CC BY
83
УДК 538.9
ВЫСОКОЧАСТОТНЫЕ МАГНИТНЫЕ СВОЙСТВА МНОГОСЛОЙНЫХ ГЕТЕРОГЕННЫХ ПЛЕНОК НА ОСНОВЕ НАНОКОМПОЗИТОВ ФЕРРОМАГНИТНЫЙ МЕТАЛЛ-
ДИЭЛЕКТРИК
Х.С.М. Аль Аззави, К.Г. Королев, В.А. Макагонов, А.В. Ситников, О.С. Тарасова
Методом ионно-лучевого распыления получены пленки композитов (Со45ре45&10)х(А1203)100_Х, (Со84КЪ14Та2)Х^Ю2)100_Х, (Со4^е39В20)х^Ю2)100_х и многослойных гетерогенных структур {[(Со45ре45&10)Х (Al2Oз)loo-xИ(Co45Fe45ZrloMAl2Oз)loo-x+N2]}n, {[(Co45Fe45Zrlo)x(Al2Oз)loo-x]/[(Co45Fe45Zrlo)x(Al2Oз)loo-x+О2]}n;
{[(С04^ез9В20)х^Ю2)100-хИ(С04^ез9В20)х^Ю2)100-Х+О2]}п, {[(Со84КЪ14Та2)х^Ю2)100-хИ(Со84КЪ14Та2)х^Ю2)100-Х+О2]}п при циклической подаче реактивных газов в процессе осаждения. Исследовано влияние структуры и магнитостатических свойств пленок на концентрационные зависимости комплексной магнитной проницаемости образцов на частоте 50 МГц. Показано, что введение окисленной прослойки позволило подавить перпендикулярную магнитную анизотропию в композитах (Со45ре45&10)х(А1203)100_Х при концентрации металлической фазы выше порога перколяции
Ключевые слова: многослойные гетерогенные структуры, композит, комплексная магнитная проницаемость, кривые намагничивания, ферромагнитные гранулы, высокочастотные свойства
1. Введение
Аморфные металлические сплавы на основе переходных металлов обладают магнитно-мягкими свойствами, что обусловлено отсутствием дефектов структуры, соизмеримых с характеристическими размерами доменных стенок [1-3]. Основными причинами возникновения магнитной анизотропии в аморфных металлических сплавах являются анизотропия формы, анизотропия парного упорядочения атомов, магнитоупругая анизотропия, наведенная магнитная анизотропия [4]. Для магнитных материалов, применяемых в аппаратуре для записи и I воспроизведения информации, устройств автоматики, поглотителей
электромагнитного излучения и т.д. наиболее важны их высокочастотные магнитные свойства. Одним из ограничений применения аморфных металлических сплавов в области ВЧ- и СВЧ-диапазона является их низкое удельное электрическое сопротивление. Для повышения этого важного параметра ферромагнетики с аморфной и кристаллической структурой вводят в диэлектрическую матрицу [5-6], что способствует повышению рабочей частоты гетерогенного материала в область ВЧ- и СВЧ-диапазона [7-8].
Особое место среди композитов ферромагнетик-диэлектрик занимают нанокомпозиты с
Хэйдр С. Мохамед Аль Аззави - ВГТУ, аспирант, тел. 8(473) 246-66-47
Королев Константин Геннадьевич - ВГТУ, канд. физ.-мат. наук, доцент, тел. 8(473) 246-66-47
Макагонов Владимир Анатольевич - ВГТУ, инженер, email: vlad [email protected]
Ситников Александр Викторович - ВГТУ, д-р физ.-мат. наук, профессор, e-mail: [email protected] Тарасова Оксана Сергеевна - ВГТУ, аспирант, e-mail: [email protected]
аморфной структурой наногранул. Как показано в [9-10] такие пленки обладают ярко выраженными магнитно-мягкими свойствами. Это обусловлено как повышенным удельным электрическим сопротивлением (р) гетерогенных структур, так и наномас-штабным размером структурных неоднородностей. Для таких нанокомпозитов наличие аморфной структуры ферромагнитных гранул приводит к снижению значений магнитной анизотропии гранул по сравнению с композитами, обладающими крис-талллической магнитной фазой [11]. Вместе с тем магнитная анизотропия аморфных нанокомпозитов остается достаточно высокой по сравнению с гомогенными аморфными сплавами, что связано со значительным вкладом в эффективную анизотропию гранулы анизотропии формы последней, возникающей при росте пленки в результате процессов самоорганизации.
