Содержание к диссертации
Введение
1. Литературный обзор 10
1.1 Нанокомпозиты металл-диэлектрик 10
1.1.1 Методы получения .10
1.1.2 Структура композитов металл-диэлектрик 15
1.2 Электрические свойства нанокомпозитов металл- диэлектрик 20
1.2.1 Теория перколяции 20
1.2.2 Механизмы проводимости в нанокомпозитах металл-диэлектрик 26
1.2.2.1 Электронные состояния в некристаллических полупроводниках и диэлектриках 26
1.2.2.2 Механизм прыжковой проводимости 29
1.2.2.3 Температурные зависимости проводимости и число локализованных состояний в матрице 36
1.2.3. Экспериментальные данные по исследованию температурных зависимостей электросопротивления в аморфных нанокомпозитах 39
2. Образцы и методика эксперимента 44
2.1 Получение образцов 44
2.2 Методика измерения электросопротивления аморфных нанокомпозитов 49
2.3 Погрешности измерения электрического
сопротивления 53
3. Результаты эксперимента и их обсуждение 55
3.1 Структура нанокомпозитов металл-диэлектрик 55
3.2 Концентрационные зависимости удельного электрического сопротивления 57
3.3 Температурные зависимости удельного электрического сопротивления композитов металл-диэлектрик с гранулами из FeCoZr 61
3.4 Температурные зависимости проводимости композитов в области 78 К -300 К 66
Основные результаты и выводы 82
Список использованных источников 84
- Структура композитов металл-диэлектрик
- Температурные зависимости проводимости и число локализованных состояний в матрице
- Методика измерения электросопротивления аморфных нанокомпозитов
- Концентрационные зависимости удельного электрического сопротивления
Введение к работе
Актуальность темы
Одним из перспективных направлений в развитии физики конденсированного состояния является исследование композиционных наномате-риалов металл-диэлектрик. Это связано как с научной точки зрения, так и с широкими возможностями практического применением таких систем. Научный интерес к нанокомпозитам обусловлен тем, что малый размер частиц приводит к появлению уникальных физических, химических и других свойств, которые не получили достаточно убедительной физической трактовки. В частности, гранулированные композиты ферромагнитных наночастиц в диэлектрической матрице обладают рядом физических свойств, отличающих пх от обычных материалов: гигантским магнито-сопротивлением, хорошей поглощающей способностью электромагнитного излучения в СВЧ - диапазоне, возможностью изменения величины удельного электрического сопротивления в широких пределах и др.
Практический интерес к нанокомпозитам обусловлен перспективами применения их при разработке защитных покрытий от электромагнитного излучения, при использовании в высокоомных резисторах и для других целей. В последние годы для создания головок магнитной записи широко используются аморфные магнитно-мягкие сплавы на основе железа и кобальта. Введение таких сплавов в диэлектрическую матрицу расширяет частотный диапазон таких устройств.
Большинство аномалий физических свойств наблюдается в композитах с концентрацией металлической фазы вблизи порога перколяции, когда металлические наночастицы формируют проводящую кластерную структуру в диэлектрической матрице. Поэтому получение и исследование электрических свойств аморфных нанокомпозитов на основе ферромагнитных сплавов в диэлектрической матрице является одной из интересных и актуальных задач физики конденсированного состояния, так как позволяют установить влияние условий получения при конденсации из паровой фазы на механизмы электрической проводимости и получить дополнительную информацию о строении твердых тел с неупорядоченной структурой.
Тематика данной диссертации соответствует "Перечню приоритетных направлений фундаментальных исследований", утвержденных Президиумом РАН (раздел 1.2 — «Физика конденсированных сред», подраздел 1.2.5 -"Физика твердотельных наноструктур, мезоскопика"). Работа является частью комплексных исследований, проводимых на кафедре физики твердого тела Воронежского государственного технического университета по госбюджетным НИР ГБ 2001.23 "Синтез, структура и.физические свойства перспективных материалов электронной техники и ГБ 1.4.03 «Природа электронного транспорта в твердотельных гетероструктурах с различной размерностью».
