Магнитные свойства и локальные состояния ионов Fe в магнитных сверхрешетках на основе Fe/Co/Mo (стр. 2 )

§1.2 Магнитные свойства бинарных сверхрешеток Fe/Co и Co/Fe .

Известно, что сплавы имеют большие значения намагниченности насыщения, но пленки FeCo обычно магнитно изотропны в плоскости и имеют высокие значения коэрцитивной силы [[17]] [[18]]. Сверхрешетки Fe/Co сочетают в себе высокие значения намагниченности насыщения магнито-мягких слоев Fe с большой анизотропией магнито-жестких слоев Co, что выражается в одноосной магнитной анизотропии [[19]] . Имплантация тяжелых ионов в тонкие ферромагнитные пленки и сверхрешетки может быть эффективным средством для структурных и магнитных изменений их свойств. В работе [[20]] с помощью электронного лучевого испарения в ультравысоком вакууме на подложке из Si(100) были получены сверхрешетки [Co(7nm)/Fe(7nm)]*6. Сверхрешетки были облучены при комнатной температуре ионами Xe c энергиями 200КэВ. Исследования магнитных свойств показали, что при облучении ионами с низкой плотностью потока коэрцитивная сила резко уменьшается, а затем растет по мере увеличения плотности потока. Кроме того, в образцах было выявлено наличие одноосной анизотропии.

В работе [[21]] изучается влияние толщин слоев Fe и Со на кристаллическую структуру и магнитные свойства многослойных пленок Co/Fe. Пленки были получены путем испарения электронным лучом массивных материалов Co и Fe, причем суммарное число бислоёв и отношение толщин слоёв железа и кобальта оставалось постоянными. Осаждение плёнок происходило в вакууме на монокристаллы Si(100) и Si(111). Начальное давление составляло Па, а рабочее – Па. Скорости нанесения были 0.7 и 0.5 нм/мин для кобальта и железа соответственно. Образцы представляли собой пять бислоёв Co/Fe с защитным слоем Mo. Толщины кобальта 5,10 и 15 нм и железа-15,30 и 45 нм. Структурные и магнитные свойства плёнок были изучены разными методами. Все плёнки оказались изотропными поликристаллами со средним размером зерна сравнимым с толщиной и имели резкие границы в интерфейсах. У всех образцов наблюдается ферромагнитное поведение при температурах от 5 до 300 К, что соответствует сильному обменному взаимодействию между слоями. При комнатных температурах в петлях гистерезиса присутствует резкое переключение в поле около 8кА/м, насыщение происходит в поле в несколько десятков кА/м.

В работе [[22]] исследовались однокомпонентные Fe и Co и трехкомпонентные пленки Co/Fe/Co с различными толщинами слоев Fe, полученные методом испарения электронным лучом массивных материалов. Пленки осаждались на аморфные кварцевые подложки при рабочем давлении Па. Однокомпонентные пленки имели толщину 5 нм и были покрыты слоем Au 4 нм. В трехкомпонентных пленках толщина слоев Со была 5 нм, а толщина слоев Fe менялась (tFe=5, 15;45 нм). Рентгеноструктурные исследования показали, что однокомпонентные пленки являются поликристаллическими. Магнитные исследования однокомпонентной пленки Co (tCo=5нм) показали, что направление перпендикулярное плоскости образца является трудной осью, хотя в этом направлении присутствует небольшая остаточная намагниченность. Исследования, проведенные с помощью магнитного силового микроскопа, показали отсутствие в ней доменной структуры.

В работе [[23]] методом циркулярного магнитного дихроизма (MCXD) синхротронного излучения и протяжённой тонкой структуры рентгеновского поглощения (EXAFS) были исследованы Fe-Co сплавы и Fe/Co мультислои. Изучались разупорядоченные сплавы Fe20Co80, Fe50Co50 и Fe70Co30 и сверхрешётки Fe(11Å)/Co(20Å), Fe(17Å)/Co(20Å), Fe(21Å)/Co(10Å), Fe(21Å)/Co(30Å) и Fe(21Å)/Co(108Å), полученные методом катодного радиочастотного распыления на подложки из Si(111) и каптона. Оказалось, что мультислои поликристаллические; они имели резкие границы между слоями (ширина интерфейсов ~ 1-2 монослоя) и обладали ОЦК структурой для толщин слоёв Со t(Co)<25Å. При больших толщинах слоёв Со структура вначале оказывается смешанной (гексагональная и ГЦК), а затем остаётся гексагональной. Исследования магнитных свойств показали, что магнитные моменты атомов Fe в сплавах Fe-Co растут с увеличением содержания атомов Со от 2,2 до достижения максимума ~ 2,5, а затем практически не изменяются до 80% Со. Локальные магнитные моменты атомов Со слабо изменяются, оставаясь в районе 1,65. Локальные магнитные моменты атомов Fe для исследованных мультислоёв Fe/Co оказались значительно увеличенными по сравнению с таковыми для аналогичных по составу массивных сплавов; при толщине слоёв железа tFe=11 Å они достигают величины 2,7. При увеличении толщины tFe величина уменьшается. Было замечено для сплавов и мультислоёв, что нормализованная интенсивность линий магнитных EXAFS спектров (Fe ) коррелирует с локальной средней намагниченностью.