Так в работах [12, 13] сообщается о наличии перпендикулярной магнитной анизотропии композитов некоторых составов, расположенных выше порога перколяции. Это обусловлено значительной структурной анизотропией пленок. Проведенный анализ причин формирования ростовой структурной анизотропии при конденсации пленки из паровой фазы позволил качественно объяснить наблюдаемую перпендикулярную к плоскости пленки магнитную анизотропию в нанокомпозитах (Co45Fe45Zrlo)x(Al2Oз)loo-x , (Со84КЬиТа2)х(8Ю2)100-х и отсутствие последней в пленках (Со4^ез9В20)х(8Ю2)ю0-х [14].
Исследование гетерогенных систем, полученных при напылении в среде с активными газами, показало, что в этом случае происходит доокисле-ние диэлектрической матрицы и образование оболочки из оксидов металлов на поверхности метал-
Работа выполнена при финансовой поддержке гранта РФФИ 13-02-97511 -р_центр_а
лических частиц [15, 16]. Наличие на поверхности металлических наногранул оксидной оболочки препятствует непосредственному контакту проводящих частиц и, как следствие, увеличивает удельное электрическое сопротивление гетерогенной системы, а также снижает вероятность формирования столбчатой структуры пленки.
В данной статье рассматривается возможность подавления перпендикулярной магнитной анизотропии в пленках композитов (Co45Fe45Zrl0)x(Al2O3)l00-x, (Со84№иТа2)х^Ю2)100-х и (Со4^ез9В2о)хф02)юо-х за счет формирования многослойной гетерогенной структуры, где слой композита, полученного в инертной атмосфере, чередуется с композиционной прослойкой, полученной в среде, содержащей активный газ, а также исследовано влияние изменения морфологии пленки на высокочастотные свойства многослойных систем.
2. Методика получения и исследования
физических свойств
Пленки гетерогенных систем
(Co45Fe45Zrlo)x(Al2Oз)loo-x, (Со84№мТа2)х^Ю2)юо-х и (Со4^е39В20)х^Ю2)100-х получены ионно-лучевым распылением составных мишеней в широком диапазоне концентраций металлической фазы [9].
Пленки многослойных гетерогенных структур на основе композитов с аморфной структурой гранул {[(Co45Fe45Zrlo)x(Al2Oз)loo-x]/[(Co45Fe45Zrlo)x (АЬОз)100-х+^]}п, {[(Co45Fe45Zrlo)x(Al2Oз)loo-x]/ [(CO45Fe45Zrl0)x(Al2Oз)l00-Х+О2]}n , {[(С04^ез9В2о)х ^Ю2)100-хИ(Со4^ез9В20)х^Ю2)100-х+О2]}п и
{ [(С084^14Та2)х^Ю2)100-х]/[(СО84№14Та2)х^Ю2)100-х +О2]}п были изготовлены по следующей технологии. В течение 47 секунд производилось напыление соответствующего композита в атмосфере аргона Оа), затем 15 секунд в атмосфере аргона с добавлением кислорода или азота при тех же условиях, что и для объемных композитов. Установление номинального давления реактивных газов (Ро2(ш)) после включения клапана натекателя составляло 4 секунды, их откачка при выключении клапана натекателя - 8 секунд. По скорости и времени напыления композитов были сделаны оценки толщины слоев многослойной структуры, которые составили для прослойки композитов, осажденных в атмосфере аргона ~ 8^14 нм, в атмосфере Аг+О2 (Ы2) ~ 3^5 нм. Индекс п в формуле многослойной структуры означает количество бислоев, реализованных в процессе напыления.
В результате были получены пленки аморфных нанокомпозитов и многослойных структур на их основе, составы которых представлены в таблице.
