CC BY
10Статья поступила в редакцию 06.07.2011. Ред. рег. № 1082
The article has entered in publishing office 06.07.11. Ed. reg. No. 1082
УДК 538.935
ВЛИЯНИЕ ДИЭЛЕКТРИЧЕСКОЙ ПРОСЛОЙКИ НА МАГНИТНЫЕ СВОЙСТВА МНОГОСЛОЙНЫХ СТРУКТУР НА ОСНОВЕ НАНОКОМПОЗИТОВ (Co84NbMTa2MSiO2)100-x
А.А. Алешников1, А.Б. Грановский2, Ю.Е. Калинин1, А. В. Ситников1, А. Г. Федосов1
'Воронежский государственный технический университет 394026 Воронеж, Московский пр., д. 14 Тел.: +7(473)2466647, E-mail: [email protected] 2Московский государственный университет 119991 Москва, Ленинские Горы, д. 1
Заключение совета рецензентов: 26.07.11 Заключение совета экспертов: 30.07.11 Принято к публикации: 05.08.11
Методом ионно-лучевого распыления получены пленки объемных композитов (Co84Nb14Ta2)¥(SiO2)100--y, рост которых осуществлялся в среде аргона (Ar) на неподвижную и вращающуюся подложки, в среде Ar при добавлении 3,5 парциальных % кислорода (О2), а также многослойные гетерогенные системы {[(Co84Nb14Ta2)¥(SiO2)100-y]/[(Co84Nb14Ta2)_x(SiO2)100-_y+O2]}B и {[(Co84Nb14Ta2)^(SiO2)100-y]/[(SiO2)]}B. Исследованы структура, электрические и магнитные свойства данных гетерогенных систем. Выявлено наличие перпендикулярной магнитной анизотропии, связанной со столбчатой структурой пленок композитов (Co84Nb14Ta2)^(SiO2)100-_y и многослойных гетерогенных систем {[(Co84Nb14Ta2)¥(SiO2)100-r]/[(Co84Nb14Ta2)¥(SiO2)100-r+O2]}B. В многослойной системе {[(Co84Nb14Ta2)y(SiO2)100-x]/[(SiO2)]}B перпендикулярная магнитная анизотропия отсутствует.
Ключевые слова: нанокомпозиты, многослойные структуры, электрические свойства, магнитные свойства.
EFFECT OF A DIELECTRIC LAYER ON MAGNETIC PROPERTIES OF MULTILAYER STRUCTURES BASED ON NANOCOMPOSITES
(Co84Nb14Ta2MSiO2)100-X
A.A. Aleshnikov1, A.B. Granovsky2, Yu.E. Kalinin1, A.V. Sitnikov1, A.G. Fedosov1
'Voronezh State Technical University, 14 Moscow ave., Voronezh, 394026, Russia Tel.: +7(473)2466647, e-mail: [email protected] 2Moscow State University 1 Leninskie Gori, Moscow, 119991, Russia
Referred: 26.07.11 Expertise: 30.07.11 Accepted: 05.08.11
Films of bulk composites (Co84Nb14Ta2)X(SiO2)100-_y, whose growth was carried out in argon (Ar) atmosphere and Ar atmosphere by adding 3.5 partial % of oxygen ^2) on fixed and rotating substrates, as well as multilayer heterogeneous systems {[(Co84Nb14Ta2MSiO2)100-xK[(Co84Nb14Ta2MSiO2)100-.r+O2]}B and {[(Co84Nb14Ta2MSiO2)1oo-x]/[(SiO2)]}B have been prepared by the ion-beam sputtering method. The structure and electrical and magnetic properties of these heterogeneous systems have revealed the presence of the perpendicular magnetic anisotropy related to the columnar structure of composite films (Co84Nb14Ta2)i(SiO2)100-r and multilayer heterogeneous systems {[(Co84NbMTa2MSiO2)100-x]/[(Co84Nb14Ta2MSiO2)100-¥+O2]}B. In the multilayer system {[(Co84Nb14Ta2)Y(SiO2)100-_y]/[(SiO2)]}B the perpendicular magnetic anisotropy is absent.
Keywords: nanocomposites, multilayer structures, electrical properties, magnetic properties.
Введение
Наногранулированные композиты металл-диэлектрик привлекают повышенное внимание исследователей в связи с их уникальными физическими свойствами, обусловленными структурными особенностями этих гетерогенных систем. Наличие нано-размерных металлических гранул, хаотически рас-
пределенных в диэлектрической матрице, значительно повышает удельное электрическое сопротивление гетерогенной системы по сравнению с металлической фазой [1-3]. Возможность использования в качестве проводящей фазы элементов и сплавов с ферромагнитным упорядочением атомов делает композиты привлекательными для применения в области ВЧ и СВЧ электромагнитных полей [4-8].
Обычно в качестве ферромагнитной фазы композитов используют переходные металлы Со, Бе, N1 или сплавы на их основе [9-14], а диэлектрическая матрица состоит из оксидов 81, А1, 2г, Сг, БГ и т. д. либо фторидов, например, MgF2, СаР2 [15-20].
