Электрическое сопротивление и термоЭДС нанокомпозитов cuх(a-C)100-х Текст научной статьи по специальности «Нанотехнологии»

УДК 537.312.6:537.322.11

Физика

ЭЛЕКТРИЧЕСКОЕ СОПРОТИВЛЕНИЕ И ТЕРМОЭДС НАНОКОМПОЗИТОВ Сих(а-С)юо-х © 2017 В.А. Макагонов, А.С. Краснова, Л.И. Янченко, И.М. Трегубов, М.А. Каширин

Методом ионно-лучевого напыления в атмосфере аргона получены тонкие пленки Cux(a-C)100-x, содержащие от 15 до 85 ат. % Cu. Исследования структуры показали, что полученные пленки являются нанокомпозитами, в которых до порога перколяции частицы меди с размером от 1 до 20 нм внедрены в аморфную углеродную матрицу. Экспериментально исследованы концентрационные и температурные зависимости электрической проводимости на постоянном и переменном токе, а также коэффициент термоЭДС при комнатной температуре. Анализ концентрационных зависимостей электрического сопротивления показал, что система Cux(a-C)100-x является перколяционной с порогом протекания 54,3 ат. % Cu. Зависимость термоЭДС от атомной доли металлической фазы имеет максимум в окрестности порога перколяции. Показано, что в изученном диапазоне температур у образцов с концентрацией х металлической фазы в области от 15 до 54,3 ат. % Cu (до порога перколяции) электроперенос осуществляется путем прыжковой проводимости. При концентрации от 54,3 до 85 ат. % Cu (за порогом перколяции) преобладает металлическая проводимость. Термическая обработка при температурах 280 и 400 оС в течение 30 минут приводит к смещению порога перколяции к xc=34 и 46,5 ат. % Cu для композитов Cux(a-C)100_x соответственно. Установлено, что температурный коэффициент электрического сопротивления тонких пленок Cux(a-C)100-x с концентрацией меди ~ 54 ат. % в широком диапазоне температур остается близким к нулю

Ключевые слова: нанокомпозит, тонкие пленки, медь, углерод, электрическое сопротивление

Введение

Гранулированные нанокомпозиты металл-диэлектрик представляют собой гетерогенные системы металлических частиц размером 2-10 нм, случайным образом распределённых в диэлектрической матрице. Такие композиты, благодаря относительно простой технологии их получения, продолжают представлять повышенный интерес многих исследователей для изучения многих физических свойств и применения таких материалов на практике. Впервые нанокомпозитные структуры (cermets в англоязычной литературе) были получены в начале 70-х годов как тонкопленочные высокоомные резистивные слои для микроэлектроники и в этом же десятилетии были сформулированы основные модельные представления об электрических и магнитных свойствах композитов [1-4]. Особый интерес при этом с практической точки зрения представляли композиты вблизи порога протекания, поскольку такие композит-

ные слои помимо высокого удельного сопротивления обладали невысоким температурным коэффициентом электрического сопротивления [5]. В качестве диэлектрической матрицы чаще всего используются окислы Si, А1, 2г, Сг, Ж и т. д., обладающие высоким удельным электрическим сопротивлением [6]. Для получения низкоомных тонкопленочных резистивных слоев необходимо использовать материал гранул и матрицы, которые обладают более низкими значениями удельного электрического сопротивления по сравнению с традиционно используемыми тонкопленочными композитами. Такие системы, в частности, необходимы при изготовлении коммутационных проводников для термоэлектрических батарей. В качестве материала металлических гранул в данной работе авторы выбрали медь, а материалом матрицы служил аморфный графитоподобный углерод, который стабильно синтезируется методом ионно-лучевого распыления [7]. С учетом вышесказанного, в работе поставлена задача синтезировать тонкие пленки гетерогенной системы Си-С с целью установления возможности получения резистивных слоев с температурным коэффициентом электрического сопротивления, близким к нулю.

