CC BY
87
УДК 537.312.8:538.911
ОСОБЕННОСТИ СТРУКТУРНОГО СОСТОЯНИЯ ГЕТЕРОГЕННЫХ МАТЕРИАЛОВ №х^О)100_х, ПРОЯВЛЯЮЩИХ АНИЗОТРОПНОЕ МАГНИТОСОПРОТИВЛЕНИЕ А.А. Гребенников, О.В. Стогней
Проведено исследование влияния структурного состояния композитов №Х(М^О)100_Х на проявление ими анизотропного магнитосопротивления (АМС). Установлено, что АМС проявляется в отожженных при 500 оС образцах, имеющих перколяционную структуру, в то время как композиты с концентрацией металла, близкой к пороговой, проявляют только отрицательное магнитосопротивление. Предполагается, что проявление АМС композитами №х(М^О)100-х обусловлено анизотропией магнитных свойств протяженных никелевых кластеров, находящихся в их структуре, а механизм возникновения АМС аналогичен таковому для поликристаллического никеля. Вдвое меньшие значения магнитосопротивления композитов №х(М^О)100-х по сравнению с чистым никелем предположительно связаны с наноструктурным состоянием и влиянием на процессы электропереноса диэлектрической матрицы
Ключевые слова: нанокомпозит, перколяционная структура, анизотропное магнитосопротивление
Введение
Характерной особенностью гранулированных нанокомпозитов ферромагнитный металл- диэлектрик доперколяционного состава является наличие туннельного магниторезистивного эффекта [1,2,4]. Его проявление обусловлено особенностью морфологии таких систем и связано со спин-зависимым туннелированием электронов между гранулами через потенциальный барьер, создаваемый диэлектриком. Туннельный магниторезистивный эффект наблюдается в доперколяционных нанокомпозитах независимо от метода получения или элементного состава ферромагнитной и диэлектрической фаз, механизм и условия его возникновения установлены экспериментально [1,2,4] и объяснены
теоретически [2,3]. В композитах, находящихся за порогом перколяции, магниторезистивный эффект не проявляется [4]. В тоже время, в ряде публикаций сообщается о наблюдении в перколированных композитах металл-диэлектрик магниторезистивного эффекта, анизотропного относительно взаимной ориентации тока, протекающего через образец, и внешнего магнитного поля [5-7]. Так как электроперенос в таких структурах осуществляется по перко-ляционному кластеру, было сделано предположение, что наблюдаемый эффект имеет не туннельную природу. Первоначально проявление композитами анизотропного магнитосопротивления (АМС) связывалось с рассеянием электронов на межзеренных границах и предполагалось, что механизм его возникновения аналогичен механизму, ответственному за АМС в объемных ферромагнетиках (N1, Ге, Со) [5]. Однако сравнительное исследование композитов №-8Ю2иСо-8Ю2, полученных в одинаковых условиях, не подтвердили данного предположения. В композитах №-8Ю2 с большой концентрацией металла проявлялось АМС, тогда как в Со-8Ю2 эффект отсутствовал [6]. Кроме того, было выявлено
Гребенников Антон Александрович - ВГТУ, канд. физ.-мат. наук, мл. науч. сотрудник, тел. 8-903-656-31-01 Стогней Олег Владимирович - ВГТУ, д-р физ.-мат. наук, профессор, тел. 8(473) 246-66-47
несоответствие между максимальной величиной магниторезистивного эффекта в №-8Ю2 (0,7 %) и объемном никеле (1,7 %), что может быть связано с влиянием диэлектрической матрицы. Таким образом, имеющиеся результаты исследования АМС в композитах металл-диэлектрик весьма немногочисленны и не позволяют определить условия его проявления, кроме того, отсутствует понимание механизма возникновения данного эффекта. Поэтому исследование анизотропии магниторезистивных свойств гранулированных нанокомпозитов с ферромагнитной фазой N1, определение концентрационных интервалов возникновения АМС и структурных особенностей образцов, проявляющих АМС, является актуальной задачей.
