Электрические и магнитные свойства наногетерогенных систем металл-диэлектрик тема автореферата и диссертации по физике, 01.04.07 ВАК РФ

На правах рукописи

ООЗДЬиао^

СИТНИКОВ Александр Викторович

ЭЛЕКТРИЧЕСКИЕ И МАГНИТНЫЕ СВОЙСТВА НАНОГЕТЕРОГЕННЫХ СИСТЕМ МЕТАЛЛ-ДИЭЛЕКТРИК

Специальность: 01.04.07 - Физика конденсированного состояния

АВТОРЕФЕРАТ

диссертации на соискание ученой степени доктора физико-математических наук

2 8 ЯНЗ 7П

>п

Воронеж-2010

003490932

Работа выполнена в ГОУ ВПО «Воронежский государственный технический университет»

Научный консультант доктор физико-математических наук,

профессор

Калинин Юрий Егорович

Официальные оппоненты: доктор физико-математических наук,

профессор

Глезер Александр Маркович;

доктор физико-математических наук, профессор

Родионов Александр Андреевич;

доктор физико-математических наук, профессор

Косилов Александр Тимофеевич

Ведущая организация ГОУВПО «Тульский государствен-

ный университет»

Защита состоится 9 февраля 2010 года в 1400 часов в конференц-зале на заседании диссертационного совета Д 212.037.06 ГОУ ВПО «Воронежский государственный технический университет» по адресу: 394026, г. Воронеж, Московский просп., 14.

С диссертацией можно ознакомиться в научно-технической библиотеке ГОУ ВПО «Воронежский государственный технический университет».

Автореферат разослан « » декабря 2009 года.

Ученый секретарь диссертационного совета

Горлов М.И.

ОБЩАЯ ХАРАКТЕРИСТИКА РАБОТЫ

Актуальность проблемы. Наногранулированные композиты металл-диэлектрик представляют собой металлические гранулы диаметром несколько нанометров, хаотически распределенные в объеме диэлектрической матрицы. Обладая туннельным электронным транспортом при комнатной температуре, ярко выраженными размерными эффектами и необычными магнитными свойствами, изменяющимися в зависимости от концентрации металлической фазы от суперпарамагнитного до магнитоупорядоченного состояния, эти среды оказались черезвычайно интересными объектами для фундаментальных физических исследований.

Наличие наноразмерных ферромагнитных частиц, внедренных в диэлектрическую матрицу, обусловливает проявление в этих системах уникальных физических свойств, таких как гигантское магнитосопротивление, аномальный эффект Холла, аномально высокие значения эффекта Керра, высокие значения коэффициента поглощения СВЧ-излучения и целый ряд других необычных свойств. В последнее время получило развитие такое новое направление электроники, как спинтроника, где используется эффект спинзави-симого электропереноса через интерфейсные поверхности разных сред. Наногранулированные материалы являются основой данного направления исследований.

Несмотря на сложную структуру наногранулированных композитов, технология их получения достаточно проста и хорошо изучена. Основой получения таких сред являются процессы самоорганизации двух фаз при условии их взаимной нерастворимости, отсутствие в таких системах химических соединений и различие поверхностных энергий.

Вместе с тем, несмотря на интенсивные исследования наногранулированных композитов, ряд важных фундаментальных и прикладных вопросов до сих пор остается открытым. Прежде всего это касается механизмов электропереноса. Существующие модели не в полной мере соответствуют экспериментальным данным, принятые в них допущения идеализируют электроперенос, не рассматривая влияние материала металлических гранул и диэлектрической фазы, а также структурные особенности композитов. Многие экспериментальные факты не находят своего объяснения в рамках общепринятого и в целом хорошо разработанного механизма гигантского магнитосопро-тивления (спин-зависимое туннелирование поляризованных электронов). Использование наногранулированных композитов в качестве высокочастотных магнитных материалов является одним из наиболее перспективных направлений материаловедения. Однако в большинстве работ, выполненных с композитами, исследуются структуры с кристаллическими металлическими гранулами и, следовательно, процессы перемагничивания таких материалов определяются кристаллографической анизотропией. Представляется весьма перспективным использование наногранулированных композитов с аморфной

металлической фазой, лишенной кристаллографической анизотропии, однако таких исследований чрезвычайно мало.

Поскольку формирующаяся структура является неравновесной, то зачастую свойства композитов, полученных различными авторами, могут значительно различаться. Поэтому исследование влияния параметров получения и механизмов протекания релаксационных процессов в гетерогенных системах на их физические характеристики является весьма актуальной задачей. Однако целостной картины влияния релаксации и параметров получения на физические свойства композитов до сих пор не создано, как не поняты и механизмы протекания такой релаксации.

Использование наногранулированных композитов в качестве функциональных структур для микроэлектроники порождает много вопросов о механизмах взаимодействия гетерогенных систем с полупроводниками. С одной стороны, задача осложняется трудностями получения объемных гете-роструктур металл-полупроводник по причине активного взаимодействия фаз, с другой - процесс силицидообразования и несплошности наноразмер-ных слоев делает сомнительными полученные результаты. Поэтому получение и исследование физических свойств наномногослойных структур композит-полупроводник являются весьма актуальными.

Тематика проведенных исследований соответствует Перечню приоритетных направлений фундаментальных исследований, утвержденных президиумом РАН (раздел 1.2 - "Физика конденсированных состояний вещества", подраздел 1.2.10 - "Нанокристаллические материалы, фуллерены, атомные кластеры"). Работа является частью комплексных исследований, проводимых на кафедре физики твердого тела ГОУВПО «Воронежский государственный технический университет» по госбюджетной теме НИР № ГБ.09.11 «Влияние наноструктурного состояния на нелинейные явления в новых гетерогенных системах», а также грантов РФФИ № 08-02-00840-а «Магнитная термо-эдс в тонкопленочных нанокомпозитах и многослойных наноструктурах ферромагнетик-диэлектрик и ферромагнетик-полупроводник», № 07-0200228 «Нано- и микрогетерогенные мультиферроичные структуры типа сег-нетоэлектрик-ферромагнетик», № 09-02-97506 «Высокочастотные свойства наногранулированных композитов металл-диэлектрик».

Цель изадачи исследования. Целью работы являлось установление механизмов и фундаментальных закономерностей влияния состава, структуры и фазового состояния наногранулированных композитов металл-диэлектрик и наномногослойных систем композит-полупроводник на процессы электропереноса, магнитные и магнитотранспортные свойства.

Для достижения поставленной цели необходимо было решить следующие задачи:

1. Разработать и изготовить установку для получения композитов и многослойных структур.

2. Получить новые наногранулированные композиты металл-диэлектрик с аморфной и кристаллической структурой металлической и диэлектрической фаз и наномногослойную структуру композит-полупроводник.

3. Исследовать влияние состава фаз и температуры отжигов на структуру композитов.

4. Изучить влияние высокотемпературной обработки на электрические свойства наногранулированных композитов различного элементного состава.

5. Установить механизмы электропереноса в наногранулированных композитах в широком интервале температур при различном содержании металлической и диэлектрической фаз.

6. Исследовать влияние состава, структуры металлических гранул, параметров термической и термомагнитной обработки на процессы перемаг-ничивания и магнитные характеристики наногранулированных композитов, а также на комплексную магнитную проницаемость при различных частотах и температурах.

7. Исследовать особенности магнитосопротивления в наногранулированных композитах металл-диэлектрик на основе кобальта.

8. Установить влияние толщины полупроводниковой прослойки на электрические и магнитные свойства наномногослойной структуры композит-полупроводник.

Научная новизна результатов исследования.

1. Впервые экспериментально показано, что в результате процессов самоорганизации при совместном распылении сложного металлического сплава и диэлектрика возможно формирование наногранулированных композитов: (Со41рез9В2о)х(А12Оз)1оо-х, (С^РездВ^МСаР^юо-х, (Со41Рез9В2о)х(МЕО)1оо-х, (Со45ре45гг1о)х(8Ю2)1оо.х, (Со45ре452г1о)х(А12Оз)1оо.х, (Со8бМЬ12Та2)х(8Ю2)1оо-х (Со86№>12Та2)х(А12Оз)10о-х, (Со86МЬ12Та2)х(М£О)100.х, (Со)х(СаР2)юо-х-

2. Показано, что основной причиной коалесценции металлических гранул в композитах различного состава и фазового состояния при высоких температурах может быть процесс поверхностного плавления наноразмерных металлических частиц.

3. Предложен и обоснован метод определения концентрационного положения порога перколяции в гетерогенных системах металл-диэлектрик по пересечению концентрационных зависимостей удельного электрического сопротивления исходных и подвергнутых изотермическому отжигу, не приводящему к изменению наногранулированной структуры образцов.

4. Показано, что величина эффективной плотности электронных состояний на уровне Ферми зависит от элементного состава металлической фазы композитов и при изменении материала растет в следующей последовательности: Со№>Та —> СоРеВ —> СоРе2г. В композитах с одинаковой

диэлектрической матрицей скорости изменения «(ЕР) от концентрации металлической фазы имеют близкие значения.

5. Выявлено, что в композитах (Со^РездВгоМАЬОз^оо-х. (Со4,Рез9В20)х(*^О)100.х, (Со41Рез9В20)х(СаР2)1(Ю-х, (Со41Рез9В2о)х(§Ю2)100.х и (Со45ре452г1о)х(8Ю2)1оо.х с аморфной структурой ферромагнитных гранул основными механизмами формирования магнитной анизотропии являются:

- парное упорядочение атомов в аморфной металлической фазе;

- магнитоупругое взаимодействие ферромагнитных частиц с микро- и макронапряжениями в пленке;

- анизотропия формы структурных неоднородностей.

6. Установлено, что в композитах Сох(8Ю2)100-х, (Со45ре45гг1о)х(А12Оз)1оо.х, (Со84ЫЬ 14Та2)х(БЮ2) 10о-х, (Со84ИЬ 14Та2)х(М§0) шо.х и (Со84МЬ14Та2)х(А12Оз)юо-х после порога перколяции формируется перпендикулярная магнитная анизотропия, которая связана с образованием структурных неоднородностей в направлении роста пленки.

7. Предложен механизм роста композитов металл-диэлектрик, основанный на предположении о химическом взаимодействии атомов окислителя (О, Р) с поверхностными атомами металлических гранул и формированием центров зародышеобразования диэлектрической фазы.

8. Обнаружено аномальное положительное магнитосопротивление (ПМС) в композитах Со-БЮ2 и Со-А1203 и сформулированы критерии его возникновения.

9. Установлено, что при толщине полупроводниковой прослойки более 1.1 нм в многослойной структуре [(Со^Ре^ГюЬ^АЬОз^/а-БШЬо происходит переход от суперпарамагнитного состояния к ферромагнитному упорядочению, который связан с сильным магнитным взаимодействием ферромагнитных гранул композита через полупроводниковую прослойку.

Практическая значимость работы.

1. Разработаны установки ионно-лучевого распыления и методики получения наногранулированных композиционных материалов металл - диэлектрик различного элементного состава с непрерывно изменяющимся соотношением диэлектрической и металлической фаз и наноразмерных многослойных пленок композит-полупроводник с переменной толщиной слоев.

2. Выявлены общие закономерности высокотемпературного изменения удельного электрического сопротивления композитов металл-диэлектрик, что позволяет использовать изменение резистивных свойств композита при изготовлении функциональных элементов на их основе.

3. Установленные закономерности изменения положения порога протекания в зависимости от условий получения композитов и их состава позволяют эффективно управлять резистивными, магнитными и магниторезистив-ными свойствами гетерогенных систем.

4. Наличие магнитного упорядочения гетерогенной структуры при концентрации металлической фазы, не превышающей порога перколяции,

позволяет создать магнитные структуры, в которых величина комплексной магнитной проницаемости будет равна комплексной диэлектрической проницаемости.

5. Выявленные механизмы магнитной анизотропии в композитах металл-диэлектрик позволяют создать магнитный материал с заданными магнитными свойствами.

6. Предложенная модель роста гетерогенной пленки позволяет прогнозировать магнитные свойства композитов в зависимости от состава металлической и диэлектрической фаз.

7. Эффект магнитного упорядочения композиционного слоя многослойной структуры [(Co45Fe45Zrio)35(Al203)65/a-Si:H]3o позволяет создать новый класс ферромагнитных структур с магнитомягкими свойствами.

Основные результаты и положения, выносимые на защиту.

1. Установка ионно-лучевого распыления, позволившая получить новые наногранулированные композиты металл-диэлектрик и наноразмерные многослойные пленки композит-полупроводник.

2. Новый метод определения порога перколяции в гетерогенных системах металл-диэлектрик по пересечению концентрационных зависимостей удельного электрического сопротивления.исходных и подвергнутых изотермическому отжигу образцов, не приводящему к разрушению их наногранул-лированной структуры.

3. Смена механизма переноса заряда в доперколяционных композитах металл-диэлектрик при температуре -180 К. В температурном интервале 77 --180 К основным механизмом является прыжковая проводимость по локализованным состояниям вблизи уровня Ферми с переменной длиной прыжка. При температурах -180 - -300 К перенос заряда осуществляется посредством неупругого резонансного туннелирования электронов.

4. Вклад проводящей фазы в эффективную плотность электронных состояний на уровне Ферми (g(EF)) доперколяционных композитов зависит от величины g(EF) металлического сплава и возрастает в последовательности CoNbTa -> CoFeB -> CoFeZr. В композитах с одинаковой диэлектрической матрицей dg(EF)/dx имеет близкие значения.

5. Основными механизмами формирования магнитной анизотропии в композитах с аморфной структурой ферромагнитных гранул (Co4iFe39B20)x(Al2O3)100-x, (Co4iFe39B20)x(MgO)100-x, (Co4iFe39B2o)x(CaF2)10o-x, (Co4,Fe39B2o)x(Si02)ioo-x и (Co45 Fe45Zrw)x(S Ю2),oo-x являются:

- парное упорядочение атомов в аморфной металлической фазе,

- магнитоупругое взаимодействие ферромагнитных частиц с механическими напряжениями в пленке,

- анизотропия формы структурных неоднородностей.

6. Перпендикулярная магнитная анизотропия в композитах Cox(Si02)ioo-x> (Co45Fe45Zrio)x(Al203)ioo-x, (Co84Nb14Ta2)x(Si02)ioo-x, (Co84Nb14Ta2)x(MgO)ioo.x и (C^NbuTazMAliAWx обусловлена формиро-

ванием столбчатой структуры металлической и диэлектрической фаз, ориентированной в направлении роста пленки и образующейся в процессе ее осаждения.

7. Условиями возникновения положительного магнитосопротивления в нанокомпозитах металл-диэлектрик являются: образование кластеров металлических гранул вблизи порога перколяции и выполнение соотношения Еа < кТ < Еа+ Едал между энергией магнитной анизотропии гранулы (Еа), энергией диполь-дипольного взаимодействия кластера и гранулы (Едал) и тепловой энергией (кТ).

8. Экспериментальный факт, заключающийся в том, что при толщине полупроводниковой прослойки более 1.1 нм в многослойной структуре [(Co45Fe45Zrio)35(Al203)65/a-Si:H]3o происходит переход от суперпарамагнитного состояния системы к ферромагнитному упорядочению.

Апробация работы. Результаты, изложенные в диссертации докладывались и обсуждались на 70 российских и международных конференциях, в том числе на Международной конференции "Conference on Rapidly Quenched and Metastable Materials" (Bangalore, 1999); Международной школе-семинаре «Новые магнитные материалы микроэлектроники» ( Москва, 2000, 2002, 2006), International Baikal Scientific Conference «Magnetic Materials» (Irkutsk, 2001); «Moscow International Symposium on Magnet-ism» (Moscow, 2002, 2005), «Выездной секции по проблемам магнетизма в магнитных пленках, малых частицах и наноструктурных объектах» (Астрахань, 2003), Международной научной конференции «Актуальные проблемы физики твердого тела» (Минск, 2003, 2005, 2007), Euroasian symposium «Trends in magnetism» (Krasnoyarsk, 2004), III Международном научном семинаре «Наноструктурные материалы - 2004: Беларусь-Россия» (Минск, 2004), Moscow Inter. Symposium on Magnetism, (Moscow, 2005), II Всероссийской конференции по наноматериалам и IV Международном семинаре «Наноструктурные материалы - 2007, Беларусь-Россия», (Новосибирск, 2007), I Международной научной конференции «Наноструктурные материалы - 2008: Беларусь-Россия-Украина» (Минск, 2008), Moscow Inter. Symposium on Magnetism (Moscow, 2008), III Байкальской международной конференции «Магнитные материалы. Новые технологии» (Иркутск, 2008), XXI Международной конференции «Новое в магнетизме и магнитных материалах» (Москва, 2009).

Публикации.

По теме диссертационной работы опубликовано 59 научных работ в реферируемых периодических изданиях, в том числе 40 - в изданиях рекомендованных ВАК РФ. В работах, опубликованных в соавторстве [1-59], лично соискателем получены экспериментальные образцы, проведена аттестация напыленных пленок по составу, толщине и величине удельного электрического сопротивления. Он принимал непосредственное участие в обсуждении полученных результатов и в подготовке работ к печати. В статьях [1,2,6,8,14,19-23,31,41,46,47,5254,59] соискателем были определены цели исследований. В работах [3-5,7,913,16-18,24-30,32-39,42-45,48-51,55-58] соискатель принимал непосредственное участие в определении целей и задач проводимых исследований. В публикациях [1-4,6-8,13-15,17,18-21,23,26,28,31,32,34,35,40,41, 43,46,47,52-54,59] соискатель принимал участие в разработке методик измерения, в проведении измерений фи-

зических свойств композитов и многослойных наноразмерных структур и обработки полученных результатов.

Структура и объем работы. Диссертация состоит из введения, пяти глав с выводами, заключения, списка литературы из 257 наименований. Основная часть работы изложена на 317 страницах, содержит 137 рисунков и 8 таблиц.

ОСНОВНОЕ СОДЕРЖАНИЕ РАБОТЫ

Во введении обоснована актуальность работы, сформулированы цели и задачи исследования, показаны научная новизна и практическая значимость работы, сформулированы положения выносимые на защиту. Приведены сведения об апробации результатов работы, структуре и объеме диссертации.

В первой главе рассмотрен ионно-лучевой метод получения композиционных и многослойных пленок. Описаны методики измерения температурных зависимостей электрического сопротивления, кривых намагниченности и комплексной магнитной проницаемости гетерогенных тонкопленочных образцов. Обоснован выбор состава исследуемых композиционных систем, исходя из целей и задач, поставленных в данной работе. Представлены результаты структурных исследований различных композитов металл-диэлектрик в исходном состоянии и после термической обработки.

Основным методом получения наногранулированных композитов и многослойных структур композит-полупроводник мы выбрали ионно-лучевое распыление. Для этого были спроектированы и изготовлены оригинальные вакуумные распылительные установки (см. рис.1).

Рис. 1. Многофункциональная установка ион-но-лучевого напыления: 1 - вакуумная камера; 2 - подложкодержатель; 3 - водоохлаждаемая мишень; 4 - источник ионно-лучевого распыления^ - источник ионного травления; 6 -компенсатор; 7 - подложка

Использование ионно-лучевого распыления и компоновка установки позволяют получать пленки наногранулированных композитов металл-диэлектрик различного элементного состава. Основным критерием образования гетерогенных структур является взаимная нерастворимость металлических и диэлектрических фаз и отсутствие их соединений. Неравномерное расположение диэлектрических навесок (80x10*2 мм") на поверхности металлической мишени размером 280х80х10 мм" позволяет получать непрерывное изменение соот-

ношения металлической и диэлектрической фаз композита на подложках в зависимости от их взаимного расположения в одном технологическом цикле напыления. Это позволяет проводить подробные исследования концентрационных зависимостей различных физических свойств гетерогенных систем. Наличие в напылительной установке нескольких мишеней и возможность проводить их одновременное распыление позволяет получать многослойные пленки при напылении на вращающуюся подложку. Использование V-образного экрана между мишенью и подложкой создают условия получения многослойной структуры с плавно меняющейся толщиной одного и (или) обоих слоев.

Одной из целей данной работы являлось исследование физических свойств аморфных наногранулированных композитов. Следует подчеркнуть, что получение таких материалов уже само по себе является новой задачей, поскольку металлические фазы известных и исследованных композитов в основном характеризуются кристаллической структурой. Поэтому необходимо было выбрать такой состав металлической фазы, который обеспечивал бы формирование аморфной структуры в наногранулах. В качестве таких материалов были использованы сплавы Со£бТа12№>2, Со41ре39В2о и С^Ред^Гш. Кроме того, данные сплавы характеризуются разной магнитострикцией насыщения (Х3=5-10~б для Со86Та12МЬ2, = 21-Ю"6 для Со41ре39В20 и = 28-10"6 для Со45Ре457гш), что важно для исследования магнитных свойств гетерогенных систем. Также эти сплавы отличаются сортом аморфизирующих атомов. Это позволяет провести сравнительный анализ влияния состава на структуру и физические свойства композитов. Для проведения более корректных исследований свойств композитов с аморфным состоянием металлической фазы и выявления особенностей поведения, связанного с разупорядоченностью структуры металлических гранул, мы получили композиты Со-диэлектрик. Данные гетероструктуры были получены при аналогичных условиях и исследованы по тем же методикам, что и аморфные композиты.

Исследование влияния диэлектрической матрицы на свойства композитов входит в круг задач, рассматриваемых в данной работе. В качестве диэлектрической фазы мы использовали простые окислы 8Ю2, А1203, М§02 и 2г02, сложные оксиды в кристаллическом состоянии, которые обладают сег-нетоэлектрическими свойствами, такие как ИЬЫОз и РЬо,818го,о4^ао,5В!о,5)о,15(2го,575Т1о,425)Оз, а также безкислородный диэлектрик СаР2. Многие из этих композиционных систем были получены в нашей лаборатории впервые.

