Метастабильные состояния и магнитные свойства пленок сплавов на основе железа и кобальта

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

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

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

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

В третьей главе описаны также структурные превращения в метастабильных нанокристаллических пленках Fe(C) и Co(С), полученных методом импульсно-плазменного испарения. Данный метод позволяет получать нанокристаллические пленки Fe и Co содержащие от 20 до 30 ат.% С. Нанокристаллические пленки Со(С), полученные при ТП = 50 єС, гетерофазны и состоят из пересыщенного твердого раствора Со(С) и метастабильного Со3С. Пленки, полученные при ТП = 150 єС, представляют собой механическую смесь метастабильных карбидов Со3С и Со2С. Обнаруженные в нанокристаллическом состоянии метастабильные карбиды Со3С и Со2С являются фазами высокого давления (~100 кбар). Установлена последовательность структурных превращений в пленках Fe(C) в процессе термической релаксации: нанокристаллическое ГЦК Fe(C) - нанокристаллическое ГПУ Fe(C) - блочный монокристалл ГПУ Fe(C)-ОЦК Fe+С.

В четвертой главе исследованы изменения магнитных свойств пленок сплавов при переходе их из одной модификации в другую. Для пленок сплава CoPd область существования ГПУ-фазы значительно расширена в пленочных образцах (от Co до Co40Pd60) пo сравнению с массивными. Низкие температуры подложек при напылении способствуют образованию ГПУ-фазы, которая при отсутствии других фаз при комнатной температуре существует довольно длительное время. ГПУ-фаза сплава, конденсируясь на подложки, образует текстуру - базисная плоскость (001) параллельна плоскости подложки. Измерения намагниченности насыщения МS дают при 20 єС для однофазных ГПУ-пленок эквиатомного состава величину 1000+ Д80 Гс. Намагниченность насыщения ГЦК однофазных пленок того же состава равна 800 +Д50 Гс, увеличиваясь при обогащении сплава кобальтом.

Измерения намагниченности насыщения двухфазных (ГПУ+ГЦК) пленок осложняются тем, что для получения численных значении MS каждой фазы надо знать количественные соотношения фаз, поскольку из измерений методом вращающих моментов, как описано в главе 2, получается значение MV, которое представляет сумму M1V1+M2V2, где V1, M2 и V1, V2 - намагниченности насыщения и объем ГПУ и ГЦК-фаз соответственно. Из-за текстурированности образцов измерения объема фаз методом статистической обработки микрофотометрирования микрофотографий дают довольно большую погрешность, что соответственно сказывается на точности определения намагниченности насыщения фаз. Поэтому в данном случае логично говорить не о намагниченности насыщения ГПУ и ГЦК-фаз, тем более, что и параметры этих фаз в двухфазной пленке отличаются от параметров однофазных ГПУ- и ГЦК-пленок того же состава, а о магнитном моменте на единицу объема пленки сплава, т. е. о намагниченности насыщения MS-пленки. Намагниченность насыщения двухфазных ГПУ+ГЦК-пленок толщиной до 1500 ? лежит в области значений между намагниченностями насыщения ГПУ и ГЦК-фаз того же состава (например, для эквиатомного состава 900-750 Гс). Величина MS изменяется от пленки к пленке одного и того же состава в пределах больших, чем ошибка измерений (5 %). Разброс значений MS можно объяснить разным соотношением фаз в пленках одного и того же состава, изменением параметров решеток фаз в двухфазной системе. ГЦК - однофазные поликристаллические и монокристаллические эпитаксиальные пленки, выращенные при ТП = 230-260 °С, имеют намагниченность насыщения массивных образцов того же состава. Высокотемпературные отжиги таких пленок, эквиатомного и близких к нему составов, позволяют получать атомноупорядоченную структуру с ГЦТ-решеткой типа L10 (а = 0,416 нм, c = 0,334 нм, c/а = 0,81). По мере исчезновения фазы с ГЦК-решеткой происходит уменьшение намагниченности насыщения до величины MS ~ 80 Гс. Полностью фаза с ГЦК-решеткой не исчезает, поэтому малую намагниченность можно отнести за ее счет. Отсутствие намагниченности в фазе с ТТЦ-решеткой, возможно, обусловлено формированием в ней скомпенсированного антиферромагнетизма. Параметры а и с ГЦТ-решетки существенно зависят от режима термообработки. Отношение может достигать значения 0,80. Такое искажение решетки может привести к отрицательному знаку константы обменного взаимодействия и антиферромагнитному упорядочению.

