Кристаллизация пленок ферритов-гранатов, осажденных реактивным ионно-лучевым распылением Текст научной статьи по специальности «Нанотехнологии»

Ученые записки Таврического национального университета имени В.И. Вернадского Серия «Физико-математические науки». Том 23 (62). 2010 г. № 1. Ч. I. С. 146-157

УДК 537.632

КРИСТАЛЛИЗАЦИЯ ПЛЕНОК ФЕРРИТОВ-ГРАНАТОВ, ОСАЖДЕННЫХ РЕАКТИВНЫМ ИОННО-ЛУЧЕВЫМ РАСПЫЛЕНИЕМ

Шапошников А.Н.1, Бержанский В.Н.1, Прокопов А.Р.1, Каравайников А.В.1,

Милюкова Е. Т.1, Голуб В. О.2

1Таврический национальный университет им. В.И. Вернадского, Симферополь, Украина

E-mail: [email protected].

2Институт магнетизма НАН Украины, Киев, Украина

E-mail golubCa imag. kiev. ua

Исследованы процессы кристаллизации пленок ферритов-гранатов составов Bi^Yo^Fe^^, Bi2)5Gd0)5Fe3)8Al1)2O12, Bi^Gd^Fe^Al^O^ и Bij^Y^Gd^Fe^Alo^O^, осажденных на подложки ГГГ, ситалла и пленки SiO2. Кристаллизацию осуществляли отжигом в вакууме и на воздухе при атмосферном давлении. Показана возможность кристаллизации пленок с высоким содержанием Bi на SiO2 через подслой с низким содержанием Bi для создания одномерных магнитофотонных кристаллов. Ключевые слова: напыленные пленки ферритов-гранатов, кристаллизация, градиентное температурное поле, температура компенсации магнитного момента.

ВВЕДЕНИЕ

Одномерные магнитофотонные кристаллы (1D-MPCs) - структуры, состоящие из немагнитных и магнитных компонент, период которых сравним с длиной волны электромагнитного излучения - являются перспективными средами для создания на их основе таких устройств магнитооптики, как магнитооптические модуляторы, оптические изоляторы, высокочувствительные датчики магнитных полей и других [1-3]. В качестве магнитооптических (МО) слоев в 1D-MPCs, работающих на эффекте Фарадея, используются пленки ферритов-гранатов, обладающие высокими магнитооптическими (удельное фарадеевское вращение) и оптическими (прозрачность) характеристиками в видимой и ближней инфракрасной областях спектра. Классическими структурами одномерных магнитофотонных кристаллов являются так называемые микрорезонаторная структура (резонатор Фабри-Перо) и периодическая мультислойная структура. Микрорезонаторная структура представляет собой одномерный магнитофотонный кристалл, центральной частью которого является МО слой, обрамленный двумя диэлектрическими зеркалами, состоящими из нескольких ячеек одномерного фотонного кристалла. То есть фактически это - фотонный кристалл с магнитооптическим дефектом. Периодическая мультислойная структура - это периодически расположенные слои феррита-граната и диэлектрика.

На рис. 1 [3] представлены поперечные срезы структур конкретного исполнения, полученные в сканирующем электронном микроскопе: микрорезонаторная - (Ta2O5/SiO2//Bi:YIG/(SiO2/Ta2O5/ (а) и периодическая -

(В^Ю^Ю2)5/В^Ю (Ь). Здесь же показаны спектральные зависимости коэффициента пропускания и угла вращения Фарадея этих структур. Уникальными свойствами магнитофотонных кристаллов являются наличие запрещенной зоны в спектрах пропускания и усиление МО эффекта Фарадея на резонансной длине волны в микрорезонаторных кристаллах (рис. 1, а) или на краю запрещенной зоны в периодических кристаллах (рис. 1, б).

Bi:YIG spacer

Glass substrate

COMPO 15 OkV X 30000 1 fl m

Fused quartz substrate

COMPO 15.OkV XI 9,000 liJm

Рис. 1. Микрорезонаторная (Та205^Ю2,)5/В^Ю/^Ю2/Та205/ (а) и периодическая (В^Ю^Ю2)5/Б^Ю (Ь) структуры 1D-MPCs и их спектральные зависимости коэффициента пропускания и угла фарадеевского вращения [3].