Влияние состава на свойства композитов было бы неполным, если бы мы не рассмотрели случай полупроводниковой прослойки между ферромагнитными наноразмерными гранулами. К сожалению, большинство элементов с полупроводниковыми свойствами взаимодействуют с металлами, и получение композитов металл-полупроводник путем самоорганизации структуры при совместном напылении невозможно. Поэтому нами были получены мно-

гослойные структуры [(Co45Fe45Zr,o)з5(Al20з)65/a-Si:H]зo, в которых толщина композиционного слоя не превышает размера металлических гранул ~ 4-6 нм, а толщина полупроводниковой прослойки изменялась от 0,4 до 3 нм, что сопоставимо с межгранульными расстояниями композита.

Проведенные электронографические исследования подтвердили наши предположения об аморфной структуре металлических гранул композитов на основе сплавов Со^Та^Мъ, Со41ре39В2о и Со45Ре45гг10 с различными диэлектрическими матрицами. В случае гетерогенных систем Со-диэлектрик гранулы кобальта имеют кристаллическую ГПУ структуру. Во всех композитах с оксидной матрицей наблюдалась аморфная структура диэлектрика. В случае композита Сох(Сар2)шо-х как металлическая фаза, так и диэлектрическая матрица имели кристаллическую структуру. Надо заметить, что размер неодно-родностей во всех исследуемых гетерогенных системах составлял 3-7 нм и имел тенденцию к увеличению диаметра металлических гранул с увеличением концентрации проводящей фазы.

10 пт

Рис. 2. Микрофотографии и электронная дифракция образцов гранулированных композитов (Со41Рез9В2о)х(8Ю2)1оо-х5 отожженных при 773 К (а, в, д) и при 873 К (б, г, е) в течение 1 мин: а, б - (С^РездВго^б^Юг)«; в, г - (Со41ре39В2о)48(8Ю2)52; Д, е -(Со41Рез9В20)52(5Ю2)48

Исследования структуры композитов после термической обработки (в качестве примера на рис. 2 приведены электронно-микроскопические фотографии композита (Со4|Рез9В2о)х(8Ю2)юо-х различного состава после отжигов) показали, что нагрев гетерогенных пленок до достаточно высоких температур (в данном случае 773 К) не приводил к значительным изменениям структуры. В диапазоне температур ~ 100 К (773 - 873 К для композитов (Со41Рез9В2о)х(8Ю2)юо-х) происходит значительное увеличение размеров не-однородностей гетерогенной системы за счет процесса коалесценции метал-

лических гранул. Необходимо обратить внимание, что в композите (Со41рез9В2о)52(8Ю2)48 при температуре отжига 773 К (рис. 2 д) произошла кристаллизация металлической фазы, тогда как структурные изменения при данном термическом воздействии еще не проявились в полной мере.

Вторая глава посвящена изучению электрических свойств нанограну-лированных композитов металл-диэлектрик. Приведены результаты измерения высокотемпературных зависимостей электрического сопротивления различных гетерогенных систем. Используя метод точного определения порога перколяции, показано влияние состава композита и условий получения на его концентрационное положение. Результаты этих исследований проанализированы с позиции структурных изменений в гетерогенных системах. Рассмотрены механизмы электропереноса в композитах металл-диэлектрик различного состава в широком диапазоне температур.

Дня выявления общих закономерностей структурных превращений в гетерогенных системах металл-диэлектрик были проведены исследования температурных зависимостей удельного электрического сопротивления (р) композитов различного элементного состава, структурных состояний металлической и диэлектрической фаз, режимов получения и концентрационного соотношения проводящей и изоляционной компонент. Во всех исследованных

системах получены результаты, аналогичные зависимостям приведенным на рис. 3.

Рис. 3. Температурные зависимости удельного электрического сопротивления гранулированных композитов (Со41Рез9В2о)х(5Ю2)1оо-х для составов: х = 35 ат.% (1), х = 40 ат.% (2), х = 48 ат.% (3), х = 52 ат.% (4), х = 53 ат.% (5)

Характер изменения р при нагреве композитов определяется концентрацией металлической фазы. В составах, расположенных до порога перколяции, наблюдается уменьшение значений электрического сопротивления до температур, соответствующих температуре подложки во время получения образцов. При более высоких температурах релаксация структуры приводит к уменьшению дефектов диэлектрической фазы композитов, что приводит к увеличению значений р. При температурах ~ 600 °С для композитов (С^^ездВгоМЗЮг^оо-х наблюдается максимум зависимости р(Т), связанный с увеличением размеров неоднородностей гетерогенной системы за счет процесса коалесценции металлических гранул. В гетерогенных системах после порога протекания наблюдается уменьшение величины р при повышении температуры. Это связано с уменьшением дефектности контактного слоя между металлическими гранулами, соединенными в

бесконечную сетку проводящих каналов, в процессе структурной релаксации. При укрупнении размера неоднородности в композитах (Со41 Рез9В2о)х(5Ю2) юо-х наблюдается увеличение скорости изменения зависимостей р(Т). Так как среди исследованных композитов были системы с кристаллической структурой металлических гранул и даже гетерогенные системы с кристаллической структурой металлической и диэлектрической фаз, то мы предположили, что основной причиной коалесценции металлических гранул является их поверхностное плавление, вызванное малыми размерами частиц. Отношение температуры плавления частиц (Тт) с радиусом г к объемной температуре плавления (Т0) дается в виде

Тя/-\Аг/ 1>я/ Л, (1)

/V1 {7Рл1 /{г-8)\

где р5 - плотность объемного материала, А. - удельная теплота плавления, 6 -толщина жидкого слоя и - сила поверхностного натяжения. Так, для частицы Со <1=8,5нм при толщине жидкого слоя ~ 0,25г, Тт~ 308.

Процессы релаксации в композитах при температурах, не приводящих к существенным структурным изменениям, о которых было сказано выше, приводят к повышению значений р после отжига в составах до порога и понижению величины р в составах после порога перколяции. Это позволило предложить новый метод точного определения положения порога протекания по пересечению зависимостей р(х) для исходных образцов и структур подвергнутых термической обработке.

Концентрационная зависимость перколяционного перехода является структурно чувствительным параметром гетерогенных систем. Поэтому были проведены исследования влияния элементного состава и режимов получения композитов на положение порога перколяции.

Анализ полученных результатов показал, что повышение температуры подложки при распылении приводит к смещению положения порога перколяции нанокомпозитов в сторону увеличения концентрации металлической фазы. Это связано с увеличением размера и сферичности гранул, а также их более равномерным распределением в диэлектрической матрице. Замена диэлектрической матрицы БЮ2 на А1203 смещает порог протекания в сторону меньшего содержания металлической фазы. Такое изменение возможно обусловлено большей растворимостью А1 в металлической фазе композитов в сравнении с кремнием. Присутствие в составе металлической фазы В, который может образовывать соединения с материалом диэлектрической матрицы (боросиликатное стекло), смещает положение порога перколяции в сторону большего содержания металла. Введение реактивных газов N2 и 02 в процессе получения исследуемых композитов приводит к смещению положения порога перколяции в сторону увеличения содержания металлической фазы, причем кислород оказывает большее влияние. Это связано с образованием на поверхности металлических гранул дополнительной диэлектрической оболочки из

нитридов или окислов атомов металлической фазы. Так как кислород является химически более активным элементом и образует с металлами более высо-коомные соединения, степень его влияния выше.

Изучение механизмов электропереноса в композитах металл-диэлектрик позволяет определить ряд фундаментальных параметров гетерогенных систем, связанных с особенностями наноразмерной структуры. Как с фундаментальной, так и с практической точки зрения наибольший интерес представляет диэлектрический режим проводимости. Анализ зависимостей р(Т), исследованный нами для большого количества композитов различного элементного состава, структурного состояния фаз и соотношения диэлектрической и проводящей компонент показал, что не существует модели, которая описывает зависимости во всем температурном диапазоне (77-300 К).

В интервале температур 77-180 К наиболее точно зависимости р(Т) совпадают с функцией 1па <х Т1'4, которая справедлива в случае прыжковой проводимости по локализованным состояниям, лежащим в узкой полосе энергий вблизи уровня Ферми. При этом электрическую проводимость можно описать следующим уравнением:

= (2)

где

16

е - заряд электрона, R - расстояние прыжка, vpv - фактор спектра фононов взаимодействия, Т - абсолютная температура, g(Ep) - плотность состояний на уровне Ферми, а - радиус локализации волновой функции электрона, к - постоянная Больцмана.

В интервале температур ~ 200-300 К наблюдается смена механизма электропереноса в исследуемых композитах, что выражается отклонением от закона «'/4» для проводимости. Для объяснения температурных зависимостей проводимости гранулированных композитов, расположенных до порога протекания была привлечена теоретическая модель неупругого туннелирования через аморфные диэлектрические слои. Согласно модели определяющую роль в механизме проводимости играют процессы неупругого резонансного туннелирования в каналах, содержащих локализованные состояния вблизи уровня Ферми с разбросом энергий порядка кТ. Температурная зависимость проводимости в канале, содержащем п примесей, имеет степенной вид

(4)

Л2 T^ig^rr-E"- I -21

1 ехр

{.Рас) а! 1_а('1+1)

где а - радиус локализованного состояния; / - среднее расстояние между гранулами; у„ = п - 2/(п+1); (Зп = 2п/(п+1); Р - коэффициент; Л - константа деформационного потенциала; ро - плотность вещества матрицы; с - скорость звука; g - плотность локализованных состояний; Е - глубина залегания локали-

зованного состояния в области барьера. Аппроксимируя температурные зависимости проводимости, полученные экспериментально, степенными зависимостями со степенью у и учитывая (4), можно определить среднее число локализованных состояний <п> между соседними гранулами в канале проводимости при данной температуре

<„)=1[г_1+(^ + 2г + 9),/2]. (5)

Используя выражения (2 и 3) для случая прыжковой проводимости по локализованным состояниям, лежащим в узкой полосе энергий вблизи уровня Ферми, мы оценили величину £(ЕР) от х для различных композитов (см. рис. 4). Если экстраполировать зависимости о(ЕР) к концентрации металлической фазы, соответствующей порогу протекания (хс), то получим плотность состояний на уровне Ферми для металлической фазы.

Рис. 4. Концентрационные зависимости §(ЕР) нанокомпозитов (Ре45Со452г1о)х(8Ю2)1оо.х С). (Со45ре452г1о)х[РЬо,818го,о4(Нао,5В!о,5)о.15 (2Го,575Т1О,425)ОЗ] 100-Х (2) (Ре45Со452г,0)х(А12Оз)100.х (3), (Со41Рез9В2о)х(8Ю2)100.х (4) и (Со84т14Та2)х(81О2)100.х (5)

Характерной особенностью полученных результатов является то, что величина §(ЕР) растет в на-нокомпозитах с гранулами Со№>Та -» СоБеВ —> СоБегг. Следует отметить, что для композитов с одинаковой матрицей эффективная плотность состояний имеет близкий угол наклона на зависимости от концентрации металлической фазы, в то время как состав гранул приводит к существенному изменению величины §(ЕР).

Используя модель неупругого резонансного туннелирования, удалось количественно охарактеризовать концентрационные и температурные зависимости среднего числа локализованных состояний между соседними гранулами в композитах металл-диэлектрик. Так, с увеличением доли металла в составе композита среднее число локализованных состояний между гранулами уменьшается, причем такая зависимость практически линейна. Предполагая, что причиной образования локализованных состояний являются дефекты аморфной матрицы, можно ожидать снижение их количества при термической обработке. Проведенные расчеты для композитов (Со^^зггюМБЮгЭюо-х и (Со45ре452г,о)х(А12Оз),оо-х , подвергнутых отжигам при различных температурах, показали справедливость этих выводов.

60 70

X, ат.%

Третья глава посвящена изучению магнитных свойств наногранулиро-ванных композитов металл-диэлектрик. Проведен анализ механизмов возникновения наведенной магнитной анизотропии в гетерогенных системах различного элементного состава, структурного состояния фаз и соотношения металлической и диэлектрической компонент. Предложен механизм образования перпендикулярной магнитной анизотропии в процессе роста пленки. Проанализированы высокочастотные свойства различных гетерогенных систем с позиции изменения магнитной структуры композита при изменении соотношения металлической и диэлектрической фаз.

Изучение механизмов формирования магнитной анизотропии (На) представляет чрезвычайно важную задачу с точки зрения практического применения магнитных гетерогенных систем. Для исключения влияния кристаллографической анизотропии нами были получены различные композиты с аморфной структурой металлических гранул. Исследования процессов намагничивания в композитах на основе сплава Со41Рез9В2о с различными диэлектрическими матрицами и (Со45Ре45гг1о)х($Ю2)юо-х показали, что все эти гетерогенные системы образуют магнитоупорядоченную структуру при концентрациях металлической фазы меньшей порога перколяции, выявленного из электрических измерений. Кроме того, во всем концентрационном диапазоне, где проявляются ферромагнитные свойства гетерогенных систем, величина коэрцитивной силы (Не) имеет невысокие значения, не превышающие нескольких эрстед. Намагниченность образцов лежит в плоскости пленки, магнитная анизотропия проявлена слабо особенно в составах, близких к порогу перколяции, а значения На составляют несколько десятков эрстед.

Для выявления влияния процессов парного упорядочения атомов в аморфной металлической фазе сплава на магнитную анизотропию композитов была проведена термическая и термомагнитная обработка образцов. Температура отжига выбиралась с учетом температуры Кюри ферромагнитного сплава и термической стабильности структуры гетерогенной системы. В качестве примера на рис. 5 показаны изменения На в композитах (Со41Ре39В2о)х(8102)1оо-х после термической и термомагнитной обработки.

На, Э 1

В плоскости пленки перпендикулярно оси образца

Рис. 5. Зависимости На(х), композитов (Со41 Рез9В2о)х(ЗЮ2) юо-х после отжига при Т=350 °С в течение 30 минут без приложения внешнего магнитного поля (кривая 1) и после отжига при Т=350 °С в течение 30 минут с приложением Нвнеш = 3500 Э в плоскости пленки перпендикулярно оси образца (кривая 2)

1

. Видно, что отжиг в магнитном поле, X, ат% перпендикулярном ОЛН образца, уменьшил, а при больших концентра-

1внеш

60

60

70

циях металлической фазы изменил направление магнитной анизотропии образца. Такое изменение магнитной структуры характерно для процессов парного упорядочения атомов в аморфных металлических сплавах.

Для исследования влияния на На магнитоупругого взаимодействия ферромагнитных частиц с микро- и макронапряжениями в пленке были выбраны композиты с высоким значением магнитострикции насыщения металлической фазы (для Со41Рез9В2о Х5~20*10"6). В процессе высокочастотного пере-магничивания основной вклад в изменение внутреннего поля материала вносит вращение векторов намагниченности, а вкладом от движения доменных границ на частотах десятки МГц можно пренебречь. Следовательно, при совпадении направления ОТН измеряемого образца и поля катушки (Низм) мы будем иметь наибольшее значение комплексной магнитной проницаемости (ц). И наоборот, когда ОЛН направлена вдоль оси образца, значения ц будут минимальными. Если в процессе измерения реализуется второй случай, то прикладывая внешнее постоянное магнитное поле (Нвнеш) перпендикулярно осям катушки и образца в плоскости пленки мы разворачиваем магнитные моменты гранул перпендикулярно Ннзм и увеличиваем измеряемые значения р. При Нвнеш=На ц будет максимальным. При Нвнеш>На происходит закрепление векторов намагниченности композита и р стремится к 1. Измерение полевых зависимостей действительной (ц/) и мнимой (р;/) части р композитов (Со41 РездВгоХх^Юг) юо-х , подвергнутых одноосному растягивающему и сжимающему напряжению (относительное длины пленки -4*10"4), показало значительное изменение На (см. рис. 6).

Рис. 6. Зависимости ц' (1,3,4) и р" (2,4,6) частей ц от Нвнеш, направленного перпендикулярно оси образца в плоскости пленки композитов (Со41рез9В2о)х(5Ю2)юо-х на частоте 50 МГц: а- Х=51,7 ат.%, б-Х=55,7 ат.% и в-Х=63,9 ат.%. Кривые 1,2 - образцы в исходном состоянии, 3,4 - подвергнутые растягивающему одноосному напряжению, 5,6 - подвергнутые сжимающему одноосному напряжению

В сложных неоднородных системах, которыми являются композиты металл-диэлектрик, возможно образование текстурированных структурных неоднородностей в процессе роста пленки, которые могут оказывать значительное влияние на На гетерогенной структуры. Для изучения влияния такого вида анизотропии были проведены напыления композитов на подложки,

-40 ---.-------—

50 ео 70 X, ат%

расположенные под углом 45° к потоку осаждаемых частиц. Для этого был изготовлен подложкодержатель в виде гофрированной полоски.

Рис. 7. Концентрационные зависимости величины На, композитов (Со41Рез9В20)х(8Ю2)|оо-х в исходном состоянии при обычном напылении (кривая 1) и при наклонном напылении, (кривая 2)

В качестве примера на рис. 7 представлены измерения На композитов (Со41рез9В2о)х(5Ю2)1оо.х > полученных обычным методом и осажденных при наклонном напылении. Видно, что магнитная структура таких гетерогенных систем значительно различается. При наклонном напылении ОЛН направлена в сторону неперпендикулярного падения потока осаждаемых частиц.

Анализ магнитных свойств показал, что данным композитам характерна высокая степень структурной однородности. Поэтому ни один из механизмов формирования магнитной анизотропии не является доминирующим, что обусловливает высокую дисперсию локальных осей магнитной анизотропии и низкую величину полей анизотропии.

Уменьшить влияние магнитоупругой составляющей в На возможно при использовании в качестве металлической фазы сплава с низким значением Поэтому были получены композиты на основе сплава Со84МЬ14Та2 с Х5 ~1-10"6. Исследование процессов намагничивания в этих гетерогенных систем показало изотропность магнитных свойств в плоскости пленки, высокие значения магнитных полей выхода кривой намагниченности в насыщение (< 2кЭ), низ-

Рис. 8. Кривые намагничивания в плоскости пленки вдоль оси образца (кривая 1) и перпендикулярно оси образца (кривая 2) наногранулированных композитов: а - (Co84Nbi4Ta2)43,3(Si02)56,7, б - (Co84Nb14Ta2)6o,5(Si02)39,5, в - (Co84Nbi4Ta2)7i(Si02)29

Это позволило нам предположить, что намагниченность пленки направлена перпендикулярно плоскости образца. Исследования магнитной структуры поверхности пленок композита (Co84Nbi4Ta2)x(SiO2)100-x с помощью АСМ в режиме регистрации магнитного взаимодействия подтвердили наши предпо-

ложения (рис. 9). Подобная магнитная структура может быть образована при наличии структурных неоднородностей, ориентированных перпендикулярно плоскости пленки и образованных в процессе роста гетерогенной системы.

Чтобы подтвердить это предположение, были проведены электронно-микроскопические исследования поперечного среза пленки (Со84№>,4Та2)бо(8Ю2)4о, представленные на рис. 10. Видно, что пленка тексту-рирована, гранулы вытянуты вдоль направления роста. Размер гранул: 10-20 нм длиной и около 5 нм в поперечном направлении.

Подобные магнитные свойства были выявлены в композитах Сох(5Ю2)юо-х, (Со45Ре452г1о)х(А1203)1оо-х, (Со^МЬнТа^х^ЮгЬо-х, (Со84№> 14Та2)х(]У^С)) 100_х и (Со84'ЫЬ14Та2)х(А1203)1оо-х-

:

б г е

Рис. 9. АСМ сканы, полученные в режиме регистрации топографии (а, в, д) и регистрации магнитного взаимодействия (б, г, е), композитов: а, б -(Co84Nb14Ta2)43,3(Si02)56,7, в, r-(Co84Nb14Ta2)6o,5(Si02)39_5, д, e-(Co84Nb14Ta2)7i(Si02)29

Рис. 10. Микрофотография поперечного среза гранулированного композита (Co84Nb|4Ta2)60(SiO2)40

Если расстояние, на которое диффундирует атом, меньше радиуса гранулы, то реализуется гомогенный рост гетерофазной структуры, в противном случае образуется столбчатая структура. Параметром, влияющим на диффузионную длину, выбрана температура подложки. Оценки смены механизмов роста дают кТ~0,9 эВ, что соответствует температу-

ре подложки ~ 400 °С. Ясно, что определяющим фактором в формировании столбчатой структуры композитов является элементный состав гетерогенной системы.

Если распыление мишени осуществляется ионно-плазменным методом, то средняя энергия частиц может составлять несколько десятков эВ. Диффузионная длина атомов на поверхности формирующейся пленки будет несколько выше, чем при термическом испарении материала. При ионно-плазменном распылении мишени сложного состава в потоке частиц, поступающих на поверхность подложки, присутствуют двух-, трех- и т. д. атомные осколки исходного соединения. Если распыляются одновременно две мишени сложного состава, а исходные сплавы не имеют взаимной растворимости друг в друге и химически не взаимодействуют, то это не означает, что атомы, из которых состоят эти сплавы, не могут иметь твердых растворов и химических связей. Рассмотрим простейший пример композитов Со-8Ю2. В потоке частиц будут присутствовать атомы Со, Б!, О, соединения 810, 8Ю2. Атомы могут растворяться в Со, металл - химически взаимодействовать с кислородом, окись кобальта может растворяться в окиси кремния. Получается достаточно сложная картина роста гетерогенной структуры.