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

Измерения константы перпендикулярной анизотропии К1 свеженапыленных однофазных ГПУ-пленок толщиной 400-500 Е составов Co1-xPdx, где x = 0,45-0,55, показывают, что ОЛН отклоняется от плоскости пленки, т. е. кристаллографическая анизотропия ГПУ-фазы больше, чем анизотропия формы пленки равная 2рM2S~ 6-106 эрг/см3. С течением времени (несколько суток) хранения в комнатных условиях ОЛН укладывается в плоскость пленки. Это связано с диффузионными процессами, снятием напряжений и возникновением зародышей ГЦК-фазы.

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

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

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

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

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

Рисунок 9 - Зависимость степени порядка з термообработанных пленок Сo50Pt50/MgO от толщины пленок, (1) - II режим); (2) - I режим (а); зависимость величины коэрцитивного поля Нс, измеренная в легком направлении намагничивания, от толщины (отжиг - I режим) пленок Сo50Pt43Pd7/MgO (б)

Рисунок 10 - Зависимость степени тетрагональных искажений (с/а-1) от степени дальнего порядка в пленках сплава Fe50Pd50 (а); зависимость перпендикулярной магнитной анизотропии пленок Fe50Pd50/MgO (1), Fe50Pt50/MgO (2), Co50Pt43Pd7/MgO (3) от степени дальнего порядка (б)

Пленки сплава FePd толщиной до 300 ? после отжигов по режимам I и II магнитоодноосны, ось легкого намагничивания нормальна к плоскости пленки. После отжига по режиму II константа одноосной анизотропии достигает значения (1,0-1,4) Ч 107 эрг/см3, что больше анизотропии формы 2рJ2S. Несмотря на это, пленки не сохраняли однодоменное состояние в отсутствие внешнего магнитного поля.

После двухступенчатого отжига по режиму I получаются пленки сплава FePd с константой анизотропии К1=K+=(2-3)Ч107 эрг/см3. Такие пленки остаются однородно намагниченными перпендикулярно плоскости в отсутствии внешнего магнитного поля. Пленки Fe50Pd50-xPtx после двухступенчатого отжига по режиму I обладают константой анизотропии К1=K+=(2,5-3,5) Ч 107 эрг/см3. Такие пленки оставались однородно намагниченными перпендикулярно плоскости в отсутствии внешнего магнитного поля. В пленках больших толщин (300-1000 ?) после отжига по режиму I нормаль к плоскости пленки не становится осью легкого намагничивания, в некоторых пленках образуется конус легких осей. Отжиги свободных от подложки пленок эквиатомного сплава FePd и пленок Fe50Pd50-xPtx (пленки отделялись от подложки LiF и переносились на стекло или предметную сеточку) не приводили к созданию одноосной анизотропии с ОЛН, нормальной к плоскости пленки. ОЛН этих пленок отклонены от нормали к плоскости пленки и образуют конус. В неупорядоченных пленках сплава FePt ось легкого намагничивания лежит в плоскости пленок, константа перпендикулярной анизотропии меньше анизотропии формы пленок 2рJ2S =8,8Ч106 эрг/см3. После упорядочивающего отжига магнитная анизотропия пленок сплава FePt претерпевает изменения, аналогичные изменениям анизотропии пленок сплава FePd. Пленки состава 35-65 ат.%. платины толщиной до 500 ? после отжигов по режимам I и II становятся магнитоодноосными с осью легкого намагничивания перпендикулярной плоскости пленки. Константа одноосной магнитной анизотропии изменяется в зависимости от режима отжига и толщины пленок. Для пленок толщиной до 130 ? после отжига по режиму I К1=К+= (5,0-6,0)Ч107 эрг/см3. У пленок больших толщин (200-500 Е) после отжига по этому же режиму константа анизотропии достигает значений (2,2-2,5)Ч 107 эрг/см3. Понижение температуры отжига (режим II) ведет к понижению значения К1 до (1,1-1,9) Ч Ч107 эрг/см3. Пленки эквиатомного и близких к нему составов сплава FePt толщиной до 400 ? оставались однородно намагниченными в отсутствии внешнего магнитного поля.

