уменьшение по ля насыщения становится еще заметнее. Это эффект наблюдается уже при ком натной температуре.

Обменное смещение петли гистерезиса и различие температурных зависи мостей намагниченности для режимов охлаждения FC и ZFC наблюдались мно гими авторами в самых различных наноразмерных структурах. Ряд таких работ представлен в первой главе. Как правило, в определенном типе структур наблю даются один из этих эффектов. Например, обнаруженные различия температур ных зависимостей намагниченности для режимов FC и ZFC характерны для не однородных систем: нанокристаллических, наногранулированных и т. п., харак теризующихся различной ориентацией осей локальной анизотропии в различных участках, например в магнитных наночастицах, диспергированных в немагнит ных матрицах. Ярким примером таких систем являются ансамбли супер парамагнитных частиц.

Асимметрия и сдвиг петель гистерезиса наблюдаются обычно в пленочных структурах, состоящих из ферромагнитного (ФМ) и антиферромагнитного (АФМ) слоев, или частиц с ФМ ядром и АФМ оболочкой, а также структур, включающих магнито-мягкие и магнито-жесткие компоненты. Эти эффекты обусловлены обменным взаимодействием между слоями, вследствие чего в си стеме возникает обменная анизотропия. Обменное смещение петель гистерези са являлось и является предметом исследования очень большого количества ав торов, начиная с первооткрывателей эффекта [10] и кончая самыми современ ными теоретическими исследованиями и обзорами новых систем, демонстри рующих обменное смещение, и многочисленных его приложений. Известны также работы, в которых обсуждается возрастание коэрцитивной силы при по нижении температуры в ФМ/АФМ структурах.

В литературе также широко представлены работы, посвященные пленоч ным структурам, включающим магнито-мягкие и магнито-жесткие слои с пер пендикулярной анизотропией в магнито-жестком слое, например, [11]. Однако нам не удалось найти работы, в которых наблюдалось бы возникновение пер пендикулярной анизотропии в пленках, состоящих из ФМ различной магнитной жесткости или ФМ/АФМ слоев с осями анизотропии, ориентированными в плоскости обоих слоев.

Возвращаясь к эффектам, обнаруженным в настоящей работе, можно, прежде всего, подумать об образовании антиферромагнитного слоя NiO на по верхности Ni. Действительно, в пленке Ni, изготовленной в тех же условиях, что и пленки Ni/Ge, наблюдается сдвиг и уширение низкотемпературной петли гистерезиса после охлаждения в магнитном поле, а также различие кривых FC и ZFC, записанных в поле 200 Э. Однако, точка необратимости Tir соответствует значительно более низкой температуре по сравнению с Tir, наблюдаемой в пленках Ni/Ge, а наложение поля 600 Э в процессе нагревания образца уже приводит к полному совпадению кривых FC и ZFC. Эти факты могут свиде тельствовать о значительно более слабом влиянии окисного слоя по сравнению с влиянием тех факторов, которое определяет свойства пленок Ni/Ge. Кроме то го, в пленках Ni не наблюдается уменьшение эффекта Фарадея по сравнению с литературными данными, что свидетельствует о малой толщине окисного слоя.

Это хорошо коррелирует со структурными данными (см. рис. 2). Но, самое главное, в пленках Ni поле магнитного насыщения, как в исходном состоянии, так и после отжигов соответствует данным для массивных образцов Ni, то есть в них не возникает перпендикулярная анизотропия. Таким образом, есть все ос нования заключить, что другие факторы оказывают более существенное влия ние на магнитные свойства исследованных пленочных структур. Такими фак торами могут быть магнитное упорядочение соединения Ni и Ge в интерфейсах между слоями и шероховатости межслоевых границ.