БИБЛИОТЕКА 1 СПе«Р$Рг ,.-J \
0> iwf-ffjj
Цель и задачи исследования
Экспериментально исследовать влияние состава, структуры, условий получения и термообработки композитов на основе аморфных магнитно-мягких сплавов Cc>4sFe45Zrio в матрице из БЮг и АІ2О3 на механизмы электропроводности в широком интервале концентраций и температур.
Для достижения указанной цели были сформулированы следующие задачи:
изучить механизмы электропроводности композитов
(Co45Fe45Zr10)x(Si02)ioo-x и (Co45Fe45Zrio)x(AI203)ioo-x в широком диапазоне температур и концентраций;
определить термическую устойчивость аморфного состояния исследуемых композитов;
исследовать влияние термической обработки на электрические свойства композитов и среднее число локализованных состояний между гранулами в диэлектрической матрице. Научная новизна В работе:
1. Изучена термическая устойчивость наноструктуры гранулированных
композитов (Co45Fe45Zrio)x(Si02)ioooi n(Co4sFe4sZrio)x(Al203)too-x- Показано, что
процесс кристаллизации аморфной структуры наблюдается в области
температур Тх « 873 К дця композитов (Co45Fe4sZri[))x(Si02)ioo-x и Т* « 923 К -
ДЛЯ (C045Fe45Zr,o)x(Al203)ioo-x-
Исследованы механизмы переноса заряда в композитах в области температур 78 — 300 К. Установлено, что при содержании металлической фазы X < 43 ат. % для композитов (Co4jFe45Zr]o)x(SiC>2)ioo-x и X < 41 ат. % для композитов (Co45Fe45Zrjo)x(Al203)ioo-x в области низких температур (77 - 190 К) доминирующим механизмом переноса заряда является прыжковый механизм проводимости с переменной длиной прыжка по локализованным состояниям вблизи уровня Ферми. Дальнейшее повышение температуры сопровождается сменой механизма проводимости от закона Мотта: 1п(<т) ее (1/Т) к зависимости, в которой 1п(а) ос (1/Т) .
Используя модель неупругого резонансного туннелирования через цепочку локализованных состояний диэлектрической матрицы, найдено среднее число локализованных состояний между металлическими гранулами, участвующих в процессе переноса заряда для композитов (Co4sFe45Zr]o)x(Si02)ioo-x и (Co45Fe4jZri0)x(Al2O3Wx- Установлено, что с увеличением доли металлической фазы в составе композиции среднее число локализованных состояний уменьшается.
4. Впервые изучено изменение среднего числа локализованных
состояний после изотермического отжига. Показано, что термическая
обработка исследованных композитов приводит к уменьшению среднего
числа локализованных состояний.
Практическая значимость работы
Получены новые гранулированные аморфные нанокомпозиты, которые обладают высоким значением гигантского магнитосопротивления, что может быть использовано при разработке датчиков магнитного поля, считывающих магнитных головок и других магнитных устройств твердотельной электроники.
Исследования электрических свойств показали, что изменением состава, условий напыления и последующей термической обработки можно управлять величиной удельного электрического сопротивления композитов в широких пределах и использовать полученные композиты в качестве высокоомных резистивных покрытий. Нанокомпозиты вблизи порога перколяции имеют низкий температурный коэффициент удельного электрического сопротивления.
Основные результаты и положения, выносимые на зашиту 1.В области темпе рТяг$75>К ля ком (o4Fe&ZBfo)x(Si2)i8o_xH Тх *= 923 К - для (Co4sFe4iZr10):i(Al2O3)iW).x происходит кристаллизация аморфной структуры, приводящая к изменению величины электрического сопротивления.
2. Основными механизмами проводимости в области низких температур для
гранулированныхкомпозитов (Co4sFe45Zij0)x(Si02)ioo-x и
(Co45Fe45Zrjo)x(Al203)ioo-x являются неупругое резонансное туннели-
рование и прыжковый механизм переноса заряда с переменной длиной
прыжка по локализованным состояниям в диэлектрической матрице.
3. Термическая обработка композитов, расположенных до порога
протекания, сопровождается ростом величины удельного электрического
сопротивления и снижением среднего числа локализованных состояний в
диэлектрической матрице между металлическими гранулами.
