Добавил:
Опубликованный материал нарушает ваши авторские права? Сообщите нам.
Вуз: Предмет: Файл:

Учебники 80370

.pdf
Скачиваний:
3
Добавлен:
01.05.2022
Размер:
6.59 Mб
Скачать

ФГБОУ ВО «Воронежский государственный технический университет»

56 ОТЧЕТНАЯ НАУЧНО-ТЕХНИЧЕСКАЯ КОНФЕРЕНЦИЯ ПРОФЕССОРСКО-ПРЕПОДАВАТЕЛЬСКОГО СОСТАВА, СОТРУДНИКОВ, АСПИРАНТОВ И СТУДЕНТОВ

Секции

«Физика твердого тела», «Физика и техника низких температур»

Тезисы докладов

(г. Воронеж, 22 апреля 2016 г.)

Воронеж 2016

УДК 538.9 56 Отчетная научно-техническая конференция профессорско-

преподавательского состава, сотрудников, аспирантов и студентов. Секции «Физика твердого тела», «Физика и техника низких температур»: тез. докл. [Электронный ресурс]. – Электрон. текстовые и граф. данные (6,3 Мб). – Воронеж: ФГБОУ ВО «Воронежский государственный технический университет», 2016. – 1 электрон. опт. диск (CD-ROM) : цв. – Систем. требования : ПК

500 и выше; 256 Мб ОЗУ ; Windows XP ; SVGA с разрешением 1024x768; Adobe Acrobat ; CD-ROM дисковод ; мышь. – Загл. с экрана.

В представленных докладах нашли отражение результаты экспериментальных исследований и компьютерного моделирования структуры и физических свойств различных конденсированных сред, проводимых учеными, аспирантами и студентами старших курсов кафедры физики твердого тела Воронежского государственного технического университета.

Опубликованные материалы соответствуют научному направлению «Физика и технология наноструктурированных материалов» и перечню критических технологий Российской Федерации, утвержденному Президентом Российской Федерации.

Редакционная коллегия:

Ю.Е. Калинин - д-р физ.-мат. наук, проф. – ответственный редактор, Воронежский государственный технический университет;

С.А. Гриднев - д-р физ.-мат. наук, проф., Воронежский государственный технический университет;

В.Е. Милошенко - д-р физ.-мат. наук, проф., Воронежский государственный технический университет;

Л.Н. Коротков - д-р физ.-мат. наук, проф., Воронежский государственный технический университет;

А.В. Ситников - д-р физ.-мат. наук, проф., Воронежский государственный технический университет;

О.В. Стогней - д-р физ.-мат. наук, проф. – ответственный секретарь, Воронежский государственный технический университет

Рецензенты: кафедра физики твердого тела и наноструктур ВГУ (зав. кафедрой д-р физ.-мат. наук, проф. Э.П. Домашевская); д-р физ.-мат. наук, проф. А.Т. Косилов

© Коллектив авторов, 2016 © Оформление. ФГБОУ ВО

«Воронежский государственный технический университет», 2016

УДК 539.216.2

ВЛИЯНИЕ ТЕРМООБРАБОТКИ НА ЭЛЕКТРОСОПРОТИВЛЕНИЕ В МНОГОСЛОЙНОЙ СТРУКТУРЕ (In2O3/C)74

Т.И. Епрынцева, студент гр. ПФм-141, П.М. Хлоповских, студент гр. ПФм-151, О.В. Жилова, аспирант, В.А. Макагонов, И.В. Бабкина, А.В. Ситников

Кафедра физики твердого тела

Исследовано влияние термообработки на электрическое сопротивление многослойной структуры, состоящей из полупроводников оксида индия (In2O3) и углерода (C). Образцы были получены методом ионно-лучевого распыления мишени на ситалловую подложку. При формировании многослойной структуры распылялись независимо две мишени In2O3 и C [1]. Между мишенью и подложкодержателем устанавливался V-образный экран, что позволяло плавно изменять толщину пленки, которая регулировалась скоростью вращения и параметрами распыления. За время напыления были проведены 74 цикла формирования бислоев (In2O3/C).Толщина полученной пленки менялась от 0,028 мкм до

0,136 мкм.