К настоящему времени получено большое разнообразие различных композиционных материалов. Наногранулированные композиты, полученные разными авторами с использованием различных методов формирования гетерогенных структур, имеют достаточно хорошо согласующиеся физические свойства, что свидетельствует о едином механизме самоорганизации структуры. Однако далеко не все композиты и не во всем концентрационном диапазоне (особенно после порога перколяции) проявляют магнитные свойства, благоприятные для использования их в высокочастотных устройствах. В ряде работ [9, 16, 21-23] сообщается о наличии значительной перпендикулярной магнитной анизотропии образцов некоторых составов, расположенных выше порога перколяции. Структурные исследования показывают наличие столбчатой структуры кластеров металлических гранул в перпендикулярном направлении к плоскости пленок, которая формируется в процессе синтеза композиционного материала. Композиты (Со84МЪ14Та2)у(8Ю2)100-_у являются гетерогенными системами, в которых за порогом протекания обнаружена перпендикулярная магнитная анизотропия, связанная со структурными неоднородностями в перпендикулярном к плоскости пленки направлении. В работе рассмотрена возможность ограничения роста столбчатой структуры пленки за счет формирования прослоек из композита, полученного в среде активного газа, диэлектрических прослоек 8102 и в процессе циклического напыления пленки на вращающуюся подложку.
Методика получения, структура и электрические свойства гетерогенных систем
Пленки гетерогенных систем на основе ферромагнитного сплава Со84МЪ14Та2 и оксида кремния были получены ионно-лучевым распылением составной мишени на ситалловых подложках [24]. Для исследования электрических и магнитных свойств были получены объемные композиты (Со84МЪ14Та2)_у(8Ю2)100-_у, рост которых осуществлялся в среде аргона (Аг) на неподвижной и вращающеейся подложке, в среде Аг при добавлении 3,5 парциальных % кислорода (О2), а также многослойные гетерогенные системы {[(Со84№14Та2М81О2)100-^/[(Со84№14Та2М81О2)100-х + +02]}и и {[(Со84№14Та2М8102)100-х]/[(8Ю2)]}и.
Получение многослойных гетерогенных структур композит-композит было осуществлено по следующей технологии. В течение нескольких десятков секунд производилось напыление композитов (Со84МЪ14Та2)_у(8Ю2)100-х в атмосфере Аг, затем в атмосфере аргона с добавлением кислорода. Число таких циклов было п. Установление номинального
давления реактивных газов после включения клапана натекателя составляло 4 с, их откачка при выключении клапана натекателя составила 8 с. Время напыления слоев и давление реактивного газа варьировалось. Толщина прослойки композитов, осажденных в атмосфере аргона, составляла 3-11 нм, в атмосфере Аг+О2 - 1,5-8 нм в зависимости от режимов напыления.
Для напыления многослойной структуры композит-диэлектрик {[(Со84МЪ14Та2М8102)100-х]/[(8102)] }п использовалось одновременное распыление двух мишеней и осаждение функциональных слоев на вращающуюся подложку при ее прохождении в зоне распыления материала. Слой композита наносился при распылении составной мишени, у которой в качестве основания использовалась пластина сплава Со84№мТа2 с закрепленными на ее поверхности навесками кварца. Неравномерное расположение навесок кварца позволяло в одном технологическом цикле получать композиты (Со84МЪ14Та2)у(8Ю2)100-_у с непрерывно изменяющимся соотношением фаз, которое зависело от взаимного положения подложек и поверхности мишени.
Серия из пяти ситалловых подложек закреплялась на подложкодержателе параллельно плоскости мишени вдоль ее длинной стороны. Перед напылением многослойной гетерогенной структуры композит-диэлектрик проводились контрольные напыления отдельных слоев. При выбранных параметрах процесса на подложки-свидетели производилось распыление первой мишени и осаждение одного из компонентов многослойной структуры с предварительно выбранной скоростью вращения подложкодержателя Ы, об/мин. После этого измерялась толщина нанесенного покрытия в точках, равномерно выбранных с различных участков подложек-свидетелей. По измеренным величинам проводилась аппроксимация толщин напыленных пленок в зависимости от взаимного расположения подложки и мишени. Из известной скорости вращения подложкодержателя, времени напыления и толщины пленки рассчитывалась толщина наносимого слоя за один оборот карусели. Подобная процедура проводилась и относительно второй мишени. Исходя из полученных данных, выбиралась скорость вращения подложкодержателя для получения многослойной структуры с необходимыми толщинами слоев. Полученные таким образом многослойные структуры {[(Со84МЪ:4Та2)х(8102)100-х] /[(8Ю2Ж56 имели толщину композиционного слоя 9-11,5 нм и толщину диэлектрической прослойки 2-4,5 нм.
Для прямого изучения структуры композита (Со84МЪ14Та2)66,з(8102)зз,7 были проведены электронно-микроскопические исследования поперечного сечения пленки, которые представлены на рис. 1. Анализ структуры показал, что пленка текстуриро-вана: гранулы вытянуты вдоль направления роста, размер гранул 10-20 нм длиной и около 5 нм в поперечном сечении. Это полностью подтверждает наши предположения о наличии структурной анизотропии роста пленок.
International Scientific Journal for Alternative Energy and Ecology № 9 (101) 2011
© Scientific Technical Centre «TATA», 2011
Рис. 1. Микрофотография поперечного сечения пленки
композита (Co84Nb14Ta2)663(SiO2)337 Fig. 1. Micrograph of a cross-section of the composite film
(Co84Nb14Ta2)66.3(SiO2)33.7
Концентрационные зависимости удельного электрического сопротивления (р) композитов и многослойных гетерогенных структур (рис. 2) являются характерными для перколяционных систем с фазами, имеющими существенно различные значения собственной проводимости. Анализ приведенных результатов показывает, что величина удельного электрического сопротивления (р) композитов (Со84№14Та2)_у(8Ю2)100-х, полученных в атмосфере чистого аргона, отличается от соответствующей характеристики композитов, полученных в атмосфере Аг давлением 9,2-10-4 торр и О2 давлением 3,2-10-5 торр (рис. 2, кривые 1 и 2 соответственно). Присутствие кислорода увеличивает значение р гетерогенной системы при одинаковом соотношении диэлектрической и металлической фаз. Однако в отличие от композитов (Со45Ре452г10)_у(А12Оз)100-х и (Со40Ре40Б20)_у(8Ю2)100-_у [25] это изменение не столь значительно. Это можно объяснить большими положительными значениями энтальпии образования соединений СоО, ТаО и №О по сравнению с ВО и 2гО [26].