Одним из методов изготовления 1D-MPCs является метод осаждения составляющих слоев из паровой фазы в вакууме. Пленки ферритов-гранатов получают, в основном, такими методами вакуумного осаждения, как реактивное ионно-лучевое и высокочастотное магнетронное распыление, а также импульсное лазерное осаждение [3-5]. Кристаллизацию пленок осуществляют как в процессе осаждения (эпитаксиальное наращивание), так и после его окончания отжигом в вакууме в присутствии кислорода или на воздухе при атмосферном давлении.

В качестве МО слоев в таких структурах обычно используются слои висмут-замещенного железо-иттриевого граната ^^Ю) с содержанием Bi не более

1 ат./ф.е. Это обусловлено трудностями осуществления процесс кристаллизации пленок с большим содержанием Bi на слоях SiO2, кристаллизация таких пленок возможна лишь на подложках или пленках со структурой граната [6]. Это существенно ограничивает потенциальную возможность получения 1D-MPCs с большим удельным фарадеевским вращением (десятки градусов на микрон в видимой области спектра).

Цель настоящей работы - отработка технологических режимов изготовления пленок ферритов-гранатов разного состава с максимальными значениями угла фарадеевского вращения и коэффициента пропускания для последующего формирования на их основе магнитофотонных кристаллов микрорезонаторного или периодического типов.

1. ЭКСПЕРИМЕНТАЛЬНОЕ ОБОРУДОВАНИЕ И МЕТОДЫ

Пленки ферритов-гранатов толщиной 0,08-0,9 мкм получали методом реактивного ионно-лучевого распыления соответствующих мишеней на холодные подложки гадолиний-галлиевого граната (ГГГ), оптически прозрачного ситалла и на пленки двуокиси кремния SiO2 в атмосфере чистого аргона и в смеси аргона и кислорода при различных парциальных давлениях [7]. Мишени изготавливались по традиционной керамической технологии. Составы мишеней были следующие:

1. Bi2,8Yo,2Fe5Ol2;

2. Bi2,5Gdo,5Feз,8AluOl2;

3. Bil,5Gdl,5Fe4,5Alo,5Ol2;

4. Bil,oYo,5Gdl,5Fe4,2 АЦО^.

Выбор химического состава мишеней определялся необходимостью оптимизации таких характеристик пленок, как величина удельного фарадеевского вращения вР, намагниченность насыщения, коэрцитивная сила Нс, температура компенсации Тсотр. и температура Кюри ТС, коэффициент пропускания света К, коэффициент прямоугольности петли магнитного гистерезиса К.

Кристаллизацию осажденных пленок проводили отжигом в вакууме в градиентном температурном поле, в кварцевой трубчатой печи и с помощью меандрового нагревателя, а также отжигом на воздухе при атмосферном давлении.

Отжиг в вакууме в градиентном температурном поле осуществляли при давлении кислорода 0,5-0,8 Торр с помощью линейного проволочного нагревателя из вольфрама, обеспечивающего в диапазоне температур 500 - 600 °С вдоль длинной стороны пленки от ее центра к краям градиент температуры 50 °С/см (пленка лежала длинной стороной поперек нагревателя). При этом разные части одной и той же пленки размером 12х8 мм кристаллизовались вдоль ее длинной стороны при разных температурах. Это позволяло на одном и том же пленочном образце создавать разные температурные условия и исследовать процесс кристаллизации с помощью минимального количества образцов.

Отжиг в вакууме в кварцевой трубчатой печи и с помощью меандрового нагревателя обеспечивал одинаковую температуру по площади образцов и проводился при давлении кислорода 0,5-0,8 Торр в диапазоне температур от 450 до 600 °С.

Отжиг на воздухе осуществляли при атмосферном давлении в диапазоне температур от 500 до 960 °С.

Химический состав мишеней и осажденных пленок, а также морфологию поверхности пленок исследовали с помощью растрового электронного микроскопа РЭМ-106 со спектрометром энергетической дисперсии ЭДС-1. Магнитооптические характеристики (угол фарадеевского вращения ар, 0р, Нс, Тсотр) определяли с помощью магнитополяриметра на эффекте Фарадея на длине волны 655 нм по измеренным магнитооптическим петлям гистерезиса (ПГ). Толщину h и показатель преломления п пленок измеряли с помощью поляризационно-интерференционного микроскопа «Вю1аг Р1» по методу двух иммерсий. Измерения на пленках, кристаллизованных в градиентном температурном поле, проводили вдоль линии температурного градиента. Оценку доли гранатовой фазы в пленках проводили по значению 9р и содержанию висмута. Спектры пропускания пленок в диапазоне длин волн от 400 до 750 нм измеряли спектрофотометром СФ-14. Спектры ФМР измеряли на частоте 9,3 ГГц на спектрометре ЭПР Вгикег Elexis Е500.

