Структура, электрические и магнитные свойства многослойных пленок нанокомпозит-нанокомпозит Аль Аззави Хайдер С Мохаммед

Содержание к диссертации

Введение

1. Литературный обзор 10

1.1. Высокочастотные магнитные материалы 10

1.2 Структура композитов металл-диэлектрик 16

1.3 Влияние структуры на магнитные свойства композитов 21

1.4 Причины образования столбчатой структуры композитов металл диэлектрик 25

1.5 Влияние активных газов на структуру и электрические свойства композитов 29

1.6 Анализ литературных данных 33

2. Образцы и методика эксперимента 35

2.1 Методы получения и объекты исследования 35

2.2 Выбор объекта исследования 43

2.3 Экспериментальные образцы 43

2.4 Методика измерения намагниченности 44

2.5 Измерение комплексной магнитной проницаемости на частоте от 15 до 250 МГц 47

3. Структура многослойных гетерогенных пленок композит-композит 49

3.1 Электрические свойства многослойных гетерогенных пленок –композит композит 56

4. Магнитные свойства композитов и многослойных структур композит композит 78

4.1 Изменение магнитной структуры пленок после термомагнитной обработки 93

4.2 Высокочастотные магнитные свойства композитов и многослойных пленок композит-композит 100

5. Структурные особенности роста многослойных пленок композит -композит 109 Основные результаты и выводы 112

Литература

• Влияние структуры на магнитные свойства композитов
• Влияние активных газов на структуру и электрические свойства композитов
• Измерение комплексной магнитной проницаемости на частоте от 15 до 250 МГц
• Высокочастотные магнитные свойства композитов и многослойных пленок композит-композит

Введение к работе

Актуальность темы.

Нанокомпозиты металл-диэлектрик - замечательные объекты исследований, интересные как с научной (магниторезистивный эффект, магниторефрактив-ный эффект, прыжковая проводимость, аномальный эффект Холла и т. д.) точки зрения, так и с практической стороны (взаимодействие композитов с высокочастотным электромагнитным излучением, изготовление элементов памяти на маг-ниторезистивном и мемристорном эффектах, создание устройств спинтроники и т.д.).

Использование нанокомпозитов ферромагнитный металл-диэлектрик в качестве активной среды, поглощающей электромагнитное излучение в области ВЧ и СВЧ частот, - актуальная задача. Однако практическое воплощение данного направления исследований сталкивается с рядом трудностей. К данным проблемам можно отнести:

невысокое удельное электрическое сопротивление пленки композита после порога перколяции (в этом диапазоне концентрации металлической фазы наблюдаются прекрасные высокочастотные магнитные свойства);

наличие перпендикулярной магнитной анизотропии в некоторых составах композитов, что сказывается на возможности создавать функциональную магнитную среду с заданными свойствами.

В работе представлены комплексные исследования структуры, электрических и магнитных свойств новых многослойных систем. Пленки были получены при циклическом напылении композитов металл-диэлектрик в атмосфере инертного газа и с добавлением в инертную атмосферу кислорода или азота. Такие многослойные пленки обладают более высоким удельным сопротивлением и меньшими значениями перпендикулярной магнитной анизотропии, что благоприятно сказывается на их высокочастотных магнитных свойствах. Разработка технологических аспектов данной проблемы, получение экспериментальных данных и обоснование теоретических подходов к решению поставленной задачи, несомненно, являются и актуальными, и важными научно-техническими задачами.

Тематика данной работы соответствует “Перечню приоритетных направлений фундаментальных исследований”, утвержденных президиумом РАН (раздел 1.2 – “Физика конденсированных состояний вещества”, подраздел 1.2.10 – “Нанокристаллические материалы, фуллерены, атомные кластеры”). Работа является частью комплексных исследований, проводимых на кафедре физики твердого тела Воронежского государственного технического университета по темам: ВП 1/09 «Влияние полей различной природы на нелинейные явления в гетерогенных системах с нано- и микроскопическим размером неоднородностей», ГЗ 7/12 «Влияние масштабного фактора на физико-механические свойства новых композитов функционального и конструкционного назначения», гранта РФФИ 13-02-97511 р_центр_а «Магнитные свойства тонкопленочных многослойных гетерогенных структур на основе нанокомпозитов металл-диэлектрик».

Цель работы. Целью работы являлось установление закономерностей формирования слоистой структуры нанокомпозита металл-диэлектрик, полученной в результате циклической подачи активных газов в процессе конденсации, и выявление влияния структурных особенностей пленки на ее электрические и магнитные свойства.