Большинство многослойных гетерогенных структур {[(Co84Nbl4Ta2)х(SiO2)lоох]/[(Co84Nbl4Ta2)х(SiO2)lоо-х+O2]}и имеют близкие зависимости р(х), которые почти не отличаются от данной характеристики композитов (Со8фЫЬ14Та2)у(8Ю2)100-х (кривые 3-4, 6 на рис. 2). Исключение составляет многослойная гетерогенная система, полученная при циклическом напылении в атмосфере Аг с давлением 9,6-10-4 торр в течение 58 с и смешанной атмосфере (Аг с давлением 9,6-10-4 торр и О2 с давлением 3,4-10-4 торр) в течение 34 с (рис. 2, кривая 6). В этом случае давление кислорода составляло более 30 парциальных % газовой атмосферы, толщина окисленного слоя 6-7 нм, что почти равно толщине слоя композита, полученного в среде аргона (7-8 нм). Эти данные свидетельствует о том, что прослойки окисного слоя оказывают существенное влияние на величину удельного электрического сопротивления при толщинах, соизмеримых с толщинами основных слоев.
Рис. 2. Концентрационные зависимости удельного электрического сопротивления нанокомпозитов (Co84Nb14Ta2)x(SiO2)100-x, полученных в атмосфере Ar (кривая 1); в атмосфере Ar и О2 (кривая 2); многослойных структур {[(Co84Nb14Ta2)X(SiO2)100-x]/[(Co84Nb14Ta2)X(SiO2)100-X+O2]}335, полученных при циклическом напылении в атмосфере Ar
с давлением 9,210-4 торр в течение 47 с и смешанной атмосфере (Ar с давлением 9,210-4 торр и О2 с давлением
5,0-10"5 торр) в течение 15 с (кривая 3); {[(Co84Nb14Ta2)x(SiO2)100-x]/[(Co84Nb14Ta2)x(SiO2)100-X+O2]}128, полученных при циклическом напылении в атмосфере Ar
с давлением 9,010-4 торр в течение 47 с и смешанной атмосфере (Ar с давлением 9,010-4 торр и О2 с давлением
1,210-4 торр) в течение 15 с (кривая 4); {[(Co84Nb14Ta2)x(SiO2)100-x]/[(Co84Nb14Ta2)x(SiO2)100-X+O2]}290, полученных при циклическом напылении в атмосфере Ar
с давлением 1010-4 торр в течение 47 с и смешанной атмосфере (Ar с давлением 1010-4 торр и О2 с давлением
1,410-4 торр) в течение 15 с (кривая 5) и {[(Co84Nb14Ta2)x(SiO2)100-x]/[(Co84Nb14Ta2)x(SiO2)100-X+O2]}180, полученных при циклическом напылении в атмосфере Ar
с давлением 9,610-4 торр в течение 58 с и смешанной атмосфере (Ar с давлением 9,610-4 торр и О2 с давлением 3,410-4 торр) в течение 34 с (кривая 6)
Fig. 2. Concentration dependences of the resistivity of nanocomposites (Co84Nb14Ta2)x(SiO2)10o-x prepared in an atmosphere of Ar (curve 1) and in the atmosphere of Ar and O2 (curve 2); multilayer structures {[(Co84Nb14Ta2)x(SiO2)100.x]/ [(Co84Nb14Ta2)x{SiO2)100-x+O2]b35 prepared by the cyclic sputtering in the Ar atmosphere with the pressure of 9.210-4 Torr for 47 s and the mixed atmosphere (Ar with the pressure of 9.210-4 Torr and O2 with the pressure of 5.010-5 Torr) for 15 s (curve 3); the structure {[(Co84Nb14Ta2)x(SiO2)100-x]/ [(Co84Nb14Ta2)x(SiO2)100-x+O2]}128 prepared by the cyclic sputtering in the Ar atmosphere with the pressure of 9.010-4 Torr for 47 s and the mixed atmosphere (Ar with the pressure of 9.010-4 Torr and O2 with the pressure of 1.210-4 Torr) for 15 s (curve 4); the structure {[(Co84Nb14Ta2)x(SiO2)100-x]/ [(Co84Nb14Ta2)x(SiO2)100-x+O2]}290 prepared by the cyclic sputtering in the Ar atmosphere with the pressure of 1010-4 Torr for 47 s and the mixed atmosphere (Ar with the pressure of 1010-4 Torr and O2 with the pressure of 1.410-4 Torr) for 15 s (curve 5); and the structure {[(Co84Nb14Ta2)x(SiO2)100-x]/ [(Co84Nb14Ta2)x(SiO2)100-x+O2]}180 prepared by the cyclic sputtering in the Ar atmosphere with the pressure of 9.610-4 Torr for 58 s and the mixed atmosphere (Ar with the pressure of 9.610-4 Torr and O2 with the pressure of 3.410-4 Torr) for 34 s (curves 6)
Кривые намагничивания
Для изучения влияния прослоек композита, полученного в смешанной атмосфере (аргона и кислорода), на магнитные свойства гетерогенных структур были исследованы процессы намагничивания многослойных пленок.