2. РЕЗУЛЬТАТЫ И ИХ ОБСУЖДЕНИЕ

Рассмотрим результаты, полученные при кристаллизации осажденных пленок ферритов-гранатов путем отжига в вакууме. Отметим, что после напыления все исследуемые пленки имели аморфную структуру и не обладали при комнатной температуре заметными магнитными свойствами.

На рис. 2 представлено распределение химического состава и ар вдоль длинной стороны кристаллизованной пленки В^,^0,2Ре5012 толщиной 600 нм. На верхней горизонтальной шкале рисунка показано распределение температуры вдоль пленки, на вставках - петли гистерезиса, измеренные в соответствующих областях пленки.

т,"с а ,

540 560 580 600 580 560 540 40 Ч-1-1-1-1-1-1-1-1-1-1-1-1- 1,0

0-1-1-1-1-1-1-1-1-1-1-1-1-1- о

0 2 4 6 8 Ю 12

, тт

Рис. 2. Распределение химического состава и ар вдоль длинной стороны кристаллизованной пленки В^,^0,2Ре5012 толщиной 600 нм.

Присутствие Gd и Ga в спектрах обусловлено проникновением электронного луча микроанализатора в подложку. Как видно из рисунка, в центральной части

пленки, в месте ее наибольшего разогрева, наблюдается уменьшение содержания Bi примерно в 2 раза и уменьшение значения аР примерно в 4 раза по сравнению с краями, что свидетельствует об уменьшении доли гранатовой фазы в этой области. В этом же месте наблюдается рост содержания элементов подложки (Gd и Ga) и кислорода, входящего в состав подложки. Содержание Бе и Y вдоль линии измерений изменялось слабо. Неизменность формы петель гистерезиса и знака аБ вдоль линии измерения говорит о том, что Gd и Ga подложки при нагреве до 600 °С не входят в пленку граната, а рост их содержания в этой области пленки обусловлен уменьшением ее толщины за счет испарения Bi и образованием при разрушении граната фаз с большей удельной плотностью, таких как BiFeO3 и В^е409.

Для пленок состава Bi2I5Gdo,5Fe3I8AllI2O12 наблюдалась более сложная картина: кристаллизация приводила к качественному и количественному изменению состава гранатовой фазы вдоль линии температурного градиента. На рис. 3 представлено распределение химического состава и аБ вдоль длинной стороны кристаллизованной пленки, а на вставках - петли гистерезиса, измеренные в соответствующих областях пленки.

т,°с

Рис. 3. Распределение химического состава и аБ кристаллизованной пленки Bi2I5Gd0I5Fe3I8AllI2O12 толщиной 900 нм. Масштаб «левой» ПГ в центральной области пленки по аБ увеличен в 3 раза.

По сравнению с пленкой В12^0,2Бе5012 содержание Bi в центральной части пленки Bi2I5Gd0I5Fe3I8AllI2O12 в зоне ее наибольшего разогрева уменьшалось всего лишь на 20 %. В этой же области наблюдалось повышение содержания Gd и кислорода. Характерной особенностью является распределение Fe: оно, как и Gd, распределено в «противофазе» с Вь Слабый сигнал от Ga и А1 не позволил заметить их сколь-нибудь существенного изменения вдоль линии измерения.