Методика
Исследованные образцы были получены методом ионно-лучевого распыления составной мишени, состоящей из никелевой основы с навесками М^О, в атмосфере аргона. Распыляемые компоненты одновременно осаждались на ситалловую подложку, формируя пленку Nix(MgO)1oo-x, толщина которой в зависимости от концентрации никеля варьировалась от 3 до 4 мкм. Навески MgO были распределены на поверхности основы неравномерно, что позволило получить за один цикл напыления образцы в широком диапазоне концентрации металла.
Измерение концентрации химических элементов, входящих в состав композита, проводилось методом электронно-зондового рентгеноспектрального микроанализа. Измерения проводились на сканирующем рентгеновском микроанализаторе 1ХЛ-840 с погрешностью, не превышающей 1,5 % от содержания измеряемого элемента. С целью инициирования в полученных образцах необходимых структурных перестроек проводился отжиг в вакууме 10-3 Па при температуре500 оС в течение 10 мин. Режим термообработки исходных пленок был выбран на основе данных работы [8].
Процессы перемагничивания в отожженных образцах исследовались с помощью вибрационного магнитометра, магниторезистивные свойства - потенциометрическим методом по двух-зондовой схе-
ме. Погрешность при измерении магнитных и магниторезистивных свойств не превышала 1%. Структура образцов изучалась методом просвечивающей электронной микроскопии на просвечивающем электронном микроскопе ТеспаЮ2 20Г8-Тв Научнообразовательном и инновационном центре БелГУ «Наноструктурные материалы и нанотехнологии».
Результаты
Согласно данным работы [8] отжиг композитовNix(MgO)100_x в вакууме при температуре 500 оС приводит к формированию наногранулиро-ванной структуры, состоящей из двух кристаллических фаз N1 и MgO. Данные, полученные исследованием структуры методом ПЭМ подтверждают сделанный вывод.В результате расшифровки электро-нограмм (рис. 1) установлено, что композиты
Nix(MgO)100_x являются гетерогенными системами ферромагнитный металл - диэлектрик и состоят преимущественно из двух кристаллических фаз со структурой ГЦК:№ и MgO (параметр решетки для = 0,352±0,001нм, для MgOa =
0,421+0,001 нм).Сопоставляя фотографии, полученные для композитов различного состава, можно утверждать, что с увеличением концентрации никеля в образце размер темных областей возрастает. Учитывая, что обе фазы в исходных композитах являются наноразмерными [9], и, принимая во внимание значительную разницу в температуре плавления N1 (1453оС) и MgO (2825 °С), можно предположить, что в результате отжига при 500 оС размер зерен N1 существенно возрастает (за счет вторичной рекристаллизации), тогда как рост зерен MgO не столь значителен. Поэтому, темные области на фотографиях рис. 1 соответствуют фазе никеля. В результате усреднения размеров, определенных по рис. 1 для 20 зерен каждого из образцов, был рассчитан средний диаметр зерен (<Л>) отожженных композитов Niх(MgO)100_х. С увеличением содержания металла в образце <й>возрастает и составляет: 16,4 нм для образца Ni20(MgO)80;
21,6 нм - Ni31(MgO)69; 58,7 нм - Ni40(MgO)60.
В результате исследования магниторезистивного эффекта отожженных при 500 оС композитов Nix(MgO)100_x установлено, что величина эффекта и его знак неодинаковы при различной ориентации тока, протекающего через образец, и внешнего магнитного поля. Кроме того, величина и анизотропия эффекта зависят от содержания металла в композите. При концентрации металла менее 24 ат.% образцы не проявляют магниторезистивных свойств (рис. 3), что означает отсутствие ферромагнитного упорядочения в гранулах никеля при 25 оС. В работе [9] было показано, что температура Кюри (ТС) исходных композитов Nix(MgO)100_x вследствие проявления ими размерного эффекта значительно меньше 25 оС. Предположительно, отжиг при 500 оС образцов с концентрацией металла менее 24 ат.% не приводит к существенному росту гранул и исчезновению размерного эффекта, поэтому их ТС после отжига остается менее 25 оС.