На рис. 3 показаны кривые намагничивания композита (Со84МЪ14Та2)66,3(8102)33,7 в плоскости пленки (рис. 3, а) и перпендикулярно плоскости пленки (рис. 3, Ь). Видно, что в плоскости пленки (рис. 3, а) наблюдается почти линейное увеличение намагниченности образца в полях ± 1300 Э, коэрцитивная сила при этом составляет сравнительно небольшую величину ~ 25 Э, а остаточная намагниченность пленки не превышает 2% от намагниченности насыщения композита. Полученные результаты измерений свидетельствуют о том, что представленная петля магнитного гистерезиса соответствует процессу намагничивания вдоль оси трудного намагничивания (ОТН). Как было представлено на рис. 1, структура композита (Со84МЪ14Та2)663(8102)337 в большой степени анизотропная, что может сформировать магнитную анизотропию перпендикулярно плоскости пленки.
9 5 01
0-
X I-
0
1 I-
U
0
1
X
И
з-X
X |_
л>
Е -5
14
Ч
<и
-8000 -4000
4000 8000
Н, Э
5 с г -5
(С
/
У
/
/
-8000 -4000
0 Н, Э
4000 8000
b
коэрцитивная сила имеет сравнительно небольшую величину, остаточная намагниченность пленки невысокая) от зависимости, полученной в плоскости пленки. Следует учитывать, что вектор спонтанной намагниченности может ориентироваться перпендикулярно поверхности пленки, если выполняется условие, что поле анизотропии образца превысит поле размагничивания (&/д0). В противном случае намагниченность пленки будет лежать под некоторым углом к поверхности. Такая магнитная структура полностью описывает кривые намагниченности, полученные для композита (Со84МЪ14Та2)66,3(8102)33,7.
Для композита (Со84МЪ14Та2)66,3(8102)33,7, полученного в смешанной атмосфере (Аг с давлением 9,2-10-4 торр и О2 с давлением 3,2-10-5 торр), вид зависимостей намагничивания существенно не изменился (рис. 4).
ш
X I-
о
J h-Ь а х х Ф т х х
™ с
S -5
-8000 -4000 4000 8000
сг
ш
10 с
S -5
-8000 -4000
0 Н, Э
4000 8000
b
Рис. 3. Зависимости намагничивания композита (Co84Nb14Ta2)663(SiO2)337, измеренные в плоскости (а) и перпендикулярно плоскости пленки (b) Fig. 3. Dependences of the magnetization of the composite (Co84Nb14Ta2)66.3(SiO2)33. 7 measured in the plane (a) and perpendicular to the film plane (b)
Для проверки этого предположения были измерены кривые намагничивания перпендикулярно плоскости пленки (рис. 3, b). Измерения показали, что вид кривой принципиально не отличается (линейное увеличение намагниченности образца в больших полях,
Рис. 4. Зависимости намагничивания, измеренные в плоскости (а) и перпендикулярно плоскости пленки (b), композита (Co84Nb14Ta2)663(SiO2)337, полученного в смешанной атмосфере (Ar с давлением 9,210-4 торр
и О2 с давлением 3,210-5 торр) Fig. 4. Dependences of the magnetization of the composite (Co84Nb14Ta2)663(SiO2)337 prepared in the mixed atmosphere (Ar with the pressure of 9.210-4 Torr and O2 with the pressure of 3.210-5 Torr) measured in the plane (a) and perpendicular to the film plane (b)
Напыление многослойных гетерогенных структур композита толщиной 7-11 нм, полученного в среде аргона с прослойками композита, полученного в смешанной атмосфере при добавлении к аргону реактивного газа до 14 парциальных %, толщиной слоя композита 2-3 нм, не привело к существенному изменению магнитных свойств пленок (рис. 5-7). Анализ представленных зависимостей показывает, что магнитная структура образцов осталась существенно анизотропной.
International Scientific Journal for Alternative Energy and Ecology № 9 (101) 2011
© Scientific Technical Centre «TATA», 2011
a
a
5
О
-5--------
-8000 -4000 0 Н, Э
4000 3000
-8000 -4000
о
н, э
b
4000 8000
Рис. 5. Зависимости намагничивания, измеренные в плоскости (а) и перпендикулярно плоскости пленки (b), гетероструктуры {[(Co84Nb14Ta2)663(SiO2)337]/ [(Co84Nb14Ta2)663(SiO2)337+O2]}335, полученной при циклическом напылении в атмосфере Ar с давлением 9,2-10"4 торр в течение 47 с и смешанной атмосфере (Ar с давлением 9,2-10"4 торр
и О2 с давлением 5,010-5 торр) в течение 15 с Fig. 5. Dependences of the magnetization of the heterostructure {[(Co84Nb14Ta2)663(SiO2)337]/[(Co84Nb14Ta2)66.3(SiO2)337+O2]}335 prepared by the cyclic sputtering in the Ar atmosphere with the pressure of 9.2-10"4 Torr for 47 s and the mixed atmosphere (Ar with the pressure of 9.210-4 Torr and O2 with the pressure of 5.010-5 Torr) for 15 s (in the plane (a) and perpendicular to the film plane (b))
4 s
0 3
1 I-
o
Ä t-
(J
о о
x
0) T
s
X
L_
ra
to -5
/ / X I- о £ t 0-
I я J о X X ф т X X L— « -5-S 3
-8000 -4000 ы q_ 4000 8000 H, э
/1
/
-8000 -4000
0 H, Э
b
4000 8000
Рис. 6. Зависимости намагничивания, измеренные в плоскости (а) и перпендикулярно плоскости пленки (b), гетероструктуры {[(Co84Nb14Ta2)66,3(SiO2)33,7]/[(Co84Nb14Ta2)66,3(SiO2)33,7+O2]}128, полученной при циклическом напылении в атмосфере Ar с давлением 9,010-4 торр в течение 47 с и смешанной атмосфере (Ar с давлением 9,010-4 торр
и О2 с давлением 1,210-4 торр) в течение 15 с Fig. 6. Dependences of the magnetization of the heterostructure {[(Co84Nb14Ta2)66.3(SiO2)337]/[(Co84Nb14Ta2)66.3(SiO2)337+O2]}128 prepared by the cyclic sputtering in the Ar atmosphere with the pressure of 9.010-4 Torr for 47 s and the mixed atmosphere (Ar with the pressure of 9.010-4 Torr and O2 with the pressure of 1.210-4 Torr) for 15 s (in the plane (a) and perpendicular to the film plane (b))
4
4)
Л
S
о
<D T
-8000 -4000
0 _4000 8000
H, э
ч
<и
X I-
о
jï
I-
о о
X
X
ш т
га
га X
-8000 -4000
0
Н, Э b
4000 8000
Рис. 7. Зависимости намагничивания, измеренные в плоскости (а) и перпендикулярно плоскости пленки (b), гетероструктуры {[(Co84Nb14Ta2)66,3(SiO2)33,7]/[(Co84Nb14Ta2)66,3(SiO2)33,7+O2]}290, полученной при циклическом напылении в атмосфере Ar с давлением 1010-4 торр в течение 47 с и смешанной атмосфере (Ar с давлением 1010-4 торр
и О2 с давлением 1,410-4 торр) в течение 15 с Fig. 7. Dependences of the magnetization of the heterostructure {[(Co84Nb14Ta2)66.3(SiO2)337]/[(Co84Nb14Ta2)66.3(SiO2)337+O2]}290 prepared by the cyclic sputtering in the Ar atmosphere with the pressure of 1010-4 Torr for 47 s and the mixed atmosphere (Ar with the pressure of 1010-4 Torr and O2 with the pressure of 1.410-4 Torr) for 15 s (in the plane (a) and perpendicular to the film plane (b))
a
a
a
Другой характер изменения кривых намагничивания мы наблюдаем в гетерогенной многослойной структуре {[(Со84№иТа2)66,3(8Ю2)33,7]/ [(Со84№иТа2)66,3~(8Ю2)33,7+О2]}180, полученной при циклическом напылении в атмосфере Аг с давлением 9,6-10-4 торр в течение 58 с и смешанной атмосфере (Аг с давлением 9,6-10-4 торр и О2 с давлением 3,4-104 торр) в течение 34 с, измеренных в плоскости и перпендикулярно плоскости пленки (рис. 8, а и 6 соответственно). В этом случае толщины слоев и прослоек почти одинаковы и составляют 7-8 нм. Отметим, что при получении диэлектрических прослоек было увеличено давление реактивного газа до 3,4-10-4 торр, что равно почти 35 парциальных % рабочей смеси (аргона и кислорода).
? 5-1
X £
§ о
X X
<11 7 X X Е (О
I -5'
-8000 -4000
4000 8000
Н, Э
5-
0-
Ё -5-(0
-8000 -4000
4000 8000
Нт Э
b
щения композита. Такие зависимости могут свидетельствовать о начале процесса разрушения столбчатой структуры композитной структуры.
5-
0-
-8000 -4000 0 4000 8000 Н, Э
3
Г
-8000 -4000
0 4000 8000 Н, Э
b
Рис. 8. Зависимости намагничивания, измеренные в плоскости (а) и перпендикулярно плоскости пленки (b), гетероструктуры {[(Co84Nb14Ta2)66,3(SiO2)33,7]/ [(Co84Nb14Ta2)66,3(SiO2)33,7+O2]}180, полученной при циклическом напылении в атмосфере Ar с давлением 9,6-10-4 торр в течение 58 с и смешанной атмосфере (Ar с давлением 9,6-10-4 торр и О2 с давлением 3,4-10-4 торр) в течение 34 с Fig. 8. Dependences of the magnetization of the heterostructure
{[(Co84Nb14Ta2)66.3(SiO2)33.7]/[(Co84Nb14Ta2)66.3(SiO2)33.7+O2]}180
prepared by the cyclic sputtering in the Ar atmosphere with the pressure of 9.6-10-4 Torr for 58 s and the mixed atmosphere (Ar with the pressure of 9.6-10-4 Torr and O2 with the pressure of 3.4-10-4 Torr) for 34 s (in the plane (a) and perpendicular to the film plane (b))
Кривые намагничивания существенно отклоняются от линейной характеристики. В плоскости пленки коэрцитивная сила составляет сравнительно небольшую величину (~ 18 Э), а остаточная намагниченность пленки - 7% от намагниченности насы-
Рис. 9. Зависимости намагничивания гетероструктуры
{[(Co84Nb14Ta2)66,3(SiO2)33,7]/[(SiO2)]}56, измеренные в плоскости (а) и перпендикулярно плоскости пленки (b) Fig. 9. Dependences of the magnetization of the heterostructure {[(Co84Nb14Ta2)66.3(SiO2)33.7]/[(SiO2)]}56 measured in the plane (a) and perpendicular to the film plane (b)
Наиболее очевидным способом ограничения роста столбчатой структуры композита является напыление многослойной структуры, где прослойки между композиционными слоями формируются из диэлектрического материала. Для проверки данного предположения были получены кривые намагничивания многослойной структуры {[(Со84№14Та2)66,3(8Ю2)33,7]/[(8Ю2)]}56 (рис. 9). Толщина композитного слоя составляла 10,5 нм, а диэлектрической прослойки - 3,2 нм. Видно, что в отличие от композита, напыленного при аналогичных условиях на вращающуюся подложку (рис. 10), мы наблюдаем существенное изменение кривых намагниченности. Так, при намагничивании в плоскости пленки выход кривой в насыщение многослойной структуры {[(Со84№ИТа2)66,3(8Ю2)33,7]/[(8Ю2)]}56 наблюдается в поле ~ 140 Э, тогда как у композита (Со84№14Та2)66,3(БЮ2)33,7 это значение составляет ~ 1500 Э. Величина остаточной намагниченности образцов ~ 11% в обоих случаях. Коэрцитивная сила - 17 Э и 85 Э соответственно. Таким образом, анализ представленных кривых намагниченности позволяет сделать вывод о том, что в многослойной пленке {[(Со84№14Та2)66,3(8Ю2)33,7]/[(8Ю2)]}56 намагниченность имеет большую составляющую в плоскости пленки, нежели в композите (Со84№14Та2)66,3(8Ю2)33,7,
a
a
International Scientific Journal for Alternative Energy and Ecology № 9 (101) 2011
© Scientific Technical Centre «TATA», 2011
полученном в аналогичных условиях (на вращающуюся подложку). Реализация такой магнитной структуры возможна при условии подавления столбчатой структуры материала в результате введения диэлектрических прослоек.
i *
X н
о
£
н
о О-
0
X X
01 г
я с
Е "5
Л.
£ J
-8000 -4000
0
н, э
4000 8000
5
и
0
1
1
QJ Т 5 X
L-
(0
2 та X
5Н
0-
-5-
-8000 -4000
b
0 Н, Э
4000 8000
Высокочастотные магнитные свойства
Для более полного понимания влияния диэлектрической прослойки на магнитные свойства были исследованы высокочастотные магнитные свойства композитов и многослойных наноструктур. На рис. 11 представлены концентрационные зависимости действительной ц' и мнимой ц" частей комплексной магнитной проницаемости композитов (Со84№14Та2)х(8Ю2)100-х (кривые 1 и 2 соответственно).
Исследуемые композиты можно отнести к гетерогенным, обладающим ярко выраженной перпендикулярной анизотропией. В концентрационном диапазоне 34-50 ат.% наблюдается хорошо сформированный максимум ц", связываемый с суперпозицией релаксационного максимума и наличием дисперсии локальных полей магнитной анизотропии при формировании перколяционной сетки соприкасающихся ферромагнитных гранул. Столбчатая структура композитов приводит к высоким значениям полей анизотропии в плоскости пленки, что обуславливает невысокие значения ц' и ц'' в области концентраций металлической фазы от 50 до 70 ат. %.
Рис. 10. Зависимости намагничивания, измеренные в плоскости (а) и перпендикулярно плоскости пленки (b), композита (Co84Nb14Ta2)663(SiO2)337, осажденного на вращающуюся подложку Fig. 10. Dependences of the magnetization of the composite (Co84Nb14Ta2)663(SiO2)337 sputtered on a rotating substrate (in the plane (a) and perpendicular to the film plane (b))
Неожиданный результат дали кривые намагничивания перпендикулярно плоскости пленки (см. рис. 9, 6, и 10, 6). В случае объемного композита (Со84№14Та2)66,3(8Ю2)33,7 выход кривой в насыщение наблюдается в достаточно высоких полях (~ 5000 Э), что коррелирует с данными, приведенными выше, и объясняется наличием некоторого угла между намагниченностью образца и направлением, перпендикулярным к плоскости пленки. Такая магнитная структура может быть реализована из-за влияния размагничивающего фактора и (или) по причине наличия угла наклона столбчатой структуры относительно плоскости пленки.
В многослойной структуре
{[(Со84КЬ14Та2)66,3(8Ю2Ь,7]/[(8Ю2)] }56 выход кривой намагниченности в насыщение в перпендикулярной к плоскости пленки геометрии измерения наблюдается при существенно более низких внешних полях (~ 600 Э). Возможно, это связано с наличием многослойной структуры и меньшим влиянием размагничивающего поля на глубоко лежащие ферромагнитные слои.
Рис. 11. Концентрационные зависимости действительной (кривая 1) и мнимой (кривая 2) частей комплексной магнитной проницаемости композитов (Co84Nb14Ta2)x(SiO2)100-x, измеренные на частоте 50 МГц
Fig. 11. Concentration dependences of real (curve 1) and imaginary (curve 2) parts of the complex permeability of composites (Co84Nb14Ta2)x(SiO2)100-x at 50 MHz
Аналогичные зависимости ц'(х) и ц''(х) наблюдаются и для многослойных структур {[(Со84№14Та2М8Ю2)100-^/[(Со84№14Та2М8Ю2)100-х + + O2]}и, полученных в данной работе (например, см. рис. 12). Однако введение диэлектрической прослойки из 8Ю2 изменяет характер концентрационных зависимостей комплексной магнитной проницаемости. На рис. 13 представлены зависимости ц'(х) и ц''(х) для многослойной гетерогенной структуры {[(Со84№14Та2М8Ю2)100-^/[(Со84№14Та2М8Ю2)100-Х + + O2]}180. Из рисунка видно, что зависимости существенно сдвинуты в область большего содержания металлической фазы, что свидетельствует об изменении пороговой концентрации формирования магнитной структуры многослойной пленки.
