Yttrium iron garnet (YIG) thin films via metal-organic …...Seite 1 von 1 echnischeT Universität...

Seite 1 von 1

Technische Universität München

Fakultät für Physik

Walther-Meiÿner-Institut für Tieftemperaturforschung

Abschlussarbeit im Bachelorstudiengang Physik

Yttrium iron garnet (YIG) thin �lmsvia metal-organic deposition

Herstellung von Yttrium-Eisengranat-Dünnschichten viaSol-Gel-Prozess

Magdalena Maria Theresia Pühl

Garching, 28. Juli 2014

Betreuer: Dr. Sebastian T. B. Goennenwein

Erstgutachter (Themensteller): Dr. Sebastian T. B. Goennenwein

Zweitgutachter: Dr. Rudolf Hackl

Inhaltsverzeichnis

1 Einleitung . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 1

2 Grundlagen . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 32.1 Yttrium-Eisengranat (YIG) . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 32.2 Beschreibung der Messmethoden . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 4

2.2.1 Ferromagnetische Resonanz (FMR) . . . . . . . . . . . . . . . . . 42.2.2 Röntgendi�raktometrie (XRD) . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 92.2.3 Rasterelektronenmikroskopie (SEM) und Energiedispersive

Röntgenspektroskopie (EDX) . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 112.3 Aktueller Stand der Sol-Gel Methode in der Herstellung von

YIG-Dünnschichten . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 14

3 Beschreibung und Ergebnisse des Herstellungsverfahrens vonYIG-Dünnschichten . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 213.1 Eigenschaften der verwendeten Geräte mit Beschreibung des

Herstellungsverfahrens . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 213.2 Proben und Parameter . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 233.3 Variation der Brenntemperatur bei Verwendung unterschiedlicher

Substrate . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 283.4 Veränderung des Trocknungsverfahrens . . . . . . . . . . . . . . . . . . 383.5 Variation der Menge des gesamten Lösungsmittels und des Chelatbildners 423.6 Veränderungen in der Schichtanzahl . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 463.7 Variation der Parameter des Drehbeschichtungsverfahrens . . . . . . . 50

4 Zusammenfassung und Ausblick . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 53

Literaturverzeichnis . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 57

Danksagung . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 59

iii

Abbildungsverzeichnis

2.1 Schematische Darstellung der Granatstruktur von YIG . . . . . . . . 32.2 Grundprinzip der ESR und Präzession und Dämpfung der

Magnetisierung in der FMR . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 52.3 Simulation zur Abhängigkeit des Resonanzmagnetfeldes von der

Ausrichtung des externen Magnetfeldes für YIG-Dünnschichten . . . 72.4 Braggsche Beugungsbedingung . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 102.5 Schematischer Aufbau eines Röntgendi�raktometers und Drehwinkel

an der Probenober�äche . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 112.6 Aufbau eines Rasterelektronenmikroskops (SEM) . . . . . . . . . . . 122.7 Verarbeitungsmöglichkeiten eines Sols . . . . . . . . . . . . . . . . . 15

3.1 Geräteaufbau zur Herstellung der YIG-Dünnschichten . . . . . . . . 223.2 FMR-Ergebnisse bei unterschiedlichen Annealing-Temperaturen und

Substrate nach Verfahren 1 . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 303.3 Röntgendi�raktometrisches Spektrum der Probe MP-YIG-900deg

hergestellt bei 900◦ C Annealing-Temperatur auf Si(100) nachVerfahren 1 . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 31

3.4 Röntgendi�raktometrisches Spektrum der ProbeMP-YIG-GGG-800deg-1 hergestellt bei 800◦ CAnnealing-Temperatur auf GGG(111) nach Verfahren 1 . . . . . . . 32

3.5 Röntgendi�raktometrisches Spektrum der Probe MP-YIG-YAG-700hergestellt bei 700◦ C Annealing-Temperatur auf YAG(111) nachVerfahren 1 . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 33

3.6 SEM-Aufnahmen der Probe MP-YIG-850deg-B hergestellt bei 850 ◦CAnnealing-Temperatur auf Si(100) nach Verfahren 1: Schichtdicke . . 34

3.7 SEM-Aufnahmen der Probe MP-YIG-850deg-B hergestellt bei850 ◦C Annealing-Temperatur auf Si(100) nach Verfahren 1:Ober�ächenstruktur . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 35

3.8 SEM-Aufnahmen der Probe MP-YIG-850deg-B hergestellt bei850 ◦C Annealing-Temperatur auf Si(100) nach Verfahren 1: Defekte 36

3.9 SEM-Aufnahmen von Y.Öztürk et al. . . . . . . . . . . . . . . . . . . 373.10 FMR-Signal der Probe MP-YIG-850deg-D hergestellt bei 850 ◦C

Annealing-Temperatur auf Si(100) nach Verfahren 2 . . . . . . . . . 40

v

Abbildungsverzeichnis

3.11 EDX-Spektrum der Probe MP-YIG-850deg-D hergestellt bei 850 ◦CAnnealing-Temperatur auf Si(100) nach Verfahren 2 . . . . . . . . . 41

3.12 FMR-Ergebnisse bei Variation der gesamten Lösungsmittelmengeund der GAA-Menge auf Si(100) nach Verfahren 2 . . . . . . . . . . 44

3.13 Lichtmikroskopische Aufnahmen von Proben hergestellt auf Si(100)nach Verfahren 2 mit unterschiedlichen Lösungsmittelmengen . . . . 45

3.14 FMR-Ergebnisse für variable Schichtanzahl auf Si(100) undYAG(111) nach Verfahren 2 . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 48

3.15 Lichtmikroskopische Aufnahmen von Proben hergestellt auf Si(100)nach Verfahren 2 mit unterschiedlichen Schichtanzahlen . . . . . . . 49

vi

Kapitel 1

Einleitung

Reines Yttrium-Eisengranat (YIG) und seine dotierten Varianten werden schon seitJahrzehnten erforscht, da dieses ferrimagnetische Material sowohl hervorragendemagneto-optische Eigenschaften durch einen starken Faraday-E�ekt als auch eine ho-he Qualität im Mikrowellenbereich aufweist [1]. Daher �nden sich für YIG zahlreicheAnwendungsmöglichkeiten, wie z.B. in optischen Isolatoren und Bauelementen derMikrowellentechnologie. Es wird als Resonator in Bandpass- oder Bandstopp�lternund in Oszillatoren, eingesetzt, da es eine sehr geringe Dämpfung der Magnetisierungbesitzt, was sich in der ferromagnetischen Resonanz mit einer sehr kleine Linienbreitevon unter 0, 03 mT äuÿert. Der 2010 von K. Uchida et al. [2] entdeckte Spin SeebeckE�ekt (SSE) im Isolator La:YIG stellt eine weitere vielversprechende Entwicklung inder Thermoelektrik dar, bei der ein Temperaturgradient in einen Spinstrom und inVerbindung mit dem inversen Spin-Hall-E�ekt in elektrische Spannung umgewandeltwerden kann.Für die Realisierung dieser Anwendungen sind YIG-Dünnschichten guter Qualität

mit einer Schichtdicke im Mikro- und Nanobereich von Nöten. Zur Herstellung vonYIG-Dünnschichten stehen eine Reihe von verschiedenen Verfahren zur Auswahl, wiez.B. das Hochfrequenz-Sputtering, das LPE-Verfahren (engl. Liquid-Phase Epitaxy)oder das PLD-Verfahren (engl. Pulsed-Laser Deposition). All diese Verfahren ha-ben jedoch gemeinsam, dass die Beschichtung in Vakuumumgebung statt�nden mussund sehr aufwändig und kostspielig ist [3]. YIG-Schichten werden wegen seiner ge-ringen Gitterfehlanpassung bevorzugt auf das Substrat Gadolinium-Gallium-Granat(GGG) aufgebracht, das jedoch aufgrund seiner paramagnetischen Eigenschaften inAnwendungen der Mikrowellentechnologie störend ist. Aus diesem Grund bestehtdas Bestreben, YIG auf beliebige diamagnetische Substrate wie z.B. auf Siliziumoder Diamant aufbringen zu können. Der Sol-Gel-Prozess stellt hierfür ein geeig-netes Verfahren dar. Zu den Vorteilen des Sol-Gel-Prozess zählt, dass eine schnelleHerstellung von Schichten variabler Dicke bei relativ geringen Temperaturen von700−1000 ◦C möglich ist [3]. Bei der Herstellung des Sols können die Ausgangssto�ein den gewünschten atomaren Verhältnissen gemischt werden, was eine hervorragen-de chemische Homogenität in der Schicht zu Folge hat. Das sich beim Sol-Gel-Prozess

1

Kapitel 1 Einleitung

bildende dreidimensionale Gel-Netzwerk, in dem jedes Teilchen mit einer �üssigenPhase eingebaut ist, vereinfacht zudem die Entwicklung einer Kristallstruktur [3].Ziel dieser Arbeit ist die Herstellung von YIG-Dünnschichten mittels Sol-Gel-

Prozess. Für eine erfolgreiche Herstellung von Schichten guter Qualität sind vieleFaktoren ausschlaggebend. Die Wahl der Ausgangssto�e und des Substrats, des Be-schichtungsverfahrens und des Trocknungs- und Brennprozesses sind entscheidend.Angelehnt an bisherige erfolgreich durchgeführte Sol-Gel-Verfahren in der Herstel-lung von YIG-Dünnschichten, sollen die gewonnenen Erkenntnisse angewandt underweitert werden, indem die Ein�üsse von verschiedenen Herstellungsparametern aufdie Eigenschaften der Dünnschichten untersucht werden.Im folgenden Kapitel soll zunächst eine Einführung in die Grundlagen gegeben

werden. Es werden die Granatstruktur von YIG und daraus folgende Eigenschaftennäher beleuchtet, die zur Charakterisierung der hergestellten Schichten angewand-ten Untersuchungsmethoden vorgestellt und anschlieÿend der aktueller Stand in derHerstellung von YIG-Dünnschichten mittels Sol-Gel-Verfahren dargestellt. Dabeiwerden der grundlegende Sol-Gel-Prozess und alle relevanten Herstellungsparameternäher erläutert. In Kapitel 3 wird dann das im Rahmen dieser Arbeit durchgeführteHerstellungsverfahren und die Ergebnisse bei der Variation verschiedener Parameter,wie der Brenntemperatur oder der Lösungsmittelmenge, präsentiert. Abschlieÿenderfolgt in Kapitel 4 eine Zusammenfassung der Ergebnisse mit Ausblick.

2

Kapitel 2

Grundlagen

2.1 Yttrium-Eisengranat (YIG)

Der wohl bekannteste Vertreter unter den Eisengranaten ist der ferrimagnetischeIsolator Yttrium-Eisengranat (YIG).

O2-

Fe3+

Y3+

Abbildung 2.1: Schematische Darstellung der Granatstruktur von Yttrium-Eisengranat: Das Y3+-Ion ist dodekaedrisch von acht O2�-Ionen umgeben (rotschattiert). Drei der fünf Fe3+-Ionen sind tetraedisch (hellgrau schattiert) undzwei oktaedrisch (dunkelgrau schattiert) koordiniert. Die Sättigungsmagneti-sierung ist Resultat dieser zwei Fe3+-Untergitter, deren magnetische Momentegenau entgegengesetzt ausgerichtet sind. Daher trägt e�ektiv nur eines der fünfFe3+-Ionen zur Magnetisierung bei. (Abbildung aus [4] nach [5])

In Abbildung 2.1 ist der schematische Aufbau seiner Kristallstruktur dargestellt.In einer Einheitszelle mit der Gitterkonstanten aYIG = 12, 38 A [6] be�nden sich achtFormeleinheiten von Y

3Fe

5O12. Das Y3+-Ion ist dodekaedrisch von acht O2�-Ionen

3

Kapitel 2 Grundlagen

umgeben. Beide Ionen sind diamagnetisch und tragen nicht zur Magnetisierung bei.Drei der fünf Fe3+-Ionen sind tetraedisch und zwei oktaedrisch koordiniert. Dieseunterschiedlich koordinierten Fe3+-Ionen stellen zwei Untergitter dar, deren magne-tische Momente genau entgegengesetzt ausgerichtet sind. Der Ursprung hierfür liegtin einer anti-ferromagnetischen Wechselwirkung zwischen den Fe3+-Ionen der ver-schiedenen Untergitter über die dazwischenliegenden O2�-Ionen. Somit trägt e�ektivnur eines der fünf Fe3+-Ionen zur Magnetisierung bei [3].Dank einer hohen Curie-Temperatur von 560 K [6] ist YIG bei Raumtempera-

tur ferrimagnetisch. Unter den ferro- und ferrimagnetischen Materialien zeichnetsich YIG insbesondere durch seine äuÿerst geringe Dämpfung der Magnetisierungaus, was sich in einer sehr geringen Linienbreite in der Ferromagnetischen Reso-nanz (FMR) von unter 0, 03 mT äuÿert. Seine Sättigungsmagnetisierung liegt bei143 kA/m [6]. YIG zeigt auÿerdem einen starken, nahezu temperaturunabhängigenFaraday-E�ekt (Drehung der Polarisationsebene von einfallendem linear polarisier-tem Licht), der durch das Ersetzen eines Y3+-Ions mit einem Bi3+-Ion(Bi:YIG) oderCe3+-Ion (Ce:YIG) noch gesteigert werden kann [7].

2.2 Beschreibung der Messmethoden

In diesem Abschnitt werden die zur Untersuchung der hergestellten Dünnschichtenangewandten Messmethoden in ihrer Funktion und ihrem Nutzen vorgestellt.

2.2.1 Ferromagnetische Resonanz (FMR)

Die Ferromagnetische Resonanz beruht auf der resonanten Absorption von Mikrowel-lenstrahlung in Anwesenheit eines externen statischen Magnetfeldes. Der Nutzen derFMR liegt in der Charakterisierung der magnetischen Gröÿen von Dünnschichten,wie z.B. der Dämpfung der Magnetisierung, die sich über die Linienbreite des gemes-senen Resonanzmagnetfeldes charakterisieren lässt. Auch Sättigungsmagnetisierungund magnetische Anisotropie von Dünnschichten können durch die Abhängigkeit desResonanzmagnetfeldes von der Orientierung des externen Magnetfeldes bestimmtwerden [8].Betrachtet man ein einzelnes Atom mit einem magnetischen Moment µJ , so be-

wirkt das Anlegen eines externen statischen Magnetfeldes µ0H eine Aufspaltung sei-ner Energieniveaus nach der magnetischen Quantenzahl mJ (Zeeman-Aufspaltung).Die Energieniveaus werden angehoben bzw. abgesenkt um den Wert [8]:

EJ = −µJ · µ0H = gJmJµBµ0H (2.1)

µB bezeichnet das Bohrsche Magneton und gJ den Landé-Faktor. Eine resonante Ab-sorption der Mikrowellenstrahlung, d. h. ein Übergang zwischen den Zeeman-Niveaus,

4


ist genau dann möglich, wenn die Energie der einfallenden Mikrowellenstrahlung hνdem Energieunterschied zweier Zeeman-Niveaus entspricht:

∆E = gJµBµ0H = hν (2.2)

In Abbildung (a) in 2.2 ist dieser Vorgang schematisch für J = 1/2 dargestellt.

