JPH04382A - 銀コバルト超格子膜の製造方法 - Google Patents
銀コバルト超格子膜の製造方法Info
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- JPH04382A JPH04382A JP9847790A JP9847790A JPH04382A JP H04382 A JPH04382 A JP H04382A JP 9847790 A JP9847790 A JP 9847790A JP 9847790 A JP9847790 A JP 9847790A JP H04382 A JPH04382 A JP H04382A
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Landscapes
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- Physical Vapour Deposition (AREA)
- Other Surface Treatments For Metallic Materials (AREA)
Abstract
(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。
め要約のデータは記録されません。
Description
【発明の詳細な説明】
(産業上の利用分野〕
本発明は、真空蒸着法または分子線エピタキシー法を利
用した銀コバルト超格子膜の製造方法に関する。
用した銀コバルト超格子膜の製造方法に関する。
磁気記録媒体などの磁性体膜としてその応用が期待され
ている銀コバルト多層膜を製造する方法として、スパッ
タ法によって銀とコバルトを交互に堆積する方法が提案
され、その基板としてはガラスの使用が推奨されていた
。
ている銀コバルト多層膜を製造する方法として、スパッ
タ法によって銀とコバルトを交互に堆積する方法が提案
され、その基板としてはガラスの使用が推奨されていた
。
しかし、基板としてアモルファスのガラスを用いた場合
には、銀およびコバルトは微細多結晶となりやすく、ま
た、スパッタ法ではターゲ・7トから基板へ飛来する原
料原子(銀とコバルト)の運動エネルギーが大きいので
形成膜の表面や銀−コバルト層界面が平坦となり難く、
シたがって、1!層とコバルト層がエピタキシー関係を
有する超格子膜を製造することは困難であった。
には、銀およびコバルトは微細多結晶となりやすく、ま
た、スパッタ法ではターゲ・7トから基板へ飛来する原
料原子(銀とコバルト)の運動エネルギーが大きいので
形成膜の表面や銀−コバルト層界面が平坦となり難く、
シたがって、1!層とコバルト層がエピタキシー関係を
有する超格子膜を製造することは困難であった。
本発明は、この問題の解決を目的としたものであり、良
好な結晶性を有する銀コバルト超格子膜の新しい製造法
を提供しようとするものである。
好な結晶性を有する銀コバルト超格子膜の新しい製造法
を提供しようとするものである。
本発明は、単結晶サファイア(α−A 1. tox)
を基板としてその(0001)表面に銀の薄層を真空蒸
着させたうえ、これを真空アニールして原子的に平滑な
(111)表面をもつ銀の単結晶層を該基板上に形成し
1次いで、この銀単結晶層の(111)表面上にコバル
トと銀を真空蒸着法または分子線エピタキシー法により
交互積層することを特徴とし、これによって銀層とコバ
ルト層がエピタキシー関係を有する銀コバルト超格子膜
を得るものである。
を基板としてその(0001)表面に銀の薄層を真空蒸
着させたうえ、これを真空アニールして原子的に平滑な
(111)表面をもつ銀の単結晶層を該基板上に形成し
1次いで、この銀単結晶層の(111)表面上にコバル
トと銀を真空蒸着法または分子線エピタキシー法により
交互積層することを特徴とし、これによって銀層とコバ
ルト層がエピタキシー関係を有する銀コバルト超格子膜
を得るものである。
本発明の実施にあたり、サファイア基板上に形成させる
銀の薄層はその厚さを500オングストローム以上とす
るのがよく、またその真空アニールは300〜500℃
の温度で10分〜2時間実施するのがよい、l!とコバ
ルトの交互積層にさいしては、基板上にバッファ層とし
て形成させた銀の単結晶層の温度を0℃〜100℃に保
持して実施するのがよい。
銀の薄層はその厚さを500オングストローム以上とす
るのがよく、またその真空アニールは300〜500℃
の温度で10分〜2時間実施するのがよい、l!とコバ
ルトの交互積層にさいしては、基板上にバッファ層とし
て形成させた銀の単結晶層の温度を0℃〜100℃に保
持して実施するのがよい。
[作用]
サファイア (コランダム)は^ji! zos主体の
