CC BY
59
УДК 538.9
ВЛИЯНИЕ МАТЕРИАЛА МАТРИЦЫ НА МАГНИТОТРАНСПОРТНЫЕ СВОЙСТВА НАНОГРАНУЛИРОВАННЫХ КОМПОЗИТОВ Fe-Al-O и Fe-Nb-O
О.В. Стогней, А.Дж. Аль-Малики, А.А. Гребенников, К.И. Семененко, А.Н. Смирнов
Исследовано влияние материала изолирующей матрицы на электрические и магнитные свойства нанокомпози-тов металл-диэлектрик ^ех(А1203)100_х) и металл-полупроводник ^ех(№205)100_х). Установлено, что характеристики композитов, определяемые электронным транспортом через матрицу (электросопротивление, положение электрического порога перколяции, магниторезистивный эффект), зависят от вида материала. Замена матрицы из А1203 на №>205 приводит к исчезновению магнитосопротивления и смещению порога перколяции с 53 до 14 ат. % Fe. При этом магнитные свойства композитов не зависят от вида матрицы: концентрация магнитного порога перколяции практически не меняется (50 и 48 ат.% Fe соответственно), а максимальная коэрцитивная сила образцов, находящихся «за» порогом перколяции, близка по величине (14 Э и 44 Э) в композитах Feх(Al2O3)100_х и Feх(Nb2O5)100_х соответственно
Ключевые слова: гранулированный нанокомпозит, порог перколяции, магнитосопротивление
Введение
Перенос заряда через доперколяционные композиты металл-диэлектрик во многом определяется свойствами изолирующей матрицы. В частности, он зависит от степени дефектности диэлектрика (поскольку это влияет на прыжковую проводимость) [1,2] и от ширины запрещенной зоны (поскольку это влияет на вероятность туннелирования электронов между гранулами) [3]. Отсюда следует, что те свойства композитов, которые связаны с движением электронов (электропроводность, магнитосопротив-ление, термоЭДС и т.д.), должны в значительной степени зависеть от типа матрицы. Практически все известные композиты сформированы на основе оксидных или фторидных матриц, являющихся диэлектриками с большой шириной запрещенной зоны (от 6 - 8 эВ для оксидов и до 12 эВ в случае СаР2 [4]). Вместе с тем, представляет интерес получение и исследование композитов, в которых ширина запрещенной зоны изолирующей матрицы была бы соизмерима со значениями, характерными для полупроводников. В данной работе проведен синтез композиционных образцов с полупроводниковой матрицей, сформированной из оксида ниобия, а также проведено сравнительное исследование двух композитных систем с одинаковой металлической фазой (железо), но различными изолирующими матрицами: оксид ниобия (полупроводник) и оксид алюминия (диэлектрик).
Методика получения образцов
Оксид алюминия (как и оксид кремния) является наиболее часто используемым диэлектриком при
Стогней Олег Владимирович - ВГТУ, д-р физ.-мат. наук, профессор, e-mail: sto@sci.vrn.ru
Аль-Малики Ахмед Джасем - ВГТУ, аспирант, e-mail: ahmed.j asem@mail.ru
Гребенников Антон Александрович - ВГТУ, канд. физ-мат. наук, научный сотрудник, e-mail: anton18885@yandex.ru Семененко Константин Иванович - ВГТУ, аспирант, e-mail: konst1990i@ya.ru
Смирнов Андрей Николаевич - ВГТУ, студент, e-mail: deadpunk@inbox.ru
формировании композитов металл-диэлектрик [1]. Ширина запрещенной зоны в А1203 порядка 6 эВ (по разным данным от 6.2 эВ [5] до 6,5-9,5 эВ) [6]). Этот факт, а также то, что алюминий чрезвычайно активно взаимодействует с кислородом, позволяет легко формировать композитные системы с 3d-металлами. Использование обычных полупроводников Ge и т.п.) в качестве изолирующей матрицы композитов весьма проблематично, поскольку при совместном осаждении атомов полупроводника и металла происходит формирование гомогенной структуры, а не композитной. В связи с этим в данной работе в качестве изолирующей матрицы был выбран оксидный полупроводник - оксид ниобия. Оксид ниобия является полупроводником, причем, в зависимости от степени окисления ниобия ширина запрещенной зоны меняется достаточно сильно. Так в №205 ширина запрещенной зоны 1,65 эВ, в №02 ширина запрещенной зоны 0,26 эВ, и, наконец, монооксид ниобия №0 обладает металлической проводимостью, р= 10-5 Ом см [7]. Исходя из этого, навески на составную мишень, предназначенную для распыления, были изготовлены из №205.