4. Модель изменения среднего числа локализованных состояний в
диэлектрической матрице, связанная с распадом дефектов аморфной
структуры на простые и миграцией последних к границе раздела гранула-
матрица.
Апробация работы Основные положения и научные результаты диссертационной работы докладывались и обсуждались на научных семинарах кафедры физики твердого тела Воронежского государственного технического университета, а также на международной школе - семинаре «Нелинейные процессы и проблемы самоорганизации в современном материаловедении» (Воронеж, 2000 г.); на международной школе - семинаре «Нелинейные процессы в дизайне материалов» (Воронеж, 2002 г.); на XVIII международной школе - семинаре «Новые магнитные материалы микроэлектроники» (Москва, 2002 г.); на Международной конференции «Moscow international symposium on magnetism MISM'2002» (Москва, 2002 г.); на IV Международной научно-технической конференции «Электроника и информатика 2002» (Зеленоград, 2002 г.); на 5-
ой научной молодежной школе «Микро- и наносистемная техника» (Санкт-Петербург, 2002 г.).
Публикации
По теме диссертации опубликовано 3 научные статьи и 6 тезисов докладов на российских и международных конференциях.
Личный вклад автора
Автором выполнены все измерения удельного электрического сопротивления полученных композитов от состава и температуры. Им проведена обработка экспериментальных результатов средствами вычислительной техники. Автор также принимал участие в разработке программного обеспечения для измерения температурных зависимостей электрической проводимости, участвовал в обсуждении результатов эксперимента и подготовке научных публикаций для печати.
Структура композитов металл-диэлектрик
Исследованию структуры композитов на основе металлов и металлических сплавов посвящено большое количество работ. Согласно существующим публикациям композиционные материалы металл-диэлектрик представляют собой гранулированную структуру металлических частиц нанометрового размера в диэлектрической матрице. В работе [19] методами электронной микроскопии и рентгеновской дифракции исследована структура гранулированного композита Co-Al-O, который был получен методом реактивного распыления пяти различных мишеней Союо-xAlx (х = 10 - 40) в атмосфере Лг + (. Установлено, что средний размер гранул Со находится в области 2-4 нм, которые образуют между собой сетку в матрице АІ-0. Результаты рентгеновской дифракции представлены на рисунке .
Авторами [21] с помощью электронного микроскопа с высокой разрешающей способностью (HRTEM), была изучена структура гранулированной пленки (Fe0.65Coo.35)84.4Zr3.60i2, которая получена методом реактивного магнетронного распыления мишени (Feo.65Co0.35)ioo-xZrx на водоохлаждаемую стеклянную подложку в атмосфере аргона и кислорода. По структуре композит представляет собой гетерогенную систему магнитно-мягкого металлического сплава, растворенного в аморфной матрице из оксида циркония. На микрофотографии композита (рис. 3) видны аморфные включения окиси циркония (светлые области), которые, как предполагается, препятствуют росту металлических гранул в данном композите.
В [22] исследовано влияние изотермического отжига на структуру гранулированного нанокомпозита СохСюо-х, который был получен магнетронным распылением составной мишени в среде Аг. Мишень была изготовлена из Со с графитовыми навесками, изменение числа которых позволяло варьировать соотношение фаз в составе композита.
Образцы представляли собой пленки толщиной около 120 нм, напыленные на кристалл NaCl; отжиг проводился в вакууме при давлении не хуже 10 4 Па. На рис. 4 представлены электронограммы и микрофотографии гранулированной пленки Со3оС7о после изотермических отжигов, при температурах 300, 350, 400 и 450 С соответственно. С увеличением температуры отжига виден заметный рост гранул Со с 2 нм (рис.4а) до 6 нм (рис.4ё), причем при температуре 425 С происходит кристаллизация аморфной фазы Со и графитизация карбоновой матрицы. На электронограмме рис.4ё наблюдаются два галло: внутреннее соответствует графиту, а внешнее - Со.
В последнее время особый интерес представляют собой многослойные нанокомпозиты диэлектрик - металл - диэлектрик, который в частности, обусловлен высокими значениями гигантского магнитосопротивления (GMR) в таких системах. Так в работе [23] исследована структура многослойного композита Co/Si, полученого раздельным магнетронным распылением Со и Si на водоохлаждаемую кремниевую подложку.