В третьей главе диссертации показано, что в пленках в процессе осажде ния, действительно, формируется интерфейс между слоями Ni и Ge шириной ~9 нм, имеющий нано кристаллическую структуру, о чем свидетельствуют ре флексы на электронограме поперечного среза пленки, которые нельзя соотне сти ни с Ni, ни с Ge, ни с NiO. Это как бы промежуточный слой между Ni и Ge.

По сути говоря, слои Ni граничат не со слоями Ge, а со слоями, представляю щими собой соединения Ni и Ge. Имеющиеся данные не позволяют однозначно определить структуру этого соединения. С помощью части рефлексов, наблю даемых на электронограме (табл. 3), мы связали соединение в интерфейсе с кристаллической фазой с дробным соотношением компонент. Близкие по со ставу фазы Ni1.86Ge, Ni1.88Ge, Ni1.7Ge и Ni1.67Ge, прототипом которых является фаза германата кобальта Co1.75Ge, представлены в литературе. Магнитные свой ства этих фаз никем не изучались. Можно предположить, что образующаяся в интерфейсе фаза упорядочивается антиферромагнитно с вектором антиферро магнетизма, ориентированным в плоскости слоя, аналогично соединениям Fe с Ge и Mn с Ge с дробным соотношением компонент [12]. С другой стороны, часть рефлексов, приведенных в табл. 3, можно сопоставить с рефлексами со единений Ni3Ge, Ni5Ge2, Ni5Ge3, что не противоречит результатам других авто ров, изучавших поперечные срезы пленок Ni/Ge и отмечавших формирование на границе пленок Ni и Ge последовательных слоев, обогащенных сначала Ni, например, Ni3Ge2 [6], Ni5Ge3 [4, или Ni3Ge [7], а на границе с германием – обо гащенных Ge. Два последних соединения являются ферромагнитными с резким возрастанием намагниченности при понижении температуры. В отсутствии четкого представления о составе и структуре интерфейса представляется ра зумным рассмотреть несколько вариантов интерфейсов с учетом шероховато стей межслоевых границ.

Можно предположить возникновение в интерфейсе на границе с ФМ слоем антиферромагнитного слоя, либо магнито-жесткого ФМ слоя с магнитными моментами, ориентированными в плоскости пленки, тогда наблюдаемые осо бенности могут быть обусловлены обменным взаимодействием между ФМ сло ем Ni и АФМ или магнито-жестким ФМ слоями в интерфейсе. Как было пока зано в многочисленных экспериментальных и теоретических работах, процессы перемагничивания ФМ слоя в таких ситуациях зависят от направления внешне го поля по отношению к направлению магнитного момента слоя в интерфейсе, граничащем с ФМ слоем. На идеальной атомно гладкой границе во внешнем поле, направленном вдоль этого момента, намагниченность ФМ слоя также ориентирована в этом направлении и однородна по всей глубине. При измене нии направления внешнего поля на противоположное в магнито-мягком ФМ слое формируется спиральная структура (половина шага спирали) типа границы Блоха, и при возрастании противоположно направленного магнитного поля происходит постепенное выстраивание намагниченности магнито-мягкого слоя в этом направлении. Шаг такой полу-спирали зависит от величины обменного взаимодействия между слоями, но не от толщины магнито-мягкого слоя. По этому увеличение толщины этого слоя уменьшает степень воздействия на его состояние магнито-жесткого слоя.

Таким образом, формируется несимметричная петля гистерезиса, смещен ная по оси полей. Аналогичная картина имеет место и для идеальной границы ФМ и АФМ слоев. Следовательно, оба предположения о формировании и маг нитного и антиферромагнитного порядка одинаково объясняют форму низко температурных петель гистерезиса. Тот факт, что смещенные петли гистерезиса наблюдаются только при охлаждении образцов от комнатной температуры во внешнем магнитном поле, свидетельствует о достаточно низкой температуре формирования магнитно упорядоченного слоя, ответственного за такое смеще ние, а именно, направление намагниченности в нем при фазовом переходе устанавливается под влиянием однородной намагниченности магнито-мягкого ФМ слоя Ni. Если бы границы между слоями были, действительно атомно гладкими, обменное взаимодействие приводило бы к смещению петли гистере зиса, но режим охлаждения образцов не сказывался бы на температурных зави симостях намагниченности. Для объяснения этой особенности был привлечен механизм, связанный с шероховатостью границы между ФМ и АФМ слоями, предложенный в работе [13], авторы которой рассмотрели ситуацию ступенча той границы между ФМ и АФМ слоями в пленке и показали, что в ФМ слое может возникать новый тип доменов с различными ориентациями намагничен ности, когда спины ФМ слоя на всех участках границы со-направлены со спи нами АФМ слоя (см. рис. 11).

