coordonator ŞtiinŢific: prof. univ. dr. maria neagu · 4.5.2. aderenţă la substrat şi...

UNIVERSITATEA „ALEXANDRU IOAN CUZA” din IAŞI

FACULTATEA DE FIZICĂ

CCOONNTTRRIIBBUUŢŢIIII PPRRIIVVIINNDD

OOBBŢŢIINNEERREEAA ŞŞII CCAARRAACCTTEERRIIZZAARREEAA

SSTTRRAATTUURRIILLOORR SSUUBBŢŢIIRRII AAMMOORRFFEE ŞŞII

NNAANNOOCCRRIISSTTAALLIINNEE FFeeCCuuNNbbSSiiBB

Ioana-Laura VELICU

– Rezumatul tezei de doctorat – COORDONATOR ŞTIINŢIFIC:

Prof. Univ. Dr. Maria NEAGU

–––––––––––––––––––––––– Iaşi, septembrie, 2013 ––––––––––––––––––––––––

UNIVERSITATEA „ALEXANDRU IOAN CUZA” din IAŞI

Facultatea de Fizică

În atenţia:……………………………………………………………………………….

Vă facem cunoscut că în ziua de 27 septembrie, orele 10:00, în Amfiteatrul IV-13, doamna Ioana-Laura VELICU va susţine, în şedinţă publică, teza de doctorat intitulată „Contribuţii privind obţinerea şi caracterizarea straturilor subţiri amorfe şi nanocristaline FeCuNbSiB” în vederea obţinerii titlului ştiinţific de Doctor în domeniul Fizică.

Comisia de doctorat are următoarea componenţă:

Preşedinte:

Prof. Univ. Dr. Diana Mihaela MARDARE Director al Şcolii Doctorale, Facultatea de Fizică Universitatea „Alexandru Ioan Cuza”, Iaşi

Conducător ştiinţific:

Prof. Univ. Dr. Maria NEAGU Facultatea de Fizică Universitatea „Alexandru Ioan Cuza”, Iaşi

Referenţi:

Cercetător ştiinţific grad I dr. Horia CHIRIAC Universitatea „Alexandru Ioan Cuza”, Iaşi

Prof. Univ. Dr. Viorel POP Universitatea „Babeş-Bolyai”, Cluj-Napoca

Prof. Univ. Dr. Alexandru SĂLCEANU Universitatea Tehnică „Gheorghe Asachi”, Iaşi

Vă invităm pe această cale să participaţi la şedinţa publică de susţinere a tezei. 2

Mulţumiri

Adresez cele mai sincere mulţumiri doamnei prof. univ. dr. Maria Neagu, conducătorul ştiinţific al tezei, pentru încrederea, susţinerea şi aleasa pregătire pe care am primit-o de la domnia sa pe parcursul programului de studii doctorale.

Mulţumesc domnului prof. univ. dr. Dumitru Luca pentru observaţiile constructive şi sprijinul acordat în realizarea experimentelor. De asemenea, îi mulţumesc domnului prof. univ. dr. Gheorghe Popa pentru discuţiile şi îndrumările extrem de utile. Îi sunt recunoscătoare şi îi mulţumesc domnului profesor dr. Horia Chiriac pentru sprijinul real acordat în vederea caracterizării probelor realizate.

Mulţumesc colegilor mei din cadrul colectivului de Fizica Plasmei şi, în special, domnului cercetător ştiinţific grad III dr. Vasile Tiron pentru colaborare, prietenie şi ajutorul necondiţionat. Mulţumesc membrilor Facultăţii de Fizică, familiei, colegilor şi prietenilor care mi-au fost aproape şi m-au încurajat şi înţeles în tot acest timp.

Cercetările au fost finanţate din Fondul Social European de către Autoritatea de Management pentru Programul Operaţional Sectorial Dezvoltarea Resurselor Umane 2007-2013 [proiect POSDRU/CPP 107/DMI 1.5/S/78342] şi ţin să mulţumesc întregii echipe a proiectului pentru sprijinul financiar acordat.

3

CUPRINS

Introducere .................................................................................................................................................... 5 Capitolul 1. Materiale magnetic moi ........................................................................................................... 6 Capitolul 2. Magnetostricţiune, magnetoimpedanţă, proprietăţi mecanice: aspecte teoretice şi tehnici de analiză ....................................................................................................................................... 7

2.1. Magnetostricţiune .............................................................................................................................. 7 2.2. Magnetoimpedanţă ............................................................................................................................. 7 2.3. Nanoindentare şi nanosctrach............................................................................................................. 8

Capitolul 3. Tehnici cu plasmă de obţinere a straturilor subţiri ............................................................... 8 Capitolul 4. Straturi subţiri Fe73,5Cu1Nb3Si15,5B7: obţinere şi caracterizare .......................................... 9

4.1. Tehnici şi metode utilizate ................................................................................................................. 9 4.2. Straturi subţiri Fe73,5Cu1Nb3Si15,5B7 obţinute prin HiPIMS ............................................................ 10

4.2.1. Influenţa parametrilor experimentali asupra ratei de depunere ................................................ 10 4.2.2. Fenomene de transport în plasma descărcării magnetron. Influenţa parametrilor experimentali asupra fenomenelor de transport ................................................................................. 12 4.2.3. Compoziţie. Proprietăţi structurale, topologice şi magnetice................................................... 13

4.2.3.1. Straturi subţiri amorfe .................................................................................................... 13 4.2.3.1.1. Compoziţie, structură şi topologie. Influenţa parametrilor experimentali .............. 13 4.2.3.1.2. Comportare magnetică. Câmp magnetic coercitiv ................................................. 15

4.2.3.2. Straturi subţiri nanocristaline.......................................................................................... 16 4.2.3.2.1. Studiul variaţiei magnetizaţiei cu temperatura ....................................................... 16 4.2.3.2.2. Compoziţie, structură, topologie ............................................................................ 17 4.2.3.2.3. Comportare magnetică. Câmp magnetic coercitiv ................................................. 19

4.3. Straturi subţiri Fe73,5Cu1Nb3Si15,5B7 obţinute prin RFMS .............................................................. 20 4.3.1. Influenţa puterii electrice asupra ratei de depunere ................................................................. 20 4.3.2. Compoziţie. Proprietăţi structurale, topologice şi magnetice................................................... 20

4.3.2.1. Straturi subţiri amorfe .................................................................................................... 20 4.3.2.1.1. Compoziţie, structură şi topologie. Influenţa parametrilor experimentali .............. 20 4.3.2.1.2. Comportare magnetică. Câmp magnetic coercitiv ................................................. 20

4.3.2.2. Straturi subţiri nanocristaline.......................................................................................... 21 4.3.2.2.1. Studiul variaţiei magnetizaţiei cu temperatura ....................................................... 21 4.2.3.2.2. Caracterizare structurală ........................................................................................ 22 4.2.3.2.2. Comportare magnetică. Câmp magnetic coercitiv ................................................. 22

4.4. Determinarea magnetostricţiunii de saturaţie a straturilor subţiri Fe73,5Cu1Nb3Si15,5B7 ................. 23 4.5. Determinarea proprietăţilor mecanice ale straturilor subţiri Fe73,5Cu1Nb3Si15,5B7 .......................... 24

4.5.1. Modul de elasticitate şi duritate ............................................................................................... 24 4.5.2. Aderenţă la substrat şi coeficient de frecare ............................................................................ 25

Capitolul 5. Straturi subţiri Fe73,5Cu1Nb3Si15,5B7: studiul efectului de magnetoimpedanţă ................ 26 5.1. Studiul efectului de magnetoimpedanţă al straturilor subţiri mono-strat Fe73,5Cu1Nb3Si15,5B7 şi sandwich Fe73,5Cu1Nb3Si15,5B7/Cu/Fe73,5Cu1Nb3Si15,5B7..................................................................... 26

5.1.1. Mono-strat Fe73,5Cu1Nb3Si15,5B7 ........................................................................................... 26 5.1.2. Sandwich Fe73,5Cu1Nb3Si15,5B7/Cu/Fe73,5Cu1Nb3Si15,5B7 .................................................... 28

Concluzii generale ....................................................................................................................................... 29 Bibliografie selectivă ................................................................................................................................... 31

4

Introducere

În contextul mondial al dezvoltării de noi materiale care să satisfacă necesităţile societăţii, dar şi cerinţele din ce în ce mai exigente ale industriei, studiul materialelor magnetice reprezintă o direcţie importantă a cercetării ştiinţifice contemporane. Cu o gamă foarte largă de proprietăţi şi posibile structuri, materialele magnetic moi sunt studiate atât în formă masivă, cât şi sub formă de pulberi, benzi, fire, fire acoperite cu sticlă, straturi subţiri etc. [1-6]. Tendinţa de miniaturizare a electronicii, şi nu numai, necesită dispozitive şi componente cu forme complicate şi dimensiuni reduse, motiv pentru care straturile subţiri atrag în continuare un interes considerabil [7-9].

Datorită proprietăţilor remarcabile (permeabilitate magnetică şi magnetizaţie de saturaţie ridicate, magnetizaţie remanentă şi câmp coercitiv reduse, temperatură Curie ridicată şi stabilitate termică bună a proprietăţilor magnetice, magnetostricţiune de saturaţie mică, pierderi magnetice prin histerezis şi curenţi turbionari scăzute etc.), materialele amorfe şi nanocristaline cu proprietăţi magnetic moi au devenit alternative viabile în numeroase aplicaţii ale materialelor magnetice cristaline, constituind un domeniu de cercetare de actualitate [10-19].

Sistemul de aliaje FeCuNbSiB (cunoscut şi sub denumirea comercială FINEMET) este primul şi cel mai cunoscut sistem de aliaje nanocristaline pe bază de Fe, cu proprietăţi magnetic moi. Aliajele FeCuNbSiB se bucură de o atenţie deosebită în rândul cercetătorilor datorită potenţialului lor ridicat pentru o gamă foarte vastă de aplicaţii: miezuri pentru componente inductive, absorbanţi de unde electromagnetice, elemente sensibile (prezenţă, câmp magnetic, curent electric), actuatori, amplificatoare magnetice, transformatoare de distribuţie şi semnal, filtre active etc. [11-13, 16].

Principalele obiective pe care le-am avut în vedere au fost: obţinerea de straturi subţiri magnetice amorfe Fe73,5Cu1Nb3Si15,5B7; studiul compoziţiei, proprietăţilor structurale, topologice, magnetice,

magnetostrictive şi mecanice şi al efectului de magnetoimpedanţă ale straturilor subţiri obţinute;

studiul influenţei parametrilor experimentali asupra unora dintre proprietăţile straturilor subţiri / stabilirea parametrilor experimentali optimi în vederea obţinerii de straturi subţiri magnetic moi cu proprietăţi superioare;

obţinerea de straturi subţiri nanocristaline Fe73,5Cu1Nb3Si15,5B7. Tehnicile utilizate pentru obţinerea straturilor subţiri Fe73,5Cu1Nb3Si15,5B7 au fost: • pulverizarea catodică de tip magnetron în impulsuri de mare putere (High

Power Impulse Magnetron Sputtering – HiPIMS); • pulverizarea catodică de tip magnetron în regim de radiofrecvenţă (Radio

Frequency Magnetron Sputtering – RFMS). Inducerea structurii nanocristaline s-a realizat prin tratamente termice adecvate,

aplicate precursorilor amorfi. 5

Capitolul 1. Materiale magnetic moi

În funcţie de valoarea câmpului magnetic coercitiv, materialele magnetice pot fi împărţite în două mari clase: materiale magnetic moi şi materiale magnetic dure. Pentru performanţe cât mai mari, materialele magnetic moi trebuie să aibă o valoare a câmpului magnetic coercitiv cât mai mică posibil (de ordinul A/m), în timp ce materialele magnetic dure trebuie să aibă o valoare a câmpului magnetic coercitiv cât mai mare (> 100 kA/m). Există de asemenea şi o a treia clasă de materiale numite materiale semi-dure, cu valori ale câmpului magnetic coercitiv cuprinse între 1 kA/m şi 100 kA/m [5, 6, 20-22].

