CC BY
12STRUCTURAL MATERIALS
УДК 539.216.2:536.425.001.57
МЕХАНИЗМЫ НАВЕДЕННОЙ МАГНИТНОЙ АНИЗОТРОПИИ В ГРАНУЛИРОВАННЫХ НАНОКОМПОЗИТАХ (Co40Fe40B20)^(SiO2)100-x
А.В. Ситников
Воронежский государственный технический университет, Московский пр., 14, г. Воронеж, Россия, 394026, тел. (4732) 46-66-47; факс (4732) 46-32-77; е-mail: [email protected]
Исследованы механизмы формирования магнитной анизотропии в нанокомпозитах (Co40Fe40B20);r(SiO2)100-y с аморфной структурой металлической ферромагнитной фазы. Показано, что в гетерогенной системе с аморфной структурой ферромагнитных гранул возможно формирование магнитной анизотропии при образовании текстурированных структурных неоднородностей, при магнитострикционном взаимодействии ферромагнитных частиц с микро- и макронапряжениями в пленке и за счет парного упорядочения атомов в аморфной металлической фазе сплава. Ни один из механизмов формирования магнитной анизотропии в наногранулированных композитах (Co40Fe40B20)y(SiO2)100-_y не является предпочтительным. Наличие нескольких конкурирующих механизмов формирования магнитной анизотропии в наногранулированных композитах (Co40Fe40B20)x(SiO2)100-_y обуславливает высокую степень дисперсии осей анизотропии.
AN INDUCED MAGNETIC ANISOTROPY MECHANISMS IN THE GRANULAR NANOCOMPOSITES (Co40Fe40B20MSiO2)1ro-A-
A.V. Sitnikov
Voronezh State Technical University, Moscow Ave 14, Voronezh, Russia, 394026, phone (4732) 46-66-47, fax (4732) 46-32-77; e-mail: [email protected]
The mechanism of forming the magnetic anisotropy of (Co40Fe40B20)y(SiO2)100--y nanocomposites with an amorphous structure of metallic ferromagnetic phase are studied. We show that in the heterogeneous system with an amorphous structure of ferromagnetic granules the magnetic anisotropy formation is possible at the expense of textured structural inhomogeneities formation, of magnetostrictive interaction of ferromagnetic particles with micro- and macrostresses in the film, and by the pair ordering of atoms in an amorphous metal alloy phase. None of the magnetic anisotropy mechanisms in nanogranular (Co40Fe40B20)y(SiO2)100--y composite are not preferable. The presence of several competing mechanisms of magnetic anisotropy in nanogranular (Co40Fe40B20)y(SiO2)100--y composite requires a high degree of anisotropy axis dispersion.
Введение
В последнее время большой интерес привлекают исследования высокочастотных магнитных свойств нанокомпозитов ферромагнитный металл-диэлектрик [1-5]. Обладая наноразмерной гетерострукту-рой, у которой магнитные зерна диаметром несколько нанометров окружены диэлектриком, такие системы имеют высокое удельное электрическое сопротивление, зависящее от соотношения проводящей и изоляционной фаз [6-8]. Как правило, в качестве ферромагнитной фазы композитов рассматриваются либо переходные металлы Fe, №, либо сплавы на их основе [9-12]. В качестве диэлектрической матрицы чаще всего используются оксиды Si, Л1, Zr, &, Ш и т. д. либо фториды, например MgF2 [13-18].
В большинстве случаев исследуемые композиты имели кристаллическую структуру магнитной фазы. Использование в качестве материала металлической компоненты гетероструктур ферромагнитных сплавов, склонных к аморфизации, весьма ограничено. Наиболее часто используется сплав Co40Fe4oB2o [19-20].
Надо заметить, что чаще всего при напылении композитов предпринимаются усилия для формирования одноосной магнитной анизотропии (На) в плоскости пленки. При этом, как правило, используют либо наложение постоянного магнитного поля в области расположения подложки, либо нанесение материала под некоторым углом к нормали, восстановленной к поверхности пленки. Такие технологические приемы позволяют получать сплавы с хорошо сформированными осями анизотропии в плоскости пленки, и при этом наблюдается достаточно хорошее согласие экспериментальных и теоретических зависимостей действительной (|/) и мнимой (ц//) частей комплексной магнитной проницаемости от частоты измерения при соответствующем подборе величины коэффициента затухания.