Синтезированные пленки (In2O3/C)74 были исследованы методом малоугловой рентгеновской дифракции. На полученных зависимостях выявлены дифракционные максимумы, положения которых коррелирует с рассчитанной толщиной бислоев многослойной пленки.

На рис. 1 представлена зависимость удель-

 

ного электрического сопротивления (ρ) от толщи-

 

ны (h) пленки. Видно, что с уменьшением толщины

 

значения ρ повышаются. Можно предположить, это

 

связано с возросшим вкладом в рассеивание элек-

 

тронов интерфейсных областей между прослойка-

 

ми углерода и оксида индия.

 

Рис. 1. Зависимость удельного сопротив-

Из температурных зависимостей удельного

ления от толщины пленки

электросопротивления (рис. 2) были рассчитаны

 

энергии активации ( ) носителей заряда в много-

 

слойных структурах (In2O3/C)74 после термической

 

обработки при 873 К для пленок различной толщи-

 

ны. Для расчета использовалось выражение:

1

 

 

 

 

 

 

 

где k – постоянная Больцмана, T – абсолютная тем-

2

пература.

 

3

Анализ значений

выявил, что пленки,

 

подвергнутые термической обработки, имеют су-

 

щественно различные величины рассчитанных па-

 

раметров в зависимости от толщины пленки. При

Рис. 2. Температурная зависимость сопро-

этом возникают несоответствия. Так как при тол-

тивления пленки (In2O3/C)74 толщиной: 1 -

щине пленки 0,13 мкм энергия активации имеет

0,03 мкм; 2 - 0,09 мкм; 3 - 0,13 мкм

значение 0,014 эВ, что ниже kT ≈ 0,026 эВ. Исходя из данных противоречий, можно предположить, что значительный вклад в проводимость вносят температурные зависимости подвижности заряда.

Литература 1.Ситников А.В. Электрические и магнитные свойства наногетерогенных систем металл-

диэлектрик: дис. д-ра физ. – мат. наук./Ситников Александр Викторович – Воронеж, 2010. - 318 с.

3

УДК 538.956

ДИЭЛЕКТРИЧЕСКИЕ ПОТЕРИ В СМЕСЕВЫХ КОМПОЗИТАХ

НА ОСНОВЕ ФЕРРИТА Mn0,4Zn0,6Fe2O4 ИСЕГНЕТОЭЛЕКТРИКА PbZr0,53Ti0,47O3

А.В. Калгин, докторант, С.А. Гриднев

Кафедра физики твердого тела

В интервале температур 292-650 К при напряженности измерительного электрического поля 667 В/м и частотах поля f от 200 до 5000 Гц на температурных зависимостях диэлектрических потерь tgδ в композитах (x)Mn0,4Zn0,6Fe2O4 – (1-x)PbZr0,53Ti0,47O3 (далее (x)MZF − (1-x)PZT) вблизи температуры сегнетоэлектрического фазового перехода 1-го рода обнаружен пик, который уменьшается по высоте и смещается в сторону высоких температур с ростом f, т.е. пик является релаксационным. Высота релаксационного пика при постоянной f увеличивается прямо пропорционально скорости нагревания образца композита, при постоянной скорости нагревания изменяется обратно пропорционально f и при изотермической выдержке образца при температуре, соответствующей максимуму потерь, уменьшается со временем по закону, близкому к экспоненциальному. Это позволяет связать релаксационный пик с флуктуационным механизмом потерь. Согласно этому механизму, при температуре фазового перехода 1-го рода диэлектрические потери в сегнетоэлектриках определяются кинетикой превращения вещества из одной фазы в другую. При этом образование новой фазы происходит посредством флуктуационного возникновения зародышей закритического размера и их последующего роста, а движение межфазной границы под действием измерительного поля через систему лимитирующих точечных дефектов приводит к появлению потерь.