Параметры получения композитов и многослойных структур
№ п/п Партия t1, с Pa x 10-4, TOrr t2, с РдгХ 10-4, Torr P02X 10-4, Torr n
1 (CO41Fe39B20)x(SiO2)100-X 18000 6 - - - 1
2 (CO41Fe39B20)x(SiO2)100-X - - 18000 6 0,2 1
3 (CO41Fe39B20)x(SiO2)100-X - - 18000 6 0,24 1
4 {[(CO41Fe39B20)x(SiO2)100-x]/ [(CO41Fe39B20)x(SiO2)100-X+O2]}n 47 6 15 6 0,24 176
5 {[(CO41Fe39B20)x(SiO2)100-x]/ [(CO41Fe39B20)x(SiO2)100-X+O2]}n 47 6 15 6 0,32 178
6 {[(CO41Fe39B20)x(SiO2)100-x]/ [(CO41Fe39B20)x(SiO2)100-X+O2]}n 47 6 15 6 0.63 176
7 {[(CO41Fe39B20)x(SiO2)100-x]/ [(CO41Fe39B20)x(SiO2)100-X+O2]}n 47 6 15 6 1 176
8 (CO45Fe45Zr10)x(Al2O3)100-X 15000 8 - - - 1
9 { [(CO45Fe45Zr10)x(Al2O3)100-x]/ [(CO45Fe45Zr10)x(Al2O3)100-X+N2]}n 47 8 15 8 0.65 300
10 { [(CO45Fe45Zr10)x(Al2O3)100-x]/ [(CO45Fe45Zr10)x(Al2O3)100-X+O2]}n 47 8 15 8 0.2 300
11 (CO84NbMTa2)x(SiO2)100-x 18000 9,2 - - - 1
12 (CO84Nb14Ta2)x(SiO2)100-X - 18000 9,2 0,32 1
13 { [(CO84Nb14Ta2)x(SiO2)100-x]/ [(CO84Nb14Ta2)x(SiO2)100-X+O2]}n 47 9,2 15 9,2 0,5 335
14 { [(CO84Nb14Ta2)x(SiO2)100-x]/ [(CO84Nb14Ta2)x(SiO2)100-X+O2]}n 47 9,2 15 9,2 1.4 290
15 { [(CO84Nb14Ta2)x(SiO2)100-x]/ [(CO84Nb14Ta2)x(SiO2)100-X+O2]}n 53 9,2 55 9,2 3.4 290
Элементный состав пленок определен с помощью энергодисперсионной рентгеновской приставки Oxford INCA Energy 250 на сканирующем электронном микроскопе JEOL JSM-6380 LV.
Структурные особенности гетерогенных пленок исследованы методом просвечивающей электронной микроскопии (TEM) в центре коллективного пользования Белгородского государственного университета. Магнитные свойства измерены с помощью вибрационного магнетометра. Измерение комплексной магнитной проницаемости композитов проводилось «измерителем добротности Е4-11» резонансным методом на частоте 50 МГц.
3. Структура композитов
Анализ результатов исследования структуры композитов показал, что в зависимости от состава композита структурная неоднородность может быть выражена в большей или меньшей степени. Так в случае композита (Co4iFe39B2o)6o(SiO2)4o можно выделить слабо выраженную анизотропию распределения металлических гранул в направлении роста пленки (рис. 1а). Наиболее выраженная структурная анизотропия характерна для композита (Co84Nb14Ta2)65(SiO2)35, структуру пленки которого в направлении роста можно определить, как «столбчатую» (рис. 1б).
а б
Рис. 1. Микрофотографии поперечного разреза пленок наногранулированных композитов (Со4^ез9В20)б0^Ю2)40 (а) и (^^иТа^^Ю^ (б)
В плоскости пленки исследования просвечивающей электронной микроскопии не выявили существенной анизотропии гетерогенной структуры. Например, для композита (Со4^е39В20)52(8Ю2)48 металлические гранулы, размер которых составляет 6-7 нм, хаотически распределены в плоскости образца (рис. 2). Гало на электронограмме свидетельствует о том, что структура ферромагнитных гранул аморфная.
, Я1 20 пт
Рис. 2. Микрофотография и электронограмма гранулированного композита (Со4^е39В20)52^Ю2)48
Микрофотография поперечного сечения пленки многослойной гетерогенной структуры
{[(Со41ре39В20)б0(8Ю2)40]/[(Со41ре39В20)б0(8Ю2)40+ 02]}176, показывает наличие наноразмерных параллельных плоскости пленки слоев, наличие которых существенно затрудняет образование цепочек гранул, выстроенных перпендикулярно поверхности подложки (рис. 3).