Для достижения поставленной цели необходимо было решить следующие задачи:

1. Разработать технологию и синтезировать новые многослойные пленки:
{[(Co₄₅Fe₄₅Zr₁₀)_Х(Al₂O₃)_100-Х]/[(Co₄₅Fe₄₅Zr₁₀)_Х(Al₂O₃)_100-Х+N₂]}_n,
{[(Co₄₅Fe₄₅Zr₁₀)_Х(Al₂O₃)_100-Х]/[(Co₄₅Fe₄₅Zr₁₀)_Х(Al₂O₃)_100-Х+О₂]}_n,

{[(Co₄₁Fe₃₉B₂₀)_X(SiO₂)_100-X]/[(Co₄₁Fe₃₉B₂₀)_X(SiO₂)_100-X+О₂]}_n и

{[(Co₈₄Nb₁₄Ta₂)_Х(SiO₂)_100-Х]/[(Co₈₄Nb₁₄Ta₂)_Х(SiO₂)_100-Х+О₂]}_n.

1. Исследовать структуру плёнок в зависимости от концентрации и элементного состава фаз, парциального давления активных газов и термической обработки.

2. Изучить влияние концентрации и элементного состава фаз, парциального давления активных газов на удельное электрическое сопротивление () и концентрацию металлической фазы, необходимую для перколяционного перехода в многослойных пленках.

4. Определить магнитостатические и магнитодинамические свойства синтезируемых многослойных систем.

5. Выработать модельные представления о формировании структуры многослойных пленок.

Научная новизна

1. Показана возможность методом ионно-лучевого распыления составной мишени металл-диэлектрик при периодическом добавлении в рабочий газ аргон кислорода (азота) сформировать многослойную структуру композита.

2. Установлено, что удельное электрическое сопротивление () многослойных пленок выше, чем композита, синтезированного в атмосфере Ar, но ниже гетерогенной системы, осажденной в атмосфере Ar+O₂(N₂) аналогичного состава и давления активного газа.

3. Обнаружено, что концентрация металлической фазы, соответствующая перколяционному переходу (Х_пп) увеличивается при увеличении парциального давления кислорода (азота) в пленках {[(Co₄₅Fe₄₅Zr₁₀)_Х(Al₂O₃)_100-Х]/[(Co₄₅Fe₄₅Zr₁₀)_Х(Al₂O₃)_100-Х+N₂]}_n, {[(Co₄₅Fe₄₅Zr₁₀)_Х(Al₂O₃)_100-Х]/[(Co₄₅Fe₄₅Zr₁₀)_Х(Al₂O₃)_100-Х+О₂]}_n, {[(Co₄₁Fe₃₉B₂₀)_X(SiO₂)_100-X]/[(Co₄₁Fe₃₉B₂₀)_X(SiO₂)_100-X+О₂]}_n, что связано с увеличением электрической изолированности композиционных слоев через окисленные прослойки.

4. Изменения магнитных свойств многослойных пленок были описаны через уменьшение структурной магнитной анизотропии в системе

{[(Co₄₁Fe₃₉B₂₀)_X(SiO₂)_100-X]/[(Co₄₁Fe₃₉B₂₀)_X(SiO₂)_100-X+О₂]}_n, подавление перпенди
кулярной магнитной анизотропии в пленках {[(Co₄₅Fe₄₅Zr₁₀)_Х(Al₂O₃)_100-
Х]/[(Co₄₅Fe₄₅Zr₁₀)_Х(Al₂O₃)_100-Х+N₂]}_n, {[(Co₄₅Fe₄₅Zr₁₀)_Х(Al₂O₃)_100-
Х]/[(Co₄₅Fe₄₅Zr₁₀)_Х(Al₂O₃)_100-Х+О₂]}_n и сохранение перпендикулярной магнитной

анизотропии в образцах {[(Co₈₄Nbi4Ta₂)Х(Si0₂)₁₀o-_Х]/[(Co₈4Nb₁4Ta₂)Х(Si0₂)₁oo-Х+О₂]}_п.

5. Предложены и обоснованы модельные представления формирования структуры композитов металл-диэлектрик в случае добавления активного газа.

Практическая значимость работы

1. Предложена технология получения многослойных композиционных пле
нок {[(Co45Fe45Zr₁0)Х(Al₂O3)l00-Х]/[(CO45Fe45Zr₁0)Х(Al₂O₃)₁00-Х+N₂]}_п,
{[(CO45Fe45Zr₁₀)Х(Al₂O3)i00-Х]/[(CO45Fe45Zr₁₀)Х(Al₂O₃)i00-Х+О₂]}_n,
{[(C04lFe39B₂o)x(Sl0₂)₁oo-x]/[(C04lFe₃9B₂o)x(Sl0₂)₁oo-X+О2]}п и

{[(Co₈4Nb₁4Ta₂)Х(SiO₂)₁₀₀._Х]/[(Co₈4Nb₁₄Ta₂)Х(SiO₂)₁₀₀._Х+О₂]} методом ионно-лучевого распыления составной мишени с периодическим добавлением активных газов в рабочую атмосферу.

2. Многослойные композиционные пленки композит-композит имеют более высокое удельное сопротивление, чем нанокомпозиты аналогичного состава.

3. В многослойных пленках {[(Co45Fe₄5Zr₁o)Х(Al₂0₃)₁oo-

Х]/[(CO45Fe45Zr₁₀)Х(Al₂O3)₁₀0-Х+N₂]}_n, {[(CO45Fe45Zr₁₀)Х(Al₂O₃)i00-

Х]/[(Co45Fe45Zr₁o)Х(Al₂0₃)₁oo-Х+О2]}n при х>50 ат. % удалось подавить перпендикулярную составляющую магнитной анизотропии и повысить магнитную проницаемость пленок в 5 раз относительно объемного композита идентичного состава.

