Автореферат (1091018), страница 5
Текст из файла (страница 5)
Эффективная диэлектрическая проницаемость структур ε1eff, содержащих слой НЦФ и один либо два слоя ЦТС монотонно уменьшается в 2 − 4 раза с ростом частоты до 1 МГц.Процессы диэлектрической релаксации в плёнках НЦФ проявляются в виде максимумов на частотных зависимостях tgδeff(f) в области частот 5 103 − 5 105 Гц, где имеется ярковыраженная дисперсия ε1eff.
Частота, соответствующая максимуму потерь (tgδeff ~1), совпадает с областью частот наиболее резкого изменения ε1eff и смещается на два порядка вниз почастоте при увеличении толщины плёнки НЦФ от 50 до 90 мкм. Потери для плёнки ЦТСслабо зависят от частоты и равны tgδeff = 0,05−0,1 в исследованном диапазоне частот. Этиобстоятельства приводят совместно к немонотонному уменьшению потерь многослойныхструктур в 2−10 раз с ростом частоты. Выраженные особенности на зависимостях ε1eff(f) иtgδeff(f) всех образцов, наблюдаемые вблизи частоты ~0,8·105 Гц в виде резких максимумов иминимумов, связаны с возбуждением электромеханического резонанса в структурах.На зависимостях ε2(ε1) (диаграммы Коул-Коула) процессы релаксации проявляются в виде фрагментов дуг окружности, предсказываемых дебаевской моделью релаксации. Наблюдаемые отклонения диаграмм ε2(ε1) от окружностей в области большихзначений ε1eff вызваны, по всей видимости, наличием целого набора времён релаксаций,а также вкладом сквозной проводимости в области низких частот.4.4.
Пьезоэлектрические, пироэлектрические и магнитные свойстваУстановлено, что все поляризованные структуры, содержащие ЦТС слои, проявляютзаметные пьезоэлектрический и пироэлектрический эффекты. Величина пьезомодуля образцов достигала d′33 ~35d11(α-SiO2), их пироэлектрический коэффициент составлял ~20% от10143-225120002012H, T-400010250-1400-2002p , пКл/(см К)1300350T, KE,T, кВ/(м*Т)M,кА/м196040200-0,054000,00H, T0,05Рис. 4.Рис.
5.Рис. 6.Рис. 4. Температурные зависимости пироэлектрического коэффициента pσ для:1 - керамического образца ЦТС19; 2 - плёнки ЦТС19 толщиной 60 мкм; 3, 4 - композитных структур ЦТС19−НЦФ (x=0)−ЦТС19 общей толщиной 150 и 250 мкм; 5 композитной структуры ЦТС19−НЦФ (x=0.5)−ЦТС19 общей толщиной 130 мкм.Рис. 5. Зависимости намагниченности M композитной структуры ЦТС19−НЦФ(x= 0,5)−ЦТС19 от напряжённости магнитного поля H, направленного параллельно(кривая 1) и перпендикулярно (кривая 2) базисной плоскости структуры (при 290 К).Рис.
6. Зависимость МЭ-коэффициента αE от напряжённости H постоянногокасательного магнитного поля смещения для композитной структурыЦТС19−НЦФ (x=0,5)−ЦТС19 толщиной d=130 мкм (измерения на частоте 1 кГц).пирокоэффициента керамики ЦТС19 при комнатной температуре и увеличивался до~35−60% при увеличении температуры до 375 K (рис. 4).Измерения магнитных характеристик проводили при комнатной температуре в магнитном поле до 1,6 Тл, направленном параллельно либо перпендикулярно базисной плоскостиструктур ЦТС19−НЦФ−ЦТС19 общей толщиной 130 мкм. При касательном намагничиванииструктура насыщалась в поле ~0,5 Тл, а при намагничивании перпендикулярно плоскости - вполе менее 0,15 Тл (рис.