Микрофотографии и электронограммы гранулированной пленки С030С70 после изотермических отжигов: а) 300 С, Ь) 350 С, с) 400 С, d) 450 С Электронно-микроскопическим анализом установлено, что толщина слоев Со составляла 2.2 нм и по своей структуре они аморфны. Высокая энергия атомов Со при распылении позволяла им диффундировать в глубь слоя Si, тем самым, создавая анизотропные границы между слоями.
Из анализа литературных данных можно утверждать, что гранулированная структура композитов металл-диэлектрик является закономерной для систем с ограниченной растворимостью компонентов. Форма и размер гранул большей частью зависит от методов получения, состава фаз и зачастую определяет физические свойства нанокомпозитов. В случае образования химических соединений отдельными компонентами для формирования гранулированной структуры применяют раздельное распыление фаз. 1.2 Электрические свойства нанокомпозитов металл - диэлектрик 1.2.1 Теория перколяции
Наиболее важной областью применения теории перколяции (протекания) является физика неупорядоченных систем. Данная теория применяется для описания электронного переноса в сложных гетерогенных структурах.
Классическими задачами теории протекания являются решеточные задачи связей и узлов [24]. Если рассмотреть пространственную решетку и допустить, что некоторая жидкость может протекать от одного узла к другому по трубам, которые мы будем называть связями, то можно сказать, что с помощью этих связей каждый смоченный узел смачивает своих соседей. Очевидно, что один смоченный атом обязательно смачивает всю решетку.
Температурные зависимости проводимости и число локализованных состояний в матрице
Для получения соотношения (22) была привлечена теоретическая модель неупругого туннелирования через аморфные слои [44,45]. Согласно ей наблюдаемые экспериментальные температурные зависимости проводимости объясняются резонансным туннелированием через цепочку локализованных состояний в аморфном слое между туннельными контактами. В силу достаточно большого количества атомов в грануле (N 1000) данная теоретическая модель может быть применима для определения характера электронного транспорта между металлическими частицами в гранулированных структурах. Этому способствует также то, что кулоновская энергия между гранулами может приводить к формированию квазистабильных одномерных каналов проводимости. Данная модель была использована для объяснения температурных зависимостей одноэлектроиного транзистора в условиях кулоновской блокады. Источниками локализованных состояний являются дефекты структуры матрицы и границ раздела гранула / матрица. Наличие этих состояний приводит к резкому возрастанию туннельной прозрачности барьера. Согласно модели выделенную роль в механизме проводимости играют процессы неупругого резонансного туннелирования в каналах, содержащих локализованные состояния вблизи уровня Ферми с разбросом энергий порядка кТ.
При определенных радиусах локализованного состояния а и расстояниях между гранулами /, попадающих в область значений вблизи gal2T « 1, в первом приближении степенного разложения по 1/Т в (26) а рг) имеет вид температурной зависимости (22) с а = 1/2. К аналогичным следствиям можно придти при рассмотрении модели прыжковой проводимости в контактах металл - полупроводник - металл.
Увеличение расстояния между гранулами ведет к увеличению количества каналов и числа примесей в каналах. При п - оо суммарная проводимость по всем каналам переходит от режима резонансного туннелирования к режиму прыжковой проводимости, определяемому законом Мотта, имеющего вид соотношения (22) с а = 1/4,
Если концентрация металлической фазы композита находится за порогом перколяции и металлические гранулы контактируют, то возникает металлическая проводимость. В этом случае зависимость проводимости от температуры композиционного материала определяется температурной зависимостью проводимости металлического компонента композиции [48-52]. Изучению электрических свойств аморфного металлического сплава FexCoss-xBis, используемого для создания аморфных нанокомпозиций металл-диэлектрик посвящена работа [52]. В ней приводятся данные по температурным зависимостям удельного электрического сопротивления аморфного сплава FexCoss-xBis- Установлено, что данный аморфный сплав имеет температуру кристаллизации в интервале от 600 К до 700 К при изменении величины X от 85 до 0 об. %. При X = 21..64 об % процесс кристаллизации аморфной фазы носит двухстадийный характер, что для состава Х= 35 об. % представлено на рис. 11.