Одним из основных критериев при выборе компонент для формирования композитных систем является определенное соотношение стандартных энергий образования Гиббса (ДGо) для оксидов элемента, формирующего диэлектрическую фазу, и элемента, формирующего ферромагнитную фазу.
Очевидно, что в нашем случае ДGо оксида железа должна быть гораздо меньше по модулю, чем ДGо оксида ниобия или оксида алюминия. В этом случае, при поатомной конденсации материала на поверхность подложки, совместно с атомами кислорода, в первую очередь, будут взаимодействовать атомы алюминия или ниобия, что обеспечит создание гетерогенной (двухфазной) структуры. Это условие выполняется в полной мере для выбранных компонент,
Работа выполнена при финансовой поддержке РФФИ грант № 15-02-05920
поскольку ДG0FeO = - 244.3 кДж/моль, ДG0Al2Oз = -1582 кДж/моль и ДG0NЪ205 = - 1764.1 кДж/моль, соответственно [8]. Если учитывать только этот критерий, то оксид ниобия является даже более предпочтительным для образования композитной системы с никелем, нежели алюминий.
Все композиты были получены в виде тонких пленок методом ионно-лучевого распыления составной мишени в атмосфере аргона. Для распыления использовалась составная мишень с несимметричным размещением диэлектрических навесок (А1203 или №205) на металлической основе, что дало возможность получить в одном процессе напыления большое число образцов с различной концентрацией железа. Пленки осаждалась на ситалловые (СТ-50) подложки. Толщина образцов измерялась с помощью интерферометра МИИ-4 и составляла ~ 4 мкм. Измерение концентрации химических элементов (Бе, А1 и №), входящих в состав образцов, проводилось методом электронно-зондового рентгено-спектрального микроанализа на сканирующем рентгеновском микроанализаторе JXA-840 с погрешностью, не превышающей 1.5 % от содержания измеряемого элемента.
Электрические и магниторезистивные свойства композитов исследовались двухзондовым потен-циометрическим методом. Для измерения использовался универсальный вольтметр В7-78/1. Термические отжиги образцов проводились в вакуумной камере при остаточном давлении 4-10-3 Па. Процессы намагничивания изучались с помощью вибрационного магнетометра.
Результаты и обсуждение 1. Композиты системы Feх(Al2O„)loo-x
На рис. 1 показана концентрационная зависимость электросопротивления композитов Рех(А120п)юо-х. Данная зависимость характерна для композитных систем, в которых электрическое сопротивление меняется на несколько порядков при увеличении концентрации металлической фазы. Используя методику, описанную в [9] был определен порог перколяции в напыленных композитах
3 10-1
20 30 40 50 60 Fe, ат.%
Рис. 1. Концентрационная зависимость электрического сопротивления композитов Еех(А12Оп)100.х, находящихся в исходном состоянии
Бех(А12Оп)100-х. Для этого проводился двадцатиминутный отжиг композитных образцов в вакууме при температуре 300 оС. После отжига сопротивление образцов измерялось и сопоставлялось со значениями, которые были получены от образцов, находящихся в исходном состоянии (рис. 2). Очевидно, что сопротивление образцов, подвергнутых отжигам, меняется по-разному относительно исходных значений. В образцах с небольшим содержанием металлической фазы (менее 52 ат. % Бе) сопротивление возросло, а в образцах с большим содержанием железа (более 54 ат. % Бе) - напротив снизилось.
о
Pi
—o— исх одные
— • — отжиг 300 оС
demo demo demo d e m ^ 3 % demo
20 30 40 50 60 70
Бе, ат.%
Рис. 2. Концентрационные зависимости электросопротивления исходных и отожженных при 300 оС композитов Еех(А120п)100.х. Концентрация порога перколяции показана на рисунке в ат. % железа
Наблюдаемые изменения связаны с уменьшением в процессе отжига дефектности структуры композитных материалов [9, 10]. В образцах допер-коляционной области электроперенос частично осуществляется путем туннелирования электронов из гранулы в гранулу через локализованные состояния в диэлектрической матрице, существование которых обусловлено наличием в структуре разного рода несовершенств. Уменьшение числа дефектов приводит к снижению числа локализованных состояний, вследствие чего интенсивность туннелирования электронов уменьшается и сопротивление материала возрастает. С другой стороны, в композитах, расположенных за порогом перколяции, отжиги приводят к рекристаллизации металлической фазы (которая в данном случае выступает в роли сплошной проводящей матрицы), уменьшению центров рассеяния и снижению электрического сопротивления [10]. Полученные результаты позволяют сделать вывод о том, что порог перколяции в композитной системе Бех(А120п)100-х находится в области концентраций 52-54 ат. % Бе.