4. В многослойной структуре {[(Co₄iFe₃₉B₂₀)_x(SiO₂)₁₀₀. x]/[(Co4iFe₃₉B₂o)x(Si0₂)₁₀o-x+О2]}i76, полученной при циклическом напылении в атмосфере Аг с давлением 6-Ю"⁴ Торр в течение 47 сек и смешанной атмосфере (Аг с давлением 5,9-10"⁴ Торр и О₂ с давлением 1-Ю"⁴ Торр) в течение 15 сек (с) при 60<х<70 ат. % при частоте измерения 50 МГц, получена действительная часть магнитной проницаемости порядка 2000 единиц.

5. Выявленные основные закономерности формирования слоистых композиционных структур дают возможность существенно расширить номенклатуру материалов с прекрасными высокочастотными магнитными свойствами.

Основные результаты и положения, выносимые на защиту

1. Пленки композитов (Co₄iFe₃₉B₂₀)Х(SiO₂)₁₀₀._Х, (Co₈4Nb₁₄Ta₂)Х(SiO₂)₁₀₀._Х и
(Co₄5Fe₄5Zr₁₀)Х(Al₂O₃)₁₀₀._Х, полученных ионно-лучевым распылением при перио
дическом добавлении кислорода (азота), в процессе осаждения имеют слоистую
структуру.

2. В многослойных пленках {[(Co45Fe₄5Zr₁o)Х(Al₂0₃)₁oo-
Х]/[(Co45Fe₄5Zr₁₀)Х(Al₂O₃)₁₀₀._Х+N₂]}_n, {[(Co45Fe₄5Zr₁₀)Х(Al₂O₃)₁₀₀.
Х]/[(Co45Fe₄5Zr₁o)Х(Al₂0₃)₁oo-Х+О₂]}_n, {[(Co₄₁Fe₃₉B₂o)x(Si0₂)₁₀o-
x]/[(Co₄₁Fe₃₉B₂₀)x(SiO₂)₁₀₀.x+О₂]}_n значение Х_пп повышается при увеличении Р_О2.

3. В композитах (Co45Fe₄5Zr₁o)Х(Al₂0₃)₁oo-Х после порога перколяции введение прослойки окисленного (азотированного) композита подавило перпендикулярную составляющую магнитной анизотропии.

4. В композите (Co₈4Nb₁₄Ta₂)Х(SiO₂)₁₀₀._Х после порога перколяции введение прослойки окисленного композита, полученного при Р_О2 1,410" Торр, не привело к уменьшению перпендикулярной к плоскости пленки магнитной анизотропии.

5. Уменьшение структурной неоднородности в перпендикулярном к плоскости подложки направлении путем введения окисленной композиционной прослойки при 2,410^-5 P_О2 3,210^-5 Торр способствует увеличению степени магнитной анизотропности (H_нас(ОТН)/H_нас(ОЛН)) образцов в плоскости пленки и отношения ^//^// на частоте 50 МГц в композите (Co₄₁Fe₃₉B₂₀)_X(SiO₂)_100-X после порога перколяции.

Апробация работы Основные положения и научные результаты диссертационной работы докладывались и обсуждались на международных научно-технических конференциях: Moscow International Symposium on Magnetism «MISM 2014» (Москва, 2014 г.), 54-й отчетной научно-технической конференции профессор-ско-преподавательского состава, сотрудников, аспирантов и студентов, секция «Физика твердого тела» (Воронеж, 2014 г.), 55-й отчетной научно-технической конференции профессорско-преподавательского состава, сотрудников, аспирантов и студентов, секция «Физика твердого тела» (Воронеж, 2014 г.) и XXIII Международной научной конференции: «Релаксационные явления в твердых телах» (.Воронеж – 2015 г.).

Публикации. По теме диссертации опубликовано 10 научных работ, в том числе 5 – в изданиях, рекомендованных ВАК РФ.

Личный вклад автора. Личный вклад автора состоит в адаптации методик проведения экспериментов к объектам исследования, непосредственном проведении экспериментов, обсуждении результатов и оформлении их в виде научных публикаций. Автор искренне благодарен коллективу кафедры физики твердого тела.

Структура и объем работы. Диссертация состоит из введения, пяти глав, выводов и списка литературы из 95 наименований. Работа изложена на 123 страницах, содержит 77 рисунков и 4 таблицы.

Влияние структуры на магнитные свойства композитов

Рассмотрим основные ферромагнитные материалы, используемые в ВЧ и СВЧ устройствах. Ферриты имеют высокое значения и, как следствие, низкое значение мнимой части диэлектрической проницаемости (//) ( 1/ //), отсутствие потерь на вихревые токи до высоких частот определяет существенные величины до частот сотни МГц, что позволяет использовать их в качестве высокочастотных магнитных материалов. Однако ферриты имеют существенные технологические и физические недостатки. К ним можно отнести невысокие значения MS, меньше 0,3 Тл, и относительно узкую полосу поглощения, обу-10 словленную кристаллической структурой ферритов. Получение ферритов стехиометрического состава в виде тонких пленок, которые можно легко интегрировать в современные полупроводниковые устройства, трудная технологическая задача.

