Автореферат (1103181), страница 3
Текст из файла (страница 3)
В окрестности этой температуры, соответствующей порогу перколяции, величина ЭЭК достигает максимальной величины. Придальнейшем понижении температуры начинается резкий рост мартенситной фазы, сопровождающийся появлением частиц с большой магнитной анизотропией, и величинаЭЭК падает в слабых полях и слабо изменяется в сильных полях. При нагреве от низких температур происходил обратный процесс: максимум ЭЭК сигнала достигалсявблизи порога перколяции (T 240 К).Полевые зависимости ЭЭК при низких температурах также свидетельствовали овозникновение весьма сильноймагнитной анизотропии при образовании крупных включений1,5Ni43,7Mn 43,6In 12,7мартенсита.
Эта анизотропияTKE, 10-3H = 2,8 kOeE = 2,55 eVсвязана либо с двойникованием,1,0либо с возможными антиферромагнитными корреляциями за0,5счёт наличия атомов марганца,либо с кристаллографической0,050100150200250300350анизотропией, и отличалась вT, Kприповерхностном слое и вобъёме образца.Рис. 6. Температурные зависимости ЭЭК лентыNi43,7Mn43,6In12,7 в поле напряжённостью 3 кЭ.12В § 4.3 рассмотрены нестехиометрические сплавыГейслера.
Важно отметить, чтосвойства нестехиометрическихсплавов Гейслера существенноотличаются от свойств полныхсплавов. Например, в нестехиометрическихсплавахможносдвигать температуры фазовыхпереходов, варьируя концентрации компонентов. Кроме того, важную роль может игратьРис.7.Температурнаязависимостьнамагни-ченности ленты Ni43,7Mn43,6In12,7 в полях напряжённостью 200 Э и 5 кЭ [7].добавление малого количествачетвёртого элемента (в четверных сплавах).Магнитооптические свойства лент Ni-Mn-In были изучены для серии образцов с незначительными вариациями концентраций компонентов.
Приэтом магнитооптический откликбыл обнаружен только на лентесостава Ni43,7Mn43,6In12,7 (рис. 6).Намагниченность этой лентыбыла на два порядка выше, чемРис. 8. Спектральные зависимости ЭЭК лентыу остальных лент данной серииNi43,7Mn43,6In12,7 в аустенитной (T = 250, 300 К) и[7].мартенситной (Т = 60 К) фазах.Температуры, характери-зующие мартенситный переход в приповерхностном слое, отличались на ~ 50 К оттемператур в объёме ленты, определёнными при измерениях намагниченности (см.рис.
6 и 7). Сравнение спектральных зависимостей ЭЭК (рис. 8) показало, что электронная структура ленты Ni43,7Mn43,6In12,7 не претерпевает изменений при мартенситном переходе.13В отличие от описанной ленты, в тонкой плёнке нестехиометрического сплаваNi-Mn-In (Ni50Mn35In15) мартенситный переход не наблюдался.Далее в § 4.3 приведены результаты для четверных сплавов Гейслера. В моно-кристаллах Ni45Mn36,7In13,3Co5 в качестве четвёртого элемента присутствует кобальтконцентрацией 5 ат. %. Результаты представлены для двух образцов: закалённого в холодной воде (WQ) и медленно охлаждённого (SC). Мартенситный переход удалось наблюдать только на поверхности монокристаллического образца, закалённого в холодной воде (WQ).
В монокристалле, охлаждённом медленно (SC), признаков мартенситного перехода обнаружено не было. Величина ЭЭК для SC-монокристалла не претерпевала значительных изменений с понижением температу2ры. Т.о. наличие мартенситногоNi45Mn36,7In13,3Co51-3TKE, 10перехода в нестехиометриче-(WQ)T = 300 KT = 150 KH = 2,7 kOe0ских сплавах Ni45Mn36,7In13,3Co5зависело от степени упорядочения. Параметры этого перехода-1в объёме (см. [8]) и на поверхности были различны.-2012E, eV34ВтонкихплёнкахNi52Mn34In12Si2 (Ni53Mn34In11Si2)Рис. 9. Спектральные зависимости ЭЭК для WQмонокристалла Ni45Mn36,7In13,3Co5 в аустенитной (T= 300 К) и мартенситной (Т = 150 К) фазах.обычный состав Ni-Mn-In былдополнендвумяпроцентамикремния.Магнитооптическиесвойства была изучены для серии из нескольких образцов, полученных методом магнетронного распыления с последующим отжигом при разных температурах и разной длительности, что позволило получить образцы с различными температурами мартенситного перехода (образцы «1»,«2», «3»).В то время как образец «3» испытывал мартенситный переход из аустенитной вмартенситную фазу при понижении температуры, образец «1» оставался в аустенитнойфазе, а образец «2» в мартенситной во всём изученном интервале температур.