Изменение магнитной анизотропии в процессе отжига, ее характер и величина константы очень сильно связано с процессами атомного упорядочения, происходящими в пленках. В областях составов 20-68 aт.% палладия сплава FePd и 35-62 ат.% платины сплава FePt, CoPt, а также эквиатомного состава и пленок сплавов Fe50Pd50-xPtx и Co50Pt50-xPdx (x = 1-10 aт.%) в процессе отжига происходит образование высокоанизотропных фаз. Кристаллографическая ось С этих фаз является осью легкого намагничивания. Характер расположения кристаллитов тетрагональной фазы и степень дальнего порядка в них и определяет магнитную анизотропию пленок. В тонких пленках (толщиной до 300 ? для сплавов FePd и Fe50Pd50-xPtx, до 130 ? для сплава FePt и до 180 Е для сплава Co50Pt50-xPdx) после отжига по режиму I вся тетрагональная фаза ориентируется осью С перпендикулярно плоскости пленки, константа кристаллографической анизотропии этой фазы больше анизотропии формы пленок К1> 2р J2S. Такие пленки остаются однородно намагниченными перпендикулярно поверхности в отсутствии внешнего магнитного поля. Поскольку пленки однофазны в кристаллографическом отношении, константа одноосной анизотропии их является первой константой кристаллографической анизотропии упорядоченных фаз. В пленках сплавов FePt и Co50Pt50-xPdx (x = 1-10aт.%) устойчивость однодоменного состояния менее чувствительна к наличию тетрагональной фазы с осью С в плоскости пленки. Тетрагональная фаза этой ориентации здесь также снижает эффективную перпендикулярную анизотропию. Однако за счет большой кристаллографической анизотропии тетрагональной фазы при этом резко возрастает коэрцитивная сила пленки. Таким образом, стабильность однодоменного состояния в пленке с перпендикулярной анизотропией, большей анизотропии формы, можно повышать не только увеличением перпендикулярной анизотропии, но и увеличением коэрцитивной силы. При дальнейшем понижении K1 (режим III) или увеличении толщины с появлением ГЦТ-фазы с осью С в плоскости пленки происходит отклонение ОЛН от нормали к плоскости пленки. Наличием таких кристаллитов следует объяснить аномальную полевую зависимость магнитной анизотропии в плоскости пленки от величины поля анизометра; кристаллиты, ориентированные осью С по направлениям [100] и [0I0] образуют так называемый «магнитный крест».

Таблица 1 - Магнитные характеристики пленок сплавов

Таким образом, характер и величину магнитной анизотропии монокристаллических пленок сплавов FePd, FePt, CoPt, Fe50Pd50-xPtx, Co50Pt50-xPdx (x = 1-10 aт.%) можно целенаправленно менять в очень широких пределах. Коэрцитивная сила неупорядоченных пленок сплавов FePd зависит от содержания палладия. При содержании палладия от 20 до 68 ат.% НC лежит в пределах 10-30 Э. После закалки таких пленок от 700 °С в воду коэрцитивная сила уменьшалась до значений 8-15 Э. У пленок составов 68-85 ат.% палладия коэрцитивная сила равна 4-5 Э и также несколько уменьшается после закалки от высокой температуры (700 °С). После упорядочивающих отжигов пленок картина резко меняется. В диапазоне составов 68-85 ат.% палладия НC пленок после отжига несколько уменьшается (до 2-4 Э). В области составов 20-69 ат.% палладия значения коэрцитивной силы значительно увеличиваются. При содержании палладия 20 ат.% коэрцитивная сила пленок (после отжига по режиму I) равна 900-1000 Э. При увеличении содержания палладия коэрцитивная сила возрастает, достигая максимальных значений 3600-3900 Э вблизи эквиатомного состава. При дальнейшем увеличении содержания палладия значения НC быстро уменьшаются; пленки сплава 34 Fe - 66 Pd имеют НC = 2000 Э, а пленки сплава 29Fe - 71Pd - коэрцитивную силу 4-5 Э. Более подробно влияние на коэрцитивную силу таких факторов, как степень дальнего атомного порядка и кристаллическая структура, исследовалось на пленках эквиатомнего состава сплава FePd. После термообработки по режиму I коэрцитивная сила пленок эквиатомного сплава FePd достигает максимальных значений 3600-3900 Э. При снижении температуры отжига до 550 °С (режим II) коэрцитивная сила достигает значений 2500-2700 Э. Дальнейшее снижение температуры отжига (режим III) уменьшает значения НC до 1400-1600 Э. Предварительная закалка пленок в воду с последующим отжигом при 400 °С (режим II) уменьшает значения НC до 900 Э. Коэрцитивная сила пленок неупорядоченных сплавов FePt с содержанием платины 35-62 ат.% равна 100-150 Э. Исследовались пленки толщиной 100-500 ?. После упорядочивающего отжига значения коэрцитивной силы резко возрастают. Поскольку все пленки после упорядочивающего отжига имели ОЛН, ориентированную перпендикулярно их плоскости, коэрцитивная сила определялась при перемагничивании вдоль их нормали. Проведенные измерения показали, что, как и для пленок сплава FePd, максимальные значения НC наблюдаются в пленках эквиатомного сплава FePt. После отжига по режиму II пленок сплава FePt толщиной свыше 130 ? коэрцитивная сила имеет значения 6-7 кЭ. Отжиг пленок этих же толщин по режиму I повышал значения НC до 10-10 кЭ. У пленок толщиной до 130 ? после отжига по режиму I коэрцитивная сила равна 7-8 кЭ.