Однако есть ряд проблем, которые на сегодняшний день не нашли подробного экспериментального изучения и теоретического объяснения. В частности, все представленные прекрасные высокочастотные магнитные свойства наногранулированных композитов ферромагнитный металл-диэлектрик были измерены в плоскости пленки вдоль оси трудного намаг-
£
Международный научный журнал «Альтернативная энергетика и экология» № 8 (64) 2008 © Научно-технический центр «TATA», 2008
31
ничивания (ОТН). В некоторых аспектах практического приложения желательно иметь изотропные высокочастотные магнитные свойства в плоскости пленки. Формирование магнитной структуры без выраженной оси легкого намагничивания (ОЛН) в плоскости образца приводит к высокой дисперсии локальных осей намагничивания ферромагнитных гранул. Такая ситуация на сегодняшний день плохо отражена как экспериментально, так и теоретически.
Наличие одноосной магнитной анизотропии является необходимым условием для получения хороших высокочастотных свойств наногранулирован-ных композитов. Однако систематического исследования механизмов формирования макроскопической магнитной неоднородности не проводилось. Очень часто в композитах с кристаллической структурой ферромагнитных гранул рассматривается кристаллографическая анизотропия, которая является в этом случае доминирующей. В этой связи большой интерес представляют исследования магнитной структуры гетерогенных систем, где в качестве магнитной фазы используются аморфные сплавы. Отсутствие кристаллической структуры таких гранул позволяет выделить влияние таких видов анизотропии, как анизотропия формы гранул и кластеров, магнитострик-ционная анизотропия и анизотропия парного упорядочения, которая характерна для ферромагнитных сплавов в аморфном состоянии.
Получение композитов, методика эксперимента
путем изготовления подложкодержателя в виде гофрированной полоски. При этом плоскость поверхности образца имела угол 45° к потоку распыляемых атомов мишени (рис. 2). Образцы для проведения эксперимента представляли собой ситалловые полоски размером 60x3x0,6 мм с нанесенной на них пленкой композита толщиной 2-5 мкм. Партия образцов состояла из 75 пластин различного состава.
t
подложка
Рис. 1. Расположение мишени и подложек при прямом напылении композита Fig. 1. Target and substrates location in the direct deposition of the composite
Наногранулированные композиты
(Co40Fe40B20)_y(SЮa)100-x были получены ионно-лучевым распылением составной мишени, представляющей собой литую мишень из сплава Co40Fe40B20 с неравномерно распределенными по поверхности 12 навесками SiO2 [21, 22]. Металлическое основание представляло собой водоохлаждаемую пластину сплава размером 270x80x15 мм, навески выполнены из кварцевых пластин в виде полос 80x10x1 мм, которые крепились перпендикулярно длинной стороне основания. Такой вид мишени позволил в одном технологическом цикле распыления получить непрерывное изменение соотношения металлической и диэлектрической фаз композита на подложках, расположенных параллельно плоскости мишени. Для формирования направления и величины магнитной анизотропии использовались две геометрии расположения подложек относительно плоскости поверхности мишени. В первом случае при плоском расположении подложек направление оси трудного намагничивания располагается параллельно длинной оси мишени по направлению градиента изменения концентрации металлической и диэлектрической фаз композита (рис. 1). Формирование легкой оси намагничивания можно осуществить, либо напыляя пленку в магнитном поле, либо проводя наклонное нанесение материала на подложку. Второй способ формирования направления анизотропии был реализован
отн о
подложка
Рис. 2. Расположение мишени и подложек при наклонном напылении композита Fig. 2. Target and substrates location in the tilt deposition of the composite
Изменение величины и направления поля анизотропии также возможно при проведении термической и термомагнитной обработки композитов. Для этого было исследовано влияние термической обработки на физические свойства композитов. Температура отжига была выбрана 350 °С, время проведения обработки 30 минут. Такой режим позволяет провес-
отн
oj1h
oj1h
ти релаксационные процессы наногранулированной структуры, не изменяя ее морфологических и структурных особенностей (размера гранул, аморфного состояния матрицы и металлической фазы) и сохраняя ферромагнитные свойства гранул аморфного сплава Со40Бе40В20 (температура отжига ниже температуры Кюри). Отжиги проводились без приложения магнитного поля и в магнитном поле 3500 Э, направленном в плоскости пленки перпендикулярно направлению оси образца. Термообработка проводилась в вакууме не хуже 10-5 торр.