Abbildung 2.2: (a) Grundprinzip der ESR: Durch ein einfallendes Photon derEnergie hν wird ein Übergang zwischen verschiedenen Niveaus der Zeeman-Aufspaltung ermöglicht und dabei eine Absorption der Mikrowellenstrahlungfür ein Resonanzmagnetfeld µ0Hres beobachtbar. Die Zeeman-Aufspaltung istumso gröÿer, je gröÿer das angelegte externe Magnetfeld µ0H ist. (b) Präzes-sion der Magnetisierung um das e�ektive Magnetfeld µ0Heff bei der FMR. Dieauftretende Dämpfung, repräsentiert durchM× ∂M

∂t, bewirkt eine Relaxierung

der Magnetisierung in Richtung des e�ektiven Magnetfelds. Das durch die ein-gestrahlten Mikrowellen auftretende magnetische Wechselfeld Hf(t) wirkt dementgegen. (Abbildung aus [9])

Diese quantenmechanische Vorstellung kann auch in ein klassisches Bild übertra-gen werden, sofern eine groÿe Anzahl an Quantenzahlen am Übergang beteiligt sind.Danach wirkt durch das externe Magnetfeld ein Drehmoment auf die makroskopi-sche Magnetisierung M, weshalb dieses um das externe Magnetfeld präzediert. Dieresonante Absorption von Mikrowellenstrahlung in Systemen nicht-wechselwirkendermagnetischer Momente wird als Elektronenspinresonanz (ESR) bezeichnet [10]. ImGegensatz zu paramagnetischen Materialien liegt in Ferromagneten eine Kopplungder magnetischen Momente durch Austauschwechselwirkungen vor [11]. Daher präze-diert die Magnetisierung um ein e�ektives Magnetfeld Heff , das neben dem externen

5


Magnetfeld um einen Austauschwechselwirkungsterm und einen magnetischen Ani-sotropieterm erweitert werden muss [8]. Durch die Mikrowellenstrahlung entsteht einmagnetisches Wechselfeld Hf(t) = Hf,0 sin(ωt), das senkrecht zum externen Magnet-feld gerichtet ist. Ist die Frequenz ω dieses Wechselfeldes gleich der Lamorfrequenzωc = γµ0Heff der Präzession der Magnetisierung, so absorbiert das ferromagnetischeMaterial resonant:

ω = ωc = γµ0Heff (2.3)

Dabei wird γ = gJµB/h als das gyromagnetischen Verhältnis bezeichnet. Diese Re-sonanzbedingung entspricht der oben genannten Gleichung (2.2).Sowohl die Präzession als auch die dabei auftretende Dämpfung der Magnetisie-

rung wird durch die Landau-Lifschitz-Gilbert-Gleichung beschrieben [12]:

∂M

∂t= −γM× (µ0Heff) +

α

Ms(M× ∂M

∂t) (2.4)

Der zweite Term stellt die Dämpfung der Magnetisierung mit α als dimensions-losen Dämpfungsparameter dar. Wie aus Abbildung 2.2 ersichtlich, bewirkt derDämfungsterm eine Relaxierung der Präzession in Richtung von Heff . Aus derLösung der Landau-Lifschitz-Gleichung lässt sich die Absorption der Mikrowelleableiten, die im FMR-Signal die Form einer Lorentzkurve in Abhängigkeit vomexternen Magnetfeld aufweist [8]. Je kleiner die Lebensdauer des angeregten Zustan-des ist bzw. je gröÿer die Dämpfung, desto breiter ist die Resonanzlinienbreite desFMR-Signals [8].

Bei der Betrachtung von ferromagnetischen Dünnschichten ist die Berücksichti-gung der magnetischen Anisotropie von Nöten.Unter der magnetischen Anisotropie versteht man die freie Energie EAniso, die auf-

gewendet werden muss, um die Magnetisierung aus einer bevorzugten Richtung ineine ungünstige Richtung zu drehen. Sie kann durch die magnetische freie Energie-dichte FAniso = EAniso/V als Funktion von der Magnetisierungsrichtung m = M/Ms

beschrieben werden. Zur magnetischen Anisotropie zählt die magnetokristalline Ani-sotropie, die magnetoelastische Anisotropie, die Formanisotropie und eine durch ex-terne Ein�üsse induzierte Anisotropie. Der Anteil der Formanisotropie zur freienEnergiedichte ist gegeben durch

FAniso,form = −µ0

2M ·HN =

µ0

2M ·N ·M ' µ0

2M2

s m2z (2.5)

wobei HN = M · N das Entmagnetisierungsfeld innerhalb der Probe entgegen-gerichtet zum externen Feld darstellt und für dünne Schichten der Entmagnetisie-rungfaktor N ' 1 für M senkrecht und N ' 0 für M parallel zur Filmebene ist[1]. Die Richtung senkrecht zur Filmebene wurde als die (001)-Richtung, die parallelzur z-Achse in einem kartesischen Koordiantensystem ist, angenommen, weshalb in

6


Gleichung (2.5) M ·M = M2s m

2z gilt. Für dünne Schichten wird also die Magnetisie-

rungsrichtung parallel zur Filmebene (in-plane) bevorzugt [1].Werden die FMR-Signale für verschiedene Winkel zwischen Filmebene und ex-

ternem Magnetfeld aufgenommen, so beobachtet man für leichte Achsen (in-plane)kleinere Resonanzmagnetfelder als für harte Achsen (out-of-plane). Je höher die Sät-tigungsmagnetisierung Ms des Systems, desto gröÿer ist dieser Unterschied in denResonanzmagnetfeldern von leichten zu harten Achsen.

0 50 100 150 200 250 300 350 400200

250

300

350

400

450

500

550

600

Bre

s (m

T)

(°)

Ms = 143 kA/m Ms = 79 kA/m Ms = 70 kA/m Ms = 60 kA/m Ms = 50 kA/m Ms = 40 kA/m Ms = 30 kA/m Ms = 20 kA/m

in-plane

Abbildung 2.3: Simulation zur Abhängigkeit des Resonanzmagnetfeldes Bres vonder Ausrichtung des externen Magnetfeldes für YIG-Dünnschichten: Je gröÿerdie Sättigungsmagnetisierung, desto gröÿer ist der Unterschied in den Reso-nanzmagnetfeldern in in-plane Orientierung (Winkel α Vielfaches von 90 ◦)und out-of-plane Orientierung (α Vielfaches von 180 ◦ mit 0 ◦). Für ideale YIG-Dünnschichten und einer Frequenz von 9, 7 Ghz liegt die Sättigungsmagneti-sierung bei 143 kA/m und einem in-plane-Resonanzmagnetfeld von 268 mT.

In Abbildung 2.3 ist eine von Hr. Johannes Lotze erstellte Simulation zur Ab-hängigkeit des Resonanzmagnetfeldes von der Orientierung der Probe zum externenMagnetfeld dargestellt. Dabei wurde ausschlieÿlich die Formanisotropie berücksich-tigt und eine Mikrowellenfrequenz von 9, 7 GHz angenommen. Der Winkel α = 90 ◦

7


bezeichnet dabei die in-plane Richtung, d.h. die Filmebene ist parallel zum externenMagnetfeld ausgerichtet. Für ideale YIG-Dünnschichten, in schwarz dargestellt, liegtdie Sättigungsmagnetisierung bei 143 kA/m und einem in-plane-Resonanzmagnetfeldvon 268 mT.In vorliegender Arbeit wurde Ferromagnetische Resonanz ausschlieÿlich in-plane

gemessen, um die Resonanzmagnetfelder und Linienbreiten als Gütefaktor für dieYIG-Dünnschichten zu ermitteln. Aus der freien Energiedichte

F = FZeeman + FAniso,form + FAniso,krist (2.6)

mit dem magnetostatischen bzw. Zeeman-Anteil FZeeman, dem formanisotropischenFAniso,form und dem magnetokristallinen FAniso,krist Anteil lässt sich der Zusammen-hang zwischen Resonanzmagnetfeld Bres und SättigungsmagnetisierungMs herleiten.Für YIG ist allgemein die magnetokristalline Anisotropie sehr klein [6] und man er-hält für in-plane-Orientierung in (001)-Richtung [13]:

(ω

γ)2 = Bres(Bres + µ0Ms) (2.7)

Das gyromagnetische Verhältnis für YIG ist mit dem Landé-Faktor gJ = 2, γYIG =28 Ghz/T. Für YIG und eine Frequenz von ω = 9, 7 GHz sind in nachfolgenderTabelle die der Simulation bzw. Gleichung (2.7) entnommenen Resonanzmagnetfelderin in-plane-Orientierung ihren Sättigungsmagnetisierungen zugeordnet:

Tabelle 2.1: Resonanzmagnetfelder Bres in in-plane-Orientierung in Abhängig-keit von der Sättigungsmagnetisierung Ms für YIG und eine Frequenz vonω = 9, 7 GHz.

Ms (kA/m) Bres (mT)

143 26879 30070 30560 31150 31740 32230 32820 334

Zur Messung der in-plane-Resonanzmagnetfelder und der zugehörigen Linienbrei-ten wurde eine konstante Frequenz von 9, 7 GHz generiert. Dabei ist die Probe aufeinen drehbaren Probenstab aufgebracht und möglichst in der Mitte des Resonatorsplatziert worden, wo ein Maximum des magnetischen Wechselfeldes Hf(t) besteht.

8


Das externe Magnetfeld steht zu diesem senkrecht und wurde von +0, 5 T bis −0, 5 Tdurchgefahren.Bei der Messung des Resonanzmagnetfeld Bres in in-plane-Orientierung tritt eine

Unsicherheit auf, die einerseits aus der Vernachlässigung anderer Anisotropien auÿerder Formanisotropie herrührt und andererseits bei der Justierung der Filmebene im90 ◦-Winkel entsteht. Es wird ein Fehler beim Einstellen des Winkels von ±6 ◦ ange-nommen. Daraus ergibt sich für Bres eine Unsicherheit, die umso gröÿer ist, je gröÿerder Wert der Magnetisierung ist. Bei Ms = 50 kA/m beträgt diese z.B. 0, 74 mT.Aus der Simulation in Abb. 2.3 lässt die Unsicherheit der Sättigungsmagnetisierung,der sich dadurch ergibt, zu 1, 6, kA/m abschätzen.

2.2.2 Röntgendi�raktometrie (XRD)

Untersuchungen mittels Röntgendi�raktometrie (engl. X-Ray Di�raction) lieferngenaue Informationen über die kristalline Struktur einer Schicht und eventuell dabeiauftretende Ungleichmäÿigkeiten der Kristallanordnung.Die Verwendung von Röntgenstrahlen hat den Vorteil, dass ihre typischen Wel-

lenlängen im Bereich der Netzebenenabstände dhkl der untersuchten Kristalle liegtund so Beugungsre�exe auftreten können. Ein monochromatischer Röntgenstrahltri�t auf die Atome eines Kristall- bzw. des dazu reziproken Bravaisgitters und regtSchwingungen an, wodurch im Falle von elastischer Streuung Sekundärstrahlung glei-cher Frequenz ausgesandt wird. Die von Laue Bedingung beschreibt die Bedingungfür konstruktive Interferenz im reziproken Raum [1]:

kf − ki = G (2.8)

Entspricht der Unterschied in den Wellenvektoren der einfallenden Welle ki undder vom Gitter ausgesandte Welle kf genau einem beliebigen reziproken GittervektorG, so liegt konstruktive Interferenz vor.Der Betrag des reziproken Gittervektors einer Netzebenenschar (hkl) ist ein Viel-

faches n des minimalen reziproken Gittervektors |G| = n|Gmin| = n2π/dhkl undgleichzeitig gilt bei elastischer Streuung |ki| = |kf | und |G| = 2k sin θ. Mit θ bezeich-net man den Winkel zwischen der Netzebenenschar und einfallendem Wellenvektorki. Somit folgt mit λ = k/2π aus der von Laue Bedingung die Braggsche Beugungs-bedingung [1]:

2dhkl sin θ = nλ (2.9)

An parallelen Netzebenen re�ektierte Röntgenstrahlen überlagern sich konstruktiv,sofern der Gangunterschied 2d sin θ in ihrem zurückgelegten Weg genau ein ganzzah-liges Vielfaches ihrer Wellenlänge ist (vgl. Abb. 2.4).

9


Abbildung 2.4: Parallel einfallende Röntgenstrahlen (rot) tre�en imWinkel θ aufdie Netzebenen (hkl) (blau) mit Netzebenenabstand d. Die re�ektierten Rönt-genstrahlen überlagern sich konstruktiv, sofern der Gangunterschied 2d sin θ inihrem zurückgelegten Weg genau ein ganzzahliges Vielfaches ihrer Wellenlängeist (Braggsche Beugungsbedingung). (Abbildung aus [1])

Für kubische Kristalle besteht folgender Zusammenhang zwischen Netzebenenab-stand dhkl und der Gitterkonstanten a: dhkl = a/

√h2 + k2 + l2. Auf diese Weise

kann mittels Röntgendi�raktometrie auf die Gitterkonstante des untersuchten Kris-talls geschlossen werden.In Abbildung 2.5(a) ist der schematischer Aufbau eines Röntgendi�raktometers

abgebildet. Der Winkel zwischen einfallendem Röntgenstrahl und den Netzebenendes Kristalls wird hier mit ω bezeichnet und der Streuwinkel zwischen eintre�endemRöntgenstrahl und Detektor mit 2θ.

Das im Rahmen dieser Arbeit verwendete Gerät ist das Vierkreis-Di�raktometerD 8 Discover von Bruker. Es wird eine Röntgenröhre mit Kupfer als Anodenmate-rial verwendet, an die ein Strom von 40 mA und eine Spannung von 40 V angelegtist. Die auf die Probe auftre�ende Cu−Kα-Strahlung besitzt eine Wellenlänge von1, 5418 A. Die intensitätsärmere Cu−Kβ-Strahlung wird durch einen Monochroma-tor vor der Röntgenröhre ausge�ltert. Die auf dem Probenhalter mittels Vakuumangesaugte Probe kann in alle Raumrichtungen durch Variation der Winkel ω, χund φ gedreht werden (vgl. Abb. 2.5(b)). Bei dem im Rahmen dieser Arbeit durch-geführten (2θ−ω)-Scan wird die im Detektor ankommende Intensität der gebeugtenRöntgenstrahlung in Abhängigkeit des Streuwinkels 2θ gemessen. Für die jeweiligeOrientierung der Netzebenen und die Art des Kristalls ergeben sich charakteristi-sche Peaks im Spektrum, wobei kristalline Dünnschichten dieselbe Orientierung derNetzebenen wie das Substrat aufweisen sollten.

10


Abbildung 2.5: (a) Schematischer Aufbau eines Röntgendi�raktometers: DerRöntgenstrahl tri�t unter einem Winkel ω auf die Probenober�äche, re�ek-tiert an den Netzebenen des Kristalls und erreicht den Detektor unter einemWinkel 2θ. (b) Die auf dem Probenhalter mittels Vakuum angesaugte Probekann in alle Raumrichtungen durch Variation der Winkel ω, χ und φ gedrehtwerden. Beim (2θ − ω)-Scan wird der Winkel ω variiert und die im Detektorankommende Intensität der re�ektierten Röntgenstrahlung gemessen. Für diejeweilige Orientierung der Netzebenen und die Art des Kristalls ergeben sichcharakteristische Peaks im Spektrum. (Abbildungen entnommen aus [1])

2.2.3 Rasterelektronenmikroskopie (SEM) und EnergiedispersiveRöntgenspektroskopie (EDX)

Zur Abbildung und Untersuchung der Ober�ächenstruktur von Dünnschichten eignensich verschiedene Mikroskopiemethoden. Neben der klassischen Lichtmikroskopie bie-tet sich die Verwendung eines Rasterelektronenmikroskops (engl. Scanning ElectronMicroscope, SEM) an, denn mit diesem erhält man deutlich höhere Au�ösungen undTiefenschärfen. Des Weiteren werden mit der Energiedispersiven Röntgenspektrosko-pie, die eine Erweiterung des SEM darstellt, elementspezi�sche Analysen einer Probeermöglicht.