6方晶を有するが、その単結晶の(0001)面に銀を
真空蒸着させて焼鈍すると、原子的に平坦な(111)
表面を有する銀単結晶層が形成される。このようにして
、サファイア基板上に(111)表面を有する銀単結晶
層をバッファ層として形成させてからこのバッファ層上
にコバルトと銀を交互に真空蒸着させると、コバルトと
銀がエピタキシー関係をもつ超格子膜が形成できる。
6方晶を有するが、その単結晶の(0001)面に銀を
真空蒸着させて焼鈍すると、原子的に平坦な(111)
表面を有する銀単結晶層が形成される。このようにして
、サファイア基板上に(111)表面を有する銀単結晶
層をバッファ層として形成させてからこのバッファ層上
にコバルトと銀を交互に真空蒸着させると、コバルトと
銀がエピタキシー関係をもつ超格子膜が形成できる。
サファイア単結晶基板の表面方位が(0001)以外の
面であると、 (111)表面を有する銀単結晶層が形
成されず、この場合には、コバルトと銀を交互堆積して
も多結晶膜となり、エピタキシー現象は現れない。
面であると、 (111)表面を有する銀単結晶層が形
成されず、この場合には、コバルトと銀を交互堆積して
も多結晶膜となり、エピタキシー現象は現れない。
サファイア基板上に銀バッファ層を形成させるには超高
真空蒸着法を用いる。超高真空蒸着法以外の方法では作
動ガス雰囲気(スパッタ法ではアルゴンガス等)が必要
か、または残留ガス圧力が高くなるのでガス分子が基板
を汚染したり、また形成膜中に混入して清浄な銀層が形
成できないのに対し、超高真空蒸着法ではこのような問
題が付随しない。
真空蒸着法を用いる。超高真空蒸着法以外の方法では作
動ガス雰囲気(スパッタ法ではアルゴンガス等)が必要
か、または残留ガス圧力が高くなるのでガス分子が基板
を汚染したり、また形成膜中に混入して清浄な銀層が形
成できないのに対し、超高真空蒸着法ではこのような問
題が付随しない。
銀バッファ層の厚さは500オングストローム以上とす
る必要がある。500オングストローム未満では銀層は
微細な多結晶であり、基板との間に一定の結晶方位関係
が現れず、アニールしたさいに(111)面を有する銀
星結晶を形成するのが困難となる。このアニールは超高
真空中で行う。超高真空以外では、残留ガスまたは雰囲
気ガス分子により形成膜表面が汚染され、原子的に清浄
な表面が得られない、そうなると、この上に超格子膜が
エピタキシャル成長するのを阻害する。アニール温度は
300〜500℃の範囲とするのがよい。温度が高すぎ
ると表面自由エネルギーを低下させるので表面エントロ
ピーが増大して表面平坦性が劣下し。
る必要がある。500オングストローム未満では銀層は
微細な多結晶であり、基板との間に一定の結晶方位関係
が現れず、アニールしたさいに(111)面を有する銀
星結晶を形成するのが困難となる。このアニールは超高
真空中で行う。超高真空以外では、残留ガスまたは雰囲
気ガス分子により形成膜表面が汚染され、原子的に清浄
な表面が得られない、そうなると、この上に超格子膜が
エピタキシャル成長するのを阻害する。アニール温度は
300〜500℃の範囲とするのがよい。温度が高すぎ
ると表面自由エネルギーを低下させるので表面エントロ
ピーが増大して表面平坦性が劣下し。
また逆に低すぎると表面拡散が遅くなって平坦性が悪く
なり原子的に平坦な表面が得られない、アニール時間は
10分〜2時間の範囲であればよい。
なり原子的に平坦な表面が得られない、アニール時間は
10分〜2時間の範囲であればよい。
あまり長すぎると基板からの原子の拡散や残留ガスとの
反応によるバッファ層の汚染を生じる弊害があり、また
、短すぎるとアニールの目的を達成することができない
からである。このアニールによって銀バッファ層の表面
方位は(111)となりこの(111)面にコバルトと
銀を交互堆積させるとエピタキシャル成長する。これ以
外の方位をもつ面ではコバルト層がエピタキシャル成長
しない。
反応によるバッファ層の汚染を生じる弊害があり、また
、短すぎるとアニールの目的を達成することができない
からである。このアニールによって銀バッファ層の表面
方位は(111)となりこの(111)面にコバルトと
銀を交互堆積させるとエピタキシャル成長する。これ以
外の方位をもつ面ではコバルト層がエピタキシャル成長
しない。
このようにして形成した銀バッファ層の(111)面に
超高真空蒸着法または分子線エピタキシー法によってコ
バルトと銀を交互積層すると、銀層とコバルト層がエピ
タキシー関係を有する良好な銀コバルト超格子膜が得ら
れる。超高真空蒸着法まと分子線エピタキシー法は称呼
上は異なるがその実体内容は同じである。かような超高
真空蒸着法による交互堆積を採用することにより、コバ