Характерной особенностью гранулированных нанокомпозитов ферромагнитный металл - диэлектрик доперколяционного состава является наличие туннельного магниторезистивного эффекта. Его проявление обусловлено особенностью морфологии таких систем и связано со спин-зависимым тунне-лированием электронов между гранулами через потенциальный барьер, создаваемый диэлектриком [3,9]. Туннельный магниторезистивный эффект наблюдается в доперколяционных нанокомпозитах
-2
70 80
90
независимо от метода получения или элементного состава ферромагнитной и диэлектрической фаз.
Установлено, что исследуемые композитные образцы Fex(Al0)1oo-x, находящиеся до порога перко-ляции, проявляют отрицательное магнитосопротив-ление (МС). Концентрационная зависимость величины МС типична для композитов металл-диэлектрик и обусловлена морфологическими изменениями структуры при изменении содержания в ней ферромагнитной фазы.
о
1
20 30 40 50 60 70 80 Бе, ат.%
Рис. 3. Концентрационная зависимость магниторези-стивного эффекта образцов композитов Бех(АЮ)100_х
В доперколяционной области с увеличением концентрации ферромагнитной фазы магнитосопро-тивление возрастает (22 - 52 ат. % Бе). Как известно, проявление изотропного отрицательного магнито-сопротивления обусловлено спин-зависимым тунне-лированием электронов между изолированными в матрице гранулами ферромагнетика [3,9,10]. Интенсивность этого процесса зависит, в частности, от ширины преодолеваемого электронами энергетического барьера, которая зависит от расстояния между металлическими гранулами. Увеличение содержания металла в образце приводит к укрупнению зерен и, соответственно, к уменьшению расстояния между ними, поэтому магнитосопротивление возрастает. Максимум величины МС наблюдается при некоторой пороговой концентрации железа, когда зерна ферромагнетика отделены друг от друга диэлектрической прослойкой минимальной толщины, которой, тем не менее, достаточно для того, чтобы между гранулами не возникло обменное взаимодействие (49 - 52 ат. % Бе). Дальнейшее увеличение содержания металлической фазы в композитах обычно приводит к появлению ферромагнитного упорядочения магнитных моментов гранул и снижению магнито-сопротивления до нуля. В нашем случае, наблюдается именно такая картина, при превышении концентрации железа 52 ат. % величина магнитосопротивле-ния резко уменьшается по величине (рис. 3).
Изменение магнитных свойств композитов Бех(А120п)100-х, происходящее при увеличении концентрации железа, хорошо согласуется с концентрационной зависимостью магниторезистивного эффекта. Доперколяционные композиты проявляют суперпарамагнитные свойства: коэрцитивная сила отсутствует, а выход образцов в состояние магнит-
ного насыщения происходит в полях большой напряженности (значительно больше, чем 4 кЭ). На рис. 4 зависимости, характерные для суперпарамагнитных материалов, приведены для образца, содержащего 43 ат. % железа. В композитах, находящихся на пороге перколяции (51 и 53 ат. % Бе), начинает проявляться макроскопическая коэрцитивность (5 и 9 Э, соответственно), что обусловлено появлением скоррелированности между магнитными моментами соседних гранул. Характерно, что магнитосопротив-ление композита с 53 ат. % Бе меньше, чем магнито-сопротивление композита с 51 ат. % Бе (рис. 3), то есть возникновение магнитного упорядочения между соседними гранулами резко снижает величину магниторезистивного эффекта. Композиты Бех(А120п)100-х, расположенные за порогом перколя-ции, проявляют магнитные свойства, типичные для ферромагнитных материалов: наблюдается магнитный гистерезис, магнитное насыщение достигается в полях меньших 500 Э, значение намагниченности насыщения монотонно возрастает при увеличении концентрации железа (рис. 4)
-3
76~ ...о ...о ...о 67- 63— ...о ...о ...о .......... '
...о ... о {
4Й Ь ; —•
* : ........