2.2.3.1 Rasterelektronenmikroskopie (SEM)

Der schematische Aufbau eines SEM ist in Abbildung 2.6 dargestellt.In der Mikroskopsäule werden die aus der Kathode austretenden Elektronen

zur Anode hin beschleunigt, um dann mit Hilfe von Magnetspulen gebündelt aufdie Probe auftre�en zu können. Der gesamte Vorgang �ndet im Hochvakuum (ca.1 · 10−5 mbar) statt, um etwaige Wechselwirkungen mit Atomen in der Luft zu ver-meiden. Bei der stückweisen Abrasterung der Probenober�äche dringt der Primär-elektronenstrahl abhängig von Elektronenenergie und Dichte des Materials mehrereMikometer tief in die Probe ein und wechselwirkt dort mit den Atomen der Probe.

11


Abbildung 2.6: Aufbau eines Rasterelektronenmikroskops (SEM): Der in derMikroskopsäule mittels Magnetspulen gebündelte Elektronenstrahl kann überdie Probe gerastert werden. Wechselwirkungen des Primärelektronenstrahlsmit der Probe führen zur Rückstreuung der Elektronen (BSE) oder Aussen-dung von Sekundärelektronen (SE), die von geeigneten Detektoren aufgefangenwerden und aus deren Signalen ein kontrastreiches, hochaufgelöstes Bild derProbenober�äche gewonnen werden kann. (Abbildung aus [14])

Dabei können Sekundärelektronen (SE) und rückgestreute Elektronen (engl. BackScattered Electrons, BSE) detektiert und aus den Signalen ein ortsaufgelöstes Bildder Probenober�äche erstellt werden.Durch inelastisches Anregen der Hüllenelektronen mit dem Primärelektronenstrahl

können bis zu einer Tiefe von 50 nm bei Isolatoren und 5 nm bei Metallen Sekundär-elektronen aus der Probe austreten. Die Probe kann auf dem Probenteller gedrehtwerden, sodass sie sich idealerweise in einem Winkel von 90 ◦ zum SE-Detektor be-�ndet, der die Sekundärelekronen mittels eines positiv geladenen Gitters abfängt.Erhebungen auf der Probenober�äche können elektrisch aufgeladen werden, was eineverstärkte SE-Emission zur Folge hat. Diese Bereiche werden dann im erstellten Bild

12


heller dargestellt. Dunklere Bereiche im Bild rühren aus Vertiefungen der Probe oderweiter von Detektor entfernten Bereichen her, aus denen nicht alle SE-Elektroneneingefangen werden können. Auf diese Weise entsteht ein konstrastreiches hochauf-gelöstes Bild.Die bis zu einem Winkel von 180 ◦ elastisch an der Probe rückgestreuten Primär-

elektronen werden vom Inlens BSE-Detektor, der sich oberhalb der Probe be�ndet,aufgefangen. Die BSE-Elektronen stammen aus einer bis zu wenige Mikrometer einge-drungenen Probentiefe, also aus wesentlich tieferen Bereichen als die SE-Elektronen.Die Detektion von BSE-Elektronen liefert zusätzlich noch Hinweise auf verschiede-ne Atomsorten in der Probe, denn je höher die Kernladungszahl Z ist, desto höherist die Energie der gestreuten Elektronen. Auch kann eine bestimmte Kristallorien-tierung festgestellt werden, denn falls Primärelektronen parallel zu den Netzebeneneindringen erreichen nur wenige den Detektor, sodass das Signal abgeschwächt wird[14].Im Rahmen dieser Arbeit wurden Aufnahmen mit dem Rasterelektronenmikroskop

NVision 40 von Zeiss erstellt. Bei einer angelegten Spannung von 200 keV erreicht eseine Au�ösung von 1, 1 nm. Mit den aus der FIB (engl. Focused Ion Beam) austre-tenden Ionen kann die Ober�äche mit einer Au�ösung von 4 nm bei 30 kV bearbeitetwerden und dabei z.B. gezielte keilförmige Einschnitte vorgenommen werden, umdie Schichtdicke eines Dünn�lms zu ermitteln.

2.2.3.2 Energiedispersive Röntgenspektroskopie (EDX)

Zur Elementanalyse der Probe kann die Energiedispersive Röntgenspektroskopie(engl. Energy Dispersive X-ray spectroscopy, EDX) als Erweiterung des SEM ange-wandt werden. Der Aufbau für die EDX entspricht der in Abbildung 2.6 dargestelltenAnordnung, jedoch ist zusätzlich ein Röntgendetektor zur Detektion von charakte-ristischer Röntgenstrahlung integriert.In der Probe kann durch die Anregung von Hüllenelektronen ein Elektron aus

einem energetisch höheren Atomorbital den Platz eines aus einer inneren Schale her-ausgelösten Sekundärelektrons einnehmen. Dabei wird charakteristische Röntgen-strahlung ausgesandt. Die beim Übergang von der L in die K-Schale ausgesandtecharakteristische Röntgenstrahlung wird z.B. als Kα-Strahlung und von M in dieK-Schale als Kβ-Strahlung bezeichnet. Die Röntgenquanten haben eine für ein be-stimmtes Element charakteristische Energie, sodass eine elementspezi�sche Analysedurch die EDX möglich wird. Zudem ist die Intensität der Röntgenstrahlung ein Maÿfür die Atomanzahl der in der Probe vorkommenden Elemente. Somit kann auf dierelative Häu�gkeit und die Verhältnisse von Elementen geschlossen werden [14].Das hierfür verwendete SEM ist das Modell SR50 von Leitz. Für die Messungen

wurden Spannungen im Bereich von 5 kV bis 25 kV durchgeführt, wobei die Ein-dringtiefe in das Material umso höher ist, je höher die angelegte Spannung ist.

13


2.3 Aktueller Stand der Sol-Gel Methode in derHerstellung von YIG-Dünnschichten

Zur Herstellung von YIG-Dünnschichten soll ein Sol-Gel-Prozess angewandt werden.Nachfolgend werden kurz die Begri�e Sol und Gel erläutert und das Vorgehen beider Herstellung von YIG-Dünnschichten von verschiedenen Arbeitsgruppen hinsicht-lich ihrer verwendeten Ausgangssto�e, Substrate, Beschichtungsverfahren, und desTrocknungs-und Brennvorgangs gegenübergestellt.

Sol und Gel

Unter einem Sol versteht man eine kolloidale Suspension aus einer Flüssigkeit undsich darin be�ndlichen festen Partikeln, die in amorpher oder kristalliner Form vor-liegen können [14].Zu Herstellung eines Sols werden die Ausgangssto�e, Prekursoren, in eine Flüs-

sigkeit, z.B. in Wasser oder Alkohol, gebracht und bilden dann erste Vernetzungenhervorgerufen durch Hydrolysereaktionen oder durch zusätzlich hinzugefügte Ligan-den. Liganden oder Chelatbildner (mehrzähniger Ligand zur Bindung von mehrfachgeladenen Metallionen) bewirken auÿerdem eine Stabilisierung des Sols, indem sieMetallionen an einer Agglomeration zu rein metallischen Kolloiden hindern. DurchErhitzen tritt mit Verdampfen des Lösungsmittels eine Destabilisierung des Sols ein,mit der Folge dass sich aus weiterer Agglomeration der Partikel das dreidimensionaleNetzwerk eines Gels bildet [5]. Die Zugabe einer Säure katalysiert diese Kondensati-onsreaktionen, weshalb der pH-Wert des Sols entscheidenden Ein�uss auf die Bildungeines Gels hat [7].Aus Solen können Fasern, Pulver, Schichten oder nach weiteren Hydrolyse- und

Kondensationsreaktionen und Verarbeitungsprozessen Gele und daraus Aero- oderXerogele hergestellt werden (vgl. Abb 2.7) [14].

Herstellung eines Sols

Um YIG-Dünnschichten herstellen zu können, werden als Prekursoren Salze beste-hend aus Y3+- und Fe3+-Ionen verwendet, da sich diese in einem Lösungsmittel wiez.B. Alkohol gut lösen. Die Menge an Prekursoren muss im richtigen stöchiome-trischen Verhältnis vorliegen, sodass das atomare Verhältnis Y : Fe = 3 : 5 vonY3Fe

5O12

erfüllt ist. Der für die Stabilität des Sols verantwortliche Chelatbildnersollte in einer geeignet hohen Konzentration im Lösungsmittel vorhanden sein, daeine zu geringe Konzentration zu nicht ausreichend gelösten Prekursoren und eine

14

2.3 Aktueller Stand der Sol-Gel Methode in der Herstellung von

YIG-Dünnschichten

Abbildung 2.7:Verarbeitungsmöglichkeiten eines Sols: Aus Solen können Fasern,Pulver, Schichten oder nach weiteren Verarbeitungsprozessen Aerogele undXerogele hergestellt werden. (Abbildung aus [14])

zu hohe Konzentration zu einer schwachen Wechselwirkung mit dem Substrat, alsoeiner schwachen Benetzung, führen kann [3].Die gewünschte Schichtdicke kann mittels der Konzentration der Ausgangssto�e

im Lösungsmittel eingestellt werden. Höhere Konzentration der Prekursoren führtzu dickeren Schichten und umgekehrt. Ist die Lösungsmittelmenge dann jedoch zugering, können sich aufgrund der zu hohen Viskosität der Lösung Risse in der Ober-�ächenstruktur bilden.Y.Öztürk et al. [3] verwenden für die Herstellung von Ce:YIG-Dünnschichten

als Prekursoren 0, 1766 g Eisen(III)-Acetylacetonat, Fe(C5H7O2)3, 0, 1452 g

Yttrium(III)2-Ethylhexanoat, [CH3(CH

2)3CH(C

2H5)CO

2]3Y, und 0, 01140 g

Cer(III)2-Ethylhexanoat, [CH3(CH

2)3CH(C

2H5)CO

2]3Ce. Das atomaren Verhältnis

beträgt Ce : Y : Fe = 0,2 : 2,8 : 5. Diese Ausgangssto�e werden in das LösungsmittelMethanol und in den Chelatbildner Eisessig (GAA), reine Essigsäure, gegeben, wobeisich das Verhältnis Methanol : GAA = 5 : 2 und die Mengen 2, 5 ml Methanol und1 ml GAA als am geeignetsten für das Aufbringen auf die Substrate erwiesen haben.

15


Y.Öztürk et al. erreichen auf diese Weise eine Schichtdicke von ungefähr 300 nm miteiner glatten Ober�äche und nur vereinzelten Rissen.M. Erol et al. [7] greifen zur Herstellung von Bi:YIG-Dünnschichten auf Fe-, Y-

und Bi-Alkoxide als Prekursoren zurück. Als Lösungsmittel werden ebenso Methanolund GAA, allerdings im Verhältnis Methanol : GAA = 5 : 1, gewählt. Die Konzentra-tion der Prekursoren im Lösungsmittel wurde variiert. Bei M. Erol et al. zeigen dieAufnahmen mit dem Rasterelektronenmikroskop deutlich mehr Risse der Ober�ächeder Probe mit maximaler Prekursorenkonzentration, was als Folge der zu schwachgelösten Prekursoren und auch der geringeren GAA-Konzentration im Vergleich zuY.Öztürk et al. gedeutet werden kann.Ftema W. Aldbea et al. [15] verwenden als Prekursoren für die Herstellung

von Tb1,5Y1,5Fe5O12 Yttrium(III)-Nitrathexahydrat, Eisen(III)-Nitratnonahydratund Terbium(III)-Acetathydrat. Yttrium(III)-Nitrathexahydrat und Eisen(III)-Nitratnonahydrat werden in 4 ml 2-Methoxyethanol gelöst und für 3 Stunden beieiner Temperatur von 80 ◦C unter Rück�uss sieden gelassen. Dann wird Terbium(III)-Acetathydrat mit 1 ml Essigsäure, 1 ml destilliertem Wasser und 10µl Salpetersäurevermischt, bevor es zur Eisen- und Yttrium-Lösung gegeben und die Lösung erneutfür 3 Stunden bei einer Temperatur von 80 ◦C unter Rück�uss sieden gelassen wird.Anschlieÿend wird die Lösung bei Raumtemperatur für 48 Stunden verrührt, um einhomogenes Gel zu erhalten.V. V. Abramova et al. [16] verwendeten zur Herstellung von YIG-Dünnschichten

unter Verwendung von kolloidalen Kristallen aus Polystyrol als Substrat die SalzeEisen(III)-Nitrat und Yttrium(III)-Nitrat. Diese wurden in Wasser und Zitronen-säure im Verhältnis 1 : 1 gelöst. Auÿerdem wurde noch Salpetersäure hinzugefügt,um einen pH-Wert von 1 zu erreichen.

Substrat

Das erhaltene Sol wird nun auf ein Substrat aufgebracht, deren Art auf die Kristalli-nität des YIG-Films Ein�uss hat. Liegt die Gitterkonstante des Substrats im Bereichder Gitterkonstanten von YIG, ist die Bildung von YIG-Kristallen leichter möglich.Y. Öztürk et al. [3] nutzen z.B. Quarzglas und Si(100) als Substrate, wobei für

Si(100) bessere kristalline Eigenschaften beobachtet wurden. Der Grund hierfür liegtim Entstehen von Yttrium-Silikat-Phasen δ − Y2Si2O7 und β − Y2Si2O7 hervorge-hend aus Substrat-Film-Wechselwirkungen, was sich positiv auf die Kristallisationdes Films auswirkt.

16


YIG-Dünnschichten

Beschichtungsverfahren

Das Aufbringen des Sols auf das Substrat gelingt durch verschiedene Beschichtungs-verfahren, wie der Tauchbeschichtung (engl. dip-coating) oder der Schleuderbeschich-tung (engl. spin-coating). Die Wahl des entsprechenden Verfahrens und seiner Para-meter hat Ein�uss auf die Dicke und Homogenität der Schicht.Unter dem Dip-Coating-Verfahren versteht man das Eintauchen des Substrats in

die Lösung für eine bestimmte Zeit und das langsame Herausziehen des Substrats, wo-bei sich der Film bildet. Die Schichtdicke ist hauptsächlich durch die auf die Lösungwirkende Gravitationskraft, die Viskosität der Lösung und die Entnahmegeschwin-digkeit bestimmt [17].Nach dem in [17] beschriebenen Verfahren wurde das Substrat für zwei Minuten in

der Lösung belassen und danach mit einer Geschwindigkeit von 0, 3 cm/s entnommen.Beim Spin-Coating-Verfahren wird das Substrat samt Lösung bei hoher Geschwin-

digkeit gedreht, sodass sich die Lösung auf dem Substrat verteilt und einen Film hin-terlässt. Die Dicke des Films und seine gleichmäÿige Verteilung hängen neben denEigenschaften der Lösung wie z.B. der Viskosität, Trocknungszeit und Flüchtigkeitdes Lösungsmittels [17], auch von den gewählten Parametern für den Spin-Coating-Prozess ab. Je länger die Drehzeit und je höher die Drehzahl, desto dünner wird derFilm [7].M. Erol et al. [7] wandten diese Art des Aufbringens der Lösung an, wobei das

Substrat bei einer Drehzahl von 3000 rpm für 20 s gedreht wurde.Ftema W. Aldbea et al. [15] nutzten den Spin-Coating-Prozess zum Aufbringen

des Gels bei einer Drehzahl von zunächst 500 rpm für 15 s und dann 3500 rpm für30 s.Sowohl beim Dip-Verfahren als auch beim Spin-Coating-Verfahren kann eine schon

beim Aufbringen schnell einsetzende Trocknung des Sols ein zum Rand des Substratshin ansteigendes Dickenpro�l bewirken. Im Gegensatz zum Dip-Verfahren sind beimSpin-Coating-Verfahren geringe Solmengen erforderlich, wobei jedoch während demAufschleudern ein gewisser Anteil des Sols verloren geht.Auch spielt die Reinigung des Substrats vor dem Aufbringen eine entscheidende

Rolle. Kontaminationen wie Staubpartikel können zu schlechter Benetzung des Sub-strats mit der Lösung und zu Defekten in der Schicht führen [18].