Проведенные исследования показали, что зависимость коэрцитивной силы пленок упорядоченных сплавов FePd, FePt, CoPt, Fe50Pd50-xPtx и Co50Pt50-xPdx (x = 1-10aт.%) от содержания палладия или платины и режима термообработки можно объяснить их фазовым составом, размером и взаимной ориентацией кристаллитов, а также степенью дальнего атомного порядка в них. При малом содержании палладия (20 aт.%) количество г1-фазы мало, и значения коэрцитивной силы относительно невелики (~ 1000 Э). С увеличением содержания палладия доля г1 -фазы в общем объеме пленки растет, что приводит к росту значений НC. В области составов до 40 aт.% палладия магнитожесткая фаза FePd сосуществует с магнитомягкой б-фазой; во всем этом интервале составов коэрцитивная сила нарастает сравнительно медленно. Вблизи эквиатомного состава, где существует только упорядоченная фаза FePd коэрцитивная сила достигает максимальных значений 3800-3900Э. В сплаве FePt с содержанием платины более 35 ат.% существует только упорядоченная фаза FePt; при этом максимальные значения коэрцитивной силы достигаются в эквиатомном сплаве, уменьшаясь при отклонении от него в ту и другую сторону. Значения коэрцитивной силы пленок сплава FePt с увеличением содержания платины от 35 ат.% быстро возрастают, достигая максимума II кЭ в пленках эквиатомного сплава. Более высокие значения коэрцитивной силы монокристаллических пленок сплавов с одной ориентацией оси С г1-фазы по сравнению со значениями коэрцитивной силы массивных монокристаллов объясняются тем, что в пленках достигается более высокая степень дальнего порядка и, следовательно, более сильная магнитная анизотропия. Коэрцитивная сила в этих пленках определяется полем образования зародышей обратной намагниченности, которое, в свою очередь, зависит от величины K1. Однако большое число структурных дефектов, присутствующих в пленках, является причиной того, что НC пленок много меньше поля анизотропии сплава. Значительное увеличение НС наблюдается при образовании в пленках сплавов тонких пластин упорядоченных фаз. Коэрцитивная сила пленок с такими пластинами много больше НС массивных кристаллов. Различие объясняется тем, что пластины в пленках много тоньше, чем в массивных кристаллах (100 ? и 0,1 мкм соответственно). Такой вывод основан на том, что при увеличении толщины пластин (с помощью термоотжига) в пленках их коэрцитивная сила уменьшается. Очевидно, перемагничивание пленок с пластинами происходит смещением междоменных границ. Пачки пластин упорядоченных фаз являются эффективным препятствием на пути смещения границ.