Обратимся к экспериментальным фактам. Во всех исследуемых структурах образовывался наногранулированный композит металл-диэлектрик. Это значит, что большая часть атомов металла находится в неокисленном состоянии. Металлическая фаза композитов имеет аморфную структуру, следовательно, основная часть аморфизаторов (В, Хт, Та, №>) сохраняется в сплавах. Композиты Со-БЮ2 имеют хорошо выраженную перпендикулярную анизотропию. Это свидетельствует о том, что в центре поверхности гранул Со при выбранных условиях распыления (энергии поступающих на подложку атомов, температуре подложки, давлении рабочего газа, скорости напыления и т.д.) концентрация атомов диэлектрической фазы не достигает двух монослоев и происходит формирование столбчатой структуры гетерогенной системы. Добавление в металлический сплав атомов Бе, В и Ъх способствует образованию зародышей диэлектрической фазы на поверхности металлических гранул и росту изотропной структуры композита. Атомы Та и № не являются центрами зародышеобразования диэлектрической фазы. Ъх имеет избиратель-■ ное влияние на процессы формирования окисных пленок БЮг и А1203 на поверхности гранул сплава Со45ре452г10. В первом случае процесс зародышеобразования протекает более интенсивно, чем во втором.

Из экспериментальных фактов следует, что в модельных представлениях механизмов роста сложных гетероструктур металл-диэлектрик необходимо ввести процессы, ограничивающие диффузионную длину атомов формирующих диэлектрическую фазу на поверхности гранулы металлического сплава. Также необходимо учитывать индивидуальные особенности атомов, формирующих проводящую частицу. Например, учесть химическое взаимодействие атома окислителя (О, Р) с поверхностными атомами металлической гранулы.

Такое взаимодействие существенно ограничит диффузионную длину атомов данного сорта и может служить местом зародышеобразования диэлектрической фазы. Вероятность такой реакции пропорциональна энтальпии образования соединения и поверхностной концентрации взаимодействующих атомов. Устойчивость созданной химической связи зависит от соотношения энергий диффундирующего атома и образованной связи. В результате такого взаимодействия первоначально образуются непредельные оксиды металлов Ме-О. Анализ данных по энергии связи металлов с кислородом и энтальпии образования (таблица) показывает, что наилучшей способностью образовывать связь с кислородом и удерживать ее обладают В и Ъх. Та и № обладают подобной по величине с В и Ъс прочностью связи, но требуется большая энергия для ее образования. Со и Ре имеют более низкую энергию связи с атомом кислорода и им необходима достаточно большая энергия для создания соединения. Нами отмечался только один случай определяющего влияния матрицы на структурные свойства гетерогенной системы, это композиты (Со45ре452г1о)х(8Ю2)1оо-х и (Со^Ре^ГюМАЬОз^оо-х- На примере этих композитов можно предположить, что зародыш диэлектрической фазы с большей вероятностью образуется на окисном дефекте металлической гранулы, если диаграмма состояний этих соединений будет иметь области образования твердых растворов и сложных оксидных соединений. Так, диаграмма состояний А1203 - ЪгОг не выявляет химических соединений оксида циркония и оксида алюминия, а также областей их взаимного растворения. Напротив, диаграмма состояний БЮ2 - 7л<32 показывает наличие соединения цирконита гг5Ю4 и области твердых растворов окиси кремния в оксиде циркония.

Энергия связи и энтальпия образования непредельных окисных соединений

металлов и полупроводников.

Соединение Энергия связи, эВ/молек Энтальпия образования, эВ/молек

СоО 3,5 +3

РеО 3,8 +2,4

ВО 8,6 +0,4

ЪхО 8,3 +0,8

ТаО 8,6 +2,1

то 8,3 +1,9

БЮ 8,6

А10 4,8 +0,8

N^0 3,9 +0,2

Для изучения влияния структуры композитов металл-диэлектрик мы провели подробное исследование концентрационных зависимостей р' и р" в гетерогенных системах различного состава. В качестве примера на рис.11

70 80

X, ат%

представлены такие кривые для композитов (Со41рез9В2о)х(5Ю2)1оо-х, имеющих изотропную гранулированную структуру.

Рис. II. Концентрационные зависимости ц'(1) и |/ (2) частей комплексной ц композитов (Со41ре39В2о)х(5Ю2)1оо.х> измеренные на частоте 50 МГц. Прямая линия ПП показывает положение порога перко-ляции

Приведенные зависимости показывают, что в исследуемой концентрационной ' области можно выделить три участка, отличных по своим высокочастотным магнитным свойствам. В области концентраций металлической фазы от 47 до 53 ат.% наблюдается очень сильная дисперсия локальных осей анизотропии. Это связано со структурными особенностями композитов, состав которых " находится вблизи порога перколяции. Магнитная упорядоченность в этом концентрационном диапазоне обусловлена диполь-дипольным взаимодействием изолированных ферромагнитных гранул и кластеров. При этом отдельные частицы могут иметь собственные направления полей анизотропии, обусловленные различными механизмами (формой частиц, упорядочением пар атомов в отдельной грануле, величиной и направлением локальных напряжений на границе диэлектрик - магнитострикционная ферромагнитная частица и т. д.).

В области концентраций металлической фазы от 53 до 63 ат.% наблюдается значительное изменение величины комплексной магнитной проницаемости. После порога перколяции формируется бесконечная сетка соприкасающихся металлических частиц и, как следствие, возникает обменное взаимодействие между магнитными моментами 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 может приводить к большим магнитным потерям при высокочастотном пере-магничивании в данной концентрационной области.

В области концентраций металлической фазы выше 63 ат.% композит <можно рассматривать как объемный материал с наноразмерными включениями диэлектрика. В такой структуре дисперсия локальных полей анизотропии будет невысокой и величина ц" имеет небольшие значения.

Гетерогенные системы, которые имеют значительную перпендикулярную анизотропию, после порога перколяции показывают низкие значения

комплексной магнитной проницаемости. Однако, как и в композитах первой группы, на зависимостях ц"(х) наблюдается доперколяционный максимум и величина ц'(х) увеличивается в данном концентрационном диапазоне. По всей видимости, причины таких изменений имеют одинаковую природу во всех гетерогенных системах и были нами описаны выше для области I композитов

(Со41рез9В2о)х($Ю2)юо-х-

/ //1 Рис. 12. Частотные зависимости ц

^' Нмо- I ¡2 (1.3)-и ц" (2,4)-частей комплексной ц

композита (Со41Рез9В2оЧб(5Ю2)51)4 после отжига при температуре 350 °С в течение 30 минут, измеренные при температуре 293 К (кривые 1,2) и 73 К (точки 3,4)

Для выявления природы магнитных потерь в различных концентрационных областях композитов были измерены частотные зависимости и ¡/. В гетерогенных системах вблизи порога перколяции ц'ф уменьшается во всем частотном диапазоне, а ц"(() также имеет тенденцию к уменьшению с небольшим максимумом в районе 50 МГц (рис. 12). Частотные зависимости максимума тангенса магнитных потерь с увеличением частоты смещаются в сторону уменьшения х. Температурные зависимости комплексной магнитной проницаемости показали максимум ц" при температуре, равной температуре бифуркации (Тб) (рис.13). Причем значение Т6 возрастет при увеличении частоты измерений. Эти результаты свидетельствуют о релаксационной природе магнитных потерь в композитах при концентрации х вблизи порога перколяции.

206 ^ МГц

100

10

Рис. 13. Температурные зависимости ц (кривые 1,2) и (кривые 3,4) композита (Со4,Ре39В20)42,9(5Ю2)57,1 на частоте 11 МГц без (кривые 1, 3) и во Нвнеш = 350 Э в плоскости пленки вдоль оси образца (кривые 2,4)

200

250 300

Т, К

Другая ситуация наблюдается в концентрационном диапазоне, соответствующем области И. На рис. 14 в качестве примера приведены зависимости |х'(1) и |У(0 для композита (Со41рез9В2о)бо,8(ЗЮ2)з9,2. Данные кривые хорошо описываются в рамках естественного ферромагнитного резонанса. Особенностью данных зависимостей является уширение пика [ДО, что

1000 1200 Г, МГц

и'.ц"

связано с высокой степенью дисперсии локальных полей анизотропии в данном концентрационном диапазоне композитов.

Рис. 14. Зависимости ц'({) (1) и ц"(0 (2) композита (Со41рез9В2о)бо,8(5Ю2)з9, г

В концентрационном диапазоне области III зависимости р'ф и также соответствуют кривым естественного ферромагнитного резонанса (рис. 15).

Рис. 15. Зависимости ц'ф (1) и ц"(0 (2) композита (С041ре39В2о)77,б(ЗЮ2)22,4

Наличие хорошо сформированной магнитной анизотропии создает условия для классического вида этих кривых. Оценка частоты резонанса для этих кривых хорошо совпала с измеренными значениями.

400 000 800 1000 1200

Г, МГц

Четвертая глава посвящена изучению положительного магниторези-стивного (ПМС) эффекта в композитах Сох(8Ю2)юо-х и Сох(А1203)юо-х> где исследована концентрационная зависимость ПМС, определены механизм и критерии возникновения ПМС.

Характерной особенностью ПМС является отсутствие корреляции эффекта с намагниченностью образца (рис. 16). ПМС наблюдается в композитах Сох(А12Оз)юо-х и Сох(ЗЮ2)юо-х в достаточно узкой концентрационной области 55 67 ат.% с максимальным значением - 1,45 % и 47 -ь 66 ат.%, и 0,5 % для первой и второй систем соответственно. Данные концентрации находятся вблизи порога перколяции. Эксперименты, проведенные с композитами Со - А1203 показали, что наличие кислорода в композитах, а также антиферромагнитного слоя оксида кобальта на поверхности гранул не являются причинами появления ПМС.

О4

1 о

о-1 2 -2 -3

ф

I

о

3 О

:-з -в

1 а

- у

- /"ТГ

- / •

8 -4 0 4 8

н, кЭ

Рис. 16. Полевые зависимости магнитосопротивления и намагниченности гранулированного нанокомпози-та Со58(А12Оз)42 (а, б), соответственно

На рис. 17 приведена схема протекания туннельного тока через участок нанокомпозита, состоящий из кластера и нескольких изолированных гранул. В том случае, когда Нвнеш большое, магнитные моменты всех гранул ориентированы параллельно друг другу (рис. 17 а), создавая тем самым условия для

максимальной туннельной проводимости и соответственно для минимального электрического сопротивления.

Рис.17. Схемы протекания туннельного тока для различных значений напряженности внешнего магнитного поля

Когда Нвнеш=0 магнитные моменты гранул, находящиеся вблизи кластера А, сориентированы полями рассеивания последнего вдоль его направления намагниченности. При Нв„еш , соизмеримом с полями рассеивания кластера, гранулы А и Б изменят свое положение намагниченности, тогда как гранулы В и Д, не находящиеся в зоне действия поля кластера, будут изменять свое направление намагниченности более интенсивно, т. е. при некотором ненулевом поле создастся условие наибольшей разориентации намагниченности частиц вдоль канала протекания туннельного тока. Эта ситуация соответствует наибольшему электрическому сопротивлению гетерогенной структуры. Для того, чтобы частицы А и Б были магнитно скоррели-рованы с кластером А, необходимо, чтобы энергия анизотропии частицы (Еа) и энергия диполь-дипольного взаимодействия гранула-кластер (Един) были выше тепловой энергии кТ. С другой стороны, частицы, не участвующие в ди-поль-дипольном взаимодействии, должны находиться в суперпарамагнитном состоянии, и следовательно, Еа < кТ. Оценка величин Еа и Едап для гранул Со подтвердила наши предположения о выполнении этих критериев для композитов Сох(ВЮ2)юо-х и Сох(А1203)юо-х при комнатной температуре вблизи порога перколяции. При понижении температуры до 77 К ПМС пропадает.

Пятая глава посвящена изучению электрических и магнитных свойств многослойных структур композит-полупроводник. Исследованы электрические свойства многослойных пленок от толщины полупроводниковой прослойки. Дано объяснение изменениям р(Ьа_з; н) исходя из структуры полупроводникового слоя. Исследованы зависимости р^И^ш) и р/У(11а_5ш)-

Для исследования влияния полупроводника на электрические и магнитные свойства композитов была изготовлена наномногослойная структура [(Со45ре452г10)з5(А12Оз)б5/ а-5кН]з0. Изменение зависимости р(Ьа.5,:н) носит немонотонный характер (рис. 18). При Ьа^.н ~1,5 нм наблюдается уменьшение значений р более чем на три порядка величины.

Рис. 18. Зависимость р(Ьа_й н) многослойной структуры [(Со45ре452г10)з5(А12Оз)б5/а-8кН]з0 (кривая 2). Прямой линией (1) изображено р композита (Со45ре452г10)з5(А12Оз)65

Такое изменение р можно объяснить, если предположить, что при данной толщине формируется сплошной полупроводниковый слой и проводимость осуществляется по каналам гранула-полупроводник-гранула. Это подтверждает изучение магниторезистив-ного эффекта, который исчезает при Ьа.5|:Н ~1,5нм.

Исследования зависимости ц'(Ьа.$;:Н) и и//(Ьа.5; н) показали наличие магни-тоупорядоченной структуры гранул Со45ре452гю при толщине Ьа.5ш >1,2 нм

(рис. 19). Измерение намагничивания многослойной пленки при различных Ьа.5|;11 подтвердили этот эффект. Наличие магнитного взаимодействия гранул композита через полупроводниковую прослойку позволяет создавать новые магнитные материалы.

200

150

* 100 50

1

0,0 0,5 1,0 1,5 2,0 2,5 ha-Si:H' НМ

Рис. 19. Зависимости |i'(ha.si H) и !/(ha.Si;H) многослойной структуры [(Co45Fe45Zr10)35(Al2O3)65/a-Si:H]30 на частоте 50 MHz

ОСНОВНЫЕ РЕЗУЛЬТАТЫ И ВЫВОДЫ

Представленные в данной работе исследования структуры и физических свойств широкого класса наногранулированных композитов металл - диэлектрик и наномногослойной системы композит-полупроводник позволили получить результаты, обобщенные в следующих выводах.

1. Разработаны и изготовлены уникальные установки ионно-лучевого распыления, позволившие впервые в едином технологическом цикле осаждения получить наногранулированные композиционные материалы ферромагнетик-диэлектрик с различным сочетанием металлической (Со41Ре39В2о, Со45ре452г1о, Со861ЧЬ12Та2, Со) и диэлектрической (БЮ2, А1203, 2г203, М§0, №>1л03, РЬО,818го,о4(Нао,5В1о,5)о,15(2го,575^0,425)03, СаР2) фаз в широком диапазоне концентраций, а также наноразмерные многослойные пленки композит-полупроводник ([(Со45ре452г10)35(А1203)65/а-81:Н]зо) с непрерывно изменяющейся толщиной слоев.

2. На основании структурных исследований показано, что в результате процессов самоорганизации конденсирующихся атомов формируются нано-размерные гетерогенные структуры в системах, содержащих многоэлементные металлические сплавы и диэлектрические соединения. Установлено, что в композитах на основе сплавов, склонных к аморфизации (Со41рез9В20, Со45Ре452г,0, Со86№>12Та2), металлическая фаза имеет аморфную структуру, а в гетерогенных системах с переходными металлами (Со) - кристаллическую. Показано, что в композитах с оксидным диэлектриком (БЮ2, А1203, 2г203, РЬ0>818го,о4(>!ао,5В1о,5)о,15(2го,575^0,425)03, ]У^02, КЫЛОз,) изолирующая матрица имеет аморфную структуру, а в гетерогенной системе Со-СаР2 - кристаллическую.

3. Установлено, что изменение электрического сопротивления различных композитов металл-диэлектрик при нагреве имеет общие закономерности независимо от элементного состава и структурного состояния металлической и диэлектрической фаз. В области умеренных температур (-150^-500 °С) зависимость Я(Т) определяется термоактивированными релаксационными процессами, не приводящими к значительному изменению исходной нанораз-мерной структуры гетерогенной системы. При этом в доперколяционных композитах релаксация приводит к росту величины электрического сопротивления за счет уменьшения концентрации дефектов структуры в изолирующих прослойках между проводящими гранулами. В композитах после порога перколяции уменьшение электрического сопротивления вызвано уменьшением дефектности контактного слоя между соприкасающимися металлическими гранулами. В области высоких температур (>500 °С) за счет процесса поверхностного плавления наноразмерных металлических частиц происходит значительный рост размера неоднородностей композитов. В доперколяционных составах это сопровождается прохождением зависимости Я(Т) через максимальное значение. В составах гетерогенных систем после порога перколяции наблюдается уменьшение значений электрического сопротивления.

В композитах вблизи порога протекания, у которых в процессе получения образовалась дополнительная диэлектрическая прослойка на поверхности металлических гранул, состоящая го атомов металлической фазы и атомов реактивного газа, возможно ее термическое разрушение, что приводит к непосредственному контакту проводящих гранул и значительному уменьшению электрического сопротивления.

4. Предложен и обоснован метод определения порога перколяции в гетерогенных системах металл-диэлектрик по пересечению концентрационных зависимостей удельного электрического сопротивления исходных образцов и образцов, подвергнутых изотермическому отжигу, не приводящему к разрушению наногранулированной структуры. Исследование положения порога протекания в зависимости от условий получения композитов и их состава выявило ряд закономерностей:

- увеличение размера и сферичности гранул, а также их более равномерное распределение, реализуемые при повышении температуры подложки во время осаждения пленки, приводят к смещению положения порога перко-ляции нанокомпозитов в сторону увеличения концентрации металлической фазы;

- увеличение растворимости химических элементов диэлектрической матрицы (А1 вместо Si) в металлической фазе композитов смещает положение порога перколяции в сторону меньшего содержания металлической фазы;

- образование на поверхности металлических гранул дополнительной диэлектрической оболочки из нитридов или окислов металлов в результате введения реактивных газов N2 и 02 в процессе получения исследуемых композитов приводит к смещению положения порога перколяции в сторону увеличения содержания металлической фазы;

- введение в состав металлической фазы элементов (бор), образующих соединения с материалом диэлектрической матрицы (боросиликатное стекло), смещает положение порога перколяции в сторону большего содержания металлической фазы;

- кислород оказывает большее влияние на положение порога перколяции и величину удельного электрического сопротивления композитов, чем азот, поскольку является химически более активным элементом и образует с металлами более высокоомные соединения.

5. Исследованы низкотемпературные зависимости электрического сопротивления и проведен анализ основных механизмов проводимости в композитах металл-диэлектрик, расположенных до порога перколяции. Показано, что в области температур 77 - 180 К основным механизмом переноса заряда является прыжковый механизм проводимости по локализованным состояниям вблизи уровня Ферми с переменной длиной прыжка (Моттовская проводимость). Дальнейшее повышение температуры сопровождается сменой механизма проводимости от закона Мота к степенной зависимости, которая описывается переносом заряда за счет неупругого резонансного туннелиро-вания электронов.

Используя модель неупругого резонансного туннелирования электронов для композитов (Co45Fe45Zr10)x(SiO2)i00 -х, выявлено, что при термической обработке среднее число локализованных состояний в диэлектрической матрице (<п>) между соседними металлическими гранулами снижается в составах, близких к порогу перколяции, и имеет максимум на зависимости <п>(Т) для составов с высокой концентрацией диэлектрической фазы. Это связано с возможностью термоактивированного распада сложных дефектов в аморфном диэлектрике (нескольких ненасыщенных связей) на простые.

Используя модель прыжковый проводимости по локализованным состояниям в диэлектрической матрице вблизи уровня Ферми, сделаны оценки плотности электронных состояний на уровне Ферми (g(EF)) для композитов с различным составом металлических гранул и диэлектрической матрицы. Ус-

тановлено, что вклад проводящей фазы в эффективную плотность электронных состояний на уровне Ферми доперколяционных композитов зависит от величины е(Ер) металлического сплава и возрастает в последовательности СоЫЬТа -> СоРеВ —> СоРегг. В композитах с одинаковой диэлектрической матрицей ¿§(ЕР)/с1х имеет близкие значения.

6. Выявлено, что в композитах Сох(8Ю2)юо-х> (Со45ре452|"ю)х(А12Оз),оо-х,

(Со84НЬ14Та2)х(81О2)100.х, (Со84№ мТа2)х(М£0) Шо-х и (Со84№|4Та2)х(А]203),оо-х

после порога перколяции в процессе осаждения гетерогенной структуры формируется макроскопическая магнитная анизотропия перпендикулярно поверхности подложки, которая связана с образованием столбчатой структуры пленок.

7. Показано, что причинами наведенной магнитной анизотропии нано-композитов (Со41Рез9В2о)х(А12Оз)1оо.х, (Со41Рез9В2о)х(Г^С>),оо.х, (Со41рез9В20)х(СаР2)100.х, (Со41Ре39В2о)х(5Ю2),оо-х и (Со45ре45гг10)х(5Ю2)|00.х с магнитоупорядоченной структурой являются:

- парное упорядочение атомов в аморфной металлической фазе сплава;

- магнитоупругое взаимодействие ферромагнитных частиц с микро- и макронапряжениями в пленке;

- образование текстурированных структурных неоднородностей.

В результате высокой структурной однородности гетерогенных систем ни один из этих механизмов не является доминирующим, что обусловливает высокую дисперсию локальных осей магнитной анизотропии и низкую величину наведенных полей анизотропии.

8. Предложен механизм роста композиционных пленок металл-диэлектрик, основанный на предположении о химическом взаимодействии атомов окислителя (О, Р) с атомами поверхностности металлических гранул и формированием центров зародышеобразования диэлектрической фазы. Проведен анализ вероятности образования соединения атомов кислорода с поверхностными атомами сплава металлической гранулы, исходя из энтальпии образования соединения, поверхностной концентрации взаимодействующих атомов и соотношения энергии диффундирующего атома и образованной связи. Сделано предположение, что зародыш диэлектрической фазы с большей вероятностью образуется на окисленном атоме металлической гранулы, если диаграмма состояний этих соединений будет иметь области образования твердых растворов и сложных оксидных соединений. Предложенные модельные представления позволили объяснить полученные экспериментальные результаты по влиянию элементного состава композитов на структуру гетерогенных систем.