Петли гистерезиса в этой области были обратные, характеризовались меньшей интенсивностью и меньшими значениями коэффициента прямоугольности, чем на краях пленки. Это свидетельствует о том, что в зоне наибольшего разогрева происходило образование гранатовой фазы иного по сравнению с окружающими

областями состава, характеризующегося пониженным содержанием Bi и повышенным содержанием Gd. В зонах меньшего разогрева пленки знак ар соответствовал составу граната с преобладающим содержанием Вь

Результаты эксперимента по отжигу в градиентном температурном поле были использованы нами при выборе режимов кристаллизации пленок в вакууме в однородном температурном поле отжигом в кварцевой трубчатой печи и с помощью меандрового нагревателя. Однако, отжиг в вакууме позволил нам достичь значений 0F, не превышающих -3,1 и -2,8 /мкм для пленок В^,^0,2Ре5012 и Bi2,5Gd0,5Fe3,8Al1,2O12, соответственно, что было ниже литературных данных для пленок близких составов. По-видимому, это явилось следствием технических сложностей создания в вакуумной камере большего давления кислорода при отжиге. Кроме того, нам не удалось осуществить кристаллизацию МО слоев в вакууме на слоях диэлектриков, в частности на Si02.

Для создания 1D-MPCs с большими значениями 6р необходимо было решить технологическую задачу кристаллизации МО слоев с большим содержанием Bi (вплоть до чистого железо-висмутового граната В^е5012) на диэлектрических слоях, в частности на Si02. Такая задача была решена нами путем использования в качестве МО слоя двухслойной пленки. Нижний слой, наносимый и кристаллизуемый на Si02, представлял собой пленку с низким содержанием Bi состава Bi1,0Y0,5Gd1,5Fe4,2Al0,8O12, на нее наносилась и кристаллизовалась пленка с высоким содержанием Bi состава В^,^0,2Ре5012 или пленка состава Bi1,5Gd1,5Fe4,5Al0,5O12. Кристаллизация осуществлялась отжигом отдельно каждой из напыленных МО пленок на воздухе при атмосферном давлении. Для выбора оптимального диапазона температур кристаллизации одни и те же образцы пленок ВЬ^^^е^и и Bi1,5Gd1,5Fe4,5Al0,5O12, напыленных на положки ГГГ, и пленок Bi1,0Y0,5Gd1,5Fe4,2Al0,8O12, напыленных на положки оптического термостойкого ситалла и пленки Si02, кристаллизовались в диапазоне температур от 500 до 960 °С.

На рис. 4 представлены зависимости от температуры отжига То. для пленок трех составов. Здесь же показаны петли гистерезиса при некоторых То. Как видно из графика на рис. 4, кристаллизация пленок с меньшим содержанием Bi начинается при более высоких температурах (на 50 °С). Максимальные значения в пленках составов В^^^е^п и Bi1,5Gd1,5Fe4,5Al0,5O12 достигаются при То. = 680 °С и составляют, соответственно -5,5 и -3,5 °/мкм. Заметим, что для кристаллизации пленок отжигом на воздухе требуются температуры на 80-100 °С выше, чем при кристаллизации в вакууме.

Дальнейший нагрев пленок обоих составов приводит к уменьшению доли гранатовой фазы в них, а при То. > 960 °С происходит полное разрушение гранатовой фазы в пленках состава В^^^^е^^.

Особенностью зависимости 0F от температуры отжига для пленки состава Bi1,5Gd1,5Fe4,5Al0,5O12 является наличие температуры отжига То. = 900 °С, при которой в пленках наблюдается компенсация магнитного момента при комнатной температуре и соответствующая смена знака 0F. Это обусловлено, как и при отжиге в вакууме, относительным уменьшением содержания Bi и ростом содержания Gd

при высоких температурах отжига и, возможно, процессами диффузии ионов А13+ по окта- и тетра-подрешеткам граната [7].

Рис. 4. Зависимость 0¥ от температуры отжига образцов составов В^,^0,2Ре5О12 (1), Bi1,5Gd1,5Fe4,5A10,5O12 (2) и Bi1,0Y0,5Gd1,5Fe4,2A10,8O12 (3), напыленных на ГГГ, и В^, 0Y0,5Gd1,5Fe4,2A10,8O12, напыленных на ситалл (4).

Пленки состава Bi1,0Y0,5Gd1,5Fe4,2A10,8O12, напыленные на положки ГГГ в диапазоне температур отжига от 700 до 800 °С кристаллизуются с образованием слоев с максимальними значениями в^- = -1,9 °/мкм. Спонтанное зарождение поликристаллической феррит-гранатовой фазы при напылении на подложки ситалла и пленки SiO2 происходит при То. = 650 °С, а максимальное значение вF = -0,9 °/мкм достигается при То. = 680 °С.

Таким образом, из представленных данных видно, что оптимальной температурой отжига при кристаллизации пленок всех составов является температура 680 °С.