5), что обусловлено эффектами размагничивания. Для всех исследованных структур намагниченность насыщения составляла ~290 кА/м, а величина коэрцитивной силы не превышала 1 мТл. Полученные результаты свидетельствуют о высоком качествеслоёв НЦФ, входящих в состав структур, и согласуются с данными о магнитных характеристиках объёмных образцов никель-цинкового феррита.4.5. Магнитоэлектрический эффектПоляризованные структуры ЦТС-НЦФ и ЦТС-НЦФ-ЦТС проявляют МЭ эффект.При касательном намагничивании структуры величина МЭ-коэффициента даётся формулой[1, 5] αE ≈ Aq d13/εeff, где A - постоянный коэффициент, зависящий только от размеров и ме-20ханических параметров слоёв, q=q11+q13 - пьезомагнитный коэффициент, q11= ∂λ11/∂H,q12=∂λ12/∂H, где λ11 и λ12 - продольная и поперечная магнитострикции касательно намагниченного ферромагнитного слоя, d13 - пьезомодуль пьезоэлектрического слоя.
Как показалиизмерения, пьезомагнитный коэффициент плёнки НЦФ q=q11+q13 равен нулю в слабых полях,достигает максимального значения в области полей H ~8 мТл, а затем вновь спадает до нуляпри насыщении магнитострикции плёнки. Из приведённой выше формулы для αE следует, чтополевая зависимость МЭ- коэффициента (рис. 6) качественно повторяет полевую зависимостьпьезомагнитного коэффициента: λ(H). Во всём исследованном диапазоне частот величина коэффициента не превышала 60 кВ/(м·Тл) и возрастала до ~2 000 кВ/(м·Тл) вблизи резонанснойчастоты 8,1 кГц изгибных акустических колебаний структуры [1, 5].При намагничивании структуры перпендикулярно плоскости структуры её коэффициент МЭ-преобразования не превышал значений 5 кВ/(м·Тл) во всём диапазонечастот и увеличивался до ~1 кВ/(м·Тл) на резонансной частоте ~8,1 кГц.
Максимум коэффициента преобразования находился в области полей H ~0,3 Тл, что обусловленоэффектами размагничивания плёнок феррита.ОСНОВНЫЕ РЕЗУЛЬТАТЫ И ВЫВОДЫ РАБОТЫ1. Определены температурные режимы синтеза в воздушной атмосфере твёрдых растворов со структурой нормальной шпинели в системах Co1-xAxCr2O4, A=Ni, Cu, Fe, 0≤x≤1.Установлено, что в системах с A=Ni, Cu образуются неограниченные ряды указанных твёрдых растворов. Найдено, что в этих системах при x=0,985 и 0,55 соответственно происходитморфотропный фазовый переход с изменением симметрии от кубической до тетрагональной.2.
Получены данные о температурных зависимостях диэлектрических проницаемости(T) и потерь tg(T) керамических образцов (Co1-xAx)Cr2O4, A = Ni, Cu и Fe на частотах 0,1 200 кГц в области 100 – 350 К. Найдено, что рост в образцах Co1-xAxCr2O4 содержания Ni отх = 0 до 1, а Cu от 0 до 0,5 вызывает увеличение на 3 - 4 порядка значений их tg.
На температурных зависимостях (T), tg(T) и ТТСД образцов с A = Ni, 0,2≤x≤0,6 при Tс≈240 K обнаружены особенности характерные для фазовых переходов сегнетоэлектрического типа. Данные изучения МС образцов Co1-xAxCr2O4 y57Fe2O3 (y = 0,01 – 0,04) в области 54 -330 К указывают на то, что они при низких температурах находятся в магнитоупорядоченном состоянии.Сочетание в твёрдых растворах c A =Ni при x ≤ 0,6 сегнетоэлектрического и магнитоупорядоченного состояний позволяет отнести их к новым сегнетомагнитным мультиферроикам.213.
По данным выполненного РФА керамических образцов системы Bi1-хSrхFeOyустановлено, что в системе для всех составов 0x1 образуются твёрдые растворы соструктурой перовскита, симметрия которых изменяется от R3c до Pm 3 m в области0,1<x<0,2 и от Pm 3 m до P4mm в области 0,8<x<1,0. Из данных о Fe2p, Fe3s, Sr3d, Bi4f иO1s рентгеновских фотоэлектронных спектрах найдено, что в образцах с x>0 присутствуютионы и Fe3+ и Fe4+, в образцах с x<0,6 относительное содержание Fe4+/Fe3+ составляет 0,20 –0,35, максимальное содержание Fe4+ ионов, достигающее 0,45, обнаружено в образцах сx=0,9. Установлено наличие корреляции между концентрациями ионов Sr и Fe4+.Результаты термогравиметрических исследований образцов (Bi1-xSrx)FeOy показывают, что валентные состояния железа в твёрдых растворах составов 0≤x≤0,5 сохраняют свои значения при нагреве вплоть до температур их плавления, а в составах0,5<x≤ 1 при нагреве выше 600оС происходит обратимый переход Fe4+ --> Fe3+.4.