Началу первой стадии кристаллизации соответствует температура Ттлх. Началу второй стадии температура Т тах2. Изменение относительного удельного электрического сопротивления данного аморфного сплава при кристаллизации составляет 70 %.
В работе [54] была исследована проводимость гранулированной пленки Fe -ЛІ2О3, которая была получена совместным распылением Fe и АЬОз на кремниевую подложку. На рис. 12а представлена температурная зависимость электрического сопротивления для состава х=0.41 металлического компонента, из которой видно увеличение электросопротивления с уменьшением температуры. Такие зависимости говорят о наличии активационной проводимости, связанной с прыжками электронов по локализованным состояниям (рис.126). Прыжковая проводимость с переменной длиной прыжка является типичным механизмом переноса заряда во многих системах [54- 61].
В [62] были исследованы пленки, полученные совместным напылением металлов (Ni, Pt, Ли) и диэлектриков (S1O2, Al2Oj), в которых объемная доля металла составляла от 1 до 0.05, а размер металлических частиц был меньше 10 нм.
Таким образом, если концентрация металлической фазы композита находится до порога перколяции, то проводимость осуществляется туннелированием электронов между металлическими гранулами или прыжками электронов по локализованным состояниям вблизи уровня Ферми.
При рассмотрении электрических свойств композиций с концентрацией диэлектрика до порога перколяции логично рассматривать не только композиционные сплавы, но и аморфные полупроводники, и диэлектрики, используемые для создания композиций. Так, например, SiOx - типичный представитель аморфных диэлектриков, наиболее часто используемых для изготовления керметных пленок. По мнению авторов [30], проводимость в SiOx обусловлена прыжками носителей по глубоким локализованным состояниям.
Методика измерения электросопротивления аморфных нанокомпозитов
В ходе проведенной экспериментальной работы было измерено удельное электрическое сопротивление полученных образцов при комнатной температуре, а также исследована зависимость электрической проводимости композитов от температуры в интервале 77-1100 К исходных образцов и после серии изотермических отжигов в интервале температур 300 - 827 К.
Для измерения удельного электрического сопротивления на постоянном токе использовалась схема, приведенная на рис. 16, с омическими контактами, расположенными на торцевых гранях образца. Выбор схемы, приведенной на рис. 16, обусловлен тем, что она позволяет с малой погрешностью измерять удельное электрическое сопротивление образцов до величины 1 Ю40м м [71]. На торцевые стороны образца 1, расположенного на ситалловой подложке 2, нанесены металлизированные омические контакты 3. Питание схемы осуществляется от источника постоянного тока 5 через реостат 4 и амперметр 6 (вольтметр В7 -23 с блоком измерения токов). Температурные зависимости электросопротивления были измерены на переменном токе на установке, блок-схема которой представлена на рис, 17. Рис. 16. Принципиальная схема измерения удельного электрического сопротивления образцов в виде композитов двухзондовым методом: 1 - напыленная пленка; 2 - ситалловая подложка; 3 - металлизированные контакты; 4- реостат; 5 - источник; 6 - амперметр В7-23; 7 - вольтметр В7
Градуировка термопары проводилась по 3 точкам (температура жидкого азота, тающего льда и кипящей воды) и соответствовала градуировочным таблицам [72]. Напряжение с термопары фиксировалось вольтметром 9 типа В7-23. В печь помещен образец 5 в виде тонкой пленки, напыленной на ситалловую подложку. Питание печи осуществлялось ЛАТРом 7 с командным прибором 8. Измерение электросопротивления в процессе изменения температуры образца проводили на переменном токе частотой 1000 Гц методом электрического импеданса при помощи измерительного моста 10 типа Р571, содержащего в своем составе НЧ-генератор Ф572 и нуль-индикатор Ф573, Камера предварительно откачивалась до давления 1,5 10 Торр. Затем с помощью нагрева печи увеличивали температуру образца от комнатной до 1050 К со скоростью 5 К/мин с регистрацией значения электросопротивления через каждые 10 К. При достижении заданной температуры печь охлаждалась до комнатной температуры. В области низких температур измерение электросопротивления композиционных пленок проводилось в криостате без вакуумной откачки, как представлено на рис. 18. Рис. 18. Схема установки для измерения температурных зависимостей электросопротивления образцов в области температур 77 - 300 К: 1 - корпус; 2 - теплоизоляционная прокладка; 3 - печь; 4 -нагревательный элемент; 5 - диффереренциальная термопара; 6 - образец; 7 -контакты Криостат состоит из металлического корпуса 1, теплоизоляционной прокладки 2. В криостат помещалась печь 3 с нагревательным элементом 4 и дифференциальной термопарой 5. На образец 6 были предварительно нанесены металлизированные контакты 7 (раствор Ga-In в точке эвтектики). Измерение электросопротивления образцов проводилось с использованием схемы, приведенной на рис. 16.