-4
-2
2
4
0
Н, кЭ
Рис. 4. Полевые зависимости намагниченности композитов Бех(А120п)100.х. Цифры у кривых обозначают содержания железа в ат. %
50 60
Бе, ат.%
Рис. 5. Концентрационная зависимость коэрцитивной силы композитов Бех(АЮ)100_х
Концентрационная зависимость коэрцитивной силы композитов немонотонна (рис. 5), с максимумом в области 70 ат. % Бе. Такая немонотонная зависимость характерна для наноструктурных магнетиков, в которых происходит смена механизмов пе-ремагничивания [11]. В интервале концентраций 51 - 70 ат. % Бе в образцах реализуется однодоменное
-1
0
3
2
1
2
состояние, возникающее вследствие малого размера металлических гранул и обусловленное стремлением системы к минимизации энергии [12]. Для пере-магничивания таких однодоменных частиц необходимо преодолевать энергию анизотропии, которая пропорциональна их объему - отсюда и рост коэрцитивной силы при увеличении концентрации железа (увеличении размера гранул). При более высоком содержании железа металлические гранулы организуются в кластеры, которые в силу своих размеров могут «разбиваться» на домены. В таких композитах перемагничивание начинает осуществляется за счет движения доменных стенок внутри кластеров и величина коэрцитивной силы будет определяться пиннингом стенок на структурных дефектах, преимущественно на границах зёрен, объединенных в кластеры. С увеличением концентрации металлической фазы размер зерен растет, что способствует снижению числа межзеренных границ, а значит уменьшению центров пиннинга в материале. Поэтому, при увеличении концентрации железа в образцах Feх(Al2On)l00-x (с 70 до 76 ат. % Fe, рис. 5) значения коэрцитивной силы резко уменьшаются. Формирование кластеров железа подтверждается также и тем, что при концентрации железа более 70 ат. % магниторезистивный эффект в образцах полностью исчезает (рис. 4).
Таким образом, композиты системы Fe-Al-O проявляют комплекс характеристик абсолютно типичных для наногранулированных систем ферромагнетик- диэлектрик: положение электрического и магнитного порогов перколяции практически совпадают по концентрации, величина туннельного МС в доперколяционной области варьируется от 1 % до 3,5 %, достигая максимума на пороге протекания. Дальнейшие исследования показали, что замена диэлектрической матрицы из оксида алюминия на оксид ниобия приводит к значительным изменениям в свойствах композитной системы.
2. Композиты системы Feх(Nb2O„)1oo-x
Образцы в системе Fe-Nb-O были получены в условиях абсолютно аналогичных тем, в которых были получены композиты системы Fe-Al-O, а близкие значения ДG0Al2oз и ДG0Nъ2O5 были серьёзным аргументом в пользу того, что в системе Бе-ЫЪ-О должна формироваться гранулированная структура. Концентрационная зависимость электрического сопротивления образцов Feх(Nb2On)100-x как и в случае первой системы имеет вид характерный для композитов металл-диэлектрик, рис. 6. Однако определение положения электрического порога пер-коляции в соответствии с [9] показало, что в данной системе порог перколяции значительно смещен в область богатую оксидом ниобия и составляет 14 ат. %, в то время как в композитах Feх(Al2On)100-x порог электрической перколяции составляет 53 ат. % Fe. Характерно, что несмотря на значительную разницу в концентрационном положении порога перколяции (53 и 14 ат. % Fe) абсолютное значение электросо-
противления композитов, расположенных на пороге перколяции, одинаково и составляет 1.6 и 1.8 кОм в композитах Fe14(Nb2On)86 и Fe53(Al2On)47, соответственно. Это то значение электросопротивления, которое соответствует электропереносу через «пер-коляционный кластер», то есть через конгломерат гранул, образовавших сплошной канал через весь объем образца. Сопротивление такого канала определяется, с одной стороны, свойствами материала, формирующего гранулы (в нашем случае он один и тот же), а с другой морфологией - то есть размером гранул, поскольку этот параметр определяет плотность межзёренных границ, на которых происходит рассеяние заряда, что, собственно, определяет величину сопротивления образцов. Равенство значений сопротивления у «перколяционных» образцов позволяет предполагать, что и размеры гранул в композитах двух систем одинаковы.
101
8 О * 100 (И
10-1
1....