На рис. 5, 6 представлены зависимости коэрцитивной силы Нс от То. для пленок всех трех составов. Видно, что для пленки состава В^^0,^е5012 (рис. 5) Нс уменьшается с ростом То., что обусловлено снятием напряжений в пленке в каждом

Рис. 5. Зависимость Нс от температуры отжига образцов составов В^^^^е^п (а) и Bi1,5Gd1,5Fe4,5A10,5O12 (б), напыленных на подложки ГГГ.

последующем цикле отжига. Рост Нс с ростом То. для пленки состава Bi1,5Gd1,5Fe4,5Al0,5O12 обусловнен, по-видимому, как и в случае кристаллизации в градиентном температурном поле, образованием гранатовой фазы с возрастающим содержанием Gd и увеличивающимся вследствие этого значением Тсотр.. Максимальное значение Нс = 800 Э достигается при 900 °С, при такой температуре отжига их Тсотр. лежит вблизи комнатной температуры.

600 700 800 900 1000 То.,"С

Рис. 6. Зависимость Нс от температуры отжига образцов состава Bi1)0Y0,5Gd1)5Fe4,2Al0,8O12, напыленных на подложки ГГГ (а) и ситалла (б).

Для пленок состава Bi1)0Y0,5Gd1)5Fe4,2Al0,8O12 (рис. 6) наблюдается явно выраженная зависимость Нс от материала положки. При температурах отжига до 900 °С Нс слабо зависит от То. для пленки на ГГГ. Для пленки на ситалле зависимость Нс от То. представляет собой кривую, повторяющую зависимость aF от То., с максимальной Нс = 1700 Э при То. = 800 °С. Падение aF и Нс при То. > 800 °С обусловлено разрушением гранатовой фазы из-за взаимодействия с подложкой ситалла.

Эксперименты по исследованию ФМР в пленках состава Bi15Gd15Fe4,5Al0,5O12, напыленных на ГГГ, позволили сделать заключение об их кристаллической структуре. На рис. 7 представлены азимутальные зависимости интенсивности и ширины линии ФМР при измерении в плоскости пленки, отожженной при 680 °С. Указанные зависимости свидетельствуют о монокристалличности пленок, которая проявляется в кубической симметрии, характерной для плоскости (111) [8, 9]. Подтверждением этому служит и достигнутые максимальные значения 6F = -3,5 °/мкм в таких пленках. Некоторая асимметрия резонансных характеристик в плоскости пленки связана с возможной разориентацией плоскости (111) относительно нормали к плёнке.

На рис. 8 представлены фотографии поверхностей пленок Bi15Gd15Fe4,5Al0,5O12, напыленных на подложки ГГГ и отожженных при разных температурах. Видно, что на поверхности пленок присутствуют светлые области, количество которых уменьшается с ростом То., при этом происходит увеличение 0F (рис. 4, 2). Согласно данным микроанализа, светлые области обогащены висмутом. Поэтому, рост 0F и

2000-,

уменьшение количества светлых областей означает положительную динамику образования гранатовой фазы с высоким содержанием Вь Уменьшение количества

Рис. 7. Зависимости интенсивности линии ФМР (вверху) и резонансного поля (внизу) от азимутального угла при вращении в плоскости пленки В^,5 Gd1,5Fe4,5Al0,5O12, отожженной при 680 °С.

светлых областей после 680 °С с одновременным уменьшением 0F может быть обусловлено, как и в случае кристаллизации в вакууме, началом образования гранатовой фазы иного состава, характеризующегося пониженным содержанием Bi и повышенным содержанием Gd.

650 °С

680 °С

720 °С

Рис. 8. Поверхности пленок Bi1,5Gd1,5Fe4,5Al0,5O12, напыленных на подложки ГГГ и отожженных при разных температурах.

После нахождения оптимальных режимов осаждения и кристаллизации магнитооптических слоев изготавливались следующие трехслойные структуры:

1) ситалл/SiO2/Bil)oYo,5Gdl)5Fe4,2Alo,8Ol2/Bi2,8Yo,2Fe5Ol2;

2) ситалл/SiO2/Bil)oYo)5Gdl)5Fe4)2Alo)8Ol2/Bil)5Gdl)5Fe4)5Alo)5Ol2.

