Ферромагнитный материал на основе ZnSiAs2 (стр. 2 из 3)

tg[2(f-q)] = cos2d×tg2f (1)

, (2)

где 2d×-разность фаз на выходе,

_ij – магнитооптические константы - показатель преломления света в гематите ( » 2,84 [2]) при L = 0. Поскольку разность фаз (2 ) равна: 2 = 2 h(n₁ –n₂)/ , то зависимость ДП ( n = n₁ –n₂ ) от величины магнитного поля в базисной плоскости (B^С₃) можно представить, исходя из (1) и (2) в виде:

(3),

где слагаемое l./h учитывает дополнительный сдвиг фаз в 2p, возникающий в толстом образце по сравнению с тонким. Экспериментальная зависимость эффекта ДП ( Dn(В)) при фиксированном значении угла f = 22.5^о от величины магнитного поля высокой однородности также представлена на Рис.2 (пуст.треуг.).

Рис. 5. Рис. 6.

Там же сплошной линией представлены результаты подгонки экспериментальных данных для ДП света методом наименьших квадратов. Это позволило определить значения констант, входящих в выражение (2) (L= 0,1740 T [3]): a₁₂ - a₁₁ » 1.02×10^-2 T^-2 , a₁₄ + a₁₅ » 4.8×10^-9 T^-2.

Для напыления нанокомпозитов использовались сплавные мишени Со, Co₈₄Nb₁₄Ta₂, Fe₄₁Co₃₉B₂₀ и Co₄₅Fe₄₅Zr₁₀ размером 270 х 80 мм² с закрепленными на ее поверхности пластинами из монокристалла кварца, алюмооксида или другого диэлектрика шириной ~ 9 мм, расположенными перпендикулярно продольной оси сплавной мишени. Неравномерное расположение навесок и конструктивные особенности оригинальной установки напыления позволили в одном технологическом цикле получить непрерывное распределение соотношений металлической и диэлектрической фаз композита. Пленки наносились на ситалловую подложку и имели толщину порядка 10 мкм. Измерения комплексной магнитной проницаемости проводились резонансным методом в диапазоне частот 15-150 МГц на образцах прямоугольной формы размером 2×60 мм². Высокочастотное магнитное поле было приложено в плоскости пленки вдоль длинной стороны образца. Кривые намагниченности композитов измерялись вибрационным магнитометром при различной геометрии положения образца и внешнего постоянного поля подмагничивания. Измерение удельного электрического сопротивления выполнялось на образцах специальной формы потенциометрическим методом.

На зависимостях действительной (μ^/) и мнимой (μ^//) частей комплексной магнитной проницаемости наногранулированных композитов (Co₄₀Fe₄₀B₂₀)_Х(SiO₂)_100-X от содержания металлической фазы на частотах 30, 60, 90, 150 МГц можно выделить несколько характерных областей концентрации х, где наблюдается существенное различие в поведении μ^/ и μ^//. При концентрации х < 45 ат. % величина комплексной магнитной проницаемости составляет величину несколько единиц и практически не изменяется в широком диапазоне изменения содержания металлической фазы. Изменение кривых намагниченности для этих композитов показывает характерные зависимости, свойственные для суперпарамагнетиков. В этом случае магнитный момент каждой гранулы направлен вдоль оси легкого намагничивания частицы в одном из двух эквивалентных направлений (в случае одноосной магнитной анизотропии) и не коррелирует с намагниченностью соседних гранул. В общем случае скорость разрушения магнитной упорядоченности после снятия магнитного поля зависит от температуры, величины поля анизотропии гранулы и силы дипольного взаимодействия между магнитными частицами в композите.

Так как в исследуемых композитах (Co₄₀Fe₄₀B₂₀)_Х(SiO₂)_100-X ферромагнитные гранулы состоят из сплава Co₄₀Fe₄₀B₂₀, который имеет аморфную структуру, можно предположить, что поле анизотропии будет иметь меньшую величину по сравнению с кристаллическими частицами из-за отсутствия кристаллографической анизотропии. При этом увеличение концентрации металлической фазы приведет к ферромагнитному упорядочению композита при комнатной температуре несколько раньше, чем электрический порог перколяции.

При концентрациях металлической фазы от 42 до 53 ат. %, на концентрационных зависимостях комплексной магнитной проницаемости как для μ^/, так и μ^// мы наблюдаем хорошо выраженный перегиб. Структура композитов данного диапазона концентрации характеризуется наличием кластеров соприкасающихся ферромагнитных частиц и отдельными изолированными гранулами, магнитное дипольное взаимодействие между которыми приводит к объемному магнитному упорядочению при комнатной температуре. Кривые намагничивания композитов (Co₄₀Fe₄₀B₂₀)_Х(SiO₂)_100-X при данных концентрациях уже не описываются функцией Ланжевена и характеризуются зависимостями, типичными для ферромагнитных сплавов. Однако значения комплексной магнитной проницаемости для данного диапазона концентраций остаются достаточно низким (<50).