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

После упорядочивающего отжига магнитные свойства пленок претерпевают существенные изменения. У пленок сплава FePd толщиной свыше 400 ? в интервале составов 45-55 ат.% палладия после отжига при температуре 600 °С возникает сильная одноосная анизотропия с ОЛН нормальной плоскости пленки. Константа этой одноосной анизотропии лежит в пределах (2,0-2,5)Ч107 эрг/см3 и намного превышает константу анизотропии формы. То же наблюдается после отжига пленок сплава FePt, эквиатомного и близких к нему составов, при толщинах свыше 250 ?. Пленки остаются однородно намагниченными перпендикулярно их поверхности в отсутствие внешнего магнитного поля. У пленок FePd, состав которых отклоняется от эквиатомного в пределах 5-10 %, при отжиге возникает анизотропия, ОЛН которой либо лежит в плоскости пленки, либо наклонена к ней под некоторым углом, меньшим 90°. У пленок с ОЛН в плоскости пленки К+= (2,0-7,0)Ч 106 эрг/см3, то есть меньше анизотропии формы.

После отжига по I режиму с последующим медленным охлаждением ось легкого намагничивания ориентируется нормально к поверхности у пленок сплавов FePd и FePt более широкого интервала составов (35-60 ат.% палладия для сплава FePd и 33-60 aт.% платины для сплава FePt). Константа одноосной анизотропии пленок после такого отжига достигает значений (2,8-3,0)Ч107 эрг/см3. Пленки сохраняют однодоменное состояние в отсутствии внешнего магнитного поля. Наблюдаемые высокие значения К+ у поликристаллических пленок сплавов FePd и FePt объясняются наличием в них текстуры (преимущественного расположения оси С кристаллитов г1-фазы нормально плоскости пленок). На поликристаллических пленках сплавов FePd, Fe50Pd50-xPtx и FePt, подвергнутых упорядочивающему отжигу, но имеющих K+ несколько меньше 2рJ2S, оказалась возможной запись полюсом постоянного магнита. Причем, после насыщения пленки вдоль нормали к ее плоскости запись возможна только одним полюсом, после насыщения пленки в ее плоскости запись возможна обоими полюсами. Следовательно, благодаря высоким значениям НС после насыщения пленок вдоль нормали и снятия поля, намагниченность их может сохранять направление прикладывавшегося поля. Коэрцитивная сила поликристаллических пленок сплавов FePd, Fe50Pd50-xPtx и FePt после отжига при 500 °С составляет 10, 12 и 15 кЭ соответственно и достигает максимальных значений после отжига по I режиму. Для пленок сплава FePd максимальное значение HС = 13 кЭ, для FePt - 18 кЭ. Значение НС пленок сплава FePd сравнимо с их полем анизотропии. Таким образом, результаты исследования магнитных свойств моно- и поликристаллических пленок сплавов FePd, FePt, Fe50Pd50-xPtx и Co50Pt50-xPdx (x = 1-10aт.%), подвергавшихся различным термообработкам, показали возможность получения их с достаточно большой перпендикулярной анизотропией и высокой коэрцитивной силой. Этo позволяет использовать их как реверсивные среды для высокоплотной магнитной и термомагнитной записи информации.

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

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

Рассчитанная плотность энергии E3W для пленки сплава FePd толщиной 500 ? равна 0,04 мДж/мм2, для пленки сплава FePt толщиной также 500 ? - 0,062 мДж/мм2, для пленок Fe50Pd50-xPtx и Co50Pt50-xPdx - 0,054 и 0,09 мДж/мм2 соответственно. В данном случае в расчет не приняты оптические потери системы, энергия, затрачиваемая на нагревание среды вокруг локального участка. Плотность энергии записи E3W, измеренная для пленок толщиной 500 ?, для сплава FePd составляет 0,2 мДж/мм2, для сплава FePt - 0,3 мДж/мм2, для пленок Fe50Pd50-xPtx и Co50Pt50-xPdx - 0,2-0,25; 0,4 мДж/мм2 соответственно.

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

Для считывания информации, записанной на магнитный материал в виде совокупности доменов с разной ориентацией вектора намагниченности, используются магнитооптические свойства материалов. Поскольку пленки сплавов FePd, FePt, CoPt, Fe50Pd50-xPtx и Co50Pt50-xPdx прозрачны до толщин 1000 ? , считывание осуществлялось в проходящем свете (эффект Фарадея). Для пленок сплавов FePd, FePt, CoPt, Fe50Pd50-xPtx и Co50Pt50-xPdx были сняты спектральные зависимости фарадеевского вращения и поглощения. Оказалось, что для всех пленок минимум вращения приходится на область 0,4-0,5 мкм, а максимум - на ближнюю инфракрасную область 0,8-1,2 мкм.