a
Рис. 12. Концентрационные зависимости действительной (кривая 1) и мнимой (кривая 2) частей комплексной магнитной проницаемости многослойной структуры {[(Co84Nb14Ta2)x(SiO2)100-x]/[(Co84Nb14Ta2)x(SiO2)100-X+O2]}290, полученной при циклическом напылении в атмосфере Ar
с давлением 10-10-4 торр в течение 47 с и смешанной атмосфере (Ar с давлением 10-10-4 торр и О2 с давлением 1,410-4 торр) в течение 15 с, измеренные на частоте 50 МГц Fig. 12. Concentration dependences of real (curve 1) and imaginary (curve 2) parts of the complex permeability of the multilayer structure {[(Co84Nb14Ta2)x(SiO2)100-x]/[(Co84Nb14Ta2)x(SiO2)100-X+O2]}290 prepared by the cyclic sputtering in the Ar atmosphere with the pressure of 10-10-4 Torr for 47 s and the mixed atmosphere (Ar with the pressure of 10-10-4 Torr and O2 with the pressure of 1.410-4 Torr) for 15 s and measured at 50 MHz
Несколько другие зависимости ц'(х) и ц"(х) наблюдаются для композитов (Со^ШиТа^^Ю^Ьда^, полученных в атмосфере Ar на вращающейся подложке, и для многослойных структур {КСО84№14Та2)^Ю2)100-*ИФО2)]Ьб (рис. 14 и 15 соответственно). На этих графиках наблюдается существенное увеличение значений ц' в области концентраций металлической фазы, где формируется магнитоупорядоченная структура образцов. Наблюдаемая закономерность может быть связана с подавлением ростовой анизотропии формы гранул в перпендикулярном к плоскости пленки направлении, что и привело к значительному увеличению значений комплексной магнитной проницаемости.
Рис. 13. Концентрационные зависимости действительной (кривая 1) и мнимой (кривая 2) частей комплексной магнитной проницаемости многослойной структуры {[(Co84Nb14Ta2)x(SiO2)100-x]/[(Co84Nb14Ta2)x(SiO2)100-X+O2]}180, полученной при циклическом напылении в атмосфере Ar
с давлением 9,6-10-4 торр в течение 58 с и смешанной атмосфере (Ar с давлением 9,6-10-4 торр и О2 с давлением 3,4-10-4 торр) в течение 34 с, измеренные на частоте 50 МГц Fig. 13. Concentration dependences of real (curve 1) and imaginary (curve 2) parts of the complex permeability of the multilayer structure {[(Co84Nb14Ta2)x(SiO2)100-x]/[(Co84Nb14Ta2)x(SiO2)100-X+O2]}180 prepared by the cyclic sputtering in the Ar atmosphere with the pressure of 9,6-10-4 Torr for 58 s and the mixed atmosphere (Ar with the pressure of 9.6-10-4 Torr and O2 with the pressure of 3.4-10-4 Torr) for 34 s and measured at 50 MHz
Это может быть связано с частичным окислением композиционных прослоек, полученных в атмосфере Аг, и сдвигом концентрации порога перколяции либо с уменьшением магнитной связи частиц между слоями вследствие большой толщины слоя окисленного композита.
Рис. 14. Концентрационные зависимости действительной
(кривая 1) и мнимой (кривая 2) частей комплексной магнитной проницаемости, измеренные на частоте 50 МГц, для композитов (Co84Nb14Ta2)X(SiO2)100-X, полученных в атмосфере Ar на вращающейся подложкеу Fig. 14. Concentration dependences of real (curve 1) and imaginary (curve 2) parts of the complex permeability of composites (Co84Nb14Ta2)x(SiO2)100-x prepared in the Ar atmosphere on a rotating substrate and measured at 50 MHz
Рис. 15. Концентрационные зависимости действительной
(кривая 1) и мнимой (кривая 2) частей комплексной магнитной проницаемости, измеренные на частоте 50 МГц, для многослойной гетерогенной структуры
{[(Co84Nb14Ta2)x(SiO2)100-x]/[(SiO2)]}56
Fig. 15. Concentration dependences of real (curve 1) and imaginary (curve 2) parts of the complex permeability of the multilayer structure {[(Co84Nb14Ta2)x(SiO2)100-x]/[(SiO2)]}56 at 50 MHz
International Scientific Journal for Alternative Energy and Ecology № 9 (101) 2011
© Scientific Technical Centre «TATA», 2011
Таким образом, определяющее влияние на высокочастотные магнитные свойства полученных пленок оказывает структура гетерогенной системы. Для объяснения полученных результатов оказывается полезным рассмотреть трансформацию топологии структуры исследованных композитов с увеличением концентрации металлической фазы, выделить ряд областей с характерными структурными особенностями, в которых наблюдаются изменения магнитных свойств. Для композитов с изотропным распределением частиц справедливы следующие представления. С уменьшением расстояния между ферромагнитными гранулами при приближении состава композита к порогу перколяции возрастает диполь-дипольное взаимодействие между ними. При этом, учитывая возможность образования кластеров из соприкасающихся частиц, энергия такого магнитного взаимодействия должна возрастать. Время разрушения магнитной упорядоченности после процесса намагничивания такой системы (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 кТ, где Т - температура измерений, гетерогенная система переходит в магнито-упорядоченное состояние. При этом отдельные частицы могут иметь собственные направления полей локальной анизотропии, обусловленные различными механизмами (формой частиц, направлением кристаллографических осей, упорядочением пар атомов в отдельной грануле, величиной и направлением локальных напряжений на границе диэлектрик-магни-тострикционная ферромагнитная частица), что приводит к значительной дисперсии полей анизотропии пленки.
Дальнейшее увеличение доли металлической фазы ведет к формированию бесконечной сетки соприкасающихся металлических частиц и, как следствие, 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 ведет к росту действительной части комплексной магнитной проницаемости (ц'), но из-за дисперсии локальных полей анизотропии наблюдаются высокие значения магнитных потерь при высокочастотном перемагни-чивании 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 (ц ) 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 ц (х) наблюдается доперколяционный релаксационный максимум и величина ц (х) увеличивается в данном концентрационном диапазоне.
Таким образом, диэлектрическая прослойка малой толщины из композита (Co84Nb14Ta2)_x{SiO2)100-_y+O2 оказывает несущественное влияние на величину магнитной проницаемости в области высоких частот. Диэлектрическая прослойка из 8Ю2 изменяет концентрационные зависимости действительной и мнимой частей комплексной магнитной проницаемости: зависимости существенно сдвинуты в область большего содержания металлической фазы, что свидетельствует об изменении пороговой концентрации формирования магнитной структуры многослойной пленки.