ルトおよび銀はエピタキシャル成長する。
超高真空蒸着法または分子線エピタキシー法によってコ
バルトと銀を交互積層すると、銀層とコバルト層がエピ
タキシー関係を有する良好な銀コバルト超格子膜が得ら
れる。超高真空蒸着法まと分子線エピタキシー法は称呼
上は異なるがその実体内容は同じである。かような超高
真空蒸着法による交互堆積を採用することにより、コバ
ルトおよび銀はエピタキシャル成長する。
この超格子積層時に基板温度が高すぎると1例えば10
0℃を超えると9表面エネルギーの高いコバルトの原子
表面が拡散して凝集し、3次元島状の成長が起こり1表
面および界面に凹凸が生ずるという弊害があるので、基
板温度は100℃以下に保持するのがよい。一方、基板
温度が低すぎると例えばO″Cより低いと2表面拡散が
遅くなって銀およびコバルトの結晶性が悪くなり、この
場合にも表面または界面に凹凸が住し易くなって良好な
銀/コバルト界面を形成できないという弊害が住する。
0℃を超えると9表面エネルギーの高いコバルトの原子
表面が拡散して凝集し、3次元島状の成長が起こり1表
面および界面に凹凸が生ずるという弊害があるので、基
板温度は100℃以下に保持するのがよい。一方、基板
温度が低すぎると例えばO″Cより低いと2表面拡散が
遅くなって銀およびコバルトの結晶性が悪くなり、この
場合にも表面または界面に凹凸が住し易くなって良好な
銀/コバルト界面を形成できないという弊害が住する。
以下に本発明者らが行った試験に基づき1本発明の詳細
な説明する。
な説明する。
〔実施例]
試料は、高純度の銀とコバルトを原料として。
分子線エピタキシー(MBE)法により2X10畳’T
orr以下の超高真空(UHV)下で作製した。 MB
E装置としては、成膜室に準備室および表面分析室が接
続され且つ試料がt+ttv条件を破ることなく各室を
自由に移動できるものを使用した。必要な分子線強度を
得るための平衡蒸気圧を与える温度の関係から1分子線
源として、銀にはクヌーセンセル(K−セル)、コバル
トには超高真空用磁界偏向型電子ビーム蒸発源(E−ガ
ン)を用いた。分子線強度のキャリブレーションにはに
一セルではB−Aイオンゲージを使用し、E−ガンには
電子衝撃発光分光([!IES)法を利用した。
orr以下の超高真空(UHV)下で作製した。 MB
E装置としては、成膜室に準備室および表面分析室が接
続され且つ試料がt+ttv条件を破ることなく各室を
自由に移動できるものを使用した。必要な分子線強度を
得るための平衡蒸気圧を与える温度の関係から1分子線
源として、銀にはクヌーセンセル(K−セル)、コバル
トには超高真空用磁界偏向型電子ビーム蒸発源(E−ガ
ン)を用いた。分子線強度のキャリブレーションにはに
一セルではB−Aイオンゲージを使用し、E−ガンには
電子衝撃発光分光([!IES)法を利用した。
基板には(0001)方位を有するサファイア単結晶板
の他、比較のため種々の方位のサファイア単結晶板およ
び酸化マグネシウム(MgO)単結晶板を選び9種々の
条件で成膜を行った。堆積速度はコバルト、銀ともに0
.IML/S (ここで、 MLは単原子層)とした。
の他、比較のため種々の方位のサファイア単結晶板およ
び酸化マグネシウム(MgO)単結晶板を選び9種々の
条件で成膜を行った。堆積速度はコバルト、銀ともに0
.IML/S (ここで、 MLは単原子層)とした。
成膜中は、成長の各段階において反射高速電子線回折(
R1(EED)の同時観察を行った。
R1(EED)の同時観察を行った。
作製した超格子は、その一部をオージェ(Auger)
電子分光法(AES)およびxg光電子分光法(XPS
)によりその場分析を行った後、大気中に取り出し。
電子分光法(AES)およびxg光電子分光法(XPS
)によりその場分析を行った後、大気中に取り出し。
X線回折により構造を調べた。
基板の前処理として、室温に置いたサファイア基板およ
びMgO基板に、準備室内のUHVのヘース圧力下にア
ルゴンガスを導入後、カウフマン型イオンガスによりア
ルゴンイオンを照射し1表面層をスパッタして取り除い
た。アルゴンイオンのエネルギーとしては、1にeV、
ii流密度1 mA/cm”を選定し、スパッタリン
グは5分間行った。スパッタ中の準備室のアルゴン分圧
は1(I’Torr台であった。これにより表面層数百
オングストロームが取り除かれることを、触針式表面形
状測定器により確認した。
びMgO基板に、準備室内のUHVのヘース圧力下にア
ルゴンガスを導入後、カウフマン型イオンガスによりア
ルゴンイオンを照射し1表面層をスパッタして取り除い
た。アルゴンイオンのエネルギーとしては、1にeV、
ii流密度1 mA/cm”を選定し、スパッタリン
グは5分間行った。スパッタ中の準備室のアルゴン分圧