Определены условия синтеза методами твёрдофазных реакций и зонной плавкигексаферритных фаз в системе SrO-CoO-Fe2O3. Методом твёрдофазных реакций получены образцы гексаферритных фаз M- (SrFe12O19), W- (SrCo2Fe16O27) и Z(Sr3Co2Fe24O41) типов, зонной плавкой выращены кристаллы гексаферритов M- и Wтипа. На температурных зависимостях электрического сопротивления обнаруженымаксимумы в области температур перехода в парамагнитное состояние (~620 K), проявление особенностей на температурных зависимостях диэлектрических проницаемости и потерь, связанных с фазовыми переходами, маскируется повышенной проводимостью образцов.
Получены данные о влиянии добавок Al, Ti, Nb, Y, K, Pb, Bi на проводимость образцов. На поляризованных образцах Sr3Co2(Fe0,95Al0,05)24O41), обладающихминимальной проводимостью, зарегистрировано проявление МЭ эффекта с величинойМЭ коэффициента, равной 80 мВ/(см·Э).5. Разработана технология сеткотрафаретной печати слоистых толстоплёночныхкомпозитных структур, состоящих из чередующихся слоёв цирконата- титаната свинца(ЦТС) и никель-цинкового феррита (НЦФ) толщиной 10−60 мкм каждый, на керамическуюподложку из оксида алюминия, на которой предварительно был сформирован проводящийконтактный Ag-слой.
Получены 2-х и 3-х слойные композитные структуры ЦТС−НЦФ,ЦТС−НЦФ−ЦТС, которые по фазовому составу, физико-механическим, электрофизическим,магнитным и МЭ свойствам в первом приближении соответствуют поставленным целям.Установлено, что образования дополнительных фаз в результате термообработки структур22при температурах до 1373 K не происходит, по данным РФА полученные структуры, содержали только основные фазы.Получены данные о влиянии технологических параметров (состава полимернойкомпозиции и исходных компонент, толщины слоёв, температурно-временного режима спекания, режима поляризации) на диэлектрические и МЭ свойства образцов, определены оптимальные режимы синтеза и поляризации слоистых структур.6. Выполнены комплексные исследования электрических и магнитных свойств полученных слоистых структур.
Установлено, что поляризованные структуры проявляют пьезоэлектрические, пироэлектрические и ферримагнитные свойства, характеристики которыхсопоставимы по величине с характеристиками объёмных образцов ЦТС и НЦФ соответственно. Показано, что температурно-частотные зависимости эффективной диэлектрическойпроницаемости εeff и потерь tgδeff структур и в области температур 100−900 K и частот25−106 Гц формируются в результате комбинации свойств плёнок ЦТС и НЦФ.7. Изучены полевые зависимости МЭ коэффициента композитных структурЦТС−НЦФ и ЦТС−НЦФ−ЦТС, найдено, что величина МЭ коэффициента для касательнонамагниченных структур составляет ~60 кВ/(м Тл) в области частот до 200 кГц и возрастаетдо ~2000 кВ/(м Тл) на частотах акустических резонансов структуры, что сравнимо с лучшими данными, полученными на изготовленных другими методами подобных структурах.Список цитируемой литературы1. M.
Fiebig. J. Phys. 2005. V.38D. P.R123.2. K.F. Wang, J.-M. Liu, Z.F. Ren. Adv. Phys. 2009. V.58. P.321.3. А.П. Пятаков, А.К. Звездин. УФН. 2012. Т.182. С.593.4. T. Kimura. Annual Review of Condensed Matter Physics. 2012. V.3. P.93.5. C.-W.
Nan, M.I. Bichurin, S. Dong et. al. J. Appl. Phys. 2008. V.103. 031101.6. A. Maignan, C. Martin, K. Singh et. al. J. Solid State Chem. 2012. V.190. P.2251.Список основных работ, опубликованных по теме диссертационной работыСтатьи в изданиях, рекомендованных ВАК РФ:1. Буш А.А., Шкуратов В.Я., Кузьменко А.Б., Тищенко Е.А.
![](https://s.studizba.com/z.php?f=/templates/si/i/noavatar.png&w=100&h=100&t=1"){kind=avatar}