Рисунок 11 - Спектральная зависимость магнитооптической добротности монокристаллических пленок сплавов FePd (кривые 1, 4), FePt (кривые 2, 5), Fe50Pd43Pt7 (кривая 3). Кривые 4 и 5 сняты для пленок толщиной 430 ?

Рисунок 12 - Cпектральная зависимость удельного фарадеевского вращения для монокристаллических пленок сплавов FePd (кривые 1, 4), FePt (2, 5), Fe50Pd43Pt7, Co50Pt50-xPdx. Кривые 4 и 5 сняты для пленок толщиной 430 ?

Удельное фарадеевское вращение зависит от длины волны, а также от толщины пленок для монокристаллических образцов. Для более толстых пленок удельное фарадеевское вращение уменьшается. Данное отличие следует отнести, по-видимому, за счет появления в более толстых пленках кристаллитов тетрагональной фазы, ориентированных осью С в плоскости пленок. Для поликристаллических пленок всех толщин удельное фарадеевское вращение по величине совпадает с вращением толстых монокристаллических пленок и равно (3-4)Ч105 град/см на длине волны 1,2 мкм. Коэффициент оптического поглощения б не зависит от длины волны и толщины пленки и одинаков для исследуемых пленок сплавов. Зависимость магнитооптической добротности 2F/б от длины волны носила тот же характер, что и удельное фарадеевское вращение.

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

Рисунок 13 - Термомагнитная запись на пленке Co50Pt42Pd8 толщиной 360 ?. Запись производилась в собственном размагничивающем поле пленки. Длительность импульсов лазера ф = 15 нс: а - элементарная магнитная голограмма (период 450 линий на 1 мм); б - матрица битов-доменов (сторона квадрата равна 20 мкм)

С точки зрения голографической записи информации одним из наиболее важных параметров является дифракционная эффективность, равная отношению интенсивности света в первом дифракционном порядке (интенсивность восстановленного изображения) к интенсивности падающего света. Для операции стирания записанной информации важно знать температурную зависимость коэрцитивной силы пленок. В диссертации приведены температурные зависимости НC для моно- и поликристаллических пленок сплавов, а также температурная зависимость относительного магнитного момента, действующего на пленки сплавов со стороны поля анизометра. Магнитный момент уменьшается с ростом температуры от комнатной до температур, близких к температуре Кюри. При снижении температуры магнитный момент не восстанавливается до первоначального значения. Оказалось, что это связано с разбиением пленки на домены. Простой вид зависимости магнитного момента от температуры говорит об отсутствии каких-либо фазовых переходов в области рабочих температур, что повышает надежность записи и считывания информации. Эксплуатационные характеристики пленок сплавов Fe50Pd50, Fe50Pt50, Co50Pt50, Fe50Pd50-хPtх, Co50Pt50-xPdx как сред для термомагнитной записи информации, хранения и считывания ее сведены в таблицу 2.

Таблица 2

При сравнении характеристик пленок исследованных сплавов как сред для TMЗ с пленками хорошо изученных материалов видно, что по основным параметрам пленки не уступают, а по некоторым значительно превосходят их. Прежде всего, пленки сплавов имеют более широкий динамический диапазон, в рабочей области температур отсутствуют какие-либо фазовые переходы. Следует указать на большую химическую стойкость пленок сплавов; пленки без покрытия могут храниться на воздухе в течение нескольких лет, характеристики пленок при этом не изменяются.

Основные итоги работы

Основные результаты могут быть сформулированы следующим образом.

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

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

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

Область существования нанокристаллических пленок. Для пленок CoPd толщиной до 900 ? концентрационный интервал области заключен между 30 и 60 ат.% палладия, а интервал ТП лежит между +80 и +180 °С. Нанокристаллическое состояние, характеризующееся на электронограммах диффузным гало, представляет собой переходной мартенсит при полиморфном переходе из низкотемпературной ГПУ-фазы в высокотемпературную ГЦК-фазу.