は1(I’Torr台であった。これにより表面層数百
オングストロームが取り除かれることを、触針式表面形
状測定器により確認した。
スパッタ後に基板をRHEEDにより観察したところ、
MgO基板ではスポットパターンが現れた。
MgO基板ではスポットパターンが現れた。
これは1表面に凹凸が生じその凸部を透過した電子線に
よるバルクの回折スポットと考えられ、したがって結晶
構造をなしていることがわかった。
よるバルクの回折スポットと考えられ、したがって結晶
構造をなしていることがわかった。
一方、サファイア基板ではハローパターンを示した。し
たがってアモルファスに近い構造となっているものと考
えられる。
たがってアモルファスに近い構造となっているものと考
えられる。
アルゴンイオンスパッタした基板はUHv下800℃で
1時間アニーリングを行った。これにより。
1時間アニーリングを行った。これにより。
MgO,サファイアいずれの基板も明瞭なストリークパ
ターンが現れた。このパターンは基板を表面に垂直な軸
のまわりに回転させると、それに伴って変化し、バルク
の方位から期待される回転対称性を示した。このことか
ら、MgOの場合は凹凸のあった表面がアニーリングに
より原子レベルで平滑化して(100)単結晶表面が出
ていることがわかった。また、サファイアの場合は、ア
モルファス表面が単結晶化し、原子的に平滑な表面にな
っていることがわかった。
ターンが現れた。このパターンは基板を表面に垂直な軸
のまわりに回転させると、それに伴って変化し、バルク
の方位から期待される回転対称性を示した。このことか
ら、MgOの場合は凹凸のあった表面がアニーリングに
より原子レベルで平滑化して(100)単結晶表面が出
ていることがわかった。また、サファイアの場合は、ア
モルファス表面が単結晶化し、原子的に平滑な表面にな
っていることがわかった。
上述の処理を行ったサファイア基板上に、銀/コバルト
の交互堆積を直接に行った。この場合には、 R)lE
、ED観察によると、サファイア基板上には第1層目の
銀はエピタキシャル成長せず、ランダムな方位の微細多
結晶の存在を示すデバイ・シェーラー(Debye−s
cherrer)リングが現れた。その上にその後に形
成された格子の各層においても同様なリングパターンが
観察された。これは第2層目以後の各層が第1層目の結
晶方位を引き継ぐために起こると考えられる。したがっ
て、この方法で作製した格子はいわゆる多層膜で、結晶
粒の配向性もほとんどないものとなった。
の交互堆積を直接に行った。この場合には、 R)lE
、ED観察によると、サファイア基板上には第1層目の
銀はエピタキシャル成長せず、ランダムな方位の微細多
結晶の存在を示すデバイ・シェーラー(Debye−s
cherrer)リングが現れた。その上にその後に形
成された格子の各層においても同様なリングパターンが
観察された。これは第2層目以後の各層が第1層目の結
晶方位を引き継ぐために起こると考えられる。したがっ
て、この方法で作製した格子はいわゆる多層膜で、結晶
粒の配向性もほとんどないものとなった。
次に、上述の処理を行った(0001)表面を有するサ
ファイア板を基板として、基板温度O″Cにて銀を堆積
し、その間、RHEEDパターンの変化を同時観察した
。成長速度を0.24人/Sと0.4人/Sとする2通
りの実験を行った。ストリークパターンを示すサファイ
ア基板に銀が積層し始めると数秒でデバイリングが現れ
、ストリークパターンと重なって見えた。銀が数十オン
グストローム堆積するとストリークは消え、デバイリン
グのみとなったので膜はランダムな方位をもつ微細結晶
で構成されていると考えられる。この後さらに銀の堆積
を続けると、約100人堆積したあたりから面心立方晶
(FCG)の対称性を有するストリークパターンがデバ
イリングと重なって現れ始め1次第にストリークパター
ンが支配的となり約500人堆積するとデバイリングは
完全に消失した。R)IEEDパターンはストリークと
スポットの重なった形態であり。
ファイア板を基板として、基板温度O″Cにて銀を堆積
し、その間、RHEEDパターンの変化を同時観察した
。成長速度を0.24人/Sと0.4人/Sとする2通
りの実験を行った。ストリークパターンを示すサファイ
ア基板に銀が積層し始めると数秒でデバイリングが現れ
、ストリークパターンと重なって見えた。銀が数十オン
グストローム堆積するとストリークは消え、デバイリン
グのみとなったので膜はランダムな方位をもつ微細結晶
で構成されていると考えられる。この後さらに銀の堆積
を続けると、約100人堆積したあたりから面心立方晶
(FCG)の対称性を有するストリークパターンがデバ
イリングと重なって現れ始め1次第にストリークパター