Однако согласно флуктуационному механизму потерь в случае изотермического режима измерений пик tgδ должен отсутствовать, в то время как эксперимент обнаруживает отличные от нуля tgδ в пике («остаточные» диэлектрические потери), которые тем больше, чем больше x в (x)MZF − (1-x)PZT. Следовательно, вклад в пик tgδ вносят несколько механизмов потерь. Другим механизмом потерь служит доменный механизм, в соответствии с которым диэлектрические потери образуются при движении под действием измерительного поля сегнетоэлектрических доменных стенок через систему стопоров, в частности, в виде атомов Fe, возникших в решетке PZT в результате диффузионного перемещения из решетки MZF в процессе высокотемпературного спекания композитов. Об этом свидетельствует эксперимент по изучению температурных зависимостей tgδ в композитах 0,4MZF − 0,6PZT с разными по массе добавками Fe2O3. Такие добавки при спекании композитов способствуют созданию дополнительных точечных дефектов в PZT вследствие замещения атомов Ti в решетке перовскита атомами Fe из решетки шпинели. Тогда с ростом х число точечных дефектов в PZT увеличивается, а значит, увеличиваются «остаточные» диэлектрические потери, что согласуется с доменным механизмом потерь.

При одинаковой f пик tgδ увеличивается по высоте, уширяется и смещается к низким температурам с увеличением x в (x)MZF – (1-x)PZT. Увеличение пика по высоте объясняется ростом числа центров зарождения зародышей новой фазы, в качестве которых выступают точечные дефекты. Увеличение числа точечных дефектов ведет к большим флуктуациям состава PZT в композите, к более широкому распределению локальной температуры Кюри по объему PZT и, как следствие, к уширению пика. Смещение пика, как показал эксперимент, связывается с замещением атомов Ti (с ионным радиусом RTi = 0,064 нм) атомами Fe (c RFe = 0,067 нм > RTi). При этом в результате уменьшения химического давления внутреннее поле, действующее на сегнетоактивные ионы в элементарной ячейке PZT, уменьшается и, следовательно, требуется меньшая температура для разупорядочения полярного состояния PZT.

Работа выполнена при финансовой поддержке РФФИ (грант № 16-02-00072).

4

УДК 537.621: 311.5

ПОЗИСТОРНЫЙ ЭФФЕКТ В МАГНИТОЭЛЕКТРИЧЕСКОЙ КЕРАМИКЕ

(1-x)BiFeO3-xMgFe2O4

М.В. Хахленков, студент гр. ПФм-141, П.В. Кулаков, студент гр. ТФ-131, А.С. Шпортенко, студент гр. ТФ-131, А.А. Камынин, С.А. Гриднев

Кафедра физики твердого тела

Позисторный эффект (положительный температурный коэффициент сопротивления – ПТКС) имеет значительное практическое применение в различных устройствах (нагреватели, ограничители тока, химические сенсоры и т.д.). По двухстадийной керамической технологии получены образцы системы (1 x)BiFeO3 – xMgFe2O4 с разной мольной долей х = 0; 0,01; 0,05; 0,1; 0,15; 0,2 и 1,0. Согласно рентгеноструктурным исследованиям, синтезированные материалы являются двухфазными, состоящими из фаз BiFeO3 и MgFe2O4. Не обнаружено никаких посторонних фаз, кроме выявленных при получении

BiFeO3.

Рис. 1. Температурная зависимость удельного сопротивления (1-x)BiFeO3 - xMgFe2O4, для x = 0,01 – 1, x = 0,05 – 2, x = 0,1 – 3, x = 0,15 - 4.

На вставке: зависимость температурного коэффициента сопротивления от температуры для x = 0,01

Рис. 2. Температурная зависимость удельного сопротивления для образца (1-x)BiFeO3- xMgFe2O4 с x = 0,15 при нагреве, до (2) и после отжига (1) в среде водорода. На вставке: не отожженный образец в режиме нагрева (1) и охлаждения (2)

На зависимости удельного сопротивления ρ от температуры (рис. 1) обнаружен пик, характерный для керамических позисторных материалов, положение которого на кривой ρ(T) не зависит от доли MgFe2O4. Отметим, что зависимости ρ(T) при x = 0 и 1 (т.е. в «чистых» BiFeO3 и MgFe2O4) не содержат пиков, а имеют обычный экспоненциальный характер. Данная аномалия так же отсутствует при измерениях в режиме охлаждения. Интересно, что ПТКС наблюдается не вблизи температуры фазового перехода. Ранее такой эффект наблюдался, например, в керамиках PbTiO3, LiNbO3, PbNb2O6 и др. В них аномалия по сопротивлению сопровождалась пиками тангенса угла диэлектрических потерь и диэлектрической проницаемости, и предположительно связывалась с наличием кислородных вакансий.