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

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

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

4. Обнаружено увеличение намагниченности насыщения сплава 25 Fe - 75Pd при возникновении в нем упорядоченной фазы FePd3. Увеличение объясняется уменьшением числа неферромагнитных взаимодействий между атомами сплава. Получены монокристаллические пленки сплава FePd, FePt, CoPt (толщиной до 300, 130, 190 ? соответственно) с первой константой магнитной кристаллографической анизотропии 3Ч107, 6Ч107, 4,5Ч107 эрг/см3 соответственно, а также монокристаллические пленки Fe50Pd50-xPtx, Co50Pt50-xPdx (x = 1-10 aт.%) с К1 (3,5-4)Ч107 эрг/см3, что обеспечивает устойчивость однодоменного состояния в них при ориентации намагниченности вдоль нормали к плоскости пленок. Получены монокристаллические и поликристаллические пленки сплавов с изменяющейся в зависимости от режимов термообработки коэрцитивной силой (НС пленок FePd - 4 и 13 кЭ, FePt - 11 и 16 кЭ, CoPt - 8 и 12 кЭ, Co50Pt50-xPdx - 6-8 кЭ, Fe50Pd50-xPtx - 1,3-5 кЭ соответственно). Показано, что при достаточно высоких значениях НС поликристаллических пленок однодоменное состояние с намагниченностью нормальной к плоскости пленок (в отсутствии внешнего магнитного поля) может сохраняться при условии К - 2рJ2S. Это дает возможность производить на таких пленках термомагнитную запись.

5. Впервые определена намагниченность насыщения ГПУ-фазы в концентрационном интервале от Co до Co50Pd50. Установлено, что кривая концентрационной зависимости MS ГПУ-фазы лежит выше соответствуюшей кривой ГЦК-фазы. Это различие MS ГПУ- и ГЦК-фаз объясняется тем, что атомы Pd вносят больший вклад в MS ГПУ-фазы, чем в MS ГЦК-фазы. Установлено, что нанокристаллическое состояние сплава CoPd характеризуется низкими значениями коэрцитивной силы (HC = 5-20 Э). Сравнительно узкой шириной линии поглощения ФМР и малыми полями технического насыщения. Получены кривые температурной зависимости поля технического насыщения HS (вдоль нормали к плоскости пленки) нанокристаллических пленок разных составов. Минимум на кривых HS в области температур рекристаллизации объясняется ходом температурной зависимости константы обмена. Построены графики концентрационной зависимости константы К1 кристаллографической анизотропии ГЦК-сплавов CoPd для комнатной температуры и температуры жидкого азота (измерения выполнены на пленочных и массивных образцах). Рассчитанные на основе экспериментальных данных значения параметров обмена ГПУ и ГЦК однофазных пленок, а также нанокристаллических пленок, говорят о том, что нанокристаллическая система представляет из себя смесь плоскостей с ГПУ- и ГЦК-симметрией ближайшего окружения. Получены монокристаллические пленки сплавов FePd, FePt,CoPt, Fe50Pd50-xPtx, Co50Pt50-xPdx (x = 1-10 aт.%), находящиеся в атомно разупорядоченном состоянии. Измерены магнитные параметры пленок (JS, K, HC).

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

Результаты, вошедшие в диссертацию, опубликованы в работах

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

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

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

4. Артемьев, Е. М. Атомный и магнитный порядок в кобальт-палладиевых сплавах / Е. М. Артемьев, Л. И. Вершинина, Ю. В. Матысин, З. А. Матысина // 7 Всесоюзное совещание «Упорядочение атомов и его влияние на свойства сплавов». Ч. 3. - Свердловск, 1983. - С. 15.

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

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

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

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

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

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

11. Особенности структуры и магнитных свойств нанокристаллических пленок сплава Со(С), полученных методом импульсно-плазменного испарения (ИПИ) / Р. С. Исхаков, С. В. Столяр, Е. М. Артемьев, В. С. Жигалов // Новые магнитные материалы микроэлектроники: сб. науч. тр. - М., 2000. - С. 211-213.

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

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

14. Iskhakov P.S., Stoljar S.V., Artemyev E. М., Prokof'ev D.E., Komogortsev S.V., Zhigalov V.S., Chekanova L.A. Structure transformation in Fe-C , Co-C, Ni (Fe)-C nanocrystalline film //Abstract Book EASTMAG - 2001, Ekaterinburg, February 27-March 2, 2001,-P.218.