Рис. 11. Схематическое изображение распреде ления магнитных моментов в ФМ слое при T TN для режима охлаждения ZFC.

В нашем случае поверхность пленки характеризуется шероховатостью вы сотой 2–3 нм. При T TN слой в интерфейсе является парамагнитным, направле ния магнитных моментов атомов в этом слое распределены беспорядочно и не оказывают влияния на намагниченность ФМ слоя, которая увеличивается с уменьшением температуры, аналогично массивному металлу Ni. При T TN в интерфейсе возникает антиферромагнитный порядок. Из-за шероховатости гра ницы между слоями атомы АФМ слоя на разных участках границы находятся в различных подрешетках, и ближайшими соседями атомов ФM слоя могут ока заться атомы АФМ слоя с противоположно направленными магнитными момен тами, как это показано схематически на рис. 11. Вследствие этого слой Ni (или его часть) разбивается на своеобразные домены: участки ФМ, граничащие с участками АФМ с тем же направлением спина, представляют собой однородно намагниченный домен, а в участках ФМ, граничащих с противоположно намаг ниченной областью АФМ, возникает упомянутая выше спиральная структура.

По мере удаления от границы с АФМ слоем спины в ФМ слое начинают упоря дочиваться ферромагнитно, благодаря уже обмену внутри этого слоя. Таким об разом, при охлаждении образца в отсутствие внешнего магнитного поля, он те ряет полностью или частично суммарный магнитный момент и кривая M(T) при понижении температуры стремится к нулю. Чем тоньше пленка Ni, тем сильнее должно быть влияние этого эффекта, что подтверждается уменьшением намаг ниченности при минимальной использованной температуре при уменьшении толщины пленок. По мере нагревания уже в магнитном поле магнитные момен ты атомов слоя Ni выстраиваются по полю. Чем больше поле, тем ниже темпера тура, при которой наступает упорядочение и ZFC кривая сливается с FC кривой.

При охлаждении во внешнем магнитном поле ФМ слой намагничен в плоскости до насыщения и в этом случае уже спины АФМ при фазовом пере ходе должны подстраиваться к направлению спинов ФМ в любой точке грани цы. Поэтому при низких температурах и наблюдается обменное смещение пет ли гистерезиса. Таким образом, предположение об АФМ упорядочении сме шанного Ni-Ge слоя в интерфейсе или его части при низких температурах удо влетворительно объясняет температурное и полевое поведение намагниченно сти исследованных пленок в магнитном поле, приложенном параллельно их плоскости. Однако, это предположение не согласуется с резким уменьшением поля магнитного насыщения и изменением формы кривой намагничивания в магнитном поле, перпендикулярном к плоскости исследуемых пленок Ni/Ge, наблюдаемым уже при комнатной температуре (см. рис. 7a). В первой главе были представлены литературные данные о влиянии шероховатостей подложки на петли гистерезиса пленок. Но в нашем случае одной шероховатости не до статочно, так как в пленках Ni, характеризующихся такой же шероховатостью, кривая намагничивания имеет классическую форму, соответствующую одно родному вращению магнитного момента от направления, параллельного плос кости пленки, к перпендикулярному направлению. Логично приписать наблю даемые особенности влиянию соседнего ферромагнитно упорядоченного слоя.