9. Установлено, что максимум тангенса магнитных потерь в композитах ферромагнетик-диэлектрик доперколяционного состава обусловлен переходом гетерогенной системы из суперпарамагнитного в магнитоупорядоченное состояние и описывается механизмом магнитного последействия. Выявлено, что после порога перколяции в композитах (Со4|Рез9В2о)х(А12Оз)юо-х,

(Co41Fe39B2o)x(MgO) 100-x, (Co41Fe39B20)x(CaF2)100.x, (Co41Fe39B2o)x(Si02)1oo-x и (Co45Fe45Zr1o)x(Si02)1oo.x с высокой структурной однородностью наблюдается максимум тангенса магнитных потерь. Показано, что эти потери связаны с уширением пика естественного ферромагнитного резонанса из-за высокой степени дисперсии локальных полей магнитной анизотропии, которая обусловлена наличием двух магнитных подсистем: гранул, образующих квазиодномерную сетку проводящих каналов, и изолированных частиц, не участвующих в прямом обменном взаимодействии. Показано, что в области высокой концентрации металлической фазы композитов магнитные потери являются следствием естественного ферромагнитного резонанса квазиобъемного наногранулированного материала с диэлектрическими включениями.

10. Обнаружено наличие аномального положительного магнитосопротив-ления в композитах Co-Si02 и Со-А1203 в широком интервале составов (47-65 ат. % Со и 55 - 67 ат. % Со, соответственно). Установлено, что положительное маг-нитосопротивление является изотропным и обусловлено туннельным механизмом электропереноса через композит. Определены условия возникновения положительного магнитосопротивления в нанокомпозитах металл-диэлектрик:

- в структуре композита должны сосуществовать как отдельные гранулы, так и кластеры;

- необходимо выполнение соотношения между энергией магнитной анизотропии гранулы (Еа), энергией диполь-дипольного взаимодействия гранула-кластер {ЕЛт) и тепловой энергией (¿7), выражающегося в виде Еа<кТ< Еа+ Елт.

11. Исследование транспортных свойств многослойных систем f(Co45Fe45Zr1o)35(Al203)65/a-Si:H]3o показало, что при толщинах полупроводниковой прослойки 1-2 нм наблюдается значительное изменение величины удельного электрического сопротивления более чем на три порядка величины, что связано с образованием бесконечной сетки проводящих каналов металл-полупроводник-металл.

12. Установлено, что при толщине полупроводниковой прослойки >1.1 нм в многослойной структуре [(Co^Fe^Zrw^siAl^^s/a-SkHko происходит переход от суперпарамагнитного состояния системы к ферромагнитному упорядочению, который связан с сильным магнитным взаимодействием ферромагнитных гранул композита через полупроводниковую прослойку.

Основные результаты диссертации опубликованы в следующих работах:

Публикации в изданиях, рекомендованные ВАК РФ

1. Электрические свойства аморфных композиционных пленок / П.В. Неретин, Н.П. Самцова, Ю.Е. Калинин, A.B. Ситников // Техника машиностроения - 1998.-Вып.17 - N3. - С.121-123.

2. Фазовое расслоение и электрические свойства аморфных систем (Co4iFe39B2o)ioo-x(Si02)x / Ю.Е. Калинин, С.Б. Кущев, П.В. Неретин, A.B. Ситников, О.В. Стогней И Журнал прикладной химии. - 2000.- Т. 73. - Вып.З,- С.439-443.

3. Резистивные и магниторезистивные свойства гранулированных аморфных композитов CoFeB-SiOn/O.B. Стогней, Ю.Е. Калинин, И.В. Золотухин, A.B. Слюсарев, A.B. Ситников// Физика металлов и металловедение. - 2001. - Т.91. - №1. - С.24-31.

4. Electrical properties and giant magnetoresistance of CoFeB-Si02 amorphous granular composites / Yu.E. Kalinin, A.V. Sitnikov, O.V. Stognei, I.V. Zolotukhin, P.V Neretin // Mat. Seien, and Engin. - 2001. - A304-306. - P. 941-945.

5. Свойства и перспективы применения гранулированных ферромагнетиков в области СВЧ / Н.Е. Казанцева, А.Т. Пономаренко, В.Г. Шевченко, И.А. Чмугин, Ю.Е. Калинин, A.B. Ситников// Физика и химия обработки материалов. - 2002.-№ 1.-С. 5-11.

6. Электрическое сопротивление аморфных нанокомпозитов CoTáNb+Si02 / И.В. Золотухин, П.В. Неретин, Ю.Е. Калинин, О.В. Стогней, A.B. Ситников // Альтернативная энергетика и экология - 2002,- № 2. -С.7-14.

7. Электронный транспорт в магнитном поле в гранулированных пленках аморфной двуокиси кремния с ферромагнитными наночастицами / J1.B. Луцев, Ю.Е. Калинин, A.B. Ситников, О.В. Стогней // ФТТ. - 2002. - Т. 44. - № 10. - С. 1802-1810.

8. Структура и электрические свойства аморфных нанокомпозитов (Co45Fe45Zr|0)x(SiO2)100.x / Ю.Е. Калинин, А.Н. Ремизов, A.B. Ситников, Н.П. Самцова // Перспективные материалы. - 2003. - № 3. - С. 62-66.

9. Гигантское магнитосопротивление и магнитооптические свойства гранулированных нанокомпозитов металл-диэлектрик / В.Е. Буравцева, Е.А. Ганылина, B.C. Гущин, Ю.Е. Калинин, С. Пхонгхурун, О.В. Стогней, Н.Е. Сырьев, A.B. Ситников // Изв. АН. Сер. Физическая.-2003,- Т. 67. - Ks 7,- С. 918-920.

10. Магнитооптическое исследование гранулированных пленок оксида кремния с ферромагнитными частицами CoNbTa / A.B. Кимель, Р.В. Писарев, A.A. Ржевский, Ю.Е. Калинин, О.В. Стогней, A.B. Ситников, F. Bentivegna, Th. Rasing // Физика твердого тела.-2003.- Т. 45. - Вып. 2,- С. 269-272.

11. Эффект Баркгаузена и порог перколяции в нанокомпозитах металл-диэлектрик с аморфной структурой / Ю.Е. Калинин, Н.Е. Скрябина, JI.B. Спивак, A.B. Ситников, A.A. Шадрин // Письма в ЖТФ,- 2003,- Т.29.- Вып. 9.- С.18-23.

12. Инверсное магнитосопротивление в магнитных гранулированных композитах (FeCoB)-(Al203) / A.C. Андреенко, В.А. Березовец, A.B. Грановский, И.В. Золотухин, М. Инуе, Ю.Е. Калинин, О.В. Стогней, A.B. Ситников, Т. Палевский // ФТТ. -2003.- Т. 45.-Вып.8.- С.1446-1449.

13. Нанокомпозиты аморфных металлических сплавов в диэлектрической матрице / Ю.Е. Калинин, А.Т. Пономаренко, A.B. Ситников, О.В. Стогней // Инженерная физика,- 2003,- № 5,- С.44-50.

14. Высокочастотные магнитные свойства гранулированных нанокомпозитов металл-диэлектрик / В.А. Калаев, Ю.Е. Калинин, В.Н. Нечаев, A.B. Ситников // Вестник Воронеж, гос. тех. ун-та. Сер. Материаловедение. - 2003.-Вып.1.13.-С.38-42.

15. Калинин Ю.Е. Электрические свойства аморфных нанокомпозитов (Co4;Fe45Zrio)x(Al2Oi)ioo.x/ Ю.Е. Калинин, А.Н. Ремизов, A.B. Ситников // Вестник Воронеж, гос. тех. ун-та. Сер. Материаловедение. - 2003 - Вып. 1.13. - С. 43-46.

16. Оптические и магнитооптические свойства гранулированных магнитных наноструктур CoFeB/Si02 и CoFeZr/Al203 /А.М.Калашникова, В.В. Павлов, Р.В. Писарев, Ю.Е. Калинин, A.B. Ситников, Th.Rasing // ФТТ.- 2004,- Т. 46.- Вып. 11,- С. 2092-2098.

17. Наноструктурные композиты аморфных металлических сплавов в диэлектрической матрице / Ю.Е. Калинин, А.Т. Пономаренко, A.B. Ситников, О.В. Стогней // Перспективные материалы.- 2004,- № 4.- С.5-11.

18. Barkhausen effect and percolation threshold in metal-dielectric nanocomposites / Yu.E. Kalinin, A.V. Sitnikov, N.E. Skiyabina, L.V. Spivak, A.A Shadrin // J. Magn. Mag. Mat.- 2004.- V.272.-276.- P.893-894.

19. Калаев В.А. Магнитные свойства гранулированных наногкомпозитов (Co4|Fe3qB20)x (А12Оз)юо-х в СВЧ-диапазоне / В.А. Калаев, Ю.Е. Калинин, A.B. Ситни-

- ков // Альтернативная энергетика и экология. - 2004. - № 5. - С. 19-22.

20. Калаев В.А. Высокочастотные магнитные свойства гранулированных нано-, композитов (Co41FeMB2o)x(Si02)ioo-x/ В.А. Калаев, Ю.Е. Калинин, A.B. Ситников //

Альтернативная энергетика и экология. - 2004. - № 6. - С. 13-15.

21. Калинин Ю.Е. Электрические свойства аморфных нанокомпозитов (Co45Fe45Zr10)x(Al2O3)i.x / Ю.Е. Калинин, А.Н. Ремизов, А.В.Ситников //ФТТ. - 2004. --Т.46. - Вып. 11. - С. 2076-2082.

22. Белоусов В.А., Термоэдс композитов аморфных металлических наночастиц Co45Ee45Zr10 в диэлектрической матрице А1203 и Si02 / В.А. Белоусов, Ю.Е. Калинин, A.B. Ситников // Вестник Воронеж, гос. тех. ун-та. Сер. Материаловедение,- 2005.: Вып. 1.17. - С.64-67.

23. Высокочастотные магнитные свойства гранулированных нанокомпозитов (Co45Fe45Zr10)x(SiO2)10o-x / В.А. Калаев, Ю.Е. Калинин, A.B. Ситников, К.А. Ситников // Перспективные материалы. - 2005. - № 6. - С.856-859.

24. Особенности отражения СВЧ-волн от гранулированных плёнок (Co45Fe45Zrio)x (А12Оз)юо-х ! Ю. Е. Калинин, Л. Н. Котов, С. Н. Петрунёв, А. В. Ситников. // Известия РАН. Сер. Физическая. - 2005. - Т.69. - № 8. - С.1195-1199.

25. Relaxation of magnetization in thin composite (Co45Fe45Zr10)x(Al2O3)i00-x films / L.N. Kotov, V.K. Tyrkov, V.S. Vlasov, Yu.E. Kalinin, A.V. Sitnikov // Materials Science

- and Engineering. - 2006. - V. 442. - P.352-355.

26. Перенос заряда и диэлектрические свойства гранулированных нанокомпозитов Co,(LiNb03)ioo-x/ С.А. Гриднев, А.Г. Горшков, A.B. Ситников, Ю.Е. Калинин // ФТТ,- 2006.- Т. 48,- Вып. 6,- С. 1115-1117.

27. Особенности ферромагнитного резонанса в кобальтсодержагцих гранулированных наноструктурах / С.А. Вызулин, Ю.Е. Калинин, Г.Ф. Копытов, Е.В. Лебедева, A.B. Ситников, Н.Е. Сырьев // Изв. вузов. Сер. Физика,- 2006,- Т. 49,- № 3,- С. 47-53.

28. Электрические и диэлектрические свойства тонкопленочных наногетероген-ных структур / С.А. Гриднев, А.Г. Горшков, М.Н. Копытин, A.B. Ситников, О.В. Стогней И Изв. РАН. Сер. Физическая,- 2006.- Т.70,- № 8.- С.1130-1133.

29. Магнитные и магнитооптические свойства нанокомпозитов ферромагнетик-сегнетоэлекгрик CoLiNbO^ / С.А. Вызулин, В.Е. Буравцева, B.C. Гущин, Е.А. Ганьши-на, Ю.Е. Калинин, Е.В. Лебедева, A.B. Ситников, Н.Е. Сырьев, С. Пхонгхирун // Изв. РАН. Сер. Физическая,- 2006,- Т.70,- №7,- С.949-952.

30. Планарный эффект Холла и анизотропное магнитосопротивление в слоистых структурах Co045Fco45Zro i/a-Si с перколяционной проводимостью / Б.А. Аронзон, А.Б. Грановский, А.Б. Давыдов, М.Е. Докукин, Ю.Е. Калинин, С.Н. Николаев, В.В. Рыль-ков, A.B. Ситников, В.В. Тугушев //ЖЭТФ. - 2006. - Т. 130. - Вып. 1(7). - С. 127-136.

31. Калинин Ю.Е., Электрические свойства многослоек металл-полупроводник с аморфной структурой / Ю.Е. Калинин, К.Г. Королев, A.B. Ситников // Письма в ЖТФ.

- 2006. - Т.32. - Вып. 6. - С. 61-67.

32. Термоэдс композитов металлических наночастиц Со в аморфной диэлектрической матрице Al2On / В.А. Белоусов, А.Б. Грановский, Ю.Е. Калинин, A.B. Ситников // ФТТ,- 2007,- Т.49,- Вып. 10,- С. 1762-1769.

33. Влияние технологии изготовления нанокомпозитов (Co)x(LíNbO3)l00.x на их магнитные свойства / С.А. Вызулин, Ю.Е. Калинин, Н.С. Перов, A.B. Ситников, Н.Е. Сырьев // Известия РАН. Сер. Физическая. - 2007,- Т.71.- № 11,- С. 1588-1590.

34. Магнитотермоэдс нанокомпозитов вблизи порога протекания / В.А. Белоусов, А.Б. Грановский, Ю.Е. Калинин, A.B. Ситников // ЖЭТФ.- 2007,- Т.132.- № 6,- С.1393-1401.

35. Электрические свойства аморфных гранулированных нанокомпозитов (CO45Fe45Zr,0)X[Pb0,8lSr0>04(Nao,5B¡0,5)0,15(Zr0,575TÍ0,425)O3]l-x/ Ю.Е. Калинин, A.M. Кудрин, М.Н. Пискарева, A.B. Ситников, А.К. Звездин // Перспективные материалы. -

2007. -№3. - С. 41-48.

36. Фрактальная магнитная микроструктура в пленках нанокомпозитов (Co41Fe39B2o)x(Si02)i.x ! P.C. Исхаков, C.B. Комогорцев, Е.А. Денисова, Ю.Е. Калинин,

A.B. Ситников // Письма в ЖЭТФ. - 2007. - Т.86. - Вып.7. - С. 534-538.

37. Наноструктура, электрические и СВЧ магнитные свойства двух серий композитных пленок (Co45Fe45Zr10)x(Al2O3)i.x / Л.Н. Котов, Ф.Ф. Асадуллин, Ю.Ю. Ефимец,

B.C. Власов, В.К. Турков, А.П. Петраков, С.Н. Петрунёв, Ю.Е. Калинин, A.B. Ситников // Вестник Поморского ун-та. Сер. Естественные науки. - Архангельск: ПомГУ. -

2008. - Вып. 3,- С.58-63.

38. Изотропное положительное магнитосопротивление наногранулированных композиционных материалов Со-А12Оп / О-В. Стогней, A.B. Ситников, Ю.Е. Калинин,

C.Ф. Авдеев, М.Н. Копытин // ФТТ. - 2007. - Т.49. - Вып.1. - С.158-164.

39. Усиление магнитооптического отклика в многослойной системе нанокомпо-зит - гидрогенизированный аморфный кремний / Е.А. Ганыиина, Н.С. Перов, С. Пхонгхирун, В.Е. Мигунов, Ю.Е. Калинин, A.B. Ситников И Известия РАН. Сер. Физическая. - 2008 - № 10. - С.1455-1457.

40. Электрические и магнитные свойства мультислойных структур [(Со-FeZr)x(Al203)) x/(a-SiH)]n / A.B. Иванов, Ю.Е. Калинин, В.Н. Нечаев, A.B. Ситников // ФТТ. -2009. -№ 12. - С. 2331-2336.

Статьи и материалы конференций.

41. Электрические и магнитные свойства мультислойных структур нанокомпозит

— гидрогенизированный аморфный кремний / В.А. Белоусов, Ю.Е. Калинин, К.Г. Королев, A.B. Ситников, К.А. Ситников // Вестник Воронежского государственного технического университета. - 2006. - Т.2. - № 11. - С.24-29.

42. Characterization of (Co0 45Fe045Zr0 ,о)х(А1203) Ьх nanocomposite films applicable as spintronic materials / A.M. Saad, A.K. Fedotov, J.A. Fedotova, I.A. Svito, B.V. Andrievsky, Yu.E. Kalinin, V.V. Fedotova, V. Malyutina-Bronskaya, A.A. Patryn, A.V. Mazanik, A.V.Sitnikov // Phys. Stat. Sol. (c).- 2006,- V.3.- N 5,- P.1283-1290.

43. Metal-dielectric nanocomposites with amorphous structure / I.V. Zolotukhin, Yu.E. Kalinin, A.T. Ponomarenko, V.G. Shevchenko, A.V. Sitnikov, O.V. Stognei, O. Figovsky // J. Nanostructured Polymers and Nanocomposites.- 2006.- V.2.- N.I.- P.23-34.

44. Гранулированные нанокомпозиционные материалы металл-диэлектрик / Ю.Е. Калинин, А.В. Ситников, О.В. Стогней, И.В Золотухин // Наука производству.- 2006.-№5,- С. 102-109.

45. Белоусов В.А. Термоэдс композитов металлических наночастиц Со в аморфной диэлектрической матрице А1203/ В.А. Белоусов, Ю.Е. Калинин, А.В. Ситников // Вестник Воронежского государственного технического университета.- 2006.- Т.2.- № 11,- С.34-38.

46. Влияние сильного электрического поля и термического отжига на электронный транспорт в наногранулированных композитов с матрицами SiOn и LiNbOn / А.В. Ситников, М.Н. Копытин, А.Н. Ковтун, О.В. Стогней // Вестник Воронеж, гос. тех. унта. - 2006,- Т. 2. - N.l 1. - С.46-49.

47. Копытин М.Н. Влияние высоких электрических полей на магниторезистив-ный эффект в гранулированных нанокомпозитах Co4|Fe39B2o-SiOn / М.Н. Копытин, А.В. Ситников, О.В. Стогней // Вестник Воронеж, гос. тех. ун-та. Сер. Материалове-

■ дение.- 2005,- Вып. 1,- N.17. - С.76-79.

48. Low temperature behaviour of the giant magnetoresistivity in CoFeB-SiOn granular composites / O.V. Stognei, Yu. E. Kalinin, I. V. Zolotukhin, A.V. Sitnikov, V. Wagner, F.J Ahltrs. // J. Phys.: Condens. Matter. -2003.-V.15.-P.4267-4277.

49. Magnetooptical properties and FMR in granular nanocomposites (Co84Nbl4Ta2X(Si02)i.x / V.E. Buravtsova, V.S. Guschin, Yu.E. Kalinin, E.V Lebedeva, S. Phonghirun, A.V. Sitnikov, N.E. Syr'ev, I.T. Troflmenko // Central European Science Journals.. 2004.- V. 2.- N. 4,- P.566-578.

50. Metal-dielectric nanocomposites with amorphous structure / A.M. Saad, A.K. Fe-dotov, J.A. Fedotova, I.A. Svito, B.V. Andrievsky, Yu.E. Kalinin, V.V. Fedotova, V.

"Malyutina-Bronskaya, A.A. Patryn, A.V. Mazanik, A.V. Sitnikov // J. "Scientific Israel-Technological Advantages".- 2005,- V.7.- N1,- P.53-66.

51. Особенности магнитооптических и магнитных спектров в нанокомпозитах (Co)x(LiNbO3)I0o.x / Т.В. Бахмут, С.А. Вызулин, Е.А. Ганыпина, Ю.Е. Калинин, Е.В. Лебедева, С.В. Недух, А.В. Ситников, Н.Е. Сырьев, С. Пхонгхирун // Нанотехника.-2006.-№1(5).- С.13-17.

52. Электрические и магнитные свойства мультислойных структур нанокомпозит - гидрогенизированный аморфный кремний / В.А. Белоусов, Ю.Е. Калинин, К.Г. Королев, А.В. Ситников, К.А Ситников // Вестник Воронеж, гос. тех. ун-та. - 2006. - Т.2. -№11.-С.24-29.

53. Ситников А.В. Механизмы наведенной магнитной анизотропии в гранулированных нанокомпозитах (Со4оРе40В2о)х(5Ю2)юо-х''/Альтернативная энергетика и экология. - 2008.-№ 8. - С. 31-37.

54. Electrical properties of Cox(LiNbO3)100-x nanocomposites / Yu.E. Kalinin, M.N. Kopitin, S.A. Samsonov, A.V. Sitnikov, O.V Stognei // Ferroelectrics. - 2004. - V.307. -P.243-249.

55. Авдеев С.Ф. Электрические и магниторезистивные свойства гранулированных нанокомпозитов Co-SiO,/ Авдеев С.Ф., Стогней О.В., Ситников А.В. // Вестник Воронежского государственного технического университета. - 2007. - Т.З - №11 - С 83-87.

56. Change of the electrical properties of the granular CoFeB-SiO nanocomposites after heat treatment / V.A. Slyusarev, O.V. Stognei, Yu.E. Kalinin, A.V. Sitnikov, M.N. Kopitin // Microelectronics Engineering. - 2003. - V.69, №.2 - 4. - P. 476 - 479.