Измерение комплексной магнитной проницаемости проводилось резонансным методом на частоте 50 МГц по методике, описанной в [23]. Кривые намагниченности композитов были получены с помощью вибрационного магнитометра в полях до 10 кЭ. Измерение концентрации химических элементов, входящих в состав сплава, проводилось методом электронно-зондового рентгеноспектрального микроанализа.
Механизмы формирования магнитной анизотропии в композитах (Со4^е40В20)у(81О2)100-Л:
Как уже было сказано ранее, наногранулирован-ные композиты (Со^е40В2аЫ^Ю2)100-_у являются сложной гетерогенной структурой, в которой нано-размерные гранулы аморфного сплава Со40Бе40В20 помещены в диэлектрическую матрицу. В такой структуре возможно несколько механизмов формирования магнитной анизотропии. В частности, на формирование макроскопической магнитной анизотропии формы может влиять несферичность гранул, их преимущественная ориентация, текстура диэлектрических включений в металлическую магнитную фазу и другие факторы. При наличии магнитострикции аморфного сплава, формирующего ферромагнитную фазу композита, возникновение в процессе получения пленок одноосного напряжения может быть причиной возникновения магнитострикционной анизотропии. Так как в качестве магнитной фазы композита используется аморфный сплав, то релаксация его структуры в присутствии внутреннего магнитного поля при повышенных температурах, не приводящих к процессам кристаллизации, может привести к парному упорядочению различных атомов, входящих в состав сплава. Это вызовет магнитную анизотропию парного упорядочения, характерную для ферромагнитных аморфных сплавов. Рассмотрим перечисленные виды магнитной анизотропии применительно к композитам
(Со^е/юВ20);г^Ю2)100-;г.
Наведенная магнитная анизотропия парного упорядочения атомов
в аморфной ферромагнитной фазе композита
Обычно в аморфных ферромагнитных сплавах изменение поля анизотропии при термической и термомагнитной обработке связано с термоактивированной перестройкой структуры, при которой увеличивается степень парного упорядочения атомов
различного рода в направлении внутреннего магнитного поля. Внутреннее поле ферромагнетика задается структурой магнитных доменов и доменных стенок, которая определяется величиной и распределением полей анизотропии образца. При этом отжиг аморфного сплава без магнитного поля способствует увеличению поля анизотропии по направлению ОТН. Наложение внешнего магнитного поля намагничивает ферромагнетик в направлении приложенного поля. Термоактивированные процессы парного упорядочения приводят в данном случае к формированию ОЛН параллельно направлению внешнего поля. Степень изменения поля анизотропии определяется энергией активации процессов перестройки аморфной структуры и, следовательно, зависит от состава аморфного ферромагнитного сплава, температуры отжига и времени проведения процесса.
Исследование влияния термомагнитной обработки в аморфном сплаве Со40ре4^В20 показало, что магнитная структура сплава значительно изменяется при наличии магнитного поля в процессе отжига. Так, величина поля анизотропии после отжига при температуре 350 °С в течение 30 минут без приложения внешнего магнитного поля составляла 30,5 Э и была направлена вдоль оси образца, а после термомагнитной обработки в аналогичных условиях На = 23 Э и направление ОТН изменилось на 90°. Эти результаты подтверждают, что используемые в эксперименте температура и время термомагнитной обработки могут способствовать значительному изменению поля анизотропии в аморфном ферромагнитном сплаве Со4^е40В20 за счет термоактивированных процессов парного упорядочения атомов.