Неоднородности на границе слоев, обусловленные ее шероховатостью, создают условия зародышеобразования и намагничивания пленки в перпендикулярном ее плоскости направлении путем смещения доменных границ.

Представление о ферромагнитном упорядочении соседнего с Ni слоя до статочно хорошо объясняет возрастание коэрцитивной силы исследованных пленок Ni/Ge при понижении температуры, а именно, температурная зависи мость коэрцитивной силы следует температурной зависимости намагниченно сти соединения Ni3Ge в соответствии с расчтом коэрцитивной силы магнито мягкого слоя, граничащего с магнито-жестким слоем [14]. Как можно видеть в табл. 3, пять рефлексов, наблюдаемых на картине электронной дифракции по перечного среза пленки Ni/Ge, почти полностью совпадают с рефлексами кри сталла Ni3Ge.

Таким образом, концепция антиферромагнитного порядка в интерфейсе, возникающего при понижении температуры, хорошо объясняет часть экспери ментальных фактов, концепция ферромагнитного порядка, возникающего при комнатной и/или более высокой температуре, хорошо объясняет другие факты.

Такая ситуация в совокупности с результатами электронной дифракции позво ляет предложить следующее объяснение. В пленках Ni/Ge формируется интер фейс переменного химического состава. Со стороны слоя Ni имеется обогаще ние Ni и образуется соединение сходное с Ni3Ge, имеющее ферромагнитный порядок уже при комнатной температуре. Таким образом, пару слой Ni и слой Ni3Ge в интерфейсе можно рассматривать, как структуру, состоящую из магни то-мягкого (Ni) и магнито-жесткого (Ni3Ge) слоев.

По мере удаления от слоя Ni соединение в интерфейсе обогащается Ge и образуются антиферромагнитные соединения с дробным содержанием компо нент Ni и Ge с достаточно низкой температурой Нееля (ТN) по аналогии с со единениями Ge с Fe и Ge с Mn. Оба последовательно расположенных слоя об ладают близкими оптическими характеристиками для рентгеновского излуче ния, поэтому в угловых зависимостях рентгеновского отражения фиксируются только границы между слоем в интерфейсе и слоями Ni и Ge. Такое предполо жение объясняет смещение кривых намагничивания вблизи 4.2 K. Поскольку при 77 K кривые намагничивания не демонстрируют обменного смещения, можно сделать вывод, что ТN 77 K. Оба ФМ слоя при Т ~ 4.2 K ведут себя как одно целое в обменном поле антиферромагнитного слоя. При температурах, больших величины ТN АФМ слоя, последний не влияет на поведение намагни ченности пленки. При уменьшении толщины слоя Ni усиливается влияние ФМ и АФМ частей интерфейса на перемагничивание пленки, и, в ряде случаев, об разцы при низких температурах даже не перемагничиваются в использованных магнитных полях.

Представленное объяснение обнаруженных особенностей магнитных свойств пленок Ni/Ge, конечно, не является окончательным. Однако, бесспор ным представляется вывод о магнитном упорядочении в интерфейсе между слоями Ni и Ge, формирующемся благодаря взаимной диффузии этих элемен тов. Поскольку этот процесс широко используется для создания диодов Шотт ки, полученный результат может оказаться полезным для расширения функци ональных возможностей таких диодов.

В заключении сформулированы основные результаты и выводы.

Впервые исследованы магнитные и магнитооптические свойства двух слойных Ni/Ge и пятислойных пленок Ge/Ni/Ge/Ni/Ge.

Показано, что поверхность пленок и межслоевые границы обладают шеро ховатой гранулированной структурой, повторяя структуру поверхности под ложки. Между слоями Ni и Ge формируется промежуточный слой толщиной ~9 нм. Картины электронной микродифракции поперечного среза пленок со держат рефлексы, соответствующие нескольким соединениям Ni и Ge.