57. Electronic properties of thin-film nanocomposites Cox(LiNb03)1()o-x/ S.A. Gridnev, A.G. Gorshkov, Yu.E. Kalinin, A.V. Sitnikov //Ferroelectrics.- 2007.- V.295.- P.1052-1055.

58. Исследования магнитных свойств гранулярной системы Co0,6(Al2On)0i4, обладающей эффектом изотропного положительного магнитосопротивления/ А.А Тимофеев., С.М. Рябченко, А.Ф. Лозенко, П.А. Троценко, О.В. Стогней, А.В. Ситников, С.Ф. Авдеев // Физика низких температур. - 2007. -Т.ЗЗ,- №11. -С. 1282 -1297.

59. Калинин Ю.Е., Высокочастотные магнитные свойства гранулированных нанокомпозитов (Co41Fe39B2o)x(Si02)ioo-x / А.В. Ситников, А.Г. Федосов // Альтернативная энергетика и экология. - 2008. - № 9. - С.99-104.

Подписано в печать 16.12.2009 Формат 60x84/16. Бумага для множительных аппаратов. Усл. печ. л. 2,0 Тираж 100 экз. Заказ № 645

ГОУ ВПО «Воронежский государственный технический университет» 394026 Воронеж, Московский просп., 14

Введение.

1. МЕТОДЫ ПОЛУЧЕНИЯ И МОРФОЛОГИЯ НАНОКОМПОЗИТОВ

МЕТАЛЛ-ДИЭЛЕКТРИК.

1.1. Основные методы получения наногранулированных композитов металл-диэлектрик.

1.2. Выбор систем для исследования.

1.3. Методы исследования гранулированных композиционных материалов.

1.3.1. Измерение низкотемпературных зависимостей электрического сопротивления в диапазоне 77-293 К.

1.3.2. Методика проведения температурных исследований электрического сопротивления композитов в температурном интервале 295-1100 К.

1.3.3. Методика измерения магниторезистивных свойств гранулированных композитов.

1.3.4. Методика измерения намагниченности нанокомпозитов.

1.3.5. Измерение комплексной магнитной проницаемости на частоте от 15 до 250 МГц.

1.3.6. Измерение комплексной магнитной проницаемости на частоте от 0,3 до 1,2 ГГц.

1.3.7. Анализ структуры образцов.

1.4. Морфология наногранулированных композитов.

1.5. Структурные изменения в аморфных гранулированных композитах при нагреве.

Выводы к главе 1.

2. ЭЛЕКТРИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА НАНОГРАНУЛИРОВАННЫХ КОМПОЗИТОВ МЕТАЛЛ-ДИЭЛЕКТРИК.

2.1. В ведение.

2.2. Температурные зависимости электросопротивления наногранулиро-ванных композитов при нагреве.

2.3. Концентрационные зависимости электрического сопротивления.

2.3.1. Теория перколяции.

2.3.2. Экспериментальные зависимости удельного электрического сопротивления нанокомпозитов металл-диэлектрик от соства.

2.3.3. Удельное электрическое сопротивление композитов, полученных в атмосфере аргона с добавлением азота в процессе осаждения.

2.3.4. Удельное электрическое сопротивление композитов, полученных в атмосфере аргона с добавлением кислорода в процессе осаждения.

2.4. Температурные зависимости проводимости аморфных гранулированных композитов.

2.4.1. Проводимость в диэлектрическом режиме.

2.4.1.1. Модель термически активированного туннелирования электронов.

2.4.1.2. Прыжковый механизм проводимости по локализованным состояниям диэлектрической матрицы вблизи уровня Ферми.

2.4.1.3. Модель неупругого резонансного туннелирования.

2.4.1.4. Другие механизмы проводимости.

2.4.1.5. Исследования электрической проводимости многослойной структуры металл-полупроводник в интервале 80-293 К.

2.4.2. Проводимость в металлическом режиме.

Выводы к главе 2.

3. МАГНИТНЫЕ СВОЙСТВА НАНОГРАНУЛИРОВАННЫХ

КОМПОЗИТОВ МЕТАЛЛ-ДИЭЛЕКТРИК.

3.1 Введение.

3.2. Получение композитов металл-диэлектрик для измерения магнитных свойств.

3.2.1. Получение композитов с различной магнитной анизотропией.

3.2.2. Основные характеристики исследуемых образов.

3.3. Механизмы формирования магнитной анизотропии в композитах металл-диэлектрик.

3.3.1. Наведенная магнитная анизотропия парного упорядочения атомов в аморфной ферромагнитной фазе композита.

3.3.2. Магнитострикционная анизотропия.

3.3.3. Наведенная магнитная анизотропия формы.

3.3.4. Некоторые аспекты формирования структуры гетерофазных систем.

3.4. Влияние магнитной структуры на высокочастотные свойства нано-гранулированных композитов металл-диэлектрик.

3.4.1. Высокочастотные свойства композитов в исходном состоянии.

3.4.2. Влияние термической и термомагнитной обработки на высокочастотные свойства композитов.

3.4.3. Частотные зависимости комплексной магнитной проницаемости.

3.4.3.1. Магнитное последействие.

3.4.3.2. Потери на вихревые токи.

3.4.3.3. Естественный магнитный резонанс.

3.4.3.4. Частотные зависимости комплексной магнитной проницаемости композитов (Со41рез9В2о)х(8102)1оо-х.

Выводы к главе 3.

4. ПОЛОЖИТЕЛЬНОЕ МАГНИТОСОПРОТИВЛЕНИЕ НАНОГРАНУ

ЛИРОВАННЫХ КОМПОЗИТТОВ МЕТАЛЛ-ДИЭЛЕКТРИК.

4.1. Природа магниторезистивного эффекта композитов металлдиэлектрик.

4.2. Магнитосопротивление наногранулированных композитов

Со-А1203 , Co-Si02 и Co-CaF2.

4.3. Изотропность положительного магниторезистивного эффекта в гранулированных нанокомпозитах Со - А12Оз.

4.4. Влияние оксида кобальта на ПМС в гранулированных нанокомпозитах

4.5. Модель положительного магнитосопротивления в гранулированных нанокомпозитах металл-диэлектрик.

4.6. Магнитотранспортные свойства гранулированных нанокомпозитов при температуре 77 К.

4.7. Влияние нагрева на ПМС гранулированных нанокомпозитов

Со-А1203.

4.8. Отсутствие положительного магнитосопротивления в системе Co-CaF2.

Выводы к главе 4.

5. ЭЛЕКТРИЧЕСКИЕ И МАГНИТНЫЕ СВОЙСТВА МНОГОСЛОЙНЫХ НАНОСТРУКТУР [(Co45Fe45Zr10)35(Al2O3)65/a-Si:H]

5.1. Введение.

5.2. Концентрационная зависимость удельного электрического сопротивления многослойных структур композит-полупроводник.

5.3. Низкотемпературные исследования электрической проводимости многослойной структуры композит-полупроводник в интервале 77-293 К.

5.4. Исследование магниторезистивного эффекта в многослойной структуре композит-полупроводник.

5.5. Исследование магнитных свойств многослойной структуры композит-полупроводник.

Выводы к главе 5.

Наногранулированные композиты металл—диэлектрик представляют собой металлические грануль1 диаметром несколько нанометров, хаотически распределенные в объеме диэлектрической матрицы. Обладая туннельным электронным транспортом при комнатной температуре, ярко выраженными размерными эффектами и необычными магнитными свойствами, изменяющимися в зависимости от концентрации металлической фазы от суперпарамагнитного до магнитоупорядоченного состояния, эти среды оказались че-резвычайно интересными объектами для фундаментальных физических исследований [1-5].

Наличие наноразмерных ферромагнитных частиц, внедренных в диэлектрическую матрицу, обусловливает проявление в этих системах уникальных физических свойств, таких как гигантское магнитосопротивление [4, 6-8], аномальный эффект Холла [9-10], аномально высокие значения эффекта Керра [11-13], высокие значения коэффициента поглощения СВЧ-излучения [14] и целый ряд других необычных свойств [15]. Наличие наноразмерных металлической и диэлектрической фаз делает такие материалы чрезвычайно привлекательными при использовании в качестве корозионностойких и упрочняющих покрытий [16]. В последнее время получило такое новое направление развития электроники, как спинтроника, где используется эффект спинзависимого электропереноса через интерфейсные поверхности разных сред. Наногранулированные материалы являются основой данного направления исследований [17-18].

Несмотря на сложную структуру наногранулированных композитов, технология их получения достаточно проста и хорошо изучена. Основой получения таких сред является процесс самоорганизации двух фаз при условии их взаимной нерастворимости, отсутствие в таких системах химических соединений и различие поверхностных энергий.

Вместе с тем, несмотря на интенсивные исследования наногранулиро-ванных композитов, ряд важных фундаментальных и прикладных вопросов до сих пор остается открытым. Прежде всего, это касается механизмов электропереноса. Существующие модели не в полной мере соответствуют экспериментальным данным, принятые в них допущения идеализируют электроперенос, не рассматривая влияние материала металлических гранул и диэлектрической фазы, а также структурные особенности композитов. Многие экспериментальные факты не находят своего объяснения в рамках общепринятого и в целом хорошо разработанного механизма гигантского магнитосо-противления (спин-зависимое туннелирование поляризованных электронов). Использование наногранулированных композитов в качестве высокочастотных магнитных материалов является одним из наиболее перспективных направлений материаловедения. Однако, в большинстве работ, выполненных с композитами, исследуются структуры с кристаллическими металлическими гранулами и, следовательно, процессы перемагничивания таких материалов определяются кристаллографической анизотропией. Представляется весьма перспективным использование наногранулированных композитов с аморфной металлической фазой, лишенной кристаллографической анизотропии, однако таких исследований чрезвычайно мало.

Поскольку формирующаяся структура является неравновесной, то зачастую свойства композитов, полученных различными авторами, могут значительно различаться. Поэтому исследование влияния параметров получения и механизмов протекания релаксационных процессов в гетерогенных системах на их физические характеристики является весьма актуальной задачей. Однако, целостной картины влияния релаксации и параметров получения на физические свойства композитов до сих пор не создано, как не поняты и механизмы протекания такой релаксации.

Использование наногранулированных композитов в качестве функциональных структур для микроэлектроники порождает много вопросов о механизмах взаимодействия гетерогенных систем с полупроводниками. С одной стороны задача осложняется трудностями получения объемных гетерострук-тур металл-полупроводник по причине активного взаимодействия фаз, с другой - процесс силицидообразования и несплошности наноразмерных слоев делает сомнительными полученные результаты. Поэтому получение и исследование физических свойств наномногослойных структур композит-полупроводник являются весьма актуальными.

Тематика проведенных исследований соответствует "Перечню приоритетных направлений фундаментальных исследований", утвержденных президиумом РАН (раздел 1.2 — "Физика конденсированных состояний вещества", подраздел 1.2.10 - "Нанокристаллические материалы, фуллерены, атомные кластеры"). Работа является частью комплексных исследований, проводимых на кафедре физики твердого тела Воронежского государственного технического университета по госбюджетной теме НИР № ГБ.09.11 "Влияние нано-структурного состояния на нелинейные явления в новых гетерогенных системах", а также грантов РФФИ № 08-02-00840-а «Магнитная термо-эдс в тонкопленочных нанокомпозитах и многослойных наноструктурах ферромагнетик-диэлектрик и ферромагнетик-полупроводник», № 07-02-00228 «Нано- и микрогетерогенные мультиферроичные структуры типа сегнето-электрик-ферромагнетик», № 09-02-97506 «Высокочастотныке свойства на-ногранулированных композитов металл-диэлектрик»

Целью работы являлось установление механизмов и фундаментальных закономерностей влияния состава, структуры и фазового состояния наногра-нулированных композитов металл-диэлектрик и наномногослойных систем композит-полупроводник на процессы электропереноса, магнитные и магни-тотранспортные свойства.

Для достижения поставленной цели необходимо было решить следующие задачи:

1. Разработать и изготовить установку для получения композитов и многослойных структур.

2. Получить новые наногранулированные композиты металл-диэлектрик, с аморфной и кристаллической структурой металлической и диэлектрической фаз и наномногослойную структуру композит-полупроводник.

3. Исследовать влияние состава фаз и температуры отжигов на структуру композитов.

4. Изучить влияние высокотемпературной обработки на электрические свойства наногранулированных композитов различного элементного состава.

5. Установить механизмы электропереноса в наногранулированных композитах в широком интервале температур при различном содержании металлической и диэлектрической фаз.

6. Исследовать влияние состава, структуры металлических гранул, параметров термической и термомагнитной обработки на процессы перемагни-чивания и магнитные характеристики наногранулированных композитов, а также на комплексную магнитную проницаемость при различных частотах и температурах.

7. Исследовать особенности магнитосопротивления в наногранулированных композитах металл-диэлектрик на основе кобальта.

8. Установить влияние толщины полупроводниковой прослойки на электрические и магнитные свойства наномногослойной структуры композит-полупроводник.

Научная новизна

1. Впервые экспериментально показано, что в результате процессов самоорганизации при совместном распылении сложного металлического сплава и диэлектрика возможно формирование наногранулированных композитов: (Со41рез9В2о)х(А120з)1оо-х, (Со41рез9В2о)х(СаР2) Шо-Х, (Со41рез9В2о)х(МвО)1оо-х, (Со45Ре45гг 10)х(ЗЮ2),0о-х, (Со^Ре^гг,0)х(А12О3)100-х, (Со8бМЪ12Та2)х(8Ю2)10о-х, (Со86КЬ12Та2)х(А12Оз)юо-х, (Со86НЬ12Та2)х(МёО)10о-х, (Со)х(СаР2)юо-х

2. Показано, что основной причиной коалесценции металлических гранул в композитах различного состава и фазового состояния при высоких температурах может быть процесс поверхностного плавления наноразмерных металлических частиц.

3. Предложен и обоснован метод определения концентрационного положения порога перколяции в гетерогенных системах металл-диэлектрик по пересечению концентрационных зависимостей удельного электрического сопротивления исходных и подвергнутых изотермическому отжигу, не приводящему к изменению наногранулированной структуры образцов.

4. Показано, что величина эффективной плотности электронных состояний на уровне Ферми §(Ер) зависит от элементного состава металлической фазы композитов и при изменении материала растет в следующей последовательности Со1чГЬТа —» СоРеВ —» Co¥QZY. В композиттах с одинаковой диэлектрической матрицей скорости изменения §(ЕР) от концентрации металлической фазы имеет близкие значения.

5. Выявлено, что в композитах (Со^РездВгоМАЬОз^оо-х, (Со41Рез9В2о)х(М§0)юо-х, (Со4,Ре39В20)х(СаР2) 1 оо-х, (Со^РеззВгоМвЮгЬо-х и (Со45ре452гю)х(8102)юо-х с аморфной структурой ферромагнитных гранул основными механизмами формирования магнитной анизотропии являются:

- парное упорядочение атомов в аморфной металлической фазе;

- магнитоупругое взаимодействие ферромагнитных частиц с микро- и макронапряжениями в пленке;

- анизотропия формы структурных неоднородностей.

6. Установлено, что в композитах Сох(8Ю2)юо-х, (Со45ре452г10)х(А12Оз)100-х, (Со84Мэ14Та2)х(8Ю2)1оо-х, (Со84№>14Та2)х(М§О)100-х и (Со84^14Та2)х(А12Оз)юо-х после порога перколяции формируется перпендикулярная магнитная анизотропия, которая связана с образованием структурных неоднородностей в направлении роста пленки.

7. Предложен механизм роста композитов металл-диэлектрик, основанный на предположении о химическом взаимодействии атомов окислителя (О, Р) с поверхностными атомами металлических гранул и формированием центров зародышеобразования диэлектрической фазы.

8. Обнаружено аномальное положительное магнитосопротивление (ПМС) в композитах Со-БЮг и Со-АЬОз и сформулированы критерии его возникновения.

9. Установлено, что при толщине полупроводниковой прослойки более 1.1 нм в многослойной структуре [(Со45ре457г1о)з5(А120з)б5/а-81:Н]зо происходит переход от суперпарамагнитного состояния к ферромагнитному упорядочению, который связан с сильным магнитным взаимодействием ферромагнитных гранул композита через полупроводниковую прослойку.

Практическая значимость работы

1. Разработаны установки ионно-лучевого распыления и методики получения наногранулированных композиционных материалов металл — диэлектрик различного элементного состава с непрерывно изменяющимся соотношением диэлектрической и металлической фаз и наноразмерных многослойных пленок композит-полупроводник с переменной толщиной слоев.

2. Выявлены общие закономерности высокотемпературного изменения удельного электрического сопротивления композитов металл-диэлектрик, что позволяет использовать изменение резистивных свойств композита при изготовлении функциональных элементов на их основе.

3. Установленные закономерности изменения положения порога протекания в зависимости от условий получения композитов и их состава позволяют эффективно управлять резистивными, магнитными и магниторезистив-ными свойствами гетерогенных систем.

4. Наличие магнитного упорядочения гетерогенной структуры при концентрации металлической фазы не превышающей порога перколяции позволяет создать магнитные структуры, в которых величина комплексной магнитной проницаемости будет равна комплексной диэлектрической проницаемости.

5. Выявленные механизмы магнитной анизотропии в композитах металл-диэлектрик позволяют создать магнитный материал с заданными магнитными свойствами.

6. Предложенная модель роста гетерогенной пленки позволяет прогнозировать магнитные свойства композитов в зависимости от состава металлической и диэлектрической фаз.

7. Эффект магнитного упорядочения композиционного слоя многослойной структуры [(Co45Fe45Zr10)35(Al2O3)65/a-Si:H]30 позволяет создать новый класс ферромагнитных структур с магнитомягкими свойствами.

Основные результаты и положения, выносимые на защиту

1. Установка ионно-лучевого распыления, позволившая получить новые наногранулированные композиты металл-диэлектрик и наноразмерные многослойные пленки композит-полупроводник.

2. Новый метод определения порога перколяции в гетерогенных системах металл-диэлектрик по пересечению концентрационных зависимостей удельного электрического сопротивления исходных и подвергнутых изотермическому отжигу образцов, не приводящему к разрушению их наногранул-лированной структуры.

3. Смена механизма переноса заряда в доперкаляционных композитах металл-диэлектрик при температуре -180 К. В температурном интервале 77 -—180 К основным механизмом является прыжковая проводимость по локализованным состояниям вблизи уровня Ферми с переменной длиной прыжка. При температурах —180 —300 К перенос заряда осуществляется посредством неупругого резонансного туннелирования электронов.

4. Вклад проводящей фазы в эффективную плотность электронных состояний на уровне Ферми (g(EF)) доперколяционных композитов зависит от величины g(Ep) металлического сплава и возрастает в последовательности CoNbTa —> CoFeB —» CoFeZr. В композитах с одинаковой диэлектрической матрицей dg(EF)/dx имеет близкие значения.

5. Основными механизмами формирования магнитной анизотропии в композитах с аморфной структурой ферромагнитных гранул

Co4iFe39B2o)x(Al2C>3)ioo-x, (Co4iFe39B2o)x(MgO)1oo.x, (Co41Fe39B2o)x(CaF2)ioo-x, (Co41Fe39B2o)x(Si02)ioo-x и (Co45Fe45ZrI0)x(SiO2)i00-x являются:

- парное упорядочение атомов в аморфной металлической фазе,

- магнитоупругое взаимодействие ферромагнитных частиц с механическими напряжениями в пленке,

- анизотропия формы структурных неоднородностей.

6. Перпендикулярная магнитная анизотропия в композитах Cox(Si02)ioo-x, (Co45Fe45Zr1o)x(Al203)ioo-x, (Co84Nb14Ta2)x(Si02)ioo-x, (Co84Nb14Ta2)x(MgO)100 -x и (Co84Nbi4Ta2)x(Al203)ioo-x обусловлена формированием столбчатой структуры металлической и диэлектрической фаз, ориентированной в направлении роста пленки и образующейся в процессе ее осаждения.

7. Условиями возникновения положительного магнитосопротивления в нанокомпозитах металл-диэлектрик, являются: образование кластеров металлических гранул вблизи порога перколяции и выполнение соотношения Еа < кТ < Еа+ Едип между энергией магнитной анизотропии гранулы (Еа), энергией ди-поль-дипольного взаимодействия кластера и гранулы (Едип) и тепловой энергией (кТ).

8. Экспериментальный факт, заключающийся в том, что при толщине полупроводниковой прослойки более 1.1 нм в многослойной структуре [(Co45Fe45Zrio)35(Al203)65/ot-Si:H]3o происходит переход от суперпарамагнитного состояния системы к ферромагнитному упорядочению.

