НЕОРГАНИЧЕСКИЕ МАТЕРИАЛЫ, 2011, том 47, № 2, с. 247-251
УДК 543.62
СВОЙСТВА КЕРАМИК И ПЛЕНОК Mg(Fe08Ga02)2O4 + g © 2011 г. А. И. Стогний*, А. В. Труханов*, В. А. Кецко**, Г. Д. Нипан**
*Государственное научно-производственное объединение Научно-практический центр Национальной академии наук Белоруссии по материаловедению, Минск **Институт общей и неорганической химии им. Н.С. Курнакова Российской академии наук, Москва e-mail: nipan@igic.ras.ru Поступила в редакцию 07.06.2010 г.
Для гомогенной керамики разбавленного магнитного полупроводника состава Mg(Fe0.8Ga0.2)2O4 + § определены температурные и полевые зависимости магнитных и полупроводниковых характеристик, которые показали принципиальную возможность применения шпинельной структуры с таким набором катионов для решения задач спинтроники. При использовании керамики Mg(Fe0.8Ga02)2O4 + § в качестве мишени методом ионно-лучевого распыления получены химически однородные пленки, сохраняющие свойства исходного объемного материала.
ВВЕДЕНИЕ
Теоретическая возможность создания разбавленных магнитных полупроводников (diluted magnetic semiconductors (DMS)) на основе ограниченных твердых растворов, например при растворении оксидов переходных металлов в оксиде цинка со структурой вюртцита [1], до сих пор экспериментально не реализована. Ферромагнетизм при комнатных температурах для твердых растворов на основе ZnO в отсутствие примесей не проявляется [2].
Однако инструментальная иллюзия ферримаг-нитного упорядочения в полупроводниковой матрице может возникнуть даже при соотношении 1 : 2000 между магнитными частицами примесной фазы и немагнитными частицами полупроводника (или изолятора) [3]. Только измерения, проведенные на монокристалле или однородной пленке, могут служить прямым доказательством образования гомогенного DMS на основе ограниченного твердого раствора.
Для непрерывных твердых растворов можно воспользоваться косвенными доказательствами образования гомогенных DMS, исходя, например, из монотонного изменения параметров кристаллической решетки и температуры Кюри в зависимости от химического состава.
Методология DMS в трансформированном виде — растворение полупроводника (изолятора) в ферромагнитной матрице до получения оптимальных электрофизических характеристик — была перенесена нами на непрерывные твердые растворы, образуемые изоморфными полупроводниковыми шпинелями и ферритами. Преимущество инвертированного подхода связано с тем, что наличие межфазных границ резко сказывается на поведении носителей заряда, что позволяет нивелировать влия-
ние возможных случайных примесей на полупроводниковые свойства. Во избежание расслаивания твердых растворов при выборе пары полупроводник—ферромагнетик учитывалась степень обращенности обеих шпинелей.
Пирогидролитическим методом нами получены поликристаллы шпинелей, принадлежащие квазибинарной системе М§ре204—М§0а204 [4]. Магнитные и электрофизические измерения показали принципиальную пригодность шпинели номинального состава М§(Рео.8Оао.2)204 + § для решения задач спинтроники [5, 6].
Цель данной работы — получение керамики + §, являющейся мишенью при ионно-лучевом распылении-осаждении пленок на кремний, и оптимизация условий роста и отжига для воспроизводства на пленках шпинельной структуры и ферромагнитных свойств мишени.
ТЕОРЕТИЧЕСКИЙ АНАЛИЗ
Создание оксидных пленочных ЭМ8-структур с электрофизическими характеристиками, соответствующими объемным структурам керамики или монокристалла, предполагает экспериментальное определение условий конформного переноса материала мишени на подложку и его кристаллизации.
Универсальные рекомендации отсутствуют, и для каждого случая мишень/пленка/подложка разрабатываются конкретные условия синтеза. Ранее методом последовательного ионно-лучевого распыления мишеней ВаБе204 и а-Ре203 в среде аргона и кислорода были получены пленки гексаферрита бария ВаБе12019 на подложках термически окисленного монокристаллического кремния [7]. Как было установлено, однофазные пленки ВаБе12019 кри-
I, отн. ед. 2400
2000
1600
1200
800
400
0
35.6
20
40 60
29,град
80
Рис. 1. Дифрактограмма керамики Mg(Fe0.8GaQ.2)2O4 + §.
сталлизуются при отжиге из полученного распылением слоя ВаРе204 только при наличии буферного слоя а-Ре203, предварительно осажденного в непрерывном вакуумном цикле. а-Бе203 предотвращает образование силикатов бария, и реакции в твердой фазе протекают в рамках слоевых границ ВаРе204/а-Ре203/8102/81 [7].
Комплексное применение ионно-плазменных методов (обработка подложек в плазме СВЧ-разря-да, разработанная методика ионно-лучевого распыления в атмосфере кислорода и аргона для осаждения металлоксидных слоев заданного сложного состава) [8—10] позволило получить пленки шпинели на кремнии при использовании керамических мишеней М8(Бео.80ао.2)204 + §.
ЭКСПЕРИМЕНТАЛЬНАЯ ЧАСТЬ
Поликристаллические образцы номинального состава Mg(Fe0.8GaQ.2)2O4 + § получали пирогидроли-тическим методом [4], прессовали и отжигали на воздухе при 1020 K.
В качестве мишеней при получении пленок в системе Mg—Ga—Fe—O методом ионно-лучевого распыления использовали 8 керамических полиэдров (5 х 5 х 80 мм). Распыление мишени ионами аргона или кислорода происходило в течение 1.5 ч на пластины монокристаллического кремния (100) марки КБЭ диаметром 76 мм, нагретого до 400 K в условиях рабочего давления, не превышающего 0.2 Па, и предельного вакуума до 0.01 Па.