Рис 3. Концентрационные зависимости величины поля анизотропии композитов (Co40Fe40B20)x(SiO2)100-x после отжига при температуре 350 °С в течение 30 минут без приложения внешнего магнитного поля (кривая 1) и после отжига при температуре 350 °С в течение 30 минут с приложением внешнего магнитного поля 3500 Э в плоскости пленки перпендикулярно оси образца (кривая 2) Fig. 3. Concentration dependence of the field anisotropy value
of (Co40Fe40B20)x(SiO2)100-x composites after annealing at a 350 °С for 30 minutes without application of external magnetic field (curve 1) and after annealing at the same temperature for 30 minutes with the application of external magnetic field (3500 Oe) in the film plane perpendicular to the axis of the sample (curve 2)
25
№
Международный научный журнал «Альтернативная энергетика и экология» № 8 (64) 2008 © Научно-технический центр «TATA», 2008
33
Сравнительный анализ величины и направления поля анизотропии композитов (Со4^е40В20)2(^Ю2)100-_у после отжига при температуре 350 °С в течение 30 минут без приложения внешнего магнитного поля и после отжига при температуре 350 °С в течение 30 минут с приложением внешнего магнитного поля 3500 Э в плоскости пленки перпендикулярно оси образца представлен на рис. 3 (кривые 1 и 2 соответственно). Из представленных на этом рисунке концентрационных зависимостей видно, что после отжига в магнитном поле величина На значительно уменьшилась, причем с увеличением концентрации металлической фазы происходит разворот поля анизотропии параллельно направлению поля, в котором находился образец при термомагнитной обработке.
Таким образом, экспериментальные результаты свидетельствуют о том, что в магнитоупорядоченных наногранулированных композитах с аморфной структурой магнитной металлической фазы возможна наведенная магнитная анизотропия путем парного упорядочения атомов.
перпендикулярно оси катушки и образца в плоскости пленки (рис. 4). При этом с ростом поля подмагни-чивания происходит разворот магнитных моментов гранул в сторону ОТН и при напряженности поля, равном полю анизотропии, векторы намагниченности композита повернутся перпендикулярно Низм. Как следствие, измеренные величины Ц и Ц7 будут увеличиваться. При Нвнеш. > На происходит закрепление векторов намагниченности композита, а величины действительной и мнимой частей комплексной магнитной проницаемости будут стремиться к значениям, равным 1 и 0 соответственно.
Н„.
Л-►
Нш
Магнитострикционная анизотропия
В процессе осаждения пленок композитов на подложку при термической обработке, приводящей к релаксации аморфной структуры гетерогенной системы, возможно появление как внутренних, микроскопических напряжений в объеме образца, так и макроскопических напряжений на границе раздела пленка-подложка. Аморфный ферромагнитный сплав Со4(^е40В20 является магнитострикционным материалом с ~ 20-10-6. Поэтому можно предположить, что микро- и макронапряжения должны влиять на величину и направление полей анизотропии как отдельных ферромагнитных гранул, так и композита в целом. Для изучения влияния механических напряжений на величину и направление поля анизотропии нами были исследованы полевые зависимости комплексной магнитной проницаемости композитов (Со4^е40В20)у($Ю2)100-;г, подвергнутых растягивающим и сжимающим напряжениям.