Апробация работы. Результаты, изложенные в диссертации, докладывались на 70 российских и международных конференциях в том числе: на Международной конференции "Conference on Rapidly Quenched and Metasta-ble Materials" (Bangalore, India, 1999 г.); на международном школе-семинаре «Новые магнитные материалы микроэлектроники» ( Москва, МГУ, 2000); на International Baikal Scientific Conference «Magnetic Materials» (Irkutsk, 21-24

September, 2001); на Международной конференции «Новые магнитные материалы микроэлектроники» (НМММ'02, Москва, 2002), «Moscow International Symposium on Magnetism» (Moscow, 2002), «Выездной секции по проблемам магнетизма в магнитных пленках, малых частицах и наноструктурных объектах» (Астрахань, 2003), на Международной научной конференции «Актуальные проблемы физики твердого тела» (Минск, БГУ, 2003), на XIX Международном школе-семинаре «Новые магнитные материалы микроэлектроники» (28 июня-2 июля 2004 г., Москва), Euroasian symposium «Trends in magnetism» (Krasnoyarsk, Russia, August 24-27, 2004), на III Международном научном семинаре «Наноструктурные материалы — 2004: Беларусь-Россия» (Минск, 2004), on «Moscow International Symposium on Magnetism» (Moscow, June 25-30, 2005), на Международной научной конференции «Актуальные проблемы физики твердого тела» (26-28 октября 2005 г., Минск), on Moscow Inter. Symposium on Magnetism, (Moscow, June 25-30, 2005), на XX Международном школе-семинаре «Новые магнитные материалы микроэлектроники» (12 июня-16 июня 2006 г., Москва), на Международной научной конференции «Актуальные проблемы физики твердого тела» (23-26 окт. 2007 г. Минск), на II Всероссийской конференции по наноматериалам и IV Международном семинаре «Наноструктурные материалы — 2007, Беларусь-Россия», (13-16 марта, 2007 г., Новосибирск, ИХТТМ СО РАН, 2007), на Первой международной научной конференции «Наноструктурные материалы - 2008: Беларусь-Россия-Украина» (22-25 апреля 2008 г. Беларусь, Минск), on Moscow Inter. Symposium on Magnetism (Moscow, June 20-25, 2008), на III Байкальской международной конференции «Магнитные материалы. Новые технологии» (23-26 сентября 2008 г., Иркутск), на XXI Международной конференции «Новое в магнетизме и магнитных материалах» (28 июня - 4 июля 2009г., Москва).

Публикации

Основное содержание диссертации опубликовано в 59 печатных работах в виде статей в центральных и зарубежных журналах из них 40 статей в изданиях рекомендованных ВАК РФ.

Личный вклад автора

Автор спроектировал и принимал непосредственное участие в изготовлении установок ионно-плазменного распыления. Разработал методику нанесения композиционных пленок различного состав в широком диапазоне соотношения металлической и диэлектрической фаз в одном технологическом цикле напыления и получения наномногослойных пленок композит-полупроводник. Получил все образцы для измерения физических свойств. Автором разработаны методики и изготовлены установки для измерения температурных зависимостей электрического сопротивления в области высоких и низких (азотных) температур, комплексной магнитной проницаемости тонких пленок в диапазоне частот 15-150 МГц и 300 - 1700 МГц. Им выполнены все измерения удельного электрического сопротивления полученных композитов от состава, комплексной магнитной проницаемости. Автор принимал непосредственное участие в измерениях удельного электрического сопротивления от температуры, магниторезистивного эффекта и кривых намаг-ничиваня. Соискателем осуществлялись постановка проблемы и конкретных исследовательских задач, обсуждение с соавторами полученных результатов, подготовка материалов и написание статей. Электронно-микроскопические исследования проведены канд. физ.-мат. наук Е.К.Белоноговым, измерения композиционного состава объектов исследования осуществлялись канд. физ.-мат. наук Агаповым Б.Л., математическая интерпретация модели осуществлена канд. физ.-мат. наук JI.B. Луцевым. Большой вклад в обсуждение полученных результатов внесли научный консультант зав. каф. ФТТ ВГТУ док. физ.-мат. наук Ю.Е. Калинин, док. тех. наук И.В. Золотухин и док. физ.-мат. наук О.В. Стогней.

Структура и объем работы. Диссертация состоит из введения, пяти глав с выводами, заключения, списка использованных источников из 257 наименований. Работа содержит 317 страниц, 137 рисунков и 8 таблиц.

Выводы к главе 5

1. Впервые получены наноразмерные многослойные пленки [(Co45Fe45Zrio)35(Al203)65/ot-Si:H]3o , в которых одним из слоев является нано-гранулированный композит ферромагнитный металл-диэлектрик доперкаля-ционного состава и аморфной структурой металлической и диэлектрической фаз, а другим - полупроводник oc-Si:H.

2. Исследование транспортных свойств многослойных систем [(Co45Fe45Zrio)35(Al203)65/a-Si:H]3o показало, что при толщинах полупроводниковой прослойки 1-2 нм наблюдается значительное изменение величины удельного электрического сопротивления более чем на три порядка величины, что связано с образованием бесконечной сетки проводящих каналов металл-полупроводник-металл.

3. Установлено, что в интервале температур 80-290 К в исследуемых многослойных структурах при толщине полупроводниковой прослойки меньше 1.2 нм доминирует прыжковый механизм проводимости с переменной длиной прыжка по локализованным состояниям вблизи уровня Ферми. По результатам исследований температурных зависимостей электрической проводимости была сделана оценка плотности локализованных состояний на уровне Ферми, которая изменяется от значений g(EF) — 3.51х1020 эВ1см"3 при толщине полупроводниковой прослойки 0.45 нм до g{EF) = 25.07x1020

1 Ч эВ" см" при толщине 1.2 нм.

4. Обнаружено уменьшение величины магниторезистивного эффекта в многослойных структурах [(Со45Ре45Ег1о)з5(А120з)б5/ос-81:Н]зо с увеличением толщины полупроводниковой прослойки от 0,8 до 1,2 нм, что связано с формированием магнитоупорядоченной структуры пленки.

5. Исследования динамических и статических магнитных свойств многослойных пленок композит-полупроводник позволило обнаружить переход от суперпарамагнитного состояния многослойной структуры к магнитному упорядочению при толщине полупроводниковой прослойки ~ 1.1 нм, который связан с сильным магнитным взаимодействием ферромагнитных гранул композита через полупроводниковую прослойку.

ЗАКЛЮЧЕНИЕ

Представленные в данной работе исследования структуры и физических свойств широкого класса наногранулированных композитов металл — диэлектрик и наномногослойной системы композит-полупроводник позволили получить результаты, обобщенные в следующих выводах.

1. Разработаны и изготовлены уникальные установки ионно-лучевого распыления, позволившие впервые в едином технологическом цикле осаждения получить наногранулированные композиционные материалы ферромагнетик-диэлектрик с различным сочетанием металлической (Со41ре39В2о, Со45Ре452г1о, Со86М)12Та2, Со) и диэлектрической (8Ю2, А1203, гг203, М§0, №)1л03, РЬО)818го,о4(Мао>5В1о,5)о,15(2го,575Т1о,425)03, СаР2) фаз в широком диапазоне концентраций, а также наноразмерные многослойные пленки композит-полупроводник ([(Со45Ре457г1о)35(А12Оз)б5/ос-81:Н]зо) с непрерывно изменяющейся толщиной слоев.

2. На основании структурных исследований показано, что в результате процессов самоорганизации конденсирующихся атомов формируются наноразмерные гетерогенные структуры в системах, содержащих многоэлементные металлические сплавы и диэлектрические соединения. Установлено, что в композитах на основе сплавов, склонных к аморфизации (Со^Ре^Вго, Со45Ре452гю, Со861ЧЬ12Та2), металлическая фаза имеет аморфную структуру, а в гетерогенных системах с переходными металлами (Со) - кристаллическую. Показано, что в композитах с оксидным диэлектриком (8Юг, А1203, 2г203, РЬО>818г01о4^ао,5В1о,5)о,15(2го,575^0,425)03,№>ЬЮ3,) изолирующая матрица имеет аморфную структуру, а в гетерогенной системе Со-СаР2 - кристаллическую.

3. Установлено, что изменение электрического сопротивления различных композитов металл-диэлектрик при нагреве имеет общие закономерности независимо от элементного состава и структурного состояния металлической и диэлектрической фаз. В области умеренных температур (~15(Н500 °С) зависимость ЩТ) определяется термоактивированными релаксационными процессами, неприводящими к значительному изменению исходной нанораз-мерной структуры гетерогенной системы. При этом в доперколяционных композитах релаксация приводит к росту величины электрического сопротивления за счет уменьшения концентрации дефектов структуры в изолирующих прослойках между проводящими гранулами. В композитах после порога перколяции уменьшение электрического сопротивления вызвано уменьшением дефектности контактного слоя между соприкасающимися металлическими гранулами. В области высоких температур (>500 °С) за счет процесса поверхностного плавления наноразмерных металлических частиц происходит значительный рост размера неоднородностей композитов. В доперколяционных составах это сопровождается прохождением зависимости Я(Т) через максимальное значение. В составах гетерогенных систем после порога перколяции наблюдается уменьшение значений электрического сопротивления.

В композитах вблизи порога протекания, у которых в процессе получения образовалась дополнительная диэлектрическая прослойка на поверхности металлических гранул, состоящая из атомов металлической фазы и атомов реактивного газа, возможно ее термическое разрушение, что приводит к непосредственному контакту проводящих гранул и значительному уменьшению электрического сопротивления.

4. Предложен и обоснован метод определения порога перколяции в гетерогенных системах металл-диэлектрик по пересечению концентрационных зависимостей удельного электрического сопротивления исходных образцов и образцов, подвергнутых изотермическому отжигу, неприводящему к разрушению наногрануллированной структуры. Исследование положения порога протекания в зависимости от условий получения композитов и их состава выявило ряд закономерностей:

- увеличение размера и сферичности гранул, а также их более равномерное распределение, реализуемые при повышении температуры подложки во время осаждения пленки приводят к смещению положения порога перколя-ции нанокомпозитов в сторону увеличения концентрации металлической фазы;

- увеличение растворимости химических элементов диэлектрической матрицы (А1 вместо Si) в металлической фазе композитов смещает положение порога перколяции в сторону меньшего содержания металлической фазы;

- образование на поверхности металлических гранул дополнительной диэлектрической оболочки из нитридов или окислов металлов в результате введения реактивных газов N2 и 02 в процессе получения исследуемых композитов приводит к смещению положения порога перколяции в сторону увеличения содержания металлической фазы;

- введение в состав металлической фазы элементов (бор), образующих соединения с материалом диэлектрической матрицы (боросиликатное стекло), смещает положение порога перколяции в сторону большего содержания металлической фазы;

- кислород оказывает большее влияние на положение порога перколяции и величину удельного электрического сопротивления композитов, чем азот, поскольку является химически более активным элементом и образует с металлами более высокоомные соединения.

5. Исследованы низкотемпературные зависимости электрического сопротивления и проведен анализ основных механизмов проводимости в композитах металл-диэлектрик, расположенных до порога перколяции. Показано, что в области температур 77 — 180 К основным механизмом переноса заряда является прыжковый механизм проводимости по локализованным состояниям вблизи уровня Ферми с переменной длиной прыжка (Моттовская проводимость). Дальнейшее повышение температуры сопровождается сменой механизма проводимости от закона Мота к степенной зависимости, которая описывается переносом заряда за счет неупругого резонансного туннелирования электронов.

Используя модель неупругого резонансного туннелирования электронов для композитов (Со45ре45гг10)х(8Ю2)100-х выявлено, что при термической обработке среднее число локализованных состояний в диэлектрической матрице (<п>) между соседними металлическими гранулами снижается в составах близких к порогу перколяции и имеет максимум на зависимости <п>(Т), для составов с высокой концентрацией диэлектрической фазы. Это связано с возможностью термоактивированного распада сложных дефектов в аморфном диэлектрике (нескольких не насыщенных связей) на простые.

Используя модель прыжковый проводимости по локализованным состояниям в диэлектрической матрице вблизи уровня Ферми, сделаны оценки плотности электронных состояний на уровне Ферми ^(ЕР)) для композитов с различным составом металлических гранул и диэлектрической матрицы. Установлено, что вклад проводящей фазы в эффективную плотность электронных состояний на уровне Ферми ^(Ер)) доперколяционных композитов зависит от величины g(EF) металлического сплава и возрастает в последовательности Со№>Та -» СоБеВ —» CoFeZr. В композитах с одинаковой диэлектрической матрицей с^(ЕР)/с1х имеет близкие значения.

6. Выявлено, что в композитах Сох(8Ю2)юо-х, (Со45Ре452г ]о)х(А1203) 1 оо-х, (Со84№>14Та2)х(8Ю2)1оо-х, (Со84ИЬ 14Та2)х(М§0),00-х и (Со84№>,4Та2)х(А1203),оо-х после порога перколяции в процессе осаждения гетерогенной структуры формируется макроскопическая магнитная анизотропия перпендикулярно поверхности подложки, которая связана с образованием столбчатой структуры пленок.

7. Показано, что причинами наведенной магнитной анизотропии нано-композитов (Со41ре39В2о)х(А12Оз) юо-х, (Со41Ре39В2о)х(М§0)юо-х, (Со41ре39В2о)х(СаР2)1оо-х, (Со4,Ре39В2о)х(8Ю2)1оо-х и (Со^Ре^ггюМЗЮ^юо-х с магнитоупорядоченной структурой являются:

- парное упорядочение атомов в аморфной металлической фазе сплава;

- магнитоупругое взаимодействие ферромагнитных частиц с микро и макро напряжениями в пленке;

- образование текстурированных структурных неоднородностей.

В результате высокой структурной однородности гетерогенных систем ни один из этих механизмов не является доминирующим, что обуславливает высокую дисперсию локальных осей магнитной анизотропии и низкую величину наведенных полей анизотропии.

8. Предложен механизм роста композиционных пленок металл-диэлектрик, основанный на предположении о химическом взаимодействии атомов окислителя (О, Б) с атомами поверхностности металлических гранул и формированием центров зародышеобразования диэлектрической фазы. Проведен анализ вероятности образования соединения атомов кислорода с поверхностными атомами сплава металлической гранулы, исходя из энтальпии образования соединения, поверхностной концентрации взаимодействующих атомов и соотношения энергии диффундирующего атома и образованной связи. Сделано предположение, что зародыш диэлектрической фазы с большей вероятностью образуется на окисленном атоме металлической гранулы, если диаграмма состояний этих соединений будет иметь области образования твердых растворов и сложных оксидных соединений. Предложенные модельные представления позволили объяснить полученные экспериментальные результаты по влиянию элементного состава композитов на структуру гетерогенных систем.

9. Установлено, что максимум тангенса магнитных потерь в композитах ферромагнетик-диэлектрик доперколяционного состава обусловлен переходом гетерогенной системы из суперпарамагнитного в магнитоупорядоченное и описывается механизмом магнитного последействия. Выявлено, что после порога перколяции в композитах (Со41рез9В2о)х(А120з)юо-Х:> (Со41Рез9В2о)х^О)1оо-х, (Со41рез9В2о)х(СаР2)1оо.х, (Со41Ре39В2о)х(8Ю2)1оо-х и (Со45ре452г1о)х(8102) юо-х с высокой структурной однородностью наблюдается максимум тангенса магнитных потерь. Показано, что эти потери связаны с уширением пика естественного ферромагнитного резонанса из-за высокой степени дисперсии локальных полей магнитной анизотропии, которая обусловлена наличием двух магнитных подсистем: гранул, образующих квазиодномерную сетку проводящих каналов, и изолированных частиц, не участвующих в прямом обменном взаимодействии. Показано, что в области высокой концентраций металлической фазы композитов магнитные потери являются следствием естественного ферромагнитного резонанса квазиобъемного наногранулированного материала с диэлектрическими включениями.

10. Обнаружено наличие аномального положительного магнитосопротив-ления в композитах Со-8Ю2 и Со-А1203 в широком интервале составов (47-65 ат. % Со и 55 — 67 ат. % Со, соответственно). Установлено, что положительное магнитосопротивление является изотропным и обусловлено туннельным механизмом электропереноса через композит. Определены условия возникновения положительного магнитосопротивления в нанокомпозитах металл-диэлектрик:

- в структуре композита должны сосуществовать как отдельные гранулы, так и кластеры;

- необходимо выполнение соотношения между энергией магнитной анизотропии гранулы (Еа), энергией диполь-дипольного взаимодействия гранула-кластер (Едшг) и тепловой энергией (кТ), выражающегося в виде Еа< кТ < Еа+ Едип'

11. Исследование транспортные свойств многослойных систем [(Co45Fe45Zr]o)з5(Al2Oз)65/a-Si:H]зo показало, что при толщинах полупроводниковой прослойки 1—2 нм наблюдается значительное изменение величины удельного электрического сопротивления более чем на три порядка величины, что связано с образованием бесконечной сетки проводящих каналов металл-полупроводник-металл.

12. Установлено, что при толщине полупроводниковой прослойки >1.1 нм в многослойной структуре [(Со45ре452г1о)з5(А1203)б5/а-81:Н]3о происходит переход от суперпарамагнитного состояния системы к ферромагнитному упорядочению, который связан с сильным магнитным взаимодействием ферромагнитных гранул композита через полупроводниковую прослойку.

1. Neugebauer С.А. Resistivity of Cermet Films Containing Oxides of Silicon //

2. Thin Solid Films.-1970.-V.6.-P.443-447.

3. Gittleman J.L., Goldstain Y., Bozowski S. Magnetic roperties of Granular Nikel

4. Films // Physical Review B.-1972.-V.B5.-P.3609-3621.

5. Structural and electrical properties of granular metal films /В. Abeles, P. Sheng

6. M.D.Coutts and Y. Arie // Advances in Physics.-1975.-V.24.-P.407-461.

7. Helman J.S., Abeles B. Tunneling of Spin-Polarized Electrons and Magnetoresistance in Granular Ni Films // Phys. Rev. Lett.-1976.-V.37, N.21.-P.1429-1433.

8. Sheng P., Abeles B. and Arie Y. Hopping conductivity in granular Metals //

9. Phys.Rev.Lett.-1973 .-V.31, N. 1 .-P.44-47.

10. Chien C.L. Giant magneto-transport phenomena in granular magnetic systems//

11. Mater.Sci. & Eng.-1995.-B31,- P. 127-131.

12. Fujimori H., Mitani S., Ohnuma S. Tunnel-type GMR in metal-nonmetal granular alloy thin films // Mater.Sci. & Eng.-1995.-V.B31.-P.219-223.

13. Magnetoresistance of granular ferromagnets / A.Gerber, A.Milner, B.Groismanet al. // Physical Review B.-1997.-V.55,-N.10.-P.6446-6452.

14. Pakhomov A.B. and Yan X. Resistivity and Hall resistivity in percolating

15. NiFe)-Si02 films // Sol. State Commun.-1996.-V.99.-P.139-142.

16. Sato H. et al. Thermoelectric power and Hall effect in Co-Al-O granular films//

17. J.Phys.Soc.Japan.-1998.-V.67, N.7.-P.2193-2196.

18. И.В.Быков, Е.А.Ганыиина, А.Б.Грановский, В.С.Гущин Магниторефрак-тивный эффект в гранулированных пленках с туннельным магнитосо-противлением // ФТТ.-2000.-Т.42,-В.З.- С.487-491.

19. H.Akinaga, S.Miyanishi, K.Tanaka et al. Magneto-optical properties and the potential application of GaAs with magnetic MnAs nanoclusters // Appl. Phys. Lett.-2000.-V.76.-P.87-99.

20. Е.А.Ганынина, А.Б.Грановский, Б.Диени и др. Особенности магнитооптических спектров гибридных мультислоев Co/Si02// ФТТ.-2000.-Т.42. В. 10.-С. 1860-1862.

21. Н.Е.Казанцева, А.Т.Пономаренко, В.Г.Шевченко, И.А.Чмутин, Ю.Е.Калинин, А.В.Ситников Свойства и перспективы применения гранулированных ферромагнетиков в области СВЧ // Физика и химия обработки материалов. -2002.-№ 1.- С. 5-11.

22. Ю.И. Петров Кластеры и малые частицы//М.: Наука. -1986.-368 с.

23. А.И. Гусев Эффекты нанокристаллического состояния в компактных металлах и соединениях // УФН.-1998.-Т.168. В.1.- С.55-83.

24. S.A. Wolf, D. Treger Spintronics a new paradigm for electronics for the new millennium // IEEE Transactions on Magnetics.-2000.-V.36,- N.5.- P.2748-2751.

25. Aassime A., Delsing P., Claeson T. A sensitive and fast radio frequency singlelectron transistor // Nanotechnology.-2001.-V.12.-P.96-99.

26. Fujimori H., Mitani S., Takanashi K. Giant magnetoresistance in insulating granular films and planar tunneling junctions // Mat.Sci.Eng.A.-1999.-V. A267.-P. 184-192.

27. Omata Y., Sakakima H. Thermal stability of softmagnetic properties of Co-(Nb,Ta)-(Zr,Hf) films with high saturation magnetization // Transactions on magnetics. 1987. - V.23, № 5. - P. 1005-1008.

28. Guzman J.I., Koeppe P.V., Kryder M.N. Magnetic properties of sputtered bilayer and laminated CoZr/Si02 thin films // Transactions on magnetics. 1988. - V.24,№6.-P. 1095-1101.

29. Choh K.K., Judy J.H. The effects of an applied magnetic field on the magneticproperties of rf sputtered amorphous CoZrNb thin films // Transactions on magnetics. - 1987. - V.23, - №5. - P. 965 - 969.

30. Gurumrugan K., Mangalaraj D., Narayandass K. Magnetron sputtered transparent conducting CdO thin films // J. of Electronic Materials. 1996. - V.25, -№ 4.-P.2011-2023.

31. Sankar S., Berkowitz A.E., Smith D.J. Spin-dependent transport of Co-SiC>2 granular films approaching percolation // Phys.Rev.B.-2000.-V.62, N.21.-P.14273-14278.

32. Mitani S., Fujimori H., Ohnuma S. Spin-dependent tunneling phenomena in insulating granular systems // JMMM.-1997.-V.165.-P.141-148.

33. N.Kobayashi, S.Ohnuma, T.Masumoto, H.Fujimori (Fe-Co)-(Mg-fluoride) insulating nanogranular system with enhanced tunnel-type giant magnetoresistance // J.Appl.Phys.-2001 .-V.90, N.8.- P.4159-4162.

34. J.S.Moodera, E.F.Gallagher, K.Robinson, J.Nowak Optimum tunnel barrier inferromagnetic-insulator-ferromagnetic tunneling structures // Appl.Phys.Lett. -1997.-V.70.-P.3050-3068.