Установлено, что спектры магнитооптических эффектов пленок Ni/Ge и Ge/Ni/Ge/Ni/Ge соответствуют литературным данным для Ni. Обнаружено су щественное изменение полевой зависимости ЭФ при намагничивании образцов перпендикулярно плоскости слоистых пленок по сравнению с пленками Ni:

уменьшение поля насыщения в несколько раз и изменение формы кривой, уси ливающиеся в результате термической обработки.

Обнаружено различие температурных зависимостей намагниченности для режимов охлаждения FC и ZFC с температурой необратимости, Tir, вблизи 50 K.

Температура Tir зависит от величины магнитного поля и его направления отно сительно плоскости пленок.

Обнаружено смещение петли гистерезиса при низких температурах для режима охлаждения FC при перемагничивании образцов в плоскости, а также уширение и изменение формы петли гистерезиса по мере понижения темпера туры.

Предложен механизм, объясняющий обнаруженные особенности магнит ных свойств исследованных пленок влиянием обменного взаимодействия меж ду слоем Ni и интерфейсом, в котором формируются соединения Ni и Ge.

Магнито-жесткий ферромагнитный слой с температурой Кюри, превышающей 300 K, граничит непосредственно со слоем Ni и обуславливает уменьшение по ля магнитного насыщения. Глубже расположен антиферромагнитный слой, упорядочивающийся при низких температурах, который ответственен за разли чие FC и ZFC температурных зависимостей намагниченности. Обменное сме щение петли гистерезиса может быть связано как с тем, так и с другим слоями.

Основные результаты диссертации опубликованы в работах:

1. Эдельман И.С., Патрин Г.С., Великанов Д.А., Черниченко А.В., Турпанов И.А., Бондарен ко Г.В. Влияние границы раздела на магнитные свойства двухслойных Ni-Ge пленок // Пись ма в ЖЭТФ. – 2008. – Т. 87, № 5. – С. 310–313.

2. Черниченко А.В. Исследование пленочных слоистых структур магнитный металл полупроводник магнитооптическими методами // Приборы. М: – 2009. – №7. – С. 34–36.

3. Черниченко А.В., Марущенко Д.А., Турпанов И.А., Гребенькова Ю.Э., Мельников П.Н.

Магнитооптический эффект Фарадея в пленках Ni-Ge: зависимость от толщины слоев Ge и режима отжига // Journal of Siberian Federal University. Mathematics & Physics. – 2009. – V. 2, №3. – P. 376–383.

4. Edelman I.S., Velikanov D.A., Chernichenko A.V., Marushchenko D.A., Eremin E.V., Turpanov I.A., Bondarenko G.V., Greben’kova Yu. E., Patrin G.S. Magnetic and magneto-optical properties of Ni-Ge layered films // Physica E. – 2010. – V. 42. – P. 2301–2306.

5. Chernichenko A.V., Edelman I.S., Velikanov D.A., Marushchenko D.A., Greben’kova Yu. E., Turpanov I.A., and Patrin G.S., Peculiarities of Magnetic Properties of Ni-Ge Layered Films // Sol id State Phenomena – 2011. – V. 168–169. – P. 261–264.

6. Гребенькова Ю.Э., Черниченко А.В., Великанов Д.А., Турпанов И.А., Мухамеджа нов Э.Х., Зубавичус Я.В., Черков А.К., Патрин Г.С. Наноструктуры NiGe: роль интерфейса и магнитные свойства // ФТТ. – 2012. – Т. 54, № 7. – С. 1405–1411.

Цитируемая литература [1] Захарченя Б.П., Коренев В.Л. Интегрируя магнетизм в полупроводниковую электронику // УФН – 2005. – Т. 175, № 6. – С. 629–635.

[2] Clauws P., Simoen E. Metals in germanium // Materials science in semiconductor processing. – 2006. – V. 9, № 4–5. – P. 546–553.