Proprietăţile caracteristice materialelor magnetic moi sunt: permeabilitate magnetică ridicată, magnetizaţie de saturaţie ridicată, magnetizaţie remanentă scăzută, câmp magnetic coercitiv mic, temperatură Curie ridicată şi stabilitate termică bună a proprietăţilor magnetice, magnetostricţiune de saturaţie redusă, anizotropie magnetică redusă, pierderi magnetice prin histerezis şi curenţi turbionari scăzute, rezistenţă mecanică la coroziune, ductilitate şi fiabilitate, rezistivitate electrică ridicată [20-22].

Principalele clase de aliaje magnetic moi sunt: aliajele Fe-Si, aliajele Fe-Ni, aliajele Fe-Co, feritele magnetic moi, aliajele amorfe şi aliajele nanocristaline.

Cele mai cunoscute sisteme de aliaje metalice nanocristaline pe bază de Fe, cu proprietăţi magnetic moi sunt [10, 23, 24]:

Fe73,5Cu1M3(SixB1-x)22,5 at% (M = Nb, Mo, Yr, Ta, W etc.) – cunoscut sub numele comercial FINEMET. În stare nanocristalină, acest sistem prezintă un comportament magnetic moale net superior stării amorfe, caracterizat printr-o combinaţie unică de proprietăţi [25-27]: permeabilitate magnetică iniţială ridicată (> 100.000 la 1 kHz); valori reduse ale câmpului magnetic coercitiv (~ 0,5 A/m); pierderi prin histerezis reduse (pierderi prin miez PFe = 38 W/kg la 100 kHz şi 0,2 T, mai mici decât ale aliajelor amorfe magnetic moi de bază de Co); inducţie magnetică de saturaţie ridicată (~ 1,2 T); magnetostricţiune de saturaţie redusă (~ 1∙10-6).

Fe83-86M5-7B2-6Cu1 at% (M = Zr, Nb etc.) – cunoscut sub numele comercial NANOPERM. Concentraţia mai mare a metalului de tranziţie face ca, în stare nanocristalină, proprietăţile magnetic moi ale acestui sistem de aliaje să fie superioare proprietăţilor aliajelor FeCuNbSiB, conducând la creşterea inducţiei magnetice de saturaţie până la 1,7 T şi, respectiv, la scăderea magnetostricţiunii de saturaţie [16].

(Fe1-xCox)88M7B4Cu1 at% (M = Nb, Hf, Zr etc.) – cunoscut sub numele comercial HITPERM. În stare nanocristalină, aliajele HITPERM prezintă proprietăţi magnetic moi deosebit de atractive: inducţie magnetică de saturaţie ridicată (~ 1,6-2 T) la temperaturi de lucru cuprinse în intervalul 500-600oC, temperatură Curie ridicată, stabilitate termică foarte bună a proprietăţilor magnetice (5000 h la 600oC), permeabilitate magnetică maximă de aproximativ 1800 şi pierderi în miez mai mici de 480 W/kg (la 5 kHz şi 500oC) [16, 28].

6

Capitolul 2. Magnetostricţiune, magnetoimpedanţă, proprietăţi mecanice: aspecte teoretice şi tehnici de analiză

2.1. Magnetostricţiune

Magnetostricţiunea este fenomenul de modificare a formei şi dimensiunilor unui material feromagnetic atunci când acesta este supus acţiunii unui câmp magnetic extern. Acest fenomen este cauzat de modificarea orientării vectorilor magnetizaţie ai domeniilor magnetice, modificare ce conduce la alungirea sau contracţia materialului pe direcţia câmpului magnetic extern [4-6, 20-22]. Materialele cu magnetostricţiune pozitivă se vor alungi în aceeaşi direcţie cu cea a câmpului magnetic extern aplicat, iar cele cu magnetostricţiune negativă se vor contracta pe direcţia câmpului şi se vor alungi pe o direcţie perpendiculară pe aceasta. În timpul acestor deformări, volumul eşantioanelor magnetizate rămâne constant [4]. Efectul este reversibil, în absenţa câmpului magnetic materialul revenind la dimensiunile sale iniţiale [5]. Dacă valoarea câmpului magnetic extern aplicat produce saturaţia magnetică a materialului, magnetostricţiunea atinge o valoare limită, cunoscută sub denumirea de magnetostricţiune de saturaţie, λs (constantă de material) [30]. În cazul straturilor subţiri, una dintre metodele de determinare a lui λs este metoda consolei [29-34].

2.2. Magnetoimpedanţă Efectul de magneto-impedanţă (MI) constă în variaţia semnificativă a ambelor

componente (reală şi imaginară) ale impedanţei electrice a unui conductor magnetic parcurs de un curent electric alternativ (cu amplitudine mică) ce este supus acţiunii unui câmp magnetic extern static, Hdc. Uneori, această variaţie este foarte mare (chiar şi până la 700%), caz în care efectul se numeşte efect de magnetoimpedanţă gigant (MIG). Curentul electric alternativ, I = I0ejωt, de amplitudine I0 şi pulsaţie ω = 2πf ce străbate conductorul generează un câmp magnetic transversal, Hac, ce conduce la apariţia unor procese de magnetizare în volumul conductorului. Efectul MI este guvernat de capacitatea magnetizaţiei corpului de a răspunde câmpului magnetic generat de curentul electric alternativ, depinzând de permeabilitatea transversală a acestuia. Prin urmare, pentru a obţine o variaţie semnificativă a impedanţei electrice a unui corp, ideal este ca acesta să aibă anizotropie magnetică pe o direcţie paralelă cu direcţia câmpului magnetic generat de curentul alternativ [35-37].

Efectul MI a fost observat în materiale sub formă de fire, fire acoperite cu sticlă, benzi şi straturi subţiri mono- şi multistrat [38-45]. Acest efect poate fi controlat nu doar prin intermediul frecvenţei şi a intensităţii curentului electric alternativ, ci şi prin intermediul direcţiei şi intensităţii câmpului magnetic extern aplicat. Efectul MI poate fi măsurat în trei configuraţii: longitudinală (direcţia câmpului Hdc este paralelă cu lungimea probei), transversală (direcţia câmpului Hdc este perpendiculară pe lungimea probei), perpendiculară (direcţia câmpului Hdc este perpendiculară pe planul probei). 7

2.3. Nanoindentare şi nanoscratch Nanoindentarea este o tehnică ce permite studiul proprietăţilor mecanice ale

materialelor la scară redusă. Ea presupune presarea şi retragerea succesivă a unui vârf (indentor), cu geometrie cunoscută, într-un material cu suprafaţă plană. Datele privind forţa de apăsare şi deplasarea în material conţin informaţii ce pot fi utilizate pentru determinarea durităţii şi a modulului de elasticitate. Principiul metodei constă în înregistrarea curbelor forţă-deplasare, pentru un ciclu întreg încărcare-descărcare. Curba de descărcare este elementul esenţial în determinarea proprietăţilor mecanice ale materialelor investigate [46-50]. Prelucrarea datelor obţinute prin teste de nanoindentare aplicate materialelor masive sau sistemelor strat subţire/substrat pentru care straturile subţiri au aceleaşi proprietăţi mecanice ca cele ale substraturilor se poate realiza cu ajutorul modelului Oliver-Pharr. Acest model a fost elaborat pornind de la presupunerea că în timpul fazei de încărcare solicitarea poate conţine şi deformaţii inelastice sau plastice, ireversibile, în timp ce, la descărcare, curba caracteristică este pur elastică [50]. În cazul în care straturile subţiri au proprietăţi mecanice diferite de cele ale substraturilor pe care au fost depuse, modelul Oliver Pharr trebuie completat cu una dintre relaţiile ce ţin cont nu doar de proprietăţile materialului analizat şi de cele ale indentorului, ci şi de cele ale substraturilor [51, 52].

Aderenţa straturilor subţiri la suporturile de depunere, precum şi coeficientul de frecare al acestora, pot fi studiate cu ajutorul testelor de nanoscratch [49]. Capitolul 3. Tehnici cu plasmă de obţinere a straturilor subţiri

Tehnicile cu plasmă fac parte din categoria metodelor fizice de depunere din fază de vapori şi joacă un rol din ce în ce mai important în obţinerea straturilor subţiri [53]. Spre deosebire de alte tehnici de obţinere a straturilor subţiri, tehnicile cu plasmă şi în special pulverizarea catodică oferă o gamă largă de avantaje: simplitatea procesului fizic implicat, uşurinţa de a pulveriza materiale cu punct înalt de topire, menţinerea stoichiometriei în cazul ţintelor compozite, aderenţă bună a stratului subţire la substrat, posibilitatea răcirii/evitării încălzirii ţintelor în timpul procesului de depunere, creşterea şi doparea controlată a straturilor subţiri, obţinerea de straturi subţiri amorfe [53-56].

În varianta sa cea mai simplă, pulverizarea catodică are loc în condiţiile unei descărcări luminiscente într-un gaz inert (de cele mai multe ori argon) aflat la presiune joasă, în sistem de tip diodă, în curent continuu, între un electrod polarizat negativ (cunoscut sub numele de catod) şi alt electrod (anod) sau pereţii incintei. Catodul trebuie confecţionat din materialul ce urmează a fi depus sub formă de straturi subţiri, caz în care mai este cunoscut şi sub denumirea de ţintă [53, 57].

8

Procesul convenţional de pulverizare este unul extrem de ineficient şi, din acest motiv, s-au căutat soluţii pentru eficientizarea acestui proces. Una dintre configuraţiile cele mai utilizate în acest scop este configuraţia magnetron [58].

Pulverizarea catodică de tip magnetron a fost extinsă şi perfecţionată, lucrându-se în diverse regimuri: DCMS (pulverizare catodică de tip magnetron în curent continuu), RFMS (pulverizare catodică de tip magnetron în câmp de radiofrecvenţă), HiPIMS (pulverizare catodică de tip magnetron în impulsuri de mare putere) etc.

Capitolul 4. Straturi subţiri Fe73,5Cu1Nb3Si15,5B7: obţinere şi caracterizare

4.1. Tehnici şi metode utilizate

Au fost obţinute straturi subţiri amorfe Fe73,5Cu1Nb3Si15,5B7 cu proprietăţi magnetic moi utilizând ca tehnici de depunere:

• pulverizarea catodică de tip magnetron în impulsuri de mare putere (High Power Impulse Magnetron Sputtering – HiPIMS); • pulverizarea catodică de tip magnetron în regim de radiofrecvenţă (Radio Frequency Magnetron Sputtering – RFMS). În cazul ambelor tehnici de depunere, ca ţintă de pulverizare am utilizat benzi

magnetice cu compoziţia Fe73,5Cu1Nb3Si15,5B7 (Vacuumschmelze GmbH & Co. KG). Straturile subţiri au fost depuse pe suporturi de sticlă şi siliciu.

Grosimea şi, implicit, ratele de depunere ale straturilor subţiri obţinute au fost determinate utilizând metoda interferometrică.

Tratamentele termice necesare obţinerii structurii nanocristaline au fost efectuate în cuptor de tratament termic, în vid (10-6 Torr).

Compoziţia chimică de suprafaţă a fost analizată prin metoda spectroscopiei de fotoelectroni de raze X (XPS), utilizând un spectrometru PHI 5000 VersaProbe (Φ ULVAC-PHI, INC.)