В криостат помещалась печь с образцом известных геометрических размеров. Затем криостат охлаждался до 78 К с помощью жидкого азота. После охлаждения включали нагреватель печи и увеличивали температуру образца со скоростью 5 К/мин от 78 до 300 К с регистрацией значения электросопротивления через каждые 5 К.
Изотермический отжиг проводился в вакууме при давлении не хуже 10" Торр, схема установки приведена на рис. 17. Образцы нагревались до температуры отжига и выдерживались при постоянной температуре в течение 30 мин. Управление температурой при отжиге осуществлялось с помощью автоматизированного блока регулировки температуры.
Относительная погрешность при измерении удельного электрического сопротивления полученных композиционных пленок Лбр определяется после дифференцирования формул (30) и (31), тогда А5Р = A5t +А5Р+А8п, (28) где AS: — относительная погрешность измерения толщины пленки, А5Р -относительная погрешность определения линейного размера образца, А5„ -относительная погрешность измерительных приборов. Абсолютная погрешность при измерении толщины пленок напыленных композиций принимается равной погрешности измерений на интерферометре Линника МИИ-4, которая составляет 5t « 0,15 мкм для белого света. Средняя относительная погрешность при измерении толщины пленок составляет A8t = 5t/tcp, (29) где (ср — средняя толщина пленки. Тогда при tcp = 3 мкм ASt = 5 %. Абсолютная погрешность при измерении длины размеров составляет 0,1 мм. При средней длине образца 20 мм относительная погрешность определения размера А5Р = 5 %. Абсолютная погрешность при измерении тока и напряжения прибором В7-23 составляет одну цифру последнего разряда на выбранном пределе измерения. Тогда относительная погрешность измерительных приборов В 7-23 при измерении тока и напряжения составляет Адп =0,1 %. Общая погрешность измерения /Ц,= 5+5+0,1 = 10,1%. Абсолютная погрешность при измерении температуры образцов термопарой хромель — алюмель составляет ±1 К.
Удельное электросопротивление образцов низкоомных составов композиций было измерено также двухзондовым методом с использованием компенсационной схемы. Результаты измерения показали, что значения удельного электросопротивления при измерении двухзондовым методом и схемы, представленной на рис. 16, отличается не более чем на 10 %, что находится в пределах погрешности последнего метода. Следовательно, влиянием явления запорного слоя на металлизированных контактах в процессе измерения удельного электрического сопротивления методом, приведенным на рис. 16, можно пренебречь.
Концентрационные зависимости удельного электрического сопротивления
Увеличение удельного электрического сопротивления композитов, находящихся до порога протекания, связано со структурной релаксацией аморфной диэлектрической матрицы и с увеличением расстояния между гранулами. Уменьшение удельного электрического сопротивления композитов, находящихся за порогом протекания, связано со структурной релаксацией бесконечной сетки гранул аморфной металлической фазы [77].