Все слои осаждались на холодные подложки. Слой Bi1,0Y0,5Gd1,5Fe4,2A10,8O12 после напыления на слой SiO2 кристаллизовался на воздухе при атмосферном давлении при То. = 680 °С в течение 20 мин. Затем на него наносился слой В^^0,^е5012 или Bi1,5Gd1,5Fe4,5A10,5O12 и кристаллизовался при тех же условиях.

ПГ пленок Bi1,0Y0,5Gd1,5Fe4,2A10,8O12 на ситалле, ВЬ,^0,^е5012 на ГГГ и структуры ситалл/SЮ2/Bi1,0Y0,5Gd1,5Fe4,2A10,8O12/Bi2,8Y0,2Fe5O12 представлены на рис. 9. ПГ структуры (рис. 9, в) схожа с ПГ однослойной пленки В^^0,^е5012 (рис. 9, б) и не проявляет никаких признаков разделения на слои, что свидетельствует о том, что ферримагнитные слои в структуре связаны обменным взаимодействием.

■0,9 -'-'-'-'--'-'-'-'-

-2,0 -1,6 -1,4 -0,8 -0,4 0 0,4 0,8 1,2 1,6 2,0

Рис. 9. ПГ пленок Bi1,0Y0,5Gd1,5Fe4,2A10,8O12 на ситалле (а), В^^0,^е5012 на ГГГ (б) и структуры ситалл/£Ю2/В11^о^а1^е4,2А1о,8012/Ш2^о^е5012 (в).

Для пленок Bi1,0Y0,5Gd1,5Fe4,2A10,8O12 и В^^0,^е5012 % составил -0,1 и -0,70°, соответственно. Это соответствует значениям -1,1 и -4,8 °/мкм. Для структуры ситалл/SЮ2/Bi1,0Y0,5Gd1,5Fe4,2A10,8O12/Bi2,8Y0,2Fe5O12 aF = -0,80°, что соответствует вF = -3,8 °/мкм. Это ниже, чем для одиночного слоя В^^0,^е5012, нанесенного на подложку ГГГ (-4,8 °/мкм).

Для структуры ситалл/SЮ2/Bi1,0Y0,5Gd1,5Fe4,2A10,8O12/Bi1,5Gd1,5Fe4,5A10,5O12 вF составил -3,0 °/мкм, что также несколько ниже, чем для одиночного слоя Bi1,5Gd1,5Fe4,5A10,5O12 на подложке ГГГ (-3,5 °/мкм). Уменьшение 0F структуры по сравнению с отдельных слоев ВЬ,^0,^е5012 или Bi1,5Gd1,5Fe4,5A10,5O12 на ГГГ происходит за счет слоя Bi1,0Y0,5Gd1,5Fe4,2A10,8O12 с малым значением вF.

ВЫВОДЫ

1. Исследованы условия кристаллизации магнитоактивных компонентов магнитофотонных кристаллов, получаемых методом реактивного ионно-лучевого распыления на монокристаллическую (ГГГ), поликристаллическую (ситалл) и аморфную (SiO2) подложки. Показано, что на подложках ГГГ кристаллизация пленок происходит в виде монокристаллических слоев.

2. Показано, что наивысшие значения удельного фарадеевского вращения в структуре ситалл/SiO^MO слой могут быть реализованы путем использования в качестве МО слоя двухслойной пленки из последовательно осаждаемых и кристаллизуемых пленок феррита-граната с низким и высоким содержанием висмута. Определены оптимальные условия синтеза таких структур: режимы напыления, температура, длительность и атмосфера кристаллизации.

3. Показано, что в пленках ферритов-гранатов с Bi, Gd, Al-замещениями на подложках ГГГ посредством изменения температуры отжига можно управлять значением температуры магнитной компенсации, а, следовательно, и соответствующими магнитными параметрами.

Список литературы

1. Magnetophotonic crystals - a novel magneto-optic material with artificial periodic structures / M. Inoue, H. Uchida, K. Nishimura, P.B. Lim // J. Mater. Chem. - 2006. - V. 16. - P. 678-684.

2. Properties of one-dimensional magnetophotonic crystals for use in optical isolator devices / H. Kato, T. Matsushita, A. Takayama et al. // IEEE Trans. Magn. - 2002. - V. 38, No. 5. - P. 3246-3248.