Microstructura a fost analizată prin metoda difracţiei de raze X (XRD) şi, respectiv, prin metoda microscopiei electronice cu scanare (SEM), utilizând un difractometru Shimadzu LabX XRD-6000 (configuraţie Bragg-Bretano (θ-2θ), radiaţie Cu Kα) şi, respectiv, un microscop Jeol JAX-840A (tensiune de accelerare – 20 kV, mărire – 30.000X, distanţa dintre probă şi tun – 10 mm). Fracţia volumică a fazei α-Fe(Si) c.v.c., νcr, dimensiunea medie a grăunţilor α-Fe(Si) c.v.c., D, distanţa inter-planară, d, şi parametrul de reţea, a, au fost estimate din peak-urile de difracţie prezente în difractogramele înregistrate [59]. Procentul de Si din faza nanocristalină α-Fe(Si) a fost calculat pe baza dependenţei cantitative dintre parametrul de reţea şi conţinutul procentual de Si din aliajele Fe-Si, stabilită de Bozorth [60]. 9

Topologia suprafeţelor a fost analizată prin microscopie de forţă atomică (AFM), utilizând un microscop de scanare NT-MDT Solver Pro-M, în modul tapping.

Comportarea magnetică de volum şi suprafaţă a fost analizată prin metoda fluxmetrică şi, respectiv, prin efect Kerr magneto-optic [61].

Cinetica de cristalizare a fost studiată atât prin înregistrarea curbelor de variaţie a magnetizaţiei de volum cu temperatura utilizând un sistem Lakeshore 7410 şi un câmp magnetic de 1000 Gauss, cât şi prin metoda calorimetriei diferenţiale de baleiaj (DSC), utilizând un sistem Perkin Elmer 8000 şi o rată de încălzire de 40 oC/min. Temperaturile caracteristice se pot determina fie ca fiind abscisa punctului de intersecţie a două drepte tangente la curba termomagnetică [62], fie prin metoda diferenţială a lui Tauxe care urmăreşte punctul de curbură maximă a curbei termomagnetice [63]. Maximul derivatei a doua a curbei termomagnetice apare în punctul de curbură maximă a acesteia şi poate reprezenta o estimare rezonabilă a unora dintre temperaturile caracteristice.

Proprietăţile mecanice (modulul Young, E şi duritatea, H), aderenţa straturilor subţiri la substraturile pe care acestea au fost depuse, precum şi coeficientul de frecare al straturilor subţiri au fost studiate şi determinate prin teste de nanoindentare şi nanoscratch, utilizând: Hysitron TriboLab® Nanomechanical Test Instrument (1 μN – 30.000 μN) şi Nano Indentation Tester (NHT2) – CSM Instruments (1.000 μN – 500.000 μN) echipat cu un Micro-Scratch Tester (MST) – CSM Instruments. Indentorul utilizat a fost un indentor de tip Berkovich (sub forma unei piramide cu trei feţe) cu vârf de diamant şi rază de curbură de 100 nm. Metoda de calcul Oliver-Pharr a fost corectată cu formula liniară.

Magnetostricţiunea de saturaţie a fost determinată prin metoda consolei. În timpul depunerii straturilor subţiri, s-a realizat diagnoza plasmei

descărcării magnetron în impulsuri de mare putere prin: • Metode optice şi spectrale – măsurători de absorbţie rezonantă laser (TD-

LAS) şi fluorescenţă indusă laser (TD-LIF); spectroscopie de emisie; fotografiere ultra-rapidă.

• Metode electrice (înregistrarea evoluţiei temporale a intensităţii curentului electric pe descărcare şi, respectiv, a tensiunii electrice).

4.2. Straturi subţiri Fe73,5Cu1Nb3Si15,5B7 obţinute prin HiPIMS

4.2.1. Influenţa parametrilor experimentali asupra ratei de depunere

Activităţile de cercetare efectuate au vizat studiul influenţei parametrilor experimentali (timpul de depunere, t, presiunea gazului de lucru, p, puterea medie, Pmed, durata pulsului de tensiune, τ, tensiunea electrică aplicată pe ţintă, U) asupra proprietăţilor straturilor subţiri. Astfel, au fost obţinute straturi subţiri pentru:

10

t = 30 ÷ 180 minute, p = 8 ÷ 60 mTorr, Pmed = 30 ÷ 90 W, τ = 4 ÷ 20 μs, U = -0,5 ÷ -1 kV; substratul a fost fie legat la masă, fie lăsat flotant, fie polarizat negativ.

Au fost stabilite condiţiile optime de depunere ce permit obţinerea de straturi subţiri cu suprafeţe uniforme şi proprietăţi magnetic moi superioare: p = 10 mTorr, Pmed = 30 W, τ = 4 µs, U = -1 kV, substrat legat la masă.

Rata de depunere a straturilor subţiri poate fi controlată prin intermediul parametrilor specifici descărcării magnetron în impulsuri de mare putere, cum ar fi:

Presiunea gazului de lucru. Rata de depunere a straturilor subţiri creşte de la 3,2 nm/min la 3,8 nm/min în intervalul 8-10 mTorr şi scade de la 3,8 nm/min la 1,4 nm/min în intervalul 10-60 mTorr (condiţii de lucru: Pmed = 30 W, τ = 4 µs, U = -1 kV). Scăderea ratei de depunere pe măsura creşterii presiunii gazului de lucru se datorează atât termalizării puternice a fluxului de particule rezultat în urma procesului de pulverizare, cât şi iniţierii regimului de auto-pulverizare.

Durata pulsului de tensiune şi puterea medie. Pentru aceeaşi durată a pulsului de tensiune, rata de depunere creşte de aproximativ 3 ori atunci când puterea medie creşte de la 30 W la 90 W, în timp ce, pentru aceeaşi putere medie, rata de depunere scade atunci când durata pulsului de tensiune creşte de la 4 μs la 20 μs (Figura 4.1, condiţii de lucru: p = 10 mTorr, U = -1 kV).

Figura 4.1: Dependenţa ratei de depunere de puterea medie şi de durata pulsului de tensiune.

Pentru a menţine constantă valoarea puterii medii, frecvenţa de repetiţie a pulsurilor de tensiune scade cu aproximativ un ordin de mărime odată cu creşterea duratei pulsului (Tabelul 4.1). Tabelul 4.1. Valori ale frecvenţei pentru diferite valori ale pulsului de tensiune şi, respectiv, ale puterii medii.

P (W)

ν (Hz)

τ (μs)

P (W)

ν (Hz)

τ (μs)

P (W)

ν (Hz)

τ (μs)

30 575 4

60 1250 4

90 1900 4

107 12 280 12 820 12 51 20 170 20 500 20

11

Tensiunea electrică aplicată pe ţintă. Atunci când tensiunea electrică aplicată pe ţintă scade în valoare absolută de la -1 kV la -0,5 kV, rata de depunere a straturilor subţiri creşte liniar de la 3,8 nm/min la 6,2 nm/min (condiţii de lucru: p = 10 mTorr, Pmed = 30 W, τ = 4 µs, U = -1 kV).

4.2.2. Fenomene de transport în plasma descărcării magnetron. Influenţa parametrilor experimentali asupra fenomenelor de transport

Am studiat influenţa presiunii gazului de lucru (8-40 mTorr), a duratei pulsului de tensiune (4-20 µs) şi a puterii medii (30-90 W) asupra fenomenelor ce au loc în vecinătatea ţintei şi a substratului, precum şi a celor de transport din volumul plasmei utilizate pentru depunerea straturilor subţiri Fe73,5Cu1Nb3Si15,5B7 prin tehnica HiPIMS.

Presiunea gazului de lucru. În Figura 4.2 este prezentată dependenţa densităţii medii a neutrilor de fier de pe nivelul 3d7(4F)4s (calculată pe baza rezultatelor măsurătorilor TD-LAS) şi a ariei semnalului LIF de presiunea gazului de lucru (condiţii de lucru: Pmed = 30 W, τ = 4 µs, U = -1 kV).

Figura 4.2: Dependenţa densităţii medii a neutrilor de fier de pe nivelul 3d7(4F)4s şi

a ariei semnalului LIF de presiunea gazului de lucru.

Aşa cum se poate observa, în vecinătatea substratului, densitatea medie a atomilor de fier prezintă un maxim pentru o valoare a presiunii gazului de lucru de aproximativ 10-15 mTorr. Prin urmare, presiunile de argon ale căror valori se încadrează în acest interval asigură un transport optim de particule între ţintă şi substrat.

Iniţierea regimului de auto-pulverizare şi schimbările compoziţionale ale plasmei din faţa catodului pe măsura creşterii duratei pulsului pot fi puse în evidenţă cu ajutorul fotografierii ultra-rapide. În Figura 4.3 sunt prezentate imagini înregistrate cu ajutorul camerei ICCD pentru două durate diferite ale pulsului de tensiune (4 µs şi 20 µs) utilizând două filtre optice selective: unul roşu cu bandă de transmisie în domeniul 695-1100 nm pentru emisia optică a speciilor argon şi unul albastru cu bandă

12

de transmisie în domeniul 350-400 nm pentru emisia optică a speciilor de fier (condiţii de lucru: p = 10 mTorr, Pmed = 30 W, U = -1 kV). Imaginile arată foarte clar faptul că pentru durate scurte ale pulsului de tensiune (4 µs) radiaţia optică este dominată de emisia atomilor excitaţi de argon, în timp ce, pentru durate mari ale pulsului de tensiune (20 µs), datorită regimului de auto-pulverizare, radiaţia optică este dominată de emisia atomilor excitaţi de Fe.

Figura 4.3: Imagini ICCD înregistrate pentru durate ale pulsului de tensiune de 4 µs şi,

respectiv, 20 µs utilizând un filtru optic selectiv roşu (Ar) şi unul albastru (Fe).

4.2.3. Compoziţie. Proprietăţi structurale, topologice şi magnetice 4.2.3.1. Straturi subţiri amorfe

4.2.3.1.1. Compoziţie, structură şi topologie. Influenţa parametrilor experimentali

Analiza compoziţiei chimice de suprafaţă. Rezultatele analizelor XPS au

indicat faptul că la suprafaţa straturilor obţinute se regăsesc toate cele cinci elemente prezente în compoziţia benzilor utilizate ca ţinte de pulverizare (Fe, Cu, Nb, Si, B), în procente atomice aproximativ egale cu cele ale benzilor (Fe73,5Cu1Nb3Si15,5B7).

Analiză structurală. Rezultatele analizelor XRD şi SEM au demonstrat faptul că toate straturile subţiri obţinute prin tehnica HiPIMS sunt amorfe, cu suprafeţe continue şi compacte.

Analiza topografiei suprafeţei. Rezultatele analizelor AFM au arătat faptul că topografia suprafeţei straturilor subţiri obţinute este influenţată de anumiţi parametri experimentali, cum ar fi:

• Presiunea gazului de lucru. Rugozitatea medie a suprafeţei straturilor subţiri creşte de la 2,6 nm la 4,2 nm în intervalul 8-10 mTorr, după care scade de aproximativ 6 ori în intervalul 10-60 mTorr (Figura 4.4) (condiţii de depunere: Pmed = 30 W, τ = 4 µs, U = -1 kV). Straturile depuse la presiuni joase ale gazului de lucru (8 mTorr), dar şi la presiuni mari (60 mTorr) prezintă suprafeţe neuniforme (Figura 4.5).

13

Figura 4.4: Imagini AFM 3D pentru straturi subţiri Fe73,5Cu1Nb3Si15,5B7 depuse la:

(a) 8 mTorr; (b) 10 mTorr; (c) 40 mTorr; (d) 60 mTorr.