Методика

Ионно-лучевой метод наиболее эффективен для нанесения пленок многокомпонентных материалов, в том числе композитных пленок металл-углерод [5]. Исследуемые тонкие плен-

Макагонов Владимир Анатольевич - ВГТУ, канд. физ.-мат. наук, младший научный сотрудник, e-mail: vlad_makagonov

Краснова Анна Алексеевна - ВГТУ, студент, e-mail: [email protected]

Янченко Лариса Ивановна - ВГТУ, канд. физ.-мат. наук, доцент, e-mail: [email protected] Трегубов Илья Михайлович - ВГТУ, канд. физ.-мат. наук, доцент, e-mail: [email protected] Каширин Максим Александрович - ВГТУ, младший научный сотрудник, e-mail: [email protected]

ки гетерогенной системы Си-С получены методом ионно-лучевого распыления составной мишени на установке УВН-2М. В процессе получения образцов в камеру подавалась аргон (чистотой 99,98 %) без добавления водорода, в отличие от типичного способа получения пленок аморфного гидрогенизированного углеро-да[8-9].

Для получения пленок нанокомпозитов Си-С с различным содержанием частиц меди использовалась две конфигурации составной мишени (рис. 1). Составная мишень представляла собой прямоугольную литую основу из меди (1) с расположенными на ее поверхности пластинами графита (2) одинакового размера, но на различном расстоянии друг от друга, что позволило синтезировать композиты с широким и непрерывным спектром концентраций металлической фазы.

Конфигу рация 2

250-

200-

150 -

100 -

40 80 B, мм

Рис. 1. Конфигурация составной мишени, используемой при напылении тонких пленок СихС!.х : 1 - медное основание; 2 - пластины графита

В качестве подложек были использованы ситалловые (размером 60*48 мм2) и стеклянные пластины (размером 24*75 мм2), из которых вырезались образцы размером 3x60 мм2. Ширина пластины была выбрана таковой, чтобы разброс состава по ее ширине не превышал 0,5 ат. % металлической фазы [10].

Концентрационные зависимости удельного электрического сопротивления при комнатной температуре были измерены двухзондовым методом на постоянном токе при помощи цифрового мультиметра УС 9808+, позволяющего измерять электрическое сопротивление в диапазоне от 0,1 Ом до 2*109 Ом.

Для измерения концентрационных зависимостей термоЭДС использовались образцы пленок Си-С шириной 3 мм и длиной 40 - 60 мм, вдоль которых создавался температурный градиент порядка 80 К, причем «холодный»

конец образца находился при комнатной температуре. Значение термоЭДС композитов рассчитывалось по следующей формуле с поправкой на термоЭДС в серебряных зондах:

ли

8=лг (|)

где и - напряжение, возникающее между горячим и холодным концами образца; ЛТ -разность температур между горячим и холодным концами образца соответственно.

Определение температурных зависимостей термоЭДС пленок Си-С в интервале температур 77 - 300 К проводилось с использованием установки, принципиальная схема которой показана на рис. 2.

Для измерения термоЭДС использовались напыленные на ситалловую подложку образцы шириной 3 мм и длиной 40 - 60 мм, которые помещались в специальную капсулу (рис. 2,б). Для создания электрических контактов образец с обоих концов прижимался термопарами ТП1 и ТП2.

Рис. 2. Схема установки для измерения термоЭДС (а); схема крепления образца в капсуле (б);

1 - ЭВМ, 2 - нановольт/микроомметр Agilent 34420A, 3 - блок питания, 4 - термостат с жидким азотом, 5 - капсула с образцом; 6 - образец, 7 -нагреватель, 8 - хромель-алюмелевая термопара

Концентрацию атомов меди, углерода и кислорода, входящих в состав композитов, определяли с помощью электронно-зондового рентгеноспектрального микроанализатора INCA X-MAX (Oxford Instruments), входящего в состав растрового электронного микроскопа (РЭМ) Carl ZEISS EVO MA 10.

Результаты элементного анализа образцов, полученных при использовании двух конфигураций мишени, показали, что при использовании первой конфигурации составной мишени содержание Cu в пленках находится в интервале от 12 до 68 ат. %. При использовании второй

конфигурации - от 56 до 85 ат. %. Таким образом, общий диапазон концентраций меди находится в диапазоне от 12 до 85 ат. % Си.

Картины рентгеновской дифракции (излучение СиКа1,2 X = 1,54 А) для пленок СихС1_х представлены на рис. 3. Интенсивность рефлексов, относящихся к решетке меди, увеличивается с увеличением доли Си в образцах. Других кристаллических фаз на рентгенограммах не обнаружено.