В процессе высокочастотного перемагничивания основной вклад в изменение внутреннего поля материала вносит вращение векторов намагниченности, тогда как вкладом от движения доменных границ при частотах в десятки МГц можно пренебречь. Следовательно, при совпадении направления ОТН измеряемого образца и поля катушки мы будем иметь наибольшее значение комплексной магнитной проницаемости. И наоборот, когда ось легкого намагничивания расположена вдоль оси образца, мы будем иметь минимальное значение действительной (Ц) и мнимой (ц//) частей комплексной магнитной проницаемости. Для формирования магнитной структуры, в которой реализуется условие перпендикулярности направления магнитного поля катушки индуктивности измерительного комплекса и магнитных моментов гранул в испытуемом образце, в процессе исследования постоянное магнитное поле накладывалось
Рис. 4. Схема проведения высокочастотных измерений комплексной магнитной проницаемости во внешнем постоянном магнитном поле Fig. 4. High-frequency measurements scheme for complex permeability in the external constant magnetic field
На рис. 5 показана схема эксперимента для создания напряжений в образцах композиционных пленок. Образец (ситалловая подложка размером 60x3x0,6 мм с напыленной на поверхность композиционной пленкой) крепился с двух сторон на керамическую пластину аналогичных размеров. Угол прогиба образца задавался высотой ступеньки между образцом и основанием. В зависимости от положения пленки относительно основания в композиционном материале возникали одноосные сжимающие или растягивающие напряжения. Собранную конструкцию помещали в измерительную катушку (рис. 4) и проводили измерения ц(Н) и ц'(Н). Внешнее магнитное поле было направлено в плоскости пленки перпендикулярно оси образца. При высоте ступеньки 0,6 мм относительное удлинение пленки композита составляло ~ 4-10-4.
Ступенька прогиба
Образец
Керамическая подложка
Рис. 5. Схема эксперимента для создания напряжений в образцах композиционных пленок Fig. 5. Stress creation experiment scheme in samples of the composite films
34
International Scientific Journal for Alternative Energy and Ecology № 8 (64) 2008
© Scientific Technical Centre «TATA», 2008
,7'U: h
UV 1 5
100
40 60 80 100
Н,Э
uVL
300 250 200 150 100 50 0
Н,Э
uV7 ,
" г" 800^
600-
400
0-
0 20 40 60 80 100
Н,Э
uV
12001000 800600400 200
d
100
Н,Э
иУ/
Н- И- 600
500 400 300200 1000
0 20 40 60 80 100
Н,Э
Рис. 6. Зависимости действительной (1, 3, 4) и мнимой (2, 4, 6)
частей комплексной магнитной проницаемости от внешнего постоянного магнитного поля, направленного перпендикулярно оси образца в плоскости пленки на частоте 50 МГц после отжига при температуре 350 °С в течение 30 минут наногранулированных композитов: а - (Co40Fe40B20)501(SiO2)499,
b - (Co40Fe40B20)51,7(SiO2)48,3, c - (Co40Fe40B20fe,3(SiO2)44,7,
d - (Co40Fe40B20)63,9(SiO2)36,1, e - (Co40Fe40B20)72(SiO2)28.
Кривые 1, 2 - образцы в исходном состоянии, 3, 4 - подвергнутые растягивающему одноосному напряжению, 5, 6 - подвергнутые сжимающему одноосному напряжению Fig. 6. The dependences of real (1, 3, 4) and imaginary (2, 4, 6) parts of the complex permeability of the external constant magnetic field directed perpendicular to the axis of the sample in the plane of the film at a frequency of 50 MHz after annealing at a temperature of 350 °С in 30 minutes for nanogranular composite: а - (Co40Fe40B20)50,1(SiO2)49,9, b - (Co40Fe40B20)51,7(SiO2)48,3, c - (Co40Fe40B20)55,3(SiO2)44,7, d - (Co40Fe40B20)63,9(SiO2)36,1, e - (Co40Fe40B20)72(SiO2)28. Curves 1, 2 - samples in their original condition, 3, 4 - subjected to uniaxial tension stress, 5, 6 - subjected to uniaxial compression stress
0
b
a
200-
0
c
e
На рис. 6 представлены зависимости действительной (кривые 1, 3, 4) и мнимой (кривые 2, 4, 6) частей комплексной магнитной проницаемости наногранули-рованных композитов
(Со4(^е40В20)50,1^Ю2)49,9 (рис. 6, а), (С04(^е40В20)51,7^Ю2)48,3 (рис. 6, Ь), (С040^е40В20)55,3^Ю2)44,7 (рис. 6, с), (Co4oFe4oB2o)6з,9(SiO2)з6,l (рис. 6, 3), (С040^е40В20)72^Ю2)28 (рис. 6, в) от внешнего постоянного магнитного поля, направленного в плоскости пленки перпендикулярно оси образца. Измерения проводились на частоте 50 МГц. Образцы
предварительно отжигались при температуре 350 °С в течение 30 мин без приложения внешнего магнитного поля. Кривые 1, 2 соответствуют образцам в исходном состоянии, 3, 4 - подвергнутым растягивающему одноосному напряжению, 5, 6 - подвергнутым сжимающему одноосному напряжению. Положение максимального значения ц//(Н) коррелирует с величиной поля анизотропии композита. При этом одноосное растягивающее напряжение увеличивает На в направлении, перпендикулярном оси образца. Рост доли металлической фазы усиливает эффект. Напротив, одноосное сжимающее
Международный научный журнал «Альтернативная энергетика и экология» № 8 (64) 2008 э
© Научно-технический центр «TATA», 2008 J
напряжение уменьшает величину поля анизотропии в перпендикулярном направлении и разворачивает направление ОТН вдоль оси образца. Такое поведение На от деформации пленки подтверждает наше предположение о влиянии микро- и макронапряжения на величину и направление полей анизотропии как отдельных ферромагнитных гранул, так и композита в целом.