4. Высокочастотные магнитные свойства
Исследования магнитных свойств объемных композитов показали, что они в существенной степени зависят от состава пленок. На рис. 4 представлены кривые намагниченности композитов (Со41ре39В20)б5^Ю2)35, (Co45Fe45Zrlo)6o(Al20з)4o, и (Со84№>14Та2)65(8Ю2)35. Несмотря на близкую концентрацию аморфной ферромагнитной фазы данных композитов, кривые намагничивания заметно различаются. Пленка (Со4^е39В20)65(8Ю2)35 имеет низкое значение коэрцитивной силы (НС - 4 Э) и поле выхода кривой намагничивания в насыщение (НВн ~ 30 Э) (рис.4, кривая 1).
В тоже время композиционные пленки (Co45Fe45Zrlo)6o(Al20з)4o и (Со84КЪМТа2)65^Ю2)35 характеризуются сопоставимыми значениями коэрцитивного поля и более высокими значениями поля выхода кривой намагничивания в насыщение. Так для композитов (Со4^е4^г10)60(А1203)40 и (Со84№>14Та2)65^Ю2)35 Не - 24 Э и Нвн ~ 2000 Э (кривые 2, 3). Однако в области низких магнитных полей (Н<35 Э) для пленок (Со4^е4^г10)60(А1203)40 (кривая 2) имеется участок с высокой магнитной проницаемостью, что свидетельствует о наличии азимутальной составляющей вектора намагниченности относительно плоскости пленки.
5,0"
2,5'
3 0,0' го
-2,5'
-5,0'
1 -
2 -----
-2000
-1000
0
Н, Э
1000
2000
Рис. 4. Кривые намагничивания в плоскости пленки композитов (Со4^е39В20)65 ^Ю2)35 (1), (CO45Fe45Zrl0)60(Al2Oз)40 (2) , и (Со84КЪИТа2)65^Ю2)35 (3)
Рис. 3. Микрофотография поперечного разреза пленки многослойной гетерогенной структуры {[(CO40Fe40B20)60(SiO2)40]/[(CO40Fe40B20)60(SiO2)40+O2]}l76 , полученной при циклическом напылении в атмосфере Аг с давлением 6-10-4 Торр в течение 47 сек и смешанной атмосфере (Аг с давлением 6-10-4 Торр и О2 с давлением 2,4-10-5 Торр) в течение 15 сек
Влияние магнитной структуры на концентрационные зависимости действительной (ц/) и мнимой (ц//) частей комплексной магнитной проницаемости нанокомпозитов (Со84№>14Та2)Х(8Ю2)100-Х,
(Co45Fe45Zrlo)x(Al20з)loo-x и (Co4oFe4oB2o)x(Si02)loo-x представлено на рис. 5. Анализ полученных зависимостей показал, что после порога перколяции величина хорошо соотносится с наличием перпендикулярной составляющей намагниченности в пленках. Для композитов (Со4^е40В20)х(8Ю2)100-х ц /~ 400 в концентрационном диапазоне 50^70 ат. % (рис. 5с), композиты (Со4^е4^г10)х(А1203)100-х имеют значения порядка 60 (рис. 5 Ъ), а в композитах (Со84№>14Та2)х^Ю2)100 -Х значения магнитной проницаемости не достигают и 20 единиц (рис. 5 а).
Л"
15 10 5 0
80 60 40 20 0
400 -200 -
X, at.%
Рис. 5. Концентрационные зависимости действительной (кривая 1) и мнимой (кривая 2) частей комплексной магнитной проницаемости, измеренные на частоте 50 МГц, для нанокомпозитов (Со84КЬ14Та2)х(8Ю2)100_х (а), (CO45Fe45Zrl0)x(Al2Oз)l00-X (Ь) и (С04^ез9В20МВЮ2)100-Х (с)
Введение окисленной прослойки в исследованные композиты оказывает влияние на магнитные свойства в зависимости от состава многослойной структуры. В случае объемных композиционных пленок (Co41Fe39B20)65(SiO2)35 наличие окисленных прослоек не оказывает сильного влияния на магнитную структуру образцов (рис. 6). Однако стоит заметить, что введение композиционной прослойки несколько увеличивает коэрцитивную силу многослойных структур на основе композита (CO4lFeз9B20)65 (SiO2)з5.
0
н, э
Рис. 6. Кривые намагничивания композитов и многослойных структур на основе композита (Со40Ре40В20)65(8Ю2)35. Кривые на рисунке соответствуют составам, приведенным в таблице: 1 - № 1, 2 - № 3, 3 - № 4, 4 - № 7
При этом, введение окисленных прослоек привело к увеличению значений комплексной магнитной проницаемости композитов
(Со4^е39В20)х^Ю2)100-х (рис.7), что может быть связано с уменьшением перпендикулярной структурной неоднородности, выявленной при анализе микрофотографии поперечного разреза пленки (Со4^е39В20)60^Ю2)40 (рис.1а).