По сравнению с композитами, полученными в «чистом» вакууме, введение в вакуумную камеру кислорода приводит к увеличению удельного электрического сопротивления композитов всех исследованных концентрации. Однако наибольшее увеличение характерно для композитов, расположенных до порога перколяции. Причем термический отжиг полученных композитов при Т = 400 С в течение 60 мин приводит к еще более высокому росту удельного электрического сопротивления во всем диапазоне концентраций. Вероятнее всего, в процессе осаждения металлических гранул вокруг них формируется диэлектрическая «оболочка» из окислов металлов, возникающая вследствие наличия атомов кислорода в распылительной камере, которая и является причиной высокого удельного электрического сопротивления композитов, концентрации которых лежат за порогом протекания. Также наблюдается смещение порога перколяции к концентрации Хс 44%.
Таким образом, анализ полученных результатов свидетельствует о том, что состав диэлектрической матрицы и условия напыления оказывают значительное влияние на величину удельного электрического сопротивления исследуемых гранулированных композитов металл-диэлектрик.
Измерение электрической проводимости материала в зависимости от различных внешних воздействий является одним из способов определения механизмов переноса, определяющих электрический транспорт в твердом теле. Электрическое сопротивление исследуемых композитов в температурном диапазоне 300 - 1023 К было измерено методом электрического импеданса с использованием моста переменного тока Ф578 на частоте 1000 Гц. Контроль температуры осуществлялся при помощи термопары хромель - алюмель и вольтметра В7-21. Абсолютная погрешность измерения температуры составляла ± 1 К. Относительная погрешность измерения электросопротивления с использованием моста Ф578 составляла 0,5 %. Для измерения температурной зависимости электрического сопротивления использовались напыленные на ситалловую подложку образцы шириной 2 мм и длиной 9 мм.
Зависимости р(Т) композитов можно разделить на две характерные группы. В одной группе композитов с содержанием металла до 41.3 ат. % в интервале температур от комнатных до 700 К удельное электрическое сопротивление слабо изменяется, а в области более высоких температур наблюдается его заметный рост до температуры кристаллизации аморфной структуры (Тч 873 К.) с последующим небольшим понижением (кривые і-4). В другой группе композитов, когда содержание металлической фазы превышает 43 ат. %, удельное электрическое сопротивление незначительно понижается во всем диапазоне температур с более резким спадом в области температур кристаллизации. Такое различие в поседении композитов указывает па разные механизмы переноса заряда в этих группах, которые существенно отличаются по структуре. Если в первой группе композитов с малым содержанием металлической фазы включения полностью изолированы друг от друга, то перенос заряда осуществляется путем электронного туннелироиания между металлическими гранулами, располагающимися в диэлектрической матрице, а также путем прыжков электронов по локализованным состояниям в диэлектрической фазе [78, 79]. Величина удельного электрического сопротивления таких композитов определяется составом и структурным состоянием диэлектрической матрицы. При повышении температуры изменяется структурное состояние композита, связанное с дальнейшим расслоением фаз и релаксационными изменениями диэлектрической матрицы в пределах аморфного состояния, что сопровождается ростом удельного электрического сопротивления вплоть до температуры кристаллизации. В теории протекания такие композиты относят к составам, расположенным до порога перколяции.
Для композитов второй группы, с концентрацией металлической фазы более 43 ат. %, перепое заряда осуществляется по аморфной металлической фазе, образующей непрерывную сетку включений в диэлектрической матрице. Величина удельного электрического сопротивления композита в этом случае определяется концентрацией металлической фазы, структурой металлической фазы и композита в целом. Повышение температуры приводит к снижению у таких композитов величины удельного электрического сопротивления, характерное для аморфных металлических сплавов. В теории протекания такие композиты относят к составам, расположенным за порогом перколяции.
Также, как и для композитов с диэлектрической матрицей из SiOi, зависимости р(Т) составов с содержанием металла до 38.7 ат. % в интервале температур от комнатных до 750 К слабо изменяются, а в области более высоких температур наблюдается заметный рост до температуры кристаллизации аморфной структуры (Тх я 923 К) с последующим небольшим понижением (кривые 1-4). В кристаллическом состоянии такие композиты имеют отрицательный ТКС. При содержании металла больше 40.8 ат. %, удельное электрическое сопротивление незначительно понижается во всем диапазоне температур с более резким спадом в области температуры кристаллизации (кривые 5-6). Перенос заряда в композитах данного состава осуществляется по аморфной металлической сетке, и в кристаллическом состоянии они имеют положительный ТКС.