Figura 4.5: Histogramele distribuţiei înălţimii peak-urilor de pe suprafaţă pentru straturi subţiri

Fe73,5Cu1Nb3Si15,5B7 depuse la: (a) 8 mTorr; (b) 10 mTorr; (c) 40 mTorr; (d) 60 mTorr.

• Tensiunea electrică aplicată pe ţintă. Scăderea în valoare absolută a valorii tensiunii electrice aplicate pe ţintă de la -1 kV la -0,5 kV conduce la obţinerea de straturi cu suprafeţe neuniforme şi rugozităţi medii de aproximativ 1,6 ori mai mari.

• Polarizarea substratului. Polarizarea substratului permite obţinerea de straturi subţiri cu valori ale rugozităţii medii de suprafaţă mai mici cu aproximativ 57 %, dar cu suprafeţe neuniforme. 14

4.2.3.1.2. Comportare magnetică. Câmp magnetic coercitiv

Influenţa grosimii şi a presiunii gazului de lucru. Pentru straturi subţiri

obţinute pentru Pmed = 30 W, τ = 4 µs, U = -1 kV, în Figura 4.6 (a şi b) este prezentată dependenţa câmpului magnetic coercitiv de volum şi suprafaţă, Hcv şi Hcs, de:

• grosimea straturilor subţiri pentru probe depuse la două presiuni diferite ale gazului de lucru: 10 mTorr şi respectiv 60 mTorr (Figura 4.6a);

• presiunea gazului de lucru (Figura 4.6b). Straturi subţiri cu grosimi diferite au fost obţinute prin variaţia timpului de

depunere de la 30 de minute la 180 de minute.

Analizând rezultatele prezentate, se poate observa că: • pentru acelaşi timp de depunere, grosimea straturilor subţiri scade de

aproximativ 2,7 ori cu creşterea presiunii argonului de la 10 mTorr la 60 mTorr; • pentru aceeaşi grosime, straturile subţiri depuse la presiuni diferite ale gazului

de lucru au câmpuri magnetice coercitive diferite; • valorile câmpurilor coercitive de volum şi suprafaţă sunt aproximativ egale; • valorile lui Hc v şi Hc s scad cu creşterea grosimii straturilor subţiri. Pentru

probele depuse la presiunea de 10 mTorr, scăderea este de aproximativ 85% (Hc v) şi 80% (Hc s) pentru o creştere a grosimii de la 110 nm la 700 nm. Pentru probele depuse la presiunea de 60 mTorr scăderea este de aproximativ 75% (Hc v) şi 73% (Hc s) pentru o creştere a grosimii de la 40 nm la 260 nm.

Figura 4.6: Dependenţa câmpului magnetic coercitiv de volum şi suprafaţă de:

(a) grosimea straturilor subţiri; (b) presiunea gazului de lucru. Pentru a descrie matematic dependenţa lui Hcv de grosimea straturilor subţiri,

curbele prezentate în Figura 4.6a au fost fitate cu ajutorul programului Origin, cu funcţia Hc = C/tn (t – grosimea stratului subţire, C şi n – constante ale căror valori depind atât de starea în care se află straturile subţiri, cât şi de tehnica şi condiţiile

15

utilizate pentru obţinerea acestora). Valorile constantelor C şi n obţinute sunt: 39133 şi 0,84 (p = 10 mTorr); 48286 şi 0,67 (p = 60 mTorr). Diferenţa între vitezele de scădere ale lui câmpului magnetic coercitiv de volum pentru straturi subţiri depuse la presiuni diferite ale gazului de lucru se poate datora atât topografiilor, cât şi tensiunilor mecanice diferite induse în timpul procesului de depunere.

Influenţa puterii medii şi a duratei pulsului de tensiune. Câmpul magnetic coercitiv de volum scade cu aproximativ 20% când puterea medie creşte de la 30 W la 90 W (condiţii de lucru: p = 10 mTorr, τ = 4 µs, U = -1 kV) şi creşte cu aproximativ 20% când durata pulsului de tensiune creşte de la 4 µs la 10 µs (condiţii de lucru: p = 10 mTorr, Pmed = 30 W, U = -1 kV).

Influenţa tensiunii electrice aplicate pe ţintă. Câmpul magnetic coercitiv de volum scade cu aproximativ 40% atunci când valoarea absolută a tensiunii electrice aplicate pe ţintă scade de la -1 kV la -0,5 kV.

4.2.3.2. Straturi subţiri nanocristaline

În scopul obţinerii stării nanocristaline şi, implicit, al îmbunătăţirii proprietăţilor magnetic moi, straturile subţiri amorfe au fost tratate izoterm, timp de o oră, în cuptor de tratament termic, la temperaturi adecvate, stabilite atât prin analize termomagnetice (studiul variaţiei magnetizaţiei cu temperatura), cât şi prin analize de calorimetrie diferenţială de baleiaj.

4.2.3.2.1. Studiul variaţiei magnetizaţiei cu temperatura

În Figura 4.7 sunt prezentate comparativ curbe termomagnetice normate la unitate

pentru: banda utilizată ca ţintă, strat subţire depus la presiunea de 10 mTorr (460 nm grosime, suport de siliciu, condiţii de depunere: Pmed = 30 W, τ = 4 µs, U = -1 kV) şi strat subţire depus la presiunea de 20 mTorr (700 nm grosime, suport de siliciu, condiţii de depunere: Pmed = 30 W, τ = 4 µs, U = -1 kV), precum şi curba DSC corespunzătoare stratului subţire depus la p = 20 mTorr. Tot în această figură sunt reprezentate şi lungimile Li, definite ca distanţa verticală dintre punctul a cărui abscisă reprezintă temperatura Curie a fazei feromagnetice amorfe şi linia orizontală Lo. Mărimea Li este direct proporţională cu cantitatea de fază amorfă reziduală. În Figura 4.8 este reprezentată determinarea temperaturii Curie a fazei feromagnetice amorfe prin metoda diferenţială a lui Tauxe pentru cele trei cazuri menţionate anterior.

Valorile temperaturii Curie a fazei feromagnetice amorfe, Tcam, temperaturii de

primă cristalizare, Tx, şi temperaturii Curie a fazei feromagnetice nanocristaline α-Fe(Si), Tc

cr, pentru bandă şi cele două straturi subţiri depuse la presiune diferite ale gazului de lucru sunt prezentate în Tabelul 4.2.

16

Figura 4.7. Curbe termomagnetice normate la unitate pentru bandă şi straturi subţiri depuse

la presiune diferite ale gazului de lucru.

Figura 4.8. Determinarea temperaturii Curie a fazei feromagnetice amorfe prin metoda

diferenţială a lui Tauxe pentru bandă şi straturi subţiri depuse la presiuni de argon diferite.

Tabelul 4.2.Temperaturi caracteristice pentru bandă şi straturi subţiri obţinute în condiţii diferite

Tcam (oC) Tx (oC) Tc

cr (oC) bandă 402 530 680

Proba 1 (10 mTorr) 355 460 640 Proba 2 (20 mTorr) 320 440 –

În cazul celor două straturi subţiri, toate cele trei temperaturi caracteristice au

valori mai mici în comparaţie cu cele ale benzii. Diferenţele dintre temperaturi obţinute pentru bandă şi straturi subţiri sunt în conformitate cu cele date de literatura de specialitate pentru aliaje FeCuNbSiB [64].

4.2.3.2.2. Compoziţie, structură, topologie

Analizele XPS au indicat faptul că, în urma tratamentului termic, compoziţia

chimică de suprafaţă a straturilor subţiri Fe73,5Cu1Nb3Si15,5B7 nu se modifică. Având în vedere rezultatele analizei termomagnetice, probele obţinute au fost

tratate izoterm, timp de o oră, în vid, în cuptor de tratament termic, la temperaturi cuprinse în intervalul 400-525oC. Figura 4.9 prezintă difractograme pentru straturi subţiri Fe73,5Cu1Nb3Si15,5B7 cu grosimea de 460 nm (condiţii de depunere: p = 10 mTorr, Pmed = 30 W, τ = 4 µs, U = -1 kV) înregistrate înainte şi după tratamente termice la temperaturile indicate. După tratamentul termic realizat la 400 oC, aliajul este încă predominant amorf, rezultatul fiind în concordanţă cu informaţiile furnizate de analiza termomagnetică. Tratamentul termic la 450 oC iniţiază procesul de cristalizare, conducând la apariţia de grăunţi α-Fe(Si) c.v.c., imersaţi într-o matrice reziduală amorfă Fe-Nb-B. Acest lucru este indicat de către prezenţa peak-urilor de difracţie caracteristice acestei faze, asociate cu planele cristalografice (110), (200) şi 17

(211). Figura 4.10 prezintă imaginea SEM a suprafeţei stratului subţire tratat termic la temperatura de 475 oC, imagine ce indică existenţa unei structuri omogene şi ultrafine de grăunţi (cu dimensiune medie sub 15 nm) imersată într-o matrice amorfă. Rezultatele sunt în concordanţă cu cele obţinute în urma estimării dimensiunii medii a grăunţilor nanocristalini pe baza rezultatelor analizelor de difracţie cu raze X.

Tabelul 4.3 prezintă informaţii cantitative privind: • parametrii structurali (fracţia volumică a fazei α-Fe(Si) c.v.c., νcr,

dimensiunea medie a grăunţilor α-Fe(Si) c.v.c., D, distanţa inter-planară, d, şi parametrul de reţea, a) estimaţi din peak-ul de difracţie (110);

• unghiul de difracţie , θ, corespunzător peak-ului (110); • procentul de siliciu din faza nanocristalină α-Fe(Si), Si (at%).

Figura 4.9: Difractograme pentru straturi subţiri Fe73,5Cu1Nb3Si15,5B7 înregistrate

înainte şi după tratamente termice.

Figura 4.10: Imagine SEM pentru un strat subţire Fe73,5Cu1Nb3Si15,5B7

tratat termic timp de 60 de minute la 475 oC. Tabelul 4.3. Parametrii structurali, unghiul de difracţie şi procentul de siliciu din faza nanocristalină α-Fe(Si) pentru straturi subţiri Fe73,5Cu1Nb3Si15,5B7 tratate termic timp de o oră la temperaturile indicate.

Fracţia volumică a fazei α-Fe(Si) c.v.c creşte cu creşterea temperaturii de tratament. Acest lucru este confirmat şi de rezultatele prezentate în Figura 4.8 (intensitatea peak-ului de difracţie (110) creşte pe măsura creşterii temperaturii, indicând creşterea fracţiei volumice a fazei cristaline). Dimensiunea medie a grăunţilor α-Fe(Si) c.v.c. creşte gradat, odată cu creşterea temperaturii de tratament. Un alt lucru care se poate observa din datele prezentate în acest tabel este acela că odată cu

t (oC)

νcr (%)

D (nm)

θ (grade)

d (Ǻ)

a (Ǻ)

Si (at%)

450 45,7 11 22,42 2,019 2,855 6,70 475 53,6 14 22,45 2,016 2,851 10,68 500 61,1 17 22,47 2,014 2,849 11,63 525 65,4 18 22,52 2,011 2,844 14,04

18

creşterea temperaturii de tratament, peak-urile de difracţie sunt uşor deplasate spre unghiuri mai mari. Acest lucru se datorează faptului că, odată cu creşterea dimensiunii medii a grăunţilor nanocristalini, creşte şi conţinutul de siliciu al acestora, ceea ce conduce la scăderea parametrului de reţea al reţelei cubice cu volum centrat α-Fe(Si) faţă de cel al fierului pur (a = 2,866 Å) şi, implicit, la creşterea valorii unghiului de difracţie.