Trocknung und Brennvorgang

Schon während des Beschichtungsvorgangs setzt die Trocknung des Sols ein. DieHydrolyse- und Kondensationsreaktionen der verwendeten Prekursormoleküle schrei-ten so lange fort bis die Aggregation der Solteilchen zu einem festen Gel�lm führt.

17


M. Erol et al. [7] beschreiben die während der Trocknung und dem Brennvorgangablaufenden Prozesse:Bei 100 ◦C verdampft das Lösungsmittel. Die Verbrennung von Kohlensto�halti-

gem (enthalten in den Prekursoren) �ndet bei einer Temperatur von 300 ◦C statt.Oxide wie z.B. Fe

2O3entstehen bei 400 ◦C. Noch höhere Temperaturen bewirken

die Reaktion von Fe2O3mit FeYO

3zur Enstehung von Y

3Fe

5O12:

3 FeYO3 + Fe2O3 −−→ Y3Fe5O12 (2.10)

Die Bildung der Granatstruktur von YIG setzt schlieÿlich bei 700 ◦C ein und er-reicht bei 800 ◦C ein Maximum. Auch nach X.W. Zhang [19] entsteht YIG erst ab800 ◦C Brenn(engl. Annealing)-Temperatur.Vor dem eigentlichen Annealing müssen die Gel�lme also erst einmal einer Trock-

nung bei Temperaturen um 300 ◦C unterzogen werden, um organische Restbestand-teile wie Acetylacetonatgruppen zu entfernen und eine vollständige Verdichtung derGelschicht zu ermöglichen. Diese Verdichtung kann nur senkrecht zur Substratebeneerfolgen, da in der Ebene diesem Prozess die Haftung der Schicht auf dem Substratentgegenwirkt. Werden die dadurch auftretenden Zugspannungen zu groÿ, sodass siedie innere Stabilität des Gel�lms stören, können Trocknungsrisse die Folge sein [18].Y. Öztürk et al. [3] trockneten die Proben für zehn Minuten in einem 300 ◦C

heiÿen Ofen, um sie anschlieÿend bei einer konstanten Temperatur zwischen 800 ◦Cund 1000 ◦C für zwei Stunden aushärten zu lassen.M. Erol et al. [7] wählten als Trocknungstemperatur 500 ◦C. Es wurde allerdings

eine Heizrate von 15 ◦C/min angewandt, um dann die Proben 30 Minuten lang im500 ◦C zu belassen. Danach wurde für die Aushärtung der Gel�lme ebenfalls einzweistündiges Annealing bei 800 ◦C durchgeführt.Ftema W. Aldbea et al. [15] setzten die Proben zunächst einer Temperatur von

90 ◦C für zwei Stunden aus, um das Lösungsmittel verdampfen zu lassen. Anschlie-ÿend wurden die Proben auf 350 ◦C mit einer Heizrate von 3 ◦C/min erhitzt, bevor siedann bei einer Annealing-Temperatur zwischen 700 ◦C und 900 ◦C und einer Heizratevon 4 ◦C/min gebrannt wurden. Das Anwenden einer Heizrate soll eine gröÿtmöglicheVerdichtung des Films gewährleisten.V. V. Abramova et al. [16] wandten zur Herstellung YIG-Dünnschichten unter Ver-

wendung von kolloidalen Kristallen aus Polystyrol als Substrat ebenfalls ein langsa-mes Aufheizen der Proben an. Bei einer Heizrate von 0, 5 ◦C/min auf 400 ◦C wurdendie Proben nach einer Verweildauer von einer Stunde bei dieser Temperatur raschin einen 750 ◦C heiÿen Ofen eingebracht und eine Stunde lang gebrannt. Dabei stell-ten sie fest, dass ein zweites langsames Hochheizen des Ofens von 400 ◦C auf 750 ◦Czu einer unvollständig fortgeschrittenen Reaktion (2.10) führt, sodass statt dem ge-wünschten YIG lediglich eine Mischung aus Fe

2O3und FeYO

3vorliegt.

Ftema W. Aldbea et al. [15] und Y. Öztürk et al. [3] konnten bei höhererAnnealing-Temperatur auch eine höhere Sättigungsmagnetisierung feststellen. Bei

18


YIG-Dünnschichten

1000 ◦C Annealing-Temperatur betrug diese 104 kA/m [15] bzw. 78 kA/m [3]. DieseWerte sind wesentlich kleiner im Vergleich zum Wert der Sättigungsmagnetisierungvon Bulk-YIG, 143 kA/m. Die Sättigungsmagnetisierung der hergestellten Probenist im Wesentlichen vom Trocknungs- und Brennprozess wie auch von der Wahl desSubstrats und der Schichtdicke abhängig [17].

Für eine erfolgreiche Herstellung von YIG-Dünnschichten guter Qualität sind vie-le Faktoren ausschlaggebend. Die Wahl der Ausgangssto�e und des Substrats, desBeschichtungsverfahren und des Trocknungs- und Brennprozesses sind entscheidend.Daher gilt es die aus der Literatur gewonnen Erkenntnisse zu nutzen und zu erwei-tern.

19

Kapitel 3

Beschreibung und Ergebnisse desHerstellungsverfahrens vonYIG-Dünnschichten

In diesem Kapitel wird nun ausführlich auf den in dieser Arbeit untersuchten Sol-Gel-Herstellungsprozess von YIG-Dünnschichten eingegangen. Zunächst sollen dieverwendeten Gerätschaften und das grundsätzliche Vorgehen bei der Herstellungeiner Probe beschrieben werden. Anschlieÿend sind die verschiedenen in dieser Arbeitvariierten Parameter samt Probenliste aufgeführt, bevor dann die bei den Variationenvon Annealing-Temperatur, Trocknungs- und Beschichtungsverfahren, Schichtanzahlund Lösungsmittelmengen erhaltenen Ergebnisse näher erläutert werden.

3.1 Eigenschaften der verwendeten Geräte mitBeschreibung des Herstellungsverfahrens

Vorliegende Arbeit lehnt sich an das von Y. Öztürk et al. [3] beschriebene Her-stellungsverfahren von YIG-Dünnschichten an, da es nach Austesten verschie-dener Verfahren die gleichmäÿigsten Schichten lieferte. Y. Öztürk et al. stell-ten Ce:YIG-Dünnschichten aus den Ausgangssto�en bzw. Prekursoren Cer(III)2-Ethylhexanoat, Yttrium(III)2-Ethylhexanoat und Eisen(III)-Acetylacetonat auf denSubstraten Si(100) und Quarzglas her. Dabei verwendeten sie als Lösungsmittel Me-thanol und als Chelatbildner Eisessig (GAA) (vgl. Herstellung eines Sols in Kapitel2.3).Zur Herstellung von undotierten YIG-Schichten wird anstelle von Cer(III)2-

Ethylhexanoat mehr Yttrium(III)2-Ethylhexanoat verwendet. Um ebenfalls eine0,23 molare Lösung wie in [3] zu erhalten, benötigt man 0, 1556 g Yttrium(III)2-Ethylhexanoat und 0, 1766 g Eisen(III)-Acetylacetonat. Diese Prekursoren werdenmit 2, 5 ml des Lösungsmittels Methanol und 1 ml des Chelatbildners GAA in einemGlaskolben vermischt. Die auf diese Weise erhaltene Lösung hält sich höchstens zweiWochen, denn danach tritt hervorgerufen durch weit vorangeschrittene Hydrolyse-und Kondensationsreaktionen Klumpenbildung ein.

21

Kapitel 3 Beschreibung und Ergebnisse des Herstellungsverfahrens von

YIG-Dünnschichten

Abbildung 3.1: (a) Glühofen Heraeus ROK A4/30 (rechts) mit Steuergerät(links) (b) Aufbau zum Aufbringen der Lösung (vgl. Beschreibung in Kapitel3.1)

22

3.2 Proben und Parameter

Das erhaltene Sol kann nun mit einer Pipette auf ein zuvor mit Aceton und Isopro-panol sorgfältig gereinigtes Substrat wie z.B. Si(100) aufgebracht werden. Dabei istein Tropfen ausreichend. Mit Hilfe von doppelseitigem Klebeband wird das Substratauf dem Aufsatz des Bohrers (DrillX-V2 von ChiliTec) befestigt und kann nun kopf-über in ein Becherglas gehalten werden, das die beim anschlieÿenden Spin-Coatingweggeschleuderte Lösung au�angen kann (vgl. Abb. 3.1(b)). Am Bohrer wird diegewünschte Drehzahl eingestellt, die bei zehn verschiedenen Geschwindigkeitsstufenund einer maximalen Drehzahl von 15000 rpm ungefähr 1500 rpm pro Stufe beträgt.Anhand einer Stopp-Uhr kann dabei die Drehzeit kontrolliert werden. Abschlieÿendwird das Substrat auf einen keramischen Träger gelegt, der möglichst mittig im Ke-ramikrohr des Ofens platziert wird.Der verwendete Brennofen ist das Modell ROK A4/30 von Heraeus. Ein kera-

misches Trägerrohr mit integrierten Heizwendeln im Inneren des Ofens fungiert alsHeizkörper. Hierauf kann ein weiteres herausnehmbares Keramikrohr gelegt werden,in das eine Probe auf einem keramischen Träger eingebracht werden kann, bevorsie dann in Luft-Atmosphäre gebrannt wird. Die Nenntemperatur des Ofens beträgt1100 ◦C bei einer Nennleistung von 1, 8 kW. Im vorliegenden Aufbau werden dieTemperatur und eventuelle Heizraten und Heizstufen über ein externes Steuergerät(vgl. Abb. 3.1(a)) eingestellt.

3.2 Proben und Parameter

Die Wahl der Ausgangssto�e, Lösungsmittel und ihre Verhältnisse zueinander,das verwendete Substrat, die Parameter beim Beschichtungsverfahren und derTrocknungs- und Brennprozesses haben wesentlichen Ein�uss auf eine erfolgreicheHerstellung von YIG-Dünnschichten.In dieser Arbeit sind zum einen verschiedene Trocknungs- und Brennvorgänge

durchgeführt worden, was wesentlichen Ein�uss auf die chemischen Vorgänge beider Bildung von YIG und die resultierenden magnetischen Eigenschaften hat. Zumanderen wurden verschiedene Substrate verwendet, um deren Einwirkung auf dieKristallqualität der YIG-Schichten zu untersuchen. Auÿerdem sind Veränderungenan der gesamten Lösungsmittelmenge und der Menge des Chelatbildners vorgenom-men worden, was nicht nur Auswirkungen auf die magnetischen Eigenschaften derSchicht, sondern auch auf die Ober�ächenstruktur und die Schichtdicke hat. Letzterewerden ebenso durch Veränderungen am Beschichtungsverfahren und durch Varia-tionen der Schichtanzahl beein�usst.In nachfolgender Tabelle 3.1 sind alle Proben und ihre Herstellungsbedingungen

aufgelistet. Dabei stellen xMethanol und xGAA die Anteile an der Gesamtmenge anMethanol (2, 5 ml) und GAA (1 ml) dar. Die Drehzahl wird mit n und die Drehzeitmit tn bezeichnet. ∆m ist die Massenzunahme, die für einige Proben ermittelt wurde.

23


YIG-Dünnschichten

Tabelle

3.1:Prob

enliste:nbezeichnet

dieDrehzahlm

ittnals

Drehzeit.

xM

ethan

ol und

xG

AAstellen

dieAnteile

ander

Gesam

tmenge

anMethanol

(2,5m

l)und

GAA(1

ml)dar

und∆m

istdie

Massenzunahm

eder

Substratevor

undnach

demBeschichtungsvorgang

undBrennprozess.

Prob

enname

SubstratTrocknungs-

undBrennvorgang:

T( ◦

C)(t(m

in))

Spin-coating:n(rpm

)(tn (s))

Anzahl

derSchich-ten

xM

ethan

ol

(%),

xG

AA

(%)

∆m

(µg)

MP-YIG

-600degSi(100)

300(10),600(120)

1500(60)1

100,100

MP-YIG

-700degSi(100)

300(10),700(120)

1500(60)1

100,100

MP-YIG

-800degSi(100)

300(10),800(120)

1500(60)1

100,100

MP-YIG

-850deg-ASi(100)

300(10),800(120)

1500(60)1

100,100

MP-YIG

-850deg-AA

Si(111)RT(30),

300(10),RT(30),

850(120)3000(20),4500(5)

1020,

2026,73

MP-YIG

-850deg-AB

Si(111)RT(30),

300(10),RT(30),

850(120)3000(20),4500(5)

520,

2017,33

MP-YIG

-850deg-AC

Si(111)RT(30),

300(10),RT(30),

850(120)3000(20),4500(5)

1040,

4013,1

MP-YIG

-850deg-AD

Si(111)RT(30),

300(10),RT(30),

850(120)1500(60)

140,

409,3

MP-YIG

-850deg-AE

Si(111)RT(30),

300(10),RT(30),

850(120)3000(20),4500(5)

120,

2018

MP-YIG

-850deg-AF

Si(111)RT(30),

300(10),RT(30),

850(120)1500(60)

120,

2019,6

MP-YIG

-850-BSi(100)

300(10),850(120)

1500(60)1

100,100

MP-YIG

-850deg-CSi(111)

RT(30),

300(10),RT(30),

850(120)1500(60)

1100,

100

MP-YIG

-850deg-DSi(111)

RT(30),

300(10),RT(30),

850(120)1500(60)

1100,

100

MP-YIG

-850deg-ESi(111)

Heizrate

15 ◦C/m

inbis

500 ◦C,

500(30),850(120)

1500(60)1

100,100

24

3.2 Proben und ParameterProbenname

Substrat

Trocknungs-

und

Brennvorgang:

T(◦

C)(t(m

in))

Spin-

coating:

n(rpm

)(t

n(s))

Anzahl

der

Schich-

ten

xM

eth

an

ol

(%),

xG

AA

(%)

∆m

(µg)

MP-YIG

-850deg-F

Si(111)

Heizrate

15◦ C

/min

bis

500◦C,

500(30),

850(120)

3000

(20)

1100,100

MP-YIG

-850deg-G

Si(111)

RT(30),

500(30),

RT(30),850(120)

1500(60)

1100,100

6,27

MP-YIG

-850deg-H

Si(111)

RT(30),850(120)

1500(60)

1100,100

8,87

MP-YIG

-850deg-I

Si(111)

RT(30),850(120)

1100,100

42,97

MP-YIG

-850deg-K

Si(111)

RT(30),

400(10),

RT(30),850(120)

1500(60)

1100,100

5,57

MP-YIG

-850deg-L

Si(111)

RT(30),

300(10),

RT(30),850(120)

1500(60)

1100,20

7,47

MP-YIG

-850deg-M

Si(111)

RT(30),

300(10),

RT(30),850(120)

1500(60)

1100,40

7,73

MP-YIG

-850deg-N

Si(111)

RT(30),

300(10),

RT(30),850(120)

1500(60)

1100,60

8,1

MP-YIG

-850deg-O

Si(111)

RT(30),

300(10),

RT(30),850(120)

3000(10)

1100,60

6,57

MP-YIG

-850deg-P

Si(111)

RT(30),

300(10),

RT(30),850(120)

3000(20)

1100,60

6,37

MP-YIG

-850deg-Q

Si(111)

RT(30),

300(10),

RT(30),850(120)

4500(10),

6000(5)

1100,60

3,2

MP-YIG

-850deg-R

Si(111)

RT(30),

300(10),

RT(30),850(120)

1500(60)

1100,80

7,1

MP-YIG

-850deg-S

Si(111)

RT(30),

300(10),

RT(30),850(120)

3000(20),

4500(5)

1100,80

7,57

25


YIG-Dünnschichten

Prob

enname

SubstratTrocknungs-

undBrennvorgang:

T( ◦C

)(t(m

in))

Spin-coating:n(rpm

)(tn (s))