В интервале концентрации х: 27 - 29 ат.% в образцах независимо от взаимной ориентации тока и магнитного поля реализуется отрицательный магниторезистивный эффект (рис. 2 х: 29%, рис. 3). В результате анализа результатов измерения механизмов электропереноса в отожженных композитах №х(М^О)юо-х установлено, что при концентрации никеля 27 ат.% происходит образование перколяци-онного кластера. Поэтому проявление туннельного магнитосопротивления композитами с х >27 ат.% маловероятно: согласно теоретическим работам
[3,10] данный механизм проявляется в допер коля-ционных композитахс неметаллическим типом проводимости.
х: 20%
г.
• * V*» • л
МдО[111]
N1(111]
МдО[222]
№[200]
Мд0[220]
N1(220]
N1(222]
Мд0[420]
N1(331]
МдО[111]
N1(111]
Мд0[200]
N1(200]
Мд0[220]
N1(220]
Мд0[400]
Мд0[420]
N•[311]
N1(420]
✓ МдО[111] г N4(111 ]
I- Мд0[200]
-N1(200]
-Мд0[220]
"МдО[222]
^N4(222]
чМдО[420]
^N1(331]
ч№[420]
Рис. 1. Микрофотографии и электронограммы образцов Niх(MgO)loo-х, отожженных в вакууме при 500 оС
Тем не менее, из экспериментальных работ [6,9-11] следует, что величина туннельного магни-тосопротивления при достижении критической концентрации металла в композите не падает резко до нуля, а уменьшается постепенно с ростом содержания металла в образце. Это обусловлено тем, что за порогом перколяции в структуре образца имеется значительное количество изолированных в диэлектрике, не участвующих в обменном взаимодействии, гранул, через которые протекает туннельный ток. Однако в интервале 27 - 29 ат.% с ростом концентрации металла магниторезистивный эффект возрастает, следовательно его природа не туннельная.
Возможной причиной, обусловливающей изменение сопротивления композитов NІ27(MgO)7з и NІ29(MgO)7l во внешнем магнитном поле является
изменение самопроизвольной намагниченности образовавшихся в результате отжига металлических кластеров. В этом случае полевая зависимость маг-нитосопротивления должна быть схожа с аналогичной зависимостью, полученной для чистого никеля. Однако из результатов работ, приведенных в [12], известно, что чистый никель проявляет анизотропное магнитосопротивление (АМС), в то время как в образцах №27(М^О)73 и №29(М^О)71 эффект изотропный. Данная особенность может быть связана с тем, что ТС этих образцов находится вблизи 25 оС. В этом случае основной вклад в их намагничивание вносит парапроцесс, который обусловливает уменьшение сопротивления образцов во всем интервале значений магнитного поля.
! -0,2 --0,4 --0,6 ^
х: 29% ^ МС, % 0, 0, ,0 0, 0, 0, х:
-8 -6 -4 -2 0 2 4 6 8 Н, кЭ -8 -6 -4 -2 0 2 4 6 8 Н, кЭ
х-35%^|Г-^ 0,6 0,3 I
о °,° -0,3 -0,6 і
-8 -6 -4 -2 0 2 4 6 8
Н, кЭ
-8 -6 -4 -2 0 2 4 6 8
Н, кЭ
Рис. 2. Полевые зависимости магниторезистивного эффекта отожженных при 500 оС образцов №х(М£0)юо_х при различной ориентации тока и поля (о - Н // I; • - Их!)
20 25 30 35 40 45
Ы1, ат.%
Рис. 3.Концентрационные зависимости продольного и поперечного магниторезистивного эффекта отожженных при 500 оС образцов №х(М£О)100-х
Увеличение содержания металла в композите до 32 ат.% приводит к проявлению ими АМС (рис. 2 х: 33,35,46%, рис. 3). Предположительно, данный эффект связан с образованием в результате отжига перколяционной структуры с металлическим типом проводимости, содержащей большое число протяженных никелевых кластеров, так как известно, что в чистом никеле наблюдается именно анизотропное магнитосопротивление [12].