Figura 4.11 (a şi b) prezintă pentru un strat subţire cu grosimea de 460 nm

(condiţii de depunere: p = 10 mTorr, Pmed = 30 W, τ = 4 µs, U = -1 kV): • dependenţa câmpului magnetic coercitiv de volum de temperatura de

tratament termic (Figura 4.11a); • cicluri de histerezis magnetic normate la unitate corespunzătoare magnetizării

de volum înregistrate atât pentru starea netratată termic, cât şi în urma tratamentelor termice realizate la 475 oC şi 525 oC (Figura 4.11b).

Figura 4.11: (a) Dependenţa câmpului magnetic coercitiv de volum de temperatura de tratament

termic; (b) Curbe de histerezis magnetic normate la unitate corespunzătoare magnetizării de volum, înregistrate înainte şi după tratamentele termice realizate la 475 oC şi 525 oC.

Atunci când temperatura de tratament termic creşte până la valoarea de 475 oC,

câmpul magnetic coercitiv scade cu aproximativ 70%. Valoarea minimă a câmpului magnetic coercitiv (înregistrată după tratamentul termic la 475 oC) corespunde situaţiei în care aliajului are o structură ultrafină de grăunţi α-Fe(Si) c.v.c., cu dimensiunea medie de aproximativ 14 nm şi fracţie volumică de aproximativ 53,6%, imersată într-o matrice reziduală amorfă. Crescând în continuare temperatura până la valoarea de 525 oC, Hc prezintă o tendinţă de creştere rapidă, până la valoarea de aproximativ 750 A/m, indicând degradarea proprietăţilor magnetic moi ale straturilor subţiri. Scăderea câmpului magnetic coercitiv cu creşterea temperaturii până la o valoare a temperaturii mult mai mică decât temperatura de primă cristalizare (Tx ~ 460 oC) se

19

datorează proceselor de relaxare a tensiunilor interne induse în timpul procesului de depunere. Scăderea câmpului magnetic coercitiv în intervalul cuprins între această temperatură şi temperatura la care acesta atinge valoarea minimă, se datorează schimbărilor structurale şi, respectiv, apariţiei grăunţilor nanocristalini α-Fe(Si) c.v.c. 4.3. Straturi subţiri Fe73,5Cu1Nb3Si15,5B7 obţinute prin RFMS

4.3.1. Influenţa puterii electrice asupra ratei de depunere Cercetările efectuate au vizat studiul influenţei grosimii probelor şi a puterii

electrice asupra proprietăţilor straturilor subţiri obţinute. Au fost obţinute straturi subţiri amorfe cu grosimi diferite variind puterea electrică de la 50 W la 70 W, pentru valori ale timpului de depunere de la 30 minute la 120 de minute. Rata de depunere a straturilor subţiri creşte liniar de la 1,7 nm/min la 2,6 nm/min atunci când puterea electrică creşte de la 50 W la 70 W.

4.3.2. Compoziţie. Proprietăţi structurale, topologice şi magnetice

4.3.2.1. Straturi subţiri amorfe 4.3.2.1.1. Compoziţie, structură şi topologie. Influenţa parametrilor experimentali

Analiza compoziţiei chimice de suprafaţă. Ca şi în cazul probelor obţinute

prin tehnica HiPIMS, la suprafaţa straturilor subţiri se regăsesc toate cele cinci elemente prezente în compoziţia benzilor utilizate ca ţinte de pulverizare (Fe, Cu, Nb, Si, B), în procente atomice aproximativ egale cu cele ale benzilor.

Analiză structurală. Rezultatele analizelor XRD au demonstrat faptul că toate straturile subţiri obţinute prin tehnica RFMS sunt amorfe.

Analiza topografiei suprafeţei. Conform analizelor AFM, straturile subţiri obţinute prin tehnica RFMS prezintă suprafeţe uniforme, cu valori ale rugozităţi medii sub 2% din grosimea acestora.


Influenţa grosimii straturilor subţiri. În Figura 4.12 este prezentată dependenţa câmpului magnetic coercitiv de volum şi suprafaţă de grosimea straturilor subţiri. Datele prezentate au fost obţinute pentru straturi subţiri depuse la o putere electrică de 60 W, timpul de depunere fiind variat de la 30 minute la 120 minute. Hcv şi Hcs scad, după aceeaşi lege, cu aproximativ 60% atunci când grosimea straturilor subţiri creşte de la 60 nm la 250 nm. Descrierea matematică a dependenţei câmpului magnetic coercitiv de volum de grosimea straturilor subţiri s-a realizat prin fitarea curbei prezentate în Figura 4.12 cu ajutorul unei funcţiei descrise de relaţia Hc = C/tn. În acest caz, valorile constantelor C şi n sunt 94026 şi, respectiv, 0,6.

20

Influenţa puterii electrice. Dependenţa câmpului magnetic coercitiv de volum de puterea electrică este prezentată în Figura 4.13. Datele prezentate au fost obţinute pentru un timp de depunere de 120 de minute. Hc v scade cu 25% (de la 4 kA/m la 3 kA/m) atunci când puterea electrică creşte de la 50 W la 70 W.

Figura 4.12: Dependenţa lui Hcv şi Hcs de

grosimea straturilor subţiri. Figura 4.13: Dependenţa câmpului magnetic

coercitiv de volum de puterea electrică.

4.3.2.2. Straturi subţiri nanocristaline 4.3.2.2.1. Studiul variaţiei magnetizaţiei cu temperatura

Figura 4.14 prezintă o curbă termomagnetică normată la unitate, înregistrată

pentru un strat subţire cu grosimea de 380 nm, depus pe suport de siliciu (P = 60 W). În Figura 4.15 este prezentată determinarea temperaturii Curie a fazei feromagnetice amorfe prin metoda diferenţială a lui Tauxe. Şi în acest caz, valorile temperaturilor caracteristicile (temperatura Curie a fazei feromagnetice amorfe, temperatura de primă cristalizare şi temperatura Curie a fazei feromagnetice nanocristaline α-Fe(Si)) ale straturilor subţiri sunt mai mici decât cele ale benzilor utilizate ca ţinte.

Figura 4.14: Curbă termomagnetică normată

la unitate pentru strat subţire Fe73,5Cu1Nb3Si15,5B7 obţinut prin RFMS.

Figura 4.15: Determinarea temperaturii Curie a fazei feromagnetice amorfe prin metoda

diferenţială a lui Tauxe.

21

4.2.3.2.2. Caracterizare structurală

În scopul inducerii fazei nanocristaline, luând în considerare informaţiile furnizate

de analiza termomagnetică, straturile subţiri amorfe au fost tratate termic timp de 60 de minute, la temperaturi cuprinse în intervalul 200-550 oC.

Figura 4.16 prezintă difractograme înregistrate pentru straturi subţiri Fe73,5Cu1Nb3Si15,5B7, cu grosimea de 250 nm, aflate atât în stare netratată termic, cât şi după ce au fost tratate la temperaturi cuprinse între 250 oC şi 550 oC. În urma tratamentelor termice realizate la temperaturi cuprinse în intervalul 250-450 oC, structura amorfă nu suferă nicio modificare. După tratamentul la 500 oC însă, în difractograma înregistrată apare un peak centrat în jurul valorii 2θ ≈ 45o. Alături de acesta mai apar încă alte două peak-uri de difracţie, de intensitate foarte redusă. Astfel, în locul fazei amorfe, difractograma corespunzătoare indică prin prezenţa peak-urilor de difracţie asociate cu planele cristalografice (110), (200) şi (211), existenţa unei faze feromagnetice nanocristaline α-Fe(Si).

Figura 4.16: Difractograme pentru straturi subţiri Fe73,5Cu1Nb3Si15,5B7

aflate în stare netratată şi tratate termic.

Din peak-ul de difracţie (110) au fost estimaţi parametrii structurali (fracţia cristalină a fazei α-Fe(Si) c.v.c., dimensiunea medie a grăunţilor α-Fe(Si) c.v.c., distanţa inter-planară şi parametrul de reţea) specifici aliajului studiat şi stării în care acesta se află. Pentru intervalul de temperaturi de tratament cuprins între 500 oC şi 550 oC, fracţia volumică a fazei α-Fe(Si) c.v.c. creşte cu aproximativ 24%, iar dimensiunea medie a grăunţilor α-Fe(Si) c.v.c. creşte cu aproximativ 33%. Pe măsura creşterii temperaturii de tratament, unghiurile la care apar peak-urile de difracţie sunt uşor deplasate către valori mai mari


Figura 4.17 prezintă cicluri de histerezis magnetic normate la unitate, înregistrate

înainte şi după tratamentele termice la 300 oC, 450 oC, 500 oC şi 550 oC, corespunzătoare magnetizării de volum pentru un strat subţire cu grosimea de 250 nm,

22

depus pe suport de sticlă (P = 60 W). În Figura 4.18 este prezentată dependenţa câmpului magnetic coercitiv de volum de temperatura de tratament termic.

Figura 4.17: Curbe de histerezis înregistrate

înainte şi după tratamentele termice. Figura 4.18: Dependenţa câmpului magnetic

coercitiv de temperatura de tratament. În urma tratamentelor termice realizate în intervalul 200-500 oC, valoarea

câmpului magnetic coercitiv de volum prezintă, în general, o tendinţă de scădere. Scăderea până la o temperatură cu mult sub temperatura de primă cristalizare (Tx ~ 472 oC) se datorează proceselor de relaxare a tensiunilor interne. Scăderea câmpului magnetic coercitiv de volum în intervalul cuprins între această temperatură şi temperatura la care acesta atinge valoarea minimă (500 oC), se datorează schimbărilor structurale şi, respectiv, apariţiei grăunţilor nanocristalini α-Fe(Si) c.v.c. Valoarea minimă a lui Hcv (664 A/m) este de aproximativ 5 ori mai mică decât cea corespunzătoare straturilor subţiri aflate în stare netratată termic şi corespunde situaţiei în care aliajul are o structură ultrafină de grăunţi α-Fe(Si) c.v.c., cu dimensiune medie de aproximativ 15 nm şi fracţie volumică de aproximativ 53,5%, imersată într-o matrice reziduală amorfă. Atunci când temperatura de tratament creşte de la 500 oC la 550 oC, câmpul magnetic coercitiv creşte de aproximativ 7,8 ori, până la valoarea de 5,2 kA/m, indicând degradarea proprietăţilor magnetic moi.

4.4. Determinarea magnetostricţiunii de saturaţie a straturilor subţiri Fe73,5Cu1Nb3Si15,5B7

Magnetostricţiunea de saturaţie a straturilor subţiri depuse cu ajutorul ambelor

tehnici a fost determinată prin metoda consolei. Valorile obţinute sunt de aproximativ 23∙10-6 pentru straturile subţiri amorfe şi cu un ordin de mărime mai mici (~1·10-6) pentru straturile subţiri aflate în stare nanocristalină.

23

4.5. Determinarea proprietăţilor mecanice ale straturilor subţiri Fe73,5Cu1Nb3Si15,5B7

4.5.1. Modul de elasticitate şi duritate Utilizând procedeul de nanoindentare au fost determinate duritatea, H, modulul de

elasticitate redus, Er, şi modulul de elasticitate efectiv, E, ale straturilor subţiri amorfe Fe73,5Cu1Nb3Si15,5B7 depuse atât prin tehnica HiPIMS, cât şi prin tehnica RFMS pe suporturi de sticlă. Au fost analizate de asemenea şi proprietăţile mecanice ale substraturilor pe care s-au realizat depunerile.

Figura 4.19 (a şi b) prezintă o curbă forţă-deplasare (Figura 4.19a) şi dependenţa modulului de elasticitate redus şi efectiv şi a durităţii de adâncimea de pătrundere a indentorului (Figura 4.19b) pentru sticla utilizată ca suport de depunere. Valoarea medie a modulului de elasticitate efectiv şi a durităţii este de aproximativ 60 GPa şi, respectiv, 5,5 GPa (nu depind de adâncimea de pătrundere a indentorului).