'.-О— исмдное .о°гояние —отжиг 400 оС, 30 мин
0 10 20 30 40 50 60 Бе, ат. %
Рис. 6. Концентрационные зависимости электрического сопротивления исходных и отожженных при 400 оС композитов Бех(№>2Оп)100-х. Концентрация порога перколяции показана на рисунке в ат. % железа
Существенным является вопрос о причине такого значительного смещения порога перколяции в область богатую оксидом ниобия. По всей видимости, это связано со значительной электрической проницаемостью матрицы из оксида ниобия, который, с одной стороны, является полупроводником, а с другой - имеет аморфную структуру (ранее было показано, что при напылении оксида ниобия в нем формируется аморфная структура [13]), что увеличивает его проводимость. Следствием этих особенностей является то, что перколяционный кластер в системе Бе-ЫЪ-О возникает не тогда, когда происходит физический контакт металлических гранул друг с другом, как это имеет место в композитах системы Бе-А1-О, а при меньшей концентрации металла, то есть когда гранулы железа остаются разделенными оксидными прослойками (барьерами). Однако, поскольку проводимость этих оксидных барьеров высока - наблюдается электрическая перколяция. Фактически прослойки из оксида ниобия между металлическими гранулами оказываются проницаемы для электронов и не выполняют роль изолирующих барьеров, как это наблюдается в композитах системы Бе-А1-О.
Экспериментальным подтверждением данного предположения является отсутствие туннельного магниторезистивного эффекта в композитах
10
-2
10
Бех(№20п)100-х. Как известно, туннельное магнито-сопротивление всегда проявляется в доперколяци-онных композитах ферромагнитный металл - диэлектрик, что связано со специфическим механизмом переноса заряда через гетерогенную среду, а именно, со спин-зависимым туннелированием электронов через диэлектрический барьер, разделяющий ферромагнитные гранулы, находящиеся в суперпарамагнитном состоянии [1-3,9,10]. Отсутствие маг-ниторезистивного эффекта при характерной концентрационной зависимости сопротивления (рис. 6) подтверждает предположение о высокой электрической проницаемости барьеров из оксида ниобия.
Исследование магнитных свойств композитов Бех(№20п)100-х согласуются со сделанными выше выводами. С точки зрения магнитных свойств композиты Бех(№20п)100-х практически не отличаются от композитов системы Бе-А1-0. На рис. 7 и 8 показаны кривые перемагничивания и концентрационная зависимость коэрцитивной силы образцов Бех(№20п)ю0-х.
-4 -2 0 2 4
Н, кЭ
Рис. 7. Полевые зависимости намагниченности композитов Бех(№20п)100-х. Цифры у кривых обозначают содержания железа в ат. %
40 50
Бе, ат. %
Рис. 8. Концентрационная зависимость коэрцитивной силы композитов Бех(№20п)100-х
Полученные результаты свидетельствуют о том, что магнитный порог перколяции в композитах с матрицей из оксида ниобия составляет 47-48 ат. % Бе, что совершенно не совпадает с электрическим порогом перколяции (14 ат. % Бе, см. рис. 6). С другой стороны, он практически совпадает с концентрационным положением магнитного порога в композитах Бех(А120п)100-х (50 ат. % Бе, см. рис. 5). Кроме того, кривые перемагничивания для композитов Бех(№20п)100-х с концентрацией железа менее 45 ат.
% имеют вид типичный для суперпарамагнитных материалов (отсутствие гистерезиса и насыщения в полях до 6 кЭ). Это говорит о том, что при концентрации железа менее 45 ат. % в образцах присутствуют гранулы, находящиеся в суперпарамагнитном состоянии - они ферромагнитны, но их магнитные моменты не скоррелированы, а ориентация моментов флуктуирует случайным образом [1]. Это свидетельствует о том, что морфология композитов в системе Бе-№-0 аналогична морфологии композитов системы Бе-А1-0, а отсутствие магниторези-стивного эффекта и смещение порога перколяции в область богатую оксидом ниобия связано с полупроводниковыми свойствами матрицы.
Выводы
Замена диэлектрической матрицы (А120з) при формировании композитов на полупроводниковую (№203) приводит к значительному изменению физических свойств, определяемых электронным транспортом через композитную среду. В композитах Бех(№205)100-х электрический порог перколяци-ии значительно смещен в область богатую оксидом ниобия (14 ат. % Бе), а магниторезистивный эффект полностью отсутствует.