Выводы
Методом ионно-лучевого распыления получены новые многослойные структуры {[(Co84Nbl4Ta2).x{SiO2)lоо-x]/[(Co84Nbl4Ta2).x{SiO2)lоо-x + + O2]}и при различных давлениях реактивного газа. Показано, что удельное электрическое сопротивление многослойных гетерогенных структур {[(Co84Nbl4Ta2).x{SiO2)lоо-x]/[(Co84Nbl4Ta2).x{SiO2)lоо-x + + O2]}и слабо изменяется с увеличением давления кислорода вплоть до 15 парциальных % последнего при осаждении окисленных композиционных прослоек толщиной 2-3 нм.
Исследования кривых намагничивания и концентрационных зависимостей комплексной магнитной проницаемости композитов (Со84МЬ14Та2)бб,3(8Ю2)33,7, полученных в среде аргона и при добавлении кислорода в процессе осаждения пленки, а также многослойных гетерогенных структур {[(Со84ЫЬ14Та2)66,3(8Ю2)33,7]/ [(Co84Nb14Ta2)66,3(SiO2)33,7+O2]}и показало наличие перпендикулярной магнитной анизотропии, связанной со столбчатой структурой пленок, которая была сформирована в процессе их роста.
Выявлено значительное изменение р(х) (на 1-2 порядка величины), изменение кривых намагничивания многослойной гетерогенной структуры {[(Со84№14Та2)66,3(8Ю2)33,7]/[(Со84№14Та2)66,3(8Ю2)33,7+ +O2]}и, когда толщина слоя композита составляла 78 нм, а толщина прослойки, полученной при давлении кислорода более 30 парциальных % смеси рабочего газа, - 6-7 нм. Полученные результаты свидетельствуют о начале процесса разрушения столбчатой структуры композитов (Со84МЬ14Та2)66,3(8Ю2)33,7.
Работа выполнена при финансовой поддержке РФФИ (грант № 09-02-97506 р_центр_а).
Список литературы
1. Ohnuma S., Kobayashi N., Masumoto T., Mitani S., and 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.
2. Xu Y., and 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.
3. Hayakawa Y., Hasegawa N., Makino A., Mitani S., and Fujimori H. Microstructure and magnetoresistance of Fe-Hf-O films with high electrical resistivity // J. Magn. Magn. Mater. 1996. Vol. 154. P. 175-182.
4. Ohnuma S.H., Fujimori H., Mitani S., and Masumoto T. High frequency magnetic properties in metal-nonmetal granular films // J. Appl. Phys. 1996. Vol. 79. P. 5130-5135.
5. Bloemen P.J.H. and Rulkens B. On the frequency dependence of the magnetic permeability of FeHfO thin films // J. Appl. Phys. 1998. Vol. 84. P. 6778-6781.
6. Shihui Ge, Yang Xiaolin, Kim Kwang Youn, Xi Li, Kou Xiaoming, Yao Dongsheng, Li Binsheng, and Wang Xinwei. 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.
7. Sohn J.C., Byun D.J., and 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.
8. 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.
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., and Shimada Y. Particle size effects and surface anisotropy in Fe-based granular films // J. Appl. Phys. 1998. Vol. 84. P. 2184-2189.
13. Lianwen Deng, Zekun Feng, Jianjun Jiang, Huahui He. Percolation and microwave characteristics of CoFeB-SiO2 nano-granular films // J. Magn. and Magn. Mater. 2007. Vol. 309. P. 285-289.
14. 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.
15. Morikawa T., Suzuki M., and Taga Y. Soft-magnetic properties of Co-Cr-O granular films // J. Appl. Phys. 1998. Vol. 83. P. 6664-6666.
16. Ohnuma S., Fujimori H., and Masumoto T., Xiong X. Y., Ping D. H., and 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.
17. 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.
18. Li Liangliang, Crawford Ankur M., Wang Shan X., Marshall Ann F., Mao Ming, Schneider Thomas, and 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.
19. Grimes A., Grimes M. The effective permeability of granular films // IEEE Trans. Magn. 1993. Vol. 29, No. 6. P. 4092-4094.
20. Sasaki Y., Morita S., Hatanai T., Makino A., Sato T., and 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.
21. Ситников А.В. Механизмы наведенной магнитной анизотропии в гранулированных нанокомпо-зитах (Co40Fe40B20)^(SiO2)100-_y // Альтернативная энергетика и экология - ISJAEE. 2008. № 8. С. 31-37.
22. Стогней О.В. Ситников А.В. Анизотропия аморфных наногранулированных композитов CoTaNb-SiO„ и CoFeB-SiO„ // Физика твердого тела. 2010. Т. 52, Вып. 12. С. 2356-2364.
23. Ситников А.В. Магнитные свойства и особенности формирования структуры наногранулирован-ных композитов металл-диэлектрик // Материаловедение. 2010. № 3. С. 134-137.
24. Калинин Ю.Е., Пономаренко А.Т., Ситников А.В., Стогней О.В. Гранулированные нанокомпозиты металл-диэлектрик с аморфной структурой // Физика и химия обработки материалов. 2001. № 5. C. 14-20.
25. Ситников А.В. Электрические и магнитные свойства наногетерогенных систем металл-диэлектрик / дисс. ... д-ра физ.-мат. наук. Воронеж. ВГТУ. 2010.
26. Гурвич Л.В. и др. Энергия разрыва химических связей. Потенциал ионизации и сродство к электрону. М.: Наука, 1978.
International Scientific Journal for Alternative Energy and Ecology № 9 (101) 2011
© Scientific Technical Centre «TATA», 2011