Л"
400 300 200 100 0
40 60
X, а1.%
Рис. 7. Концентрационные зависимости действительной (кривая 1) и мнимой (кривая 2) частей комплексной магнитной проницаемости, измеренные на частоте 50 МГц, для композитов и многослойных структур на основе системы (Со40Ре40В20)х(ВЮ2)100_х. Кривые на рисунке соответствуют составам, приведенным в таблице: а - № 3, Ь - № 4, с - № 7
Окисленные прослойки из композитов, синтезированных в среде с добавлением активных газов в многослойных структурах
{ [(Со84^14Та2)х^Ю2)100-хИ(Со84№14Та2)х^Ю2)100-х +О2]}п также не оказывают существенного влияния на магнитные свойства. В качестве примера представлены кривые намагничивания пленок композита (Со84ЫЬ14Та2)65^Ю2)35 и многослойных структур {[(Со84№14Та2)65^Ю2)35И(Со84№МТа2)65 ^Ю2)35+02]} с различным парциальным давлением кислорода (рис.8). Несколько более низкое поле выхода кривой намагничивания в насыщение обнаружено при давлении кислорода 3,4^ 10-4 Торр, что составляет более 30 пар. % от общего давления рабочего газа (рис. 6, кривая 5). Из анализа кривых намагничивания (рис. 8) и зависимостей ц(х) и ц'(х) (рис. 9) для пленок композитов и многослойных структур на основе композитов
(Со84ЫЬ14Та2)х^Ю2)100-х можно заключить, что добавление окисленных прослоек в данном случае не приводит к подавлению столбчатой структуры
пленок. Высокая концентрация реактивного газа сдвигает область роста магнитной проницаемости в сторону больших значений х (рис. 9с).
-5'
1
2
0 Н, Э
Рис. 8. Кривые намагничивания композитов и многослойных структур на основе системы (Со84КЬ14Та2)65^Ю2)35. Кривые на рисунке соответствуют составам, приведенным в таблице: 1 - № 11, 2 - № 12, 3 - № 13, 4 - № 14 и 5 - № 15
кислорода в многослойных структурах
{[(CO45Fe45Zrl0)60(Al2Oз)40]/[(CO45Fe45Zrl0)60(Al2Oз)40+ N2]}300 и {[(CO45Fe45Zr10)60(Al2Oз)40И(CO45Fe45Zr10)60 (Al2O3)40+O2]}300 кардинально изменяет кривые намагничивания (рис. 10, кривые 2 и 3 соответственно).
= 0 го - -2
-4
-6
штат
г
г
■
-4000 -2000 0 2000 4000
н, Э
Рис. 10. Кривые намагничивания композитов и многослойных структур на основе системы (Co45Fe45Zr10)60(Al2O3)40. Кривые на рисунке соответствуют составам, приведенным в таблице: 1 - № 8, 2 - № 9, 3 - № 10
5
0
Рис. 9. Концентрационные зависимости действительной (кривая 1) и мнимой (кривая 2) частей комплексной магнитной проницаемости, измеренные на частоте 50 МГц, для композитов и многослойных структур на основе системы (Со84№>14Та2)х^Ю2)100.х Кривые на рисунке соответствуют составам, приведенным в таблице: а - № 11, Ь - № 13, с - № 15
Наиболее сильное влияние прослойки окисленного (азотированного) композита на изменение магнитных свойств проявилось в случае многослойных структур на основе композитов (C045Fe45Zrl о)x(Al20з)l 00-х в составах, находящихся после порога перколяции. Если в объемном композите (Со^е^^о^^А^^ поле выхода кривой намагничивания в насыщение НВн ~ 30 Э (кривая 1 на рис. 10), то введение прослоек из пленок, синтезированных в атмосфере азота или
В данном случае подавление перпендикулярной составляющей поля анизотропии привело к увеличению значений комплексной магнитной проницаемости для составов за порогом перколяции в 5 раз (рис. 11).