Anzahl

derSchich-ten

xM

ethan

ol

(%),

xG

AA

(%)

∆m

(µg)

MP-YIG

-850deg-TSi(111)

RT(30),

300(10),RT(30),

850(120)3000(20),4500(5)

120,

4015,17

MP-YIG

-850deg-USi(111)

RT(30),

300(10),RT(30),

850(120)3000(20),4500(5)

520,

4016,03

MP-YIG

-850deg-VSi(111)

RT(30),

300(10),RT(30),

850(120)3000(20),4500(5)

5100,

1000,6

MP-YIG

-850deg-WSi(111)

RT(30),

300(10),RT(30),

850(120)3000(20),4500(5)

1100,

1005,73

MP-YIG

-850deg-XSi(111)

RT(30),

300(10),RT(30),

850(120)3000(20),4500(5)

140,

4010,1

MP-YIG

-850deg-YSi(111)

RT(30),

300(10),RT(30),

850(120)3000(20),4500(5)

540,

409,5

MP-YIG

-850deg-ZSi(111)

RT(30),

300(10),RT(30),

850(120)3000(20),4500(5)

10100,

1001,37

MP-YIG

-900degSi(100)

300(10),900(120)

1500(60)1

100,100

MP-YIG

-1000deg-1Si(100)

300(10),1000(120)

1500(60)1

100,100

MP-YIG

-1000deg-2Si(100)

300(10),1000(120)

1500(60)1

100,100

MP-YIG

-1000deg-3Si(100)

300(10),1000(120)

1500(60)1

100,100

MP-YIG

-1000deg-4aSi(100)

300(10),1000(120)

1500(60)1

100,100

MP-YIG

-1000deg-4bSi(100)

300(10),1000(120)

1500(60)1

100,100

26

3.2 Proben und ParameterProbenname

Substrat

Trocknungs-

und

Brennvorgang:

T(◦

C)(t(m

in))

Spin-

coating:

n(rpm

)(t

n(s))

Anzahl

der

Schich-

ten

xM

eth

an

ol

(%),

xG

AA

(%)

∆m

(µg)

MP-YIG

-1100deg-1a

Si(100)

300(10),

1100(120)

1500(60)

1100,100

MP-YIG

-1100deg-1b

Si(100)

300(10),

1100(120)

1500(60)

1100,100

MP-YIG

-1200deg

Si(100)

300(10),

1200(120)

1500(60)

1100,100

MP-YIG

-GGG-600deg-1

GGG(111)

300(10),600(120)

1500(60)

1100,100

MP-YIG

-GGG-600deg-2

GGG(111)

300(10),600(120)

0MP-YIG

-GGG-700deg

GGG(111)

300(10),700(120)

1500(60)

1100,100

7,07

MP-YIG

-GGG-800deg-1

GGG(111)

300(10),800(120)

1500(60)

1100,100

MP-YIG

-GGG-800deg-2

GGG(111)

300(10),800(120)

1500(60)

1100,100

5,77

MP-YIG

-GGG-900deg

GGG(111)

300(10),900(120)

1500(60)

1100,100

MP-YIG

-YAG-600deg-1

YAG(111)

300(10),600(120)

1500(60)

1100,100

6,87

MP-YIG

-YAG-600deg-2

YAG(111)

300(10),600(120)

0MP-YIG

-YAG-700deg

YAG(111)

300(10),700(120)

1500(60)

1100,100

6,87

MP-YIG

-YAG-800deg-1

YAG(111)

300(10),800(120)

1500(60)

1100,100

MP-YIG

-YAG-800deg-2

YAG(111)

300(10),800(120)

1500(60)

1100,100

7MP-YIG

-YAG-850deg-A

YAG(111)

RT(30),

300(10),

RT(30),850(120)

3000(20),

4500(5)

10100,100

6,12

MP-YIG

-YAG-850deg-B

YAG(111)

RT(30),

300(10),

RT(30),850(120)

3000(20),

4500(5)

1020,20

28,77

MP-YIG

-YAG-850deg-C

YAG(111)

RT(30),

300(10),

RT(30),850(120)

3000(20),

4500(5)

520,20

18,4

MP-YIG

-YAG-850deg-D

YAG(111)

RT(30),

300(10),

RT(30),850(120)

3000(20),

4500(5)

120,20

13,5

MP-YIG

-YAG-900deg

YAG(111)

300(10),900(120)

1500(60)

1100,100

27


YIG-Dünnschichten

3.3 Variation der Brenntemperatur bei Verwendungunterschiedlicher Substrate

Die Wahl der Brenn(engl. Annealing)-Temperatur hat entscheidenden Ein�uss aufdie Bildung von YIG und auf dessen magnetische Eigenschaften. Verschiedene Sub-strate können zu einer besseren Kristallisation führen, falls die Gitterkonstante desSubstrats der von YIG nahe kommt oder sich wie im Falle von Silizium Yttrium-Silikat-Phasen bilden, die sich positiv hinsichtlich der Kristallisation auswirken [3].Daher wurde neben dem Substrat Si(100) auch das paramagnetische Gadolinium-Gallium-Granat Ga

3Gd

5O12

(GGG(111)) mit seiner geringen Gitterfehlanpassungauf YIG εGGG = 0, 06 % und das diamagnetische Yttrium-Aluminium-GranatY3Al

5O12

(YAG(111)) mit εY AG = 3, 10 % verwendet.

Bei der Probenherstellung wurde abgesehen von der Variation der Substrate undder Annealing-Temperaturen das gleiche Verfahren (Verfahren 1) angewandt:

Das hergestellte Sol (vgl. Unterkapitel 3.1) wird auf das zuvor gereinigte Substrataufgebracht und mittels Spin-Coating bei 1500 rpm eine Minute lang aufgeschleu-dert. Anschlieÿend wird die Probe in den Ofen gebracht, um mit dem Trocknungs-und Brennprozess zu beginnen. Dabei ist am Steuergerät eine Trocknungstemperaturvon 300 ◦C für zehn Minuten und ein daran anschlieÿendes zweistündiges Brennenbzw. Aushärten bei der Annealing-Temperatur eingestellt. Die Probe be�ndet sichdie ganze Zeit im Ofen, d. h. auch während der Zeit des Hochheizens. Zum Abschlussist ein Abkühlen des Ofens auf Raumtemperatur vorgesehen.

Zur schnellen Charakterisierung der Proben kommt die Methode der ferromagne-tischen Resonanz in in-plane Geometrie zum Einsatz, mittels der man die Dämpfungdes magnetischen Systems bestimmen und Aufschluss über die Sättigungsmagneti-sierung gewinnen kann. Nach M. Erol et al. [7] setzt die Bildung der Granatstrukturvon YIG bei 700 ◦C ein und erreicht bei 800 ◦C ihr Maximum. Daher wurden aufdem Substrat Si(100) Annealing-Temperaturen von 600 ◦C bis 1200 ◦C angewandt.Lediglich im Bereich von 800 ◦C bis 1100 ◦C waren Signale in der FerromagnetischenResonanz erkennbar, was auf die Bildung eines magnetischen Films in diesem Tem-peraturbereich hindeutet. Auf GGG sowie YAG in (111)-Orientierung, wurden schonab 700 ◦C magnetische Eigenschaften in der FMR festgestellt.Das Einsetzen des FMR-Signals bei GGG(111) und YAG(111) bei niedrigeren

Temperaturen als auf Si(100) könnte auf eine schneller voranschreitende Reaktion2.10 von Fe

2O3und FeYO

3zur Entstehung von Y

3Fe

5O12

hindeuten. Ein Grundhierfür könnte die geringe Gitterfehlanpassung von YIG auf GGG und von YIG aufYAG sein, wodurch die Kristallisation von YIG begünstigt sein kann. Auf Si(100)

28

3.3 Variation der Brenntemperatur bei Verwendung unterschiedlicher Substrate

ist aufgrund der hohen Gitterfehlanpassung von εSi = 127, 88 % nur polykristallinesWachstum von YIG möglich.

In den Abbildungen 3.2(a)und (b) sind die Messergebnisse der FMR für die ver-schiedenen Sol-Gel-Dünn�lme auf dem Substrat Si(100) dargestellt. Exemplarischsoll ein FMR-Signal, das mit einem Lorentz-Fit (rot) angenähert wurde, für die ProbeMP-YIG-850deg-B hergestellt bei 850 ◦C Annealing-Temperatur auf dem SubstratSi(100) gezeigt werden. Die Linienbreite (blau) beim Resonanzmagnetfeld (grün)316, 27 mT beträgt 24, 47 mT. Insgesamt ist auf dem Substrat Si(100) eine umsogeringere Linienbreite feststellbar, je geringer die Annealing-Temperatur ist. Beider Probe MP-YIG-800deg, die bei 800 ◦C Annealing-Temperatur auf dem Sub-strat Si(100) nach Verfahren 1 hergestellt wurde, ist die gemessene Linienbreite von22, 95 mT minimal, was auf die in dieser Serie beste Probenqualität hindeutet.Da YIG eine sehr geringe Dämpfung der Magnetisierung besitzt, sollten für Dünn-

schichten geringe Linienbreiten auftreten. Die z.B. mittels PLD-Verfahren hergestell-ten Proben erreichen Linienbreiten von 0, 78 mT [20], was mit Sol-Gel-Prozess nocherreicht werden will.Bei einer angelegten Frequenz von 9, 7 GHz und unter Berücksichtigung der For-

manisotropie für YIG-Dünnschichten in in-plane-Messungen liegt das idealerwei-se erwartete Resonanzmagnetfeld bei 268 mT (vgl. Unterkapitel 2.2.1), was einerSättigungsmagnetisierung von 143 kA/m entspricht. Das diesem Wert am nächstenkommende Resonanzmagnetfeld ist das bei der Probe MP-YIG-850-deg auftretendeund beträgt 316, 27 mT. Die zugehörige Sättigungsmagnetisierung ist dann ungefähr50 kA/m.Y.Öztürk et al. [3] erreichten auf Si(100) für 800 ◦C, 900 ◦C und 1000 ◦C Annealing-

Temperaturen Sättigungsmagnetisierungen von 33 kA/m, 51 kA/m und 78 kA/m. Eswurde also ein Anstieg der Sättigungsmagnetisierung bzw. ein Abfall des Resonanz-magnetfeldes mit Erhöhung der Annealing-Temperatur festgestellt. Dies könnte aneiner bei kleinen Annealing-Temperaturen unvollständig fortgeschrittenen Reaktion(2.10) liegen, wodurch FeYO

3und Fe

2O3im Film vorhanden sein könnten [15].

In vorliegender Messreihe ist für das Substrat Si(100) kein eindeutiges Verhaltenfür die Resonanzmagnetfelder erkennbar, wohingegen die Resonanzmagnetfelder beiGGG(111) wie bei [3] mit Erhöhung der Temperatur kleiner werden. Bei 900 ◦C er-reicht es sogar den Wert 288, 63 mT, was jedoch mit einer groÿen Linienbreite von52, 58 mT einhergeht. Bei YAG(111) hingegen ist umgekehrtes Verhalten erkenn-bar. Hier vergröÿert sich das Resonanzmagnetfeld mit Erhöhung der Temperatur.Folglich tritt bei 700 ◦C das für YAG(111) kleinste gemessene Resonanzmagnetfeldvon 307, 6 mT auf, wobei bei dieser Temperatur auch die kleinste Linienbreite von20, 05 mT zu beobachten ist. Dies entspricht einer Sättigungsmagnetisierung von un-gefähr 66 kA/m.

29


YIG-Dünnschichten

0,1 0,2 0,3 0,4 0,57,5

8,0

8,5

9,0

9,5

800 900 1000 1100315

320

325

330

335

Temperatur (°C)

Bre

s (m

T)

(b)

20

30

40

50

B (m

T)

700 750 800 850 900306

308

310

312

(a)

Temperatur (°C)

Bre

s (m

T)

(c)

20

25

30

B (m

T)

700 750 800 850 900285

290

295

300

305

Temperatur (°C)

Bre

s (m

T)

(d)

30

40

50

B (m

T)

YIG auf GGG(111)

B= 24,47 mT

Bres= 316,27 mT

FMR

-Sig

nal (

arb.

u.)

Magnetfeld (T)

YIG auf Si(100)

YIG auf YAG(111)

Abbildung 3.2: Auswertung der FMR-Messungen durchgeführt bei Raumtemperaturund in in-plane-Orientierung: (a) FMR-Signal der Probe MP-YIG-850-deg, herge-stellt bei 850 ◦C Annealing-Temperatur auf Si(100) nach Verfahren 1: Das Signalwurde mit einem Lorentz-Fit (rot) angenähert. Die Linienbreite (blau) beim Reso-nanzmagnetfeld (grün) 316, 27 mT beträgt 24, 47 mT . Die bei dieser Messung aufSi(100) erhaltene Sättigungsmagnetisierung von 50 kA/m kommt dem Literaturwertfür YIG von 143 kA/m am nächsten. (b) Resonanzmagnetfelder und Linienbrei-ten von Proben hergestellt bei verschiedenen Annealing-Temperaturen auf Si(100)nach Verfahren 1: Je geringer die Annealing-Temperatur, desto geringer ist die Li-nienbreite. Bei 800 ◦C ist die geringste Linienbreite 22, 95 mT zu beobachten, wäh-rend für die Resonanzmagnetfelder kein eindeutiges Verhalten erkennbar wird. (c)Resonanzmagnetfelder und Linienbreiten von Proben hergestellt bei verschiedenenAnnealing-Temperaturen auf YAG(111) nach Verfahren 1: Bei 900 ◦C ist die Lini-enbreite 20, 05 mT minimal. Das Resonanzmagnetfeld ist 307, 6 mT, was einer Sätti-gungsmagnetisierung von ungefähr 66 kA/m entspricht. (d) Resonanzmagnetfelderund Linienbreiten von Proben hergestellt bei verschiedenen Annealing-Temperaturenauf GGG(111) nach Verfahren 1: Die Proben weisen deutlich höhere Linienbreiten aufals auf YAG(111). Die geringste Linienbreite �ndet sich bei 700 ◦C und ist 33, 66 mT.

30


Beim Substrat GGG(111) sind im Vergleich zu YAG(111) deutlich gröÿere Linien-breiten bemerkbar. Die geringste Linienbreite bei GGG(111) ist 33, 66 mT bei 700 ◦CAnnealing-Temperatur, was deutlich gröÿer als alle bei YAG(111) beobachteten Li-nienbreiten ist (vgl. Abb. 3.2 (c) und (d)).Die Ergebnisse der FMR weisen auf einen Film mit magnetischen Eigenschaften

hin, jedoch wurde noch nicht nachgewiesen, ob es sich tatsächlich um YIG handelt.

30 40 50 60 7010

100

1000

10000

100000

1000000

1E7

Si(400)

2 (°)

Inte

nsitä

t (ar

b.u.

)

Si(400)

Si(200)

-2000

0

2000

4000

6000

8000

10000

12000

14000

Inte

nsitä

t der

YIG

-Ref

lexe

(cps

)

Abbildung 3.3: Das Spektrum des (2θ − ω)-Scans ohne Monochromator ander Probe MP-YIG-900deg hergestellt bei 900◦ C Annealing-Temperatur aufSi(100) ist in schwarz dargestellt. Die detektierten Re�exe sind lediglich aufdas Substrat Si(100) und den Untergrund zurückzuführen. In rot sind die fürYIG in (100)-Orientierung zu erwartenden Peaks aufgetragen.