15. Столяр, С. В. Структурные превращения в метастабильных нанокристаллических пленках Fe (C), полученных методом импульсно-плазменного испарения / С. В. Столяр, Е. М. Артемьев // Вестн. Краснояр. гос. техн. ун-та. - Вып. 1. - Красноярск, 2002. С. 64-70.

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

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

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

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

20. Артемьев, Е. М. Атомное упорядочение и магнитные свойства пленок сплавов FePd и Fe50Pd50-xP tx / Е. М. Артемьев, Л. В. Живаева // Фазовые превращения в твердых растворах и сплавах: сб. науч. тр. 8 междунар. симпоз. - Сочи, 2005. - С. 11-12.

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

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

23. Artemyev E.М., Zhivaeva L.V. Atomic order and magnetic properties of thin films alloys FePd, FePt, Fe50Pd50-xPt x // Moscow International Symposium on Magnetism (MISM) Moscow 2005, p.246-247

24. Артемьев, Е. М. Перпендикулярная магнитная анизопропия в пленках сплавов FePd, Fe50Pd50-xPt x / Е. М. Артемьев, Л. В. Живаева // Нанофизика и наноэлектроника: матер. Х симпоз. - Нижний Новгород, 2006. - Т. 1. - С. 257.

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

26. Artemyev E. М, Zhivaeva L.V. Perpendicular magnetic anisotropy in thin films of alloys Co50Pt50, Co50Pt50-xPdx // EASTMAG - 2007 Euro-Asian Symposium «Magnetism on a nanoscale» //Abstract Book KAZAN 23-26 August 2007. P.208

27. Артемьев, Е. М. Перпендикулярная магнитная анизотропия в нанокристаллических пленках Co50Pt50 и Co50Pt50-xPdx / Е. М. Артемьев, Л. В. Живаева // Упорядочение в минералах и сплавах: сб. науч. тр. 10 междунар. симпоз. - Ростов-н/Д, 2007. - Т. 1. - С. 37-38.

28. Артемьев, Е. М. Структура гетерогенных состояний в нанокристаллических пленках CoPd / Е. М. Артемьев, В. И. Зайковский // Порядок, беспорядок и свойства оксидов: сб. науч. тр. 10 междунар. симпоз. - Ростов н/Д, 2007. - Т. 1. - С. 27-29.

29. Артемьев, Е. М. Длиннопериодические плотноупакованные структуры в пленках сплава CoPd / Е. М. Артемьев, М. Е. Артемьев // Наноструктурные материалы-2007 Беларусь-Россия: сб. науч. тр. 4 междунар. семинара. - Новосибирск, 2007. - С. 100.

30. Артемьев, Е. М. Перпендикулярная магнитная анизотропия в пленках FePd и Fe50Pd50-xPt x / Е. М. Артемьев, Л. В. Живаева // Поверхность. Рентгеновские, синхротронные и нейтронные исследования. - 2007. - № 10. - С. 1-3.

31. Артемьев Е. М., Бузмаков А.Е. Сплав для носителя термомагнитной записи. // Заявка №2006142232/28(046115) Решение о выдаче патента РФ от 15.11.2007.

32. Артемьев, Е. М. Фазовый переход порядок-беспорядок в тонких пленках CoPd / Е. М. Артемьев, М. Е. Артемьев // ЖТФ, 2007. - Т. 86. - Вып. 11. - С. 838-840.

33. Артемьев, Е. М. Структура гетерогенных состояний в пленках сплава CoPd / Е. М. Артемьев, В. И. Зайковский // Известия РАН. Сер. Физика. - 2008. - Т. 72. - № 10. - С. 1395-1399.

34. Артемьев, Е. М. Перпендикулярная магнитная анизотропия в пленках Co50Pt50 и Co50Pt50-хPdх / Е. М. Артемьев, Л. В. Живаева // ЖТФ, 2008. - Т. 78.

35. Артемьев, Е. М. Влияние обработки поверхности подложки MgO на структурно-чувствительные характеристики эпитаксиальных пленок (на примере пленок железа) / Е. М. Артемьев, А. С. Комалов // ЖТФ, 2008. - Т. 78.

Размещено на Allbest.ru