В работе [[24]] теоретически из первых начал изучается магнитное поведение биметаллических FenСоm ( n+m ≤ 6) кластеров и роль атомов Со в увеличении магнитных моментов атомов Fe и среднего магнитного момента на атом кластера. Было рассмотрено влияние внутренних и внешних факторов на локальный магнитный момент атомов Fe и средний магнитный момент на атом кластера <> в кластерах FenСоm ( n+m ≤ 6) методом теории функционала плотности (DFT) и трехпараметрического гибридного функционала Бекке (Becke) [B3LYP]. Были выявлены следующие закономерности: а) если электрический заряд q = |e| переносится в атомы Fe, то это приводит у уменьшению величины Fe и наоборот, когда атомы Fe отдают заряд q = |e| соседним атомам Со, то это приводит к увеличению атомных магнитных моментов Fe в кластерах; б) связь Fe = f(q Fe) коррелирует с межатомным расстоянием r Co-Fe между атомами Fe и Со. При увеличении r Co-Fe растет Fe и наоборот; в) величина Fe растет с увеличением координационного числа N = n+m (где n – число Fe связей, m – число Со связей).

В поверхностных атомах больших кластеров увеличение магнитного момента атомов объясняется зонными эффектами, то есть сужением ширины d зоны, обусловленное малым координационным числом этих атомов.

В очень малых кластерах увеличение магнитного момента атомов кластера в дополнение к вкладу от эффектов, обусловленных уменьшением координационного числа, появляются значительные вклады, возникающие от регибридизации и процессов заполнения d зоны, которое следует от изменения точечной группы симметрии индивидуального атома кластера при структурных преобразованиях в малых кластерах.

§1.3 Магнитные свойства бинарных сверхрешеток Mo/Co и Co/Mo.

Структурные и магнитные свойства мультислоёв Co/Мо были исследованы в работе [[25]]. Три серии многослойных плёнок Co/Mo с разными толщинами слоёв кобальта и молибдена были получены методом электронно-лучевого испарения. Давление в системе составляло Торр. Плёнки были нанесены с довольно большими скоростями напыления 0,1-0,2 нм/с на подложки монокристаллического NaCl и стекла. В первой серии толщина кобальта была фиксированной 3,5нм, а толщина молибдена менялась от 2 до 8 нм. Во второй серии толщина кобальта была фиксированной 6,5 нм, а толщина молибдена менялась от 2 до 8 нм. В третьей серии толщина кобальта была равна толщине молибдена, и обе они менялись от 2 до 8 нм. Анализ микроструктуры полученных плёнок проводился с помощью просвечивающей электронной микроскопии и малоугловой электронной дифракции. Оказалось, что микроструктура плёнок изменяется в зависимости от толщин слоёв металлов. Когда толщина слоёв Mo равна 3,5 нм, в дифракционной картине видны чёткие дифракционные кольца ОЦК Mo и гексагонального Co. При увеличении толщины Mo до 8 нм кольца от гексагонального Co исчезают, и остаются только кольца от ОЦК структуры. Магнитные исследования показали, что все образцы являются ферромагнитными материалами с лёгкой осью намагничивания, лежащей в плоскости плёнок. Величины магнитных моментов Co в зависимости от толщин слоёв Mo уменьшаются от 1,7 до 1,2. Но эта зависимость не линейная, и величина магнитного момента атомов Со остаётся практически постоянной при толщинах слоёв молибдена 5нм< tMо<3.5нм.