Для проверки этого предположения проведен отжиг образца в среде Н2, результаты измерения ρ(T) показаны на рис.2.

Видно, что высота позисторного пика после отжига увеличилась на несколько порядков и сместилась в область более низких температур. Полученные данные позволяют судить о том, что позисторный эффект в изучаемой двухфазной системе связан с термоактивированным опустошением ловушек на границе зерен, обусловленных вакансиями по кислороду.

Работа выполнена при поддержке Министерства образования и науки Российской Федерации, проект №391 в рамках базовой части государственного задания в сфере научной деятельности по Заданию № 2014/21.

5

УДК 537.312.6

МЕХАНИЗМЫ ЭЛЕКТРОПРОВОДНОСТИ В АМОРФНЫХ ТОНКОПЛЕНОЧНЫХ НАНОГРАНУЛИРОВАННЫХ КОМПОЗИТАХ (x)Ni − (1-x)PZT

И.И. Попов, студент гр. ТФ-121, С.А. Гриднев, А.В. Калгин, докторант

Кафедра физики твердого тела

Проведены исследования электрической проводимости на постоянном и переменном токев аморфных тонкопленочных наногранулированных композитах типа ферромаг-

нетик-пьезоэлектрик (x)Ni – (1-x) [Pb0,81Sr0,04(Na0,5Bi0,5)0,15] [(Zr0,575Ti0,425)]O3 (далее (x)Ni − (1-x)PZT) доперколяционного состава, полученных методом ионно-лучевого распыления мишени на ситалловую подложку. Анализ полученных результатов в рамках различных моделей транспорта носителей заряда позволил установить механизмы электропроводности в интервале температур от 77 до 375 К.

Электропроводность на постоянном токе σ композитов с составами ниже порога перколяции в интервале температур от 77 до 188 К подчиняется закону exp( T 1/4), что свидетельствует о реализации прыжковой проводимости электронов с переменной длиной прыжкапо локализованным состояниям в диэлектрической матрице PZT.

В интервале температур 188 – 286 К выполняется закон T n , который связывается с неупругим резонансным туннелированием электронов по отдельным проводящим каналам от одной гранулы к другой через локализованные состояния.

Спрямление температурных зависимостей электропроводности в координатах ln(σ0) – (1/T-1/2) при температурах 287 – 299 К характерно для прыжкового механизма

проводимости, обусловленного термически активированными прыжками носителей заряда между соседними локализованными состояниями.

 

 

 

 

 

В

интервале

температур

315 –

 

 

 

 

 

375 К экспериментальные точки доста-

6,0x10-8

 

 

 

10 кГц

точно хорошо ложатся на прямые линии

 

 

 

 

 

5,0x10-8

 

 

 

 

на зависимостях ln(σ0) – (1/T). Энергия

4,0x10-8

 

 

 

 

активации проводимости,

определенная

 

 

 

 

по наклону прямых линий, близка к

-1

 

 

 

 

,Ом 3,0x10-8

 

 

 

 

энергии ионизации примеси в PZT, что

 

 

 

 

2 кГц

свидетельствует

о

зонном

механизме

2,0x10-8

 

 

 

 

 

 

 

 

проводимости.

 

 

 

 

 

 

 

 

 

120 Гц

 

 

 

 

 

 

 

 

 

Температурные

 

зависимости

1,0x10-8

 

 

 

25 Гц

 

 

 

 

 

электропроводности σна различных ча-

200

220

240

260

280

 

 

T, К

 

 

стотах для композита (x)Ni − (1-x)PZT с

Зависимость σ(Т) в интервале температур 188 – 286 К

х = 10 ат.% в интервале температур 188

для композита (x)Ni − (1-x)PZT с х = 10 ат.% на часто-

– 286 К представлены на рисунке.

 

тах 25Гц, 120 Гц, 2 кГци 10 кГц

 

Видно, при увеличении частоты

 

 

 

 

 

переменного тока проводимость σ ком-

позита возрастает. Представив эквивалентную схему композита в виде параллельно со-

единенных резистора и конденсатора, реактивная проводимость которого прямо пропор-

циональна частоте пропускаемого через него тока, можно объяснить частотную зависи-

мость проводимости композита (x)Ni − (1-x)PZT с составами ниже порога перколяции.