Um Aufschluss über die kristalline Struktur des Dünn�lms und sein Material zuerlangen, werden die Proben mittels Röntgendi�raktometrie untersucht. In Abbil-dung 3.3 ist die bei einem (2θ − ω)-Scan detektierte Intensität in Abhängigkeit desAblenkwinkels 2θ des Röntgenstrahls bei der auf Si(100) und 900 ◦C Annealing-Temperatur hergestellten Probe MP-YIG-900deg aufgezeichnet. Dabei wurde zurErhöhung der Intensität am Detektor der Monochromator an der Röntgenröhre aus-

31


YIG-Dünnschichten

gebaut, sodass neben der Cu−Kα- auch die Cu−Kβ-Strahlung auf die Probe tri�t.Bei 2θ = 69, 34 ◦ und 2θ = 69, 14 ◦ ist ein Doppelpeak für Si(400), hervorgerufendurch die beiden Cu−Kα1 und Cu−Kα2-Wellenlängen, zu beobachten. Ein zwei-ter Si(400)-Re�ex bei 2θ = 61, 65 ◦ rührt von der Cu−Kβ-Strahlung her. Auÿerdemist bei 2θ = 32, 97 ◦ noch der eigentlich für die Diamantstruktur von Silizium verbote-ne Si(200)-Re�ex registriert worden. Alle weiteren im Spektrum auftretenden Peakssind auf den Untergrund zurückzuführen. In Abbildung 3.3 sind auÿerdem die fürYIG in (100)-Orientierung zu erwartenden Peaks aufgetragen (rot), von denen kei-ner registriert werden konnte. Dies deutet darauf hin, dass es sich um eine amorpheSchicht und keine kristalline magnetische Schicht handelt.

40 45 50

100

1000

10000

100000

1000000

1E7

GGG(444)

Inte

nsitä

t (ar

b.u.

)

2 -Winkel (°)

GGG(444)

Abbildung 3.4: Spektrum des (2θ− ω)-Scans ohne Monochromator an der Pro-be MP-YIG-GGG-800deg-1 hergestellt bei 800◦ C Annealing-Temperatur aufGGG(111): Die detektierten Re�exe sind lediglich auf das Substrat GGG undden Untergrund zurückzuführen.

Auch bei Proben hergestellt auf GGG(111) und YAG(111) konnte mit Hilfe derröntgendi�raktometrischen Untersuchung kein YIG nachgewiesen werden. Wie in den

32


Abbildungen 3.4 und 3.5 ersichtlich, konnten die detektierten Re�exe lediglich denSubstraten und dem Untergrund zugeordnet werden.

30 35 40 45 50 5510

100

1000

10000

100000

1000000

1E7

1E8

YAG(444)

Inte

nsitä

t (ar

b.u.

)

2 -Winkel (°)

YAG(444)

Abbildung 3.5: Spektrum des (2θ − ω)-Scans ohne Monochromator an derProbe MP-YIG-YAG-700deg hergestellt bei 700◦ C Annealing-Temperatur aufYAG(111): Die detektierten Re�exe sind lediglich auf das Substrat YAG undden Untergrund zurückzuführen.

Zur Ermittlung der Schichtdicke und zur Untersuchung der Ober�ächenstrukturwird ein Rasterelektronenmikroskop (SEM) zu Rate gezogen. Bei der Bedienung desGeräts stand Hr. Matthias Pernpeintner hilfreich zur Seite.Die Abbildungen 3.6, 3.7 sowie 3.8 zeigen SEM-Aufnahmen verschiedener Au�ö-

sungen für die bei 850 ◦C Annealing-Temperatur auf Si(100) hergestellte Probe MP-YIG-850-B. In Abbildung 3.6 ist an einer Bruchkante deutlich zu erkennen, dass einedünne Schicht der ungefähren Dicke 140 nm auf dem Substrat au�iegt. Diese Schichtweist eine fein strukturierte, jedoch relativ gleichmäÿige Ober�ächenstruktur auf(vgl. Abb. 3.7). In Abbildung 3.8 sind bei geringerer Au�ösung kleinere Defekte undgröÿere schattenartige helle Flecken erkennbar, die auf etwaige Verunreinigungen auf

33


YIG-Dünnschichten

dem Substrat zurückzuführen sind. Y.Öztürk et al. [3] erhielten ähnlich Aufnahmen,wie in 3.9 ersichtlich wird.Eine Bestimmung der Schichtdicke ist nicht nur optisch mittels SEM möglich,

sondern auch rechnerisch über die Ermittlung der Massenzunahme ∆m der Substratevor und nach dem Herstellungsprozess der Schichten. Über die Substratgeometrie undmit Hilfe der Dichte von YIG ρYIG = 5, 17 g/cm3 lässt sich auf dies Weise auf dieFilmdicke schlieÿen.Aus den Massenzunahmen, die bei den Substraten GGG(111) und YAG(111) be-

stimmt wurden, ergibt sich für das Aufbringen der Schicht ∆m = 7µg. Darauserrechnet sich unter der Annnahme es handle sich um YIG und bei einer Substrato-ber�äche von (0, 5 cm · 0, 5 cm) eine Schichtdicke von 54 nm, die wesentlich geringerals die optisch ermittelte ist. Dies könnte an einer nicht gleichmäÿig dick verteiltenSchicht oder an der als YIG angenommenen Schicht liegen.

Abbildung 3.6: Aufnahmen des Rasterelektronenmikroskops der Probe MP-YIG-850deg-B hergestellt bei 850 ◦C Annealing-Temperatur auf Si(100) nachVerfahren 1: An der Bruchkante ist deutlich eine auf dem Substrat au�iegendeSchicht erkennbar, deren Schichtdicke ungefähr 140 nm beträgt.

34


Abbildung 3.7: Aufnahmen des Rasterelektronenmikroskops der Probe MP-YIG-850deg-B hergestellt bei 850 ◦C Annealing-Temperatur auf Si(100) nachVerfahren 1: Die Ober�äche weist eine gleichmäÿige Strukturierung auf.

35


YIG-Dünnschichten

Abbildung 3.8: Aufnahmen des Rasterelektronenmikroskops der Probe MP-YIG-850deg-B hergestellt bei 850 ◦C Annealing-Temperatur auf Si(100) nachVerfahren 1: Es sind kleine Defekte und gröÿere schattenartige helle Fleckenerkennbar, die auf Verunreinigungen auf dem Substrat zurückzuführen seinkönnten und ebenfalls von Y.Öztürk et al. erhalten wurden (vgl. Abb. 3.9).

36


Abbildung 3.9: Y.Öztürk et al. [3]: SEM-Aufnahmen von Ce:YIG, das aufSi(100) und bei 1000 ◦ C Annealing-Temperatur hergestellt wurde. In (a) sindebenfalls gröÿere schattenartige helle Flecken erkennbar. In (b) sind vereinzelteRisse auf der ansonsten gleichmäÿigen Ober�äche zu sehen.

37


YIG-Dünnschichten

3.4 Veränderung des Trocknungsverfahrens

Um organische kohlensto�haltige Restbestandteile des Lösungsmittels zu entfernenund eine vollständige Verdichtung der Gelschicht zu ermöglichen, muss die Probezunächst einem Trocknungsverfahren unterzogen werden.Im Zuge dieser Arbeit wurden verschiedene Trocknungsverfahren angewandt.

In Tabelle 3.2 sind die durchgeführten Trocknungsprozesse mit ihren Ergebnissenfür die Resonanzlinienbreiten aufgeführt. Dabei wurde eine einheitliche Annealing-Temperatur von 850 ◦C gewählt, da diese im vorherigen Schritt bei der Variationder Annealing-Temperaturen (vgl. Unterkaptiel 3.3) eine positive Auswirkung aufdie magnetischen Eigenschaften der Schichten zeigte.

Tabelle 3.2: Variation des Trocknungsverfahrens bei gleicher Annealing-Temperatur 850 ◦C und auf dem Substrat Si(100) mit Resonanzlinienbreiten∆B in der Ferromagnetischen Resonanz.

Trocknungs- und Brennvorgang:Temperatur (◦ C) (t (min))

∆B (mT) Anmerkungen

1. 300(10), 850(120) 24,47 Verfahren 1 (nachY.Öztürk et al. [3])

2. 15 ◦C/min bis 500 ◦C, 500(30),850(120)

27,18 (nach M. Erol et al. [7])

3. RT(30), 850(120) 21,384. RT(30), 500(30), RT(30), 850(120) 17,715. RT(30), 300(10), RT(30), 850(120) 18,06 Verfahren 2

Neben das an Y.Öztürk et al. [3] angelehnte Verfahren 1 wurde das von M. Erolet al. [7] angewandte langsame Hochheizen mittels einer Heizrate von 15 ◦C/min bis500 ◦C durchgeführt (vgl. 2. in Tabelle 3.2). Die FMR-Ergebnisse zeigen eine gröÿereLinienbreite und deuten damit auf eine schlechtere Filmqualität im Vergleich zu Ver-fahren 1 hin. Lässt man die Probe nach ihrer Herstellung lediglich 30 Minuten langbei Raumtemperatur trocknen, um sie anschlieÿend zu brennen ohne einen Trock-nungsschritt im Ofen einzuschieben, erhält man eine Linienbreite von 21, 38 mT (vgl.3. in Tabelle 3.2). Hierbei besteht jedoch die Gefahr, dass sich die Gelschicht unge-nügend verdichten könnte, was einer Bildung von kristallinem YIG entgegenwirkt.Das Verfahren nach M. Erol et al. [7] wurde modi�ziert, indem keine Heizrate, son-dern ein direktes Einbringen der Probe in den Ofen vorgenommen wurde. Zusätzlichwurde ein halbstündiges Verweilen der Probe bei Raumtemperatur vor und zwischenTrocknungs- und Brenntemperatur ausgeführt. Dieses Vorgehen, was von nun an alsVerfahren 2 bezeichnet werden soll, hat sich als positiv für die Linienbreiten und Re-

38


sonanzmagnetfelder erwiesen. Bei 500 ◦C und 300 ◦C Trocknungstemperatur ergebensich ähnlich geringe Linienbreiten von ungefähr 18 mT (vgl. 4. und 5. in Tabelle 3.2).Abbildung 3.10 zeigt das FMR-Signal der Probe MP-YIG-850deg-D hergestellt

bei 850◦ C Annealing-Temperatur auf Si(100) nach Verfahren 2. Im Vergleich zuVerfahren 1 liegt die sich aus dem Resonanzmagnetfeld ergebende Sättigungsma-gnetisierung ebenfalls bei ungefähr 50 kA/m. Die Linienbreite hingegen hat sichauf 18, 06 mT verringert. Der Grund hierfür könnte zum einen an der zusätzlichenTrocknungszeit bei Raumtemperatur vor und zwischen den beiden Trocknungs- undBrenntemperaturen liegen, denn hierdurch kann die Kondensationsreaktion des Solsverstärkt statt�nden, was die Bildung und die Verdichtung der Gelschicht begüns-tigt. Zum Anderen wirkt ein direktes Einbringen der Probe in den schon vorgeheiztenOfen laut V. V. Abramova et al. [16] einer unvollständig forgeschrittenen Reaktion(2.10) von Fe

2O3und FeYO

3nach Y

3Fe

5O12

entgegen.

Zusätzlich zur FMR kommt zur Untersuchung der bei unterschiedlichen Trock-nungsverfahren hergestellten Proben die Methode der energiedispersiven Röntgen-spektroskopie (EDX) zum Einsatz, wodurch Aufschluss über die Elementzusammen-setzung der Probe gegeben werden kann. Die Messung wird bei langsam erhöhterBeschleunigungspannung der Elektronen bis zu einem Wert von 25 kV für zehn Mi-nuten durchgeführt, sodass die Eindringtiefe der Elektronen varriert werden kann.Eine höhere Beschleunigungsspannung bedeutet eine gröÿere Eindringtiefe des Elek-tronenstrahls. Wie in Abbildung 3.11 erkennbar, ist der intensitätsreichste Peak derKα-Linie der charakteristischen Röntgenstrahlung von Silizium zuzuordnen. Eisenwurde in geringem Maÿe mittels seiner Fe-Kα-Linie detektiert, wohingegen für Yt-trium die Intensität so gering ist, dass kein eindeutiger Peak zu erkennen ist. Diequantitative Analyse der Elementzusammensetzung von Yttrium, Silizium und Ei-sen ergibt einen Masseanteil von unter (0, 77±0, 39) % für Yttrium, während Siliziumund Eisen einen Masseanteil von (98, 96 ± 0, 42) % und (1, 04 ± 0, 28) % aufweisen.Dies entspricht einem atomaren Verhältnis von Yttrium zu Eisen von Y : Fe =(0, 47± 0, 49) : 1, was dem atomaren Verhältnis für YIG, Y : Fe = 3 : 5 = 0,60 : 1,nahe kommt. Dass im Vergleich zu Silizium sehr wenig Yttrium und Eisen detektiertwurde, könnte an einer zu hohen Eindringtiefe des Elektronenstrahls in die Schichtliegen. Das verwendete SEM von Leitz besitzt eine Eindringtiefe von einigen Mi-krometern, was die in Unterkapitel 3.3 optisch ermittelte Schichtdicke von ungefähr140 nm deutlich übersteigt.

39


YIG-Dünnschichten

0,2 0,3 0,4

0,0135

0,0140

FMR

-Sig

nal (

arb.

u.)

Magnetfeld (T)

Bres = 317,06 mT

B = 18,06 mT

Abbildung 3.10: FMR-Signal der Probe MP-YIG-850deg-D hergestellt bei850 ◦C Annealing-Temperatur auf Si(100) nach Verfahren 2: Das Resonanzma-gnetfeld (grün) liegt bei 317, 06 mT mit einer Linienbreite (blau) von 18, 06 mT.Im Vergleich zu Verfahren 1 hat sich die Linienbreite verringert, wohingegen diesich aus dem Resonanzmagnetfeld ergebende Sättigungsmagnetisierung eben-falls bei ungefähr 50 kA/m liegt.

40


0 10 20

1

10

100

1000

10000

Inte

nsitä

t (ar

b.u.

)

Energie (keV)

Si (K )

Fe (K )

Abbildung 3.11: EDX-Spektrum der Probe MP-YIG-850deg-D hergestellt bei850 ◦C Annealing-Temperatur auf Si(100) nach Verfahren 2: Der intensitäts-reichste Peak ist der Kα-Linie der charakteristischen Röntgenstrahlung vonSilizium zuzuordnen. Eisen wurde in geringem Maÿe mittels seiner Fe-Kα-Linie detektiert, wohingegen für Yttrium die Intensität so gering ist, dass keineindeutiger Peak zu erkennen ist.

41


YIG-Dünnschichten

3.5 Variation der Menge des gesamten Lösungsmittelsund des Chelatbildners

Eine Veränderung der Lösungsmittelmenge und damit der Konzentration der Pre-kursoren führt zu unterschiedlich stark gesättigten Solen. So können verschiedeneSchichtdicken und Ober�ächenstrukturen erreicht werden. Aus einem höher gesät-tigten Sol könnte sich der Gel�lm durch die geringere Lösungsmittelmenge stärkerverdichten und im anschlieÿenden Brennprozess die Entstehung von YIG begüns-tigt werden. Des Weiteren wurden Veränderungen an der Menge des zugegebenenChelatbildners, der das Sol durch die Abschirmung von geladenen Ionen stabilhält, unternommen. Eine Verringerung der Menge des in dieser Arbeit verwendetenChelatbildners Eisessig könnte eine verstärkte Aneinanderlagerung der Teilchen unddadurch ebenso eine verstärkte Verdichtung des Gel�lms zur Folge haben.