Аморфные магнитные сплавы (АМС) являются перспективными объектами для использования в магнитных высокочастотных устройствах. Топологическая и химическая разупорядоченность аморфного состояния конденсированной среды обуславливает повышенное значение (2-3 раза) этих магнитных сред по сравнению с кристаллическими материалами аналогичного состава. В аморфных ферромагнитных сплавах, как правило, 80-90 ат. % элементов являются переходными металлами (Fe, Co, Ni), что определяет высокие значения MS. Нанометровый масштаб неоднородностей в АМС (характеристический размер флуктуаций состава и структуры) обуславливает низкие значения коэрцитивной силы и высокие значения . Однако повышенное значение удельного электрического сопротивления аморфных ферромагнитных материалов не достаточно для использования их в гегогерцовом диапазоне частот. При частоте электромагнитных полей сотни МГц толщина скин-слоя в лентах АМС составляет несколько мкм.

Возможны несколько способов увеличения значений в аморфных сплавах. Если тонкие слои металлического сплава разделять диэлектрическими прослойками, то можно несколько повысить частотные свойства такой многослойной структуры [1]. Однако уменьшая толщины ферромагнитных слоев увеличивает относительную долю объема немагнитной фазы, что понизит значения MS структуры. В то же время магнитные слои можно считать полностью изолированными (не имеющими электрических контактов) только при толщине диэлектрической прослойки более 2 мкм, что также не добавляет оптимизма в достижении высоких значений намагниченности насыщения структуры. На наш взгляд более перспективным направлением улучшения высокочастотных свойств аморфных ферромагнитных материалов является добавления активных газов в процессе синтеза пленок методом ионно-11 плазменного распыления [2]. Обычно существенное увеличение в этом случае достигается, если образуется гетерогенная наноразмерная структура, где немагнитная компонента образует высокоомную фазу. Однако такая структура не является аморфным ферромагнетиком в классическом смысле.

Более подробно остановимся на высокоомных магнитных гетерогенных системах. Интерес к исследованиям высокочастотных магнитных свойств нанокомпозитов ферромагнитный металл-диэлектрик в последнее время значительно усилился [3-25].

Нанокомпозит металл-диэлектрик это гетерогенная среда, где частицы металла размером несколько нанометров случайным образом расположены в диэлектрической среде, называемой диэлектрической матрицей. Удельное сопротивление таких систем зависит от соотношения концентраций металлической и диэлектрической фаз. Различают две области концентрации. Если металлической фазы мало, то проводящие частицы не соприкасаются, и процесс электропереноса определяется высокоомными прослойками между металлическими гранулами, такая концентрация называется до порога перколя-ции. Если металлической фазы много, то проводящие частицы соприкасаются, и процесс электропереноса определяется пороводимостью по бесконечной сетки соприкосающихся металлических гранул. Гетерогенные системы этого концентрационного диапазона называется композитами после порога перко-ляции. Состав композита, когда произошло создание бесконечной сетки соприкасающихся металлических гранул, называется перколяционным переходом. Подобный топологический и фазовый состав гетерогенной системы определяет повышенное сопротивление композитов в составах не только до, но и после порога перколяции по сравнению с однофазными металлическими ферромагнитными материалами.

Переходные металлы (Co, Fe и Ni) или сплавы на их основе являются магнитной металлической фазой композитов. Оксиды Si, Al, Zr, Cr, Hf и т. д., либо фториды, например Mg, Ca, используются для формирования диэлектрической матрицы. Есть ряд публикаций отечественных и зарубежных авторов, где сообщается о довольно хороших высокочастотных свойствах таких гетерогенных систем. В композите C059AI11O30 Ц-120 на частоте (/) 500 МГц при этом р несколько сот мкОм«см, Ms l,07 Тл и Нс 5,8 Э [3]. Для аналогичной системы Со-А1203 в работе [4] приводятся похожие параметры р в диапазоне 500 - 1000 мкОм«см, Ms 10 кГс, поле анизотропии (На) составило 80 Э, действительная часть магнитной проницаемости (д7) не изменяется от 100 МГц до 500 МГц. Композит Соуз СггОз з [5], магнитостатические параметры которого составляют Нс 0,39 Э, На 80 Э, Ms-11,8 кГс, имеет ц7 141 до частоты 800 МГц и частоту естественного ферромагнитного резонанса (/р) -2,9 ГГц. Матрица из НЮ2 [6-9] способствует созданию наноком-позитов с повышенным значением р и хорошими высокочастотными свойствами. Применение фторсодержащих диэлектриков в качестве матрицы также приводит к хорошим высокочастотным магнитным свойствам композитов. В работе [10] сообщалось, что композит Co45(MgF2)55 с Нс 0,7 Э и Ms 0,7 Тл имеет д 26, которая не изменяется до частоты 300 МГц.