Пластины кремния с напыленными пленками состава Mg—Ga—Fe—O, толщина которых плавно возрастала от 40 до 280 нм, разрезали на образцы в виде прямоугольников 5 х 10 мм, для которых разброс значений толщины пленки не превышал 20%. Полученные образцы отжигали в течение 30 мин на воздухе при 970, 1070, 1170 и 1270 K.
Рентгенофазовый анализ керамики состава Mg(Fe0.8Ga0.2)2O4 + § и пленок, полученных распылением мишени того же состава, выполняли на ди-фрактометре ДРОН-3М (в Cu^-излучении), оснащенном приставкой для получения оцифрованных данных.
Толщину пленок определяли с помощью интерференционного микроскопа Линника—Номарски МИИ-4.
Температурные и полевые зависимости удельного магнитного момента керамических образцов и пленок снимали на установке Liquid Helium Free High Field Measurement System (Cryogenic LTD, London, UK). Данные регистрировались автоматически и обрабатывались программой VSM Software -v081018.
m, A м2/кг 60
40
20
0
20
40
60
2
iKKXiKKKKKKK^«^^4!
-9 -6 -3
03 В, Тл
69
Рис. 2. Полевые зависимости удельного магнитного момента керамики Mg(Feо 8^ао 2)204 + измеренные при 4 (1) и 300 К (2).
РЕЗУЛЬТАТЫ И ИХ ОБСУЖДЕНИЕ
Керамика. Как видно из дифрактограммы (рис. 1), образцы керамики имеют структуру шпинели с параметром элементарной ячейки а = 0.837 нм и характерными отражениями 220 и 311 на малых углах (30.24° и 35.6°). Содержание примесных фаз находилось на уровне фона.
Согласно кривым полевой зависимости (рис. 2), магнитный момент керамики Mg(Fe0.8Ga0.2)2O4 + § достигает насыщения при небольших значениях приложенного внешнего поля (0.3—0.5 Тл). Значение намагниченности насыщения при 4 К составляет около 50 А м2/кг, а при 300 К уменьшается до 30 А м2/кг из-за влияния температуры на разупоря-дочение магнитной структуры.
Температурные зависимости магнитного момента приведены на рис. 3 для двух режимов: охлаждение без внешнего магнитного поля ^^С-кривые)
1
СВОЙСТВА КЕРАМИК И ПЛЕНОК
249
т, А м2/кг
50
40 -
30 -
50 100 150 200 250 300 Т, К
Рис. 3. Температурные зависимости удельного магнитного момента керамики МЕ(Ре08Оа0.2)204 + §: 1 — ZF'С-режим, 2 — ^С-режим.
т, А м2/кг
30
20
10
X
Ч
т2, А2 м4/кг2 1200
800
400
0
300 400 500 600 Т, К
X.
300
400
500 Т, К
600
Рис. 4. Температурная зависимость удельного магнитного момента керамики МЕ(Ре0.8Са0.2)204 + § (на вставке — температурная зависимость квадрата удельного магнитного момента).
0
и охлаждение в слабом магнитном поле до 0.1 Тл (/С-кривые). Видно, что они практически совпадают и близки к линейной зависимости, что свидетельствует о магнитной однородности образца.
Согласно изменению удельного магнитного момента (рис. 4) и квадрата его значения (вставка на рис. 4), в интервале температур 300—650 К точка Кюри (ТС) для керамики МЕ(Ре080а02)204+§ составляет ~490 К. Теоретически рассчитанный эффективный магнитный момент на ион Бе3+ составляет 5цв (для электронной конфигурации 3а?5), однако, исходя из расчетов экспериментально полученных данных для образца МЕ(Ре080а02)204 + §, эта величина для Бе3+ соответствует 1.4 (что составляет 28% от теоретически рассчитанного).
Причины отклонения могут заключаться в следующем:
1) сосуществование двух магнитных фаз в рамках шпинельной структуры;
2) неколлинеарность магнитных векторов при наличии одной магнитной фазы (случай сперри-магнетизма);
3) компенсация магнитных моментов А- и Б-под-решеток шпинели из-за замещения ионами галлия ионов железа в октаэдрических позициях.
Данные рис. 3 и 4 (магнитная однородность образца) и заниженное значение числа магнетона Бора на ион железа говорят в пользу третьего варианта.
Пленки. Образцы пленок, полученные в результате распыления керамической мишени МЕ(Ре0.80а0.2)204 + § ионами аргона или кислорода, были отожжены при температурах 1270 и 1170 К. Сравнение дифрактограмм (рис. 5 и рис. 6а—6в) позволяет сделать вывод, что наиболее перспектив-
ными являются пленки, полученные распылением мишени ионами кислорода до осаждения слоя толщиной более 0.2 мкм с последующим отжигом при 1170 К. Пленки на кремнии, полученные распылением мишени ионами аргона, и их последующий отжиг при 1270 К приводили к формированию кристаллической структуры, не соответствующей структуре шпинели (вероятнее всего, она является твердым раствором на основе ортоферрита галлия 0аРе03) (рис. 5). Распыление мишени ионами кислорода не приводило к формированию шпинели в свежеосажденных слоях (рис. 6а), и после отжига образцов при 1270 К появлялась примесная фаза
I, отн. ед.
120 90 60 30
10
20 30
29,град
40
Рис. 5. Дифрактограмма пленочного образца, полученного распылением ионами аргона мишени состава МЕ(Бе0 8^0
Для дальнейшего прочтения статьи необходимо приобрести полный текст. Статьи высылаются в формате PDF на указанную при оплате почту. Время доставки составляет менее 10 минут. Стоимость одной статьи — 150 рублей.