В случае справедливости сделанного предположения, для композитов №х(М^0)100_хдолжны выполняться сформулированные Акуловым [13] правила четных эффектов (не зависящих от знака поля или намагниченности). В результате анализа зави-2 2
симостейМС /МС5 (I /18) для Nix(MgO)100_x(рис. 4)
установлено, что величина продольного магниторезистивного эффекта в области процессов смещения линейно зависит от квадрата намагниченности образца (т. е. удовлетворяется первое правило четных эффектов). Более того, приведенные на рис. 4 зависимости схожи с зависимостью, полученной для поликристаллического никеля: как в области процессов «смещения» (перемагничивание осуществляется смещением доменных стенок), так и в области процессов «вращения» (перемагничивание осу-
ществляется вращением векторов намагниченности доменов) магниторезистивный эффект линейно зависит от квадрата намагниченности. Наблюдаемый
на зависимости МС / МС8 (12 /1^) для никеля излом
соответствует тому значению намагничивающего поля, когда завершаются процессы смещения границ доменов и начинаются процессы вращения вектора 18 относительно направления внешнего по-ля[12]. Этот излом наблюдается только у хорошо отожженных материалов; в случае наличия в металле неоднородных напряжений (что характерно для неравновесной структуры композитов ферромагнитный металл-диэлектрик) область, в которой происходит смена смещения вращением, «размазывается» на более широкий интервал полей, и резкого излома не наблюдается. В тоже время угол наклона кривых в области «смещения» для Nix(MgO)100_x и никеля существенно отличается. Как показал автор работы, цитируемой в [12], для поликристалличе-ского никеля наклон прямой а(12) в области процессов смещения заметно ниже, чем в области процессов вращения. Это объясняется тем, что для четных эффектов имеют значение лишь смещения границ между областями с соседствами, отличными от соседств 180° типа. Для композитов Nix(MgO)100_x напротив: угол прямой а(12) в области процессов «смещения» заметно больше, чем в области процессов вращения. Предположительно такой характер зависимости связан с наноразмерным состоянием, а также наличием в структуре диэлектрических областей Mg0.Указанные особенности структуры и морфологии композитов NІx(MgO)l00_x приводят с одной стороны к появлению областей, в пределах которых гранулы никеля находятся в однодоменном состоянии, с другой - к наличию изолированных в объеме диэлектрика металлических гранул и кластеров. В результате перемагничивание композита за счет вращения векторов намагниченности доменов начинается в слабых полях, кроме того, изолированная в диэлектрике часть металлической фазы не вносит вклад в магнитосопротивление. Чем меньше металла в композите, тем большая его часть является изолированной.
Из вышеизложенного следует, что перемагничивание композитов Nix(MgO)l00_x с концентрацией металла более 32 ат.% осуществляется одновременно «смещением» и «вращением», поэтому угол
22
наклона зависимости МС / МС5 (I /18) на начальном участке больше, чем на конечном (рис. 4, х: 46%).
-0,1
-0,2
-0,3
0,2
0,0
0,8
0,0
-0,4
нием ферромагнитной фазы и влиянием на процессы электропереноса диэлектрической матрицы.
Работа выполнена при поддержке Министерства образования и науки Российской Федерации, соглашение 14.A18.21.2059, и РФФИ, грант № 11-02-90437-Укр_ф_а.
Литература
1. Structural and electrical properties of granular metal films / B.Abeles, P.Sheng, M.D.Coutts, Y.Arie // Advances in Physics - 1975.- V.24.- P.407-461.
2. Mitani S., Fujimori H., Ohnuma S. Spin-dependent tunneling phenomena in insulating granular systems // JMMM
- 1997.- V.165.- P.141-148.
3. Slonczewski J.C. Conductance and exchange coupling of two ferromagnets separated by tunneling barrier // Physical Review B - 1989.- V.39.- P.6995-7002.
4. Калинин Ю.Е., Ситников А.В., Стогней О.В. Физические свойства композитов металл-диэлектрик с аморфной структурой // Альтернативная энергетика и экология- 2007.- №12.-C.59-71.
5. Spin-dependent electronic transport in granular fer-romagnets / A.Milner, A.Gerber, B.Groisman,M.Karpovsky, A.Gladkikh// Physical Review Letters - 1996.- V.76.- P.475-478.
6. Magnetoresistance of granular ferromagnets / A.Milner, A.Gerber, B.Groisman, M.Karpovsky, A.Gladkikh // Phys. Rev. B - 1997.- V.55.- P.6446-6452.