Рис. 11. Концентрационные зависимости действительной (кривая 1) и мнимой (кривая 2) частей комплексной магнитной проницаемости, измеренные на частоте 50 МГц, для композитов и многослойных структур на основе системы (Co45Fe45Zr10)x(Al2O3)100_x. Кривые на рисунке соответствуют составам, приведенным в таблице: а - № 8, Ь - № 9, с - № 10
5. Обсуждение результатов
На высокочастотные свойства композитов определяющее влияние оказывает структура
гетерогенной системы. Для объяснения полученных результатов оказывается полезным рассмотреть трансформацию топологии структуры композитов с увеличением концентрации металлической фазы, выделить ряд областей с характерными структурными особенностями, в которых рассматривать 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. Учитывая при этом возможность образования кластеров из соприкасающихся частиц, следует ожидать роста энергии такого магнитного взаимодействия. Время разрушения магнитной упорядоченности после процесса намагничивания (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 магнитоупорядоченное 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 - магнитострикционная ферромагнитная частица), что приводит к значительной дисперсии полей анизотропии пленки.
Дальнейшее увеличение доли ферромагнитной фазы приводит 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 приводит к росту действительной части комплексной магнитной проницаемости (ц), но из-за дисперсии локальных полей анизотропии наблюдаются высокие значения магнитных потерь при высокочастотном перемагничивании 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 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.
Исходя из данных представлений и исследований магнитостатических свойств композитов и многослойных гетерогенных структур на их основе можно объяснить концентрационные зависимости ц/ и Ц7, представленные в данной работе.
Введение окисленного композиционного слоя в композиты (Co4oFe4oB2o)x(Si02)l 00-х повышает значения комплексной магнитной проницаемости для концентрации металлической фазы после порога перколяции за счет увеличения гомогенности расположения ферромагнитных наночастиц (рис.7). Для композитов (Со84КЫЪ14Та2)Х^Ю2)100-Х подобный технологический прием оказался малоэффективен и удается лишь сместить порог перколяции многослойной пленки {[(Со84КЪ14Та2)Х^Ю2)100-Х|/ [(Со84КЫЪ14Та2)Х^Ю2)100-Х+02]}290 в сторону больших значений х за счет частичного окисления композитов (Со84ЫЪ14Та2)Х^Ю2)100-Х, осажденных без подачи кислорода (рис. 9с). В случае композитов (Co45Fe45Zrl 0)х(АЬ0з)1 00-х представленная в данной работе технология осаждения позволила подавить перпендикулярную составляющую магнитной анизотропии и повысить магнитную проницаемость пленок в 5 раз.
6. Заключение
Методом ионно-лучевого распыления составной мишени при циклическом напуске в инертный рабочий газ (Аг) активных газов (02 или К2) получены новые многослойные пленочные структуры {[(Co45Fe45Zrlo)х(Al20з)loo-х]/
[(CO45Fe45Zrl 0)х(А120з)1 00-Х+К2]}п , { [(CO45Fe45Zrl 0)х (А120з)1 00-х]/[(CO45Fe45Zrl 0)х(А120з)1 00-Х+О2]}п ,
{[(Co4lFeз9B2o)x(Si02)loo-x]/[(Co4lFeз9B2o)x(Si02)loo-x+ О2]}п и {[(Co84NЪl4Ta2)х(Si02)loo-х]/
[(Co84NЪ14Ta2)Х(SiO2)100-Х+О2]}n. Введение окисленной прослойки позволило подавить перпендикулярную магнитную анизотропию в композитах (Co45Fe45Zrlo)х(Al20з)loo-х при концентрации металлической фазы выше порога перколяции.
Литература
1. Судзуки К. Аморфные металлы / К. Судзуки, Х. Фудзимори, К. Хасимото.- М.: Металлургия, 1987. - 328 с.
2. Золотухин И В. Аморфные металлические сплавы / И.В. Золотухин, Ю.Е. Калинин // УФН, 1990. - Т.160. -№ 9. - С. 75 - 110.
3. Глезер A.M. Структура аморфных сплавов / A.M. Глезер, Б.В. Молотилов // ФММ. - 1990. Т.69. - №2. - С.5-28.
4. Кекало И.Б. Физическое металловедение прецизионных сплавов. Сплавы с особыми магнитными свойствами / И.Б. Кекало, Б.А. Самарин. - М.: Металлургия, 1989. - 496 с.
5. Помогайло А.Д. Наночастицы металлов в полимерах / Д. Помогайло, А.С. Розенберг, И.Е. Уфлянд, -М.: Химия, 2000. - 672 с.
