Doktori értekezés VAS-EZÜST HATÁRFELÜLETEK VIZSGÁLATA IONSUGARAS ANALITIKAI MÓDSZEREKKEL. Tunyogi Árpád

Átírás

1 Doktori értekezés VAS-EZÜST HATÁRFELÜLETEK VIZSGÁLATA IONSUGARAS ANALITIKAI MÓDSZEREKKEL Tunyogi Árpád Eötvös Loránd Tudományegyetem Természettudományi Kar Fizika Doktori Iskola Vezetıje: Dr. Horváth Zalán Anyagtudomány és szilárdtestfizika program Vezetıje: Dr. Lendvai János Témavezetı: Dr. Pászti Ferenc, tudományos fımunkatárs, a fizikai tudományok kandidátusa Dr. Szilágyi Edit, tudományos fımunkatárs, a fizikai tudományok kandidátusa KFKI Részecske- és Magfizikai Kutatóintézet 2009

2 Tartalomjegyzék Bevezetés Irodalmi áttekintés Vékonyréteg növesztés Vékonyréteg-növekedés A vas-ezüst rendszer A vas-ezüst rendszer vizsgálata Ionimplantáció Vizsgálati módszerek Ionsugaras analitika Csatornahatás Mérések kiértékelése - RBX D szerkezetek mérése Felületi mikroszkópia Kísérleti berendezések Molekuáris epitaxia növesztı berendezés (MBE) EG-2R Van de Graaff iongyorsító Nehézion kaszkádgenerátor (NIK) Kiegészítı mérések Eredmények Az MBE berendezés kalibrációja Vas-ezüst multirétegek növesztése és vizsgálata Aszimmetrikus réteghatár Epitaxiás vas-ezüst rétegek vizsgálata Hıkezelési kísérletek Ionimplantáció Tézispontok Saját publikációk Köszönetnyilvánítás Összefoglalás Summary Irodalomjegyzék

3 Bevezetés A vékonyrétegek, az anyagok tömbi tulajdonságától eltérı, speciális fizikai tulajdonságaik miatt egyre szélesebb körben nyernek ipari alkalmazást. Ennek egyik leginkább hasznosított és kutatott példája az óriásmágneses-ellenállású (Giant Magnetoresistance GMR) anyagok, aminek következtében a mágneses érzékelıkre épülı technológiák, ezen belül is a mágneses adattárolók kapacitás-bıvülése látványosan fejlıdik. Ezzel párhuzamosan elkezdıdött az olyan alternatív GMR-tulajdonságokat mutató anyagok tudományos vizsgálata is, amelyek lehetıvé teszik ennek a növekvı tendenciának a folytatását. A GMR-alkalmazásokban használatos mágnesesen csatolt vékonyrétegek majdani kiváltására javasolt egyik mágnesesen csatolt rendszer a Fe-Ag, amely óriásmágneses tulajdonságokat mutat úgy vékonyréteg, mint granuláris szerkezetben. Ennek, a termikusan keverhetetlen rendszernek a tanulmányozása napjainkban széleskörő. Mágneses tulajdonságainak kutatása szinte egyidıs a mágneses vékonyréteg-kutatással, ám ennek ellenére tulajdonságainak megértésében nagyon sok még a tisztázatlan jelenség. Ennek elsısorban ugyanaz az oka, amiért a Fe-Ag rendszer olyan népszerő a mágnesesen csatolt rendszerek körében: a két anyag nem keveredik, szilárd oldékonysága elhanyagolható, ezért éles határfelületek és stabil granuláris ötvözetek elıállításával kecsegtet. Bár a vas-ezüst rendszer intenzíven kutatott, és igen nagyszámú publikáció látott napvilágot a rendszerrıl az utóbbi évtizedekben, megfigyelhetı, hogy a kutatások súlypontja eltolódott a mágneses tulajdonságok vizsgálata felé, annak ellenére, hogy a vas-ezüst rendszer szerkezeti tulajdonságaiban is vannak fehér foltok. Ezek a szerkezeti tulajdonságok befolyásolhatják a rendszer mágneses tulajdonságait is, ezért fontos, hogy a kutatások ez irányban is tovább folytatódjanak. Jelen dolgozatban a vas-ezüst vékonyrétegek szerkezeti tulajdonságaival foglalkozom, szem elıtt tartva a rendszer mágneses tulajdonságainak kritériumait, de a vizsgált minták mágneses tulajdonságait nem vizsgáltam. Mágnesesen csatolt vékonyrétegek esetében nagy jelentısége van a sima határfelületnek az itt lejátszódó folyamatokra. Az utóbbi évek kutatása rámutatott arra, hogy a polikristályos vékonyréteg-szerkezető Fe-Ag határfelülete nem sima. A két anyag felületi 3

4 energiája közötti különbség miatt elvileg nem lehet sima határfelülető Fe-Ag multiréteget létrehozni. A vas-ezüst rendszer kutatásában az RBS többnyire más vizsgálati módszerek mellett, mint kiegészítı módszer volt alkalmazva, fıleg a növesztett rétegek vastagságának ellenırzésére, valamint epitaxiális rétegszerkezet esetén csatornahatás-vizsgálatokkal az epitaxia ellenırzésére és minısítésére. Kutatómunkám fı célkitőzése volt, hogy ezt a rendszert és a hıkezelés, valamint ionimplantáció hatására benne lejátszódó folyamatokat elsısorban RBS-el vizsgáljam. A Fe-Ag rendszer Rutherford visszaszórásos spektrometriával (Ruherford Backscattering Spectrometry RBS) a két elem kinematikai faktorának különbsége miatt nagyon jól tanulmányozható. A módszer segítségével választ kaphatunk a Fe-Ag vékonyrétegekben lejátszódó olyan folyamatokra, amelyek más módszerekkel nem, vagy csak nagyon nehezen tanulmányozhatók. Az RBS, mint módszer egyik erıssége a mélységfelbontás a vékonyréteg-struktúrákon belül. Mivel a vas és az ezüst jól szétválasztható csúcsokat mutat az RBS-spektrumokban, a módszerrel kiválóan vizsgálhatók a Fe-Ag határfelületek. A KFKI Részecske- és Magfizikai Kutató Intézetben (KFKI RMKI) meglevı berendezéspark, a molekulanyaláb epitaxiális növesztı berendezés (MBE), 5 MeV-es Van de Graaff iongyorsító, 450 kev-es ionimplanter (NIK), hıkezelı kemencék, valamint az anyagtudomány, a vékonyréteg-növesztés és az ionanalitika terén felhalmozott tudás és tapasztalat lehetıvé teszi, hogy sikeres kutatások folyjanak a vékonyréteg-szerkezetek vizsgálata során felmerülı problémák megválaszolására. Kutatómunkám során elsısorban szilícium-hordozóra leválasztott polikristályos rétegszerkezető vas-ezüst vékonyrétegeket vizsgáltam, de sikerült epitaxiális rétegszerkezeteket is elıállítani. A vékonyrétegeket elsısorban Rutherford visszaszórásos spektrometriával minısítettem, de kiegészítı vizsgálatok készültek felületi mikroszkópiával is. A tanulmányozott vékonyrétegek, úgy a Si hordozóra növesztett polikristályos szerkezetőek, mint a MgO-ra epitaxiálisan növesztettek, az RMKI MBE berendezésében készültek. Ugyancsak az MBE preparációs kamrájában, ultranagy-vákuumban történt a hıkezelés-sorozat is. A rétegek nehézion-besugárzása a NIK ionimplanterben történt. 4

5 1 Irodalmi áttekintés 1.1 Vékonyréteg növesztés A molekulanyaláb-epitaxiás növesztési módszert a 60-as évek végén fejlesztette ki a Bell Laboratories számára J. R. Arthur és Alfred Y. Cho [1]. A módszert a következı tulajdonságokkal jellemezhetjük [2]: - A növeszteni kívánt anyag a forrástól atomonként, illetve molekulánként érkezik a mintára, ami lehetıvé teszi a nagy pontossággal való növesztést, atomi vastagságú rétegek elıállítását, illetve a rétegek epitaxiás növekedését. - A növesztés ultranagy-vákuumban történik, így a megnövekedett növesztési idı alatt sem kerül szennyezı anyag a rétegekbe. A növesztéshez szükséges molekula-, illetve atomnyalábot Knudsen-féle effúziós cellákból párologtatással, illetve elektronágyúkkal történı porlasztással állítják elı. A hordozóra lerakott anyag vastagságát egy ahhoz közel elhelyezett rezgıkvarc méri. Ezáltal ellenırizhetı a lerakódott anyagmennyiség, közvetve pedig a növesztett réteg vastagsága. A lerakott rétegek kristályszerkezete reflexiós nagy energiás elektron-diffrakciós berendezéssel (Reflection High Energy Electron Diffraction RHEED) ellenırizhetı, ez különösen epitaxiásan növesztett vékonyrétegek esetében fontos. Elterjedt módszer még a pásztázó alagútmikroszkóp (Scanning Tunneling Microscope - STM) in-situ alkalmazása az MBE berendezésekben felületvizsgálati célokra. Mivel a növesztés lassú, atomonkénti leválasztást jelent, ezért követelmény az ultranagy-vákuum. Egyrészt, hogy az elpárologtatott atomok elérjék a hordozót, másrészt pedig hogy a növesztés során ne kerüljön a mintába idegen, szennyezı atom. Felépítésében rozsdamentes acélt, különleges vákuumüveget és tömítésnek oxigénmentes rezet használnak, a vákuumot krio- vagy iongetter-szivattyú biztosítja. A minta preparációjakor, akárcsak az üzemeltetésnél, az ultranagy-vákuum által megkívánt tisztasági elıírásokat kell alkalmazni. Hogy a vákuum a rétegnövesztés során se romoljon 10-8 mbar alá, folyékony nitrogénnel hőtött krio-pajzsok üzemelnek a növesztés alatt. 5

6 1.1.1 Vékonyréteg-növekedés A vékonyrétegek növekedési módjában döntıen termodinamikai és kinematikus folyamatok játszanak szerepet. Általánosságban véve a vékonyréteg-növekedés módozatai, a termodinamikai közelítésen belül a relatív felületi és határfelületi energiák figyelembevételével magyarázhatóak. Másrészrıl a vékonyréteg-növekedés egy nemegyensúlyi kinematikai folyamat, amelyben a növesztési sebesség jelentısen befolyásolja a végleges szerkezetet. Általánosan véve három fı filmnövekedési módot különböztetünk meg (1.1 ábra): Szigetes, vagy Vollmer Weber (VW) növekedési mód akkor fordul elı, amikor a réteget alkotó atomok közötti kötés erısebb, mint a réteg és a hordozó közötti. Ebben az esetben háromdimenziós szigetek növekednek a hordozó felületén. Frank van der Merve (FM) vagy rétegrıl rétegre (layer-by-layer) növekedési módról abban az esetben beszélhetünk, amikor a réteget alkotó atomok sokkal erısebben kötıdnek a hordozóhoz, mint egymáshoz. Eredményeképpen minden réteg befejezettnek tekinthetı a másik réteg növekedésének megkezdıdése elıtt. Ebben az esetben szigorúan kétdimenziós növekedés zajlik. A Stranski Krastanov (SK), réteges és szigetes növekedési mód egy átmeneti eset a Frank van der Merve és a Vollmer Weber növekedési módok között. Egy teljes, kétdimenziós réteg kialakulása után háromdimenziós szigetek kezdenek el növekedi. A közbeesı réteg természete és vastagsága (amit gyakran Stranski Krastanov rétegnek neveznek) változó: lehet egy monorétegnél vékonyabb felületi fázis vagy néhány monoréteg vékony, feszített film. A különbözı növekedési módok elıfordulását kvalitatív módon a felületi és a határfelületi feszültséggel (γ ) lehet megmagyarázni. Ha a növesztés folyamán kialakuló sziget nedvesítési szöge ϕ, az erık egyensúlya alapján felírható: γ = γ γ cosϕ, (1.1.) S S / F + F ahol γ S a hordozó, γ S / F a határfelület, γ F a réteg felületi feszültsége. 6

7 1.1. ábra. Vékonyréteg-növekedési módok VW: Vollmer Weber (szigetes), FM: Frank van der Merwe (layer-by-layer), SK: Stranski Krastanov (réteges és szigetes). következı: Frank van der Merve növekedési mód esetén ϕ = 0, ezért γ γ / + γ. (1.2.) S S F F Szigetes növekedéskor (Vollmer - Weber) ϕ > 0 és az ennek megfelelı feltétel a γ < γ / + γ. (1.3.) S S F F A Stranski Krastanov növekedési mód esetén elıször az elsı eset áll fenn, majd növesztés közben a γ S és γ S / F módosulásával a szigetes növekedés feltételei alakulnak ki [3]. 7

8 Epitaxiás rétegek növesztésére ugyancsak érvényes ez az osztályozás, azonban más kritériumoknak is meg kell felelniük a növeszteni kívánt anyagoknak. Legnagyobb megszorítást ezen a téren a rácsállandók közötti eltérés jelenti, mivel ez határozza meg a növesztés közben a rétegekbe vitt feszültséget. Epitaxiás rétegek esetében minél kisebb (tipikusan 4 % alatt) kell, hogy legyen az a / a arány, ahol a a hordozó és a növeszteni kívánt anyag rácsállandóinak különbsége, a S pedig a hordozó rácsállandója. S Mivel az epitaxiás növesztés nem-egyensúlyi állapotban történik, a növesztés során a kinetikus folyamatoknak is fontos szerepe van. A gyakorlatban csak egy nagyon szők tartományban lehet jó kristálytani és határfelületi tulajdonságokkal rendelkezı epitaxiás rétegeket növeszteni. Magas hımérsékleteken az anyagok egymásba diffundálnak, ötvözeteket és vegyületeket képezve, míg alacsony növesztési hımérsékleten a növesztett réteg felülete feldurvul. Hogy elkerüljük az anyagok egymásba diffundálását, a növesztési hımérséklet (T g ) és az anyag olvadáspontja (T m ) közötti összefüggés [4]: T (1.4.) g T m A felület feldurvulása a növesztett anyag felületi diffúziójától függ. Az elfogadható alsó határ a felületi diffúziós együtthatóra D s 10 7 cm 2 s 1 [5], így a növesztési hımérséklet: 3T T m g (1.5.) 8 tehát a jó minıségő epitaxiás rétegek növesztésének korlátot szab a növesztési hımérséklet, és csak egy viszonylag kis hımérséklettartományban lehet megvalósítani. Ennek ellenére T < T / 8 növesztési hımérséklet alatt is állítottak már elı sima epitaxiás rétegeket [6], g 3 m [7]. A rétegnövekedés kinetikájából következik, hogy multirétegek esetén a felsı és alsó határrétegek nem lesznek egyformák, az anyagok felületi energiájának különbségébıl fakadóan ezek különbözni fognak egymástól. 8

9 1.2 A vas-ezüst rendszer A vas-ezüst rendszer talán legfontosabb jellemzıje, hogy a két anyag a pozitív keveredési hı miatt nem keveredik egymással [8], szilárd oldékonyságuk 1% körüli, ami lehetıvé teszi folytonos, nem keveredı vékonyréteges és stabil, szemcsés szerkezető növesztésüket. A két anyag összekeverhetetlenségének az oka a pozitív keveredési hı ( H mix =+42 kj/mol, olvadék formájában pedig H mix =+28 kj/mol [9]) ábra. A vas-ezüst rendszer fázisdiagramja. A két anyag még oldat formájában sem keveredik. A vas és az ezüst epitaxiásan növekszik MgO(100)-on, 45 -os szögben elfordulva egymáson (Ag(001)<100>//Fe(001)<110>) [10, 11], GaAs egykristályra Ag(100)//Fe(100), illetve Ag(111)//Fe(110) alakban is. De az irodalomban fellelhetı még példa W(110) hordozóra növesztett Fe(110)//Ag [4] és NaCl(100) hordozóra növesztett Fe(100)/Ag(100) 9

10 struktúrákra is [12]. Az Ag fcc(001)<100>//fe bcc (001)<110> kapcsolat a / a eltérése s 0.8% [4], ahol a = a e as, a növesztett réteg és a hordozó rácsállandója közötti különbség. A rétegek növekedési módjának egyik meghatározó tényezıje a növesztett réteg és a hordozó felületi energiája, illetve ezeknek az aránya. A vas felületi energiája J/cm 2, míg az ezüst esetében ez az érték J/cm 2 [13] A vas-ezüst rendszer vizsgálata A vas-ezüst rendszert elıször a vas mágneses hiperfinom terének növekedése miatt vizsgálták. Ekkor az ezüstöt csak mint hordozót alkalmazták nagyon vékony, néhány monoréteg vastagságú vasréteg leválasztására. Hosszú idın keresztül ugyanis nem lehetett megfelelı simaságú ultravékony vasat leválasztani olyan határfelületi simasággal, amely lehetıvé tette volna a vas határfelületi mágneses viselkedésének vizsgálatát. Az elsı epitaxiás vas-ezüst növesztések közé tartozik Snyman és Olsen kísérlete 1972-bıl [14]. Vegyi úton elıállított ezüst egykristályokra növesztettek epitaxiásan vasat, és elektronmikroszkóppal figyelték a növekedési mechanizmust, valamint annak vastagság- és hımérsékletfüggését. Koon és szerzıtársai [15] GaAs(001)-re is sikerrel növesztenek Fe-Ag epitaxiás rétegeket. A 80-as évek elejétıl fıleg Mössbauer-spektroszkópiával vizsgálták a nagyon vékony, ezüstre növesztett vasrétegeket. A kutatásokból kiderült, hogy a vas az ezüstre három monoréteg vastagságig layer-by-layer típusúan nı, majd a növekedés Stranski Krastanov típusúvá válik [16]. Tyson és munkatársai a mágneses hiperfinom tér növekedését észlelték nagyon vékony, ezüstre epitaxiásan növesztett vas határfelületén [17] és kimutatták, hogy a vasra növesztett ezüst (valamint más fémek) hatására a vas hiperfinom tere megnı. Ezt a vas Frank van der Merve típusú növekedésével magyarázták, a növesztéskor egy nagyon sima határfelület alakul ki a két anyag között. Annak ellenére, hogy már nagyon hamar rámutattak arra, hogy, ha a vas szigetesen nı az ezüstre, az effektust a szuper-paramágneses relaxációs effektus is okozhatja [18], a növekedési módot még sokáig vitatták [19, 20, 21, 22]. A Fe/Ag rendszer Mössbauer-spektroszkópiai vizsgálatáról jó áttekintést ad a Simopoulos által írt 10

11 összefoglaló tanulmány [23]. A rendszer vizsgálata a mai napig tart [24]; errıl jó összefoglalást ad a Hahlin és szerzıtársai által írt cikk [25]. Az óriásmágneses-ellenállás felfedezése után [26] új irányt vett a mágnesesen csatolt ferromágneses-antiferromágneses anyagpárok kutatása. Különös módon az óriás mágneses ellenállást a Fe-Ag rendszerben elıször nem multiréteg-struktúrákon, hanem szemcsés ötvözetekben mutatták ki [27, 28], miután a jelenséget már felfedezték más, szemcsés ferromágneses szerkezetekben is [29, 30]. Miután elméletileg megjósolták [31], vas-ezüst multirétegekben is kimutatták a GMR-effektust [32]. Habár a vas növekedése az ezüstön széles körben kutatott és megértett volt, az ezüst vason való növekedését nem övezte ekkora érdeklıdés. Ennek tudható be, hogy sokkal késıbb kezdıdtek el az ez irányú kutatások. S. Onishi és szerzıtársai ezüsttel fedett Fe(100) felületen kimutatták, hogy a vas mágneses momentuma a fedett minta esetében különbözik a szabad felülető vas mágneses momentumától, 1984-es cikkük összefoglalójában csattanósan vonták le a következtetést és rámutattak arra, hogy a felület és a határfelület két különbözı fogalom [33]. Az irodalomban általam fellelt cikkek szerint már kezdetben úgy vélték, hogy akárcsak a vas az ezüstre, úgy az ezüst a vasra is layer-by-layer módon nı az elsı néhány atomi réteg vastagságig [34]. Noro és szerzıtársai azt találták, hogy az ezüst a vason Stranski-Krastanov típusúan nı, két stabil átmeneti réteg kialakulása után az ezüst szigeteket alkot. Az ezüst felületi diffúzióját vizsgálva azt találták, hogy az elsı monoréteg ezüst felületi diffúzióval szétterül a vas felületén [35]. Etienne és Massies fémpárok epitaxiás növeszthetıségét vizsgálva a termodinamikai és kinetikus modelleket alkalmazva a Fe-Ag multirétegekre megmutatta, hogy a két határfelület nem egyforma [4], ugyanis az ezüstre növesztett vas Volmer-Weber típusúan nı, míg fordított esetben a két fém felületi energiájából fakadóan a layer-by-layer növekedési mód a meghatározó. Ebbıl kifolyólag az ezüstre növesztett vas felülete feldurvul, viszont a durva felülető vasra növesztett ezüst felülete sima lesz. Ezt az eredményt Schurer és szerzıtársai [36] ugyancsak Mössbauer-spektroszkópiával megerısítették. İk is azt találták, hogy a két határfelület nem egyforma. Fe(100)/Ag(100) struktúrákon a vas növekedése az ezüstön szigetes, és a növesztett vas és az ezüst hordozó között atomok cserélıdhetnek ki, ami atomi skálán való keveredést jelent. A rendszer másik határfelületén a növekedı ezüst gyorsan 11

12 befedi a vasat, és layer-by-layer típusúan nı. Más kutatócsoportok is hasonló eredményre jutottak [37]: 250 C növesztési hımérsékleten az ezüstre növesztett vas monoréteg-szinten keveredett az ezüsttel, valamint vastagabb Ag rétegek esetében a vas réteg felületén ezüst jelent meg. Továbbá cáfolják, hogy a vas az ezüstre layer-by-layer módon nı. Mint láttuk, a két elem egymáson való növekedési módjának ismerete nagyon fontos a jó minıségő, éles határfelületek elıállításának szempontjából. Éles vas-ezüst határfelületeket általában epitaxiás módszerekkel próbáltak meg elıállítani [38, 39, 40]. Lézerimpulzus leválasztásos módszerrel (Pulsed laser deposition - PLD) nem sikerült ilyen jó minıségő, éles határfelülető vas-ezüst rétegeket elıállítani [41], amit a módszer sajátosságaival magyaráznak. Növesztés közben ugyanis a lézerimpulzussal elpárologtatott atomok energiája megközelítıleg 25 kev és így a növesztett rétegbe becsapódva mintegy implantálják a határfelületet. Hasonló jelenséggel magyarázzák a határrétegek általuk megfigyelt aszimmetriáját Gupta és szerzıtársai [42]. PLD módszerrel leválasztott vas-ezüst multirétegek Mössbauer-spektroszkópiával, RBS-sel és röntgen-diffrakcióval történt tanulmányozásával megállapították, hogy a két határfelület nem egyenértékő. 57 Fe markerréteget különbözı, specifikus helyekre növesztve arra az eredményre jutottak, hogy vasra növesztve az ezüstöt, több ezüst atom kerül a vasrétegbe, mint fordított esetben vas atom az ezüstrétegbe. Ennek az okát abban keresték, hogy ezüstre növesztve a vasat, a vas gyorsan befedi az ezüstöt (valószínőleg a layer-by-layer növekedési móddal), míg az ezüst a vasat nem. Emellett a két atom különbözı mélységő implantációját is felelısnek tartották az eredményekért. Ez az eredmény viszont pontosan az ellentéte, mint amit Etienne tapasztalt MBE növesztésnél [4]. A két anyag összekeverésére tett erıfeszítéseket a vas atomok antiferromágneses közegben mért, megnövekedett mágneses momentumának a vizsgálata indokolta. A két anyag összekeverhetetlensége miatt különbözı módszerekkel állítottak elı különbözı koncentrációjú vas-ezüst ötvözeteket. Az elsı kísérletek 57 Fe ezüstbe történı implantációjával zajlottak [43], valamint porlasztással [44, 45] és együttes párologtatással [46, 47]. Az irodalom nem egységes a tekintetben, hogy mit kell Fe-Ag ötvözetnek tekinteni, egyaránt ötvözetnek nevezik a vas-ezüst metastabil fázisait és, egyes szerzık a szemcsés szerkezeteket is [48, 49, 50, 51]. 12

13 Egymással nem keveredı, pozitív keveredési hıvel rendelkezı rendszerek ionimplantációval való keverésétıl eleinte metastabil, amorf ötvözetek keletkezését várták (pl: [52, 53, 54]). Alacsony hımérsékleten (77 K), 200 kev Xe implantálásával, atom/cm 2 dózissal sikerült metastabil köbös fázisú vas-ezüst ötvözetet elıállítani [55]. Mások, ko-evaporált Fe-Ag mintákat alacsony hımérsékleten implantálva (350 kev) kimutatták, hogy két folyamat játszódik le egyidejőleg: fázisszeparáció és keveredés [56], amelyek 77 K-en egyensúlyban vannak [57]. Más kísérletekben ezüst, illetve vas-ezüst vékonyrétegekbe vasat implantálva vizsgálták a rendszer mágneses tulajdonságait. Nagy dózisú 56 Fe és 57 Fe implantálásával és utólagos hıkezeléssel [58, 59] az ezüstben vas klaszterek jelentek meg. Nagyobb dózisoknál az implantált minták GMR-tulajdonságokat mutattak. Ag/Fe/Ag(001) vékonyrétegeket vassal implantálva azt találták, hogy kis dózisoknál a rétegek relaxálódnak, nagy dózisoknál pedig a határfelületek feldurvulnak [60]. Vas-ezüst multirétegeken elsısorban az ionimplantáció hatására bekövetkezı keveredést vizsgálták. Amirthapandian és szerzıtársai több cikkben olyan kísérleti eredményekrıl számoltak be, amelyekbıl arra következtettek, hogy a vas-ezüst multirétegek ionimplantáció hatására teljesen összekeverednek, metastabil vegyületeket hozva létre. Elsı cikkükben [61] azt állítják, hogy nagyobb dózisok ( atom/cm 2 ) esetén szemcsés szerkezetővé alakul a minta multiréteg-periodicitása, ugyanabban az évben publikált másik tanulmányukban pedig azt, hogy kis dózis ( atom/cm 2 ) esetén a vas és az ezüst teljesen összekeveredett egymással [62]. Két évvel késıbb egy, ugyancsak ehhez a csoporthoz köthetı publikációban viszont ismét szemcsés szerkezet kialakulásáról számolnak be a szerzık. Már közepes dózisú ( atom/cm 2 ) ionimplantáció esetén is megjelennek a szemcsék és ezek mérete csökken az implantáció dózis növelésével [63]. Számos tanulmány foglalkozik a határfelületen ionimplantáció hatására végbemenı jelenségek vizsgálatával. Crespo-Sosa és szerzıtársai [64] vasra leválasztott ezüstöt implantálva azt tapasztalták, hogy a ballisztikus keveredést erısen ellensúlyozza az ionimplantáció termikus tüskéiben lejátszódó szétválás (demixing), viszont kis mennyiségő ezüstöt találtak a vasban, amit a ballisztikus keveredésnek tulajdonítanak. Ezzel párhuzamosan a minta felülete feldurvult. Egy másik publikációjukban [65], kifejezetten a termikus tüskék hatását vizsgálták nagyenergiás Au és Cu ionok implantációjával. Azt 13

14 tapasztalták, hogy míg a Cu/Fe rétegpárok esetén nagyobb a keveredés, mint az a ballisztikus modellbıl várható, az Ag/Fe rétegpárok egyáltalán nem keverednek, amit a szerzık egyértelmően a termikus tüskékben lejátszódó demixing hatásával magyaráznak. Ugyancsak nagyenergiájú nehézionokkal ( MeV Ar, Ni, Cr, Xe) implantálva Fe/Ag és Fe/Au multirétegeket [66], a Fe-Ag határfelületen semmilyen változást nem tapasztaltak, miközben a Fe/Au multirétegek határfelületei simábbá váltak. Mások a Fe/Ag határfelület kisimulásáról számoltak be [67]. Más szerzık elıször a határfelület simulását, majd a vékonyréteg-szerkezet eltőnését és szemcseméret-növekedését tapasztalták [68]. A vas-ezüst rendszer ionimplantációjának irodalmából, bár a leközölt eredmények néhol ellentmondanak egymásnak, néhány következtetést le lehet vonni. Multirétegek esetében a periodikus rétegszerkezet felbomlik és szemcsés szerkezetővé alakul át. A mintát alacsony hımérsékleten, kis dózissal implantálva metastabil fázis is kialakulhat. Vastagabb rétegek esetén keveredés nem tapasztalható, a ballisztikus keveredést ellensúlyozza a termikus tüskékben végbemenı demixing folyamata. 1.3 Ionimplantáció Az már régóta ismert, hogy ionokkal bombázva egy céltárgyat megváltoznak annak fizikai tulajdonságai. Az ionimplantáció fogalma sokáig kimerült a sugárzás okozta roncsolásban és anyag-károsodásban, és mint káros jelenséget kezelték a reaktorok és más berendezések esetében [69]. Ohl volt az elsı, aki felismerte, hogy az ionimplantáció okozta változások hasznosak is lehetnek [70] ben, a Bell Telephone Laboratories munkatársaként szilícium diódák He + ionokkal való bombázása során azok karakterisztikájának javulását észlelte. Úgy vélte, hogy a bombázás hatására a félvezetı felülete besőrősödik, és ez által csökken a sávszélesség ben Cussins [71] Cambridge-ben germánium kristályokat különféle ionokkal bombázott, és mindegyik esetben p-típusúvá vált a kristály. Bár a kísérlet sikertelen volt, mégis ez volt az elsı eset, amikor ionimplantációval megváltoztatták egy szilárdtest félvezetı tulajdonságát. Az ionimplantációt kezdetben a félvezetı-iparban használták, de 14

15 miután az anyagtudományban is felismerték a benne rejlı lehetıségeket, egyre szélesebb körben terjedt el mind a kutatásban, mind az ipari alkalmazások területén [72] A céltárgyban lejátszódó folyamatok A nagyenergiára felgyorsított ion az anyagba behatolva annak atomjaival és elektronjaival kölcsönhatásba lép. Az ion útja során ütközik a céltárgy atomjaival és elektronjaival. Eközben energiát veszít és haladási iránya is megváltozik. Az egységnyi úthosszon az elektronoknak, ill. az atomtörzseknek átadott átlagos energiát elektronikus ill. nukleáris fékezıdésnek, összegüket pedig teljes fékezıdésnek nevezzük (S e, S n, S T ). A fékezıdés egy elemő homogén anyagokra leírható a kísérleti adatok kompilációjára alkalmazott szemiempirikus táblázatok segítségével, azonban ez gyakran az adatok hiánya miatt pontatlan, illetve számolható különféle elméleteken alapuló szubrutinok segítségével. Több elemő anyagok (vegyületek, ötvözetek, stb.) esetén általában a Bragg-szabállyal számolnak, ami a koncentrációval súlyozott átlagot számítását jelenti. Ez a közelítés nem teljesen pontos, mert a kémiai kötéseket nem veszi figyelembe, de legtöbbször megfelelı. A fékezıdés az egységnyi úthosszon történı energiaveszteség: de S T ( E) = = Se + Sn (1.6.) dx ahol de az energiaveszteség és dx a megtett út. Egy másik kifejezési mód a fékezési hatáskeresztmetszet, amelynek a mértékegysége az energiaveszteség/atom/cm 2 : 1 de ε = (1.7.) N dx ahol N az anyag sőrősége atom/cm 3 -ben kifejezve. Az ion anyagba történı behatolását különbözı paraméterekkel jellemezhetjük [73]. Az átlagos behatolási úthossz, R(E), természetesen energiafüggı, azt a beérkezı ion energiája és az ugyancsak energiafüggı teljes fékezıdés határozza meg: 0 1 R( E) = (1.8.) S E T ( E) de 15

16 A gyakorlatban elterjedtebb az úthossznak az ion beesési irányára (ami a legtöbb esetben a minta felületére merıleges irány) esı vetületének R p (projected range), a használata, amely az ion szóródása miatt általában kisebb, mint R(E). A megállt ionok mélységbeli koncentrációja egy eloszlást mutat, amelyet a szórási paraméterrel, R p -vel (range straggling) jellemzünk. R, R p, R, R p relatív viszonyát az ion/céltárgy-atom tömegaránya, az ion-energia, és a céltárgy orientációja befolyásolja. Az implantált ion mélységbeli eloszlása elsı közelítésben Gauss-eloszlás 2 (x R p ) n(x) = n(r p ) exp 2, (1.9.) 2 R p amelynek a mélység szerinti integrálja adja az implantált ionok felületegységre esı számát (dózis). Az ionimplantációra jellemzı energiaveszteség, valamint R p és R p adott rendszerre (ion, céltárgy, energia) különbözı táblázatokból is kiolvasható, de ma már inkább csak egy egyszerő szubrutin a különbözı programokban. Az amorfnak tekinthetı céltárgy esetén adott iontípusra az ioneloszlás Gauss-eloszlástól való eltérése az energiával növekszik. A technológia igényeit az egyszerősített Gauss eloszlással való leírás nem mindig elégíti ki: a kialakuló profil pontosabb leírására több momentumot tartalmazó numerikusan illesztett eloszlást választanak Az elméletileg várható mélységprofil adatait a gyakorlatban számos módosító hatás befolyásolja. Ezek közül az egyik az, hogy az ionimplantáció által keltett rácshibák (elsısorban vakanciák) hatására az ion becsapódásának környezetében megnı az implantált atomok diffúziós sebessége, ennek eredményeképpen kissé megváltozik (általában kiszélesedik) az eloszlás. A tényleges eloszlást befolyásolhatja még az ionporlasztás, amely általában kis és közepes energia/atomtömeg arány esetén jelentıs lehet: egyetlen beépülı ionra 5-10 leporlasztott atom is eshet. A porlódási sebesség változik az ionok beesési szögével. Általában maximális porlódási sebesség figyelhetı meg a beesési szögtartományban. Az elektronoknak átadott energia egyrészt az atomok ionizációjára fordítódik, másrészt különféle elektromágneses sugárzások formájában oszlik el. Az ionizáció során keletkezett (nagyenergiájú) elektronok, illetve az elektromágneses sugárzás is képes ionizálni, ezáltal egy elektron-foton vegyes kaszkád fog kialakulni. Az anyagból az elektronok (szekunder elektronok), illetve fotonok egy része kiszökhet, míg a többi elektron végül a mintában 16

17 megáll, a fotonok pedig elnyelıdnek. A végsı hatás megváltozott kémiai kötések és hı formájában jelentkezik. Az atomok meglökésére fordított energia további sorsa hasonlóan összetett. Ha az átadott energia kisebb, mint ami az atomnak az eredeti helyébıl való kilökéshez minimálisan szükséges (E d ), az atom a helyén marad, s energiája fononok útján a kristályban elnyelıdik. Ellenkezı esetben a helyébıl kilép, s az eddigiekben már ismertetett folyamatokban lefékezıdik, majd megáll. Ott ahol éppen megáll, általában nem áll rendelkezésre szabad hely, így a rácspontok közé fog beékelıdni (intersticiális atom). A visszamaradt üres hely neve vakancia. Az atomoknak átadott energia egy részét is végül az elektronok veszik át (a meglökött atomok elektronikus fékezıdése). A meglökött atomok nukleáris fékezıdésük révén további atomokat löknek meg, s egy ütközési kaszkád alakul ki. A kaszkád azon tagjai, amelyek a felületet olyan nagy sebességgel érik el, hogy a felületre merıleges sebességkomponensüknek megfelelı energiájuk nagyobb, mint az illetı atomra jellemzı felületi kötési energia, a céltárgyat el fogják hagyni. Ezek a leporlódott atomok, a folyamat pedig a porlódás. Ha a távozó atom maga a beesı ion, reflexióról beszélünk. A keltett vakancia-intersticiális párok (Frenkel párok) számának megadásával jellemezzük a roncsolás mértékét. Itt a dpa (displacement per atom) mérıszám használatos, ami azt adja meg, hogy a céltárgy adott pontja környékén átlagosan hányszor lökıdött ki a helyébıl minden egyes atom, valamint a dpa/ion is, ami az iononkénti teljes roncsolás leírására szolgál. 1-nél nagyságrendekkel nagyobb dpa egységek is gyakran elıfordulnak. A tényleges sugárkárosodás mértékét azonban olyan további folyamatok is befolyásolják, mint a vakanciák és az intersticiális atomok találkozásakor bekövetkezı rekombináció, az intersticiális atomok felületre való vándorlása és ott a kristályrácshoz való szabályos hozzáépülése, valamint a szemcsehatárokon illetve intersticiális vagy vakancia jellegő diszlokációs hurokba és vakancia-csomókba (klaszterekbe) való tömörülés vagy az ott bekövetkezı rekombináció. Az is elıfordul, hogy az eredetileg kristályos anyag teljesen amorfizálódik, illetve az eredetileg amorf anyag kikristályosodik. Ezek a folyamatok a céltárgy hımérsékletétıl erısen függı sebességgel és mértékben zajlanak le, továbbá egymással is szoros kölcsönhatásban állnak. Tovább bonyolódik a helyzet, ha a céltárgy többféle anyagból áll. Akár úgy, hogy azok térben szeparáltan fordulnak elı (rétegek, szemcsék) akár úgy, ha vegyületek, ötvözetek, 17

18 keverékek formájában. Ilyenkor az ionimplantáció hatására megváltozhat az anyageloszlás, vagy úgy, hogy az eredetileg elkülönült anyagok egymással keverednek ( ion beam mixing ), vagy úgy, hogy azok térben szétválnak (precipitáció, szegregáció). Eközben új anyagfázisok is kialakulhatnak, akár olyanok is, amik termikus folyamatokban nem alakulhatnak ki. További folyamatok is léteznek, például, ha a meglevı zárványok (szilárd, folyékony vagy gáznemő precipitátumok, szemcsék, buborékok) feloldódnak, összeolvadnak, illetve méretbeli vagy térbeli eloszlásuk szerint megváltoznak. Nagydózisú implantáció esetén az implantált anyag is felhalmozódik és a fenti folyamatokban is részt vesz. Az ionimplantáció folyamatait többféle módon lehet leírni. A SRIM kód általánosan használható, igen gyors és hatékony program az atomok ballisztikus elmozdulásainak leírására [74]. Nem foglalkozik viszont az olyan finom részletekkel, mint a rekombináció, vagy az elektronok és fotonok sorsa, újrakristályosodás, stb. Kisebb atomszámú anyagrészek esetén általánosan használhatók lennének a teljes folyamatot végigkísérı molekuladinamikai számítások is. 1.4 Vizsgálati módszerek Ionsugaras analitika RBS Ez a módszer a rugalmas magfizikai szóródáson alapul. Tekintsünk a laboratóriumi rendszerben egy E 0 energiájú, M 1 tömegő és Z 1 rendszámú ionokból álló nyalábot. A céltárgy felületi normálisa és a nyaláb θ 1 szöget zár be. A nyalábot alkotó ionok rugalmasan szóródnak az állónak feltételezett, M 2 tömegő, Z 2 rendszámú magokon oly módon, hogy az eredeti és a szóródás utáni mozgásuk iránya laboratóriumi rendszerben θ szöget zárjon be. A mechanikai energia- és impulzus-megmaradás törvényébıl kiszámítható a szóródott részecske energiája: E = ke 0 (1.10.) 18

19 ahol k a kinematikai faktor: M k = θ cos + M 2 M1 sin M 1 + M 2 θ 2 (1.11.) A kinematikai faktor tömeg- és szögfüggése az 1.3-as ábrán látható. A képlet alapján a berendezés által rögzített θ szórási szög ismeretében a visszaszórt ionok energiájából a szóró atom tömege meghatározható. A kinematikai faktor M 2 szerinti parciális deriváltja segítségével az E 0 bombázó energia és a mérırendszer E energiafelbontó képességének [75] ismeretében meghatározható az a M 2 tömegkülönbség, amely a mérés során még megkülönböztethetı: E M 2 =. (1.12.) k E0 M ábra. A kinematikai faktor tömeg- és szögfüggése. 19

20 A képletek részletesebb vizsgálatából kitőnik, hogy a tömegfelbontó képesség akkor jobb, ha θ, M 1 vagy E 0 nagyobb, illetve M 2 kisebb értékő. A módszert általában θ ~90-180, M 1 ~1-20, E 0 =0.5-5 MeV esetén alkalmazzák. A visszaszórt részecske energiájára felírt (1.10) egyenlet csak akkor igaz, ha az közvetlenül a felületrıl szóródott vissza. Ha az ionnal kölcsönhatásba lépı atom a céltárgy belsejében, annak a nyaláb és a detektor felé esı felszínétıl valamely x mélységben helyezkedik el, akkor a kifejezés a következık figyelembe vételével alkalmazható: a bombázó ion energiája közvetlenül a szóródás elıtt nem E 0, hanem a fékezıdés miatt: x / cosθ1 * E 1 = E0 S1( E ( x')) dx' (1.13.) 0 ahol S 1 (E * ) a bombázó ion fékezıdése a pillanatnyi E * energián, az integrálás a ténylegesen megtett út mentén történik. Megjegyezzük, hogy a méréseknél általában elıforduló 100 kev 5 MeV energiákon az ionok fékezıdésénél a céltárgyatomok elektronjaival való kölcsönhatásából származó úgynevezett elektromos fékezıdés dominál. A fékezıdött ion közvetlenül a szóródás után energiával rendelkezik, kifelé haladva tovább fékezıdik: E 2 = ke 1 (1.14.) 0 * E(x) E2 S 1(E (x '))dx ' x / cosθ2 = +. (1.15.) A fékezıképesség ismeretében az is meghatározható, hogy az egyes izotópok miként helyezkednek el a mélység függvényében. Ehhez az (1.13.), (1.15.) kifejezésekkel leírt fékezıdési folyamatok számszerő kiértékelése szükséges. Ma már a számítógépes programoknak a numerikus integrálás pontos kiszámítását végzik. Becslésekre néha még használják az ún. felületi közelítést: nem túl nagy mélységek esetén (néhány száz nm-ig) az ion energiája csak oly kis mértékben csökkent, hogy S 1 (E * ) jól közelíthetı az S 1 (E 0 ), illetve az S 1 (E 2 ) kifejezésekkel. Így 20

21 E2 ( x) k E0 ke ahol [S] a fékezıdési faktor 0 x x S E 1( 0 ) S1 k E0 cosθ1 cosθ 2 ks E S ke 1( 0 ) 1( 0 ) + x = ke cosθ1 cosθ 2 0 [ S]x x S1( E cosθ 1 0 ) (1.16.) A fentiek alapján a mélység: [ S] ks ( E ) cosθ =. (1.17.) 1 [ S] S ( ke ) cosθ 2 ke0 E2 ( x) x =. (1.18.) Egyetlen mérés esetén bizonyos határozatlansághoz vezet az, hogy ugyanakkora energiával rendelkezhet egy, a felülethez közeli könnyebb, illetve egy mélyebben fekvı, nehezebb atomról visszaszóródott ion. Ez a bizonytalanság megszüntethetı két különbözı paraméterrel (például a céltárgy két különbözı döntési szögénél) elvégzett méréssel. A mélységfelbontóképességet a rendszer energiafelbontóképessége és az aktuális effektív fékezıképesség határozza meg: E δ x =. (1.19.) [ S] Látható, hogy a mélységfelbontóképesség javítása az energiafelbontóképesség javításával és/vagy az effektív fékezıdés növelésével érhetı el. A szóródás differenciális hatáskeresztmetszete laboratóriumi rendszerben a Rutherfordformula szerint: d d 2 2 M 1 cos θ + 1 sin θ 2 2 M2 σ Z1 Z2 e = 2 Ω 2E 2 0 sin θ M 1 1 sin θ M2. (1.20.) Ennek, valamint a Q bombázó dózis és a detektor Ω térszögének ismeretében a céltárgyban lévı szóróatomok száma az alábbiak szerint meghatározható. Ha a mérendı felületi réteg vékony, akkor a spektrum megfelelı része egy éles csúcs, melyet az energiafelbontás véges értéke Gauss-görbévé alakít. Ennek területe (a csatornánkénti beütésszámok összege): 21

22 dσ N t Ω θ, (1.21.) A = Q ηb Ω d cos ahol Nt a szóróatomok száma (atom/felület dimenziójú), η b a detektor belsı hatásfoka (felületi záróréteges detektorok esetében általában 100%). Ha a mérendı minta vastag, akkor a visszaszóródott ionok csatornánkénti szóráshozama: Q η Ω H = b 1 [ S] 1 1 dσ (E) N(x) de d Ω, (1.22.) cos θ ahol de 1 a spektrum egy csatornájának szélessége és N(x) a szóróatom térfogategységére esı atomi koncentrációja a mélység függvényében. A visszaszórásos mérések hatáskeresztmetszete nem mindig írható le a Rutherford képlettel. Ha a beesı ion elég közel megy el az atommag mellett ahhoz, hogy már a magerıket is érezze, akkor a hatáskeresztmetszetet mérésekbıl kell meghatározni. A rugalmas szórás hatáskeresztmetszetében rezonanciák is megjelenhetnek. Rezonancia módszerrıl akkor beszélünk, amikor az energia függvényében határozzuk meg a rezonanciacsúcs területét. Ekkor a beesı ionok energiáját növelve a rezonancia feltétel egyre mélyebben és mélyebben teljesül és így letapogatható az izotóp mélységprofilja. A rezonanciamódszer jól használható érzékenyebb mérésekre. Ilyen eset pl. az O 16 (α,α)o 16 magreakció 3045 kev energián található 10 kev széles rezonancia Csatornahatás Egykristályos anyagok csatornahatásos (channeling) vizsgálatánál [76], amikor az ion valamelyik kristálytani iránnyal, vagy síkkal párhuzamosan, vagy ahhoz képest egy 2 2Z1Z 2q Ψ k = (1.23.) E d 0 szögnél kisebb szögben éri el a kristályt, az ion az atomsorok között halad tovább (d a rácsállandó). Pályája szinusz görbéhez hasonló lesz, amely sehol sem közelíti meg annyira a csatorna falát alkotó atomokat, hogy azokon visszaszórás történjen. Ideális esetben tehát a jel 22

23 nullára esne, hiszen nincs visszaszórás. Azonban az elsı atomsorokon bekövetkezı szóródás, valamint a csatornából való kiszórás ( dechanneling ) miatt, ha a jel a random-jelnek 2-3%- ra esik, már jó csatornázottságról lehet beszélni. A kiszóródásért többek között a nyaláb nem tökéletes párhuzamossága, illetve az atomok termikus mozgása, egyéb kristályhibák (vakanciák, diszlokációk) is felelısek. Ha a nyaláb beesési szögét a kristálytani tengelyhez képest változtatjuk, akkor a hozam szögszerinti változásából a kritikus szögre jellemzı félértékszélesség és minimális hozam meghatározható. A félértékszélességre axiális ( tengelyes ) csatorna esetén felírható: ahol F Ψ 1/ 2 = 0.8 F RS(x ') Ψ k (1.24.) 1/ 2 RS ( x') = ( f M ( x')) a Moliére-féle húrpotenciál, x ' 1.2u1 / a vibrációs amplitúdó, a pedig a Thomas-Fermi féle árnyékolási hossz. Planáris ( síkbeli ) csatornára a képlet a következıképpen írható fel: A fenti egyenletben: =, itt u 1 az egydimenziós Ψ 1/ 2 = 0.72 F PS(x ', y ') Ψ a (1.25.) u1 x' = 1.6 a d p y' = a Ψ a = Z Z 1 2 Nd E p a (1.26.) ahol F PS a dimenzió nélküli planáris potenciál, u 1 az egydimenziós vibrációs amplitúdó, d p pedig az atomi síkok közötti távolság. Ez a vizsgálati módszer nagyon hasznosnak bizonyult rácsközi atomok rácsbeli helyzetének meghatározásában [77], rácshibák (ami pl. kialakulhat ionimplantáció hatására) [79], rácstorzulások vizsgálatában és a kristályban levı feszültségek [76] meghatározásában. Segítségével ellenırizni lehet az epitaxiásan növesztett rétegek minıségét is. Fontos megjegyezni, hogy a csatornahatással kapcsolatosan nem a reciprok, hanem a direkt rácsról nyerhetı információ. 23

24 1.4.3 Mérések kiértékelése - RBX Az RBX kiértékelı programot [78, 79] 1984 óta használják sikeresen az RMKI ionnyaláb-analitikai laboratóriumában. A program több elemet tartalmazó, több rétegbıl álló mintákra képes BS és ERD spektrumokat számolni, valamint csatornázott spektrumok kezelésére is alkalmas. Az RBX a mintákat véges számú, egyenletes összetételő rétegekbıl állónak tekinti, minden réteghez adott összetételt rendelve, és azzal a közelítéssel élve, hogy az anyageloszlás minden rétegben egyenletes. A metrikus rétegvastagságok számításához a rétegek sőrőségeit is definiálni kell. Csatornahatásos spektrumok számításához a minták kristályszerkezetét, valamint hibaeloszlását is meg kell adni. Az ionok csatornából történı kiszóródásának (dechanneling) mértéke a csatornázott spektrumban a ponthibákra, amorf zárványokra és kiterjedt hibákra is számolható. Nem-Rutherford hatáskeresztmetszet esetén a kiértékelés csak akkor lehetséges, ha a mért vagy illesztett visszaszórási hatáskeresztmetszetek ismertek. A program tartalmaz egy szerkeszthetı hatáskeresztmetszet-könyvtárat, amelybe a felhasználó saját hatáskeresztmetszet adatait tárolhatja. Speciális illesztı függvények (Breit-Wigner, Lorentz képletek, stb. ), energia- és szórási szög függı korrekciós tényezık is használhatók. A spektrum-szimulációnál a program figyelembe veszi az elemek izotópjainak, a nem- Rutherford hatáskeresztmetszeteknek, az energiaelmosódásoknak, valamint a jeltorlódásnak a hatásait is. Az RBX-program a kurzor helyzetét figyelembe véve automatikusan kijelzi a felületi elem vegyjelét és atomtömegét vagy a detektált ion energiáját. A csúcsok területe, illetve integrálja ugyancsak számolható D szerkezetek mérése Az RBS, mint felületérzékeny módszer a minták egydimenziós (mélységbeli) leképezését teszi lehetıvé. Háromdimenziós, belsı struktúrával rendelkezı, pl. porózus 24

25 minták esetén a belsı nanométer - mikrométer mérető struktúra azonban torzulásokat, a szerkezet által okozott energiaelmosódást ( strucure induced energy spread ) okoz a felvett spektrumban [80]. Ezek a jelenségek annál markánsabbak, minél nagyobbak a fékezıdésbeli különbségek a mintát alkotó struktúrákban. A 3D-szerkezető mintákon végzett mérések értelmezésére az RBS-MAST (RBS on MAcroscopic STructures) programot [81] fejlesztették ki, amely használatával a pórusos Si minták spektrumai helyesen értelmezhetıek voltak. Az RBS-MAST egy Monte-Carlo szimulációra épülı spektrumgeneráló program, amely az ionok mintában megtett véletlenszerő útjából alkotja meg a belsı struktúrákat is figyelembe vevı spektrumot. Így lehetıvé válik az inhomogén és 3D típusúan strukturált mintákon készült RBS-spektrumok kiértékelése is úgy a periodikusan, mint a véletlenszerően felépített rétegszerkezetekkel. Speciális lehetıség, hogy a mintában anyagként definiálható az üreg is, (VOID), amelyen áthaladva az ion nem fékezıdik és abból nem is szóródik vissza. Ilyen módon sokféle struktúra definiálható a minta egy adott rétegében. Például VOID-ként definiálva a réteget és oszlopokba rendezve a vizsgálandó anyagot oszlopos szerkezető pórusos réteget lehet szimulálni, illetve a vizsgálandó anyagban gömbökbe definiálva a VOID anyagot, szivacsos porózus rétegszerkezet modellezésére nyílik lehetıség. A program egyidejőleg több különféle geometriai struktúra rétegbe ágyazására is képes. A teljesség igénye nélkül megemlíthetı a téglatest, gömb, ellipszoid, piramis, oszlop, ék. A geometriai struktúrákat periodikusan ismétlıdı elemi cellákban lehet definiálni. Maga a cella egy matematikai absztrakció, jelentısége az ionok útjának nyomon követésében és a belsı struktúra kialakításában van. A cellák mérete és anyaga tetszılegesen megválasztható. Elemi anyagból álló rétegek, ill. objektumok esetén a program automatikusan a tömbi sőrőséget használja, többatomos komponens esetén a sőrőséget definiálni kell. A program hagyományos (nem szerkezeti eredető) energiaelmosódásokat nem számol, a szimuláció lefuttatása után ezeket, a spektrumot egy Gauss-, illetve Lorentzfüggvénnyel konvolválva, lehet kompenzálni. A program folyamatos fejlesztés alatt áll, kielégítendı az egyre bıvülı felhasználói igényeket [TA2, 82]. 25

26 1.4.5 Felületi mikroszkópia Az RBS méréseken kívül néhány mintát atomerı-mikroszkópiával (Atomic Force Microscopy AFM) és pásztázó elektronmikroszkópiával is vizsgáltunk. A 80-as évektıl egyre elterjedtebbek az atomszondás pásztázó módszerek (Scanning Probe Microscopy - SPM). A pásztázó alagútmikroszkópiát és a pásztázó atomerı mikroszkópiát széles körben alkalmazzák az RBS-sel kombinálva [83, 84, 85, 86]. Atomerı-mikroszkópia. Az atomerı-mikroszkópia [87, 88] (Atomic force microscopy - AFM) az alagútmikroszkópiával együtt (Scanning Tunneling microscopy - STM) igen elterjedt és hatékony felületvizsgálati módszer. Az AFM lényege, hogy egy hegyes tő, a felületet szinte érintve végigpásztázza a mintát, és a képalkotás a felületet pásztázó tő és a felület atomjai között fellépı erık erısségének mérésén alapul. Üzemmódtól függıen ezek az erık a következık. Nem-kontakt módusban: van der Waals, elektrosztatikus, magnetosztatikus és kapilláris erık. Kontakt módusban: az elektronfelhık átfedésének következtében az atommagok árnyékolása nem teljes, azok taszítják egymást, valamint a Pauli-elv miatt azonos helyen azonos kvantumállapotú elektronok nem tartózkodhatnak, és ez taszítóerıt eredményez. Kontakt üzemmódban elérhetı az atomi felbontás is. A tő hegye egyatomos, ezáltal minimális a felületi deformáció és kicsi az érintkezési felület. Binnig elsı készülékében gyémánttő volt aranyfólián, újabban a tő piramis vagy kónuszos alakú és Si 3 N 4 vagy SiO 2 lapkán van kialakítva. Pásztázó elektronmikroszkópia A pásztázó elektronmikroszkóp (Scanning Electron Microscope SEM [89]) olyan berendezés, amelyben jól fókuszált elektronnyalábbal végigpásztázva a vákuumban lévı minta felületét, a mintából kilépı szekunder elektronokkal (vagy a mintából származó egyéb jelekkel, mint például a visszaszórt elektronokkal, röntgensugárzással stb.) leképezzük a minta felületét. Eközben a mintáról kapott jellel moduláljuk egy, a mikroszkóp 26

27 elektronnyalábjával szinkron módon mőködı katódsugárcsı fényintenzitását [90]. A kereskedelmi forgalomban az elsı pásztázó elektronmikroszkóp 1965-ben jelent meg. Népszerőségét elsısorban nagy mélységélességének köszönhette. Kis nagyítások esetén a pásztázó elektronmikroszkóp mélységélessége elérheti a 3-4 mm-t is, szemben a fénymikroszkóp 1-10 µm-es mélységélességével. Az átlagosnak mondható 5 nm-es laterális felbontás a pásztázó elektronmikroszkóp szekunderelektron-üzemmódjában lényegesen jobb, mint a fénymikroszkóp nm-es felbontóképessége. A pásztázó elektronmikroszkóp nagy értéke abban rejlik, hogy ha kellıképpen fel van szerelve, akkor a nagy nagyítású képek elıállításán kívül számos olyan fizikai mérés végezhetı el benne, amelyhez elektronnyalábra van szükség. A transzmissziós elektronmikroszkópia, felbontóképességével ( nm) felülmúlja a pásztázó elektronmikroszkópiát, azonban csak igen vékony minták vizsgálatára alkalmas, így a vizsgálatot általában egy idı és munkaigényes mintakészítés elızi meg. Eközben a minták szerkezete módosulhat is. Különösen megnöveli e vizsgálatok hatékonyságát a keresztmetszeti minták készítésének lehetısége is. E módszer is számos egyéb vizsgálati módszerrel kiegészíthetı, pl. elektrondiffrakció, vagy az elektronok által gerjesztett karakterisztikus röntgensugárzás alkalmazása. 27

28 2 Kísérleti berendezések 2.1 Molekuáris epitaxia növesztı berendezés (MBE) A kutatómunkámhoz felhasznált mintákat a KFKI RMKI MBE-berendezésében állítottuk elı [91]. A berendezés 2003-ban került beszerzésre és 2006 óta mőködik teljes kapacitással. A berendezést a francia MECA 2000 cég gyártotta, specifikációja szerint maximum 2 hüvelykes (5.08 cm-es) minták növesztésére alkalmas. AZ UHV-berendezés négy, egymástól hermetikusan elzárható egységbıl és egy hordozható UHV-mintatartóból áll. Az egységek: a mintazsilip, az elıkészítı kamra, a növesztı kamra és az azokat összekötı csı. A zsilip pormentességét a köré telepített lamináris fülke biztosítja. A hordozókat rögzítı 5.2 cm átmérıjő molibdéntömböt egy mágnesesen mozgatható vasút segítségével juttatjuk el a mintazsilipbıl a kamrákat összekötı csıszakaszba. A csövön lévı manipulátorokkal lehet a mintatartót az elıkészítı és a növesztı kamrába juttatni. Az elıkészítı kamrában főthetık ki a hordozók maximum 1100 C-on. Ide csatlakozik a hordozható mintatartó is. A hordozható tartóban egy mintatartó, moliblokk helyezhetı el UHV-környezetbe és szállítható más mérésekhez. Az akkumulátoros ionszivattyú 36 órán át biztosítja a mbar-nál jobb vákuumot. A vonatra helyezett minták a mágnesekkel a fıkamráig húzhatók, ahonnan a mintatartó a merıleges manipulátorkar segítségével a növesztı kamrába helyezhetı. A hordozó hımérséklete szobahımérséklettıl 900 C-ig szabályozható. Mintaforgatás nélkül legfeljebb 5 percig 1250 C-ot is el lehet érni. A minta forgatható, ami elısegíti a laterálisan homogén növesztést. Az MBE-berendezésben négy effúziós cella és két, egyenként négy csészét tartalmazó elektronágyú található, így összesen egyszerre tizenkét különbözı anyag lehet a rendszerben. A mintanövesztés specifikált sebességtartománya pm/s. 28

29 Az effúziós cellák növesztési sebességét egy, a minták helyére betolható kvarckristály méri, míg az elektronágyúkat két, az ágyúk közelében levı kvarckristály szabályozza. Az elektronágyúk növesztési sebességét, ennek idıbeli állandóságát, valamint a maradékgáz összetételét mozgatható kvadrupól tömegspektrométer felügyeli. A mintanövesztést in-situ nagyenergiájú, kisszögő elektrondiffrakcióval (Reflexion High-Energy Electron Diffraction, RHEED) lehet ellenırizni. Az RMKI MBE-berendezésében 12 kev-es STAIB gyártmányú RHEED-ágyú üzemel. Az egyes párologtató forrásokat árnyékoló lemezekkel ( shutter ) lehet eltakarni, hogy indításuk és leállításuk során ne szennyezzék a mintát, illetve a párologtatás gyorsan elindítható és megállítható legyen, vagy a különbözı anyagok leválasztását tetszılegesen váltogatni lehessen (multirétegek). 2.2 EG-2R Van de Graaff iongyorsító 1952-ben kezdte el Simonyi Károly az akkori KFKI-ban az elsı részecskegyorsító építését [92], intézetünkben iskolát alapítva ezáltal [93, 94, 95] es kényszerő távozása után a gyorsítóépítés nem állt le: az itt maradt szakemberek további gyorsítókat építettek. Az EG-2R jelő, 5 MV gyorsító-feszültségő Van de Graaff iongyorsító a Részecske- és Magfizikai Kutatóintézet legnagyobb berendezése ben kezdték el az építését és ben helyezték üzembe [96]. Ion-visszaszórásos kísérleteket 1971 óta végeznek [97, 98, 99, 100]. Kutatómunkám legnagyobb része ehhez a berendezéshez kötıdik. Munkám során az iongyorsító a 500 kev 5 MeV névleges energiatartományban volt képes gyorsítani H, D, He, Ar és N ionokat. Az iongyorsító +30 -os nyalábágán elhelyezkedı kamra az úgynevezett RBS-ág. A szórókamrában egy kéttengelyő goniométer helyezkedik el, amely az egyik tengelye lehetıvé teszi a mintatartó ±90 o -os döntését, míg a másik tengely mentén körbeforgatható (azimuth). A két tengellyel való mintamozgatás lehetıvé teszi a minták nyalábhoz képest tetszıleges beállítását, amire a csatornahatásos méréseknél van szükség. Egyszerre két detektor alkalmazható mérésekre, az egyik egy 165 -os CORNELL geometriájú RBS 29

30 detektor, a második detektor szereléstıl függıen lehet egy másik 97 -os CORNELL geometriájú detektor, vagy egy IBM geometriájú mozgatható detektor, amely RBS, NRA (Nuclear Reaction Analysis), ERD (Elastic Recoil Detection), illetve PIXE (Particle Induced X-ray Emission) mérésekre is alkalmazható. A detektor elrendezési geometriája CORNELL geometria, ha a beesı nyaláb és a detektor által kifeszített sík tartalmazza a minta döntési tengelyét, IBM geometria esetén pedig merıleges rá. A vákuumkamrában, valamint a nyalábág kamra elıtti szakaszán folyékony nitrogénnel mőködı kifagyasztó csapdák találhatók. Ezeket folyékony N-el feltöltve mérsékelhetjük a vákuumszivattyúkból a minta felületére kerülı szénhidrogének mennyiségét, ami jelentısen elszennyezné a mintát. Munkám során MeV energiatartományban végeztem RBS, csatornahatással kombinált RBS, ERD és NRA méréseket a berendezésen. Az egykristályos mintákon fellépı csatornahatás abban jelentkezik, hogy a visszaszórt ionok hozama lecsökken, ha a nyaláb pontosan egy kristálytani tengely irányával párhuzamosan esik a mintába. A hozam csökkenés kisebb mértékben akkor is megfigyelhetı, amikor kristálybeli síkok közelébe esik be a nyaláb. A kéttengelyő goniométer lehetıvé teszi, hogy az azimuth és a döntési szög változtatásával meg tudjuk keresni a síkokat, illetve a síkok metszéspontjait, azaz a kristálytani tengelyeket. Ezt a folyamatot hívjuk a minta orientálásának. A csatornahatásos mérések kiértékeléséhez szükséges a véletlenszerő (random) spektrumok meghatározása is. Ezt úgy határozzuk meg, hogy mérés közben egy adott döntési szög mellett folyamatosan változtatjuk az azimuthszöget, és így érjük el a véletlenszerő beesést. A véletlenszerően felvett spektrum akkor is lényeges, amikor a csatornahatást szeretnénk elkerülni egykristályos hordozón kialakított minta RBS mérésénél. 2.3 Nehézion kaszkádgenerátor (NIK) A vékonyrétegek Xe-os implantációját az RMKI Cockroft-Walton típusú nehézionkaszkád generátorával (NIK) végeztem. A berendezés 1985-ben készült el, kutatóéveim alatt 30

31 pedig átépítésére is sor került. Többek között megtörtént az ionforrás, a vákuumrendszer modernizálása és a vezérlés automatizálása is. Az implanter a kv feszültségtartományban képes gyorsítani az ionokat, a nyaláb elektrosztatikus úton való sepertetésével viszonylag nagy területen (80 80 mm) laterálisan homogén implantálást lehet végezni. Disszertációm írása idején az implanter kalibrációja néhány elemre még zajlott, a nemesgázok mellett többek között Fe implantálására is alkalmaztuk. Több féle, cserélhetı ionforrásával a periódusos rendszer szinte minden eleme implantálható. A mintatartója 600 ºC-ig kifőthetı, a nyalábhoz képest dönthetı, a vákuum kb mbar, a tipikus áramerısség iontól és annak töltésállapotától függıen µa. A mintatartó a nyalábhoz képest dönthetı is. 2.4 Kiegészítı mérések Egyes mintákon kiegészítı méréseket is végeztünk AFM-mel, SEM-mel és XRD-vel. Az AFM felvételek az MTA Mőszaki Fizikai és Anyagtudományi Kutatóintézet Nanoscope E berendezésével készültek légköri nyomáson 1 Hz pásztázási frekvenciával. A minták felületi durvaságának négyzetes középértékét (root mean square Rms) és a képekbıl a magasságeloszlásokat is meghatároztuk. A röntgendiffrakciós mérések (XRD egy Brucker AXS D8 Discover diffraktométerrel készültek. A diffraktométer Göbel tükörrel és 2 dimenziós helyzetérzékeny detektorral üzemelt Cu K α sugárzással. A pásztázó elektronmikroszkópos felvételek egy LEO 1540 XB pásztázó elektronmikroszkóppal készültek 5 kev gyorsító feszültséggel. 31

32 3 Eredmények 3.1 Az MBE berendezés kalibrációja Növesztés közben az MBE-ben a lerakott anyag mennyiségét rezgıkvarcos vastagságmérık mérik. Hogy az in-situ vastagságmérések minél pontosabbak legyenek, a növesztett rétegek vastagságát más vastagságmérı módszerekkel is ellenırizni kell. Az RMKI-ban ez RBS-sel történt. A két módszerrel meghatározott rétegvastagságokat összevetve kalibrálhatóak a rezgıkvarcos vastagságmérık. A nominális és valós rétegvastagság közötti különbségre egy példát a 3.3 ábrán mutatok be. A növesztés pontossága nagyon fontos a mágnesesen csatolt vékonyrétegek esetében. A kvarcok kalibrációját bizonyos mértékő használat után meg kell ismételni, mivel azok rezgési frekvenciája a lerakott anyagmennyiséggel arányosan módosul, emiatt egy idı után alkalmatlanokká válnak a mérésre, tisztításra szorulnak. Az effúziós cellák kihozatali rátáját (adott anyagmennyiségbıl növeszthetı rétegvastagság) is meg kellett határozni, ez fıleg a drága izotópok párologtatásánál fontos. A cellákból párolgó anyag mennyisége ugyanakkor függ a bennük található anyagmennyiségtıl, az anyag fogyásával lassan módosul. Ugyancsak módosítja ezt a cella nyakán növesztés közben lerakódó anyag. A cellák anyaggal történı feltöltésekor ez ugyancsak módosul, amikor is meg kell bontani az ultranagy-vákuumot, ami szintén a növesztési paraméterek módosulását vonhatja maga után. A Knudsen-cellák geometriája meghatározza a növesztett rétegek vastagságának laterális homogenitását. Mivel ennek irányszerinti eloszlása inhomogén, általában a cella tengelyének irányához közel maximuma van, egy 2 hüvelykes minta laterálisan nem lesz homogén. Egy nem forgatott hordozóra leválasztott réteg vastagságát sok pontban megmérve, a mért rétegvastagságokból felrajzolható a réteg vastagságának homogenitástérképe. A geometria miatt elérhetı maximális homogenitás megvalósítása és a megfelelı 32

33 növesztési sebesség érdekében a mintatartót úgy kell beállítani, hogy a nyalábintenzitás maximuma a hordozón, annak közepétıl kis távolságra legyen, és a mintát növesztés közben forgatni kell. A homogenitás-térkép alapján kismértékben módosítva a mintatartó helyzetét javítható a rétegek laterális homogenitása Eltérés (%) X F 30 G E 40 H I D 90 A B C Y ábra. Homogenitás-mérés 2 inches Si(111) hordozóra növesztett arany mintán. Növesztés közben a hordozó nem volt forgatva. Az eltérés a minta közepén mért vastagságtól van számolva, az XY síkban látható betők a mérési pontok helyét jelölik, az X és Y tengelyek számozása a mintatartó poziciójának felel meg. 33

34 100 Eltérés (%) F X G K E 40 H I 50 A J D 140 B C Y ábra. Homogenitás-mérés 2 inches Si(111) hordozóra növesztett vas mintán. Növesztés közben a hordozó forgatva volt. Detektált energia (kev) He + -RBS 2000 kev Θ=165 o, tilt 75 o 4 µc 0402/05 nominális rétegszerkezet: Si (111) / 10 nm Nb Nb Beütés O Mért Szimulált Csatornaszám Ir 3.3. ábra. Nb forrás kalibrációja. A mérés célja a nominális vastagságtól való eltérés megállapítása volt. A mért Nb vastagság 7.5 nm. 34

35 3.2 Vas-ezüst multirétegek növesztése és vizsgálata Kutatómunkámhoz a vas-ezüst mintákat a KFKI RMKI MBE-berendezésével készültek. A minták elıállításához egyaránt használtunk elektronágyúkat és Knudsen-féle effúziós cellákat. A növesztı-berendezésben az anyagok elrendezése miatt a vas és a szilícium elektronágyúból, az ezüst effúziós cellából párolgott. Az effúziós cella 920 C hımérsékleten üzemelt. A növesztési sebesség vasra , ezüstre , szilíciumra Å/s volt. Növesztés közben a laterális homogenitás növelésének érdekében a berendezés mintatartóját forgattuk. A polikristályos vas-ezüst rétegeket Si(111) egykristály hordozóra, az epitaxiás rétegeket pedig MgO(100) szeletre növesztettük. A Si(111) hordozó tisztítására több módszert alkalmaztunk: kémiai maratást és ultranagy-vákuumban való kifőtést. Az ultranagy-vákuumos kifőtést eleinte 600 C-on 30 percig végeztük, viszont nem várt problémába ütköztünk: amikor a szilícium hordozóra ezüstöt, majd vasat növesztettünk, a rétegek leváltak a hordozóról. Ez valószínőleg az ezüstréteg rossz tapadásának és a vasrétegbe növesztés közben beépülı feszültségnek volt az eredménye. A probléma felismerése után a hordozókat 200 C-on 30 percig főtöttük ki, a probléma a továbbiakban nem jelentkezett, bár a rétegek felhámlása a mintákon, kis területeken néha még így is tapasztalható volt. A szilíciumhordozó felületét fedı natív oxidréteg kémiai úton való elızetes eltávolítására két módszert alkalmaztam: szimpla 4%HF-alkoholos oldatban történı maratást, és összetettebb, több lépcsıs tisztítási eljárást: elsı lépésben a hordozón lerakódott szerves anyagot távolítottam el CCl 4 acetonos oldatával, majd a natív oxidréteget 4%-HF-al. Ez után a szeleten oxidréteget alakítottam ki H 2 O 2 és kénsav 1:1 térfogatarányú elegyével. A keletkezett oxidréteget ismét 4%-HF-al marattam le, végül a mintát ultranagy-vákuumban 200 C-on 30 percig kifőtöttem. Az epitaxiás minták növesztéséhez használt MgO hordozók esetén kémiai maratást nem, csak 600 C 30 perces kifőtést használtam tisztítási eljárásként. 35

36 A növesztett rétegek vastagságát növesztés közben kvarc oszcillátorokkal ellenıriztük. Epitaxiás rétegnövesztésnél RHEED-del ellenıriztük a növesztett réteg kristályszerkezetét is. 3.3 Aszimmetrikus réteghatár Elsı lépésben Si(111)//Ag/Fe/Ag hármas réteget készítettünk. Az RBX kiértékelı programmal elızetesen megszimulált spektrum látható a 3.4 ábrán. Jól látható, hogy az alsó és felsı Ag réteg a szimulált spektrumban elméletileg teljesen szétválik, ha 26 nm vasréteg van közé növesztve Si(111)/6 nm Ag/26 nm Fe/6 nm Ag Beütés Szimulált Fe Ag Csatornaszám 3.4. ábra. Si(111) / 6 nm Ag / 26 nm Fe / 6 nm Ag 2 MeV-es 7 -os döntési szögön várható RBS-spektruma RBXel szimulálva. Jól látható, hogy a két ezüst csúcs szétválik. Ezzel szemben a mért spektrumban a két ezüst csúcs nem vált szét. A 3.5 ábrán a mért spektrum látható, valamint annak az RBX kiértékelı programmal készült szimulációja. 36

37 Beütés Si(111)/6 nm Ag/26 nm Fe/6 nm Ag Mért Szimulált Fe Ag Csatornaszám 3.5. ábra. A Si(111) / 6 nm Ag / 26 nm Fe / 6 nm Ag minta mért spektruma és RBX-szimulációja. A két ezüst csúcs nem vált szét, mert a vas rétegbe is ezüst épült be. A 2 MeV He + -al készített RBS spektrumok kiértékelése közben a vascsúcsot a nominális rétegszerkezettel nem lehetett megszimulálni; ezüstöt kellett a vasrétegbe is keverni, hogy a két ezüstcsúcs közötti terület valamint a vascsúcs jól illeszkedjen. Mivel ez a minta nem sokkal az MBE üzembe helyezése után készült, a mintákon oxigénrezonanciaméréseket is végeztem, hogy ily módon a kis mennyiségő oxigén esetleges jelenlétét is megfigyelhessem a rétegekben. A rezonanciamérések alapján megállapítottam, hogy a rétegek tiszták voltak, oxigén csak a minták felületén, valamint a hordozó felületén kialakult natív oxidrétegben volt kimutatható. Mivel a Fe és Ag nem keveredik egymással, szilárd oldékonyságuk csekély, és a tapasztalatok szerint ennél sokkal vékonyabb, folytonos és tiszta vas-ezüst vékonyrétegeket is elı lehet állítani MBE-s növesztéssel, valószínőleg a spektrumokban látható keveredésnek más oka van. Ez lehet az anyagok egyszerre párologtatása, pl. ha a források elıtti takarólemezek (shutter) nem zárnak tökéletesen, vagy esetleg az RBS mérések során fellépı ún. többszörös szórás is (ekkor az ion többször is szóródik nagy szögben). A következı lépésben tehát arra kellett törekednem, hogy ezeket a lehetıségeket kizárhassam. 37

38 Ennek érdekében négy mintát készítettünk. Ezek közül egy-egy Si(111) hordozóra leválasztott vas, illetve ezüst réteg volt. A leválasztási sorrend hatásának vizsgálatára vasezüst rétegpárokat is növesztettem, vasra választva le ezüstöt, illetve ezüstre vasat. A rétegszerkezeteket, a nominális, illetve RBS-sel meghatározott rétegvastagságait, valamint a minták felületi durvaságait az 1. Táblázat tartalmazza: Mintaszerkezet Elnevezés Nominális vastagság Mért vastagság R ms (nm) AFM hisztogrammok félértékszélessége (nm) Si(111)//Fe Fe 100 nm Fe 73 nm Fe 1 2 Si(111)//Ag Ag 100 nm Ag 55 nm Ag Si(111)//Fe/Ag Fe/Ag 100 nm Fe 100 nm Ag 78 nm Fe 44 nm Ag Si(111)//Ag/Fe Ag/Fe 100 nm Ag 100 nm Fe 31 nm Ag 105 nm Fe Táblázat. Az egy- és kétrétegő Fe-Ag minták fıbb paraméterei. A felületi durvaságot atomerımikroszkópiával határoztuk meg. A minták készítéséhez a vasrétegeket elektronágyúból, az ezüst rétegeket Knudsencellából növesztettem. Növesztés közben az MBE vas és ezüst forrása egyszerre üzemelt. Erre azért volt szükség, hogy megvizsgáljuk, illetve kizárjuk az egyszerre növesztés lehetıségét. Ha valamelyik forrás takarólemeze nem zárt volna rendesen, úgy az egyrétegő mintákban megjelent volna a másik elem is. Az RBS mérésekkel megállapítottam, hogy az MBE takarólemezei tökéletesen zárnak, az elsı háromrétegő mintában a Fe-Ag keveredés magyarázatánál kizárhattam az egyszerre történı párologtatást. A méréseket 3560 kev He + -al végeztem. A 3.6. ábrán a két egyrétegő minta, a Fe, illetve az Ag rétegek mért és szimulált spektrumai láthatók. A spektrumokon jól látszik, hogy az egyrétegő mintákban nem található a másik anyagból. Az is megállapítható, hogy az egyrétegő minták spektrumaiban a csúcsok éles lefutásúak, tehát a méréseknél fellépı sokszoros és többszörös szóródás nem okozhatta a háromrétegő minta esetén a 38

39 spektrumtorzulást. (A jobb áttekinthetıség érdekében a továbbiakban a minták elnevezésében az egyes leválasztott rétegeket a hordozó felületétıl indulva soroljuk fel. A hordozó anyagát, illetve más paramétereket csak akkor említünk majd meg, ha arra az egyes minták megkülönböztetéséhez elengedhetetlenül szükség lesz.) O Si/73 nm Fe Si Fe Ag Yield kev He, tilt 60 o, Θ=165 o Si/55 nm Ag Yield Simulated ábra. A Fe, illetve Ag rétegek RBS spektrumai. Az ábrákon folytonos vonallal a szimulációk láthatók. a: Si/Fe, b: Si/Ag. Az a) ábrán a nyilak az adott elemrıl visszaszórt ionok felületi energiáját jelölik. A kétrétegő mintáknál a 3.7-es ábrán elıször szimulációk segítségével mutatom meg, hogy a spektrumokon hol láthatók a határfelületek. A spektrumok értelmezésénél egyrészt figyelembe kell venni a kinematikai faktort, másrészt a minta rétegeiben való fékezıdést. Az egyszerőbb eset a Si/Fe/Ag, mert itt a nehezebb elem van a felületen, azaz a fékezıdés és a kinematika szerint is a nagyobb visszaszórt energia felıl haladunk a kisebb felé, ahogy a felületrıl haladnak az ionok a hordozó felé. Az élek energiájuk csökkenı sorrendje szerint, az ezüstcsúcs felsı éle felel meg a minta felületének, az alsó pedig a Fe/Ag határfelületnek, a vascsúcs felsı éle ugyancsak a Fe/Ag határfelületnek, míg az vascsúcs alsó éle a Si/Fe határfelületnek. 39

40 Fordított sorrendben növesztve a vékonyrétegeket azt látjuk, hogy a vas és az ezüst csúcsok közelebb kerülnek egymáshoz, az ezüst kinematikai faktora nagyobb ugyan, mint a vasé, viszont a vas az ezüstre volt növesztve. Ebben az esetben a Fe felsı éle a felület, az alsó pedig az Ag/Fe határfelület. Az ezüst csúcs felsı éle ugyancsak az Ag/Fe határfelületnek felel meg, míg az alsó a Si/Ag határfelületnek. Hozam Si Si Fe Ag Ag Fe Fe Fe-Ag határfelület Fe-Ag határfelület Ag a). Fe-Ag határfelület b) Csatornaszám 3.7. ábra. Si hordozóra növesztett Fe-Ag rétegpárok RBX szimulációja. Vasra növesztett ezüst esetén a Fe-Ag határfelület a két csücs között, ellentétes növesztési sorren esetén a csúcsok külsı részén található. a): vasra növesztett ezüst esetén, b)ezüstre növesztett vas esetén. A 3.8 ábrán a Si/Fe/Ag és az Si/Ag/Fe minták RBS spektrumai láthatók. A Si/Fe/Ag mintánál az ezüst csúcs határfelületi része nem éles lefutású, hanem hosszan elnyúlik az alacsony energiák felé. Ezzel szemben a fordított sorrendő Si/Ag/Fe kétrétegő minta esetében a vas-ezüst határfelület éles, a rétegek nem keveredtek. A Si/Fe/Ag mintán a mért és szimulált spektrumok egyezésének érdekében a vasrétegbe ezüstöt kellett helyezni, ezt kinagyítva a 3.9 ábrán is bemutatom. Az RBX-szimulációhoz használt rétegstruktúrát a 2. Táblázat tartalmazza. A jó egyezés eléréséhez szinte a teljes vasrétegbe kellett ezüstöt feltételezni. (Az atom/cm 2 -ben kapott rétegvastagságokat a réteg sőrőségével elosztva a rétegvastagságot nanométerben is ki lehet fejezni.) 40

41 kev He, tilt 60 o, Θ=165 o O Si Fe Ag Si/78 nm Fe/44 nm Ag 1000 Beütés Mért Szimulált Si/61 nm Ag/105 nm Fe Csatornaszám 3.8. ábra. A Fe/Ag minta RBS-spektruma (a nagyenergiás rész kinagyítva). Az vas-ezüst határfelületen az ezüst csúcsnak hosszú lefutása van, amit a szimulációban kevert rétegekkel lehetett csak leírni, b: Si/Ag/Fe 41

42 Beütés kev He +, tilt 60 o, Θ=165 o Mért Szimulált Si/78 nm Fe/44 nm Ag 1000 Fe Ag Csatornaszám 3.9. ábra. A Fe/Ag minta spektrumának kinagyított részlete. Folytonos vonallal a spektrum RBX-szimulációja látható Réteg sorszám Vastagság (atom/cm 2 ) Összetétel (atomi arány) Ag 1 O Ag Fe 1 Ag Fe 1 Ag Fe 6 Si hordozó 2. Táblázat.. Az RBX-szimulációhoz használt rétegstruktúra. A rétegek számozása a felülettıl kezdıdik. Elmondható tehát, hogy a növesztési sorrendtıl függı különbség látható a vas-ezüst határfelület minıségében. Ezüstre növesztve a vasat a vas-ezüst határfelület éles, fordított esetben a határfelület elmosódik. A jelenséget nem a mérésbıl adódó másodlagos effektusok okozzák, ugyanis a tiszta ezüst réteg hátsó éle egyenes lefutású. Ugyancsak kizárható az egyszerre növesztés, mivel az egyrétegő minták tiszták voltak, az MBE forrásainak takarólemezei jól zártak. Azonban még nem zárható ki az, hogy valamilyen más effektus 42

43 álljon a jelenség hátterében. Az RBS-spektrumokban a rétegek keveredésén kívül például a rétegek vastagságbeli inhomogenitása is okozhat keveredésre utaló elmosódásokat, alacsony energiás nyúlványokat. Ugyanis ha az ezüst réteg nem egyenletes, az ionok különbözı hosszúságú utat tesznek meg a rétegben ütközés elıtt és az után is, ami egy újabb energiaelmosódási járulékhoz vezet. Az RBS önmagában nem alkalmas annak eldöntésére, hogy a spektrumok kiszélesedését keveredés vagy vastagságbeli inhomogenitás okozza. Emiatt az RBS méréseket más felületvizsgálati módszerekkel célszerő kombinálni. AFM-mel meghatározhatjuk mind az egyrétegő, mind a kétrétegő minták felületi durvaságát. Ezek különbségébıl becsülhetjük a második réteg vastagságbeli inhomogeneitását. A 3.9 ábrán a mintákról készült 1 1 µm mérető AFM-képek láthatók. A felületi durvaság négyzetes középértéke (Rms) és a magasságeloszlások félértékszélességei az 1. Táblázatban láthatók. Az egyrétegő vas és ezüst felülete simább, és a felületi magasságeloszlások félértékszélessége is kisebb, mint a kétrétegő Fe/Ag illetve Ag/Fe rétegpároké. A rétegpárokról elmondható, hogy az ezüstre növesztett vas felülete egyenletesebb, mint a vasra növesztett ezüsté. (Az R ms értékek 2, illetve 3.5 nm, a magasságeloszlások félértékszélessége pedig 2.6, illetve 9 nm.) Meg kell jegyeznünk, hogy az irodalom alapján az ezüst simábban növekszik a vasra, mint a vas az ezüstre [4]. Az eltérést magyarázhatja az Ag/Fe minta érdekes szerkezete, illetve az ezüstszemcsék nagyobb mérete a Fe/Ag minta esetén. Az egyrétegő minták felületi durvaságából következtetni lehet a rétegpárok vas-ezüst határfelületének durvaságára, (az újabb réteg valószínőleg nem változtatja meg az elızı réteg felületi durvaságát). Elmondható tehát, hogy a két határfelület között ilyen szempontból nincs számottevı különbség (R ms a vasrétegre 1, az ezüstre 0.73 nm, a magasságeloszlások félértékszélessége mindkét rétegre 2 nm volt). Így a két rétegpár esetében számottevı hatást csak a másodjára leválasztott réteg felületi inhomogenitásában fellépı különbségek jelenthetnének. 43

44 3.10. ábra. A mintákon készült 1 1 µm-es AFM-képek. A kép jobb oldalán a magassági skála látható. Ennek alapján az AFM-képekbıl nyert felületi durvaság-adatok segítségével megvizsgáltam, hogy a minták felületi durvasága okozhatja-e az RBS-spektrumban látható effektust. A minták felületi magasságeloszlását több részre bontva, az RBX-szimulációkban ennek megfelelı, különbözı vastagságú rétegekkel rész-spektrumokat szimuláltam, majd figyelembe véve a különbözı vastagságú részek arányát, a különbözı vastagságokkal szimulált rész-spektrumokat összeadtam. A 3.11 ábrán ez az összegzés látható. Folytonos vonallal az összegzett spektrum, szaggatott vonalakkal pedig a különbözı vastagságoknak megfelelı rész-spektrumok láthatók. 44

45 F e A g M a g as ság e lo szlá s (n m ) A g /F e F e /A g b ) M a g a s s á g e lo s zlá s (n m ) a ) Valószínûség Hozam t i =t o +a i a 1 a) c) w1 w2 w3 w4 w5 Sum a 2 a 3 a 4 Magasság (nm) a Csatornaszám d) ábra. a), b): a felületi inhomogenitások magasságeloszlása az AFM-mérések alapján, c): a Fe/Ag minta magasságeloszlásának felosztása, d) a magasságeloszlások súlyozása és ezek összege az Ag csúcsra. Az így kapott spektrumokat a 3.12 ábrán hasonlítom össze a mért spektrummal. A magasságeloszlást figyelembe vevı szimuláció nem írja le helyesen a vasra növesztett ezüst határfelületét. Bár a minták felületi durvasága és inhomogenitásai okozhatnának az RBSspektrumban ehhez hasonló effektust, esetünkben azonban nem errıl van szó. A vasra növesztett ezüst minta spektruma csak úgy értelmezhetı, hogy ezüst került a vasrétegbe, míg fordított növesztési sorrend esetén a két minta éles határfelületet hozott létre. 45

46 5000 Si/ 78 nm Fe / 45 nm Ag Fe Ag Hozam Fe Si/ 61 nm Ag/ 105 nm Fe Mért Számolt Szimulált Ag Csatornaszám ábra. A mért, és a felületi inhomogenitásokból számolt spektrumok összevetése. Az AFM-képek adataiból számolt (piros), felületi inhomogenitások okozta járulék nem magyarázza az ezüst csúcs alacsony energiás nyúlványát. Ez az eredmény azért meglepı, mert a két elem nem keveredik még folyadékként sem, valamint ellentmond az irodalomban eddig leírt vas-ezüst határfelületi aszimmetriáknak [38, 42], amelyek alapján egy fordított effektusra lehetne számítani. 46

47 3.4 Epitaxiás vas-ezüst rétegek vizsgálata Az elızı fejezetben tárgyalt növesztési sorrendtıl függı határfelületek különbségét, pontosabban az ezüst behatolását a vasrétegbe magyarázhatja a szemcsehatár menti diffúzió. Ahhoz, hogy ezt alátámaszthassuk olyan rétegpárokra van szükségünk, amiben jelentısen különbözik a szemcsehatár mennyisége. Ezért a polikristályos rétegpár mellett epitaxiális rétegpárt is növesztettem. A vas és az ezüst MgO hordozóra epitaxiálisan növekszik, míg Si hordozóra leválasztva polikristályos szerkezetőek lesznek. Ezért egyszerre növesztettünk, ugyanolyan körülmények között vas-ezüst rétegpárokat MgO(100) és Si(111) hordozókra. Míg a MgO(100)-n a rácsállandó mérete lehetıvé teszi, hogy azon epitaxiás Fe ill. Ag rétegek növekedjenek, a Si(111) esetén ez nem áll fenn. Az esetleges szemcsehatár menti diffúzió mértékének növelése érdekében két mintasorozatot is készítettem; ezeknél a vasréteg ugyanolyan körülmények között lett kialakítva, de az ezüst réteget szobahımérsékleten, illetve 250 C-on leválasztottuk le. A hordozók tisztítása ultranagy-vákuumban (az MBE preparációs kamrájában) 600 Con 30 percig zajló hıkezeléssel történt. A növesztési sorrend mindkét esetben MgO(vagy Si)//Fe/Ag volt. A vasréteg mindkét mintasorozat esetén 250 C-on lett, elektronágyúval, 0.15 Å/s növesztési sebességgel leválasztva. Ezután 450 C-on 10 percig hıkezeltük, hogy sima, egyenletes legyen a felülete. Az ezüst réteget az elsı mintasorozat esetén szobahımérsékleten, a második növesztésekor 250 C-on lett leválasztva. Az ezüst Knudsen-cellából 920 C-on, 0.55 Å/s-al lett növesztve. Mindkét mintasorozat növesztése közben a mintatartó forgatva volt. A hordozók mindegyike rendelkezett egy takart résszel is, hogy a csatornahatás-méréseknél a hordozó könnyen orientálható legyen. Növesztés közben a vákuum mbar-ról mbar-ra romlott az MBE növesztı kamrájában. A növesztett rétegek kristályszerkezetét in situ RHEED-el ellenıriztük. A MgO(100)- ra növesztett rétegpár mindkét esetben epitaxiás volt, míg a Si(111)-re növesztettek polikristályos szerkezetet mutattak. A minták elnevezései, morfológiájuk és fıbb tulajdonságaik a 3. Táblázatban kerültek összefoglalásra: 47

48 Minta Hordozó Rétegvastagság Felületi morfológia R ms csatornázott/random hozam % Hordozó Fe Ag Si/Fe/Ag_RT Si(111) 21 nm Fe 11 nm Ag RT sima Si/Fe/Ag_HT Si(111) 21 nm Fe 11 nm Ag 250 o C hasadozott MgO/Fe/Ag_RT MgO(100) 21 nm Fe, 11 nm Ag RT sima MgO/Fe/Ag_HT MgO(100) 21 nm Fe 11 nm Ag 250 o C hasadozott Táblázat. Az epitaxiás és polikristályos rétegszerkezető minták fıbb adatai. A Fe rétegek mindegyik esetben 250 o C-on voltak növesztve, majd 400 o C-on 10 percig utólagosan hıkezelve. A felületi morfológiát, valamint a felületi durvaságot (R ms ) az AFM-mérések alapján jellemeztem.a Si/Fe/Ag_HT mintán, annak polikristályos rétegszerkezete miatt nem történtek csatornahatás-vizsgálatok. A mintákon csatornahatással kombinált RBS-méréseket is végeztem. A random spektrumok esetén a minta felületi merılegese körül 7 ban elhelyezkedı kúppalást mentén körbeforgatott irányból esett be a nyaláb, a csatornázott spektrumok esetén a nyaláb a MgO<100>, illetve Si<111> tengelyével párhuzamosan esett be. A random és csatornázott spektrumok a 3.13 ábrán láthatók. A csatornázott spektrum a MgO/Fe/Ag_RT (szobahımérsékleten növesztett Ag) minta esetén alacsonyabb, a MgO/Fe/Ag_HT (250 Con növesztett Ag) minta esetén pedig magasabb volt. A Si(111) hordozóra növesztett minták nem mutattak epitaxiás növekedést. Erre utal az, hogy csatornázva a Si hordozót mind a vas-, mind az ezüstcsúcs területe mindkét minta esetében megegyezett a random módon felvett csúcsok területével. A RHEED diffrakciós képei alapján ezt is vártuk. A csatornázott spektrumok hozamának random szinthez viszonyított mennyisége (normált hozama) szintén a 3. Táblázatban látható. 48

49 Hozam kev He + RBS Θ=165 o Tilt 7 o Random Csatornázott MgO/Fe/Ag_RT Fe MgO/Fe/Ag_HT Ag 2000 MgO Fe Ag Det Fe Ag Energia (kev) ábra. Az epitaxiás minták random és csatornázott spektrumai. Folytonos vonal: random spektrum, szürke területő: a MgO hordozó <100> kristálytani irányában felvett spektrum. A MgO/Fe/Ag_HT minta vasrétegének normált hozama jelentısen megnövekedett a szobahımérséklető mintához képest (13.6%-ról 25.3%-ra), ugyanakkor az ezüst réteg normált hozama szinte alig változott (25.3%-ról 29.8%-ra). Ez a minta felületén bekövetkezett szóródásnak tulajdonítható. Csatornahatás-méréseknél a nyaláb az elsı atomi sort mindig véletlenszerőnek látja; ekkor a beesı ionok még nincsenek a csatornákba befogódva, így ezekrıl az atomokról sokkal nagyobb valószínőséggel történik visszaszórás, mint amikor már kialakult a csatornázódás. Mivel az ezüstréteg vastagsága 11 nm, ezért a tömbi mintákra jellemzı, ún. felületi csúcs nem választható ó szét a csúcs többi részétıl. A felületi szórás hatása a réteg teljes normált hozamától nem választható el. A Fe csúcsok normált hozamának változása akár a vasréteg epitaxia minıségének romlására utaló jel is lehetne. Ezt azonban valószínőleg kizárhatjuk, mivel mindkét minta esetén ugyanúgy készült a vasréteg, így nincs okunk feltételezni, hogy más minıségő vasréteg alakult volna ki. A hordozó egyik fı kristálytani irányától néhány foknyi távolságra, az azimut szög függvényében meghatározva a normált hozamokat, fel lehet rajzolni egy úgynevezett azimut-szkent. A normált hozam csökkenések ebben az esetben a fıbb kristálytani síkoknak felelnek meg. A MgO, Fe és Ag köbös szerkezetőek lévén, szimmetria okokból 49

50 elegendı egy 90 -os körbejárás a kristálytani síkok azonosításához, amit a 3.14 ábrán mutatok be. Normált hozam MgO(110) Fe(100) Ag(110) Mg Fe Ag HT MgO(100)/250 o, 21 nm Fe/RT, 11 nm Ag MgO(100) MgO(110) Fe(110) Fe(100) Ag(100) Ag(110) MgO(100)/250 o, 21 nm Fe/250 o, 11 nm Ag Azimut szöge ábra. Az epitaxiásan növesztett mintáknak a MgO hordozó <100> iránya körül 7º-ban felvett azimuthszkenje. (Normált hozam = aktuális szögön kapott hozam / 0º-90º-on átlagos hozam). Az azimut-szken alapján jól látható, hogy összehasonlítva a két minta elemeinek normált hozamát, a síkok alakja és mélysége változott. Míg az ezüst hozama esetében az árkok minimumai alig változnak a két minta között, addig a vas esetében ezek sekélyebbek lettek HT minta mindegyik síkjánál. A MgO minimumai is hasonló tendenciát mutatnak, ám ez nem annyira markáns. A síkok alakjának változása természetesen összhangban van a minták <100> irányban csatornázott spektrumok hozamaival is. Emellett megfigyelhetı, hogy a MgO/Fe/Ag_HT mintán a görbék jobban együtt tartanak. A bcc Fe és fcc Ag MgO(100)-on (Ag(001)<100>//Fe(001)<110>) kristálytani összefüggés alapján nı, a vaskristály 45 -al elfordul a MgO-hoz képest, és ugyancsak 45 -al fordul el az ezüst kristály a vason. Ennek megfelelıen a MgO (100) síkjának a Fe kristály (110), az Ag kristály (100) síkja felel meg A mintákon 7, 45 és 60 -os döntési szögeken készültek RBS-spektrumok. A 60 -os döntési szögön készültek a 3.15 ábrán láthatók: 50

51 50000 Hozam MgO/Fe/Ag_RT Si/Fe/Ag_RT MgO/Fe/Ag_HT Si/Fe/Ag_HT 1010 kev RBS os döntési szög Fe Ag Energia (kev) ábra. A MgO/Fe/Ag_RT, Si/Fe/Ag_RT, MgO/Fe/Ag_HT és Si/Fe/Ag_HT minták 60º-os döntési szögön felvett RBS spektrumai. A négy minta közül a MgO/Fe/Ag_RT rendelkezik a legélesebb vas-ezüst határfelülettel. A Si/Fe/Ag_RT minta esetében az ezüst csúcs alacsony energiás részén ugyanúgy, mint az elızı mintáknál is látható egy elnyújtottabb lefutás. A magas növesztési hımérsékleten készült ezüstrétegekkel rendelkezı minták (MgO/Fe/Ag_HT és Si/Fe/Ag_HT) esetében az ezüstcsúcs magassága csökkent, markánsabbá vált az alacsony energiás nyúlvány és a vascsúcs is elmosódottabb lett. A csúcsok területeiben nem mutatkozik különbség, a növesztett anyagmennyiség mindegyik esetben ugyanakkora. Felületi durvulásra utalhat ugyanakkor a Si és Mg él meredekségének csökkenése a HT minták esetén. 51

52 kev He + 7 o tilt Hozam o tilt MgO/Fe/Ag_RT Szimulált/nem kevert Si/Fe/Ag_RT Szimulált/kevert Fe Fe Ag Ag Energia (kev) ábra. A MgO/Fe/Ag_RT és Si/Fe/Ag_RT RBS-spektrumai és RBX-szimulációik. Az epitaxiás minta esetén a szimulációhoz (folytonos vonal) nem kellett köztes rétegeket alkalmazni a Fe és az Ag réteg között, míg a polikristályos minta esetében több köztes réteg tartalmazott különbözı koncentrációjú ezüstöt a vasban (szaggatott vonal). A 3.16 ábrán az RT minták RBS-spektrumai és azok RBX programmal készült szimulációi láthatók. Az epitaxiás rétegszerkezető minta jól leírható vas-ezüst köztes rétegek nélkül. A polikristályos rétegszerkezető minta spektrumainak szimulációjához a Fe-Ag határfelületen több köztes réteg tartalmazott különbözı koncentrációjú ezüstöt a vasban. A vasrétegben található Ag atomok mennyisége atom/cm 2 volt. A mintákról AFM-képek is készültek a felület morfológiájának megállapítása céljából (ld 3.16 ábra). E képeken jól látszik, hogy a szobahımérsékleten növesztett ezüst felülete sima, egyenletes. A 250 C hımérsékleten növesztett ezüst viszont mindkét esetben töredezetté vált. Az epitaxiás minta esetén az ezüstréteg felülete felhasadozott, különbözı mérető, sima felülető szigetek alakultak ki. A polikristályos rétegszerkezető minta felülete is töredezetté vált, ám a szigetek ebben az esetben domborúak, és nem egyforma magasságúak. 52

53 3.17. ábra. A mintákon készült AFM-képek: a): Si/Fe/Ag_RT, b): Si/Fe/Ag_HT, c): MgO/Fe/Ag_RT, d): MgO/Fe/Ag_HT. A képek 2 2 µm területen készültek. A felületi morfológiák magyarázatul szolgálnak az ezüst csúcs RBS-spektrumaiban tapasztalt intenzitás-csökkenésére, valamint a vas csúcs és a hordozó-él meredekségének csökkenésére is. Az RBS ugyanis közvetlenül nem érzékeny a minta felületének töredezettségére, az ionok a repedések mentén vákuumban haladnak befelé és onnan vissza is, így a repedések alatt található elem a spektrumban elsı közelítésben szintén a felületen jelenik meg. A repedések széleinél viszont a ferdén haladó ionok befelé és/vagy kifelé útjukat részben az ezüst rétegben teszik meg, s a vas jele a spektrumban a felülethez tartozó energiánál kisebb értéknél jelenik meg. Ugyanakkor az RBS-mérésekhez használt nyaláb területe több nagyságrenddel nagyobb, mint a minta felületét alkotó struktúrák, ezért a felületi domborzat különbözı pontjairól visszaverıdött ionok átlagolódnak, és ez a spektrumban, mint elmosódás fog megjelenni, torzítja a spektrumot. 53

54 Az AFM-képeken látható felületi struktúrák magyarázatot adnak a csatornahatásmérések eredményeire és az azimut-szken mérések sajátosságaira is, ahol a MgO/Fe/Ag_RT mintához képest a MgO/Fe/Ag_HT mintánál a legnagyobb mértékben a vascsúcs normált hozama romlott. A vascsúcs területe három összetevı együttes hatására alakul ki. Egyrészt egy kismértékő visszaszóródás még tökéletes egykristály esetén is (pl. a hımérsékletre jellemzı rácsrezgés miatt) megfigyelhetı lenne. Ha mint esetünkben is, a vas réteg nem tökéletes egykristály, ehhez egy további járulék adódik a kristályhibák miatt. Ez a két járulék a HT és RT minta esetén valószínőleg ugyanakkora, hisz a vas réteg ugyanolyan hordozóra ugyanúgy lett növesztve. Ugyanez igaz a MgO hordozóra is. A harmadik járulékot az okozza, hogy a fedı ezüstréteg mennyire szórja szét a nyalábot, hiszen a rétegen áthaladó ionok kis szögő szóródást szenvednek. Ez az Ag réteg minıségétıl függ, ami a HT minta esetén lehet a legrosszabb, hisz itt a réteg fel is hasadozott. A felhasadozás miatt a Fe csúcs esetében is megjelenik a felületi csúcs, tehát a nyaláb belát a Fe rétegig, és ott az elsı atomi soron random módon szóródik. Ugyanakkor az Ag réteg szigetes szerkezete miatt az Ag rétegben megjelenik egy szögszórás is, ami miatt az alsó Fe réteg esetében az ionok csatornázódása már nem lesz olyan jó, mint az RT minta esetén. Emiatt több ion verıdik vissza a Fe rétegbıl, így a csatornázott spektrumban a Fe csúcs területe nagyobb lesz mint az RT mintánál. A 3.13 ábrán látható, hogy a HT minta esetén a csatornázott spektrum Fe csúcsa nem csak magasabb, de szélesebb is. Ez a jelenség is az Ag réteg szigetes jellegének következménye. Ugyanis egyrészt a szigetes szerkezet miatt a Fe egy része megjelenik a felületi energiánál is, másrészt pedig az Ag szigetek vastagsága nagyobb lesz, mint az Ag rétegvastagság az RT minta esetén, ezzel a rétegben nagyobb lesz az energiaveszteség, a Fe csúcs az alacsonyabb energiák felé is eltolódik. A töredezett felülető minták RBS-spektrumainak értelmezéséhez, a megfelelı rétegszerkezet kialakításához az AFM-képeket is alapul véve, a 3D struktúrált minták szimulására használható RBS-MAST programot alkalmaztam. A 7 és 45 döntési szögő, RBX és RBS-MAST programokkal készült szimulációk a 3.18 ábrán láthatók: 54

55 tilt 7 o MgO/Fe/Ag_HT Hozam Fe Ag tilt 45 o Mért RBS-MAST RBX Fe Ag Energia (kev) ábra. A MgO/Fe/Ag_HT minta spektrumainak kiértékelése az RBS-MAST és az RBX programmal. Az RBX szimuláció MgO / 21 nm Fe / 11 nm Ag rétegszerkezettel készült. Az RBS-MAST szimuláció esetében a Fe réteg vastagsága ugyanannyi volt, az Ag réteg pedig nm mérető téglatestek formájában volt definiálva a nm mérető elemi cellában. Az RBX programmal készült szimulációkhoz figyelembe vettem minden, a program által számolt energiaelmosódást. Az RBS-MAST program esetében ez egyelıre nem lehetséges, így csak egy 20 kev félértékszélességő Gauss-függvénnyel vettem figyelembe a detektor energia-felbontását (16 kev), valamint a többi energiaelmosódási járulékot. Ezt az elmosódást a DEPTH program [75] segítségével becsültem meg. Az RBX programmal végzett szimuláció alapján a rétegszerkezet MgO / 21 nm Fe / 11 nm Ag volt, ekkor a mért és a szimulált csúcsterületek megegyeztek. Az RBS-MAST program esetén a rétegszerkezet felépítése a következı volt: egy VOID anyagú rétegbe, nm alapterülető, 17 nm magasságú elemi cellák lettek definiálva. Az elemi cellákba lettek beágyazva a nm mérető Ag szigetek, amelyeket 30 nm széles árkok választottak el egymástól. A szigetek összterülete 59%-os lefedettséget jelent; ez összhangban van az AFM-mérésekkel, ami alapján a lefedettség 52%-os, az Ag szigetek átlagos mérete pedig 107 nm volt. A vasréteg vastagsága természetesen itt is 21 nm volt. A MgO/Fe/Ag_HT minta spektrumainak szimulációival kapcsolatban meg kell említeni, hogy a kipróbált nagyszámú lehetséges szerkezet közül az ábrán látható szimuláció 55

56 illeszkedik legjobban a mért spektrumhoz. Az Ag szigetek méretét, ezzel a lefedettséget növelve az ezüst csúcs magassága a szimulált spektrumban magasabb lesz, mint a mért, valamint a Fe csúcs a mértnél hátrább tolódik, valamint csökken az elmosódottsága. A szigetek vastagságát növelve a szimulált Ag csúcs vastagabb lesz, mint a mért, ezzel együtt a Fe csúcs elmozdul a felület felé. Nem kizárt azonban, hogy a paraméterek más kombinációja is többé-kevésbé jó egyezést adjon. Például a négyszögletes cella alakot hatszögletőre is lehetne változtatni. Az RBS-MAST programmal való szimulációt ezért nem szabad túlértékelni. Azonban a szerkezetre vonatkozó ésszerő feltételezések esetén a módszer igen hatékony. A Si/Fe/Ag_HT minta spektrumainak szimulációjához az ezüstöt nem téglatestekként, hanem csonka-kúpok segítségével definiáltam. A VOID réteg vastagságánál magasabb kúpokat definiálva, az RBS-MAST program az objektumoknak csak azt a részét fogja figyelembe venni, amelyek a rétegben vannak, az azon kívül esıket nem. Ily módon elvágva a kúpokat, csonkakúpokat kapunk. Ez a szerkezet a spektrumokat is jobban leírja, az AFM-képeknek is jobban megfelel, mint a téglatestek. Két módszert választottam a spektrumok szimulálására. Az elsınél a vas és ezüst rétegek közé nem tettem vas-ezüst köztes rétegeket, hanem az ezüst kúpokat tartalmazó VOID réteg vastagságát, illetve a kúpok alapjának sugarát növeltem meg. Ez a felületi durvaság túlbecsléséhez vezetett, az AFM-képek alapján az ezüst felületének ekkora mérető feldurvulására nem lehet következtetni. A második módszer esetében az AFM-képek adataival összhangban levı felületi durvaságot és a vas-ezüst határfelületen vas-ezüst köztes rétegeket is használtam. A felületi durvasággal történı szimulációhoz a Si hordozón 21 nm tiszta Fe réteget használtam nm alapterülető cellákban, minden belsı struktúra nélkül. Az Ag réteget egy, 45 nm magasságú, 76 nm alapsugarú 35 nm vastag csonkakúpokként definiáltam. A mért spektrum, illetve a két szimuláció a 3.19 ábrán látható. Ezen az ábrán szaggatott vonallal ábrázolt szimuláción jól látható, hogy a Fe csúcs energiaelmosódottságát ezzel a felületi struktúrával többé-kevésbé le lehet írni, viszont a Fe csúcs hátsó lefutását nem. Ugyanakkor az Ag csúcs esetében sem az alacsony energiás nyúlvány, sem pedig a teljes, felületi morfológia által okozott energiaelmosódási járulékot nem lehet kompenzálni. 56

57 Hozam kev RBS Tilt 45 o Mért Kevert Nem-kevert Fe Ag Energia (kev) ábra. A Si/Fe/Ag_HT minta mért, valamint szimulált spektrumai. Folytonos vonal: köztes réteggel szimulált spektrum, szaggatott vonal: az ezüst réteg felületi durvaságának túlbecsülésével készült szimuláció. Ugyanakkor elmondható, hogy a szimulációt ezen a módon tovább nem tudtam javítani. Az Ag réteg anyagmennyiségének megırzése mellett a kúpok alapsugarának növelésével a Fe csúcs eltolódik az alacsonyabb energiák felé, az Ag csúcs magassága pedig tovább nı, rontva a mért és szimulált spektrum közötti egyezést. Az alapsugár méretének csökkentésével az Ag csúcs magassága megegyezik ugyan a szimulált és a mért spektrum esetében, viszont a Fe csúcs a magasabb energiák felé tolódik el, ugyanis csökken a lefedettség, és a Fe egyre nyomatékosabban jelenik meg a felületen. Ezt nem lehet kompenzálni a csonka-kúpok magasságának növelésével (növelve a VOID réteg vastagságát, ezzel párhuzamosan pedig a kúpok magasságát is), ugyanis ez esetben az Ag csúcs szélessége meghaladja a mért szélességet és a szimuláció minısége romlik. Az ezüst réteg vastagságának növelésével javítani lehet a Fe csúcs elmosódottságán is, de ebben az esetben a vas túlzottan mozdul el a felület felé. Összegzésképpen elmondható, hogy az ábrán látható keveredés nélküli szimuláció tovább nem javítható, és emellett hibás modellre alapozva írja le a spektrumot, ugyanis az AFM-képekkel nem összeegyeztethetı akkora felületi durvaság, mint amilyet a szimulációhoz használtam. Ez alapján belátható, hogy a minta felületi inhomogenitása 57

58 önmagában is okozhatna a mérthez hasonló energia-elmosódottságokat, azonban ebben az esetben nem errıl van szó. A 3.19 ábrán folytonos vonallal látható szimulációhoz a felületi morfológia mellett kevert rétegeket is alkalmaztam a határfelületen. Ebben az esetben a minta felületi inhomogenitását nem becsültem túl, azt az AFM-képekkel összhangban próbáltam meg a modellalkotásba beleilleszteni. Az Ag réteget a már fentebb ismertetett módon, csonkakúpokként definiáltam egy VOID alapú rétegben. Ebben az esetben a kúpok magassága 45 nm, sugara 68 nm volt egy 25 nm vastagságú és nm alapterülető elemi cellákból felépülı VOID rétegben, amit a felülettıl távolodva még további három réteg követett. Az elsı két köztes réteg, 5 nm Fe 0.8 Ag 0.2, majd 15 nm Fe 0.95 Ag A köztes rétegeket egy 5 nm vastag tiszta Fe réteg követte. A köztes rétegek esetében a vas tömbi sőrőségét adtam meg az RBS-MAST programban. Mint az a ábrán látható, ez a szimuláció sokkal jobban leírja az Ag csúcs alakját, mint a csak a felületi durvaságra támaszkodó modell (szaggatott vonal). A vas csúcs esetében a két szimuláció között alig látható különbség. A magas hımérsékleten növesztett polikristályos minta esetén a töredezettség zavaró hatása ellenére sikerült kimutatni az ezüstöt a vasrétegben. A szimulációhoz használt Ag mennyiség mintegy a duplája a Si/Fe/Ag_RT minta esetén szimulált mennyiségnek. Polikristályos és epitaxiális minták mérésével így megmutattam, hogy az ezüst vasba jutásáért a szemcsehatár menti diffúzió a felelıs, hiszen a spektrum torzulás mértéke csak a szemcsehatár mennyiségétıl függ. Az epitaxiális mintáknál éles Fe/Ag határréteg alakult ki, még a magas hımérsékleten növesztett mintáknál sem kellett köztes réteget feltételezni a spektrumok értelmezésekor. Ezzel szemben a sok szemcsehatárt tartalmazó polikristályos Fe/Ag réteghatár torzulása csak több köztes réteg bevezetésével sikerült értelmeznem. Az ezüst réteg növesztési hımérsékletének növelésével a vasrétegbe jutott ezüst atomok száma megduplázódott. 58

59 3.5 Hıkezelési kísérletek A határfelületek aszimmetriájának további vizsgálata céljából a rétegpárokat hıkezelésnek vetettem alá. Az elsı kísérletet argon védıgázban, 500 C hımérsékleten egy óra idıtartamon keresztül végeztem. A hıkezelt minták RBS-spektrumai a 3.20 ábrán láthatók kev He, tilt 7 o, Θ=165 o O Si Fe Ag 2000 Si/61 nm Ag/105nm Fe 1h, 500 o C, Ar 1000 Hozam Si/78 nm Fe/44 nm Ag 1h, 500 o C, Ar Mért Szimulált Csatornaszám ábra. Argon védıgázban hıkezelt minták RBS-spektrumai és azok szimulációi. A spektrumokon jól látható, hogy a hıkezelés során oxidálódtak a rétegek. A hıkezelés hatására a Si/Fe/Ag minta rétegei keveredtek, míg a Si/Ag/Fe minta esetén az Ag kis mértékben kijött a felületre, de valószínőleg a Fe réteg oxidációja miatt a keveredési folyamat megállt. Az argon védıgáz ellenére a rétegek hıkezelés közben oxidálódtak. Ez jól látható a spektrumban jelenlevı oxigén csúcs méretébıl. A nem-hıkezelt minták spektrumaiban nincs oxigén jelenlétére utaló jel. A spektrumok alapján elmondható, hogy a rétegpárok a hıkezelés nyomán nem egyformán keveredtek. Az ezüstre növesztett vasréteg esetén a rétegek kis mértékben 59

60 keveredtek ugyan, de a minta túlnyomórészt megırizte eredeti rétegstruktúráját. A vasra növesztett ezüst esetén a rétegek teljesen összekeveredtek. Ez ugyan összhangban van a nem hıkezelt mintáknál megfigyelt tendenciákkal, azonban mivel a rétegek oxidálódtak hıkezelés közben, nem lehet figyelmen kívül hagyni az oxigén hatását a rétegpárok keveredésére nézve. Feltételezhetı, hogy az ezüstre növesztett vasréteg gyorsan oxidálódott, és megakadályozta a rétegek további keveredését, míg ellentétes növesztési sorrend esetén a vas és az ezüst rétegek elıször gyorsan keveredtek, majd a vas a felületre érve fokozatosan oxidálódott. Ezt a feltevést az oxigén csúcsok alakja szintén alátámasztja. Az ezüstre növesztett vasréteg esetén az oxigéncsúcs alakja szögletes, ami arra utal, hogy az egész rétegben egyenletesen van oxigén. A vasra növesztett ezüst esetében a csúcs a felületen magasabb, és a minta belseje felé csökken, a rétegek nem egyenletesen oxidálódtak teljes vastagságukban. A kísérletsorozat folytatásaképpen újabb mintasorozatok készültek, melyekben, hogy a rétegek ne oxidálódjanak a hıkezelések során, a minták Si védıréteggel lettek lefedve. A Si rétegek is az MBE-ben voltak növesztve, szobahımérsékleten. Az elsı kísérletsorozat, nagyvákuumban történt hıkezelések eredményei nem voltak konzekvensek, érdemi következtetéseket nem lehetett levonni belılük. Hıkezelés után a minták egy részén beszáradási foltokra hasonlító laterális inhomogenitásokat tapasztaltunk, néhol a rétegek felváltak, illetve nem egyenletes hıkezelésre utaló színbeli különbségek is elıfordultak. Felmerült, hogy a hıkezelı kamra diffúziós szivattyúja miatt a vákuum nem volt megfelelı a kísérlethez. Ezért az újabb mintasorozat növesztésekor a hordozókat vegyi úton tisztítottam, és a hıkezelést az MBE berendezés preparációs kamrájában, ultranagyvákuumban végeztem. A hordozók tisztítása a következı eljárás szerint zajlott: Elsı lépésben a szerves anyagokat távolítottam el CCl 4 acetonos oldata segítségével. Desztillált vizes öblítést követıen 4%-os HF-dal a natív oxidréteget lemarattam, majd újabb desztillált vizes öblítés után H 2 O 2 +H 2 SO 4 1:1 térfogatarányú keverékével újból oxidáltam a szilícium szeletet. Desztillált vízzel ismételten leöblítve 4%-os HF-dal lemarattam az oxidréteget, majd újabb desztillált vizes öblítés után az MBE berendezés mintaelıkészítı kamrájában ultranagyvákuumban 200 C-on 30 percig hıkezeltem. 60

61 A növesztett minták szerkezetét és tényleges rétegvastagságait RBS-el határoztam meg (4. Táblázat). A mintákon felvett RBS-spektrumok a 3.21 ábrán láthatók. Ennek a mintasorozatnak az esetében is megfigyelhetı az aszimmetrikus határfelület, vasra növesztett ezüst esetén az ezüst csúcsban hosszú lefutású, alacsony energiás nyúlványt lehet látni, ezüstre növesztett vas esetén ez nem látható. Minta jelölés Nominális szerkezet Tényleges rétegszerkezet Si(111)/Fe/Si Si(111)/100 nm Fe/50 nm Si Si(111)/88 nm Fe/58 nm Si Si(111)/Ag/Si Si(111)/100 nm Ag/50 nm Si Si(111)/ 58 nm Ag/58 nm Si Si(111)/Fe/Ag/Si Si(111)/100 nm Fe/100 nm Ag/50 nm Si Si(111)/88 nm Fe/58 nm Ag/58 nm Si Si(111)/Ag/Fe/Si Si(111)/100 nm Ag/100 nm Fe/50 nm Si Si(111)/58 nm Ag/92 nm Fe/58 nm Si 4. Táblázat. A hıkezelési sorozatban használt kiindulási minták jelölései, valamint nominális és tényleges rétegvastagságai. A nominális és a tényleges vastagság közti lényeges különbség magyarázata az, hogy a mintakészítés a források újratöltése után zajlott, és kalibrációjuk még nem történt meg. A hıkezelési sorozat az MBE preparációs kamrájában, ultranagy-vákuumban történt. A hıkezelési hımérsékletek, illetve idıtartamok a következık voltak: 400 C 1 óra, 500 C 0 perc, 500 C 30 perc, 500 C 1 óra, 500 C 2 óra, 500 C 5 óra, 600 C 1 óra. Az 500 C 0 perces hıkezelés alatt egy, 500 C-ra felfőtött, és azonnal leállított hıkezelést végeztünk, a felfőtés ideje 30 perc volt. A hımérsékletek és idıtartamok ily módon való megválasztásával felállítható egy idıfüggés (500 C 0 perc, 500 C 30 perc, 500 C 1 óra, 500 C 2 óra, 500 C 5 óra), illetve egy hımérsékletfüggés (400 C 1 óra, 500 C 1 óra, 600 C 1 óra), aminek segítségével jobban megérthetıek a vas-ezüst rendszerben hıkezelés hatására lezajló folyamatok. A hıkezelési sorozat néhány mintáján a fázisokat röntgendiffrakcióval azonosítottuk: Si(111)/Ag/Si 500 C 1 óra, Si(111)/Fe/Ag/Si hıkezeletlen, 500 C 1 óra, 2 óra, 5 óra, 600 C 1 óra, valamint Si(111)/Ag/Fe/Si 500 C 5 óra. 61

62 15000 Si(111)/Fe/Si Si Si Si(111)/Ag/Si Fe Beütés Si Si Mért Szimulált Ag Si(111)/Fe/Ag/Si Si Si Fe Ag Si(111)/Ag/Fe/Si 5000 Si Si Ag Fe Csatornaszám ábra. A növesztett minták RBS-spektrumai (körök), illetve azok RBX-szimulációi (vonalak). A Si(111)/Fe/Ag/Si minta spektrumán különösen jól látható az Ag csúcs alacsony energiás nyúlványa. A továbbiakban ezek a minták lettek hıkezeléseknek és ionimplantációnak alávetve. A spektrumok 2 MeV He + -al 60 o -os döntési szögön voltak felvéve. A minták rétegeinek vastagságát, mélységi felépítését és a hıkezelések hatására bekövetkezı változásokat 2 MeV-es He + RBS mérésekkel határoztam meg. Az alábbiakban ezek eredményeit mutatom be. Az eredmények könnyebb nyomon követhetıségének érdekében elıször mindig a hıkezelés idıfüggését, majd a hımérsékletfüggést tárgyalom. 62

63 Hozam Ag a Hõkezeletlen felületen a.) o C 0 p. 500 o C 30 p o C 1h. 500 o C 2h MeV He + Tilt 7 o Θ=165 o Si hordozó Hõkezelt Si(111)/Ag/Si, idõfüggés Si Energia (kev) Ag K o n c e n t r á c i ó 0,8 0,4 0,0 0,8 0,4 0,0 0,8 0,4 0,0 0,8 0,4 0,0 O Si Ag Hõkezeletlen b.) 500 o C 0 perc 500 o C 30 perc. 500 o C 1 h. 500 o C 2 h. 0,00E+000 2,00E+017 4,00E+017 6,00E+017 8,00E+017 1,00E+018 1,20E+018 Mélység (atom/cm 2 ) ábra. a). A Si(111)/Ag/Si mintasorozaton végzett hıkezelés idıfüggése (szimbólumok) és a spektrumok szimulációi (folytonos vonalak). Az Ag megjelenik a felületen és a fedı Si réteg beágyazódik az Ag rétegbe. b). A spektrumokhoz tartozó mélységprofilok. A felület a bal oldalon található. A Si(111)/Ag/Si minta hıkezelési idıfüggése a 3.22 ábrán látható. A hıkezelés kezdetén az eredetileg Si védıréteggel fedett Ag megjelenik a felületen, és a fedı Si réteg beágyazódott az Ag rétegbe, erre utal a spektrumokban a kettıs Ag csúcs és a köztük 63

64 található völgy. A spektrumok alapján elmondható, hogy a hıkezelés hatására kialakult rétegben az Ag-Si arány nem egyenletes, az Ag nagyobb koncentrációban van jelen a minta felületén, illetve az alján, mint a közepén. Növelve a hıkezelés idejét a völgy mélysége egy darabig csökken, eközben egyre több ezüst található a felületen, ugyanakkor az ezüst a hordozóval is keveredik. Az 500 C 5 órás hıkezelés RBS-spektruma értelmezhetetlen lett, valószínőleg a rétegek hordozótól való helyenkénti elválása miatt, ezért nem is mutattam. A Si(111)/Ag/Si 500 C-on 1 órán át hıkezelt minta esetén az XRD erıs 111-es Ag texturáltságot mutat, más nem látható. A hıkezelés hımérséklet-függését vizsgálva talán még jobban mutatja az ezüst csúcs mozgását. A hıkezeletlen mintához legközelebb van a 400 C 1 órás hıkezeléső minta spektruma (3.23 ábra). Az ezüst már itt is megjelenik a felületen, ám kisebb mennyiségben. A hımérséklet növelésével egyre több és több ezüst jut ki a minta felületére. Ezzel párhuzamosan a felületi Si réteg elkezd beágyazódni az Ag rétegbe. Az 500 C 1 órás hıkezelésnél az Ag felületi jele már magasabb, mint az Ag réteg alsó része. Itt már nemcsak a felület felé szegregálódik az ezüst, hanem a hordozóba is behatol. A 600 C 1 órás hıkezelésnél mindkét folyamat tovább erısödik. Az ezüst csúcs közötti völgy kialakulása nem egyértelmő. További kísérletek lennének szükségesek, hogy ezt magyarázni tudjuk. Az RBS mérések alapján az ezüst és szilícium rétegek keveredni látszanak. Az Ag és Si azonban egy eutektikus rendszert alkot, 845 C alatt egyáltalán nincs keveredés, mint ezt a ábrán a Si-Ag fázisdiagram mutatja [101]. A mintákban lejátszódó folyamatok valószínőleg itt is a szemcsehatár menti diffúziónak tulajdoníthatóak. Az irodalomban is léteznek hasonló magyarázatok. Zhao és munkatársai [102] Ag-Si multirétegeket vizsgálva röntgen-diffrakcióval és transzmissziós elektronmikroszkópiával megállapították, hogy a nem-keveredı Ag és Si rétegeket hıkezelve a két réteg szemcsehatár menti diffúzióval mégis keveredik, és megpróbálták meghatározni az interdiffúziós együtthatót is. Megállapították ugyanakkor, hogy a folyamat során a Si diffundál a szemcsehatár mentén az alsóbb Ag rétegekbe, hasonlóan, mint az Au-Si rendszer esetében [103], csak nem képez vegyületet. A folyamat aktivációs energiája ugyanakkor meglepıen alacsony (0.24 ev). Kapta és szerzıtársai [104] ugyanakkor felhívják a figyelmet arra, hogy mind az aktivációs energia, mind a diffúziós együtthatók ilyen módon való számítása vitatható. 64

65 Hõkezelt Si(111)/Ag/Si, hõmérsékletfüggés a.) Hõkezeletlen o C 1h. 500 o C 1h o C 1h. Hozam MeV He + Tilt 7 o Θ=165 o Si fedõréteg Energia (kev) Ag Koncentráció 1,0 0,8 0,6 0,4 0,2 0,0 0,8 0,6 0,4 0,2 0,0 0,8 0,6 0,4 0,2 0,0 O Si Ag Hõkezeletlen b.) 400 o C 1 h. 0,8 0,6 0,4 0,2 600 o C 1 h. 0,0 0,00E+000 2,00E+017 4,00E+017 6,00E+017 8,00E+017 1,00E+018 1,20E+018 Mélység (atom/cm 2 ) 500 o C 1 h ábra. a). A Si(111)/Ag/Si minták hıkezelésének hımérsékletfüggése (szimbólumok), illetve a spektrumok szimulációi (folytonos vonalak). Az Ag már a 400 C 1 órás hıkezeléskor megjelik a felületen, 500 C 1 órás és 600 C 1 órás hıkezelés hatására, a hıkezelés idıfüggésekor már tárgyalt mechanizmusok zajlottak le. b). A spektrumokhoz tartozó mélységprofilok. A minta felülete a bal oldalon található. 65

66 3.24. ábra. Az Ag-Si fázisdiagram. Az Ag-Si eutektikum, az eutektikus hımérséklete 845 C. Az eutektikus hımérséklet alatt az Ag és Si nem képez fázist. A hıkezelési kísérletek nem érték el az eutektikus hımérsékletet. A Si(111)/Fe/Si minták hıkezelése során a Fe réteg keveredett mind a Si fedıréteggel, mind a hordozóval. Amint a következı (3.25, 3.26) ábrákon látható, a hıkezelés idı- és hımérsékletfüggése is szépen mutatja ezt a tendenciát. A Si és Fe keveredése már 500 C 0 perces hıkezelésnél elkezdıdik, és a hıkezelési idı növelésével a Fe egyre inkább bediffundál a hordozóba. Ezt mutatják a Fe csúcsok alacsony energiás nyúlványai: az 500 C 0 perces hıkezelésnél a hátsó él még egybeesik a nem-hıkezelttel, az 500 C 30 perces hıkezeléssel megkezdıdıen megjelenik az alacsony energiás nyúlvány. Ez a hıkezelés idıtartamának növelésével a Fe-csúcs közvetlen közelében mind alacsonyabb lesz, míg az alacsonyabb energiákon növekszik. Mindemellett a Fe-csúcs magassága nem változik lényegesen. Ez azt jelenti, hogy a hıkezelés hatására a Si hordozóba bediffundál egy bizonyos mennyiségő vas, ami az idı növelésével elkezd egyenletesen szétterülni. A folyamat jól nyomon követhetı a mélységprofil-ábrákon, a hıkezelések idıtartamának növelésével a vas szétterül úgy a felület, mint a hordozó felé. Az 500 C-os hıkezeléseknél a vas csúcs az kev tartomanyban vett integrálja a 66

67 hıkezelési idı növelésével csökken. Ennek az az oka, hogy a hımérséklet növelésével mind több Fe jut a hordozóba. Yield Hõkezelt Si(111)/Fe/Si, idõfüggés Hõkezeletlen 500 o C 0 p. 500 o C 30 p. 500 o C 1h. 500 o C 2h. 500 o C 5h. Si a) Si hordozó Fe Energy (kev) K oncentráció 0,8 0,4 0,0 0,8 0,4 0,0 0,8 0,4 0,0 0,8 0,4 0,0 0,8 0,4 0,0 0,8 0,4 Hõkezeletlen b.) 500 o C 0 p. 500 o C 30 p. 500 o C 1 h. 500 o C 2 h. 0,0 0,00E+000 5,00E+017 1,00E+018 1,50E+018 2,00E+018 Mélység (atom/cm 2 ) O Si Fe 500 o C 5 h ábra. a). A Si(111)/Fe/Si minták hıkezelésének idıfüggése (szimbólumok) és a spektrumok szimulációi (folytonos vonalak). A vasréteg keveredett a hordozóval és a fedı Si réteggel is. b). A spektrumok mélységprofilja. 67

68 A minták viselkedésének hımérsékletfüggésérıl is ugyanez mondható el (3.26 ábra). A 400 C 1 h.-s hıkezelés esetében gyakorlatilag nem látható változás, míg az 500 C 1 órás hıkezelés hatására a Fe egy része bediffundál a szilíciumba, a 600 C-os hıkezelés esetében pedig ez tovább fokozódik, és a Fe-csúcs magassága is csökken. A Si(111)Fe/Ag/Si és Si(111)Ag/Fe/Si hıkezelt minták spektrumai a különbözı növesztési sorrend, valamint az elızı fejezetekben tárgyalt aszimmetrikus, növesztési sorrendtıl függı határfelület-tulajdonságok miatt érdekesek. A két minta esetén a vas-ezüst határfelület, a növesztési sorrend függvényében különbözik egymástól (vasra növesztett ezüst esetén ezüst kerül a vasba). A hıkezelési kísérlet célja, hogy megvizsgáljuk, hogyan viselkedik a két vas-ezüst határfelület, felfedezhetı-e növesztési sorrendtıl való függés. A Si(111)/Fe/Ag/Si minta esetében a Fe réteg reakcióba lépett a Si hordozóval, és a spektrum Si hordozó részén lépcsık alakultak ki. A lépcsımagasságokból meghatároztam a vas/szilícium arányt, ami FeSi, illetve FeSi 2 fázisok kialakulására utalnak. Ezt a feltételezést az XRD-mérések igazolták. Ellentétben a Si(111)/Fe/Si hıkezelt mintákkal (3.25 és 3.26 ábrák), ahol a hıkezelés idejének növelésével a vas mind mélyebben volt megtalálható a Si hordozóban, Si(111)/Fe/Ag/Si esetében diffúziós profil nem látható a Fe-csúcs hátsó élén. Mint az a 3.27 és 3.28 ábrákon látható, a Fe csúcs kiszélesedett, és csökkent a magassága. Ugyanakkor a spektrum Si hordozó részén is hasonló folyamatok játszódtak le, a tiszta szilíciumnak megfelelı él energiában lejjebb került, ugyanakkor jelentıs mennyiségő szilícium keveredett a vasrétegbe, egy szilícium lépcsı alakult ki. A lépcsık alakja, magassága azt mutatja, hogy a minta adott részén a Fe és a Si keveréke található, a Fe reakcióba lépett a Si-al, és FeSi, illetve FeSi 2 képzıdött. A lépcsık meredekségébıl arra is következtethetünk, hogy a fázisok a mélységfüggvényében keverednek egymással. Ez a spektrumok szimulációjából származtatott mélységprofilokon szépen megfigyelhetı, a 30 perces, 1 és 2 órás hıkezeléseknél a rétegekben a Fe és a Si ugyanolyan koncentrációban van jelen (a 3.27.b. ábrán a Fe koncentrációját mutató vonal elfedi a Si koncentrációját jelzı zöld vonalakat ezeken a helyeken), míg a 5 órás hıkezelésnél a koncentrációk aránya 1:2, ez megfelel a FeSi, illetve FeSi 2 összetételnek. 68

69 Hozam Hõkezelt Si(111)/Fe/Si, hõmérsékletfüggés Hõkezeletlen 400 o C 1h. 500 o C 1h. 600 o C 1h. 2 MeV He + Tilt 7 o Θ=165 o a.) Si hordozó Si Fe Energia (kev) K oncentrác ió 0,8 0,4 0,0 0,8 0,4 0,0 0,8 0,4 0,0 0,8 0,4 O Si Fe Hõkezeletlen b.) 400 o C 1 h. 500 o C 1 h. 600 o C 1 h. 0,0 0,00E+000 5,00E+017 1,00E+018 1,50E+018 2,00E+018 Mélység (atom/cm 2 ) ábra. a). Si(111)/Fe/Si mintákon végzett hıkezelési sorozat hımérsékletfüggése (szimbólumok) és szimulációi (folytonos vonalak). Látható, hogy a 400 C 1 órás hıkezelés a spektrumban csak kis változást okozott. Az 500 C 1 órás hıkezelés hatására a Fe réteg keveredik a hordozóval és a fedı Si réteggel, ami a 600 C 1 órás hıkezelés hatására tovább folytatódott. b). A spektrumok mélységprofilja. 69

70 Hozam MeV He + tilt 7 o Hõkezelt Si(111)/Fe/Ag/Si, idõfüggés a.) Hõkezeletlen Ag a o C 0p. felületen 500 o C 1h o C 2h. Fe/Ag 500 o C 5h. határfelület FeSi 2 fázis Si Fe FeSi fázis Ag Si 4000 Si fedõréteg Si hordozó Fe Energia (kev) Ag K o n c e n trá c ió 0,8 0,4 0,0 0,8 0,4 0,0 0,8 0,4 0,0 0,8 0,4 0,0 0,8 0,4 0,0 0,8 0,4 Hõkezeletlen b.) 500 o C 0 p. 500 o C 30 p. 500 o C 1 h. 0,0 0,00E+000 5,00E+017 1,00E+018 1,50E+018 2,00E+018 2,50E+018 3,00E+018 Mélység (atom/cm 2 ) O Si Fe Ag 500 o C 2 h. 500 o C 5 h ábra. a). a Si(111)/Fe/Ag/Si minták hıkezelésének idıfüggése (szimbólumok) és szimulációi (folytonos vonal). A hıkezelések hatására a Fe réteg a hordozóval és a Si fedıréteggel FeSi és FeSi 2 fázisokat hozott létre, az Ag pedig megjelent a felületen. b). a szimulált spektrumok mélységprofilja. A 30 perces, 1 és 2 órás hıkezeléseknél a Fe és a Si koncentrációja megegyezik a Fe rétegben, a két vonal egybefed. Ezzel a folyamattal párhuzamosan az Ag megjelent a felületen és eltőnt a fedı Si réteg. Az Ag csúcs is kiszélesedett, magassága csökkent. A spektrum Fe/Ag határfelületi részén megfigyelhetı, hogy a hıkezeletlen minta RBS-spektrumához képest az Ag csúcs alacsony 70

71 energiás nyúlványa, kis mértékben ugyan, de megnövekedett. Ez a mélységprofilokon keveredésként figyelhetı meg. Az XRD mérés alapján a hıkezeletlen Si(111)/Fe/Ag/Si mintában fémes polikristályos Ag és Fe van jelen. 500 C 1 óra hıkezelés után a fémes vas eltőnik és megjelenik a köbös FeSi fázis. Az 500 C 2 óra és 5 óra hıkezelésnek alávetett minták esetében a köbös FeSi fázis mellett megjelenik, illetve dominál az ortorombos FeSi 2 fázis is. Ez utóbbi mintán az ezüst texturáltsága is megfigyelhetı. A Si(111)/Fe/Ag/Si hıkezelésének hımérsékletfüggése esetében is ugyanazok a folyamatok figyelhetık meg, mint az idıfüggésnél. A 400 C-on egy órán keresztül hıkezelt minta esetében a fedı Si réteg már teljesen eltőnt, az Ag megjelent a felületen és a Fe csúcs elkezdett keveredni a hordozóval. A Fe-Ag határfelületen megfigyelhetı, hogy Ag kis mértékben ugyan, de jelen van a vasban. A Fe csúcs elülsı éle elmozdul a magasabb energiák felé. Az 500 C 1 órás hıkezelésnél már kialakul a FeSi fázis, a 600 C 1 órás hıkezelés esetében pedig fıleg FeSi 2 alakul ki, de még marad benne FeSi fázis is. A FeSi és FeSi 2 fázisok ilyen hımérsékleten történı kialakulására vannak irodalmi példák [105, 106, 107, 108, 109]. Érdekes azonban az, hogy míg a Si(111)/Fe/Si minták esetén nem alakultak ki a fázislépcsık, addig a Si(111)/Fe/Ag/Si minta esetében kialakultak ezek a fázisok. A Si(111)/Ag/Fe/Si hıkezelt minták RBS-spektrumai a és ábrákon láthatók. 71

72 Hozam Hõkezelt Si(111)/Fe/Ag/Si, hõmérsékletfüggés a.) Si Hõkezeletlen 400 o C 1h. 500 o C 1h. 600 o C 1h. Fe Ag Si FeSi 2 fázis Si fedõréteg FeSi fázis Ag a felületen Fe/Ag határfelület Si hordozó Energia (kev) K o n c e n tr á c ió 0,8 0,4 0,0 0,8 0,4 0,0 0,8 0,4 0,0 0,8 0,4 H C O Si Fe Ag Hõkezeletlen b.) 400 o C 1 h. 500 o C 1 h. 0,0 0,00E+000 5,00E+017 1,00E+018 1,50E+018 2,00E+018 2,50E+018 3,00E+018 Mélység (atom/cm 2 ) 600 o C 1 h ábra. a). A Si(111)/Fe/Ag/Si minták hıkezelésének hımérsékletfüggése (szimbólumok) és szimulációi (folytonos vonalak). Megfigyelhetı, hogy az Ag már 400 C-os hıkezelés hatására megjelenik a felületen, a Fe réteg pedig elkezd keveredni a hordozóval és a fedı Si réteggel. 500 C-os hıkezelés hatására megjelenik a FeSi fázis, ami a 600 C-os hıkezelésnél FeSi-FeSi 2 keverékévé alakul. b). A spektrumok mélységprofiljai. 72

73 Hozam Fe-Ag a.) határfelület Hõkezelt Si(111)/Ag/Fe/Si, idõfüggés Hõkezeletlen 500 o C 0 p. 500 o C 30 p. 500 o C 1 h. 500 o C 2 h. 500 o C 5 h. Fe-Ag határfelület Si hordozó Fe Energia (kev) Ag K oncentráció 0,8 0,4 0,0 0,8 0,4 0,0 0,8 0,4 0,0 0,8 0,4 0,0 0,8 0,4 0,0 0,8 0,4 Hõkezeletlen b.) 500 o C 0 p. 500 o C 30 p. 500 o C 1 h. 500 o C 2 h. 500 o C 5 h. 0,0 0,00E+000 5,00E+017 1,00E+018 1,50E+018 2,00E+018 2,50E+018 3,00E+018 O Si Fe Ag Mélység (atom/cm 2 ) ábra. a). A Si(111)/Ag/Fe/Si mintákon végzett hıkezelések idıfüggése (zimbólumok) és szimulációi (folytonos vonalak). Az Ag réteg megjelenik a Fe réteg fölött, illetve a Fe bediffundál a Si hordozóba. b). A spektrumok mélységprofiljai. A Si(111)/Ag/Fe/Si minták hıkezelési sorozatának idıfüggése sokkal nehezebben értelmezhetı. Mint az ábrán látható, 500 C 0 perces hıkezelés esetén csak kis mértékő változás látható a minta szerkezetében. 500 C-on 30 percig hıkezelve az Ag már jelentıs mértékben keveredik a Fe réteggel, és a Fe keveredik a Si hordozóval, illetve a Si fedı 73

74 réteggel. (A spektrumokban a fedı Si rétegnek megfelelı csúcs azért látszik ennek ellenére változatlan magasságúnak, mert átlapol a hordozóval keveredett Fe jelével). A Si fedırétegbe oxigén is került. Az 500 C 1 órás hıkezelés ennek ellenére sokkal kisebb változást mutat a hıkezeletlen mintához képest, mint a 30 perces. Ezen a spektrumon az látható, ahogy az Ag és a Fe még éppen csak elkezd keveredni, az Ag-csúcs elülsı oldalán és a Fe csúcs hátsó részén kezdenek megjelenni a nyúlványok. Az 500 C 2 h hıkezelés és az 500 C 5 h.-s hıkezelés után azonban, az Ag az 500 C 30 perces hıkezeléshez hasonló módon ismét nagymértékben keveredik a Fe réteggel. Itt is meg kell jegyeznem, hogy a szerkezet az 5 órás hıkezelés alatt mintha kisebb változást mutatna, mint a 2 órás. Az, hogy az ezüst megjelent a vasréteg felett, egyértelmően a szemcsehatár-diffúziónak tulajdonítható. Az Ag-Cr rendszerben, amelynek ugyancsak pozitív a keveredési hıje, hasonló jelenséget figyeltek meg [110, 111]. További párhuzam vonható a két rendszer között azáltal, hogy a vasnak és a krómnak is nagyobb a felületi szabad energiája, mint az ezüstnek. Az ezüst mindkét anyagot nedvesíti. Az 500 C 30 perces és egy órás hıkezelések közötti - a várakozásokkal ellentétes irányú különbséget nem valamilyen mérésbeli hiba vagy tévedés okozta (minták felcserélése vagy gondatlan kezelése, stb.), ezt többször is ellenıriztük. A jelenséget az magyarázhatja, hogy a két rétegben, mivel termodinamikailag keverhetetlen és csak a szemcsehatárok mentén keveredhet, keveredéskor egy olyan folyamat játszódik le, amit a minták közti nagyon apró eltérések is döntıen befolyásolhatnak. Bár az összes hıkezelt minta ugyanabból a szeletbıl származik, a minták fizikai tulajdonságai között lehetnek apró eltérések. A hıkezeléses kísérleteknek alávetett minták a szelet közepérıl voltak kiválasztva, hogy ezzel kiküszöböljem az esetlegesen fellépı szél-effektusokat (a minta szélén különbözhetnek a réteg fizikai tulajdonságai: feszültségek, tapadás a hordozóhoz, rétegvastagság stb.,). Ennek ellenére is elıfordulhatnak azonban apróbb eltérések a két minta között. És mivel egy igen komplex, sok összetevıs folyamatról van szó, elıfordulhat, hogy egy igen csekély eltérés a rétegek vagy a határfelületek tulajdonságaiban a különbözı hıkezeléseknél igen jelentıs eltérésre vezet. Bár a hıkezelési kísérlet idıfüggése az 500 C 30 perces (vagy az 500 C 1 órás) hıkezelés miatt nem konzekvens, a folyamat lényege jól nyomon követhetı: a hıkezelés 74

75 hatására az ezüst és a vas rétegek szemcsehatár-diffúzióval keverednek, és a vasréteg a Si hordozóval is keveredik. A Si(111)/Fe/Ag/Si hıkezelt mintákkal ellentétben a kialakult Fe- Si lépcsık sokkal elmosódottabbak, mint fordított sorrendnél. A Si(111)/Ag/Fe/Si minták hıkezelésének hımérsékletfüggése ennél talán véletlenül, de lényegesen tisztább képet mutat. Mint az ábrán látható, 400 C 1 óra hıkezelés után alig történt változás, 500 C 1 óra esetében megkezdıdik a rétegek összekeveredése, míg a 600 C 1 órás hıkezeléskor a két réteg keveredett egymással, az Ag a szemcsehatárok mentén itt is összekeveredett a Fe réteggel. A Fe, illetve Ag csúcsok alakjain látható, hogy a kialakult rétegben se a Fe, se az Ag koncentrációja nem egyenletes. (Megjegyezzük, hogy az 500 C 1 órás hıkezelés az idıfüggésnél is bemutatott mintával azonos.). 75

76 Hõkezelt Si(111)/Ag/Fe/Si, hõmérsékeltfüggés a.) Fe/Ag határfelület Hõkezeletlen 400 o C 1 h. 500 o C 1 h. 600 o C 1 h. Ag a felületen Hozam MeV He + tilt 7 o Fe/Ag határfelület Fe Ag Si 0 Si hordozó Energia (kev) 0,8 Hõkezeletlen 0,4 0,0 0,8 b.) K o n c e n trá c ió 0,4 0,0 0,8 0,4 O Si Fe Ag 400 o C 1 h. 500 o C 1 h. 0,0 0,8 0,4 600 o C 1 h. 0,0 0,00E+000 5,00E+017 1,00E+018 1,50E+018 2,00E+018 2,50E+018 3,00E+018 Mélység (atom/cm 2 ) ábra. a). A Si(111)/Ag/Fe/Si minta hıkezelésének hımérsékletfüggése (szimbólumok) és szimulációik (folytonos vonalak). 400 C hıkezelés hatására még nem történik semmi, 500 C-os hıkezelésnél a Fe és Ag rétegek elkezdenek keveredni, míg a 600 C-os hıkezeléskor a két réteg keveredett. b). A spektrumok mélységprofiljai. 76

77 3.6 Ionimplantáció Az ionimplantációs kísérletek ugyanazzal a mintasorozattal zajlottak, mint az ultranagy-vákuumos hıkezelési kísérletek: Si fedıréteggel takart Fe, Ag egyrétegő és Fe/Ag illetve Ag/Fe rétegpár-minták készültek. Készítési módjuk, illetve az elkészült minták RBSsel meghatározott vastagságai a 4. Táblázatban leírtakkal azonosak. Az ion energiáját a SRIM programmal határoztam meg úgy, hogy a Fe/Ag, illetve Ag/Fe határfelületeken legyen a roncsolás, és így a keveredés maximuma [74]. Ez alapján választottam ki a 700 kev energiájú Xe ionokat. A roncsolást a minták tényleges szerkezetére számoltam, amit a 3.31 ábrán mutatok be. A Xe 2+ implantációnál négy különbözı felületegységenkénti dózist alkalmaztam: , , , és atom/cm 2. Az ionáram 0.1 µa volt. Az atom/cm 2 dózis esetében a vas-ezüst, illetve ezüst-vas rétegpároknál olyan mértékő volt a minta károsodása, hogy az azokon felvett spektrumokból nem lehetett érdemleges következtetéseket levonni. A porlódás, illetve a rétegleválás miatt a spektrumok értelmezhetetlenek, így azok tárgyalását a továbbiakban mellızöm. 77

78 a) b) c) d) ábra. Az ionok által kimozdított atomok száma (displacements) a) Si(111)/Fe/Si b) Si(111)/Ag/Si, c) Si(111)/Fe/Ag/Si, d) Si(111)/Ag/Fe/Si minta esetén. A számolás a SRIM programmal készült, a tényleges rétegvastagsággal számolva. (A felület a bal oldalon található). Az implantált mintákon RBS-méréseket végeztem 2 MeV energiájú He + ionokkal, ezek a spektrumok a következı ábrákon láthatók. 78

79 Beütés kev He + RBS Tilt 7 o Θ 165 o Nem implantált 3x10 15 ion/cm 2 1x10 16 ion/cm 2 3x10 16 ion/cm 2 Si Fe Xe Csatornaszám ábra. A Si(111)/Fe/Si minta spektrumai. Az implantáció hatására a Fe réteg keveredik a fedı Si réteggel és a hordozóval. Az ábrán a mért spektrumok (szimbólumok) és azok szimulációi (vonalak) láthatók. A Si(111)/Fe/Si minta esetében és atom/cm 2 implantációnál alig figyelhetı meg bárminemő változás, csak a Xe mennyisége nı. A atom/cm 2 mértékő besugárzás hatására a Fe réteg a fedıréteggel és a hordozóval egyaránt elkezd keveredni. A hordozóval nagyobb mértékő a keveredés, mint a fedıréteggel. Ez azzal magyarázható, hogy a Xe a vason áthaladva veszít energiájából, és így jobban keveri a Fe/hordozó határfelületet, mint a Fe/fedı Si alkotta határréteget (3.31. a) ábra). A keveredésnél ugyanakkor figyelembe kell venni azt is, hogy a két anyag vegyületeket alkot egymással, és ilyen esetekben a kémiai hajtóerı (chemical driving force) [112] hatására sokkal nagyobb a keveredés, mint az a ballisztikus modellbıl következne. A mi esetünkben a két hatás nincs szétválasztva. Az ezüst minta esetén az implantált Xe csúcs átfed az Ag csúccsal. 79

80 Beütés kev He + RBS Tilt 7 o Θ 165 o Nem implantált 3x10 15 ion/cm 2 1x10 16 ion/cm 2 3x10 16 ion/cm Si Ag Csatornaszám ábra. A Si(111)/Ag/Si mintán felvett spektrumok. Az Ag csúcs kiszélesedett, magassága csökkent és elmozdult a magasabb energiák (felület) felé. Hogy ezt nem csak az implantált Xe okozza (amely egybefed az Ag csúccsal, ezért nem látható), azt a Si hordozó élén lehet látni, meredeksége csökken és a fedı és a Si-hordozó közti területen is van visszaszórt jel, ami azt mutatja, hogy Si került az Ag rétegbe. Az ábrán a mért spektrumok (szimbólumok) és azok szimulációi (vonalak) láthatók. Azonban megfigyelhetı, hogy a felületegységenkénti dózis növelésével a fedı Si csúcsa és a hordozó közötti terület fokozatosan feltöltıdik, emellett a Si hordozónak megfeleltethetı él meredeksége csökken. Ez arra utal, hogy a Si is jelen van az Ag rétegben. Az implantált vas és ezüst minták spektrumai alapján megállapítható, hogy az ezüst jobban keveredett a szilíciummal, mint a vas. Bár a Si(111)/Fe/Si minta esetében felléphet kémiai hajtóerı, mégis a Si(111)/Ag/Si mintánál volt tapasztalható nagyobb keveredés, annak ellenére, hogy a két anyag nem vegyül egymással és a rendszernek pozitív a keveredési hıje. A Si(111)/Fe/Ag/Si minta spektrumainak értelmezése különösen fontos. Egyrészt azért, mert növesztés közben a két réteg már keveredett egymással. Másrészt, mert a SRIM program számításai alapján a 700 KeV energiájú Xe pont a Fe-Ag határfelületen okozza a legnagyobb mértékő keveredést (3.31. c) abra). Végül, de nem utolsósorban pedig azért, mert a hasonló vastagságú és struktúrájú vas-ezüst rétegeken elvégzett ionimplantációs kísérletekkel a rétegek között nem volt keveredés tapasztalható, sıt, a határfelület élesedésérıl is beszámoltak [64, 65]. 80

81 Esetünkben azonban növesztés közben az ezüst már szemcsehatár-diffúzióval bejutott a polikristályos vasrétegbe. Felmerül tehát a következı kérdés: ha ionimplantációval módosítjuk a szemcsehatárokat, akkor az milyen hatással lesz a vas-ezüst határfelületre. Fokozható-e a keveredés, vagy visszarendezıdés lesz tapasztalható és élesedni fog a spektrum határfelületi része? Az implantált Si(111)/Fe/Ag/Si minták RBS-spektrumai a következı ábrán láthatók. A mérések 7 -os döntési szögön készültek. A Fe-Ag határfelületnek ennél a rétegfelépítésnél a két csúcs közötti rész felel meg a spektrumban: Beütés kev He + RBS Tilt 7 o Θ 165 o Nem implantált 3x10 15 ion/cm 2 1x10 16 ion/cm 2 3x10 16 ion/cm 2 Fe-Ag határfelület Si Fe Ag Csatornaszám ábra. A Si(111)/Fe/Ag/Si implantált minták spektrumai összevetve a nem-implantált spektrummal. A dózist növelve a spektrum vas-ezüst határfelületi része elmosódottabbá válik. Az Ag csúcs elıtt megjelenı kis csúcs az implantált Xe a fedı Si rétegben. Az ábrán a mért spektrumok (szimbólumok) és azok szimulációi (vonalak) láthatók. A 3.35 ábrán a ion/cm 2 dózissal implantált minta, valamint az ugyanilyen dózissal implantált tiszta Si RBS-spektruma látható. A szilícium szeletbe implantált Xecsúcs egybeesik az implantált vas-ezüst minta Ag csúcsának hátsó élével, ami egyben a vasezüst határfelületnek is megfelel. A ábrán azonban az is megfigyelhetı, hogy a Fe csúcs Fe-Ag határfelületét képezı oldala kisebb meredekségő, mint a Fe-Si határfelület. Ez arra enged következtetni, hogy a vas és az ezüst réteg az implantáció hatására keveredett egymással. Hogy a keveredés 81

82 milyen módon zajlott le, csupán az RBS spektrumokból nem lehet megállapítani. A Fe és Ag atomos keveredése nem valószínő, hisz azt az adott anyagok fizikai tulajdonságai meggátolják Si 3x10 16 ion/cm 2 Si(111)/Fe/Ag/Si 3x10 16 ion/cm 2 Szimuláció Beütés Si-ba implantált Xe Si Fe Ag Csatornaszám ábra atom/cm 2 dózissal implantált Si szelet illetve Si(111)/Fe/Ag/Si RBS-spektrumának összevetése. A Si szeletbe implantált Xe csúcs az RBS-spektrumban egybeesik az Ag csúcs hátsó élével (a Fe-Ag határfelülettel. A nyilak az adott elem felülethez tartozó energiáját jelzik. Nem zárható ki a határfelület feldurvulása (például egymásba nyúló kitüremkedésekkel), azonban valószínőbb, hogy az RBS mérésekben látható változásokat valójában a rétegek határánál kialakuló Fe és/vagy Ag precipitátumok okozzák. A jelenség vizsgálatához célszerő lett volna a mintákról keresztmetszeti TEM felvételeket készíteni, azonban a meglevı tapasztalatok alapján a Fe/Ag mintákat nagyon nehéz megfelelıen vékonyítani, ezért a módszert nem alkalmaztuk. A Si(111)/Fe/Ag/Si mintáról SEM (Scanning Electron Microscope) képek is készültek, hogy megtudjuk milyen hatással volt a felületre az ionimplantáció. A nem implantált mintán a szilícium fedıréteg szemcsés szerkezetet mutat a SEM képen (3.36. ábra). Ugyancsak megfigyelhetı néhány sötétebb terület is ezen a képen. EDAX mérésekbıl megállapítható, hogy a sötét területeken kevesebb ezüst van a fedı szilícium réteg alatt. Az implantált mintákon a felületegységre jutó dózis növelésével ( ábra) a szemcsézettség kontrasztja nı, másrészt az ezüst hiányos területek elmosódnak, majd eltőnnek. 82

83 3.36. ábra. A nem-implantált Si(111)/Fe/Ag/Si minta SEM-képe ábra atom/cm 2 dózissal implantált minta. A viszonylag kis dózis miatt nagy változásokat nem lehet tapasztalni a nem-implantált minta felületéhez viszonyítva. A minta felületén látott lyukak elkezdenek betömıdni 83

84 atom/cm 2 felületegységre jutó dózissal implantált minta SEM képén az látható, hogy a nem-implantált minta felületén talált lyukak körvonalai veszítenek élességükbıl, elkezdenek betömıdni, a minta felülete egyenletesebbé válik. Mind a SEM kép, mind a minta RBS spektrumai (3.34. ábra) azt mutatják, hogy ez a dózis még nem okozott jelentısebb változást a nem-implantált mintához képest ábra. A minta felülete atom/cm 2 dózisú besugárzás után. A lyukak teljesen eltőntek a minta felületérıl, és a fedı Si-rétegen szemcseméret-növekedés figyelhetı meg ion/cm 2 felületegységre jutó dózis hatására a minta felületén a szemcsehatárok kontrasztosabbá válnak, valamint teljesen eltőnnek a lyukak a felületrıl. Az RBS spektrumon lényeges változás még itt sem látszik. A ion/cm 2 dózisú ionimplantáció hatására a felületen igen látványos változás figyelhetı meg. A kontrasztos, világos és sötét területeket találunk. Ezt azzal lehet magyarázni, vagy a szilícium szemcsehatár menti diffúzióval bejut az ezüstrétegbe, ezzel létrehoz egy morfológiát, a Si szemcsék közt kilátszik az Ag réteg. Az RBS spektrumban ugyanez látszik, a szilícium feldúsult a Fe/Ag határfelületen, valamint az ezüst egy része a felület felé mozdult el. A Fe/Ag határfelület elmosódását részben okozhatja a minta 3- dimenziós struktúrája is, a szerkezeti energiaelmosódásokat ugyanis az RBX nem számolja. 84

85 Ennek ellenére elmondható, hogy a két réteg az ionimplantáció hatására valamilyen módon keveredett egymással. (Anyagátrendezıdés történt az implantáció hatására.) ábra. A atom/cm 2 dózissal implantált minta esetén a szemcsék határain éles kontraszt látható, ez azt jelenti, hogy a Si szemcsék között árkok jelentek meg,, az Ag kilátszik a felületre. Az RBS-spektrumok, annak kiértékelései és a SEM-felvételek alapján elmondható, hogy ionimplantáció hatására a Si(111)/Fe/Ag/Si mintában a vas és az ezüst keveredett. Ez ellentmond az irodalomban fellelhetı, hasonló kísérleti eredményeknek [64, 65]. Az ionimplantált Si(111)/Ag/Fe/Si minta esetén (3.40 ábra) a két réteg kevésbé keveredett egymással, mint a fordított esetben. Érdemes megfigyelni, hogy míg a Fe-Ag határfelületen alig lehet látni meredekség-csökkenést, addig az Ag-Si hordozó, illetve a Fefedı Si réteg esetén a keveredés sokkal egyértelmőbb, annak ellenére, hogy a SRIM számítások szerint mindkét határfelületnél lényegesen kisebb a roncsolódás, mint a Ag/Fe határfelületen (3.31. c) abra). A Si(111)/Ag/Fe/Si minták felülete a Si(111)/Fe/Ag/Si minták felületétıl néhány dologban különbözik. A nem-implantált minta esetében nem láthatóak a lyukak a felületen. A felületegységre jutó dózis függvényében a Si szemcsék kontrasztja erısödés helyett 85