35. Kalinin Yu.E., Sitnikov A.V., Stognei O.V., Zolotukhin I.V., Neretin P.V Electrical properties and giant magnetoresistance of CoFeB-Si02 amorphous granular composites // Mat. Scien. and Engin. -2001.- A304-306.- P.941-945.

36. Золотухин И.В., Неретин П.В., Калинин Ю.Е., Стогней О.В., Ситников А.В. Электрическое сопротивление аморфных нанокомпозитов Со-ТаМЪ+ЗЮг/ААльтернативная энергетика и экология -2002.- № 2. -С.7-14.

37. M.Ohnuma, K.Hono, E.Abe et al. Microstructure of Co-Al-O granular thin films / // J.Appl.Phys.-1997.-V.82, N.l 1.-P.5646-5652.

38. V. Kolobov, H. Oyanagai, S. A. Gurevich et al. The Formation of Copper Nanoclusters in Si02 Studied by X-Ray Absorption Spectroscopy // J. Surface Analysis.-1997.-V.3.-P.486-490.

39. Д.А.Закгейм, И.В.Рожанский, И.П.Смирнова, С.А.Гуревич Температурнаязависимость проводимости композитных пленок Си: Si02 эксперимент и численное моделирование // ЖЭТФ.-2000.-Т.118. В.3(9).-С.637-646.

40. Кадомцев Б.Б. Динамика и информатика// УФН.-1994.-Т.164. №.5.- С. 449-530.

41. Y. Hayakawa, N. Hasegawa, A. Makino et al Microstructure and magnetoresistance of Fe-Hf-O films with high electrical resistivity // JMMM.-1996.-V.154.-P.175-182.

42. Y.-H. Huang, J.H. Hsu, J.W. Chen, C.R. Chang Granular Fe-Pb-O films withlarge tunneling magnetoresistance // Appl. Phys. Lett.-1998.-V.72.-P.2171-2173

43. S. Honda, T. Okada, M. Nawate, M. Tokumoto Tunneling giant magnetoresistance in heterogeneous Fe-Si02 granular films // Phys. Rev. B.-1997.-B.56.-P.14566-14573.

44. Ковнеристый Ю.К., Осипов Э.К., Трофимова E.A. Физико-химические основы создания аморфных металлических сплавов. М.: Наука.- 1983.145 с.

45. Калинин Ю.Е. Неупругие и магнитоупругие явления в аморфных металлических сплавах // Дис. на соиск. уч. ст. д. ф.-м. н. ВПИ. Воронеж -1991.-267 с.

46. Ю.Е. Калинин, Н. Е.Скрябина, JI.B. Спивак, А.В.Ситников, А.А.Шадрин

47. Эффект Баркгаузена и порог перколяции в нанокомпозитах металл-диэлектрик с аморфной структурой// Письма в ЖТФ.- 2003.- Т.29.- В. 9.-С. 18-23.

48. А.С.Андреенко, В.А. Березовец, А.Б.Грановский, И.В.Золотухин, М.Инуе,

49. Ю.Е.Калинин, О.В.Стогней, А.В.Ситников, Т.Палевский Инверсное маг-нитосопротивление в магнитных гранулированных композитах (FeCoB)-(А1203)// ФТТ 2003.- Т. 45.- В. 8.- С.1446-1449.

50. O.V.Stognei, Yu. E.Kalinin, I. V. Zolotukhin, A.V.Sitnikov V.Wagner, F.J.Ahltrs Low temperature behaviour of the giant magnetoresistivity in CoFeB-SiOn granular composites // J. Phys.: Condens. Matter. 2003.- V.15.-P.4267-4277.

51. Ю.Е.Калинин А.Т.Пономаренко А.В.Ситников, О.В.Стогней Нанокомпозиты аморфных металлических сплавов в диэлектрической матрице // Инженерная физика,- 2003.- № 5.- С.44-50.

52. A.M. Калашникова, В.В.Павлов, Р.В.Писарев, Ю.Е.Калинин, А.В.Ситников, Th Rasing Оптические и магнитооптические свойства гранулированных магнитных наноструктур CoFeB/Si02 и CoFeZr/Al203 // ФТТ.- 2004.- Т. 46.- В.11.- С. 2092-2098.

53. Ю.Е.Калинин, А.Т.Пономаренко, А.В.Ситников, О.В.Стогней Наноструктурные композиты аморфных металлических сплавов в диэлектрической матрице // Перспект. мат.- 2004.- № 4.- С.5-11.

54. Kalinin Yu.E., Sitnikov A.V., Skryabina N.E., Spivak L.V., Shadrin A.A. Barkhausen effect and percolation threshold in metal-dielectric nanocomposites// J. Magn. Mag. Mat.- 2004.- V.272-276.- P.893-894.

55. B.A. Белоусов, Ю.Е. Калинин, A.B. Ситников Термоэдс композитов аморфных металлических наночастиц Co45Fe45Zr10 в диэлектрической матрице А1203 и Si02 // Вестник ВГТУ сер. Материаловедение.- 2005.-Вып.1.17 С.64-67.

56. С.А.Гриднев, А.Г.Горшков, А.В.Ситников, Ю.Е.Калинин Перенос заряда и диэлектрические свойства гранулированных нанокомпозитов Cox(LiNb03)юо-х // ФТТ,- 2006.- Т. 48.- В. 6.- С. 1115-1117.

57. С.А.Вызулин, Ю.Е.Калинин, Г.Ф.Копытов, Е.В.Лебедева, А.В.Ситников, Н.Е.Сырьев Особенности ферромагнитного резонанса в кобальтсодер-жащих гранулированных наноструктурах // Изв. Вузов. Физика.- 2006.Т. 49.-№3.- С. 47-53.

58. С.А.Гриднев, А.Г.Горшков, М.Н.Копытин, А.В.Ситников, О.В.Стогней Электрические и диэлектрические свойства тонкопленочных наногете-рогенных структур// Изв. РАН, сер. Физ.- 2006.-Т.70.- № 8.- С.1130-1133.

59. Yu.E.Kalinin, A.T.Ponomarenko, V.G.Shevchenko, A.V.Sitnikov, O.V.Stognei, O.Figovsky I.V.Zolotukhin, J. Metal-dielectric nanocomposites with amorphous structure// Nanostructured Polymers and Nanocomposites.-2006.- V.2.-N.1.- P.23-34.

60. И.В.Золотухин, Ю.Е.Калинин, А.В.Ситников, О.В.Стогней Гранулированные нанокомпозиционные материалы металл-диэлектрик // Наука производству.- 2006.-№ 5.- С. 102-109.

61. В.А. Белоусов, Ю.Е. Калинин, А.В. Ситников Термоэдс композитов металлических наночастиц Со в аморфной диэлектрической матрице А1203// Вест. ВГТУ.- 2006.- Т.2.- № 11.- С.34-38.

62. М.Н.Копытин, A.B.Ситников, O.B Стогней Влияние высоких электрических полей на магниторезистивный эффект в гранулированных нано-композитах Co4iFe39B2o-SiOn// Вестник ВГТУ.- С. Материаловедение. -2006.-В. 1. N.17. - С.76-79.

63. Т.В.Бахмут, С.А.Вызулин, Е. А.Ганьшина, Ю.Е.Калинин, Е.В.Лебедева, С.В.Недух, А.В.Ситников, Н.Е.Сырьев, С.Пхонгхирун Особенности магнитооптических и магнитных спектров в нанокомпозитах (Со)х(Ы№Оз)юо-х//Нанотехника.- 2006.-№1(5).- С.13-17.

64. Белоусов В.А., Грановский А.Б., Калинин Ю.Е., Ситников A.B. Термоэдскомпозитов металлических наночастиц Со в аморфной диэлектрической матрице А12Оп// ФТТ.- 2007.- Т.49.- В.Ю.- С.1762-1769.

65. С.А.Вызулин, Ю.Е.Калинин, Н.С.Перов. А.В.Ситников, Н.Е.Сырьев Влияние технологии изготовления нанокомпозитов (Co)x(LiNb03)ioo-x на их магнитные свойства//Изв. РАН. Сер. Физ.- 2007.- Т.71.- № 11.-С.1588-1590.

66. В.А.Белоусов, А.Б.Грановский, Ю.Е.Калинин, А.В.Ситников Магнито-термоэдс нанокомпозитов вблизи порога протекания //ЖЭТФ.- 2007.-Т.132.- № 6.- С.1393-1401.

67. Рогельберг И.Л., Бейлин В.М. Сплавы для термопар // Справочник. — М.:1. Металлургия, 1983. 360 с.

68. Копытин М.Н. Электроперенос и магнитотранспортные свойства гранулированных нанокомпозитов (Co4iFe39B2o)x(SiOn)ioo-x и Cox(LiNbOn)ioo-x в сильных электрических полях // диссертация на соискание ученой степени к.ф.-м.н. Воронеж. 2006. 162 с.

69. В.А. Калаев, Ю.Е. Калинин, В.Н. Нечаев, А.В. Ситников Высокочастотные магнитные свойства гранулированных нанокомпозитов металл-диэлектрик // Вестник ВГТУ.- С. Материаловедение.- 2003.- В.1.- N.13.-С.38-42.

70. Бессонов JI.A. Теоретические основы электротехники: электрические цепи // М.: Высшая школа, 1984.- 556с.

71. П.Л. Калантаров, Л.А. Цейтлин Расчет индуктивностей // Л.: Энергоатомиздат, 1986. - 187с.

72. Б.Лакс и К Баттон Сверхвысокочастотные ферриты и ферримагнетики/ под ред. А.Г.Гуревича// М. Мир.-1965.-С.485

73. Рабинович В.А., Халявин З.Я. Краткий химический справочник//-Л.: Химия, 1978.- 376 с.

74. Фельц А. Аморфные стеклообразные неорганические твердые тела.-М.: Мир, 1986.-558 с.

75. Я.С.Уманский, Ю.А.Скаков, А.И.Иванов, Л.Н.Расторгуев. Кристаллография, рентгенография и электронная микроскопия // -М.: Металлургия, -1982.- 632 с.

76. B.Dieny, S.Sankar, M.R.McCartney et al Spin-dependent tunneling in discontinuous metal/insulator multilayers // JMMM.-1998.-V.185.-P.283-292.

77. Yakushiji K., Mitani S., Takanashi K. et al Composition dependence of particlesize distribution and giant magnetoresistance in Co-Al-0 granular films // JMMM.-2000.-V.212.-P.75-81.

78. Ohnuma M., Hono K., Onodera H. et al. Distribution of Co Particles in Co-Al

79. O Granular Thin Films // Journal of Metastable and Nanocrystalline Materi-als.-1999.-V.l-P.171-176.

80. Williame A. and W.L.Johnson W.L. The structure of some refractory transitionmetal-metalloid glasses // J. Non-Cryst. Solids.-1979.-V.34.-P.121-126.

81. Татаринова Л.И. Структура твердых аморфных и жидких веществ.-М.: Наука, 1983.-151 с.

82. A.N.Pohorilyi, A.F.Kravetz, E.V.Shipil et al. Khan Effect of annealing and chemical composition of the giant magnetoresistnce of electron beam deposited CoxCu(ioo-x) (11 < x < 45) granular films // JMMM.-1998.-V.186.-P.87-96.

83. K.Sumiyama, K.Suzuki, S.A.Makhlouf et al. Structural and magnetic evolutionin granular Fe-Ag alloys produced by the cluster beam technique // Mat. Sci. & Eng. 1995. - V.31. - P.133-139.

84. Jae-Geun Ha, S.Mitani, K.Takanashi, M.Ohnuma, K.Hono, H.Fujimori Annealing effect of tunneler type GMR in Co-Al-O granular thin films // JMMM.-1999.-V. 198-199.-P.21-23.

85. M.Ohnuma, K.Hono, H.Onodera et al. Microstructure change in Co46A1i9035granular thin films by annealing // NanoStructured Materials.-1999.- V.12.-P.573-576.

86. Honda S., Okada T. and Nawate M. Tunneling giant magnetoresistance in Fe

87. Si02 multilayered and alloyed films // JMMM.-1997.- V.165.-P. 153-156.

88. Q.Y.Xu, H.Chen, H.Sang et al. The giant magnetoresistance and domain observation of Co35(Si02)65 nano-granular film// JMMM.-1999.-V.204.-P.73-78.

89. Moodera J.S., Mathon G. Spin polarized tunneling in ferromagnetic junctions //

90. JMMM.-1999.-V.200.-P.248-273.

91. L.C.C.M.Nagamine, B.Mevel, B.Dieny et al Magnetic properties and magnetoresistance of as-deposited and annealed CoxAgix and NixAgix (x=0.2,0.37) heterogeneous alloys // JMMM.-1999.-V.195.-P.437-451.

92. Гегузин Я.Е.Физика спекания.-М.: Наука, 1984.- 312 с.

93. Kalinin Yu.E., Ponomarenko A.T., Sitnikov A.V., Stognei O.V., Granular metal-dielectric type nanocomposites with amorphous structure // EURO-FILLERS /01 CONFERENCE: Abstract. Lodz. Poland. - 2001. - P-18. - P. 196.

94. Kalinin Yu.E., Stognei O.V., Sitnikov A.V., Zolotukhin I.V., Slyusarev V.A.,

95. Neretin P.V. Thermal annealing influence on the resistance and magnetoresistance of amorphous CoFeB-SiOn composites // 8 European Magnetic Materials and Applications Conference (EMMA 2000): Abstract. Kyiv. - 2000. -We-PA109.-P.95.

96. Калинин Ю.Е., Кущев С.Б., Неретин П.В., Ситников А.В., Стогней О.В.

97. Фазовое расслоение и электрические свойства аморфных систем (Co4iFe39B2o)ioo-x(Si02)x //Журнал прикладной химии. 2000.- Т.73. -В.З.-С.439-443.

98. Стогней О.В., Калинин Ю.Е., Золотухин И.В., Ситников A.B., Андриенко

99. A.C., Слюсарев A.B., Неретин П.В., Копытин М.Н. Физические свойства аморфных гранулированных магнетиков CoFeB-Si02 // Аморфные прецизионные сплавы: технология — свойства — применение: Тез. докл. 7"и Всеросс. конф. М. ЧерМет. - 2000. - С. 129.

100. Авдеев С.Ф., Стогней О.В., Ситников A.B. Электрические и магниторезистивные свойства гранулированных нанокомпозитов Co-SiOn// Вестник ВГТУ Серия Материаловедение. 2007. - В. 1 - №11 - С 97-99.

101. Авдеев С.Ф., Стогней О.В., Ситников А.В. Температурные зависимости электрического сопротивления гранулированных нанокомпозитов Со — SiOn // III международная школа «Физическое материаловедение»: материалы конф. Тольятти, - 2007. - С. 89.

102. Change of the electrical properties of the granular CoFeB-SiO nanocompo-sites after heat treatment / V.A. Slyusarev, O.V. Stognei, Yu.E. Kalinin, A.V. Sitnikov, M.N. Kopitin // Microelectronics Engineering. 2003. - V.69, - №.2 -4.-P. 476-479.

103. D. L. Penga, T. J. Konno, K. Wakoh, T. Hihara and K. Sumiyama Co cluster coalescence behavior observed by electrical conduction and transmission electron microscopy//Appl. Phys. Latt. 2001. - V.l. -N.l 1. - P. 1535-1537.

104. Тарасевич Ю.Ю. Перколяция: теория, приложения, алгоритмы: Учеб. пособие. М.: УРСС, 2002. - 112 с.

105. Broadbent S. К., Hammersley J. М. Percolation processes I. Crystals and mazes//Proc. Carnb. Phil. Soc. 1957. - V.53. - p. 629-641.

106. Шкловский Б. И., Эфрос A. JL Теория протекания и проводимость сильно неоднородных сред. // УФН, 1975. - Т.117. - № 3. - С.401-436.

107. Frisch Н. L. Hammersley J. М. , Welsh D. J. A. Monte Carlo Estimates of Percolation Probabilities for Various Lattices // Phys. Rev. 1962. - V.126. N3. - P.949 -951.

108. Ситников А.В. Положение порога перколяции нанокомпозитов аморфных сплавов Fe4iCo39B2o, Co86Tai2Nb2 и Fe45Co45Zr10 в матрице из Si02 и А120з// диссертация на соискание ученой степени к.ф.-м.н. Воронеж. -ВГТУ-2002. - 162 с.

109. Калинин Ю.Е., Ремизов А.Н., Ситников А.В. Электрические свойства аморфных нанокомпозитов (Co45Fe45Zrio)x(Al203)i.x//OTT. 2004. - Т. 46. -В.11. - С.2076-2082.

110. Неретин П.В., Самцова Н.П., Калинин Ю.Е. Ситников А.В. Электрические свойства аморфных композиционных пленок // Техника машиностроения 1998 - N. 3. - В.17 - С. 121-123.

111. Калинин Ю.Е., Ремизов А.Н., Ситников А.В. Электрические свойства аморфных нанокомпозитов (Co45Fe45Zrio)x(Al203)ioo-x// Вестник ВГТУ, сер. Материаловедение, 2003 - В.1.13. - С. 43-46.

112. Kalinin Yu.E., Kopitin M.N., Samsonov S.A., Sitnikov A.V., Stognei O.V. Electrical properties of Cox(LiNb03)ioo-x nanocomposites// Ferroelectrics, -2004. V.307. - P.243-249.

113. Калинин Ю.Е., Кудрин A.M., Пискарева M.H., Ситников A.B., Звездин А.К. Электрические свойства аморфных гранулированных нанокомпозитов (Co45Fe45Zr 10)xPb0,8i Sro)o4(Nao>5Bio,5)o,i5(Zro,575Tio,425)03. 1-х// Перспективные материалы — 2007. № 3. - С. 1-8.

114. Gridnev S.A., Gorshkov, A.G., Kalinin Yu.E., Sitnikov A.V. Electronic properties of thin-film nanocomposites Cox(LiNb03)ioo-x//Ferroelectrics, 2007. -V. 295. - P.1052-1055.

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

116. Abeles В., Sheng P., Coutts M.D., Arie Y. // Advances in Physics. 1975. -V.24. - P.407-461.

117. Efros A.L., Shklovski B.I. Conduction of nanostructured metall insulator // Phys. Stat. Solid. B. - 1976. - № 76. - P. 475 - 490.

118. Denardin J.C., Pakhomov A.B., Knobel M., Liu H., Zhang X.X. Giant Hall effect in Co-Si02 nanocom-posites// J. Phys.: Condens. Matter, 2000. - V. 12. - P.3397-3399.

119. Abeles В., Cohen R.W., Cullen G.W. Enhancement of Superconductivity in Metal Films // Phys. Rev. Lett.-1966. V.17. - P.632-634.

120. Cuevas E., Ortuno M., Ruiz J. Ground state of granular metals. // Phys. Rev. Lett. 1993.-V .71. -N 12. - P. 1871-1874.

121. Мейлихов Е.З. Термоактивированная проводимость и вольт-амперная характеристика диэлектрической фазы гранулированных металлов // ЖЭТФ.-1999.-Т. 115. Вып.4. - С.1484-1496.

122. Глазман Л.И., Матвеев К.А. Неупругое туннелирование через тонкие аморфные пленки //ЖЭТФ. 1988. -Т.94. - В.6. - С.332-343.

123. Глазман Л.И., Шехтер Р.И. Неупругое резонансное туннелирование электронов через потенциальный барьер // ЖЭТФ.-1988. Т.94. - В.1. -С.292-306.

124. Луцев Л.В., Звонарева Т.К., Лебедев В.М. Электронный транспорт в гранулированных пленках аморфного углерода с наночастицами кобальта // Письма в ЖТФ, 2001. - Т. 27. - В. 15. - С. 84-89.

125. Луцев Л.В., Калинин Ю.Е., Ситников А.В., Стогней О.В. Электронный транспорт в магнитном поле в гранулированных пленках аморфной двуокиси кремния с ферромагнитными наночастицами // ФТТ, 2002. — Т.44. - № 10. - С.1802-1810.

126. Fujimori Н., Mitani S., Ohnuma S. Tunnel-type GMR in metal-nonmetal granular alloy thin films // Mater. Sci. Eng. 1995. - V. B31. - P.219-223.

127. S.Mitani, H.Fujimori, K.Takanashi et al. Tunnel MR and spin electronics in metal-nonmetal granular systems//JMMM, 1999. - V.198-199. - P.179-184.

128. Б.А.Аронзон, А.Е.Варфоломеев, Д.Ю.Ковалев и др. Проводимость, маг-нитосопротивление и эффект Холла в гранулированных пленках Fe-Si02 // ФТТ.-1999. Т.41. - В.6. - С.944-950.

129. Sheng P., Klafter J. Hopping Conductivity in Granular Disordered Systems // Phys. Rev. B. 1983. - V.27. - P.2583-2586.

130. Lin C.-H., Wu G.Y. Hopping conduction in granular metals // Physica B.-2000.-V.B 279.-P.341-346.

131. Miyazak Т., Tezuka N. Giant magnetic tunneling effect in Fe/Al203/Fe junction//JMMM. 1995. - V.139. -P.L231-L234.

132. Z. Zhang, Chengxian Li, Chao Li, Shihui Ge Giant magnetoresistance of Co-Al-O insulating granular films deposited at various substrate temperatures // JMMM.-1999.-V.l98-199 .-P.30-32.

133. S.Mitani, S. Takahashi, K.Takahashi et al. Enhanced magnetoresistance in insulating granular-systems: Evidence for Higher-order tunneling // Phys.Rev.Lett.-1998.-V.81. N.13. - P.2799-2802.

134. S.Barzilai, Y.Goldstain, I.Balberg and J.S.Helman Magnetic and transport properties of granular cobalt films // Phys.Rev.B. 1981. - V.23. - N.4. -P.1809-1817.