6. Цурин В.А. Синтез, структура и магнитные свойства наночастиц железа и никеля, капсулированных в углерод / В.А. Цурин, А.Е. Ермаков, М.А. Уймин, А.А. Мысик, Н.Н. Щеголева, В.С. Гавико, В.В. Майков // ФТТ. - 2014. -Т. 56. - № 2. - С 287.
7. Ohnuma S. H. High-frequency magnetic properties in metal-nonmetal granular films (invited) / S. H. Ohnuma, H. Fujimori, S. Mitani, T. Masumoto // J. Appl. Phys.-1996. -Vol.79. - Р. 5130-5136.
8. 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.-V.202.-N.10.-P.2021-2027.
9. 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.
10. Lutsev L.V. Dielectric and magnetic losses of microwave electromagnetic radiation in granular structures with ferromagnetic nanoparticles / L.V. Lutsev, N.
E.Kazantseva, I.A Tchmutin, N.G. Ryvkina, Yu. E. Kalinin, A. V. Sitnikoff // J. Phys.: Condens. Matter. - 2003. - Vol. 15.
- Р. 3665-3672.
11. Стогней О.В. Анизотропия аморфных наногранулированных композитов CoNbTa-SiOn и CoFeB-SiOn/ О.В. Стогней, А.В. Ситников // ФТТ. - 2010. -Т. 52. -С. 2356-2362.
12. 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. - V. 87. - № 2. - P. 817-823.
13. Ohnuma S., Fujimori H., Masumoto T., Xiong X. Y., Ping D. H., Hono K. FeCo-Zr-O nanogranular soft-magnetic thin films with a high magnetic flux density // Appl. Phys. Lett. - 2003. -V. 82. - № 6.- P. 946-948.
14. Ситников А.В. Магнитные свойства и особенности формирования структуры наногрануллированных композитов металл-диэлектрик // Материаловедение. - 2010. - № 3. - С. 49-61.
15. Fedotova J., ^sidc J., Przewoznik J., Kapusta Cz., Svito J., Kalinin Yu., Sitnikov A. Effect of oxid shells on magnetic and magnetotransport characteristics of oxidized FeCoZr nanogranules in Al2O3 // J. of Alloys and Compounds.
- 2011. - V. 509. - P. 9869-9875.
16. Saad A.M., Mazanik A.V., Kalinin Yu.E., Fedotova J.A., Fedotov A.K., Wrotek S., Sitnikov A.V., Svito J. Structure and electrical properties of CoFeZr-Aluminium oxide nanocomposite films // Rev. Adv. Mater. Sci. - 2004. -V. 8. - P. 152-157.
Воронежский государственный технический университет
HIGH-FREQUENCY MAGNETIC PROPERTIES OF MULTILAYER HETEROGENEOUS FILMS BASED ON NANOCOMPOSITES FERROMAGNETIC METAL-INSULATOR
H.S^. Al'Аzzavi, K.G. Korolev, VA. Makagonov, А^. Sitnikov, ОХ Tarasova
The films of composites and multilayer heterogeneous structures composite- composite, were obtained by ion-beam sputtering method (Co45Fe45Zr10MAl2O3)100-x, (Co84Nb14Ta2)x(SiO2)100-x, (Co41Fe39B20MSiO2)№X,
{[(Co45Fe45Zr10)x(Al2O3)100.x]/[(Co45Fe45Zr10)x(Al2O3)100.x+N2]}n , {[(Co45Fe45Zr10)x(Al2O3)100.x]/[(Co45Fe45Zr10)x(Al2O3)100.x +02]}n, {[(Co41Fe39B20)X(SiO2)100-X]/[(Co41Fe39B20)X(SiO2)100-X+02]}n and {[(Co84Nb14Ta2)x(SiO2)100-x]/
[(Co84Nb14Ta2)x(SiO2)100.x+02]}n with cyclic feeding reactive gases during the deposition. Effect of structure and properties of magnetostatic films on the concentration dependences of complex magnetic permeability of samples at a frequency of 50 MHz was investigated. It is shown that the introduction of the oxidized layer allowed to destroy the perpendicular magnetic anisotropy of the composite (Co45Fe45Zr10)x(Al2O3)100.x with concentration of metallic phase above the percolation threshold
Key words: heterogeneous multilayer structures, composite, complex permeability, magnetization curves, feromagnetic granules, high-frequency properties