Магнитоструктурный переход для образца «3» происходил в широком диапазоне температур14(температурный гистерезис намагниченности 175–250 К). Параметры температурногогистерезиса в магнитооптическом отклике и намагниченности были различны, что указывает на структурную и магнитную неоднородность по толщине плёнки. Магнитооптические спектры были почти идентичны для аустенитной и мартенситной фаз.В § 4.4 сформулированы основные результаты четвёртой главы.Пятая глава посвящена магнитооптической спектроскопии разбавленных магнитных полупроводников GaMnZ и TiO2:V. По каждой группе исследованных образцов приведены экспериментальные данные, полученные в ходе работы, их обсуждение, а так же выводы.В § 5.1 приведён список образцов GaMnAs и GaMnSb, приготовленных методомлазерной абляции (табл. 2), описаны их свойства и условия получения.Таблица 2.НомерСоставТемпература подложки Тg№1№2№3№4№5№6№7№8№9№ 10№ 11(Ga,Mn)As(Ga,Mn)As(Ga,Mn)As(Ga,Mn)AsGaMnSbGaMnSbGaMnSbGaMnSbGaMnSbGaMnSbGaMnSb300 oC330 oC350 oC300 oC300 oC400 oC400 oC400 oC300 oC400 oC400 oCКонцентрация марганцаxMn = tMn/(tMn+ tGaAs)0,130,130,230,230,330,330,20,50,50,090,06Толщина100 нм130 нм130 нм130 нм40 нм140 нм140 нм90 нм110 нм230 нм230 нмИсследование спектральных зависимостей ЭЭК (рис.
10) показало, что для всехобразцов наблюдался сильный магнитооптический отклик. Но вид спектров и их изменение с температурой различались в зависимости от концентрации марганца и технологических параметров: в образце № 3 спектр свидетельствовал о наличии объёмныхкластеров MnAs [9] в образце № 4 — о нанокластерах MnAs [10]. В области температур больше 90 К температурные зависимости ЭЭК для образцов №№ 2– 4 хорошо коррелировали с температурной кривой для MnAs.Величина ЭЭК для образца № 1 (с наименьшей концентрацией марганца 0,13)была близка к уровню шума в диапазоне температур от 295 – 85 К. При охлажденииниже 80 К, сигнал ЭЭК значительно возрастал.
Видно, что при Т = 80 К (рис. 10б) в15спектре хорошо выражен только участок в районе 1,65 эВ. При T = 25 К спектр сильноотличался по форме от образцов с включениями MnAs (№ 3 и № 4).Анализ различий между спектральными и температурными зависимостями дляобразца № 1 и образцов №№ 3, 4 доказывает, что в образце № 1 ферромагнитное упорядочение, возникающее при температурах ниже 80 К, не связано с вкладом от включений MnAs.
Вид спектра ЭЭК образца № 1 при Т = 25 К можно связать с оптическими переходами в ферромагнитной матрице (Ga1-хMnх)As. Усиление ЭЭК, наблюдающееся при энергиях, близких к энергиям оптических переходов в критических точкахполупроводниковой матрицы GaAs [11], свидетельствует о наличии собственного ферромагнетизма в образце № 1 при низких температурах.Рис. 10. Спектральные зависимостиРис.