Наведенная магнитная анизотропия формы
Композиты представляют собой гетерогенную систему, состоящую из двух фаз. В случае композитов ферромагнитный металл-диэлектрик фазы крайне неоднородны. Они имеют различные электрические, механические и магнитные свойства. Можно предположить, что структурная изотропность на микро- и макроуровне таких систем может быть легко нарушена. Структурные неоднородности композита, текстуриро-ванные в некотором направлении, как правило, приводят к неоднородности магнитных свойств, то есть к наведенной магнитной анизотропии. Наличие одноосной симметрии в процессе распыления (см. рис. 1) может быть причиной наличия одноосной магнитной анизотропии в плоскости пленки получаемых образцов. Вклад в На неоднородности композита может быть изучен путем создания условий получения композитов, когда анизотропия роста вводится искусственно. Такая ситуация была реализована путем изготовления под-ложкодержателя в виде гофрированной полоски. Такой способ осаждения, называемый наклонным напылением, создает условия формирования ОЛН ферромагнитной пленки вдоль направления, находящегося под углом к потоку осаждающихся частиц, то есть перпендикулярно направлению ОЛН, которая формируется при обычном напылении в данной установке.
Сравнение величины и направления поля анизотропии композитов (Со40Ре40Б20)у(8Ю2)100-_у в исходном состоянии при обычном напылении (рис. 7, кривая 1) и при наклонном напылении (рис. 7, кривая 2) показывает, что в случае осаждения пленки под углом к потоку частиц направление ОТН в плоскости пленки совпадает с осью образца во всех исследуемых составах композита. Тогда как при прямом напылении ОТН располагалась перпендикулярно оси образца. Надо также отметить, что величина поля анизотропии в данном случае несколько выше, чем у композитов, полученных при обычной геометрии напыления. Магнитная структура, полученная при наклонном напылении композита (Со40Ре40Б20)у(8Ю2)100-_у, подтверждает предположение о существенном влиянии структурной анизотропии на формирование ОТН и ОЛН пленок.
Сравнение величины и направления поля анизотропии композитов (Со40Ре40Б20)^8Ю2)100-_у, полученных при наклонном напылении, в исходном состоянии (рис. 8, кривая 1) и после отжига при температуре 350 °С в течение 30 минут (рис. 8, кривая 2) показывает, что направление ОТН в плоскости пленки изменилось на ортогональное относительно исходных образцов. Такое неожиданное поведение
можно объяснить, если предположить, что неоднородности, созданные «косым» напылением и симметрией распылительной системы, различаются. Причем в первом случае анизотропия структуры подвержена релаксации при отжиге, а неоднородности, образующиеся из-за симметрии распылительной системы, термически более устойчивы.