В гранулированных композитах Сих(а-С)100-х углерод является аморфным полупроводником и выполняет роль изолирующей матрицы, в которой находятся частицы меди размером 2-10 нм и 10-20 нм для конфигурации мишени 1 и конфигурации 2, соответственно. Кроме этого, в структуре могут содержаться графитоподобные включения, которые также могут образовывать каналы проводимости [11]. Поэтому полученные пленки Сих(а-С)100-х, даже с большим содержанием углерода, обладают сравнительно низким электрическим сопротивлением. Этот факт указывает на значительную степень их графитизации.

Результаты измерений электрического сопротивления тонких пленок при комнатной температуре приведены на рис. 4.

РОР 00-004-0836 Си Соррег. аул

90 100

20. град-

1 - 14,9 ат. %; 2-18,8 ат. %; 3 - 23,3 ат. %; 4 - 28,4 ат. %

Ю

I Р0р 00-№4.0вэв Си Соррег, 6УР

90 100 2©. град

1 - 14.9 ат. "..: 2 - 18.8 ат. "..: 3 - 23.3 ат. "..: 4 - 28.4 ат. "..: 5 - 34,1 ат. %; 6 - 40,5 ат. %; 7 - 47,5 ат. %; 8 - 54,3 ат. %; 9 - 63,3 ат. %

б)

Рис. 3. Дифрактограммы пленок Сих(а-С)100_х (X = 1,54 А), полученных при конфигурации 1 (а) и конфигурации 2 (б)

Данная зависимость является типичной для перколяционых систем металл - диэлектрик [5]. Наблюдается монотонное уменьшение электрического сопротивления более чем на три порядка. Полученные значения близки к

результатам, полученных в синтезированной системе другими методами [12-13].

1<Г

5 10'5

10°

10"7

16 24

32

40 48 56 64 72 80 88 х[Си], ат. %

Рис. 4. Зависимость удельного электрического сопротивления (р) пленок Сих(а-С)100_х от концентрации меди

Стоит отметить, что для образцов, полученных распылением мишени с 14 навесками углерода (конфигурация 1), электрическое сопротивление (светлые кружки) имеет большой разброс экспериментальных данных, в отличие от пленок, полученных распылением мишени Си-С (конфигурация 2), график которых имеет гладкий, монотонный вид (закрашенные кружки, рис. 4). Поскольку коэффициенты распыления меди и углерода значительно различаются, как было отмечено выше, то при геометрическом расположении навесок (рис. 1) состав меняется не монотонно, и приводит к флуктуаци-ям электрического сопротивления в образцах, расположенных в зоне с больши м содержанием меди. По всей вероятности такое изменение состава связано с так называемым «краевым эффектом», а также не идеальностью и неоднородностью поверхности мишени.

£

О 10"

100 150 200 250 300

т,к

1-14,9 ат. %; 2-23,3 ат. %; 3-34,1 ат. %; 4^10,5 ат. %; 5-47,5 ат. %; 6-54,3 ат. %; 7-63,3 ат. %

Рис. 5. Температурные зависимости удельного электрического сопротивления пленок Сих(а-С)100-х

Температурные зависимости удельного электрического сопротивления гранулированных структур Сих(а-С)100-х представлены на рис. 5. В пленках с концентрацией меди меньше 48 ат. % наблюдается активационный тип

проводимости а а ехр(-£а/кТ), где £а - энергия активации. Такой тип проводимости наблюдался в работе [11] в структурах с полупроводниковой матрицей а-С:Н, содержащей наночасти-цы меди. Авторы полагают, что малая энергия активации проводимости соответствует разности энергий между дном зоны проводимости матрицы и уровнем Ферми металлических частиц.

В синтезированных пленках Сих(а-С)100-х с концентрацией меди больше 54 ат. % наблюдается смена температурного коэффициента сопротивления с отрицательного на положительный (рис. 5 и 6), что свидетельствует о формировании сплошной токопроводящей сетки металлических наночастиц меди, электрически контактирующих друг с другом. Характерной особенностью температурной зависимости ТКС тонких пленок Сих(а-С)100-х с концентрацией меди ~ 54 ат. % является то, что в широком диапазоне температур данный параметр остается близким к нулю (кривая 4 на рис. 6), что особенно важно при использовании таких пленок в качестве резистивных слоев прецизионных резисторов. Смена знака ТКС с отрицательного на положительный в синтезированных нанокомпозитах Сих(а-С)ю0-х при х - 54 ат. % позволяет считать данную концентрацию меди соответствующей порогу перколяции.

4x10"4 2x10"4 О

-2x10 --4x10"4--6x10"4--8x10"4-

о о о о оааоасоу^шзжшйза;»

75 100 125 150 175 200 225 250 275 300 Т, К

Рис. 6. Температурные зависимости удельного электрического сопротивления тонких пленок Сих(а-С)юс-х:

1-34,1 ат. %; 2-40,5 ат. %; 3-47,5 ат. %; 4-54,3 ат. %;

5-63,3 ат. %

Преобладание металлического характера электрической проводимости в этом случае подтверждается также видом зависимостей в высокочастотной (^ 200 кГц) части адмиттанса Z(f) (рис. 7). За порогом перколяции (х> 54 ат. % Си) комплексное сопротивление практически не зависит от частоты, тогда как до порога

наблюдается слабая частотная зависимость (на частотах выше 200 кГц включительно).

На рис. 8 приведены концентрационные зависимости коэффициента термоЭДС тонких пленок Сих(а-С)100-х. Полученные значения коэффициента термоЭДС положительны при всех концентрациях меди и в 2-4 раза выше, чем для объемной меди.

ю4

N

103 -

10 20 30 40 50 60 70

х[Си], ат. %

Рис. 7. Концентрационная зависимость комплексного электрического сопротивления на различных частотах (на вставке приведена зависимость угла сдвига фаз): 1- 500 Гц; 2-200 кГц; 3-500 кГц; 4-1 МГц

С уменьшением концентрации углерода, когда электрическое сопротивление уменьшается, термоЭДС начинает увеличиваться. Поскольку до порога перколяции термоЭДС в тонких пленок Сих(а-С)100-х определяется аморфным углеродом, у которого при комнатной температуре термоЭДС имеет значение 8 ~ 12 мкВ/К [7], то с увеличением углерода термоЭДС растет.

СП з

СО

У

10 20 30 40 50 60 70 80 90 X [Си], ат.%

Рис. 8. Концентрационные зависимости коэффициента термоЭДС тонких пленок Сих(а-С)ю0-х

В области перколяционного перехода наблюдается максимум. Для образцов, находящихся за порогом перколяции, наблюдается корреляция между термоЭДС и концентрацией носителей заряда (здесь предполагается, что концентрация свободных носителей заряда пропорциональна концентрации атомов меди в нанокомпозите).

Влияние термообработки на электрическое сопротивление композитов Сих(а-С)100-х при температурах 280 и 400 °С в течение 30 минут представлено на рис. 9. Термообработка приводит к росту электрического сопротивления композита до порога протекания и снижению р за порогом протекания. Как видно из рис. 9, с увеличением температуры обработки значения пороговой концентрации хс смещаются в сторону меньших концентраций медного наполнителя.

х[Си], ат. %

Рис. 9. Влияние термообработки на электрическое сопротивление нанокомпозитов Сих(а-С)100.х: Исходное состояние (1), после термообработки при Т=280 °С (2) и 400 °С (3)

Полученные значения порога перколяции хс=34 и 46,5 ат. % Си (по пересечению графиков после термообработки с исходными данными ) для композитов Сих(а-С)100_х, подвергнутых термообработке при 400 и 280 °С соответственно, оказываются меньше 54,3 ат. % для образца в исходном состоянии, что говорит о том, что при температурах отжига происходит не только релаксация структуры и диффузия компонентов (углерода из гранул меди и меди из углеродной матрицы), но и объединение и увеличение размеров медных частиц.

Заключение

Методом ионно-лучевого напыления в атмосфере аргона были синтезированы тонкие пленки Сих(а-С)100-х, содержащие от 15 до 85 ат. % Си. Исследования структуры показали, что полученные пленки являются нанокомпо-зитами, в которых до порога перколяции частицы меди с размером от 1 до 20 нм внедрены в углеродную матрицу.

Экспериментально исследованы электрическая проводимость на постоянном и переменном токе, а также коэффициент термоЭДС при комнатной температуре. Анализ концентраци-

онных зависимостей электрического сопротивления показал, что система Cux(a-C)100-x является перколяционной с порогом протекания 54,3 ат. % Cu. Зависимость термоЭДС от атомной доли металлической фазы имеет максимум в окрестности порога перколяции.

Показано, что в изученном диапазоне температур у образцов с концентрацией х металлической фазы в области от 15 до 54,3 ат. % Cu (до порога перколяции) электроперенос осуществляется путем прыжковой проводимости. При концентрации от 54,3 до 85 ат. % Cu (за порогом перколяции) преобладает металлическая проводимость

Установлено, что температурный коэффициент сопротивления тонких пленок Cux(a-C)100-x с концентрацией меди ~ 54 ат. % в широком диапазоне температур остается близким к нулю, что особенно важно при использовании таких пленок в качестве резистивных слоев прецизионных резисторов и коммутационных пленок.

Работа выполнена при финансовой поддержке Министерства образования и науки Российской Федерации в рамках постановления Правительства Российской Федерации от 9 апреля 2010г. №218 (Договор № 03.G25.31.0246).

Литература

1. Neugebauer C.A. Resistivity of Cermet Films Containing Oxides of Silicon / C.A. Neugebauer // Thin Solid Films. - 1970. - V.6. -P.443-447.

2. Gittleman J.L . Magnetic properties of Granular Nikel Films / J.L. Gittleman, Y. Goldstain, S. Bozowski // Physical Review.-1972. - V.B5. - P.3609-3621.

3. 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.

4. Эфрос А.Л. Теория протекания и проводимость сильно неоднородных сред / А.Л. Эфрос, Б.И. Шкловский // УФН. - 1974. - Т. 117. - № 3. - С. 2-14.

5. Нелинейные явления в нано- и микрогетерогенных системах/ С.А. Гриднев, Ю.Е. Калинин, А.В. Ситников, О.В. Стогней. - М.: БИНОМ. Лаборатория знаний,- 2012. - 352 с.

6. Транспортные и магнитные явления в наногетерогенных структурах / А.Б. Грановский, Ю.Е. Калинин, А.В. Ситников, О.В. Стогней // Альтернативная энергетика и экология. - 2015. - № 20(184).- С.53-73.

7. Электрические свойства тонких пленок аморфного углерода, полученных методом ионно-лучевого напыления / Ю.Е. Калинин, М.А. Каширин, В.А. Макагонов, С.Ю. Панков, А.В. Ситников // Журнал технической физики. - 2017. - Т. 87. - Вып. 11. - С. 1722- 1728.

8. Иванов-Омский В.И. Модифицирование электронного спектра и колебательных свойств аморфного углерода примесью меди / В.И. Иванов-Омский, Э.А. Сморгонская //ФТП. 1998. - Т.32. - №8. - С. 931-938.

9. Особенности роста пленок а - C:H и а - C:H<Cu> при магнетронном распылении / Т.К. Звонарева, В.И.

Иванов-Омский, А.В. Нащекин, Л.В. Шаронова // ФТП. -2000. - С. 96 -101.

10. Образование поверхностных медно-углеродных микроструктур при распылении составной графитово-медной мишени магнетронным способом / С.И. Валян-ский, С.В. Виноградов и др. // Прикладная физика. - 2016. - № 1. - С. 49 - 52.

11. Луцев Л.В. Электронный транспорт в нанораз-мерной кластерной структуре углерод-медь / Л.В. Луцев, С.В. Яковлев, В.И. Сиклицкий //ФТТ. - 2000. - Т. 42. -Вып. 6. - С 1105 - 1112.

12. Grill A. Diamond-like carbon state of the art / A. Grill // Diamond and Related Materials. - 1999. - № 8. -С.428-434.

13. Кодолов В. Производство и использование ме-тал-углеродных нанокомпозитов / В. Кодолов // Наноин-дустрия. - 2011. - С. 24 - 26.

Воронежский государственный технический университет

ELECTRICAL RESISTANCE AND THERMAL ELECTROMOTIVE FORCE OF NANOCOMPOSITES Cux(a-C)1„0-x

V.A. Makagonov1, А.А. Krasnova2, L.I. Yanchenko3, I^. Trеgubоv4, M.A. Kashirin5

'PhD, Junior Researcher, Voronezh State Technical University, Voronezh, Russian Federation,

e-mail: [email protected] 2Student, Voronezh State Technical University, Voronezh, Russian Federation e-mail: [email protected]

3PhD, Associate Professor, Voronezh State Technical University, Voronezh, Russian Federation,

e-mail: [email protected] 4PhD, Associate Professor, Voronezh State Technical University, Voronezh, Russian Federation,

e-mail: [email protected] State Technical University, 1 e-mail: [email protected]