ンが支配的となり約500人堆積するとデバイリングは
完全に消失した。R)IEEDパターンはストリークと
スポットの重なった形態であり。
FCC(111)表面の対称性をもっていることがわか
った。この表面にはストリークを示す平坦な部分とバル
クの回折を示す凹凸のある部分とが混在していると思わ
れる。なお、成膜速度の違いによるRHEEDパターン
の変化の違いは本実験の範囲では認められなかった。
った。この表面にはストリークを示す平坦な部分とバル
クの回折を示す凹凸のある部分とが混在していると思わ
れる。なお、成膜速度の違いによるRHEEDパターン
の変化の違いは本実験の範囲では認められなかった。
得られた試料をUHV下400℃で1時間アニーリング
を行った。アニーリング後のRHEEDパターンではス
ポットは消失し、シャープなストリークが現れており、
(111)ycc単結晶表面から期待される逆格子ロ
ンドの配列と一致することがわかった。すなわち、銀は
FCC単結晶の構造を取ってその表面は原子的に平滑で
あり且つその表面方位は〔111)である。ストリーク
がシャープであることから。
を行った。アニーリング後のRHEEDパターンではス
ポットは消失し、シャープなストリークが現れており、
(111)ycc単結晶表面から期待される逆格子ロ
ンドの配列と一致することがわかった。すなわち、銀は
FCC単結晶の構造を取ってその表面は原子的に平滑で
あり且つその表面方位は〔111)である。ストリーク
がシャープであることから。
単結晶ドメインはかなり大きいものと思われる。
生した銀(111)表面およびサファイア基板(000
1)表面の方位関係をRHEEDパターンにより検討す
ると。
1)表面の方位関係をRHEEDパターンにより検討す
ると。
銀(111ン11サフアイア(0001)銀(1113
11サフアイア(1120)であることがわかった。こ
のように銀酸膜の初期にはランダム微細多結晶となるに
もかかわらず。
11サフアイア(1120)であることがわかった。こ
のように銀酸膜の初期にはランダム微細多結晶となるに
もかかわらず。
500人成長後に基板とのエピタキシー関係が現れると
いう興味深い現象が見られた。
いう興味深い現象が見られた。
多くの半導体においては、基板温度が172T■(Tm
は分子線源の融点絶対温度)より高い場合、2次元成長
が起こることが知られている。そこで、1!の場合に基
板温度400℃(>1/27m)にて同様な積層を行っ
た。この場合には積層初期からRHEEDパターンには
デバイリングは現れず、凹凸のある結晶表面の存在を示
すスポットパターンが現れた。
は分子線源の融点絶対温度)より高い場合、2次元成長
が起こることが知られている。そこで、1!の場合に基
板温度400℃(>1/27m)にて同様な積層を行っ
た。この場合には積層初期からRHEEDパターンには
デバイリングは現れず、凹凸のある結晶表面の存在を示
すスポットパターンが現れた。
成長するに伴いストリークが現れてきた。500人成長
後、基板を室温にした場合のR)IEEDパターンと、
前記の方法(0℃成膜後400’Cアニール)の後、室
温に冷却した場合のRHEEDパターンを比較すると1
本成長(400℃成長)の場合にはRHEEDパターン
に弱いスポットパターンが重なっており。
後、基板を室温にした場合のR)IEEDパターンと、
前記の方法(0℃成膜後400’Cアニール)の後、室
温に冷却した場合のRHEEDパターンを比較すると1
本成長(400℃成長)の場合にはRHEEDパターン
に弱いスポットパターンが重なっており。
表面平坦性は前記の方法よりも劣っていた。基板を(1
00)表面を有するMgOとした場合、基板が0℃でも
銀はエピタキシャル成長し、500人積層した後400
℃で1時間アニールすると原子的に平坦な(100)r
ce表面が得られた。
00)表面を有するMgOとした場合、基板が0℃でも
銀はエピタキシャル成長し、500人積層した後400
℃で1時間アニールすると原子的に平坦な(100)r
ce表面が得られた。
基板とのエピタキシー関係は7
Ag (100) It MgO(100)Ag
[100) II MgO[100)である。
[100) II MgO[100)である。
上に述べた0゛Cの基板上へ銀バッファ層を堆積し6
その後400℃にてUHV下でアニーリングを施した(
0001)サファイア単結晶基板、および(100)M
gO単結晶基板へコバルトから始まる超格子を積層した
。成長の全段階でRHEEDによる同時観察を行った。
その後400℃にてUHV下でアニーリングを施した(
0001)サファイア単結晶基板、および(100)M
gO単結晶基板へコバルトから始まる超格子を積層した
。成長の全段階でRHEEDによる同時観察を行った。