Установлено, что магнитные свойства нано-композитов не зависят от материала изолирующей матрицы. Концентрация магнитного порога перко-ляции в композитах Бех(А1203)100-х и Бех(№205)100-х практически не зависит от типа матрицы и определяется только содержанием ферромагнитной фазы (50 и 48 ат.% Бе, соответственно). Максимальные значения коэрцитивной силы образцов, находящихся «за» порогом перколяции, близки по величине (14 Э и 44 Э в композитах Бех(АЬ03)ю0-х и Бех(№20з)ю0-х, соответственно).
Литература
1. С.А.Гриднев, Ю.Е. Калинин, А.В. Ситников, О.В. Стогней. Нелинейные явления в нано- и микрогетерогенных системах // Москва: Бином. Лаборатория знаний. -2012. - 352 с.
2. J.S.Moodera, G.Mathon. Spin polarized tunneling in ferromagnetic junctions // JMMM. - 1999. - V.200/ - P.248-273.
3. B.Abeles, P. Sheng M.D.Coutts and Y. Arie. Structural and electrical properties of granular metal films // Advances in Physics.-1975.-V.24.-P.407-461.
4. В.С. Урусов. Теоретическая кристаллохимия // Москва: Изд-во МГУ. - 1987. - 275 с.
5. V.V. Afanas'ev, A. Stesmans, and W. Tsai. Determination of interface energy band diagram between (100)Si and mixed Al-Hf oxides using internal electron photoemission // Appl. Phys. Letters. - 2003. - V.82. - P. 245.
6. П. Кофстад. Отклонение от стехиометрии. Диффузия и электропроводность в простых окислах металлов // Москва: Мир. - 1975. - 399 с.
7. C.N.R. Rao, G.V. Rao. Transition metal oxides // Washington: National Standard reference system. - 1974. -699 p.
8. В.А. Рабинович, З.Я. Халявин. Краткий химический справочник // Ленинград: Химия. - 1978. - 376 с.
9. И.В. Золотухин, О.В. Стогней. Физика наноси-стем: графены и гранулированные нанокомпозиты // Во-
ронеж: Изд-во Воронежского Гос. Техн.Ун-та. - 2011. -226 с.
10. O.V.Stognei, V.A Slyusarev, Yu.E. Kalinin, A.V. Sitnikov, M.N. Kopitin. Change of the electrical properties of granular CoFeB-SiOn nanocomposites after heat treatment (2003) // Microelectronic Engineering, 2003. - V.9 (N.2-4) -P. 476-479.
11. G.Herzer. Grain size dependence of coercivity and permeability in nanocrystalline ferromagnets // IEEE Transactions on Magnetics. - 1990. - V.26. - P.1397-1402.
12. X.Batlle, A.Labarta. Finite-size effects in fine particles: magnetic and transport properties // Journal of Phys. D: Appl. Phys. - 2002. - Vol. 35. - R 15 - 42.
13. К.И. Семененко, М.А. Каширин, О.В. Стогней. Технология тонких пленок Nb2O5 // «Физика твердого тела»: Тез. докл. 53-я Отчетная научно-техническая конференция профессорско-преподавательского состава, сотрудников, аспирантов и студентов. г. Воронеж, 24-25 апреля 2013 г. - С.23.
Воронежский государственный технический университет
EFFECT OF THE MATRIX MATERIAL ON THE MAGNETOTRANSPORT PROPERTIES OF Fe-Al-O AND Fe-Nb-O NANO GRANULAR COMPOSITES
O.V. Stognei, A.J. Al-Maliki, A.A. Grebennikov, K.I. Semenenko, A.N. Smirnov
Effect of material of an insulating matrix on the electrical and magnetic properties of metal-dielectric Fex(Al2O3)100_x and metal-semiconductor Fex(Nb2O5)100-x nanocomposites has been investigated. It was found that the composites characteristics which are defined by electron transport through the matrix (the electrical resistance, the position of the electrical percolation threshold, the magnetoresistive effect) depend on the type of material. Replacing the Al2On matrix by Nb2On leads to disappearance of the magnetoresistivity and shift of the percolation threshold from 53 to 14 at. % Fe. The magnetic properties of the composites does not depend on the type of the matrix: the concentration of the magnetic percolation threshold is not changed (50 and 48 at.% Fe, respectively) and the maximum coercive force values of the samples that are "after" percolation threshold are close in magnitude (14 Oe and 44 Oe) in composites Fex(Al2O3)100-x and Fex(Nb2O5)100-x, respectively
Key words: granular nanocomposite percolation threshold, magnetoresistance