Работа выполнена при финансовой поддержке РФФИ по гранту № 16-02-00072.

6

УДК 53.043

ВЛИЯНИЕ РАЗМЕРА ГРАНУЛ И ИХ РАСПРЕДЕЛЕНИЯ В МАГНИТНОЙ КОМПОНЕНТЕ НА МАГНИТОЭЛЕКТРИЧЕСКИЙ ЭФФЕКТ

В ДВУХСЛОЙНЫХ КОМПОЗИТАХ Tb0,12Dy0,2Fe0,68 – PbZr0,53Ti0,47O3

А.В. Калгин, докторант, С.А. Гриднев, И.И. Попов, студент гр. ТФ-121

Кафедра физики твердого тела

В интервале частот переменного магнитного поля 100-200 кГц при напряженности 5 Э и температуре 20 °C изучен прямой магнитоэлектрический (МЭ) эффект в двухслойных композитах на основе ферромагнетика Tb0,12Dy0,2Fe0,68 (TDF) и пьезоэлектрика PbZr0,53Ti0,47O3 (PZT) без подачи на них смещающего магнитного поля. Изучение прямого МЭ эффекта заключалось в регистрации электрического напряжения U, генерируемого пьезоэлектрическим слоем образца композита при его внесении в переменное магнитное поле, создаваемое катушками Гельмгольца. При этом переменное магнитное поле вызывало деформации ферромагнитного слоя, которые в силу механической связи между ферромагнитным и пьезоэлектрическим слоями передавались пьезоэлектрическому слою и приводили вследствие прямого пьезоэффекта к генерации связанных зарядов и, соответственно, к напряжению на металлизированных поверхностях образца композита.

Образцы двухслойных композитов Tb0,12Dy0,2Fe0,68 – PbZr0,53Ti0,47O3 (TDF – PZT) получали нанесением ферромагнитных слоев из тщательно перемешанных гранул терфенола TDF определенного размера и эпоксидного компаунда на предварительно поляризованные по толщине в промышленных условиях пьезокерамические пластинки PZT с размерами 8 х 6 х 0,7 мм3. Гранулы терфенола имели средние размеры z от 40 до 200 мкм, а их массовая доля в ферромагнитных слоях составляла 0,82. Слои TDF склеивались со слоями PZT, полимеризовались при комнатной температуре в течение 24 ч, а затем шлифовальным листом доводились до размеров 6 х 6 х 0,9 мм3.

Кривая напряжения U как функция частоты переменного магнитного поля для композитов TDF – PZT проходит через два максимума, первый из которых приходится на резонансную частоту 2-й гармоники изгибных колебаний по длине образца fр1, а второй – на резонансную частоту 1-й гармоники продольных колебаний по длине образца fр2. В свою очередь на частотах fр1 и fр2 зависимости U(z) имеют максимум, который соответствует z = 71 мкм. Максимум на зависимости U(z), по-видимому, обусловлен конкуренцией двух факторов. С одной стороны, уменьшение среднего размера гранул в ферромагнитном слое приводит к увеличению общей площади соприкосновения между гранулами и, соответственно, к более эффективной передаче деформаций в ферромагнитном слое. С другой стороны, маленькие гранулы TDF в ферромагнитном слое имеют большую общую площадь поверхности, чем большие гранулы, а значит, содержат на поверхности больше дефектов, которые ухудшают передачу деформаций.

Если в ферромагнитных слоях композитов TDF – PZT создать градиент концентрации гранул TDF вдоль длины образцов путем изготовления ферромагнитных слоев, в которых половина слоев по длине содержит магнитные гранулы определенного размера с массовой долей 0,82, а вторая половина – гранулы того же размера с массовой долей 0,7, то на частотах fр1 и fр2 магнитоэлектрический эффект в композитах возрастает. Дело в том, что при таком градиенте концентрации гранул TDF возникает магнитное поле смещения, направленное перпендикулярно вектору поляризации в слое PZT. Это поле увеличивает деформации ферромагнитных слоев, вызываемые переменным магнитным полем и, как следствие, МЭ отклик в композитах относительно МЭ отклика в композитах TDF – PZT, в которых гранулы TDF имеют случайное распределение по объему ферромагнитных слоев.

Работа выполнена при поддержке Российского научного фонда, проект № 14-12-

00583.