Кроме диэлектрической матрицы, на магнитные свойства композита влияет состав металлических гранул. Существует много металлических сплавов, имеющих хорошие магнитомягкие свойства и обладающих высокими значениями намагниченности насыщения. Композиты, для создания которых используют ферромагнитные сплавы с высокими значениями MSj могут обладать повышенными величинами д (д Ms/Ha) и/Р ( fP (Ms«Ha)1/2) [11-16]. Для композита (Q65CO35)912(ZY205) Ц-400 при Ms 2,3 Тл, Нс 5 Э, На 12 Э, р 36 мкОм«см и/р 1 ГГц [11].

Как уже было сказано выше, аморфные ферромагнитные материалы обладают хорошими магнитомягкими свойствами и повышенным относительно кристаллических сплавов аналогичного состава удельным сопротивлением. Не лишено перспективы использовать в качестве ферромагнитных гранул металлические наночастицы в аморфном состоянии. В работах [17, 18] такая идея была реализована. Нанокомпозит (Co Fe oMSiC o имел значения д7 40 и д/7 50 при/ 2 ГГц и/Р -2,8 ГГц [17]. Список теоретических работ, рассматривающих процесс динамического намагничивания композитов, достаточно широк [13, 19-25]. Выражения для 7(/) и /(f) получаются из уравнений Landau-Lifshitz-Gilbert и Maxwell, в которых учитывается вращение вектора намагниченности отдельной ферромагнитной гранулы. Применительно к композитам это ансамбль не взаимодействующих (или слабо взаимодействующих) частиц с одноосной магнитной анизотропией (как правило кристаллограффической) и сонаправленным расположением осей легкого намагничивания (ОЛН) гранул. Флуктуации параметров рассматриваются исходя из теории возмущения. Такие теоретические рассмотрения весьма ограничены в плане их практического применения.

Влияние активных газов на структуру и электрические свойства композитов

Как было сказано выше, все композиты, полученные осаждением из га зовой фазы, имеют структурную анизотропию, перпендикулярную повехно сти пленки. Эта структурная неоднородность сказывается на магнитную ани зотропию наногранулированных композитов металл-диэлектрик. Если поле магнитной анизотропии превышает поле размагничивания (Is/0) пленки, вектор намагниченности может ориентироваться перпендикулярно поверх ности пленки. В противном случае он ориентируется под некоторым углом к плоскости образца. Исходя из этого для проверки предположения, что введе ние прослойки из окисленного композита способствует подавлению перпен дикулярной составляющей Ha, мы должны выбрать составы с различной сте пенью структурной неоднородности. Композит (Co84Nb14Ta2)Х (SiO2)100-Х (рис. 1.7, 1.9, табл.1.1 и [43,44,67,68]) имеет ярко выраженную столбчатую структуру и перпендикулярную анизотропию с высокими значениями Ha. Другой крайний случай композиты (Co40Fe40B20)Х(SiO2)100-X (рис. 1.6, 1.8, табл.1.1 и [43,44,67,69-72]) имеют некоторую степень структурной перпенди кулярной анизотропии, но вектор намагничивания лежит в плоскости пленки и Ha в плоскости подложки либо не выражено по направлению, либо имеет незначительную величину. Промежуточный вариант композиты (Co45Fe45Zr10)Х(Al2O3)100-X (рис. 1.10, табл.1.1 и [43,44,57,59]). В этом случае намагниченность пленки лежит под некоторым углом к поверхности подложки. Исследуя влияние прослоек на магнитные и электрические свойства данных композиционных систем, мы с большой степенью достоверности можем делать обобщения на влияния изменения структуры пленок широкого класса композитов металл-диэлектрик.

Исходя из задачи, поставленной в данной квалификационной работе, нами были синтезированы образцы многослойных гетерогенных структур на основе композитов (Co84Nb14Ta2)Х(SiO2)100-Х, (Co40Fe40B20)Х(SiO2)100-X и (Co45Fe45Zr10)x(Al203)ioo-x. Параметры получения пленок сведены в таблице. 2.1