Figura 4.19: (a) Curbă forţă-deplasare; (b) Dependenţa modulului de elasticitate redus şi efectiv

şi a durităţii de adâncimea de pătrundere a indentorului pentru un substrat de sticlă. Figura 4.20 (a şi b) prezintă curbe forţă-deplasare (Figura 4.20a) şi dependenţa

modulului de elasticitate redus şi a durităţii de adâncimea de pătrundere normată (adâncimea de pătrundere, h, normată la grosimea stratului subţire analizat, t) (Figura 4.20b) pentru strat subţire Fe73,5Cu1Nb3Si15,5B7 cu grosimea de 410 nm depus prin tehnica HiPIMS pe suport de sticlă (p = 10 mTorr, Pmed = 30 W, τ = 4 µs, U = -1 kV). Pe măsură ce adâncimea de pătrundere a indentorului creşte, atât Er cât şi H prezintă o tendinţă de creştere rapidă până la valori maxime de aproximativ 140 GPa şi 9 GPa. Aceste valori se menţin constate pentru o deplasare a indentorului pe o distanţă foarte mică, cuprinsă între 8% şi 15%, din grosimea statului subţire analizat. Conform literaturii de specialitate, aceste valori sunt cele care descriu în modul cel mai corect proprietăţile intrinseci ale stratului subţire analizat, fără a fi influenţate de imperfecţiunile existente pe suprafaţa sa sau de prezenţa substratului pe care acesta a fost depus [49]. În momentul în care substratul de sticlă începe să îşi facă simţită prezenţa, modulul de elasticitate şi duritatea încep să scadă. La început această scădere este foarte rapidă, iar odată cu pătrunderea indentorului în suportul de sticlă (h / t > 1),

24

ea devine din ce în ce mai lentă, prezentând o tendinţă de saturaţie la valori aproximativ egale cu cele determinate anterior pentru substratul de sticlă.

Figura 4.20: (a) Curbe forţă-deplasare; (b) Dependenţa modulului de elasticitate redus şi a

durităţii de adâncimea de pătrundere normată pentru strat subţire Fe73,5Cu1Nb3Si15,5B7. Valoarea modulului de elasticitate efectiv al straturilor subţiri

Fe73,5Cu1Nb3Si15,5B7 (calculată cu ajutorul formulei liniare pentru cazul în care adâncimea de pătrundere a indentorului este cuprinsă între 8% şi 15% din grosimea stratului) este de 146 GPa.

4.5.2. Aderenţă la substrat şi coeficient de frecare Aderenţa la substraturile de depunere, precum şi coeficientul de frecare al

straturilor subţiri amorfe Fe73,5Cu1Nb3Si15,5B7 depuse atât prin tehnica HiPIMS, cât şi prin tehnica RFMS pe suporturi de sticlă au fost studiate prin teste de nanoscratch.

În timpul studiului aderenţei straturilor subţiri la suporturile de sticlă, forţa pe indentor a fost crescută progresiv de la 0,03 N la 12 N, cu o rată de 12 N/min. Lungimea zgârieturii a fost de 4 mm.

Figura 4.21 (a, b şi c) prezintă morfologia suprafeţei stratului subţire, de-a lungul zgârieturii, la diferite momente ale testului de nanoscratch: primele fisuri ale stratului subţire Fe73,5Cu1Nb3Si15,5B7 apărute la F = 3,48 N, (Figura 4.21a), prima delaminare apărută la F = 8,16 N (Figura 4.21b) şi delaminarea completă a stratului subţire apărută la F = 10,13 N (Figura 4.21c).

Figura 4.21: Rezultatele analizei aderenţei straturilor subţiri la substraturile de sticlă.

25

Coeficientul de frecare al straturilor subţiri a fost studiat prin trasarea mai multor

zgârieturi pe suprafaţa probelor pe o distanţă de 6 µm, utilizând o forţă de 1 mN. Rezultatele obţinute au indicat o valoare medie a coeficientului de frecare de aproximativ 0,11.

Capitolul 5. Straturi subţiri Fe73,5Cu1Nb3Si15,5B7: studiul efectului de magnetoimpedanţă

5.1. Studiul efectului de magnetoimpedanţă al straturilor subţiri mono-strat Fe73,5Cu1Nb3Si15,5B7 şi sandwich Fe73,5Cu1Nb3Si15,5B7/Cu/Fe73,5Cu1Nb3Si15,5B7

Efectul MI a fost studiat în configuraţie longitudinală (LMI) şi transversală (TMI)

atât pentru straturi subţiri de tip mono-strat (Fe73,5Cu1Nb3Si15,5B7), cât şi pentru sisteme de tip sandwich (Fe73,5Cu1Nb3Si15,5B7/Cu/Fe73,5Cu1Nb3Si15,5B7). Datele ce vor fi prezentate în continuare sunt pentru straturi subţiri de tip mono-strat şi sandwich-uri având grosimea straturilor subţiri Fe73,5Cu1Nb3Si15,5B7 de 600 nm, depuse prin tehnica HiPIMS (condiţii de depunere: p = 10 mTorr, Pmed = 30 W, τ = 4 µs, U = -1 kV).

5.1.1. Mono-strat Fe73,5Cu1Nb3Si15,5B7 Figura 5.1 (a şi b) şi Figura 5.2 (a şi b) prezintă dependenţa raportului ΔZ/Z (%)

(LMI şi TMI) de frecvenţa curentului electric alternativ şi de intensitatea câmpului magnetic extern aplicat pentru un strat subţire de tip mono-strat înainte (Figura 5.1 (a şi b)) şi după tratamentul termic realizat timp de o oră la temperatura de 475 oC (Figura 5.2 (a şi b)). Condiţiile de tratament termic alese corespund situaţiei în care câmpul magnetic coercitiv de volum are valoare minimă. Pentru măsurătorile LMI (Figura 5.1a şi Figura 5.2a) sunt prezentate şi ciclurile de histerezis normate la unitate.

Aşa cum se poate observa: Atât înainte, cât şi după tratamentul termic: • profilele LMI prezintă două peak-uri de aceeaşi intensitate, simetrice în raport

cu câmpul magnetic extern aplicat. Valoarea câmpului magnetic ce corespunde maximului unui peak este valoarea câmpului magnetic de anizotropie, Hk, valoare ce poate fi determinată şi din curbele de histerezis magnetic (Figura 5.4a şi Figura 5.5a) [36]. În urma tratamentului termic,

26

valoarea lui Hk scade cu aproximativ 40% datorită atât relaxării tensiunilor, cât şi schimbărilor structurale din volumul materialului.

• profilele TMI prezintă un singur peak, centrat în jurul valorii de 0 Oe. Tratamentul termic conduce la îngustarea peak-urilor TMI.

Atât în configuraţie longitudinală, cât şi în configuraţie transversală, înainte şi după tratamentul termic, valoarea raportului ΔZ/Z (%) creşte cu creşterea frecvenţei curentului electric alternativ. Astfel:

• în configuraţie longitudinală: – pentru starea netratată termic, valoarea raportului ΔZ/Z (%) creşte rapid

atunci când frecvenţa curentului alternativ creşte de la 200 MHz la 300 MHz şi, mult mai lent, de la 300 MHz la 500 MHz;

– pentru starea tratată termic, valoarea raportului ΔZ/Z (%) creşte lent atunci când frecvenţa curentului trecut prin probă creşte în intervalul 200-500 MHz ;

– pentru frecvenţe mai mici de 200 MHz, atât înainte de tratament cât şi după acesta, profilele înregistrate nu sunt bine definite.

• în configuraţie transversală: – creşterea frecvenţei curentului alternativ de la 200 MHz la 500 MHz conduce

la o creştere foarte mică a valorii raportului ΔZ/Z (%), atât pentru probe aflate în stare netratată termic, cât şi pentru probe tratate termic.

Conform datelor existente în literatura de specialitate, se poate presupune că valoarea raportului ΔZ/Z (%) va creşte şi pentru frecvenţe mai mari de 500 MHz (frecvenţă limitată de sistemul de măsură utilizat) [36]. Efectul MI devine din ce în ce mai semnificativ pe măsură ce adâncimea de pătrundere (invers proporţională cu rădăcina pătrată a frecvenţei curentului electric alternativ) scade în comparaţie cu grosimea stratului subţire investigat.

Tratamentul termic conduce la îmbunătăţirea răspunsului MI. Valoarea raportului ΔZ/Z (%) (pentru măsurători realizate atât în configuraţie longitudinală, cât şi în configuraţie transversală) creşte de aproximativ 2 ori (pentru o frecvenţă a curentului electric alternativ de 500 MHz).

Figura 5.1: Dependenţa raportului ΔZ/Z (%) de frecvenţa curentului alternativ şi de intensitatea

câmpului magnetic extern (mono-strat Fe73,5Cu1Nb3Si15,5B7 aflat în stare netratată termic).

27

Figura 5.2: Dependenţa raportului ΔZ/Z (%) de frecvenţa curentului electric alternativ şi de

intensitatea câmpului magnetic extern (mono-strat Fe73,5Cu1Nb3Si15,5B7 tratat o oră la 475 oC).

5.1.2. Sandwich Fe73,5Cu1Nb3Si15,5B7/Cu/Fe73,5Cu1Nb3Si15,5B7 Figura 5.3 (a şi b) şi Figura 5.4 (a şi b) prezintă dependenţa raportului ΔZ/Z (%)

(LMI şi TMI) de frecvenţa curentului electric alternativ şi de intensitatea câmpului magnetic extern aplicat, pentru un sandwich Fe73,5Cu1Nb3Si15,5B7/Cu/ Fe73, 5Cu1Nb3Si15,5B7 înainte (Figura 5.3 (a şi b)) şi după tratamentul termic (Figura 5.4 (a şi b)). Tratamentul termic a fost realizat în cuptor de tratament termic, în vid, timp de 30 minute, la temperatura de 290 oC, în prezenţa unui câmp magnetic extern uniform cu inducţie magnetică de 500 Gauss, aplicat în planul probei, în direcţie transversală. Alegerea unei temperaturi de tratament cu o valoare mai mică decât în cazul straturilor subţiri de tip mono-strat se datorează faptului că, la temperaturi mari, există riscul ca, cuprul să difuzeze în straturile feromagnetice. Valoarea câmpul magnetic extern aplicat nu a produs saturaţia magnetică a probei şi, în aceste condiţii, valoarea raportului ΔZ/Z (%) a fost calculată pentru Z(Hdc) şi Z(Hdc = 0).


intensitatea câmpului magnetic extern aplicat (sandwich Fe73,5Cu1Nb3Si15,5B7/Cu/ Fe73,5Cu1Nb3Si15,5B7 aflat în stare netratată termic).

28


intensitatea câmpului magnetic extern aplicat (sandwich Fe73,5Cu1Nb3Si15,5B7/Cu/ Fe73,5Cu1Nb3Si15,5B7 tratat termic 30 minute la

temperatura de 290 oC, în prezenţa unui câmp magnetic, aplicat în planul probei, în direcţie transversală).

Se constantă că: Tratamentul termic conduce la scăderea valorii câmpului magnetic

corespunzător maximelor celor două peak-uri prezente în profilele LMI şi, respectiv, la îngustarea peak-urilor TMI.

Pentru starea netratată termic (LMI şi TMI), valoarea raportului ΔZ/Z (%) creşte cu creşterea frecvenţei curentului alternativ. Atunci când valoarea frecvenţei curentului electric alternativ creşte de la 50 MHz la 500 MHz, valoarea raportului ΔZ/Z (%) creşte de 14 ori în configuraţie longitudinală şi, respectiv, de 6 ori în configuraţie transversală.