各段階での試料表面のR)IEEDパターンにおいて、
入射電子線が銀(121)にほぼ平行な場合と(ITO
)にほぼ平行な場合において詳細な観察を行った。銀バ
ンファ層表面上にコバルトを3原子積層後の表面では、
パターンは明瞭なストリークを示し単結晶の平滑な表面
であることがわかった。RHEEDでは平滑な表面に対
してはストリークパターンを示すので、バルクの結晶構
造の同定はできないが、液体窒素温度に冷却した基板に
同様な超格子積層を行った場合に現れるスポットパター
ンから、コバルトはFCC構造であることがわかった。
入射電子線が銀(121)にほぼ平行な場合と(ITO
)にほぼ平行な場合において詳細な観察を行った。銀バ
ンファ層表面上にコバルトを3原子積層後の表面では、
パターンは明瞭なストリークを示し単結晶の平滑な表面
であることがわかった。RHEEDでは平滑な表面に対
してはストリークパターンを示すので、バルクの結晶構
造の同定はできないが、液体窒素温度に冷却した基板に
同様な超格子積層を行った場合に現れるスポットパター
ンから、コバルトはFCC構造であることがわかった。
コバル) (FCC)の格子定数は銀のそれに対して約
り5%小さいため、逆格子空間を反映したRHEEDパ
ターン上ではストリークの間隔が大きくなっている。こ
の間隔の増大は14%であり、コバルトが約1%の格子
膨脂をしていることになる。
り5%小さいため、逆格子空間を反映したRHEEDパ
ターン上ではストリークの間隔が大きくなっている。こ
の間隔の増大は14%であり、コバルトが約1%の格子
膨脂をしていることになる。
これは原子半径の大きい銀原子により引き伸ばされた結
果と理解される。
果と理解される。
このコバルト3原子層堆積中のR1(EED観察によれ
ば、コバルト1原子層堆積した段階で下地の銀によるス
トリークは消失した。このことは、根土にコバルトは層
状成長(2次元成長)していることを意味し、界面は原
子的に平滑である。
ば、コバルト1原子層堆積した段階で下地の銀によるス
トリークは消失した。このことは、根土にコバルトは層
状成長(2次元成長)していることを意味し、界面は原
子的に平滑である。
このコバルト3原子層の上に銀を5原子層堆積後のRH
EEDパターンでは、ストリークの間隔は銀の格子定数
は大きいことを反映して小さくなっていた。このI?H
EEDパターンは銀バッファ層のそれと同様の対称性を
示しており、コバルト上に銀がエピタキシャル成長して
いることがわかった。銀とコバルトのエピタキシャル関
係は Ag(111) II Co(111)Ag [11
0〕II Co [110)である、この銀成長の第−
原子層形成時には、下地のコバルトのストリークは消失
した。したがって、この場合にも界面は平滑である。
EEDパターンでは、ストリークの間隔は銀の格子定数
は大きいことを反映して小さくなっていた。このI?H
EEDパターンは銀バッファ層のそれと同様の対称性を
示しており、コバルト上に銀がエピタキシャル成長して
いることがわかった。銀とコバルトのエピタキシャル関
係は Ag(111) II Co(111)Ag [11
0〕II Co [110)である、この銀成長の第−
原子層形成時には、下地のコバルトのストリークは消失
した。したがって、この場合にも界面は平滑である。
このようにコバルトと銀を交互に積層していくとエピタ
キシー関係を保ちながら成長した。しかし、交互積層を
重ねるに連れ、上層の元素を1原子層堆積しても、下地
のストリークパターンが消えなくなりパターンが重なる
ようになった。成膜の終了近くでは2原子層程度の堆積
の間、2種のストリークが重なり、界面では1〜2原子
層の凹凸が生じているものと考えられる。
キシー関係を保ちながら成長した。しかし、交互積層を
重ねるに連れ、上層の元素を1原子層堆積しても、下地
のストリークパターンが消えなくなりパターンが重なる
ようになった。成膜の終了近くでは2原子層程度の堆積
の間、2種のストリークが重なり、界面では1〜2原子
層の凹凸が生じているものと考えられる。
91回のGo(3ML)/Ag(5ML)交互積層後の
RHEEDパターンでは、ストリークがかなりスポット
状になっており、スポットはやや円弧状にのびて、ドメ
インがモザイク状に分布していることを示唆していたが
、依然としてエピタキシャル関係を保っていた。
RHEEDパターンでは、ストリークがかなりスポット
状になっており、スポットはやや円弧状にのびて、ドメ
インがモザイク状に分布していることを示唆していたが
、依然としてエピタキシャル関係を保っていた。
比較のため(100) M g O上の銀バッファ層に
も超格子積層を試みた。この場合も、サファイアの場合
と同様な同時RHEED観察を行い、入射電子線がMg
O[001)に平行な場合と(011)に平行な場合と
で詳細な観察を行った。銀(100)単結晶の平滑なバ
ッファ層表面上にコバルトを6人相当の堆積を行った後
では、 RHEEDパターンは散漫となり。
も超格子積層を試みた。この場合も、サファイアの場合
と同様な同時RHEED観察を行い、入射電子線がMg
O[001)に平行な場合と(011)に平行な場合と
で詳細な観察を行った。銀(100)単結晶の平滑なバ
ッファ層表面上にコバルトを6人相当の堆積を行った後
では、 RHEEDパターンは散漫となり。
コバルトに対するストリークはほとんど現れておらず、
結晶性は悪いことを示していた。
結晶性は悪いことを示していた。
また僅かに銀によるストリークと思われるパターンが出
ていた。このことは、この表面が平坦ではなくコバルト
が3次元島状に存在し、1部銀表面が露出している状態
と推測できる。
ていた。このことは、この表面が平坦ではなくコバルト
が3次元島状に存在し、1部銀表面が露出している状態
と推測できる。
この上に銀を14人堆積すると銀によるストリークとス
ポットの重なったパターンが得られた。このパターンは
銀の単結晶に相当し、方位はバッファ層のものと同しで
あるが表面に凹凸が存在し。
ポットの重なったパターンが得られた。このパターンは
銀の単結晶に相当し、方位はバッファ層のものと同しで
あるが表面に凹凸が存在し。
凸部を透過した電子線がバルクによる回折を起こし、ス
ポットが現れているものと理解できる。
ポットが現れているものと理解できる。
このような交互堆積プロセスを34回繰り返した後の銀
表面のR1(EEDパターンでは、散漫なバックグラン
ドが強く1円弧状に配列し長く伸びたスポットが現れて
おり、銀は< 100 >方向に配向しているものの9
面内方位の分布はかなり広がっていた。このように、銀
(100)バッファ層上ではエピタキシャル超格子は形
成されないことがわかる。
表面のR1(EEDパターンでは、散漫なバックグラン
ドが強く1円弧状に配列し長く伸びたスポットが現れて
おり、銀は< 100 >方向に配向しているものの9
面内方位の分布はかなり広がっていた。このように、銀
(100)バッファ層上ではエピタキシャル超格子は形
成されないことがわかる。
良好な超格子が得られる(0001)サファイア基板上
の銀バッファ層の上に形成する方法で得た約20枚の試
料についてCu、にα線(Niフィルター使用)による
χ線回折(θ−20スキャン)を行った。高角での回折
パターンの例として、設計周期43.9人(ColOM
L/ A glOML)で繰り返し回数が10回の試料
について述べると2回折パターンには銀バッファ層から
来る強い(111)反射の近くに超格子によるメインビ
ークSoが見られ5 その周囲に。
の銀バッファ層の上に形成する方法で得た約20枚の試
料についてCu、にα線(Niフィルター使用)による
χ線回折(θ−20スキャン)を行った。高角での回折
パターンの例として、設計周期43.9人(ColOM
L/ A glOML)で繰り返し回数が10回の試料
について述べると2回折パターンには銀バッファ層から
来る強い(111)反射の近くに超格子によるメインビ
ークSoが見られ5 その周囲に。
s”、s”、s”、s−’、s−、s−’の計6つのサ
テライトビークが現れた。このことは、超格子の周期性
が良いことを示している。またコバルトの(0002)
M−Fまたは(111)、ccに相当する所にピークは
見られず、銀とコバルトのそれぞれの格子面間隔の重み
付き平均値の所にピーク (S’)が出ていることから
、銀とコバルトは良好なエピタキシー関係を保っている
ことが推測できた。このことはRHEED観察の結果と
一致する。サテライトピークの間隔から計算した超格子
周期は43.5人であり設計値と良い一致を示している
。
テライトビークが現れた。このことは、超格子の周期性
が良いことを示している。またコバルトの(0002)
M−Fまたは(111)、ccに相当する所にピークは
見られず、銀とコバルトのそれぞれの格子面間隔の重み
付き平均値の所にピーク (S’)が出ていることから
、銀とコバルトは良好なエピタキシー関係を保っている
ことが推測できた。このことはRHEED観察の結果と
一致する。サテライトピークの間隔から計算した超格子
周期は43.5人であり設計値と良い一致を示している
。
次に、同一試料の低角での回折パターンの場合について
述べると、このパターンには、ブラッグ(Bragg)
の式λ=2Δsinθ (ここで、λはX線の波長
、Δは超格子の周期である)に相当する角θに超格子の
反射が出ている他、その周囲に膜厚に関連した多数のサ
ブピークが現れていた。超格子反射の出る角θから計算
すると、超格子周期は39人となり、高角のサテライト