Структура и магнитные свойства Со/Мо плёнок со слоистой структурой, периодом (2,5Å-100Å) и отношением толщин , полученных методом магнетронного распыления, были исследованы в работе [[26]]. Оказалось, что кристаллическая структура, определённая рентгенографическим методом, сильно зависит от отношения толщин компонент. При tСо>tMо структура Со гексагональная, а при tСо< tMо – структура объемоцентрированная. Все плёнки, за исключением с tСо<5Å и отношением толщин 1/1, 1/2, 1/4, обладали ферромагнитными свойствами с лёгкой осью, расположенной в плоскости плёнки. Плёнки с tСо<5Å и отношением толщин 1/1, 1/2, 1/4 оказались парамагнитными или немагнитными. Намагниченность насыщения возрастает с увеличением отношения tCo/ tMo и достигает максимальной величины ~1000 Гс при tСо > tMо = 4/1 и tСо= 60Å, оказываясь значительно меньше величины Is (массивный кобальт) = 1400Гс. Температурная зависимость намагниченности плёнок Со/Мо исследовалась в температурном интервале от 4,2 до 900К. Оказалось, что температура Кюри исследованных образцов сильно зависит от отношения толщин и гораздо меньше Тс массивного кобальта. Для образца Со10Å /Мо2,5Å Тс ~ 800К, а с увеличением толщины слоёв Мо до 40Å Тс уменьшается до 500К.

§1.4 Суперпарамагнитные свойства наночастиц Fe, Co и МСР Fe/Co.

В работе [[27]] авторы изучили магнитное поведение ультратонких магнитных пленок Fe, напыленных на монокристаллическую подложку ГЦК Co(001), используя метод циркулярного магнитного дихроизма (ХМСД) синхротронного излучения. Они обнаружили, что Fe пленки толщиной менее 5 монослоев ML являются ферромагнитными и имеют тетрагональную ГЦК структуру. Моменты ионов Fe ориентированны в направлении плоскости (001) подложки. Пленки Fe с толщинами 5<x<11 ML имеют кубическую ГЦК структуру и они не магнитны при комнатной температуре. Пленки Fe с толщинами более 11 ML переходят в ОЦК структуру и являются ферромагнитными. Магнитные моменты ионов железа лежат в плоскости (001) подложки.

Авторы отмечают, что магнитная связь ионов Fe, находящихся в узлах тетрагональной ГЦК решетки (fcс), с ионами Co, расположенными в узлах ГЦК решетки (fcc), уменьшает величину коэрцитивной силы Hc, а связь bcc(ОЦК) Fe и fcc(ГЦК) Co увеличивает величину Hc почти в 5 раз по сравнению с bcc(ОЦК) Fe и fcc(ГЦК) Co.

В некоторых исследованиях [[28]] авторы отмечали появление суперпарамагнитных свойств МСР Fe/Co. Обычно суперпарамагнетизмом называют явление, при котором частицы магнитного материала настолько малы, что кооперативный ферромагнетизм не наблюдается и остаточная намагниченность отсутствует в отсутствие внешнего поля. При этом такой набор частиц может демонстрировать сильные парамагнитные свойства. Дело в том, что ниже критического размера порядка нескольких десятков нанометров формирование многодоменного состояния становится энергетически не выгодным, и частицы представляют собой монодомены с большим количеством обменно-взаимодействующих атомных спинов. При температуре T=0 K для изменения направления намагниченности кластера требуется внешнее поле, способное преодолеть энергию анизотропии KV, где K – константа анизотропии, V – объем кластера. При температурах, когда энергия анизотропии сравнима с тепловой энергией, и внешнее магнитное поле H=0, намагниченность убывает по закону Аррениуса:

, где - собственная гиромагнитная частота частицы, - постоянная Больцмана, - время релаксации.

При комнатной температуре термическая энергия значительно больше, чем энергия анизотропии каждой частицы, так что все направления намагниченности можно считать эквивалентными. Тогда поведение намагниченности описывается классической функцией Ланжевена:

, где - магнитный момент каждого кластера, N –число кластеров.

В последние годы было обнаружено множество магнитных систем, обладающих таким поведением. В работе [28] исследовались пленки, содержащие кластеры Co и Fe, которые были получены внедрением ионов Fe и Co в матрицу Ag. Эти пленки продемонстрировали идеальное суперпарамагнитное поведение при температурах выше 50 K для Fe и 150 K для Co. Проведенная оценка средних размеров кластеров дала примерно 30 Å для Fe и 28 Å для Co. Анализ низкотемпературных кривых намагничивания показал, что в обоих случаях кластеры имеют одноосную анизотропию. Пленки, изготовленные без серебряной матрицы в диапазоне температур от 10 до 300 K, пребывают в состоянии скоррелированного спинового стекла.