135. Мотт H., Девис Э. Электронные процессы в некристаллических вещест-вах//М.: Мир, 1974. 472 с.

136. П. Ольхафен. Металлические стекла.// М.: Мир, 1986. - ч. II. - С. 328378.

137. В. Хейванг, У. Биркхольц, Р. Айнцингер, JI. Ханке, К. Кемптер, А. Шнеллер. Аморфные и поликристалллические полупроводники. // М.: Мир, 1987. - С.23.

138. Калинин Ю.Е., Ремизов А.Н., Ситников А.В., Самцова Н.П. Структура и электрические свойства аморфных нанокомпозитов (Co45Fe45Zrio)x (Si02)ioo-x // Перспективные материалы. 2003. - № 3. - С. 62-66.

139. Закис Ю.Р. Дефекты в стеклообразном состоянии вещества.//Рига: Зи-натне. 1984. - 202 с.

140. Beloborodov I.S., Lopatin A.V., V.Vinokur V.M. Coulomb effects and hopping transport in granular Metals // Phys. Rev. B, 2005. - V.72. - P. 125-121.

141. H. Мотт, Э. Дэвис Электронные процессы в некристаллических веществах//М.: Мир,-1982.-Т. 1.-368 с.

142. М. Naito, M.R. Beasley// Phys. Rev. 1987. - В. 35 - 2548-2551.

143. B.A. Белоусов, Ю.Е. Калинин, К.Г. Королев, А.В. Ситников, К.А. Ситников Электрические и магнитные свойства мультислойных структур нанокомпозит гидрогенизированный аморфный кремний // Вестник ВГТУ. - 2006. - Т.2. - №11. С.24-29.

144. C.B. Вонсовский Магнетизм.// M. Наука, 1971. - 930с.

145. Karamon H. A new type of high-resistive soft magnetic amorphous films utilized for a very high-frequency range//J.Appl.Phys.-1988.-V.63.-P.4306-4308.

146. H. Ohnuma, К. Hono, H. Onoder, S. Ohnuma, H. Fujimori, J.S. Pedersen Microstructures and magnetic properties of Co-Al-O granular thin films// J. Appl. Phys.- 2000 V.87 -N.2 - P.817-823.

147. Ohnuma S. H., Fujimori H., Mitani S., and Masumoto T. High frequency magnetic properties in metal-nonmetal granular films// J. Appl. Phys.- 1996.-V.79.- P.5130-5135.

148. Morikawa Т., Suzuki M., and Taga Y. Soft-magnetic properties of Co-Cr-O granular films// J. Appl. Phys.-1998.-V.83-P.6664-6666.

149. 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-0 for micromagnetic device applications// J. Appl. Phys.-2005 -V.97.- N.10. P.907-910.

150. Bloemen P. J. H. and Rulkens B. On the frequency dependence of the magnetic permeability of FeHfO thin films // J. Appl. Phys.-1998.-V.84.P6778-6781.

151. 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.- P. 214-215.

152. 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-V.82.-N.6.-P.946-948.

153. Sohn J. C., Byun D. J., and Lim S. H. Theoretical and experimental permeability spectra of nano-granular Co-Fe-Al-O films for GFIz magnetoelastic device applications// Phys. Stat. Sol. A.- 2004.- V.201.- N.8.- P.1946-1950.

154. Ohnuma S., Kobayashi N., Masumoto T., Mitani S., and Fujimori H., Magnetostriction and soft magnetic properties of (CoixFex)-Al-0 granular films with high electrical resistivity// J. Appl. Phys.-1999.-V.85. P.4574-4576.

155. Xu Y., and Yan X. Microstructure and magnetic properties of percolating (Ni-Fe)x(Si02)ix granular films// J. Mat. Rsch.-1996.-V.l l-P.2506-2509.

156. C. Chen, O. Kitakami, and Y. Shimada Particle size effects and surface ani-sotropy in Fe-based granular films//J. Appl. Phys.-1998.-V. 84.-P. 2184-2189.

157. Lianwen Deng, Zekun Feng, Jianjun Jiang, Huahui He Percolation and microwave characteristics of CoFeB-Si02 nano-granular films// J. Magn. and Magn. Mater.- 2007.- V.309.- P.285-289.

158. F. Yildiz, S. Kazan, B. Aktas, S.I. Tarapov, L. Tagirov, B. Granovsky Ferromagnetic resonance studies on (Co4iFe39B2o)x(Si02)i-x granular magnetic films// J. Magn. and Magn. Mater.- 2006.- V.305.- P.24-27.

159. 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. V.293. - P.938-946.

160. Ramprasad R., Zurcher P., Petras M., Miller M., Renaud P. Magnetic properties of metallic ferromagnetic nanoparticle composites// Appl. Phys.- 2004.-V.96.- N.11.-P.519-529.

161. Lopez-Diaz L., Torres L., Moro E. Transition from ferromagnetism to super-paramagnetism on the nanosecond time scale// Phys. Rev B.- 2002.- V.65.-P.224-406.

162. Haiwen Xi, Kai-Zhong Gao, Yiming Shi and Song Xue Precessional dynamics of single-domain magnetic nanoparticles driven by small ac magnetic fields// J. Phys. D: Appl. Phys.- 2006.-V.39.- P.4746^1752.

163. 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.- V.285.- P.233-239.

164. Coffey W. T., Crothers D. S. F., Kalmykov Yu. P., Titov S. V. Precessional effects in the linear dynamic susceptibility of uniaxial superparamagnets: Dependence of the ac response on the dissipation parameter// Phys. Rev. B. -2001.- V.64.- P.012411.

165. Grimes A., Grimes M. The effective permeability of granular films//IEEE Trans. Magn.- 1993.- V.29.- N.6.- P.4092-4094.

166. Richter G., Effect of a magnetic field on the superparamagnetic relaxation time// Ann. Physik.- 1937.- V.29. P.605.

167. J.Hesse, H.Bremers, O.Hupe et al. Different susceptibilities of nanosized single-domain particles derived from magnetization measurements // JMMM.-2000,- V.212.- P.153-167.

168. Chien C.L.Granular magnetic solids // J.Appl.Phys.-1991.-V.69. N.8.-P.5267-5272.

169. J.C.Denardin, A.L.Brandl, M.Knobel et al. Thermoremanence and zero-field-cooled/field cooled magnetization study of Cox(Si02)l-x granular films // Phys.Rev.B.- 2002.- V.65.- P.064422-1-064422-8.

170. Dormann J.L., Bessais L., Fiorani D. A. Dynamic study of small interacting particles: superparamagnetic model and spin-glass laws // J.Phys.C: Solid State Phys.- 1988.- V.21.- P.2015-2034.

171. E.M.Logothetis, W.J.Kaiser, H.K.Pluammer and S.S.Shinozaki. Tandem deposition of small metal particle composites // J.Appl.Phys.-1986.- V.60.-N7.- P.2548-2552.

172. Вонсовский C.B. Магнетизм.//M.: Наука.- 1971.- 1032 с.

173. Стогней О. В. Электроперенос, магнитные и магнитотранспортные свойства аморфных нанограннулированных композитов металл-диэлектрик // Диссертация. ВГТУ - 2004 - С. 161.

174. S.Sankar, D.Dender, J.A.Borchers et al. Magnetic correlations in non-percolated Co-Si02 granular films // JMMM.-2000.- V.221.- P. 1-9.

175. Slonczewski J.C. Conductance and exchange coupling of two ferromagnets separated by tunneling barrier // Physical Review B.-1989.-V.39.- N.10.-P.6995-7002.

176. Hansen M.F., Morup S. Models for dynamics of interacting magnetic nano-particles // JMMM.-1998.-V.184.-P.262-274.

177. И.В. Золотухин, Ю.Е. Калинин, O.B. Стогней Новые направления физического материаловедения//Воронеж, ВГТУ.- 2000 360 с.

178. Ситников А.В. Механизмы наведенной магнитной анизотропии в гранулированных нанокомпозитах (Co41Fe39B2o)x(Si02)ioo-x // Альтернативная энергетика и экология. 2008. - № 8. - С. 31-37.

179. Q.Y.Xu, H.Chen, H.Sang et al. The giant magnetoresistance and domain observation of Co35(Si02)65 nano-granular film// JMMM.-1999.-V.204.-P.73-78.

180. В.И.Иевлев Тонкие пленки неорганических материалов: механизм роста и структура // Изд.-пол. центр ВГУ. 2008.- 495. с.

181. Г.В.Меркулов Диффузионно-контролируемые механизмы формирования нанокристаллических гетероструктур в двухкомпонентных пленках с ограниченной взаимной растворимостью // Дисс. к.ф.-м.н.: ВГТУ: Воро-неж.-2003.

182. Ситников А.В.Магнитные свойства и механизмы наведенной магнитной анизотропии композитов металл-диэлектрик с аморфной структурой // Москва, НМММ XXI, Сборник трудов. 2009 - С.261-262.

183. H.A. Торопов Диаграммы состояний силикатных систем // JL: «Наука». — 1972.- 458. с.

184. JI.B. Гурвич и др. Энергия разрыва химических связей. Потенциал ионизации и сродство к электрону.// М.: «Наука». 1978.- 351 с.

185. Калаев В.А., Калинин Ю.Е., Ситников A.B. Магнитные свойства гранулированных наногкомпозитов (Co4iFe39B2o)x (А1203)юо-х в СВЧ-диа-пазоне// Альтернативная энергетика и экология. 2004. - № 5. — С. 19-22.

186. Исхаков P.C., Комогорцев C.B., Денисова Е.А., Калинин Ю.Е., Ситников A.B. Фрактальная магнитная микроструктура в пленках нанокомпозитов (Co4iFe39B2o)x(Si02)1.x// Письма в ЖЭТФ 2007.- Т.86.- В.7.- С. 534-538.

187. Калинин Ю.Е., Ситников A.B., Федосов А.Г. Высокочастотные магнитные свойства гранулированных нанокомпозитов (Co4iFe39B2o)x(Si02)ioo-х// Альтернативная энергетика и экология. 2008. - № 9. - С. 99-104.

188. Калаев В.А., Калинин Ю.Е., Ситников A.B. Высокочастотные магнитные свойства гранулированных нанокомпозитов (Со41 Fe39B20)x(SiO2) юо-х// Альтернативная энергетика и экология. 2004. - № 6. - С. 13-15.

189. Калинин Ю. Е., Котов JI. Н., Петрунёв С. Н., Ситников. А. В. Особенности отражения СВЧ-волн от гранулированных плёнок (Co45Fe45Zrio)x (А1203)юо-х // Известия РАН, сер. Физическая. 2005. - Т.69. - № 8. -С.1195-1199.

190. В.А. Калаев, Ю.Е. Калинин, A.B. Ситников, К.А. Ситников Высокочастотные магнитные свойства гранулированных нанокомпозитов (Co45Fe45Zrio)x(Si02)ioo-x// Перспективные материалы. 2005. - № 6. -С.856-859.

191. Kotov L.N., Tyrkov V.K., Vlasov V.S., Kalinin YU.E., Sitnikov A.V. Relaxation of magnetization in thin composite (Co45Fe45Zrio)x(Al203)ioo-x films // Materials Science and Engineering. 2006. - V. 442. - P.352-355.

192. Rydman A.F., Kirk T.L., Dynes R.C. Superparamagnetism in discontinuous Ni films // Solid State Communications.-2000. V.114. - P.481-486.

193. S.Morup, F.Bodker, P.V.Hendriksen, S.Linderoth Spin-glass-like ordering of the magnetic moments of interacting nanosized maghemite particle // Phys.Rev.B.- 1995.- V.52.- P.257-294.

194. El-Hilo M., O' Grady K. and Chantrell R.W. Susceptibility phenomena in a fine particle system //JMMM.-1992. V.l 14.- P.295-306.

195. Franco-Puntes V., Batlle X., Labarta A. Domain structures and training effects in granular thin films // JMMM.- 2000.- V.221.- P.45-56.

196. Kodama R.H. Magnetic nanoparticles // JMMM.-1999.-V.200.-P.359-372.

197. M.F.Hansen, P.E.Jonsson, P.Nordblad and P.Svedlindh Critical dynamics of an interacting magnetic nanoparticle system // J. Phys.: Condens. Matter.-2000.-V.14.-P.4901-4914.

198. Gavrin A., Chien C.L. Fabrication and magnetic properties of granular alloys// J.Appl.Phys.-1990.- V.67. N.2.- P.938-942.

199. Herzer G. Magnetization process in nanocrystalline ferromagnets // Mat.Sci.&Eng.-1991.- V.A133.- P.l-5.

200. Brown W.F. Thermal fluctuations of a single-domain particle // Phys. Rev.-1963. V.130. -P.1677-1686.

201. Коренблит И.Я., Шендер Е.Ф. Спиновые стекла и неэргодичность // УФН.-1989.-Т. 157, вып.2.-С.267-310.

202. Fiorani D., Tholence J., Dormann J.L. Magnetic properties of small ferromagnetic particles (Fe-Al203 granular thin films): comparison with spin glass properties // J.Phys.C.-1986.-V.19.-P.5495-5507.

203. Dormann J.L. et al. From pure superparamagnetic regime to glass collective state of magnetic moments in a-Fe203 nanoparticle assemblies // JMMM.1998.- V.187.- P.L139-L144.

204. Fiorani D. Collective magnetic state in nanoparticles systems // JMMM.1999.- V.196.- P.143-147.

205. C.Djurberg, P. Svedlindh, P. Nordblad et al. Dynamics of an interacting particle system: Evidence of critical slowing down // Phys.Rev.Lett.- 1997.- V.79.-P.5154-5165.

206. Barbara B., Paules C., at. all. Studies of Magnetic Properties of Fine Particles // Elsevier Science,Amsterdam. 1992. P. 235.

207. Eds. J.L.Dormann, D.Fiorani Magnetic properties of fine particles // North-Holland: Amsterdam.-1992. P. 191.

208. Wolf P.//Z. Phys.- 1960.-V.160.-P.310.

209. WolfP.//J. Appl. Phys.- 1958. V.29. - P.318.

210. Dietrich W., Proebster W.E., Wolf P.// IBM J. Res. Develop. 1960 - V.4. -P.189.

211. V. Korenivski, R. B. van Dover, P. M. Mankiewich, Z.-X. Ma, A. J. Becker, P. A. Polakos, and V. J. Fratello// IEEE Trans. Magn.- 1996. V.32. -P.4905.

212. B. Lax and K. J. Button Microwave Ferrites and Ferrimagnetics//(McGraw-Hill, New York. 1962. - P. 159.

213. Sohn B.H., Cohen R.E., Papaefthymiou G.C. Magnetic properties of iron oxide nanoclusters within microdomains of block copolymers // JMMM.- 1998.-V.182.- P.216-224.

214. Julliere M. Tunneling between ferromagnetic films // Phys.Lett.-1975.-V.54A N.3. - P.225-226.

215. J.S.Moodera, L.R.Kinder,Т.M.Wong and R.Meservey Large magnetoresistance at room temperature in ferromagnetic thin films tunnel junction // Phys.Rev.Lett.- 1995.- V74. N.16.- P.3273-3276.

216. Bias voltage and temperature dependence of magnetotunneling effect / Y.Lu, X.W.Li, G.Xiao R.et al. // J.Appl.Phys.-1998.-V.83.-P.6515-6517.

217. Meservey R, Tedrow P.M. Spin-polarized electron tunneling // Phys.Rep.-1994.- V.238. N.4.- P.173-243.

218. L.F.Schelp, A.Fert,F.Fettar et al. Spin-dependent tunneling with Coulomb blockade // Phys.Rev.B.- 1997.- V.56.- N.10.-P.R5747-R5750.

219. Mitani S., Fujimori H., Ohnuma S. Temperature dependence of tunnel-type GMR in insulating granular systems // JMMM.-1998.-V.177.-181.-P.919-920.

220. Anas M., Bellouard C., and Vergnat M. Tunneling giant magnetoresistance in coevaporated Fex(SiO)!x thin films // J. Appl. Phys. 2000 - V. 88.- N. 10. -P. 6075-6077.

221. Pomerantz M., Slonczewski J.C., Spiller E. Strongly coupled ferromagnetic resonances of Fe films // J.Appl.Phys.- 1987.- V.61.- P.3747-3749.

222. Inoue J., Maekawa S. Theory of tunneling magnetoresistance in granular magnetic films // Phys.Rev.- 1996.- V.B 53.- N.18.- P.R11927-R11929.

223. Furubayashi T.and Nakatani I. Giant magnetoresistance in granular Fe-MgF2 films // J.Appl.Phys.- 1996.- V.79.- N.8.- P.6258-6260.

224. Стогней O.B., Калинин Ю.Е., Золотухин И.В., Слюсарев А.В. Ситников А.В. Резистивные и магниторезистивные свойства гранулированных аморфных композитов CoFeB-SiOn// Физика металлов и металловедение 2001. - Т. 91. - №1. - С.24-31.

225. Варфоломеев А.Е., Седова М.В. Эффект большого положительного маг-нитосопротивления в слабых магнитных полях в металл диэлектрических нанокомпозитах // ФТТ - 2003. - Т.45. - №.3. - С. 500 - 504.

226. А.С. Андреенко, В.А. Березовец, А.Б. Грановский, И.В. Золотухин, М. Инуе, Ю.Е. Калинин, А.В. Ситников, О.В. Стогней, Т. Палевский Инверсное магнитосопротивление в магнитных гранулированных композитах (FeCoB)(Al203) //ФТТ 2003. - т.45.- №.8. - С. 1446.

227. Стогней О.В., Ситников А.В., Калинин Ю.Е., Авдеев С.Ф., Копытин М.Н Изотропное положительное магнитосопротивление наногранулирован-ных композиционных материалов Со-А12Оп.// ФТТ — 2007. Т.49. - В.1. -С.158-164.

228. Авдеев С.Ф. Электрические и магнитотранспортные свойства гранулированных нанокомпозитов Co-CaF, Со-АЮ, Co-SiO// диссертация на соискание ученой степени к.ф.-м.н. Воронеж. - ВГТУ - 2007. - С. 138.

229. A. Milner, A. Gerber, В. Groisman, М. Karpovsky, and A. Gladkih Spin-dependent electronic transport in granular ferromagnets // Phys.Rev.Letters. -1995. V.76. - №.3. - P.475 - 478.

230. Jen S.U., Liao C.C., Lee J.C. Anisotropic magnetoresistance and electrical resistivity of Coi.sNi3+s // JMMM. 1998. - V.188. - P. 367 - 378.

231. Pogorilyi A.N., Kravets A.F., Shypil E.V. // Thin Solid Films 2003.- №423, -P. 218.

232. Zhao В., Yan X., Pakhomov A.B. Anisotropic magnetoresistanceand planar Hall effect in magnetic metal-insulator composite films // J.Appl.Phys 1997. - V.81.-№.8.-P. 5527.

233. F.J.Himpsel, J.E.Ortega, G.J.Mankey et. al. Magnetic nanostructures // Advances in Physics. 1998. - V.47. - №.4. - P. 511 - 597.

234. Фролов Ю.Г. Курс коллоидной химии поверхностные явления и дис-перные системы. // М.: Химия, - 1982. - 296 с.

235. B.O. Васьковский, Г.С. Патрин, Д.А. Великанов, А.В. Свалов, П.А. Савин, А.А. Ювченко, Н.Н. Щеголева Магнетизм слоев Со в составе многослойных пленок Co/Si // ФТТ. 2007. - Т.49. - В.2. - С.291-296.

236. H.Fredrikze, A. van der Graaf, M.Valkier, F.J.A.der Broeder (Anti-) ferromagnetic coupling in Fe/Si multilayers from polarized neutron reflectometry // Phys. B. 1997. - V.234. - P.498-499.

237. Liuniu Tong, Minhu Pan, Xiaosan Wu, Mu Lu, Hongru Zhai Transport properties of sputtered Fe/Si multilayers // J. of Magn. and Magn. Mat. 1999 -V.198. - P.103-107.

238. Г.С. Патрин, С.Г. Овчинников, Д.А. Великанов, В.П. Кононов Магнитные свойства трехслойных пленок Fe/Si/Fe // ФТТ. 2001. - Т.43. - В.9. -С.1023-1027.

239. Fert and H. Jaffre's Conditions for efficient spin injection from a ferromagnetic metal into a semiconductor // Phys. Rev.B. 2001 - V. 64. - P. 184420184426.

240. L.V. Lutsev, A.I. Stognij, N.N. Novitskii, and A.A. Stashkevich Giant injection magnetoresistance in the heterostructure gallium arsenide / granular film with cobalt nanoparticles //JMMM 2006. - V.300. - P.312-320.

241. Vashuk M.V., Gan'shina E.A., Phonghirun S., Tulsky I.I., Shcherbak P.N., Kalinin Yu.E Optical and magneto-optical properties of Co0.45Fe0.45Zr0.i/a-Si:H.n multilayers/.// J. Non-crystall. Solids 2007. - V. 353. - P.8-10.

242. Калинин Ю.Е., Королев К.Г., Ситников А.В. Электрические свойства многослоек металл-полупроводник с аморфной структурой// Письма в ЖТФ. 2006. - Т.32. - В. 6. - С. 61-67.

243. В.А. Белоусов, Ю.Е. Калинин, К.Г. Королев, А.В. Ситников, К.А. Ситников Электрические и магнитные свойства мультислойных структур нанокомпозит гидрогенизированный аморфный кремний // Вестник ВГТУ. - 2006. - Т.2. -№11.- С.24-29.

244. А.В. Ершов, И.А. Чучмай, А.Ф. Хохлов Многослойные аморфные кремниевые структуры, полученные испарением // Труды 2-го совещания по проекты НАТО Sfp-973799 Semiconductors. Нижний Новгород.-2002.-С.100-110.