Для изучения магнитной структуры многослойных гетерогенных пленок композит-композит был использован вибрационный магнитометр оригинальной конструкции, блок-схема которого приведена на рис. 2.5. Образец 1 помещался между измерительными катушками 4 и кернами электромагнита 9. Образец обладает собственным магнитным моментом и создает вокруг себя магнитный поток (pm). Это магнитное поле пересекает витки измерительных катушек. Если испытуемый материал неподвижен, магнитный поток через катушки 4 не изменяется, и ЭДС в них не возникает. Колебательные движения образец приобретает благодаря механическому осциллятору 2, который через шток связан с объектом исследования. Частоту и амплитуду колебаний задает генератор синусоидальных колебаний 3. Совершая гармонические колебания частотой (f) и амплитудой (А), происходит изменение магнитного потока образца, проходящего через измерительные катушки. ЭДС, наведенная в катушках, пропорциональна скорости изменения магнитного потока. Следовательно, ЭДС=F(pm,f,A,n), где n- число витков в катушке. Если выполняются условия f, A, n постоянны, то величина ЭДС зависит от поля размагничивания образца, а следовательно, от его намагниченности по оси измерительных катушек. Чтобы повысить чувствительность установки к намагниченности объекта измерения, в магнитометре предусмотрен ряд мер. Во первых, измерительные катушки располагаются с двух сторон образца, и наведенная ЭДС в одной катушке сравнивается с ЭДС в катушке, расположенной с другой стороны. Очевидно в данной геометрии измерений будет генерироваться ЭДС противоположных знаков. С каждой стороны расположены по две одинаковых измерительных катушки. Размеры соленоидов гораздо больше чем размеры образца, следовательно, размагничивающее поле от него будет изменяться в двух катушках в разных направлениях, то есть если магнитный поток в первой катушке увеличивается, то во второй будет уменьшаться, возникающее ЭДС будет противоположного знака, и их логично вычитать друг из друга. В то же время если область изменения магнитного потока больше характеристических размеров измерительных катушек, то возникающие ЭДС будут одного знака и их вычитание компенсирует результирующий сигнал. За измерительными катушками размещается выносной линейный усилитель 5 и селиктивный усилитель УПИ-2 3 6. Селективный усилитель выполняет две функции. Усиливает синусоидальный сигнал на опорной частоте (частоте колебания образца) и преобразует переменный сигнал в постоянный, который пропорционален амплитуде сигнала выделенной частоты. Внешнее поле изменяется путем изменения тока в катушках электромагнита 9. Поле, которое создает электромагнит, измеряется с помощью датчика Холла 8 и регистрируется измерительным прибором. По оригинальной программе на ПК строится зависимость сигнала от измерительной катушки от внешнего магнитного поля. Данная зависимость является кривой намагничивания образца, измеренной в условных единицах. Эти зависимости приводятся в данной работе.

Если мы хотим от относительных единиц намагниченности образца перейти к абсолютным, нам надо иметь эталонный образец с известными магнитными параметрами. Сравнения кривых намагничивания эталонного и исследуемого образца дают возможность измерить величину намагниченности материала в абсолютных величинах. Данная процедура трудоемка и зачастую для многих исследований не применяется. Рис.2.5. Схема вибрационного магнетометра: 1 – образец, 2 – механический осциллятор, 3 – генератор сигналов специальной формы Г6-26, 4 – измерительные катушки, 5 – выносной (линейный) усилитель, 6 - селективный усилитель УПИ-2, 7 – компьютер, 8 –датчик Холла, 9– электромагнит

Для измерения действительной и мнимой составляющих комплексной магнитной проницаемости в представляемой квалификационной работе применялся резонансный метод. Измерения проводились на измерителе добротности Е9-5А. Частотный диапазон прибора от 15 до 250 МГц [73]. Принципиальная схема Q-метра представлена на рис. 2.6.

Генератором Г выбираем частоту измерения (f). В гнездо Lх помещаем измерительную катушку. Путем изменения емкости С настраиваем колебательный контур LCR в резонанс. Фиксируем значения емкости С0 и добротности Q0 в режиме резонанса контура без образца. Резонанс соответствует положению подстроечного конденсатора кода сигнала на измерительной головке Q, имеет максимальное значение.

Измерение комплексной магнитной проницаемости на частоте от 15 до 250 МГц

Для визуализации полученных данных результаты измерения представлены на диаграмме рис.3.23.

Анализ представленных данных показывает, что изменение положения порога перколяции значительное при получении композита в среде, содержащей активные газы. Так добавление O2 4,2 пар. % при синтезе композита (Co40Fe40B20)X(SiO2)100-X увеличило ХПП с 51,6 ат.% металлической фазы до 65 ат.%. При циклической подаче кислорода изменение положения порога протекания не столь значительно. Так, аналогичное парциальное давление O2 в пленку {[(Co40Fe40B20)X(SiO2)100-X]/[(Co40Fe40B20)X(SiO2)100-X+O2]}178 изменяет ХПП всего на 0,8 ат.%. Даже увеличение парциального давления кислорода до 16 % не приводит к смещению ХПП слоистой структуры {[(Co40Fe40B20)X(SiO2)100-X]/[(Co40Fe40B20)X(SiO2)100-X+O2]}176 выше 64 ат.%. Аналогичные зависимости свойственны гетерогенным пленкам на основе композитов (Co84Nb14Ta2)Х(SiO2)100-Х (Co45Fe45Zr10)Х(Al2O3)100-Х. Следовательно, можно предположить, что в многослойных гетерогенных структурах, представленных в данной работе, слои композитов, полученные в инертной атмосфере, не подвергались существенному влиянию реактивных газов, присутствующих при нанесении прослоек с присутствием O2 (N2).