Экспериментально с помощью циркулярного дихроизма синхротронного излучения в работах [[29]] [[30]] было выявлено увеличение магнитного момента атомов Fe в кластерах Fe, на которые нанесено небольшое количество атомов Со. Было обнаружено, что в наночастицах из кластеров FenСоm ( n+m ≤ 6) магнитные моменты атомов Fe превосходят максимальную величину 2,45б для атомов Fe в случае массивных образцов сплава СохFe1-х( х=0,3) на кривой Слэтера-Полинга.

Отсутствие гистерезиза при комнатных температурах, которое также является признаком суперпапамагнетизма, наблюдалось в пленках железа, нанесенных в работе [[31]] на MgO. С помощью метода отражения поляризованных нейтронов авторы определили магнитный момент атомов Fe, и он оказался равным (2.0±0.2)B. Авторы наблюдали на поверхности MgO вместо непрерывной, тонкой пленки островки железа. Наилучшая аппроксимация функцией Ланжевена достигалась при размере островков содержащих порядка 1000 атомов Fe.

§1.5 Спиновый кроссовер .

В некоторых соединениях d4-d7 металлов происходит кооперативный переход между низкоспиновым (LS) и высокоспиновым (HS) состояниями под действием облучения, давления или температуры. Данный переход называется спиновый кроссовер и может проявляться у соединений, обладающих энергетически близкими электронными термами разной спиновой мультиплетности. Соединения со спиновым кроссовером делятся на две группы в зависимости от характера спинового перехода, который зависит от внутримолекулярных ян-теллеровских искажений и межмолекулярных взаимодействий: 1. резкий переход происходит скачкообразно за несколько градусов К, 2. Плавный переход, происходящий в широком диапазоне температур. Спиновый кроссовер в и комплексах рассмотрен в работах [[32]],[33],[34].

В работе [[33]] рассматривались одно и многоядерные цианид-мостиковые соединения с , в которых происходил температурный спиновый кроссовер, который выражался в плавном увеличении магнитной восприимчивости в области температур от 50 до 300К.

В работе [[34]] рассматриваются комплексы с ионами . Ионы обладают различными спиновыми состояниями: низкоспиновое (S=1/2) и высокоспиновое (S=5/2). Обычно в комплексах со спиновым кроссовером, содержащих происходит плавный рост эффективного магнитного момента при повышении температуры от 100 до 300 к.

Глава 2.

Синтез образцов МСР Fe/Co/Mo и методы экспериментальных исследований

§2.1 Особенности роста и осаждения многослойных пленок и МСР.

Прежде чем рассматривать синтез образцов МСР Fe/Co/Mo по-видимому следует знать особенности их роста и осаждения на подложку, так как эти особенности в существенной степени определяют физические свойства синтезируемых образцов.

До определенного времени считалось, что многослойные пленки напыляются слой за слоем и имеют однородную структуру. Однако еще в 1939 году С. Эссинг [[35]] сделал микрофотографии тонких пленок серебра, толщиной примерно 0.01 – 10 микрон, напыленных на слюду (мусковит) и обнаружил в них островковую структуру.

В современных работах с использованием новых методик исследования поверхностной структуры пленок, на особенности роста и осаждения пленок обращается большое внимание.

В работе [[36]] исследовались смачивающие способности атомов серебра при напылении его на поверхность кремния. Методом сканирующей туннельной микроскопии было обнаружено, что уже двумерный слой серебра частично не смачивает поверхность подложки, образуя трехмерные островки.

Условия смачиваемости и несмачиваемости при изготовлении мультислоев обсуждаются также в работе [[37]] в терминах энергий связи. Если обозначить εА ­ - энергию связи между атомами вещества А, εВ, - энергию связи между атомами вещества В, а εАВ – энергию связи между атомами A и B, то условия смачиваемости и не смачиваемости будут выглядеть следующим образом:

εВ+ εАВ < εА - атомы В смачивают поверхность, состоящую из атомов А.

εА cosθ + εАВ = εВ -атомы А не смачивают поверхность, образованную атомами. θ – угол между гранью островка и поверхностью.

В работе [[38]] рассматривается несколько наиболее распространенных моделей роста металлических пленок при синтезе методом молекулярно-лучевой эпитаксии: