DE1483246B2 - Verfahren zur Herstellung einer amorphen Legierungsschicht - Google Patents
Verfahren zur Herstellung einer amorphen LegierungsschichtInfo
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stanten. Für derartige Teilchen trifft die Definition eines Kristalls, bestehend aus einer Einheitszelle mit
einer großen Anzahl von Übersetzungen dieser Zelle, nicht zu. Als weiteres Anzeichen für den amorphen
Zustand ergab sich der hohe Grad der Metastabilität; während feingranulierte kristalline Schichten bei der
Erwärmung einem kontinuierlichen Kornwachstum unterliegen, gehen die erfindungsgemäß hergestellten
amorphen Legierungen in einem bestimmten engen Temperaturbereich in den kristallinen Zustand über.
Das erfindungsgemäße Verfahren kann insbesondere bei der Herstellung amorpher ferromagnetischer
Legierungen sowie amorpher supraleitender Legierungen Verwendung finden; durch weitere Behandlung
der so hergestellten Legierungen lassen sich auch kristalline supraleitfähige Legierungen herstellen. Die
Anwendung dieser Legierungen erfolgt in Form dünner Schichten für Schaltelemente von Rechenanlagen.
Beim Niederschlagen des aus den Komponenten der Legierung bestehenden Dampfes auf einem kalten a°
Substrat kanrrdie Beschaffenheit des Substrats das Auftreten des amorphen Gefüges beeinflussen. Als Substrat
sollte ein solches verwendet werden, das eine minimale chemische und mechanische Beeinflussung
auf das abgeschiedene Material ausübt. Als besonders geeignet zur Erzielung eines amorphen Gefüges haben
sich Substrate in der Form von Siliziumoxid- oder Kollodiumschichten auf einem guten Wärmeleiter,
beispielsweise einer Saphirplatte, erwiesen.
Das prozentuale Verhältnis der Differenz der Atomradien der Komponenten zum arithmetischen
Mittel der Atomradien, im folgenden auch »Größenfaktor« genannt und durch den Ausdruck
2 X 100 X (rB - rA)/(rB + rA) definiert, beeinflußt
die zur Erzielung eines amorphen Gefüges maximal zulässige Temperatur des Substrats im allgemeinen in
der Weise, daß diese Temperatur mit zunehmendem Größenfaktor ansteigt. Ferner nimmt im allgemeinen
mit zunehmendem Größenfaktor auch der Bereich der Zusammensetzungen zu, innerhalb dessen man ein
amorphes Gefüge erhält. So soll für eine Silber-Kupfer-Legierung mit einem Größenfaktor von 12 % die
Substrattemperatur nicht höher als — 150° C sein, und die Zusammensetzung der Legierungskomponenten
kann zwischen 35 und 65 Atomprozent AG, Rest Kupfer liegen, während für eine Kupfer-Magnesium-Legierung
mit einem Größenfaktor von 22 % eine Substrattemperatur bis zur Raumtemperatur zulässig
ist und die Zusammensetzung zwischen 20 und 90 Atomprozent Mg, Rest Kupfer, liegen kann.
Das Kriterium der mittleren Schmelztemperatur des Komponenten ist dafür maßgebend, bis zu welcher
Temperatur die Legierung metastabil bleibt. Die Grundlage für die Forderung einer mittleren Temperatur
von mehr als 750° C ist darin zu sehen, daß die Kristallisationstemperatur Tx, bei welcher das amorphe
in ein kristallines Gefüge übergeht, etwa den 0,3fachen Wert der Schmelztemperatur Tm auf der
Kelvin-Skala ausmacht. Die Temperatur Tx ist durch
die entsprechende Aktivierungsenergie bestimmt. Wenn die treibende Kraft für die Umwandlung des
amorphen Gefüges in Richtung auf das entsprechende kristalline Gefüge des Gleichgewichtszustandes größer
ist als etwa 5 kcal/Mol, so ist das als »reduzierte Kristallisationstemperatur« definierte Verhältnis TxI
Tm kleiner als 0,3. Entsprechend der Theorie der absoluten
Reaktionsverhältnisse, deren Einzelheiten man in dem Buch »The Theory of Reaction Rates«
von S. Glasstone et al, McGraw Hill Book Co., Inc., New York, 1941, finden kann, besteht für jede kleine
Ansammlung von Atomen bei irgendeiner ähnlichen Temperatur eine endliche Wahrscheinlichkeit für den
Erwerb der notwendigen Aktivierungsenergie für eine bestimmte Umwandlung aus einem Zustand in einen
anderen. Je höher diese Aktivierungsenergie ist, um so geringer ist die erwähnte Wahrscheinlichkeit. Es
läßt sich zeigen, daß die zur Herbeiführung der Umwandlung aus dem Anfangszustand über die Potentialbarriere
in den Endzustand notwendige Aktivierungsenergie um so geringer ist, je größer die
treibende Kraft ist.
Eine Tabelle der Atomradien ist auf den Seiten 50 bis 57 des Buches »Physical Chemistry of Metals« von
S. D ar ken et al, McGraw Hill Book Co., Inc., New York, 1953, enthalten. Diese Tabelle ermöglicht die
nötige Bestimmung der Größenfaktoren der in Aussicht genommenen Legierungskomponenten. Da die
Molekulargröße auf den Größen der Besrarrdsatome der Ionen des Moleküls beruht, können zur Durchführung
des erfindungsgemäßen Verfahrens in befriedigender Weise auch Moleküle herangezogen werden,
vorausgesetzt daß es sich bei dem sich ergebenden Stoff um eine Legierung handelt, d. h. daß sie mindestens
eine metallische Komponente enthält.
Zur Ermittlung des Kriteriums der Mischungslücke im festen Zustand von mindestens 75 % kann z. B.
das Buch »Constitution of Binary Alloys« von M. Hansen et al, McGraw Hill Book Co., Inc.,New
York, 1958, verwendet werden.
Das erfindungsgemäße Verfahren ist auch zur Herstellung
amorpher Legierungen eines ternären Legierungssystems oder noch höheren Systems geeignet.
Die genannten Kriterien sollen dann für mindestens ein Komponentenpaar oder für ein aus einer Komponente
und einer Verbindung der zwei anderen Komponenten bestehendes Paar erfüllt sein. Ternäre Legierungssysteme
werden beschrieben in dem Buch »Metals Reference Book«, Band 1, von C. J. S m i t hells,
Butterworth, Inc., London, 1962, sowie in dem Buch »Ternary Systems« von G. Ma si ng, Dover
Publications, Inc., 1944.
Das »Abschrecken« der Legierungskomponenten aus der Dampfphase auf einem hinreichend tief gekühlten
Substrat läßt sich entweder in der Weise durchführen, daß für jede Komponente eine eigene
Dampfquelle verwendet wird, wie das nachfolgend noch näher beschrieben wird, oder in der Weise, daß
eine stoßartige Aufdampfung aus einer einzigen Quelle durchgeführt wird, wie das von E. K. M u 11 e r
et al, J. Appl. Phys. 35, 1233 (1964), beschrieben wird. Bei normaler Aufdampfung aus einer einzigen
Quelle muß der Unterschied in den Dampfdrucken der Komponenten durch eine entsprechende Zusammensetzung
der Quelle kompensiert werden. Die Aufdampfung kann auch durch Elektronenbombardement
durchgeführt werden oder durch Kathodenzerstäubung.
Die Erfindung wird nachstehend an Hand von Ausführungsbeispielen unter Hinweis auf die Zeichnungen
näher erläutert. In den Zeichnungen zeigt
Fig. 1 die Perspektivansicht einer teilweise im Schnitt gezeigten Vakuumapparatur zum Aufdampfen
zweier Legierungskomponenten auf einem gekühlten Substrat,
Fig. 2 die Darstellung des Ergebnisses eines simulierten
Experiments mit harten Kunststoff kugeln einer
bestimmten Größe, die willkürlich verteilt auf einer ebenen Platte liegen, und zwar vor und nach einer
»Temperung« durch mechanische Vibration,
F i g. 3 die Darstellung der Ergebnisse eines simulierten Experiments mit harten Kunststoff kugeln eines
Größenunterschiedes von 22 %, die willkürlich verteilt auf einer ebenen Platte liegen, und zwar vor und
nach einer »Temperung« durch mechanische Vibration,
F i g. 4 ein Zustandsdiagramm Silber-Kupfer,
F i g. 5 ein Diagramm, welches den spezifischen Widerstand in Abhängigkeit von der Temperungstemperatur
für eine amorphe dünne Schicht, bestehend aus Silber und Kupfer, zeigt,
Fig. 6 ein Beugungsdiagramm, welches die Beugungsintensität
in Abhängigkeit vom Braggschen Winkel für eine amorphe Silber-Kupfer-Legierungsschicht
zeigt, wobei auch das Beugungsbild des durch Temperung aus der amorphen Schicht erhaltenen
Mischkristallgefüges bzw. zweiphasigen kristallinen Gefüges gezeigt wird, und ,
F i g. 7 eine Tabelle mit den zusammengefaßten, aus
Experimenten gewonnenen Daten über verschiedene Legierungskomponenten.
Die in Fig. 1 gezeigten Quellen 22 und 24 enthalten die Legierungskomponenten A und B, welche
zwecks Erzeugung des Dampfes dieser Komponenten erhitzt werden. Das Aufheizen der Quellen und die
Überwachung der Aufdampfgeschwindigkeiten erfolgt durch die allgemein mit dem Bezugszeichen 11
bezeichnete Schaltung (Fig. IB).
Der allgemein mit dem Bezugszeichen 10 bezeichnete Apparat (Fig. IA) umfaßt eine von dem Gehäuse
14 umschlossene Vakuumkammer 12. Das Gehäuse 14 besteht aus der Vakuumglocke 16 und der
Grundplatte 18. Das Vakuum in der Kammer 12 wird mit Hilfe einer an die Öffnung 20 angeschlossenen
Vakuumpumpe erhalten. Da die Vakuumapparatur 10 zwei -Verdampfungsquellen für die Komponenten
A bzw. B umfaßt, sind zwei identische Schaltkreise 11 und 11' vorgesehen, die sich sowohl in ihrem
Aufbau als auch in ihrer Betriebsweise gleichen; ihr Schaltungsaufbau wird nachfolgend mit Bezug auf
Fig. IB beschrieben (Schaltung 11, welche an die die
Komponente A betreffenden Elemente angeschlossen ist). Die Stoffkomponenten A und B sind in den
Behältern 22 bzw. 24 enthalten; diese Behälter werden elektrisch aufgeheizt. Zur Stromzuführung von
einer Energiequelle 30 dient das elektrische Leitungspaar 26; für die Heizungssteuerung ist ein Relais 62
vorgesehen. Wenn der Behälter durch Stromzuführung von der Energiequelle aufgeheizt wird, so kommt
es zur Verdampfung der in diesem Behälter enthaltenen Stoffkomponente A. Ionisationsmeßfühler 32
und 34 sind zur Messung des Dampfdruckes in bezug auf die Quellen 22 bzw. 24 angebracht. Der Meßfühler
32 ist über die Leitung 36 mit der Ionisationsmeßfühlersteuerung
38 verbunden.
Unmittelbar oberhalb der Verdampfungsquellen 22 und 24 sind metallische Gitter 40 bzw. 42 angebracht,
die zur Abschirmung geladener Teilchen dienen. Derartige Abschirmungen sind bereits bekannt;
Einzelheiten darüber findet man im IBM Technical Disclosure Bulletin, Band 6, Nr. 7, Dezember 1963,
Seite 77. Die Abschirmung 42 ist über die Leitung 44 mit der Abschirmsteuerung 46 verbunden, die ihrerseits
über die Leitung 48 an die Verdampfungsquelle 22 angeschlossen ist. Zur Einzelbestimmung
der Komponenten A und B sind zwei weitere Ionisationsmeßfühler
50 und 52 vorgesehen, die unter einem kleinen Winkel zur Achse der Behälter 22 bzw. 24
angeordnet sind. Um zu verhindern, daß Dampf der Stoffkomponente A aus dem Behälter 22 auf den
Meßfühler 52 und Dampf der Stoff komponente B aus dem Behälter 24 auf den Meßfühler 50 gelangen können,
ist zwischen den Dampfquellen 22 und 24 eine Abschirmplatte 53 vorgesehen. Der Nulldetektor 60
spricht an auf den Unterschied zwischen der geforderten Aufdampfrate, die im Einstellgerät 60 eingestellt
ist, und zu der die vom Ionisationsmeßfühler 32 ermittelte
Rate in der Addiereinheit 72 hinzuaddiert wurde, und der vom Ionisationsmeßfühler 50 gemeldeten
*5 Aufdampfrate. Um die zwei, dem Nulldetektor 60 zugeführten
Parameter auf einem gleichen Wert zu halten, wird mit Hilfe des Relais 62 und des Schalters
64 gegebenenfalls die Energiequelle 30 aktiviert mit dem Ergebnis, daß sich die Aufheizungstemperatur
der Dampfquelle 22 erhöht. ^ _
Das erfindungsggmäße Aufdampfen spielt sich auf der Oberfläche 76 der Saphirplatte 78 ab (Fig. 1 C).
Die Saphirplatte 78 ist in einem Gehäuse 86 untergebracht. Die untere Öffnung 82 dieses Gehäuses 86
kann mit Hilfe einer an einem schwenkbaren Arm 84 befestigten Verschlußplatte 80 abgedeckt werden,
wenn es erwünscht ist, die Stoffkomponenten A und B von dem Substrat 78 fernzuhalten. In dem Gehäuse
86 befindet sich eine von flüssigem Stickstoff durchströmte Kammer 88, die eine Eintrittsöffnung 90 und
eine Austrittsöffnung 92 enthält.
Die in der Vakuumapparatur 10 untergebrachte Vorrichtung zum Niederschlagen der Komponenten
wird unter Hinweis auf Fig. IC beschrieben. Das Substrat 78 wird durch Metallstützen 94 und 96, die
sich auf aus Isoliermaterial bestehenden Vorsprüngen 98 und 100 befinden, gehalten. Diese Vorsprünge 98
und 100 werden von dem Träger 102 gehalten, der auf den Stützen 104, 106 des Gehäuses 86 aufsitzt.
Zur Ermittlung des elektrischen Widerstandswertes bei bestimmten Temperaturen der erfindungsgemäß
hergestellten Probe sind elektrische Kontaktdrähte 108, 110 und mit einer Heizquelle 116 verbundene
Heizdrähte 112,114 vorgesehen. Die Heiz- und Widerstandsmeßdrähte sind mit einem Anzeigegerät 118
zur Anzeige der Temperatur und des Widerstandswertes verbunden. Die Temperaturmessung wird mit
Hilfe eines Thermoelements (nicht gezeigt) durchgeführt, das in die Nähe des Substrats 78 gebracht wird;
die Temperaturanzeige erfolgt durch das Meßgerät 118. Die Anschlußdrähte 108,110,112 und 114 sind
zu einem Kabel 115 zusammengefaßt, das zum Anzeigegerät 118 führt.
Die folgende Beschreibung von Simulationsexperimenten ist der Erkennung des metastabilen amorphen
Gefüges der erfindungsgemäß hergestellten Legierungen dienlich. Diese Simulationsexperimente zeigen
deutlich, daß ein aus harten Kugeln von verschiedenen Größen bestehendes Muster als ein metastabiles
amorphes Gefüge gebildet wird, wenn die Kugeln ganz willkürlich aufgelegt sind. Allgemein kann gesagt
werden, daß mit zunehmenden Größenunterschieden der Zusammensetzungsbereich, über den sich das
amorphe Gefüge ausbildet, größer wird. Obwohl die Kugeln keine Kopien atomarer und molekularer
Komponenten darstellen, so ergibt sich doch ein sehr guter Vergleich zwischen den Ergebnissen der Simulation
und den erfindungsgemäß durchgeführten Ex-
perimenten.
Das Simulationsexperiment zeigt in erster Linie den geometrischen Gesichtspunkt auf, d. h. den durch die
Kugelgrößen bedingten Effekt. Die Simulationsexperimente vermitteln demnach einen Einblick in die
Rolle, die die Größenfaktoren spielen, die man für die Realisierung der Erfindung unter Verwendung
atomarer und molekularer Komponenten in einer Legierung mit amorphem Gefüge braucht. Außerdem
zeigen diese Simulationsexperimente den Unterschied zwischen einem amorphen und einem kristallinen Gefüge.
Harte Kunststoffkugeln 122 einer bestimmten Größe (Fig. 2 A) liegen in völlig willkürlicher Verteilung
auf einer leicht geneigten Platte 120 innerhalb eines Von einem Rand 124 umgrenzten Raumes. Zur
Herstellung dieser willkürlichen Verteilung wurden die Kugeln langsam auf die Platte rollen gelassen. Die
Umrandung 124 ist mit Haltern 126,128 an der Platte 120 befestigt. Man erkennt größere Gebiete, in denen
sich die Kugeln von selbst in einem.regelmäßigen Muster
anordnen, wodurch ein »Kristalk-Gefüge simuliert ist. Daneben gibt es einige Übergangsbereiche
und Zonen von unregelmäßiger Kugelverteilung, aber es ist klar, daß ein »Kristalk-Gefüge entstanden ist.
Fig. 2B zeigt die Überführung oder Transformation des Musters von Fig. 2 A, nachdem die Platte gerüttelt
wurde, um eine thermische Aktivierung zu simulieren. Aus dem Vergleich der beiden Bilder wird
deutlich, daß das »Kristalk-Gefüge zugenommen hat, obwohl noch eine Zufallsverteilung einiger Kugeln
verbleibt. Es istinteresssant zu sehen, daß es verschiedene Abgrenzungen zwischen den »Kristall«-Zonen
gibt, für die es auch ein Analogon in den tatsächlichen kristallinen Festkörpern gibt, beispielsweise Zwillingsgrenzen
und Korngrenzen.
Fig. 3 zeigt die Ergebnisse der Simulationsexperimente
mit Kugeln verschiedener Größe I und II von je der gleichen Menge, jedoch mit einem Größenunterschied
von 22 %. Die in Fig. 3 A dargestellte Kugelverteilung ist eindeutig amorph, weil sich keine
»kristallinen« Zonen feststellen lassen. Bei der Einbeziehung großer Ausdehnungsbereiche in die Betrachtung
kann von einer regelmäßigen Verteilung keine Rede sein. Obwohl sich in ganz kleinen Gebieten
unter Umständen eine gewisse Regelmäßigkeit beobachten läßt, ergibt sich schon bald bei Einbeziehung
mehrerer Kugeln beider Größen I und II eine Zufallsverteilung. Fig. 3 B zeigt die Kugeln I und II
von Fig. 3 A nach einem Rütteln der Platte. Es sind Anzeichen vorhanden, daß einige der Kugeln ihre
Plätze verändert haben. Es sieht jedoch so aus, als ob die Komponenten ihre Plätze lediglich etwas dichter
eingenommen hätten, wobei das ursprüngliche Gefüge auch nach der Vibration beibehalten wurde.
Wir wenden uns nun der Beschreibung einiger beispielhafter Experimente zu. Zunächst wird ein mit
Kupfer und Silber durchgeführtes Experiment beschrieben unter Bezugnahme auf das in Fig. 4 gezeigte
Diagramm der Gleichgewichtsphase, der in Fi g. 5 gezeigten Kurve des elektrischen Widerstandswertes
in Abhängigkeit von der Temperatur und der in Fi g. 6 gezeigten Kurven der Beugungsintensität in
Abhängigkeit vom Braggschen Winkel. Die experimentellen Ergebnisse für andere Mehrkomponenten-Legierungssysteme
sind im allgemeinen analog.
Das in Fig. 4 gezeigte Diagramm der Gleichgewichtsphase für Kupfer-Silber-Legierungen zeigt ein
einfaches Eutektikum mit einer zu vernachlässigenden Löslichkeit unterhalb 200° C. Für Kupfer-Silber-Legierungen
mit 35 bis 65 Atomprozent Silber, niedergeschlagen auf das Substrat 76 bei einer Temperatur
von 80° K, wurde das in Fig. 6 unter »α« gezeigte Beugungsbild, das einen amorphen Typus zeigt, nach
einer Temperung der Schicht bis auf Raumtemperatur erhalten. Zum Vergleich sind in Fig. 6 unter »b« und
ίο »c« die Beugungsbilder in Abhängigkeit vom Braggschen
Winkel nach einer 400° -K-Temperung (Mischkristall-Bildung) und nach einer 600°-K-Temperung
(kristallines Silber und Kupfer) gezeigt.
Damit wurde eine Legierung mit amorphem Geis füge und einer Metastabilität bis zur Raumtemperatur
erhalten. Der »Größenfaktor« für dieses Silber-Kupfer-System ist größer als 10 %, was ein erfindungswesentliches
Kriterium darstellt. Der Atomradius von Silber beträgt 1,44 A, während der des Kupfers 1,28 A
so beträgt, was gemäß der früher gegebenen Definition
einen GrößenfaktaF„von 11,8 % ausmacht. Die Mischungslücke
im festen Zustand beträgt 81 %, was innerhalb des erfindungswesentlichen Kriteriums von
75 bis 100 % liegt. Das Phasendiagramm dieses Systems ist in Fig. 4 gezeigt, in dem die mit α und β
bezeichneten Bereiche die silberreichen bzw. kupferreichen Zonen der Feststofflöslichkeit angeben. Aus
den maximalen Löslichkeiten (14,1 Atomprozent am silberreichen Ende, angezeigt durch den Punkt 130,
und 4,9 Atomprozent am kupferreichen Ende, angezeigt durch den Punkt 132) ist ersichtlich, daß die Mischungslücke
81 % beträgt. Die mittlere Schmelztemperatur beträgt 960° C, was klar über der unteren
Grenze der mittleren Schmelztemperatur von 750° C liegt; es sind somit alle erfindungswesentlichen Kriterien
zur Erzielung einer Metastabilität des amorphen Gefüges bis zur Raumtemperatur erfüllt. Die in F ig. 5
gezeigte Kurve des elektrischen Widerstandswertes in Abhängigkeit von der Temperatur zeigt eine deutlich
ausgeprägte erste Schwelle, die den Übergang von einem amorphen auf ein kristallines Gefüge anzeigt.
Die in F i g. 1 gezeigte Vakuumapparatur wurde für
die gleichzeitige Verdampfung der beiden Metalle Kupfer und Silber bei einem Druck in der Vakuumkammer
zwischen 10~6 und 10~8 Torr verwendet. Die
Überwachungsschaltungen 11 und 11' gestatten eine unabhängige Überwachung und Steuerung der Aufdampfraten
der beiden Komponenten. Die Legierungszusammensetzung wurde mit einer Genauigkeit
von 2 % bestimmt. Die Dicke aller Legierungsschichten lag zwischen 600 und 1000 A. Das Substrat 76
bestand aus einer auf einer Saphirplatte aufgebrachten Kollodium- oder Siliziumoxid-Schicht; während des
Aufdampfens wurde die Substrattemperatur auf 80° K gehalten. Anschließend wurden die Filme bis
auf Raumtemperatur angewärmt und aus der Vakuumapparatur zur Gefüge-Untersuchung der
Schichten in einem Elektronenmikroskop herausgenommen. Die Widerstands- und Temperaturmessungen
(Fig. 5) der Schicht wurden in der Vakuumapparatur 10 vorgenommen, so daß das Ausmaß der
Temperung während der Erwärmung auf Raumtemperatur festgestellt werden konnte. Die Punkte Pa, Pb
und Pc entsprechen den Beugungskurven a, b und c
von Fig. 6.
Die an solchen Filmen während der Aufwärmperiode durchgeführten Messungen des elektrischen
Widerstandswertes in Abhängigkeit von der Temperatur (Fig. 5) zeigen eine geringe und graduelle Temperung
zwischen 80° Kund Raumtemperatur. Bei Erwärmung der Schicht über Raumtemperatur hinaus
wurden zwei ausgeprägte Umwandlungsstufen beobachtet. Für eine aus Kupfer und 50 % Silber bestehende
Schicht liegt die erste und stärker ausgeprägte Stufe I (Fig. 5) in der Nähe von 100° C (370° K).
Das in F i g. 6 gezeigte Beugungsbild » b « betrifft diese
50 Cu/50 Ag-Schicht in einem Mischkristall-Zustand, der in F i g. 5 durch den Punkt Pb dargestellt ist, der
durch geringe Temperung der amorphen Legierung erhalten wurde. Bei weiterer Aufheizung trat die
zweite Umwandlungsstufe in der Nähe von 200° C (470° K) auf. Eine in den durch den Punkt Pc (F i g. 5)
dargesellten Temperungszustand gebrachte Schicht ergab das Beugungsbild »c« von Fi g. 6, das zwei flächenzentrierte
kubische Gefüge darstellt, deren Gitterparameter nahe an die von Silber und Kupfer herankommen.
Im folgenden wird eine Zusammenfassung und eine
Übersicht über die experimentell ermittelten Daten gegeben. F i g. 7 enthält eine. Tafel solcher Daten über
mehrere binäre Legierungssysteme. Die binären Systeme Kobalt-Kupfer und Kupfer-Gold haben kein
amorphes Gefüge, da sie die erfindungswesentlichen Kriterien nicht erfüllen. Die binären Systeme Kupfer-Silber,
Kobalt-Silber, Kupfer-Magnesium und Gold—Magnesium haben ein amorphes Gefüge, da bei
ihnen die erfindungswesentlichen Kriterien erfüllbar sind. Wenn auch für bestimmte binäre Legierungssysteme
ein oder zwei Kriterien erfüllt sein können, so genügt dies jedoch nicht für das Auftreten eines bis
Raumtemperatur metastabilen amorphen Gefüges.
In F i g. 7 sind durch Pfeile die Konzentrationsbereiche angedeutet, die experimentell mittels mehrerer
Legierungszusammensetzungen erforscht wurden; alleinstehende Buchstaben zeigen das für eine bestimmte
Zusammensetzung gefundene Ergebnis. Die vierte Spalte in F i g. 7 gibt die reduzierte Kristallisationstemperatur
TxITn an, die ein Maß für die Stabilität
der amorphen Schichten darstellt, nämlich das Verhältnis der Kristallisationstemperatur Tx, bei der
ein Film in ein kristallines Gefüge übergeht, zu der mittleren Schmelztemperatur Tm der Komponenten.
Das Kobalt-Kupfer-System hat einen zu geringen Größenfaktor und daher kein amorphes Gefüge, obwohl
es das erfindungswesentliche Kriterium für die Mischungslücke erfüllt. Da das Kupfer-Gold-System
keine Mischungslücke aufweist, erfüllt es auch nicht die Erfordernisse der Erfindung trotz seines hohen
Größenfaktors.
Die Substrattemperatur hat einen starken Einfluß auf den Zusammensetzungsbereich, innerhalb dessen
das amorphe Gefüge existiert. Der kritische Größenfaktor nimmt mit steigenden Substrattemperaturen
zu. Zur Illustration dieser Verhältnisse sei beispielsweise angeführt, daß das Niederschlagen von Kupfer
und Silber bei Raumtemperatur ein kristallines Gefüge ergibt, während das Niederschlagen von Kupfer
und Magnesium auch bei Raumtemperatur zu einem amorphen Gefüge führt.
Legierungen mit einem dem kritischen Wert angenäherten Größenfaktor haben reduzierte Kristallisationstemperaturen
TxI'Tn von etwa 0,3, wobei mit
steigendem Größenfaktor auch die reduzierte Kristallisationstemperatur zunimmt. Diese zunehmende
Metastabilität des amorphen Gefüges wurde auch durch mikroskopische Untersuchungen bestätigt.
Das Kobalt-Silber-System hat eine reduzierte Kristallisationstemperatur
TxZT1n von 0,2. Ein Studium
der Zustandsdiagramme dieser Legierungen zeigt, daß eine starke Tendenz besteht, den homogen amorphen
Zustand zu verlassen. Die Mischungslücke deutet auf eine starke Abstoßung zwischen den Kupfer- und Silberatomen,
was wahrscheinlich zu einer Reduzierung der Aktivierungsenergie, die für die Überführung aus
ίο der amorphen Phase in die kristalline Phase notwendig
ist, führt.
Es konnte ferner gezeigt werden, daß Kobalt-Silber-Legierungen in ihrem amorphen Zustand ferromagnetisch
sind. Die gefügeabhängigen ferromagnetischen Eigenschaften, d.h. die Remanenz und die
Koerzitivkraft eines amorphen Stoffes sind logischerweise verschieden von denen des entsprechenden
Stoffes im kristallinen Zustand. Das ist zurückzuführen auf die Abwesenheit einer magnetokristallinen
Anisotropie bei amorphen Stoffen und auf jdie unterschiedlichen Domänenstrukturtypen solcher Materialien.
Die Leichtigkeit~~der Domänenwandwanderung im amorphen Gefüge wegen des NichtVorhandenseins
von Kristallgrenzen und Inhomogenitäten führt zu einer niedrigen Koerzitivkraft und einer hohen Permeabilität;
dies sind bekanntlich erstrebenswerte Eigenschaften für dünne magnetische Schichten, die für
Speicherzwecke in Rechenautomaten geeignet sind. Es wurden ferromagnetische amorphe Gefüge aus 17
bis 50 Atomprozent AG, Rest Kobalt, hergestellt; die niedergeschlagenen Schichten zeigten eine rechtekkige
Hystereseschleife und eine mikroskopische ferromagnetische Isotropie bei 20° C.
Es ist bekannt, daß Störstellen in Kristallen zu einer Erhöhung der kritischen Temperatur Tc der Supraleitfähigkeit
sowie zur Erhöhung des kritischen Feldes beitragen. Es ist auch bekannt, daß beispielsweise eine
amorphe Legierung aus Zinn mit 10 Atomprozent Kupfer eine viel höhere kritische Temperatur Tc hat
als die gleiche Legierung in kristalliner Form, und daß amorphes Wismut supraleitend ist, was für seinen kristallinen Zustand nicht zutrifft. Durch Anwendung
des erfindungsgemäßen Verfahrens können beispielsweise Nb-Sn- und NB-Zr-Legierungen, die im kristallinen
Zustand Supraleiter mit einem hohen- Feld und einer hohen kritischen Temperatur Tc sind, in
amorpher Form hergestellt werden. Außerdem können Metalle, die sich nicht mischen, durch Anwendung
des erfindungsgemäßen Verfahrens kombiniert werden, so daß amorphe Legierungen mit günstigen Elektronen-Atom-Verhältnissen
für eine hohe kritische Temperatur Tc entstehen. Die Beziehung der Elektronen-Atom-Verhältnisse
in bezug auf die kritische Temperatur Tc wird auf Seite 138 des Buches »Progress
in Low Temperature Physics« von B. T. Matthias, Band II, North Holland Pub. Co., Amsterdam,
1957, diskutiert. >
Die durch das erfindungsgemäße Verfahren hergestellten amorphen Legierungen können als Ausgangsstoffe
für die Herstellung bestimmter gefügeabhängiger
Eigenschaften durch partielle thermische Temperung dienen. So kann man beispielsweise bei der
Umsetzung einer homogenen amorphen Kobalt-Silber-Schicht einen weiten Bereich von Koerzitivkräften
erzielen in Abhängigkeit von der Größe der Teilchen in der Zustandsphase, wobei die betreffende
Teilchengröße durch eine besondere Temperungsbehandlung erhalten wird.
Das unterschiedliche chemische Reaktionsvermögen von amorphen Stoffen im Gegensatz zu kristallinen
Stoffen der gleichen Zusammensetzung erlaubt beispielsweise das Auslaugen von Kupfer mittels einer
0,1 %igen Salzsäurelösung aus amorphen Kupfer-Sil-
ber-Schichten unter Zurücklassung einer porösen Silberschicht mit einem mikroskopisch vielschichtig verbundenen
Gefiige. Stoffe dieser Art sind sowohl für supraleitende Elemente als auch für andere Anwendungszwecke
höchst erwünscht.
Hierzu 2 Blatt Zeichnungen
Claims (14)
1. Verfahren zur Herstellung einer Legierungsschicht mit amorphem Gefüge, dadurch gekennzeichnet,
daß die Legierungskomponenten, von denen mindestens ein Komponentenpaar eine mittlere Schmelztemperatur der Komponenten
oberhalb 750° C, ein Verhältnis der Atomradiendifferenz zum arithmetischen Mittel
der Atomradien zwischen 10 % und 25 % sowie eine Mischungslücke im festen Zustand von mindestens
75 % aufweist, in an sich bekannter Weise aus der Dampfphase auf einem genügend tief gekühlten
Substrat (z. B. 80° K) mit einer zur Erreichung des amorphen Zustandes der Schicht
geeigneten Zusammensetzung abgeschieden werden.
2. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß die Komponenten im Vakuum
beiDrückenzwischen 10~6und,10~8 Torr auf dem
Substrat niedergeschlagen werden.
3. Verfahren nach Anspruch 2, dadurch gekennzeichnet, daß die Komponenten auf einer
Kollodiumschicht niedergeschlagen werden.
4. Verfahren nach Anspruch 2, dadurch gekennzeichnet, daß die Komponenten auf einer Siliziumoxidschicht
niedergeschlagen werden.
5. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß das amorphe Gefüge der Legierungsschicht
durch nachträgliches Tempern in einen metastabilen kristallinen Zustand überführt
wird.
6. Verfahren nach Anspruch 5 zur Herstellung einer ferromagnetischen Legierungsschicht, dadurch
gekennzeichnet, daß die Legierung mit mindestens einer Komponente aus einem ferromagnetischen
Metall einer Temperung bei einer entsprechenden Temperatur unterworfen wird.
7. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß in einer Nachbehandlung der
Legierung durch Auslaugen einer Komponente ein poröses Gefüge herbeigeführt wird.