3. Magnetophotonic crystals / M. Inoue, R. Fujikawa, A. Baryshev et al. // J. Phys. D: Appl. Phys. - 2006. -V. 39. - P. R151-R161.

4. Magnetic properties of Bi3Fe5O12 garnet / T. Okuda, T. Katayama, H. Kobayashi, N. Kobayashi // J. Appl. Phys. - 1990. - V. 67, No. 9. - P. 4944-4946.

5. Kahl S. Enhanced Faraday rotation in all-garnet magneto-optical photonic crystal / S. Kahl, A.M. Grishin // Appl. Phys. Lett. - 2004. - V. 84, No 9. - P. 1438 - 1440.

6. Effect of substrate on growth of Bi-Fe-oxide films by reactive ion beam sputtering / K. Satoh, T. Okuda, H. Yamamoto et al. // IEEE Trans. J. Magn. Japan. - 1990.- V. 5, No. 12. - P. 1141 - 1146.

7. Synthesis and properties of substituted ferrite-garnet films for one dimensional magnetophotonic crystals / V.N. Berzhansky, A.V. Karavainikov, E.T. Milyukova et al. // Functional Materials. - 2010. - V. 17, No. 1. - P. 120-126.

8. Зюзин А.М. Влияние магнитной кубической анизотропии на угловые зависимости резонансного поля в (111)-ориентированных пленках / А.М. Зюзин, В.В. Радайкин // ЖТФ. - 1998. - Т. 68, № 11. - С. 118-120.

9. Структура и свойства напыленных пленок железо-иттриевого граната / В.Ф. Шкарь, Е.И. Николаев, В.Н. Саяпин и др. //ФТТ. - 2005. - Т. 47, вып. 6. - С. 1071-1074.

Шапошшков О.М. Кристалiзацiя MiBOK ферит!в-гранат1в, осаджених реактивним юнно-променевим розпиленням / О.М. Шапошшков, В.Н. Бержанський, А.Р. Прокопов, А.В. Каравайшков, О.Т. Мшюкова, В.О. Голуб // Вчеш записки Тавршського национального ушверситету iм. В.1. Вернадського. Серiя: Фiзико-математичнi науки. - 2010. - Т. 23(62), № 1. Ч. I. -С. 146-157.

Дослщжено процеси кристалiзацп плiвок фериив-грана™ складiв Bi2,8Y0,2Fe5O12, Bi2,5Gd0,5Fe3,8Al1,2O12, Bi1,5Gd1,5Fe4,5Al0,5O12 и Bi1,0Y0,5Gd1,5Fe4,2Al0,8O12, осаджених на тдкладки ГГГ, ситалу i плiвки SiO2

методом реактивного юнно-променевого розпилення. Кристалiзацiю здiйснювали вщпалюванням у BaKyyMi i на повiтрi при атмосферному тиску. Показано можливють кристалiзащi плiвок з високим вмютом Bi на SiO2 з через тдшар з низьким вмiстом Bi для створення одновимiрних магнiтофотонних кристалiв.

Ключовi слова: напилеш пл1вки ферит1в-гранат1в, кристал1защя, град1ентне температурне поле, температура компенсацп магштного моменту.

Shaposhnikov A.N. Crystallization of RIBS-iron garnet films / A.N. Shaposhnikov, V.N. Berzhansky, A.R. Prokopov, A.V. Karavainikov, E.T. Milyukova, V.O. Golub // Scientific Notes of Taurida National V.I. Vernadsky University. - Series: Physics and Mathematics Sciences. - 2010. - Vol. 23(62), No. 1. P. I. -P. 146-157.

The crystallization processes of RIBS-sputtering iron-garnet films of composition Bi2,8Y0,2Fe5O12, Bi2,5Gdo,5Fe3,8Al12O12, Bi^Gd^Fe^Al^O^ and Bi1,0Y0,5Gd1,5Fe4,2Al0,8O12 on the GGG, glass ceramics substrates and SiO2 films are investigated. Film crystallization was carried out by annealing in a vacuum as well as in air at atmospheric pressure. It is shown the possibility to crystallize the films with high Bi content on SiO2 films across the film with a low Bi content as sublayer to form the one-dimensional magnetophotonic crystals.

Keywords: RIBS-sputtering iron-garnet films, crystallization processes, gradient temperature field, magnetic moment compensation point.

Поступила в редакцию 14.04.2010 г.