7

УДК 537.621: 311.5

ДИЭЛЕКТРИЧЕСКАЯ РЕЛАКСАЦИЯ В МАГНИТОЭЛЕКТРИЧЕСКОМ КОМПОЗИТЕ 0,85 BiFeO3-0,15 MgFe2O4

П.В. Кулаков, студент гр. ТФ-131, А.С. Шпортенко, студент гр. ТФ-131, М.В. Хахленков, студент гр. ПФм-141, С.А. Гриднев, А.А. Камынин

Кафедра физики твердого тела

 

Феррит висмута BiFeO3 (BF) является

 

одним из многообещающих изучаемых мульти-

 

ферроиков в наши дни. Главным недостатком

 

BF является отсутствие объемного магнитного

 

момента.

Для

разрушения

спин-

 

модулированной структуры часто используют

 

легирование BF различными примесями. Из-

 

вестно, что исследования релаксационных про-

 

цессов в ферроидных материалах могут дать по-

 

лезную информацию о кинетике дефектов и

 

структурных перестройках. Поэтому целью

Рис.1. Температурные зависимости tgδ при

данной работы являлось изучение диэлектриче-

ской релаксации в микрокомпозите 0,85BiFeO3-

частотах: 1- 10 кГц, 2 – 20 кГц, 3 – 50 кГц,

0,15MgFe2O4.

 

 

 

4 - 200 кГц, 5 - 500 кГц, 6 - 1 МГц, 7 – 1 МГц

 

 

 

после отжига в водороде.

Зависимости тангенса угла диэлектриче-

 

ских потерь от температуры tgδ(T) на разных

 

частотах представлены на рис. 1. В диапазоне

 

температур ~ (50 - 160) 0С наблюдается макси-

 

мум, положение которого зависит от частоты,

 

т.е. процесс, ответственный за диэлектрические

 

потери, является релаксационным. Для провер-

 

ки, является ли данный процесс дебаевским,

 

была построена зависимость ln f от 1/T (вставка

 

на рис.1). Видно, что экспериментальные точки

 

достаточно хорошо укладываются на прямую

 

линию. Значение энергии активации релаксаци-

Рис.2. Диаграмма Коула – Коула при темпе-

онного процесса, определенное по углу наклона

прямой, U0 = 0,54 эВ, а предэкспоненциального

ратуре 21 0С

множителя τ0 ≈ 10-12 с. Полученное значение U0

близко к энергии активации диффузии кислородных вакансий в структурах типа перовскита. Из представленной на рис. 2 зависимости ε''(ε') видно, что диаграмма Коула-Коула имеет вид дуги окружности, центр которой смещен вниз по оси ординат. Обычно это бывает в тех случаях, когда процесс не является монорелаксационным, а имеет место спектр времен релаксаций. Оценка степени гетерогенности дает α ≈ 0,31. Чтобы подтвердить предположение о связи изучаемого релаксационного процесса с вакансиями по кислороду был проведен отжиг образцов в восстановительной атмосфере водорода при температуре 350 оС, и измерена температурная зависимость tgδ на частоте 1 МГц (кривая 7 на рис. 1). Видно, что высота пика tgδ после отжига не изменилась, а пик сместился в сторону более высоких температур примерно на ~ 100 0С, поэтому можно полагать, что релаксационный процесс связан с вакансиями по кислороду.

Работа выполнена при финансовой поддержке РФФИ (гранты № 16-02-00072 и № 16-42-360412).

8

УДК 538.953

ВЛИЯНИЕ ДАВЛЕНИЯ Ar НА ФАЗОВЫЙ СОСТАВ СТАБИЛИЗИРОВАННЫХ ПОКРЫТИЙ ZrO2, ПОЛУЧЕННЫХ МАГНЕТРОННЫМ ВЧ-РАСПЫЛЕНИЕМ КЕРАМИЧЕСКОЙ МИШЕНИ

М.С. Филатов, аспирант, О.В. Стогней

Кафедра физики твердого тела

При формировании защитных покрытий из оксида циркония, как правило, стремятся получить и застабилизировать тетрагональную модификацию диоксида, поскольку именно она обеспечивает высокие механические свойства материала, испытывая полиморфное превращение при механических напряжениях. В данной работе для получения стабилизированных покрытий использовалась керамическая мишень ZrO2 содержащая 3,7 вес. % Hf и 1.2 вес. % Y. Такое содержание стабилизирующих добавок несколько ниже, чем оптимальное значение стабилизирующей примеси, поэтому структура керамической мишени оказалась двухфазной, содержащей как моноклинную модификацию диоксида циркония (m), так и тетрагональную (t), см. рис. 1.

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

30000

- тетрагональная фаза ZrO2

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

8000

 

 

(1 1 1)

 

-тетрагональная фаза ZrO2

I, отн. ед

25000

- моноклинная фаза ZrO

2

 

 

 

 

 

 

 

 

 

20000

 

 

 

 

 

(0 0 2)

(2 0 0)

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

7000

 

 

 

-моноклиннаяфазаZrO2

15000

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

1)

 

1 1)

 

 

 

 

 

10000

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

6000

(-1 1

 

 

 

 

 

 

 

 

5000

 

 

 

 

 

 

 

 

Ar 2 Па

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

ед.

 

 

 

 

 

 

 

 

 

0

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

5000

 

 

 

(1

 

 

 

 

 

 

 

29

30

31

32

33

34

35

36

37

38

39

.

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

отн

4000

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

4000

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

I,

 

 

 

 

 

 

 

(20 0)

(20 0)

 

I,отн. ед

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

3000

 

 

 

 

 

 

 

3000

-(1 1 1)

 

1(11)

 

 

 

(200)

 

 

 

 

2000

 

 

 

 

 

 

 

2000

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

(002)

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

1000

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

1000

 

 

 

 

 

 

 

 

 

Ar 2,5 Па

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

0

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

0

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

28

29

30

31

32

33

34

35

36

37

 

 

29

30

31

32

33

34

35

36

37

38

39

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

Рис. 1. Рентгенограмма стабилизированной мишени

Рис. 2. Рентгенограммы от пленок ZrO2 полученных

 

 

 

 

ZrO2

 

 

 

 

 

 

в атмосфере Ar: а - давление аргона 2 Па

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

б - давление аргона 2.5 Па

 

 

 

Поскольку магнетронное распыление мишени может эффективно осуществляться в достаточно широком диапазоне давлений рабочего газа, было проведено исследование влияния давления аргона на структуру напыляемых оксидных покрытий при постоянном количестве стабилизирующей примеси. На рис. 2 показаны участки рентгенограмм покрытий, полученных в атмосфере чистого аргона на подложках, расположенных на расстоянии 100 мм от магнетрона, что обеспечивало нагрев подложки до 400 оС. Приведен интервал углов, в котором наблюдаются пики, наиболее характерные как для моноклинной, так и для тетрагональной модификаций. В обоих случаях структура покрытий двухфазная, однако, в зависимости от давления аргона соотношение фаз (t и m) сильно различается. В том случае, когда давление аргона составляло 2 Па (рис. 2 а), преобладающей была моноклинная фаза (m – 86 %, t – 14 %). Увеличение давления аргона до 2,5 Па (при неизменности прочих параметров) приводит к тому, что объемная доля стабилизированной тетрагональной фазы в покрытии достигает 93 %. Таким образом, увеличение давления рабочего газа приводит к тому, что в покрытии, при относительно невысокой температуре, формируется высокотемпературная фаза, сохраняющаяся при охлаждении до комнатной температуры. В обоих случаях формировались наноструктурированные покрытия со средним размером кристаллитов 70 нм.

Работа выполнена при поддержке гранта РФФИ № 16-42-360778 р_а.

9

УДК 538.953

ПОЛУЧЕНИЕ НАНОСТРУКТУРИРОВАННЫХ КОМПОЗИТОВ Ni-ZrO2 МЕТОДОМ ИОННО-ЛУЧЕВОГО РАСПЫЛЕНИЯ СОСТАВНОЙ МИШЕНИ

С. А. Победа, студент группы КМ-121, М.С. Филатов, аспирант, О.В. Стогней

Кафедра физики твердого тела

Для улучшения эффективности работы термобарьерного покрытия на основе ZrO2, необходимо улучшать его термостойкость и адгезию. Улучшения термостойкости можно добиться путем четкого контроля стабилизации высокотемпературных фаз диоксида циркония. С другой стороны, введение в оксид металлической фазы и формирование композита металл-керамика может привести к значительному улучшению адгезии покрытия к подложке, а также повысить его термостойкость. В данной работе для получения композитов была использована составная мишень из металла (Ni) и керамических навесок из стабилизированного ZrO2. Ионно-лучевым распылением составной мишени в атмосфере чистого аргона и в смешанной атмосфере были получены композиты в широком интервале составов. На рисунке представлены рентгенограммы от полученных образцов.

 

1600

 

 

 

Ni

 

 

 

2600

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

1400

 

 

 

 

 

а

 

2400

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

2200

 

 

 

 

 

 

б

Интенсивность

1200

 

 

 

 

 

 

 

2000

 

 

 

NiO

 

 

1000

 

 

 

 

 

 

Интенсивность

1800

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

1600

 

 

 

 

 

 

 

800

 

 

 

 

 

 

1400

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

1200

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

600

 

 

 

 

 

 

1000

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

800

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

57 ат.% Ni

400

 

 

 

 

 

82 ат. % Ni

600

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

72 ат. % Ni

 

 

 

 

 

 

 

54 ат.% Ni

 

 

 

 

 

 

 

59 ат. % Ni

 

400

ZrO (A)

 

 

 

 

51 ат.% Ni

 

200

ZrO (A)

 

 

 

200

 

 

 

 

38 ат.% Ni

 

 

 

 

 

 

 

 

 

15 ат.% Ni

 

 

 

 

 

 

 

40 ат. % Ni

 

0

 

 

 

 

 

 

10 ат.% Ni

 

 

20

40

60

80

100

 

 

20

40

60

 

80

100

 

 

 

 

 

2

 

 

 

 

 

 

 

2

 

 

 

 

5000

 

 

 

 

c - Ni

 

 

4000

 

 

 

 

 

 

 

 

4500

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

в

 

3500

 

 

 

 

 

 

 

 

4000

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

3000

 

 

 

 

 

 

 

Интенсивность

3500

 

 

 

 

 

 

Интенсивность

 

 

 

 

 

 

г

 

 

 

 

 

 

2500

 

 

 

NiO

 

 

3000

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

2500

 

 

 

 

 

 

2000

 

 

 

 

 

 

 

2000

 

 

 

 

 

 

1500

 

 

 

 

 

 

 

1500

 

 

 

 

 

82 ат. % Ni

1000

 

 

 

 

 

 

57 ат. % Ni

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

1000

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

72 ат. % Ni

 

500

 

 

 

 

 

 

54 ат. % Ni

 

 

 

 

 

 

 

59 ат. % Ni

 

A+t - ZrO

 

 

 

 

51 ат. % Ni

 

500

A+t - ZrO

 

 

 

40 ат. % Ni

 

 

 

 

 

 

38 ат. % Ni

 

 

 

 

 

 

2

 

 

 

15 ат. % Ni

 

 

2

 

 

19 ат. % Ni

 

0

 

 

 

 

 

10 ат. % Ni

 

 

20

 

60

80

12 ат. % Ni

 

30

 

45

60

75

90

105

 

 

40

100

 

15

 

 

 

 

 

 

2

 

 

 

 

 

 

 

2

 

 

 

Рентгеновские дифрактограммы, полученные от пленок Nix(ZrO2)100-x, нанесенных на стеклянную подложку методом ионно-лучевого напыления:

а- напыления в атмосфере Ar на холодную подложку; б - напыления в Ar + O2 на холодную подложку;

в- напыления в Ar и нагревом подложек до 750 К; г - напыления в Ar + O2 и нагревом подложек до 750 К

Как следует из приведенных данных, на ненагреваемых подложек формируется аморфная структура оксида циркония. В случае нагрева подложек до температуры 750 К на рентгенограммах появляются пики принадлежащие тетрагональной фазе диоксида циркония. С ростом концентрации металлической фазы, на рентгенограммах появляются пики, принадлежащие чистому никелю, причем отсутствие соединений никеля с цирконием говорит о формировании композита. При добавлении кислорода в аргон с ростом содержания металлической фазы наблюдается формирование не только диоксида циркония, но и оксида никеля.

Работа выполнена при поддержке гранта РФФИ № 16-42-360778 р_а.

10

Соседние файлы в предмете [НЕСОРТИРОВАННОЕ]