8. Anwendung des Verfahrens nach einem der Ansprüche 1 bis 7 auf eine Kupfer-Silber-Legierung
mit 35 bis 65 Atomprozent Silber.
9. Anwendung des Verfahrens nach einem der Ansprüche 1 bis 7 auf eine Kupfer-Magnesium-Legierung
mit 20 bis 90 Atomprozent Magnesium.
10. Anwendung des Verfahrens nach einem der Ansprüche 1 bis 7 auf eine Gold-Magnesium-Legierung
mit 75 Atomprozent Magnesium.
11. Anwendung des Verfahrens nach einem der Ansprüche 1 bis 7 auf eine Kobalt-Silber-Legierung
mit 17 Atomprozent Silber.
12. Anwendung des Verfahrens nach einem der Ansprüche 1 bis 7 auf eine Kobalt-Silber-Legierung
mit 50 Atomprozent Silber.
13. Anwendung des Verfahrens nach einem der Ansprüche 1 bis 7 auf eine supraleitende Legierung
aus Niob und Zirkonium.
14. Anwendung des Verfahrens nach einem der Ansprüche 1 bis 7 auf eine supraleitende Legierung
aus Niob und Zinn.
Die Erfindung bezieht sich auf ein Verfahren zur Herstellung einer Legierungsschicht mit amorphem
Gefüge.
Bei einer Legierung handelt es sich allgemein um eine Stoffmischung mit mindestens einer metallischen
Komponente. Der Gleichgewichtszustand einer Legierung bei einer bestimmten Temperatur ist derjenige
Zustand, bei welchem die thermodynamische freie Energie ein Minimum aufweist. Eine amorphe
ίο Legierung ist metastabil, d.h. befindet sich nicht in
einem derartigen Gleichgewichtszustand. Da die Atome eines amorphen Gef üges nicht in einer periodischen
Ordnung ausgerichtet sind, besteht bei jeder Temperatur die Tendenz, daß sich das amorphe Gefüge
in Richtung auf das kristalline Gefüge des Gleichgewichtszustandes durch Diffusion oder Segregation
umwandelt. Der Grad der MetaStabilität der Legierung ist ein Maß dafür, wie lange die Existenz
des amorphen Gef üges bei einer gegebenen Temperatür fortdauern wird, bevor eine merkliche Zustandsänderung
in Richtung auf den Gleichgewichtszustand der Legierung bei diener Temperatur eintritt.
Physikalische Parameter, wie der spezifische Widerstand,
die thermische Leitfähigkeit, der thermische Expansionskoeffizient und die Härte stehen alle mit
dem Gefüge der Legierung in Beziehung. Beispielsweise ist der spezifische Widerstand für ein amorphes
Gefüge immer höher und die thermische Leitfähigkeit
üblicherweise niedriger als bei dem entsprechenden, d.h. eine gleiche Zusammensetzung aufweisenden
kristallinen Stoff. Ferner bestehen auch Unterschiede hinsichtlich der chemischen Reaktivität sowie der magnetischen,
supraleitenden und mechanischen Eigenschaften.
Für den einschlägigen Stand der Technik sind die folgenden Veröffentlichungen bezeichnend: Z. Physik
138,136 (1954); Nature 187,1869 (1960); Z. Physik 157, 65 (1959); J. Appl. Phys. 33, 1355 (1962). Es
war bisher nicht möglich, amorphe Legierungen mit einer MetaStabilität bis zu verhältnismäßig hohen
Temperaturen, beispielsweise Raumtemperatur von 20° C, mit einem ausreichend hohen Maß von Reproduzierbarkeit
herzustellen.
Die Aufgabe der Erfindung ist es, ein Verfahren zur Herstellung amorpher Legierungsschichten zu
schaffen, welche bei verhältnismäßig hohen Temperaturen,
also etwa Zimmertemperatur, während für die Praxis sinnvoller Zeiträume metastabil sind.
Diese Aufgabe wird erfindungsgemäß dadurch gelöst, daß die Legierungskomponenten nach folgenden
für mindestens ein Komponentenpaar geltenden Auswahlkriterien gewählt werden: mittlere Schmelztemperatur
der Komponenten oberhalb 750° C, Verhältnis der Atomradiendifferenz zum arithmetischen
Mittel der Atomradien zwischen 10 % und 25 % sowie eine Mischungslücke im festen Zustand von mindestens
75 %. Die Komponenten werden in an sich bekannter Weise aus der Dampfphase auf einem genügend
tief gekühlten Substrat (z. B. 80° K) mit einer zur Erreichung des amorphen Zustandes der Schicht
geeigneten Zusammensetzung abgeschieden.
Die nach dem erfindungsgemäßen Verfahren erhaltenen Legierungen zeigen Beugungsgitter mit breiten
Lichthöfen, die sich einem kristallinen Gefüge nicht zuordnen lassen. Für Beugungsbilder, die mit
Hilfe von Elektronen zwischen 80 und 100 kV erzielt wurden, entsprach bei typischen Beispielen die Trennungslinie
einer Teilchengröße von 2 bis 3 Gitterkon-
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