Die Ergebnisse für die Resonanzmagnetfelder und Linienbreiten in der FMR fürdie hergestellten Proben bei Verfahren 2 und bei konstanten Schichtanzahlen sindin Abbildung 3.12 zusammengefasst. Es zeigt sich, dass die Resonanzlinienbreite umso kleiner ist, je höher die Lösungsmittelmenge und je höher die GAA-Menge ist.Die Linienbreite bei fünf und zehn Schichten in den Abbildungen (a) und (b) weisenähnliche Werte von ungefähr 22 mT auf. Jedoch ist für die gesamte GAA-Menge,eine noch geringere Linienbreite zu beobachten: 18, 06 mT (vgl. FMR-Spektrum derProbe MP-YIG-850deg-D in 3.10). Da bei den Proben aus Abbildung (c) lediglichdie Menge an GAA variiert wurde, entspricht ein 100%-iger Anteil an GAA geradeeinem Lösungsmittelverhältnis von Methanol : GAA = 5 : 2 wie nach [3] beschrieben.Die Beobachtungen der FMR können dahingehend erklärt werden, dass das Sol bei

einem niedrigeren Lösungsmittelanteil möglicherweise zu viskos ist, um sich gleich-mäÿig zu verteilen und sich dadurch innerhalb der Schicht inselartige Verdichtungeneiner Elementsorte bilden, was sich negativ auf die magnetischen Eigenschaften derSchicht auswirkt. Da der Chelatbildner die Funktion erfüllt, erste Vernetzungen imSol durch das Abschirmen von geladenen Metallionen zu bilden, könnte ein höhererAnteil im Lösungsmittel gerade dieser Inselbildung entgegenwirken.

Hinsichtlich der Ober�ächenstruktur ist nach Untersuchungen im Lichtmikroskopfestgestellt worden, dass bei niedrigerer Lösungmittelmenge die Ober�äche grobereStrukturierungen aufweist, da sich das Sol durch seine höhere Viskosität möglicher-weise nicht mehr so leicht auf der Ober�äche verteilen kann. In Abbildung 3.13 istdieser E�ekt zu beobachten.

Es ist eine umso gröÿere Massenzunahme ∆m der Schichten beobachtet worden,umso geringer die gesamte Lösungsmittelmenge ist. Dies könnte an einer daraus fol-

42

3.5 Variation der Menge des gesamten Lösungsmittels und des Chelatbildners

genden höheren Viskosität des Sols liegen, wodurch weniger Sol beim Spin-Coating-Verfahren weggeschleudert werden kann. Bei 40%-iger Gesamtlösungsmittelmengewurde z.B. eine Massenzunahme von 10, 1µg beobachtet, während bei 20%-iger Ge-samtlösungsmittelmenge ∆m = 19, 6µg ist. Letzter Wert führt unter der Annahme,es handle sich um YIG und bei einer Substratober�äche von 0, 5 cm · 0, 5 cm zu einerSchichtdicke von 151, 6 nm.

Tabelle 3.3: Variation des GAA-Anteils xGAA an der gesamten GAA-Menge(1 ml) und die hierbei gemessenen Massenzunahmen ∆m

xGAA ∆m (µg)

20 7, 4740 7, 7360 8, 180 7, 1

Mit Variation des GAA-Anteils xGAA an der gesamten GAA-Menge verändert sichdie Massenzunahme der Schicht kaum, wie in Tabelle 3.3 ersichtlich wird. Dies könntedadurch zu erklären sein, dass der Anteil von GAA (1 ml) an der Gesamtlösungs-mittelmenge (3, 5 ml) geringer als der von Methanol (2, 5 ml) ist. Bei eine 20%-igenMenge an GAA liegt z.B. eine Gesamtlösungsmittelmenge von 2, 7 ml vor, was dieViskosität des Sols nicht erheblich erhöht.

43


YIG-Dünnschichten

20 40 60 80 100

308310312314316318

1 Schicht

5 Schichten

xL (%)

Bre

s (m

T)

(a) 10 Schichten

20

25

30

35

B (m

T)20 40 60 80 100

314

316

318

320

322

xL (%)

Bre

s (m

T)

(b)

20

25

30

35

40

B (m

T)

20 40 60 80 100310

312

314

316

318

xGAA (%)

Bre

s (m

T)

(c)

15

20

25

30

35

40

B (m

T)

Abbildung 3.12: Darstellung der Resonanzmagnetfelder und ihrer Linienbreitenvon Proben hergestellt auf Si(100) nach Verfahren 2 (a) für zehn Schich-ten abhängig von der gesamten Lösungsmittelmenge. (b) für fünf Schichtenabhängig von der gesamten Lösungsmittelmenge. (c) für eine Schicht undunterschiedliche GAA-Mengen. xL und xGAA stellen die Anteile an der Ge-samtmenge des Lösungsmittels (3, 5 ml) und an der gesamten GAA-Menge(1 ml) dar. Es ist zu beobachten, dass die Resonanzlinienbreite um so kleinerist, je höher die Lösungsmittelmenge und je höher die GAA-Menge ist. Die Li-nienbreite bei fünf und zehn Schichten und 100%-iger Lösungsmittelmenge inAbb. (a) und (b) weisen ähnliche Werte von ungefähr 22 mT auf. Jedoch ist fürdie gesamte GAA-Menge, was der gesamten Lösungsmittelmenge entspricht,die Linienbreite minimal: 18, 06 mT.

44

3.5 Variation der Menge des gesamten Lösungsmittels und des Chelatbildners

Abbildung 3.13: Aufnahmen im Lichtmikroskop bei 100-facher Vergröÿerungvon Proben hergestellt auf Si(100) nach Verfahren 2 und (a) 100%-iger Lö-sungsmittelmenge (b) 40%-iger Lösungsmittelmenge (c) 20%-iger Lösungs-mittelmenge. Je geringer die Lösungsmittelmenge, desto grobereStrukturen weist die Ober�äche auf. Dies könnte an der gesteigerten Viskosi-tät des Sols liegen. Diese Aufnahmen wurden bei im Vergleich zu Verfahren1 bzw. 2 erhöhter Drehzahl und verkürzter Drehzeit (3000 rpm für 20 s und4500 rpm für 5 s) aufgenommen, weshalb im Gegensatz zu Abbildung 3.8 einezum Rand der Probe hin weisende Linienstruktur beobachtbar wird (Nähereszur Variation der Drehzahl und Drehzeit in Unterkapitel 3.7).

45


YIG-Dünnschichten

3.6 Veränderungen in der Schichtanzahl

Mit Verfahren 2 wurden neben veränderter Lösungsmittelmenge auch mehrereSchichten auf das Substrat aufgebracht, d. h. es wurde mehrmals hintereinander derSpin-Coating Prozess durchgeführt. Auf diese Weise könnte eine Kristallbildung inmittleren Schichten begünstigen werden, da sie durch die umliegenden Schichtenabgeschirmt werden und so die Gitterfehlanpassung ausgeglichen werden könnte.Hierbei wurde neben dem Substrat Si(100) auch YAG(111) verwendet, wodurchdurch dessen geringe Gitterfehlanpassung (vgl. Unterkapitel 3.3) die Kristallisationvon YIG verstärkt werden könnte. Auÿerdem könnte durch eine erhöhte Schichtan-zahl, womit eine Erhöhung der Schichtdicke einhergeht, in der EnergiedispersivenRöntgenspektroskopie die Eindringtiefe des Elektronenstahls bis ins Substrat ver-mieden werden, damit auf diese Weise mehr Yttrium und Eisen nachgewiesen werdenkann.

Zunächst sollen mittels FMR-Messungen die Auswirkungen einer Variation in derSchichtanzahl auf die magnetischen Eigenschaften der Schicht geklärt werden. InAbbildung 3.14 sind die Ergebnisse für die Resonanzmagnetfelder und Linienbreitenbei konstanter Lösungsmittelmenge dargestellt.Allgemein ist festzustellen, dass je geringer die Schichtanzahl ist, desto geringer

sind die Linienbreiten in der Ferromagnetischen Resonanz. Für YAG(111) und bei20%-iger Lösungsmittelmenge ist die kleinste Linienbreite 26, 37 mT bei einfacherSchicht zu beobachten (vgl. Abb. 3.14(c)). Bei Proben hergestellt auf Si(100) undbei 40%-iger Lösungsmittelmenge liegt die kleinste Linienbreite bei 25, 77 mT undeinfacher Schicht vor (vgl. Abb. 3.14(b)), wohingegen die insgesamt minimale Linien-breite in Abbildung 3.14(a) für einfache Schicht und gleichzeitig 100%-iger Lösungs-mittelmenge zu beobachten ist: 18, 06 mT. Dieses Ergebnis deckt sich mit dem ausvorherigem Unterkapitel 3.5. Daraus lässt sich schlussfolgern, dass die Linienbreiteum so kleiner ist, je gröÿer die Lösungsmittelmenge und je geringer die Schichtanzahlist.Die Tendenz zu gröÿeren Linienbreiten bei höheren Schichtanzahlen könnten

dadurch erklärt werden, dass sich bedingt durch teilweises Antrocknen des Solswährend den Beschichtungsvorgängen, Bereiche unterschiedlicher Gelverdichtungeninnerhalb der Schicht gebildet haben könnten. Aus Abbildung 3.14(a) und (c) wirdauÿerdem ersichtlich, dass sich im Vergleich zu 5 Schichten die Linienbreiten undResonanzmagnetfelder bei 10 Schichten wieder leicht bessern, woraus man folgernkönnte, dass bei noch gröÿerer Schichtanzahl dieser Trend fortgesetzt werden könnte.

Aus den gemessenen Massenzunahmen ∆m der Proben lässt sich schlieÿen, dasseine höhere Schichtanzahl eine höhere Massenzunahme bewirkt. So beträgt z.B.bei einer konstanten 20%-igen Lösungsmittelmenge auf Si(100) die Massenzunahme

46


für eine Schicht ∆m1 = 19, 6µg, für fünf Schichten ∆m5 = 17, 33µg und für zehnSchichten ∆m10 = 26, 73µg. Letztere ist die maximal erreichte Massenzunahme aufSi(100). Sie könnte auf eine Schichtdicke von 206, 8 nm schlieÿen lassen, wenn mandavon ausgeht es handle sich um eine YIG-Schicht.

Bei Messungen mittels Energiedispersiver Röntgenspektroskopie konnten analogzu den Ergebnissen in Unterkapitel 3.4 trotz erhöhter Massenzunahme der Schichtnur geringe Massenanteile bzw. atomare Anteile an Yttrium und Eisen im Vergleichzum Substrat detektiert werden. Dies liegt wahrscheinlich an der mehrere Mikro-meter groÿen Eindringtiefe des Elektronenstrahls, die auch die zuvor berechnetemaximale Schichtdicke von 206, 8 nm übersteigt.

Mit Hilfe von lichtmikroskopischen Untersuchungen konnte festgestellt werden,dass sich mit steigender Anzahl der aufgebrachten Schichten ein gleichmäÿigeresBild der Ober�äche ergibt. Der Grund hierfür könnte darin liegen, dass durch dasmehrfache Aufbringen von Schichten hintereinander Unebenheiten tiefer liegenderSchichten ausgeglichen werden könnten (vgl. Abb. 3.15).

47


YIG-Dünnschichten

0 5 10314

315

316

317

318

319

Schichtanzahl

Bre

s (m

T)

(a)

16

18

20

22

24

B (m

T)0 5 10

314316318320322324

YAG(111) x L = 20%

SchichtanzahlB

res (

mT)

(b)

24

26

28

B (m

T)

0 5 10300

302

304

306

Schichtanzahl

Bre

s (m

T)

(c)

25

30

35

40

Si(100) x L = 40%

B (m

T)

Si(100) x L = 100%

Abbildung 3.14: Darstellung der Resonanzmagnetfelder und ihrer Linienbreitenvon Proben hergestellt nach Verfahren 2 (a) bei 100%-iger Lösungsmittel-menge auf Si(100) (b) bei 40%-iger Lösungsmittelmenge auf Si(100) (c) bei20%-iger Lösungsmittelmenge auf YAG(111). Allgemein ist festzustellen, dassje geringer die Schichtanzahl ist, desto geringer sind die Linienbreiten. FürYAG(111) und bei 20%-iger Lösungsmittelmenge ist die kleinste Linienbrei-te 26, 37 mT bei einfacher Schicht zu beobachten. Bei Proben hergestellt aufSi(100) und bei 40%-iger Lösungsmittelmenge liegt die kleinste Linienbreitebei 25, 77 mT und einfacher Schicht vor, wohingegen bei 100%-iger Lösungs-mittelmenge die insgesamt minimale Linienbreite zu beobachten ist: 18, 06 mT.

48


Abbildung 3.15: Aufnahmen im Lichtmikroskop bei 100-facher Vergröÿerungvon Proben hergestellt auf Si(100) und 20%-iger Lösungsmittelmenge nachVerfahren 2 und (a) einer Schicht(b) fünf Schichten (c ) zehn Schichten.Mit steigender Anzahl der aufgebrachten Schichten ergibt sich eingleichmäÿigeres Bild der Ober�äche.

49


YIG-Dünnschichten

3.7 Variation der Parameter desDrehbeschichtungsverfahrens

Sowohl die Drehzahl als auch die Drehzeit beim Drehbeschichtungsverfahren (engl.Spin-Coating) wurden verändert, was sich in der Ober�ächenstruktur, der Massenzu-nahme und damit einhergehend in der Dicke der Schicht bemerkbar macht. In Tabelle3.4 sind die Massenzunahmen ∆m bei unterschiedlichen Drehzahlen n und Drehzei-ten tn aufgelistet. Dabei wurde der GAA-Anteil xGAA der gesamten GAA-Menge(1 ml) bei 60% bzw. 80% gehalten. Wie in Unterkapitel 3.5 beschrieben beein�ussteine Erhöhung der GAA-Menge die Massenzunahme nicht wesentlich.

Tabelle 3.4: Variation der Drehzahl n und der Drehzeit tn und die gemessenenMassenzunahmen ∆m bei einem GAA-Anteil xGAA der gesamten GAA-Menge(1 ml) von 60% und 80%.

n(rpm) (tn(s)) ∆m (µg) xGAA(%) Anmerkungen

1500(60) 8, 1 60 Verfahren 1 und 21500(60) 7, 1 80 Verfahren 1 und 23000(10) 6, 57 603000(20) 6, 37 603000(20), 4500(5) 7, 57 804500(10), 6000(5) 3, 2 60

Tendentiell wird durch eine erhöhte Drehzahl und verringerte Drehzeit die Mas-senzunahme verringert.Nach Verfahren 1 bzw. 2 (n = 1500 rpm bei tn = 60 s) liegt die beobachtete

Gewichtszunahme zwischen ∆m = 7, 1µg und ∆m = 8, 1µg. Mit einer mittlerenMassenzunahme von ∆m = 7, 6µg und unter der Annahme, es handle sich um einenYIG-Film, ergibt sich eine Schichtdicke von 58, 8 nm.

Eine Veränderung der Parameter beim Spin-Coating-Verfahren hat zudem Ein�ussauf die Ober�ächenstruktur. Untersuchungen mit dem Lichtmikroskop ergaben, dassim Vergleich zu Verfahren 1 bzw. 2 erhöhter Drehzahl z.B. bei 3000 rpm für 20 sdurch die auf das Sol wirkende gröÿere Fliehkraft eindeutige zum Rand der Probehin gerichtete Linien entstanden sind, die vermutlich unterschiedliche Dicke aufwei-sen. Wird gleichzeitig noch die Lösungsmittelmenge verringert, verstärkt sich dieserE�ekt (vgl. Abbildung 3.13), was vermutlich darauf zurückzuführen ist, dass die Lö-sung bei geringerer Lösungsmittelmenge eine erhöhte Viskosität aufweist. Aus demVergleich mit den Abbildungen 3.7 und 3.8 erkennt man, dass die Anwendung der

50

3.7 Variation der Parameter des Drehbeschichtungsverfahrens

Parameter beim Spin-Coating-Prozess nach Verfahren 1 bzw. 2 eine gleichmäÿigereOber�ächenstruktur liefert.