Junior Researcher, Voronezh State Technical University, Voronezh, Russian Federation,

The Cux(a-C)100-x thin films containing 15-85 at. % Cu were obtained by the ion-beam sputtering technique in argon atmosphere. According to the structure investigations the obtained films are nanocomposites, where in a prepercolating regions the copper particles with size from 1 to 20 nm are embedded in an amorphous carbon matrix. The concentration and temperature dependence of electrical conductivity in DC and AC modes and the thermal electromotive force at room temperature were experimentally investigated. The analysis of concentration dependences of electrical resistance shows that the Cux(a-C)100_x is a percolating system with the percolating threshold at 54.3 at. % Cu. The concentration dependence of thermal electromotive force has a maximum in the vicinity of the percolation threshold. It is shown that in the studied temperature range the charge transfer is carried by the hopping conductivity in the samples with the small concentration of the metallic phase 15 to 54.3 at. % Cu, (before the percolation threshold). The usual metal conductivity is dominated at a concentration range from 54,3 to 85 at. % Cu (after the percolation threshold). The heat treatment of the Cux(a-C)100-x composites carried at temperatures of 280 and 400 ° C for 30 min leads to a shift of the percolation threshold to xc=34 and 46.5 at. % Cu, respectively. It is established that the temperature coefficient of electrical resistance of Cux(a-C)100-x thin films with the copper concentration of 54 at. % remains close to zero in a wide temperature range

Key words: nanocomposite, thin films, copper, carbon, electrical resistance

References

I. Neugebauer C.A. "Resistivity of Cermet Films Containing Oxides of Silicon", Thin Solid Films, vol. 6, 1970, pp. 443-447.

2 Gittleman J.L., Goldstain Y., Bozowski S. "Magnetic properties of Granular Nikel Films", Physical Review, 1972, vol. B5, pp. 3609-3621.

3. Abeles B., Sheng P., Coutts M.D., Arie Y. "Structural and electrical properties of granular metal films", Advances in Physics, 1975, vol. 24, pp. 407-461.

4. Jefros A.L., Shklovskij B.I. "Theory of flow and conductivity of strongly inhomogeneous media" ("Teorija protekanija i provodimost' sil'no neodnorodnyh sred"), UFN, 1974, vol. 117, no. 3, pp. 2-14

5 Gridnev S.A., Kalinin Ju.E., Sitnikov A.V., Stognej O.V. "Nonlinear phenomena in nano - and microheterogeneous systems" ("Nelinejnye javlenija v nano- i mikrogeterogennyh sistemah"), Moscow, BINOM. Laboratorija znanij, 2012, 352 p.

6. Granovskij A.B., Kalinin Yu.E., Sitnikov A.V., Stognej O.V. "Transport and magnetic phenomena in nanoheterogeneous structures", Alternative energy and ecology, 2015, no. 20(184), pp. 53-73.

7. Kalinin Yu.E., Kashirin M.A., Makagonov V.A., Pankov S.Ju., Sitnikov A.V. "Electrical properties of thin films of amorphous carbon produced by ion-beam deposition", Journal of Technical physics, 2017, vol. 87, no. 11, pp. 1722- 1728.

8. Ivanov-Omskij V.I., Smorgonskaya A. E. "Modification of the electronic spectrum and the vibrational properties of amorphous carbon admixture of copper", FTP, 1998, vol. 32, no. 8, pp. 931-938.

9. Zvonareva T.K., Ivanov-Omskij V.I., Nashhekin A.V., Sharonova L.V. "Characteristics of growth of films of a - C:H and a - C:H<Cu> at magnetron sputtering", FTP, 2000, pp. 96 -101.

10. Valjanskij S.I., Vinogradov S.V. and oth. "The formation of surface copper-carbon microstructures during the spraying of the composite graphite-copper target sputtering method", Journal of Applied physics, 2016, no. 1, pp. 49 - 52.

II. Lucev L.V., Jakovlev S.V., Siklickij V.I. "Electron transport in nanonas-dimensional cluster structure of carbon-copper", FTT, 2000, vol. 42, no. 6, pp. 1105 - 1112.

12. Grill A. "Diamond-like carbon state of the art", Diamond and Related Materials, 1999, no 8, pp. 428-434.

13. Kodolov V. "Production and use of the me-tal-carbon composites", Nanoindustrija, 2011, pp. 24 - 26.