11. Спектральные зависимости ЭЭК дляЭЭК для образцов GaMnAs №№ 1– 4.образцов тонких плёнок GaMnSb №№ 5–11.16Температурная зависимость ЭЭК для системы GaMnSb (образцы №№ 6–11) демонстрировала слабое изменение величины ЭЭК с ростом температуры. Поэтомуможно считать, что ТС для образцов №№ 6–11 много больше комнатной температуры исильный магнитооптический отклик связан с включениями кластеров MnSb с TC = 560К.Как следует из рис. 11, характер спектров ЭЭК для образцов GaMnSb сильно зависел от технологических параметров.
При этом слои GaMnSb, выращенные при высокой температуре 400 oC и с большой концентрацией марганца, подобно образцам, выращенным методом МЛЭ при высокой температуре [12], содержат объёмные кластерыMnSb и спектры ЭЭК в этих образцах связаны с межзонными переходами в большихкластерах MnSb.Резонансное поведение ЭЭК для образцов №№ 10,11 с Тg = 400 oC и с малойконцентрацией марганца, подобно спектрам для гранулированных пленок GaAs:MnAs[10] и слоям InMnAs [9] c нанокластерами MnAs, в которых резонансное поведениеЭЭК вызывалось возбуждением поверхностных плазмонов в нанокластерах MnAs.В силу того, что оптические спектры для матрицы GaSb и MnSb [13] в областидо 2 эВ близки по своему виду спектрам матрицы GaAs и MnAs [13], соответственно,то и поверхностные плазмоны в GaMnAs и GaMnSb будут образовываться при близкихзначениях энергии. Таким образом, резонансное поведение ЭЭК в GaMnSb в областиэнергий 0,5–1,5 эВ можно связать с возбуждением поверхностных плазмонов в нанокластерах MnSb.В § 5.2 Приведены результаты исследования магнитооптических свойств образцов TiO2:V, с концентрацией примеси ванадия 1, 3, 10 и 18 атомных % и с различнымзначением удельного сопротивления.
Измерения намагниченности показали, что всеобразцы являются ферромагнитными, при этом намагниченность насыщения незначительно меняется при изменении сопротивления образцов. Максимальное значение намагниченности насыщения наблюдалось для образцов с 3% ванадия. Так как соединения ванадия с кислородом или титаном, также как объёмные образцы ванадия, не проявляют ферромагнитного упорядочения [14], ферромагнетизм пленок TiO2:V всегдабудет собственным, то есть связанным с ферромагнетизмом твёрдого раствора диоксида титана с примесями ванадия. Уменьшение намагниченности у плёнок с 10 и 18%ванадия можно объяснить формированием парамагнитных кластеров ванадия.17Магнитооптический сигнал ЭЭК был обнаружен только в плёнках с максимальным магнитным моментом (3% ванадия).
При этом величина его была меньше на порядок по сравнению с плёнками, допированными Co, даже при меньшем уровне допирования. Ни для одного из образцов не удалось обнаружить сигнала рентгеновскогоМКД, что указывает на отсутствие локального магнитного момента у ионов ванадия.Магнитооптический сигнал был на уровне шумов (< 2–4·10-5) в образцах с 1, 10 и 18%ванадия.Сравнение магнитооптических свойств ферромагнитных образцов диоксида титана,допированных 1% V и 1,3% Со,Рис.
12. Спектральные зависимости ЭЭК для тонкихплёнок TiO2:1,3%Co [15] и TiO2:1%V (№ 1).приготовленных в одинаковыхусловиях и отличающихся понамагниченности всего в двараза [15], показало, что магнитооптический отклик в них отличается на два порядка(рис. 12). Этот факт так же, как отсутствие аномального эффекта Холла и рентгеновского МКД на линии поглощения ванадия и слабая зависимость намагниченности отсопротивления (при изменении сопротивления на 13 порядков намагниченность менялась всего в 1,5 раза [15]) свидетельствует о том, что природа собственного ферромагнетизма в образцах диоксида титана, допированных Со и V различна. В отличие от оксидов TiO2:Со с малой концентрацией кобальта, где собственный ферромагнетизм возникает за счёт косвенного обменного взаимодействия, основной вклад в собственныйферромагнетизм пленки Ti0,99V0,01O2-δ не связан со свободными носителями или локальным магнитным моментом на ионе ванадия.
![](https://s.studizba.com/z.php?f=/templates/si/i/noavatar.png&w=100&h=100&t=1"){kind=avatar}