[3] Gaudet S., Detavernier C., Lavoie C., Desjardins P. Reaction of thin Ni films with Ge: Phase formation and textura // Journal of Applied Physics. – 2006. – V. 100, № 3. – Р. 034306 (1–10).

[4] Nemouchi F., Mangelinck D., Bergman C., Clugnet G., and Gas P. Simultaneous growth of Ni5Ge and NiGe by reaction of Ni film with Ge // Applied Physics Letters. – 2006. – V. 89. – P. 131920 (1–3).

[5] Jin L.J., Pey K.L., Choi W.K., Fitzgerald E.A., Antoniadis D.A., Pitera A.J., Lee M.L., Chi D.Z., Tung C.H. The interfacial reaction of Ni with (111) Ge, (100) Si0.75Ge0.25 and (100) Si at degrees C // Thin Solid Films. – 2004. – V.462. – P. 151–155.

[6] Husain M.K., Li X.V., De Groot C.H. High-quality Schottky contacts for limiting leakage cur rents in Ge-based Schottky barrier MOSFETs // IEEE Transactions on Electron Devices. – 2009. – V. 56. – P. 499–504.

[7] Izumiy T., M.Taniguchiz, S.Kumai and A. Sato. Ferromagnetic properties of cyclically deformed Fe3Ge and Ni3Ge. // Philosophical Magazine. – 2004. – V. 84, № 36. – P. 3883–3895.

[8] Antolak A., Oleszak D., Pekala M., Kulik T. Structure and magnetic properties of mechanically alloyed Ni–Ge and Co–Ge alloys // Materials Science and Engineering A. – 2007. – V. 449–451. – P. 440–443.

[9] Clemens K.H., Jaumann J. Magnetooptische und optische Eigenschaften von ferromagnetischen Schichten im Ultraroten // Zeitschrift fr Physik a Hadrons and Nuclei. – 1963. – V. 173, № 1. – P. 135–148.

[10] Meiklejohn W. H., Bean C.P. New Magnetic Anisotropy // Phys. Rev. – 1957. – V. 105, № 3.

– P. 904–913.

[11]. R. Pellicelli, M. Solzi, C. Pernechele, M Ghidini, Continuum micromagnetic modeling of antiferromagnetically exchange-coupled multilayers. Phys.Rev. B. – 2011. – V 83, № 5. – P. 054434.

[12] Nikolaev V.I., Yakimov S.S, Dubovtsev I.A, Gavrilova Z.G. Magnetic structure of the compound FeGe // JETP Letters. – 1965. – V.2. – P. 235–237.

[13] Морозов А.И., Сигов А.С. Фрустрированные многослойные структуры ферромагнетик – антиферромагнетик: выход за рамки обменного приближения // Физика Твердого Тела. – 2012. – Т. 54. – С. 209–229.

[14] Yan Shi-shen, Barnard J. A., Xu Feng-ting, Weston J. L., Zangari G. Critical dimension of the transition from single switching to an exchange spring process in hard/soft exchange-coupled bilayers// Phys.Rev. B. – 2001– V.64, № 18. – P. 184403 (1–6).

Черниченко Ангелина Виталиевна МАГНИТНЫЕ И МАГНИТООПТИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА СЛОИСТЫХ ПЛЕНОК Ni/Ge автореферат диссертации на соискание учной степени кандидата физ.-мат. наук Подписано в печать 18.10.2013г. Заказ № Формат 6090/16. Усл. печ. л. 1. Тираж 70 экз.

Типография ФГБУН Института физики им.Л.В. Киренского СО РАН

 

Похожие работы:





 
2013 www.netess.ru - «Бесплатная библиотека авторефератов кандидатских и докторских диссертаций»

Материалы этого сайта размещены для ознакомления, все права принадлежат их авторам.
Если Вы не согласны с тем, что Ваш материал размещён на этом сайте, пожалуйста, напишите нам, мы в течении 1-2 рабочих дней удалим его.