Дальнейшее увеличение концентрации металлической фазы (х > 52 ат. %) приводит к росту комплексной магнитной проницаемости и характеризуется наличием максимума μ(х) в районе х = 55-57 ат. %. Структура композита в этом случае характеризуется наличием бесконечной сетки физически соприкасающихся металлических гранул и между магнитными моментами атомов отдельных частиц устанавливается прямое обменное взаимодействие, а магнитная структура становится аналогичной структуре объемных ферромагнитных материалов. Кривые намагничивания композитов (Co₄₀Fe₄₀B₂₀)_Х(SiO₂)_100-X при данных концентрациях показывают хорошие магнитомягкие свойства.

Увеличение частоты измерения комплексной магнитной проницаемости от 30 до 150 МГц приводит к уменьшению абсолютной величины μ^/, как в диапазоне концентрации металлической фазы от 42 до 53 ат. % так и при х > 52 ат. %. Мнимая часть комплексной магнитной проницаемости также увеличивается.

Исследования кривых намагничивания композитов (Co₄₀Fe₄₀B₂₀)_Х(SiO₂)_100-X в плоскости пленки при различной концентрации металлической фазы показали, что при х = 40 ат. % пленка в плоскости образца является изотропной, тогда как при х ≥ 46 ат. % трудная ось намагничивания лежит перпендикулярно оси образца. Поле анизотропии в этих составах композитов порядка 100 Э. Измерение комплексной величины магнитной проницаемости проводилось вдоль легкой оси намагничивания, что уменьшает значения μ^/ в высокочастотном диапазоне измерения.

Исследования зависимостей действительной и мнимой частей комплексной магнитной проницаемости композитов (Co₄₀Fe₄₀B₂₀)_58,5(SiO₂)_41,5 на частоте 16 МГц от постоянного внешнего магнитного поля, приложенного в различных направлениях образца, показали, что для композита (Co₄₀Fe₄₀B₂₀)_47,7(SiO₂)_52,3 поле направленное перпендикулярно оси образца приводит к увеличению значений μ^/ в полях до 50 Э в и 200 Э перпендикулярно плоскости пленки. В то же время как для (Co₄₀Fe₄₀B₂₀)_58,5(SiO₂)_41,5 и (Co₄₀Fe₄₀B₂₀)_58,5(SiO₂)_41,5 поле, приложенное в любом направлении, понижает значение μ^/_. Это свидетельствует о сильной дисперсии локальных полей анизотропии в композите (Co₄₀Fe₄₀B₂₀)_Х(SiO₂)_100-X. Значение мнимой магнитной проницаемости понижается во всех исследованных образцах при любой ориентации внешнего поля.

Сложный характер температурной зависимости тангенса угла магнитных потерь (tg(φ)) от температуры наблюдается в системах, где происходит смена магнитной фазы. При температуре бифуркации наблюдается минимум tg(φ). При возрастании температуры и переходе системы в суперпаромагнитное состояние потери увеличиваются и большей частоте соответствует большее значение tg(φ). При понижении температуры от магнитного перехода величина потерь проходит через максимум и затем tg(φ), соответствующий большей частоте, спадает быстрее, чем потери при меньших частотах, что может свидетельствовать о релаксационной природе данных потерь. С увеличением концентрации металлической фазы tg(φ) от температуры увеличивается монотонно с ростом Т .

Анализ экспериментальных данных по влиянию термического отжига на высокочастотные магнитные свойства композитов (Co₄₅Fe₄₅Zr₁₀)_x(SiO₂)_1-x показал, что величина комплексной магнитной проницаемости после термообработки у нанокомпозитов, расположенных за порогом протекания, изменяется в разной степени в зависимости от концентрации металлической фазы. Наибольший спад действительной и мнимой частей комплексной магнитной проницаемости наблюдается у композитов, расположенных вблизи порога перколяции, а для композитов от 48 до 53 ат. % наблюдается рост действительной части комплексной магнитной проницаемости. Такое поведение, вероятно, связано с влиянием магнитной анизотропии, индуцированной механическими напряжениями из-за различия температурных коэффициентов линейного расширения композита и подложки, а также анизотропии формы образцов, влияющих на изменение магнитной структуры композитов при термообработке. Поскольку форма образцов для разных композитов одинакова, влияние анизотропии формы на магнитную структуру тоже одинаковое. Магнитная анизотропия, индуцированная механическими напряжениями на границе пленка – подложка зависит от различия температурных коэффициентов линейного расширения, величины магнитострикции аморфного сплава Co₄₅Fe₄₅Zr₁₀, и различна для разных композитов. У гранулированных композитов с матрицей из SiO₂, расположенных вблизи порога перколяции, напряжения, возникающие на границе раздела пленка - подложка меньше, чем у композитов, расположенных за порогом перколяции.