51

Kapitel 4

Zusammenfassung und Ausblick

Vorliegender Arbeit widmete sich der Herstellung von Yttrium-Eisengranat(YIG)-Dünnschichten mittels Sol-Gel-Prozess und der Charakterisierung der Ein�üsse vonverschiedenen Herstellungsparametern auf die Eigenschaften der Dünnschichten.Dabei wurden magnetische Eigenschaften untersucht, die Schichtdicke ermittelt,eine Analyse der Ober�ächenstruktur vorgenommen sowie eine Bestimmung desMaterials der Schicht versucht.

Magnetische Eigenschaften können durch Veränderungen am Trocknungs- undBrennverfahren, am Substrat, an der Gesamtlösungsmittelmenge oder der Menge anChelatbildner und auch durch verschiedene Schichtanzahlen beein�usst werden. ZurMessung der magnetischen Eigenschaften der Dünnschichten kam die Methode derferromagnetischen Resonanz (FMR) zum Einsatz. Dabei wurden die Sättigungsma-gnetisierung und die Dämpfung über die Messung der Resonanzmagnetfelder und Li-nienbreiten charakterisiert und als Gütefaktor für YIG-Schichten ermittelt. Aufgrundmangelnder Messzeit wurde nur in in-plane-Orientierung gemessen, weshalb die er-haltenen Werte für die Sättigungsmagnetisierung lediglich als grobe Abschätzung zuverstehen sind. Dies liegt zum Einen daran, dass eventuell vorhandene Kristallani-sotropie vernachlässigt wurde und zum Anderen daran, dass durch eine ungenaueJustierung der Probe im externen Magnetfeld die Sättigungsmagnetisierung syste-matisch unterschätzt wird. Auch die Linienbreite ist von der Orientierung abhängig,dieses ist jedoch bei der momentanen Qualität der Filme vernachlässigbar.Bei der Variation der Brenn(engl. Annealing)-Temperatur wurden auf dem Sub-

strat Yttrium-Aluminiumgranat, YAG(111), insgesamt geringere Linienbreiten alsauf Gadolinium-Gallium-Granat, GGG(111), beobachtet. Für YAG(111) beträgt diegeringste gemessene Linienbreite 20, 05 mT bei 900 ◦C Annealing-Temperatur, wo-hingegen sie bei 700 ◦C Annealing-Temperatur auf GGG(111) bei 33, 66 mT liegt.Die z.B. mittels PLD-Verfahren hergestellten Proben erreichen Linienbreiten von0, 78 mT [20], was mit dem Sol-Gel-Prozess noch erreicht werden will.Eine Veränderung des Trocknungsprozesses von Verfahren 1, das an das von

Y.Öztürk et al. [3] beschriebene angelehnt ist (zehnminütige Trocknungsphase bei300 ◦C mit anschlieÿendem zweistündigen Annealing bei 850 ◦C) hin zu Verfahren 2

53

Kapitel 4 Zusammenfassung und Ausblick

(Temperaturen und Zeiten wie in Verfahren 1 mit zusätzlichen halbstündigen Trock-nungszeiten vor und zwischen der Trocknungs-und Brennphase im Ofen und direk-tes Einbringen der Probe in vorgeheizten Ofen) erwies sich als positiv hinsichtlichder Linienbreiten auf Si(100). Von 24, 47 mT (Verfahren 1) konnte sie auf 18, 06 mT(Verfahren 2) verringert werden. Beide Male konnte die Sättigungsmagnetisierungaus den gemessenen in-plane-Resonanzmagnetfeldern zu ungefähr 50 kA/m bestimmtwerden.Y.Öztürk et al. [3] erreichten auf Si(100) für 800 ◦C, 900 ◦C und 1000 ◦C Annealing-

Temperaturen Sättigungsmagnetisierungen von 33 kA/m, 51 kA/m und 78 kA/m. M.Erol et al. [7] dagegen konnten bei einer Annealing-Temperatur von 800 ◦C eineSättigungsmagnetisierung von nur 2 kA/m feststellen. Ftema W. Aldbea et al. [15]haben mit Anwendung von Annealing-Temperaturen im Bereich 700 ◦C - 1000 ◦Cdie gröÿte Sättigungsmagnetisierung bei 1000 ◦C Annealing-Temperatur gemessen.Diese beträgt 104 kA/m.Die Magnetischen Eigenschaften der Schichten konnten ebenfalls durch veränderte

Mengen des Gesamtlösungsmittels und des Chelatbildners sowie durch unterschiedli-che Schichtanzahlen beein�usst werden. Die Linienbreite ist umso geringer, je höherder Anteil des Chelatbildners am Gesamtlösungsmittel, je höher die Lösungsmittel-menge und je geringer die Schichtanzahl ist.

Eine Beein�ussung der Schichtdicke erreicht man durch die Variation der Schich-tanzahl, der gesamten Lösungsmittelmenge und durch Veränderung der Parameterbeim angewandten Beschichtungsverfahren. Mittels optischer Methoden konnte beieiner nach Verfahren 1, das an das von Y.Öztürk et al. [3] beschriebene Verfahrenangelehnt ist, hergestellten Probe eine ungefähre Schichtdicke von 140 nm festgestelltwerden. Y.Öztürk et al. [3] hingegen ermittelten eine Schichtdicke von 300 nm. DieSchichtdicke kann ebenso rechnerisch unter der Annahme einer homogen verteiltenYIG-Schicht aus der Massenzunahme ermittelt werden. Bei einer nach Verfahren 1hergestellten Probe wurde auf diese Weise die Schichtdicke zu 54 nm bestimmt. Eswurde festgestellt, dass die Massenzunahme der Proben umso höher ist, je höher dieSchichtanzahl und je geringer die Lösungsmittelmenge ist. Die gröÿte Massenzunah-me auf Si(100) konnte bei 20%-igem Anteil der Gesamtlösungsmittelmenge und zehnaufgebrachten Schichten beobachtet werden, wodurch auf eine mutmaÿliche Schicht-dicke von 206, 8 nm geschlossen werden konnte. Eine geringere Massenzunahme warerwartungsgemäÿ bei erhöhter Drehzahl und geringerer Drehzeit beobachtbar.

Die mittels Lichtmikroskop und Rasterelektronemikroskop untersuchte Ober�ä-chenstruktur der hergestellten Schichten konnte durch veränderte Parameter beimDrehbeschichtungsverfahren, durch die Gesamtlösungsmittelmenge und die Schich-tanzahl beein�usst werden. Bei Anwendung von Verfahren 1 (1500 rpm für 60 s) isteine gleichmäÿig strukturierte Ober�äche zu beobachten, die kleinere Defekte und

54

gröÿere schattenartige helle Flecken aufweist, ähnlich wie von Y.Öztürk et al. [3]festgestellt. Bei höheren Drehzahlen und geringeren Drehzeiten als in Verfahren 1 istdurch die auf das Sol stärker einwirkende Fliehkraft eine eindeutige Linienstrukturmit unterschiedlichem Dickenpro�l zu sehen. Dieser E�ekt wird durch einen Anstiegin der Viskosität hervorgerufen durch eine verringerte Gesamtlösungsmittelmengenoch deutlicher sichtbar. Bringt man jedoch mehrere Schichten hintereinander aufdas Substrat auf, so gleichen sich diese Unebenheiten wieder aus.

Zur Feststellung des Materials der hergestellten Schichten wurden röntgendi�rak-tometrische (XRD) und energiedispersive röntgenspektroskopische (EDX) Untersu-chungen angewandt.Mittels EDX konnten Yttrium und Eisen in im Vergleich zum Substrat nur gerin-

gem Maÿe festgestellt werden. Da eine höhere Beschleunigungsspannung auch einehöhere Eindringtiefe mit sich bringt, könnte zur weiteren Untersuchung eine längereMessung bei geringstmöglicher Spannung durchgeführt werden.In den mittels Röntgendi�raktometrie aufgenommenen Spektren wurden lediglich

diejenigen Intensitätsmaxima beobachtet, die auf das Substrat zurückzuführen sind.Dies deutet darauf hin, dass es sich bei der hergestellten Schicht um eine amorpheund keine kristalline magnetische Schicht handelt. Sowohl Ftema W. Aldbea etal. [15] als auch M. Erol et al. [7] und V. V. Abramova et al. [16] konnten imröntgendi�raktometrischen Spektrum neben den Oxiden Fe

2O3und FeYO

3auch

kristallines YIG nachweisen. Y.Öztürk et al. [3] detektierten zusätzlich noch durcheine Substrat-Filmwechselwirkung entstandene Yttrium-Silikat-Phasen.

Um eine Kristallisation zu erreichen, könnte man bei Verfahren 2 die Trocknung-stemperatur von 300 ◦C auf 400 − 500 ◦C erhöhen, da ab 400 ◦C die Oxide Fe

2O3

und FeYO3enstehen, die sich bei anschlieÿendem Annealing in Y

3Fe

5O12

umwan-deln. Dabei könnte gleichzeitig die Zeit der Trocknungsphase erhöht werden, damitdie Bildung von YIG begünstigt wird.Innerhalb der Trocknungsphase soll sich das Gel durch Kondensationsreaktionen

bilden und sich bei gleichzeitigem Entfernen von organischen Restbestandteilen derLösung verdichten. Die Kondensationsreaktionen könnten schon direkt nach der Her-stellung des Sols einerseits durch die Zugabe von mehr Säure oder andererseits durchErhitzen und anschlieÿendes Abkühlen des Sols wie bei [15] erreicht werden. Dadurchkönnte möglicherweise die Bildung eines gleichmäÿigen dreidimensionalen Gelnetz-werks verstärkt werden.Man könnte auch noch mehr Gesamtlösungsmittel und einen höheren Anteil an

Chelatbildner als die in [3] angegebenen Mengen verwenden, da damit die Linienbrei-te bzw. die Dämpfung der Magnetisierung noch weiter verringert werden könnte (vgl.Kapitel 3.5). Des Weiteren besteht die Möglichkeit auf dem Substrat YAG(111) undSi(100) mehr als 10 Schichten aufzubringen, da sich im Vergleich zu fünf Schichten

55

Kapitel 4 Zusammenfassung und Ausblick

eine Verringerung der Dämpfung eingestellt hat und die Sättigungsmagnetisierungebenso gesteigert wurde (vgl. Kapitel 3.6).Schlieÿlich könnte das schon durchgeführte Verfahren des Aufbringens von mehre-

ren Schichten erweitert werden, indem man zusätzlich jede aufgebrachte Schicht demTrocknungsprozess unterzieht, bevor die nächste Schicht aufgebracht wird. Durch diewährend der Trocknungsphase statt�ndende Verdichtung des Gelnetzwerks könnteein besseres Anschlieÿen des Netzwerks der darüberliegenden Schicht gewährleistetwerden, wodurch die Bildung kristallinen YIGs begünstigt werden könnte.

56

Literaturverzeichnis

[1] Gross, R. und A. Marx: Festkörperphysik. Oldenbourg WissenschaftsverlagGmbH, 1. Auflage, 2012.

[2] K. Uchida et al.: Spin Seebeck insulator. Nat. Mater., 9:894�897, 2010.

[3] Öztürk, Y., M. Erol, E. Celik, Ö. Mermer, G. Kahraman und I. Av-gin: Structural and magnetic properties of cerium-doped yttrium-iron garnetthin �lms prepared on di�erent substrates using the sol-gel process. Materialsand Technology, 47(1):59�62, 2013.

[4] Schade, F.: Fabrication an characterization of Y3Fe

5O12|Pt|Y

3Fe

5O12

tri-layers for spin current based experiments. Bachelorarbeit, Technische Universi-tät München, 2013.

[5] Janiak, C., H.-J. Meyer ADD D. Gudat, C. Janiak und R. Alsfasser:Riedel Moderne anorganische Chemie. Walter de Gruyter GmbH und Co. KG,4. Auflage, 2012.

[6] Coey, J. M. D.: Magnetism and magnetic materials. Cambridge UniversityPress, 1. Auflage, 2009.

[7] Erol, M., Y. Öztürk, I. Avgin und E. Celik: Production, characterizati-on and magnetic properties of Bismuth-substituted Yttrium iron Garnet layersprepared by sol-gel process. J. Phys.: Conference Series, 153:1�7, 2009.

[8] Brandlmaier, A.: Electric-�eld control of magnetization in multifunctionalhybrid devices. Doktorarbeit, Technische Universiät München, 2011.

[9] Czeschka, F. D.: Spin currents in metallic nanostructures. Doktorarbeit,Technische Universiät München, 2011.

[10] Poole, C. P.: Electron spin resonance. Dover Publications, 2. Auflage, 1996.

[11] Lindner, J.: Ferromagnetische Resonanz an ultradünnen magnetischenEinfach- und Mehrfachlagen der 3d Übergangsmetalle � Statik und Dynamik.Doktorarbeit, Freie Universität Berlin, 2002.

57

Literaturverzeichnis

[12] B. Heinrich, J. Bland: Ultrathin Magnetic Stucture II. Springer, 2. Auflage,2005.

[13] Brandlmaier, A.:Magnetische Anisotropie in dünnen Schichten aus Magnetit.Technische Universiät München, 2006.

[14] Körner, T.: Integration magnetooptisch aktiver Granate auf Nicht-Granat-Substraten. Doktorarbeit, Universität Augsburg, 2008.

[15] Ftema W. Aldbea et al.: Annealing e�ects on the physical and magnetical pro-perties of Tb1,5Y1,5Fe5O12 �lms nanoparticles prepared by sol-gel-method. Mater.Sci. Forum, 756:91�98, 2013.

[16] Abramova, V. V., A. Slesarev und A. Sinitskii: Synthesis of high-qualityinverse opals based on magnetic complex oxides: yttrium iron garnet and bismuthferrite. J. Mater. Chem. C, 1:2975�2982, 2013.

[17] Öztürk, Y., I. Avgin, M. Erol und E. Celik: Advances in Nanoscale Ma-gnetism. Springer Proceedings in Physics, Vol. 122, 2009.

[18] Sakka, S.: Handbook of sol-gel science and technology: processing, characte-rization and applications - vol. 3: Applications of sol-gel technology. KluwerAcademic Publishers, 1. Auflage, 2005.

[19] Zhang, X-W.: Fabrication of crystalline bismuth-substituted yttrium iron gar-net nano�bers via sol�gel and calcination-assisted electrospinning. J. Cryst.Growth, 310:3235, 2008.

[20] Wagner, M. S.: Epitaktisches Wachstum dünner, ferromagnetischer Schich-ten aus Y

3Fe

5O12

mittels gepulster Laserdeposition. Bachelorarbeit, TechnischeUniversität München, 2011.

58

Danksagung

Abschlieÿend möchte ich mich bei allen herzlich bedanken, die mich während mei-ner Tätigkeit am Walther-Meissner-Institut für Tieftemperaturforschung und bei derAnfertigung dieser Arbeit unterstützt haben.Ich danke Prof. Dr. Rudolf Gross, der mir die Möglichkeit gab, meine Bachelor-

Arbeit am Walther-Meissner-Institut für Tieftemperaturforschung zu schreiben.Besonderen Dank gilt Dr. Sebastian T. B. Goennenwein, der mich in der

Magnetiker-Gruppe willkommen geheiÿen hat und mir Unterstützung und wertvolleAnregungen gab.Ich möchte mich besonders bei Johannes Lotze bedanken, der mich während meiner

Tätigkeit jederzeit unterstützte und sich bereitwillig Zeit nahm für Fragen jedwegerArt.Des Weiteren bedanke ich mich bei Matthias Pernpeintner, Dr. Stephan Geprägs

und Karen Helm-Kapp, die mir bei der Anwendung von verschiedenen Untersu-chungsmethoden geholfen haben.Schlieÿlich möchte ich mich bei der ganzen Magnetiker-Gruppe für die tolle Ar-

beitsatmosphäre bedanken.

59

Yttrium iron garnet (YIG) thin films via metal-organic …...Seite 1 von 1 echnischeT Universität...

Documents

Transcript of Yttrium iron garnet (YIG) thin films via metal-organic …...Seite 1 von 1 echnischeT Universität...