Pentru starea tratată termic, atât în configuraţie longitudinală, cât şi în configuraţie transversală, valoarea raportului ΔZ/Z (%) creşte în intervalul de frecvenţe 30-100 MHz, ajungând la valoare maximă pentru frecvenţa de 100 MHz şi scade în intervalul 100-500 MHz.

După tratamentului termic, valoarea raportului ΔZ/Z (%) corespunzătoare frecvenţei de 100 MHz creşte de 60 de ori (LMI) şi, respectiv, de 13 ori (TMI). Concluzii generale

• Am obţinut straturi subţiri Fe73,5Cu1Nb3Si15,5B7 amorfe magnetic moi, cu grosimi cuprinse între 40 nm şi 1500 nm prin pulverizare catodică de tip magnetron în regim de radiofrecvenţă (RFMS) şi, respectiv, în impulsuri de mare putere (HiPIMS). Tehnica HiPIMS a fost utilizată pentru prima dată pentru obţinerea de straturi subţiri amorfe din materiale compozite pe bază de fier.

• În vederea stabilirii unui set de parametri experimentali optimi, specifici fiecărei tehnici, care să permită obţinerea de straturi subţiri amorfe cu proprietăţi 29

magnetic moi superioare şi suprafeţe uniforme, am studiat influenţa acestora asupra ratei de depunere, topologiei suprafeţei şi proprietăţilor magnetice de volum şi suprafaţă ale straturilor subţiri obţinute. Pentru tehnica HiPIMS, setul de valori optime ale parametrilor experimentali este: p = 10 mTorr, Pmed = 30 W, τ = 4 µs, U = -1 kV, substrat legat la masă.

• În vederea înţelegerii influenţei valorilor parametrilor experimentali specifici tehnicii HiPIMS asupra dinamicii şi cineticii plasmei şi asupra procesului de creştere al straturilor subţiri, am utilizat tehnici optice, spectrale şi electrice de diagnoză a plasmei. Rezultatele obţinute au indicat faptul că odată cu creşterea duratei pulsului de tensiune, compoziţia plasmei din faţa catodului suferă schimbări majore, conducând la iniţierea regimului de auto-pulverizare şi, implicit, la scăderea ratei de depunere a straturilor subţiri.

• Valorile câmpului magnetic coercitiv de volum al straturilor subţiri obţinute prin ambele tehnici variază după legea Hc = C/tn (t reprezintă grosimea stratului subţire, iar C şi n sunt constante ale căror valori depind atât de starea în care se află straturile subţiri, cât şi de tehnica şi condiţiile utilizate pentru obţinerea acestora).

• Pentru aceeaşi grosime a straturilor subţiri, valoarea minimă a câmpului magnetic coercitiv de volum al probelor depuse prin HiPIMS este cu 2 ordine de mărime mai mică decât cea a câmpului magnetic coercitiv de volum corespunzător straturilor subţiri depuse prin RFMS.

• Rezultatele analizei termomagnetice şi calorimetriei diferenţiale de baleiaj au indicat faptul că în cazul ambelor tehnici utilizate, temperaturile caracteristice (temperatura Curie a fazei feromagnetice amorfe, temperatura de primă cristalizare şi temperatura Curie a fazei feromagnetice nanocristaline α-Fe(Si)) ale straturilor subţiri obţinute sunt cu până la 70 oC mai mici comparativ cu cele ale benzilor utilizate ca ţinte. Valorile temperaturilor caracteristice ale probelor obţinute prin tehnica HiPIMS sunt cu până la 50 oC mai mici decât cele ale probelor obţinute prin tehnica RFMS.

• Prin tratamente termice adecvate aplicate materialului amorf, am obţinut straturi subţiri nanocristaline Fe73,5Cu1Nb3Si15,5B7. Pentru straturile subţiri obţinute prin tehnica HiPIMS, în urma tratamentelor termice efectuate la temperaturi cuprinse în intervalul 450-525 oC:

fracţia volumică a fazei α-Fe(Si) c.v.c. creşte de la 45,7% la 65,4%; dimensiunea medie a grăunţilor α-Fe(Si) c.v.c. creşte de la 11 nm la 18 nm; conţinutul de siliciu al grăunţilor α-Fe(Si) c.v.c. creşte de la 6,7% la 14%. • Valoarea minimă a câmpului magnetic coercitiv de volum al straturilor subţiri

aflate în stare nanocristalină este de aproximativ 3 ori (HiPIMS) şi, respectiv, 5 ori (RFMS) mai mică comparativ cu cea a câmpului magnetic coercitiv de volum corespunzător stării amorfe.

30

• Am realizat un stand experimental pentru măsurarea magnetostricţiunii de saturaţie a straturilor subţiri utilizând metoda consolei. Valorile sunt de aproximativ 23∙10-6 şi 1∙10-6 pentru straturile subţiri amorfe şi, respectiv, nanocristaline.

• Am studiat proprietăţile mecanice (modul de elasticitate, duritate, aderenţă la substrat, coeficient de frecare) ale straturilor subţiri obţinute cu ajutorul tehnicii HiPIMS, prin teste de nanoindentare şi nanoscratch. Pentru straturi subţiri amorfe cu grosimea de 410 nm, valorile durităţii şi ale modulului de elasticitate efectiv sunt de aproximativ 9 GPa şi, respectiv, 146 GPa, iar valoare medie a coeficientului de frecare este de aproximativ 0,11.

• Am studiat efectul de magnetoimpedanţă atât pentru straturi subţiri Fe73,5Cu1Nb3Si15,5B7 de tip mono-strat (600 nm), cât şi pentru sisteme de tip sandwich Fe73,5Cu1Nb3Si15,5B7/Cu/ Fe73,5Cu1Nb3Si15,5B7 (600 nm/600 nm/600 nm) în domeniul de frecvenţe 50-500 MHz. Valoarea maximă a raportului ΔZ/Z (%) (17.1%, LMI) a fost obţinută în cazul sistemelor de tip sandwich tratate termomagnetic la temperatura de 290 oC, în prezenţa unui câmp magnetic extern uniform (inducţie magnetică de 500 Gauss), aplicat în planul probei, în direcţie transversală. Această valoare este de 5 ori mai mare decât valoarea maximă a raportului ΔZ/Z (%) înregistrată pentru straturi subţiri mono-strat tratate termic timp de o oră la temperatura de 475 oC.

Bibliografie selectivă [1] R. C. O’Handley, Modern Magnetic Materials: Principles and Applications, New York,

Chichester: Wiley (2000); [2] S. Tumański, Przeglad Elektrotechniczny Electrical Review 4 (2010) 1-15; [3] K. H. J. Buschow, F. R. de Boer, Physics of Magnetism and Magnetic Materials, New

York, Kluwer Academic Publishers (2003); [4] S. Chikazumi, Physics of Ferromagnetism, Clarendon Press, Oxford (1997); [5] B. D. Cullity, Introduction to Magnetic Materials, Addison-Wesley Publishing

Company, Massachusetts (1972); [6] D. Jiles, Introduction to Magnetism and Magnetic Materials, Chapman & Hall, New

York (1995); [7] U.S. Congress, Office of Technology Assessment, Miniaturization Technologies, OTA-

TCT-514 (Washington, DC: U.S. Government Printing Office, November 1991); [8] A. Zribi, J. Fortin, Functional Thin Films and Nanostructures for Sensors. Synthesis,

Physics and Applications, Springer (2009); [9] Oliver Gutfleisch, Matthew A. Willard, Ekkes Brück, Christina H. Chen, S. G. Sankar, J.

Ping Liu, Adv. Mat. 23 (2011) 821-842; [10] H. Gavrila and V. Ionita, J. Optoelectron. Adv. Mat. 4 (2002) 173-192; [11] G. Herzer, Nanocrystalline Soft Magnetic Alloys, in Handbook of Magnetic Materials,

vol. 10, edited by K.H.J. Buschow, Elsevier Science B.V., 415-462 (1997); [12] G. Herzer, Phys. Scripta 49 (1993) 307-314; [13] G. Herzer, M. Vazquez, M. Knobel, A. Zhukov, T. Reininger, H.A. Davies, R.

Grössinger and J.L. Sanchez L., J. Magn. Magn. Mat. 294 (2005) 252-266;

31

[14] C. C. Koch, Nanostructured Materials. Processing, Properties and Potential Applications, William Andrew Publishing Norwich, New York (2002);

[15] M.E. McHenry, D.E. Laughlin, Acta Mater. 48 (2000) 223-238; [16] M.E. McHenry, D.E. Laughlin, Prog. Mater. Sci. 44 (1999) 291-433; [17] P. Marín, A. Hernando, J. Magn. Magn. Mat. 215-216 (2000) 729-734; [18] A. Hernando, J.M. González, Hyperfine interact. 130 (2000) 221-240; [19] J. M. Grenèche, J. Optoelectron. Adv. Mat. 5 (2003) 133-138; [20] H. Gavrilă, H. Chiriac, P. Ciureanu, V. Ioniţă, A. Yelon, Magnetism Tehnic şi Aplicat,

Editura Academiei Române, Bucureşti (2000); [21] S. V. Vonsovski, Magnetismul, Editura Ştiinţifică şi Enciclopedică, Bucureşti (1981); [22] C. Kittel, Introduction to Solid State Physics (4th edition), Ed. Wiley, New York (1971); [23] F. Fiorillo, Measurement and Characterization of Magnetic Materials, Elsevier (2004); [24] E. du Trémolet de Lacheisserie, D. Gignoux, M. Schlenker, Magnetism: Materials and

Applications, Springer (2005); [25] I. L. Velicu, M. Neagu, H. Chiriac, V. Tiron, M. Dobromir, IEEE T. Magn. 48 (2012)

1336-1339; [26] I. L.Velicu, M. Neagu, M. Dobromir, D. Luca, N. Lupu, H. Chiriac, F. Borza, Sensor

Letters 10 (2012) 902-905; [27] I. L. Velicu, M. Kowalczyk, M. Neagu, V. Tiron, H. Chiriac, J. Ferenc, Mat. Sci. Eng.

(B) http://dx.doi.org/10.1016/j.mseb.2013.03.002; [28] R. W. Siegel, W. Hu, M. C. Roco, Nanostructured Science and Technology – A

Worldwide Study, Baltimore MD: WTEC, Loyola College (1999); [29] J. Betz, E. du Trémolet de Lacheisserie, Appl. Phys. Lett. 68 (1996) 132-133; [30] E. du Trémolet de Lacheisserie, Phys. Rev. B 51 (1995) 15925-15932; [31] E. du Trémolet de Lacheisserie, J.C. Peuzin, J. Magn. Magn. Mater. 136 (1994) 189-196; [32] E. van de Riet, J. Appl. Phys. 76 (1994) 584-586; [33] N.H. Duc, Giant mangnetostriction in lanthanide-transition metal thin films, in

Handbook on the physics and chemistry of rare earths, vol. 32, ed. K. A. Gschneidner, Jr., L. Eyring, and G. H. Lander (North-Holland, Amsterdam), 2001;

[34] E. Klokholm, IEEE T. Magn. 12 (1976) 819-821; [35] C. Tannous, J. Gieraltowski, J. Mater. Sci-Mater. El. 15 (2004) 125-133; [36] M. H. Phan, Hua-Xin Peng, Prog. Mater. Sci. 53 (2008) 323-420; [37] D.C. Jiles, Acta Mater. 51 (2003) 5907-5939; [38] J.Q. Yu, Y. Zhou, B.C. Cai, aX.L. Zhao, Acta Metall. Sinic. 13 (2000) 995-1000; [39] M. A. Corrêa, A. D. C. Viegas, R. B. da Silva, A. M. H. de Andrade, R. L. Sommer,

J.Appl. Phys. 101 (2007) 043905; [40] T. Uchiyama, K. Mohri, L. Panina, K. Furuno, IEEE T. Magn. 31 (1995) 3182-3184; [41] J. Moulin, M. Woytasik, I. Shahosseini, Microsyst. Technol. 17 (2011) 637-644; [42] L. V. Panina, K. Mohn, T. Uchyama, M. Noda, IEEE T. Magn. 31 (1995) 1249-1260; [43] S. Xiao, Y. Liu, S. Yan, Y. Dai, L. Zhang, L. Mei, Phys. Rev. (B) 61 (2000) 5734-5739; [44] L. V. Panina, K. Mohri, Appl. Phys. Lett. 65 (1994) 1189-1191; [45] L. Brunetti, M. Coisson, P. Tiberto, F. Vinai, H. Chiriac, F. Borza, Sensor. Actuat. A-

Phys. 91 (2001) 203-206; [46] B. Bhushan, Handbook of Nanotechnology, Springer (2010); [47] A. C. Fischer-Cripps, The IBIS Handbook of Nanoindentation, Fischer-Cripps

Laboratories (2005); [48] A. C. Fischer-Cripps, Introduction to Contact Mechanics, Springer (2007); [49] B. Bhushan, L. Xiaodong, Int. Mater. Rev. 48 (2003) 125-164; [50] W.C. Oliver, G. M. Pharr, J. Mater. Res. 19 (2004) 3-20; [51] C. Shaohua, L. Lei, W. Tzuchiang, Acta Mech. Sinica 20 (2004) 383-392; 32

http://dx.doi.org/10.1016/j.mseb.2013.03.002

[52] R. Saha, W.D. Nix, Acta Mater. 50 (2002) 23-38; [53] K. Seshan, Handbook of Thin-Film Deposition Processes and Techniques Principles,

Methods, Equipment and Applications (2th edition), William Andrew Publishing (2002); [54] B.N. Chapman: Glow discharge processes, New York: Wiley (1980); [55] M. A. Lieberman, A. J. Lichtenberg, Principles of Plasma Discharges and Materials

Processing (2th edition), John Wiley & Sons (2005); [56] A. Bogaerts, E. Neyts, R. Gijbels, J. van der Mullen, Spectrochim. Acta Part B 57 (2002)

609-658; [57] G. Popa, L. Sârghi, Bazele fizicii plasmei, Ed. Univ. Al. I. Cuza, Iaşi (2000); [58] P. J. Kelly, R. D. Arnell, Vacuum, 56 (2000) 159-172; [59] K.H. Maria, S.P. Mondal, S. Choudhury, S.S. Sikder, M.A. Hakim, D.K. Saha, J. Emerg.

Trends. Eng. Appl. Sci. 2 (2011) 102-108; [60] R.M. Bozoroth, Ferromagnetism, p. 74, D. Van Nostrand Company, Inc., Princeton, NJ

(1964); [61] M. Neagu, Elipsomterie. Magneto-optică, Editura şi tipografia Stef, Iaşi (2007); [62] C.S. Grommé, T.L. Wright, D.L. Peck, J. Geophys. Res. 74 (1969) 5277-5293; [63] Tauxe, L., Paleomagnetic Principles and Practice, 1st ed., p. 299, Springer, New York,

1998; [64] A. Neuweiler, H. Kronmüller, J. Magn. Magn. Mat. 177 (1998) 1269-1270.

Diseminarea activităţii ştiinţifice pe perioada studiilor de doctorat

I. Lucrări publicate sau trimise spre publicare în reviste cotate ISI

1. M. Dobromir, M. Neagu, H. Chiriac, C. Agheorghiesei, A. Bulai, L. Velicu, Ellipsometric investigation of Fe-based amorphous thin films, Optoelectronics and Advanced Materials - Rapid Communications 4 (2010) 1667-1669 (factor de impact – 0,477; AIS – 0,077);

2. I. L. Velicu, M. Neagu, M. Dobromir, D. Luca, N. Lupu, H. Chiriac, F. Borza, Structural, Magnetic and Magnetoelastic Behaviour of FeCuNbSiB Thin Films, Sensors Letters 10 (2012) 902-905 (factor de impact – 0,517; AIS – 0,117);

3. I. L. Velicu, M. Neagu, H. Chiriac, V. Tiron, M. Dobromir, Structural and Magnetic Properties of FeCuNbSiB Thin Films Deposited by HiPIMS, IEEE Transactions on Magnetics, 48 (2012) 1336-1339 (factor de impact – 1,422; AIS – 0,419);

4. I. L. Velicu, M. Kowalczyk, M. Neagu, V. Tiron, H. Chiriac, J. Ferenc, FINEMET-type thin films deposited by HiPIMS: influence of growth and annealing conditions on the magnetic behaviour, Materials Science & Engineering B (2013),

http://dx.doi.org/10.1016/j.mseb.2013.03.002, (factor impact – 1,846; AIS – 0,535); 5. I. L. Velicu, M. Neagu, L. Costinescu, D. Munteanu, E. P. Koumoulos, C. A.

Charitidis, Nanomechanical Properties of amorphous FeCuNbSiB Thin Films Deposited by HiPIMS, Sensors Letters, manuscris revizuit (factor de impact – 0,517; AIS – 0,117);

6. I. L. Velicu, V. Tiron, G. Popa, Dynamics of the fast - HiPIMS discharge during FINEMET - type films deposition, Surface and Coatings Technology, trimisă spre publicare (factor de impact – 1,941; AIS – 0,57);

7. V. Tiron, I L.Velicu, F. Ghiorghiu, G. Popa, The effect of the additional magnetic field and gas pressure on the sheath region of a high power impulse magnetron sputtering discharge, Romanian Reports in Physics, trimisă spre publicare (factor de impact – 1,123; AIS – 0,125).

33

http://dx.doi.org/10.1016/j.mseb.2013.03.002

II. Lucrări acceptate pentru publicare în proceeding-urile unor conferinţe internaţionale

1. V. Tiron, C. Vitelaru, I-L.Velicu, F. Ghiorghiu, G. Popa, On transport phenomena

in high power pulse unbalanced magnetron discharge with additional external magnetic field, Proceeding of the XXXI International Conference on Phenomena in Ionized Gases – ICPIG;

2. M. Dobromir, L. I. Velicu, M. Neagu, H. Chiriac, FeCuNbSiB Thin Films Deposited by Pulsed Laser Deposition: Structural and Magnetic Properties, Proceeding of the International Conference Nanomaterials: Application & Properties – NAP.

III. Lucrări prezentate la conferinţe naţionale

1. I.L. Velicu, M. Dobromir, M. Neagu, H. Chiriac, D. Luca, N. Lupu, V. Pohoaţă, B.

Munteanu, FeCuNbSiB Thin Films Deposited by RF Magnetron Sputtering, a XL-a Conferinţa Naţională Fizica şi Tehnologiile Educaţionale Moderne, 12-14 mai 2010, Iaşi, România (oral);

2. I. L. Velicu, M. Neagu, FeCuNbSiB thin films deposited by HiPIMS: influence of deposition conditions and thermal treatment, Conferinţa Şcolilor Doctorale, 21-22 octombrie 2011, Iaşi, România (oral);

3. I.L. Velicu, V. Tiron, G. Popa, Onset of sustained self-sputtering regime in HiPIMS discharge for growing FINEMET-type thin films, Conferinţa Şcolilor Doctorale, 19 octombrie 2012, Iaşi, România (oral);

4. I.L. Velicu, V. Tiron, G. Popa, FINEMET-type thin films obtained by HiPIMS: influence of deposition conditions on the deposition rate, The 5th National Conference of Applied Physics – CNFA 2013, 23-24 mai 2013, Iaşi, România (poster).

IV. Lucrări prezentate la conferinţe internaţionale

1. I.L. Velicu, M. Neagu, N. Lupu, H. Chiriac, V. Tiron, M. Dobromir, FeCuNbSib

Thin Films Deposited by HiPIMS: Annealing Influence on the Structural and Magnetic Properties, The 5th International Workshop on Amorphous and Nanostructured Magnetic Materials – ANMM 2011, 5-7 septembrie 2011, Iaşi, România (poster);

2. I.L. Velicu, M. Neagu, H. Chiriac, V. Tiron M. Dobromir, Structural and Magnetic Properties of FeCuNbSiB Thin Films Deposited by HiPIMS, The 20th Soft Magnetic Materials Conference – SMM20, 18-22 septembrie 2011, Insula Kos, Grecia (poster);

3. I. L. Velicu, M. Neagu, H. Chiriac, V. Tiron, M. Dobromir, V. Pohoaţă, B. Munteanu, Effect of preparation conditions on magnetic properties of FeCuNbSiB thin films, The 10th International Conference on Global Research And Education – inter-Academia 2011, 26-29 septembrie 2011, Suceviţa, România (oral/poster);

4. M. Dobromir, L.I. Velicu, M. Neagu, H. Chiriac, Structural and magnetic properties of pulsed laser deposited FeCuNbSiB thin films, International Conference on Materials and Applications for Sensors and Transducers – IC-MAST 2012, 24-28 mai 2012, Budapesta, Ungaria (poster);

34

5. E.P. Koumoulos, I.L. Velicu, V.P. Tsikourkitoudi, C.A. Charitidis, M. Neagu, V. Tiron, Nanomechanical properties of FINEMET-type thin films deposited by HiPIMS for sensing applications, The 9th International Conference on Nanosciences & Nanotechnologies (NN12), 3-6 iulie 2012, Thessaloniki, Grecia (poster);

6. I.L. Velicu, M. Kowalczyk, M. Neagu, V. Tiron, H. Chiriac, J. Ferenc, FINEMET-type thin films deposited by HiPIMS: influence of growth and annealing conditions on the magnetic behaviour, The 9th International Conference on Physics of Advanced Materials – ICPAM-9, 20-23 septembrie 2012, Iaşi, România (poster);

7. V. Tiron, I.L. Velicu, C. Costin, G. Popa, Dynamics of the fast - HiPIMS discharge during FINEMET-type films deposition, The 4th International Conference on Fundamentals and Industrial Applications of HIPIMS, 12-13 iunie 2013, Braunschweig, Germania (oral);

8. V. Tiron, I L.Velicu, F. Ghiorghiu, G. Popa, The effect of the additional magnetic field and gas pressure on the sheath region of a high power impulse magnetron sputtering discharge, The 16th International Conference on Plasma Physics and Applications – CPPA 2013, 20-25 iunie 2013, Bucureşti, România (poster);

9. V. Tiron, C. Vitelaru, I-L.Velicu, F. Ghiorghiu, G. Popa, On transport phenomena in high power pulse unbalanced magnetron discharge with additional external magnetic field, XXXI International Conference on Phenomena in Ionized Gases – ICPIG 2013, 14-19 iulie 2013, Granada, Spania (poster);

10. M. Dobromir, L. I. Velicu, M. Neagu, H. Chiriac, FeCuNbSiB Thin Films Deposited by Pulsed Laser Deposition: Structural and Magnetic Properties, acceptată pentru prezentare la Nanomaterials: Application & Properties – NAP 2013, 16-21 septembrie 2013, Alushta, Ucraina (poster).

V. Premii

1. Premiul II – I.L. Velicu, M. Dobromir, M. Neagu, H. Chiriac, D. Luca, N. Lupu,

V. Pohoaţă, B. Munteanu, FeCuNbSiB Thin Films Deposited by RF Magnetron Sputtering, a XL-a Conferinţa Naţională Fizica şi Tehnologiile Educaţionale Moderne, 12-14 mai 2010, Iaşi, România (oral).

VI. Alte activităţi

1. Referent ştiinţific – IEEE Transactions on Magnetics, 2011.

35

coordonator ŞtiinŢific: prof. univ. dr. maria neagu · 4.5.2. aderenţă la substrat şi...

Documents