С другой стороны, при введении активных газов мы разрываем электрические контакты между металлическими гранулами в соседних слоях. Другим образом в слое с неокисленными проводящими частицами мы при ближаемся к квазидвухмерной перколяционной системе. Если это так, то значение ХПП должно увеличиваться с уменьшением вероятности электриче ских контактов между проводящими частицами в соседних слоях.

Это может быть только тогда, когда электрический контакт между слоями не претерпел изменений при формировании композиционной прослойки в присутствии активного газа (кислорода). Столбчатая структура композита не была разрушена. 4. Магнитные свойства композитов и многослойных структур композит-композит

В соответствии с поставленной целью работы регулирования параметров магнитной структуры композиционных пленок посредством создания многослойной структуры мы исследовали магнитостатичесие свойства обра-цов и влияние на них структурных факторов.

Очевидно, что магнитные свойства композитов зависят от структуры пленок [81,82]. На рисунке 4.1 представлены кривые намагниченности ком позитов (Co40Fe40B20)65(SiO2)35, (Co45Fe45Zr10)60(Al2O3)40, и (Co84Nb14Ta2)65(SiO2)35. Несмотря на близкую концентрацию металлической ферромагнитной фазы данных композитов, кривые намагничивания заметно различаются. Пленка (Co40Fe40B20)65(SiO2)35 имеет низкое значение коэрци тивной силы 4Э, поле выхода кривой намагничивания в насыщение 30 Э (рис. 4.1, кривая 1).

В то же время композиционная пленка (Co84Nb14Ta2)65(SiO2)35 характеризуется Hc 24Э и полем выхода кривой намагничивания в насыщение 2000 Э (рис. 4.1, кривая 3). Такое различие вызвано перпендикулярной отно-77 сительно поверхности подложки намагниченности пленки (Co84Nb14Ta2)65(SiO2)35. Такая ситуация может быть реализована в пленке, когда поле анизотропии будет превышать поле размагничивания (Is/0). В противном случае она ориентируется под некоторым углом к плоскости образца. В случае реализации такой магнитной структуры кривая намагничивания будет иметь вид, подобный пленки (Co45Fe45Zr10)60(Al2O3)40 (рис. 4.1, кривая 2). Участок с высокой магнитной проницаемостью соответствует повороту вектора намагничивания вдоль внешнего магнитного поля, а участок с низкой магнитной проницаемостью определяется процессом преодоления перпендикулярной магнитной анизотропии и поворотом вектора Ms в плоскость пленки. Таким образом, мы можем рассмотреть влияние прослоек композита, полученных в среде активных газов, на магнитную структуру образцов, имеющих различную степень пространственной неоднородности, формирующих перпендикулярную магнитную анизотропию.

Прослойки из композитов, синтезированных в среде с добавлением активных газов в многослойных структурах {[(Co84Nb14Ta2)Х(SiO2)100-Х]/[(Co84Nb14Ta2)Х(SiO2)100-Х+О2]}n, не устраняют перпендикулярную магнитную анизотропию. В качестве примера представлены кривые намагничивания пленок композита (Co84Nb14Ta2)65(SiO2)35 и многослойных структур {[(Co84Nb14Ta2)65(SiO2)35]/[(Co84Nb14Ta2)65(SiO2)35+O2]} с различным парциальным давлением кислорода (рис.4.2-4.7). Несколько более низкое поле перпендикулярной магнитной анизотропии обнаружено при давлении кислорода 3,410-4 Торр, что составляет более 30 пар.% от общего давления рабочего газа (рис.4.6). Для удобства сравнения полученных результатов кривые сведены в один график на рис. 4.7.

Высокочастотные магнитные свойства композитов и многослойных пленок композит-композит

Как было показано в предыдущих разделах, композиты (Co40Fe40B20)Х(SiO2)100-Х, (Co45Fe45Zr10)Х(Al2O3)100-Х и (Co84Nb14Ta2)Х(SiO2)100-Х имеют различную магнитную структуру, связанную с формированием ростовой структурной анизотропии. Эту структурную неоднородность в комопзи-тах (Co40Fe40B20)Х(SiO2)100-Х, (Co45Fe45Zr10)Х(Al2O3)100-Х удалось подавить введением прослоек из композитов, полученных в атмосфере с присутствием активных газов. В случае многослойных пленок на основе нанокомпозита (Co84Nb14Ta2)Х(SiO2)100-Х перпендикулярную магнитную анизотропию подавить не удалось. Рассмотрим, как полученная магнитная структура сказывается на / и // исследуемых в работе пленок [83-85]. Влияние концентрации металлической фазы на высокочастотную магнитную проницаемость композитов при реализации различных вариантов полей анизотропии было подробно описано в работах [86-92]. Для объяснения полученных результатов оказывается полезным рассмотреть трансформацию топологии структуры композитов с увеличением концентрации металлической фазы, выделить ряд областей с характерными структурными особенностями, в которых рассматривались изменения магнитных свойств. Для композитов с изотропным распределением частиц справедливы следующие представления. С уменьшением расстояния между ферромагнитными гранулами при приближении состава композита к порогу пер-коляции возрастает диполь-дипольное взаимодействие между ними, также, учитывая возможность образования кластеров из соприкасающихся частиц, энергия такого магнитного взаимодействия должна возрастать. Время разрушения магнитной упорядоченности после процесса намагничивания (время релаксации) уменьшается и при некоторой концентрации металлической фазы совпадает с характеристическим временем измерения. В этом концентрационном диапазоне наблюдается максимум тангенса магнитных потерь, имеющий релаксационную природу.