Х,ат%
Рис. 7. Концентрационные зависимости величины поля анизотропии, композитов (Co40Fe40B20)x(SiO2)100-x в исходном состоянии при обычном напылении (кривая 1) и при наклонном напылении (кривая 2) Fig. 7. Concentration dependence of the field anisotropy value for (Co40Fe40B20)x(SiO2)100 -x composites in its original condition in the direct deposition (curve 1) and in the tilt (curve 2)
На,Э В плоскости пленки
перпендикулярно оси образца
403020100-10-20-30-40. В плоскости пленки 50' паралельно оси образца
50 60
Х,ат%
Рис. 8. Концентрационные зависимости величины поля анизотропии в исходном состоянии (кривая 1) и после отжига при температуре 350 °С в течение 30 минут при наклонном напылении (кривая 2) композитов (Co40Fe40B20)x(SiO2)100-x Fig. 8. Concentration dependence of the anisotropy field value for (Co40Fe40B20MSiO2)100 -x composites in the initial state (curve 1) and after annealing at a temperature of 350 °С in 30 minutes while tilt deposition (curve 2)
Выводы
Проведенные исследования магнитных свойств на-ногранулированных композитов (Co4oFe4oB2o)_x{SiO2)ioo-r показали, что в гетерогенной системе с аморфной структурой ферромагнитных гранул возможно формирование магнитной анизотропии при образовании тек-стурированных структурных неоднородностей, при
магнитострикционном взаимодействии ферромагнитных частиц с микро- и макронапряжениями в пленке, а также за счет парного упорядочения атомов в аморфной металлической фазе сплава. Ни один из механизмов формирования магнитной анизотропии в наногра-нулированных композитах (Co4oFe4oB2o).y(SiQ2)ioo-x не является предпочтительным. Наличие нескольких конкурирующих механизмов формирования магнитной анизотропии в наногранулированных композитах (Co40Fe40B20)_y(SiQ2)100-x обуславливает высокую степень дисперсии осей анизотропии.
Таким образом, в композитах (Co4OFe4OB20)_x{SiQ2)100-x возможно существование нескольких видов текстури-рованных структурных неоднородностей гетерогенной системы, которые формируют магнитную анизотропию сплава в различных направлениях.
Работа выполнена при финансовой поддержке РФФИ (грант № 08-02-00840), гранта МО и CRDF (проект PG 05-010-1).
Список литературы
1. Ohnuma S.H., Fujimori H., Mitani S., Masumoto T. High frequency magnetic properties in metal-nonmetal granular films // J. Appl. Phys. 1996. Vol. 79. P. 5130-5135.
2. Bloemen P.J.H., Rulkens B. On the frequency dependence of the magnetic permeability of FeHfO thin films // J. Appl. Phys. 1998. Vol. 84. P. 6778-6781.
3. Shihui Ge, Yang Xiaolin, Kim Kwang Youn, Xi Li, Kou Xiaoming, Yao Dongsheng, Li Binsheng, Wang Xin-wei. Study on mechanism of soft magnetic properties for high-frequency application in Ni75Fe25-SiO2 granular films // Phys. Stat. Sol. A. 2005. Vol. 202, No. 10. P. 2021-2027.
4. Sohn J.C., Byun D.J., Lim S.H. Theoretical and experimental permeability spectra of nano-granular Co-Fe-Al-O films for GHz magnetoelastic device applications // Phys. Stat. Sol. A. 2004. Vol. 201, No. 8. P. 1946-1950.
5. Buznikov N.A., Iakubov I.T., Rakhmanov A.L., Sboychakov A.O. High-frequency magnetic permeability of nanocomposite film // J. Magn. and Magn. Mater. 2005. Vol. 293. P. 938-946.
6. Ohnuma S., Kobayashi N., Masumoto T., Mitani S., Fujimori H. Magnetostriction and soft magnetic properties of (Co1-xFex)-Al-O granular films with high electrical resistivity // J. Appl. Phys. 1999. Vol. 85. P. 4574-4576.
7. Xu Y., Yan X. Microstructure and magnetic properties of percolating (Ni-Fe)x(SiO2)1-x granular films // J. Mat. Rsch. 1996. Vol. 11. P. 2506-2509.
8. Hayakawa Y., Hasegawa N., Makino A., Mitani S., Fujimori H. Microstructure and magnetoresistance of Fe-Hf-O films with high electrical resistivity // J. Magn. and Magn. Mater 1996. Vol. 154. P. 175-182.