7. Wang Ch., Rong Y., Hsu T.Y. Progressive evolution from giant magnetoresistance to anisotropic magnetore-sistance in CoNi-Al2O3 granular films // Materials Science-Poland -2006.- V.24.-P.351 - 356.
8. Влияние термической обработки на формирование наноструктуры в сплавах Nix(MgO)100-x / А.А. Гребенников, О.В. Стогней, А.В. Ситников,В.А. Терехов, Н.А. Румянцева// Альтернативная энергетика и экология -
2010.- №7.-С.82 - 85.
9. Grebennikov A.A. Stognei O.V. Size effect in Nix(MgO)100-x nanocomposites// Solid State Phenomena -
2011.- V.168-169.-F.361 - 364.
10. Mitani S., Fujimori H., Ohnuma S. Spin-dependent tunneling phenomena in insulating granular systems // JMMM
- 1997.- V.165.- P.141-148.
11. Стогней О.В., Калинин Ю.Е., Ситников А.В. и др. Резистивные и магниторезистивные свойства гранулированных аморфных композитов CoFeB-SiOn// Физика металлов и металловедение- 2001.- T.91.- №1.- C.24-31.
12. Вонсовский С.В. Магнетизм. М.: Наука,- 1971. 1032 с.
13. Акулов Н.С. Ферромагнетизм. М.: ОГИЗ,- 1939.
188 с.
Воронежский государственный технический университет
Рис. 4. Приведенная зависимость величины продольного магниторезистивного эффекта от квадрата намагниченности отожженных при 500 оС композитов Nix(MgO)100-x. Пунктирными линиями отмечены участки, соответствующие процессам «смещения» и «вращения». IS - намагниченность насыщения, МС - значение магни-тосопротивления при IS. Сплошными линиями изображены соответствующие зависимости для поликристалличе-ского никеля
Чем ближе концентрация №в образце к 32 ат.%, тем меньший вклад в перемагничивание вносят процессы «смещения», поэтому соответствующий участок на зависимости
2 2
MC /MCS (I / IS) практически отсутствует (рис. 4, х: 33%).
Второе правило четных эффектов, согласно которому в отсутствие парапроцесса продольный эффект вдовое больше поперечного, для данных композитов, также как и для поликристаллического никеля, не выполняется. Как показал Вонсовский [12], это обусловлено принятыми в расчетах Акулова допущениями.
Выводы
1. Установлено, что композиты Nix(MgO)100-x доперколяционного состава (х<24 ат.%) не проявляют магниторезистивных свойств при 25 оС, предположительно, вследствие низкого значения ТС ферромагнитной фазы.
2. В композитах, имеющих перколяционную структуру(х> 32 ат.%), реализуется анизотропное магнитосопротивление (АМС).Наблюдаемое АМС имеет не туннельную природу, его проявление обусловлено анизотропией магнитных свойств протяженных никелевых кластеров, находящихся в структуре композитов. Механизм возникновения АМС аналогичен таковому для поликристаллического никеля.
3. Вдвое меньшие значения магнитосопротив-ления композитов Nix(MgO)100-x (с х>32 ат.% ) по сравнению с поликристаллическим никелем предположительно связаны с наноструктурным состоя-
SINGULARITY OF STRUCTURAL STATE OF HETEROGENEOUS MATERIALS Nix(MgO)100-x, WHICH EXHIBIT ANISOTROPIC MAGNETORESISTANCE A.A. Grebennikov, O.V. Stogney
The influence of the Nix(MgO)100-x composites structural state on the anisotropic magnetoresistance has been investigated. It is found that anisotropic magnetoresistance (AMR) is observed in the samples with a percolation structure annealed at 500 °C. The composites with metal concentration close to the percolation, exhibit only the negative magnetoresistance. It is assumed that the AMRin Nix(MgO)100-xcomposite is due to the anisotropy of the magnetic properties of extended nickel clusters within their structure. The mechanism of AMR in Nix(MgO)100-xcomposite is similar to the mechanism realized in the polycrystalline nickel. Twice smaller values of magnetoresistance in Nix(MgO)100-x composites compared to polycrystalline nickel is presumably related to nanostructured state and the dielectric matrix influence on the electron transport in the composites
Key words: nanocomposite, percolation structure, anisotropic magnetoresistance