ピークから計算した値より小さい。これは低角では、膜
と大気の界面で、xvAの屈折の寄与が大きくなること
が原因である。X線の屈折率はlより小さく、今の場合
0.99996程度である。
述べると、このパターンには、ブラッグ(Bragg)
の式λ=2Δsinθ (ここで、λはX線の波長
、Δは超格子の周期である)に相当する角θに超格子の
反射が出ている他、その周囲に膜厚に関連した多数のサ
ブピークが現れていた。超格子反射の出る角θから計算
すると、超格子周期は39人となり、高角のサテライト
ピークから計算した値より小さい。これは低角では、膜
と大気の界面で、xvAの屈折の寄与が大きくなること
が原因である。X線の屈折率はlより小さく、今の場合
0.99996程度である。
積層の完了した1部の試料をUHVに保持したまま移動
しAESおよびXPSfll!I定を行った。その結果
。
しAESおよびXPSfll!I定を行った。その結果
。
検出限定内では、酸素や他の不純物は検出されず成膜中
での酸化や汚染はないことがわかった。
での酸化や汚染はないことがわかった。
以上の試験の成果をまとめると表1の如くであり2本発
明で規定する条件に従えば銀層とコバルト層がエピタキ
シー関係を有する銀コバルト超格子膜が得られることが
わかる。
明で規定する条件に従えば銀層とコバルト層がエピタキ
シー関係を有する銀コバルト超格子膜が得られることが
わかる。
手続補正書(自発)
平成2年10月16日
Claims (4)
- (1)単結晶サファイア(α−Al_2O_3)を基板
としてその(0001)表面に銀の薄層を真空蒸着させ
たうえ,これを真空アニールして原子的に平滑な(11
1)表面をもつ銀の単結晶層を該基板上に形成し,次い
で,この銀単結晶層の(111)表面上にコバルトと銀
を真空蒸着法または分子線エピタキシー法により交互積
層することからなる,銀層とコバルト層がエピタキシー
関係を有する銀コバルト超格子膜の製造方法。 - (2)単結晶サファイア基板上に真空蒸着させる銀の薄
層は,厚さが500オングストローム以上である請求項
1に記載の銀コバルト超格子膜の製造方法。 - (3)真空アニールは300〜500℃の温度で10分
〜2時間実施する請求項1または2に記載の銀コバルト
超格子膜の製造方法。 - (4)真空蒸着法または分子線エピタキシー法により交
互積層は,銀の単結晶層の温度を0℃〜100℃に保持
して実施する請求項1,2または3に記載の銀コバルト
超格子膜の製造方法。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP9847790A JPH04382A (ja) | 1990-04-14 | 1990-04-14 | 銀コバルト超格子膜の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP9847790A JPH04382A (ja) | 1990-04-14 | 1990-04-14 | 銀コバルト超格子膜の製造方法 |
Publications (1)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPH04382A true JPH04382A (ja) | 1992-01-06 |
Family
ID=14220732
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP9847790A Pending JPH04382A (ja) | 1990-04-14 | 1990-04-14 | 銀コバルト超格子膜の製造方法 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JPH04382A (ja) |
Cited By (1)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
CN102660733A (zh) * | 2012-05-09 | 2012-09-12 | 复旦大学 | 一种混合价态的银纳米颗粒薄膜及其制备方法和应用 |
-
1990
- 1990-04-14 JP JP9847790A patent/JPH04382A/ja active Pending
Cited By (1)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
CN102660733A (zh) * | 2012-05-09 | 2012-09-12 | 复旦大学 | 一种混合价态的银纳米颗粒薄膜及其制备方法和应用 |
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