Когда энергия диполь-дипольного взаимодействия становится больше kT, где T температура измерений, гетерогенная система переходит в магни тоупорядоченное состояние. При этом отдельные частицы могут иметь соб ственные направления полей локальной анизотропии, обусловленные раз личными механизмами (формой частиц, направлением кристаллографиче ских осей, упорядочением пар атомов в отдельной грануле, величиной и на правлением локальных напряжений на границе диэлектрик магнитострикционная ферромагнитная частица), что приводит к значитель ной дисперсии полей анизотропии пленки.

Дальнейшее увеличение доли металлической фазы приводит к формированию бесконечной сетки соприкасающихся металлических частиц и, как следствие, к усилению вклада обменного взаимодействия между магнитными моментами атомов соседних контактирующих гранул. Такие структурные изменения приводят к уменьшению дисперсии локальных осей анизотропии относительно области с меньшей концентрацией металлической фазы, хотя величина магнитной неоднородности за счет наличия отдельных гранул, не связанных обменным взаимодействием с формирующейся проводящей металлической сеткой, остается значительной. Это приводит к росту действительной части комплексной магнитной проницаемости (/), но из-за дисперсии локальных полей анизотропии наблюдаются высокие значения магнитных потерь при высокочастотном перемагничивании в данной концентрационной области композита.

В области значительных концентраций металлической фазы композит можно рассматривать как объемный материал с наноразмерными включениями диэлектрика. В такой структуре дисперсия локальных полей анизотропии будет невысокой и величина мнимой части комплексной магнитной проницаемости имеет небольшие значения.

Гетерогенные системы, которые имеют значительную перпендикулярную анизотропию, после порога перколяции имеют низкие значения комплексной магнитной проницаемости. Однако, как и в гомогенных композитах, на зависимостях //(х) наблюдается доперколяционный релаксационный максимум, и величина /(х) увеличивается в данном концентрационном диапазоне.

Данные представления можно применить к исследуемым системам. Влияние магнитной структуры на концентрационные зависимости действи тельной (/) и мнимой (//) частей комплексной магнитной проницаемости наногранулированных композитов (Co84Nb14Ta2)Х(SiO2)100-Х, (Co45Fe45Zr10)X(Al2O3)100-X и (Co40Fe40B20)X(SiO2)100-X представлено на рисунке 4.29. Видно, что после порога перколяции величина / хорошо соотносится с наличием перпендикулярной составляющей намагниченности в пленках. Для композитов (Co40Fe40B20)X(SiO2)100-X /(5070) 400 в концентрационном диапазоне 5070 ат.% композит (Co45Fe45Zr10)X(Al2O3)100-X имеет значения / порядка 60, а в композите (Co84Nb14Ta2)Х(SiO2)100-Х значения магнитной проницаемости не достигают 20 единиц.

Введение окисленной прослойки в исследованные композиты оказыва ет влияние на магнитные свойства в зависимости от состава многослойной структуры. В случае объемных композиционных пленок (Co40Fe40B20)65(SiO2)35 наличие окисленных прослоек не оказывает сильного влияния на магнитную структуру образцов (рис. 4.19). Однако стоит заметить, что введение композиционной прослойки несколько увеличивает коэрцитивную силу многослойных структур на основе композита (Co40Fe40B20)65 (SiO2)35.

Изменение магнитной структуры композита при введении окисленных прослоек привело к увеличению значений комплексной магнитной проницаемости, рис. 4.30, что может быть связано с уменьшением перпендикулярной структурной неоднородности выявленной при анализе микрофотографии поперечного разреза пленки (Co40Fe40B20)60(SiO2)40 (рис.1.6).

Окисленные прослойки из композитов, синтезированных в среде с до бавлением активных газов в многослойных структурах {[(Co84Nb14Ta2)Х(SiO2)100-Х]/[(Co84Nb14Ta2)Х(SiO2)100-Х+О2]}n, также не оказы вают существенного влияния на магнитные свойства (рис.4.7). Несколько бо лее низкое поле выхода кривой намагничивания в насыщение обнаружено при давлении кислорода 3,410-4 Торр, что составляет более 30 пар. % от об щего давления рабочего газа (рис.4.6). Из анализа кривых намагничивания (рис.4.7) и зависимостей /(х) и //(х) (рис.4.31) для пленок композитов и многослойных структур на основе композита (Co84Nb14Ta2)Х(SiO2)100-Х можно заключить, что добавление окисленных прослоек в данном случае не приводит к подавлению столбчатой структуры пленок. Высокая концентрация реактивного газа сдвигает область роста магнитной проницаемости в сторону больших значений х (рис.4.31с).