9. Ohnuma H., Hono K., Onoder H., Ohnuma S., Fujimori H., Pedersen J.S. Microstructures and magnetic
properties of Co-Al-O granular thin films // J. Appl. Phys. 2000. Vol. 87, No. 2. P. 817-823.
10. Wu L.Z., Ding J., Jiang H.B., Chen L.F., Ong C.K. Particle size influence to the microwave properties of iron based magnetic particulate composites // J. Magn. and Magn. Mat. 2005. Vol. 285. P. 233-239.
11. Ramprasad R., Zurcher P., Petras M., Miller M., Renaud P. Magnetic properties of metallic ferromagnetic nanoparticle composites // Appl. Phys. 2004. Vol. 96, No. 11. P. 519-529.
12. Chen C., Kitakami O., Shimada Y. Particle size effects and surface anisotropy in Fe-based granular films // J. Appl. Phys. 1998. Vol. 84. P. 2184-2189.
13. Morikawa T., Suzuki M., Taga Y. Soft-magnetic properties of Co-Cr-O granular films // J. Appl. Phys.
1998. Vol. 83. P. 6664-6666.
14. Ohnuma S., Fujimori H., Masumoto T., Xiong X.Y., Ping D.H., Hono K. FeCo-Zr-O nanogranular soft-magnetic thin films with a high magnetic flux density // Appl. Phys. Lett. 2003. Vol. 82, No. 6. P. 946-948.
15. Coonley K.D., Mehas G.J., Sullivan C.R., Gibson U.J. Evaporatively deposited Co-MgF2 granular materials for thin-film inductors // M.S. thesis, Dartmouth College,
1999.
16. Li Liangliang, Crawford Ankur M., Wang Shan X., Marshall Ann F., Mao Ming, Schneider Thomas, Bubber Randhir. Soft magnetic granular material Co-Fe-Hf-O for micromagnetic device applications // J. Appl. Phys. 2005. Vol. 97, No. 10. P. 907-910.
17. Grimes A., Grimes M. The effective permeability of granular films // IEEE Trans. Magn. 1993. Vol. 29, No.6. P. 4092-4094.
18. Sasaki Y., Morita S., Hatanai T., Makino A., Sato T., Yamasawa K. High-frequency soft magnetic properties of nanocrystalline Fe-(Co)-Hf-O films with high electrical resistivity and their applications to micro DC-DC converter // NanoStructured Mat. 1997. Vol. 8. P. 1025-1029.
19. Lianwen Deng, Zekun Feng, Jianjun Jiang, Hua-hui He. Percolation and microwave characteristics of CoFeB-SiO2 nano-granular films // J. Magn. and Magn. Mater. 2007. Vol. 309. P. 285-289.
20. Yildiz F., Kazan S., Aktas B., Tarapov S.I., Tagi-rov L., Granovsky B. Ferromagnetic resonance studies on (Co40Fe40B20)x(SiO2)1-x granular magnetic films // J. Magn. and Magn. Mater. 2006. Vol. 305. P. 24-27.
21. Kalinin Yu.E., Sitnikov A.V., Stognei O.V., Zolotukhin I.V., Neretin P.V. Electrical properties and giant magnetoresistance of CoFeB-SiO2 amorphous granular composites // Mat. Scien. and Engin. 2001. A304-306. P. 941-945.
22. Золотухин И.В., Неретин П.В., Калинин Ю.Е., Стогней О.В., Ситников А.В. Электрическое сопротивление аморфных нанокомпозитов CoTaNb+SiO2 // Альтернативная энергетика и экология. 2002. № 2. С. 7-14.
23. Калаев В. А. Высокочастотные магнитные свойства гранулированных нанокомпозитов Co41Fe39B2o-SiO2, Co41Fe39B20-Al2O3, Co45Fe45Zr10-SiO2 и Co45Fe45Zr10-Al2O3. Дис. канд. физ.-мат. наук. 2004.
Международный научный журнал «Альтернативная энергетика и экология» № 8 (64) 2008 © Научно-технический центр «TATA», 2008
