Einachsige Magnetisierungsleistung von texturierten Fe-Nanodraht-Arrays, die durch eine Abscheidungstechnik mit gepulstem Potential galvanisch abgeschieden wurden

Hintergrund

Nanodraht-Arrays mit einer großen Oberfläche zeigen neuartige physikalische Eigenschaften und werden für Anwendungen in zahlreichen Industriebereichen wie der Herstellung elektronischer und magnetischer Bauelemente in Betracht gezogen. Die Herstellungsverfahren umfassen templatfreie Verfahren [1,2,3] und templatbasierte Verfahren [4,5,6,7]. Die templatbasierte Methode unter Verwendung von Nanokanalstrukturen wie ionenspurgeätzten Folien oder Aluminiumoxidmembranen [8] ist eine vielversprechende Technik, um präzise Längen- und Durchmesserskalen zu erreichen. Bei diesem Verfahren wird die eindimensionale Form durch Elektrotauchlackierung direkt an die Porendimension der Membran angepasst. Aufgrund der Möglichkeiten, hohe Porositäten und Porenseitenverhältnisse bei geringen Kosten zu erreichen, weist anodisches Aluminiumoxid (AAO) viele Vorteile gegenüber anderen Membranmaterialien auf.

Einige Forscher haben berichtet, dass Ni-, Co- und Fe-Nanodrähte im Nanokanal von Membranen auf Metallen galvanisch abgeschieden werden können [9, 10]. Huet al. berichteten, dass Fe-Nanodraht-Arrays galvanisch abgeschieden werden können, indem die Gleichstrom-Elektroabscheidungstechnik in einem sauren Chloridbad verwendet wird [11]. In ihrem Bericht wurden die Auswirkungen des Durchmessers und der Kristallorientierung von Fe-Nanodrähten auf die magnetischen Eigenschaften bei niedriger Temperatur untersucht. Sie zeigten, dass die Koerzitivfeldstärke bis auf ca. 2 kOe bei 5 K, wenn der Durchmesser der Fe-Nanodrähte auf ca. 30 ± 5 nm. Sie fanden auch heraus, dass die magnetische Rechteckigkeit von Fe-Nanodrähten mit (200)-Orientierung größer war als die mit (110)-Orientierung. Irfanet al. berichteten über die Auswirkungen des Nachglühens auf die magnetischen Eigenschaften von Fe-Nanodrähten mit einem Aspektverhältnis von ca. 80–100, die potentiostatisch bei − 1,1 V vs. SCE galvanisch abgeschieden werden [12]. Cornejoet al. berichteten auch, dass Fe-Nanodrähte durch galvanische Wechselstromabscheidung bei einer Zellspannung von 15 V hergestellt werden können. Sie zeigten, dass die Länge der Fe-Nanodrähte etwa 3–5 μm beträgt und das Seitenverhältnis ca. 100 [13]. Die Magnetkraft eines permanentmagnetischen Films nimmt mit der Zunahme der magnetischen Oberflächenflussdichte zu. Die Größe der magnetischen Oberflächenflussdichte hängt von der Dicke eines magnetischen Films ab, während die magnetische Koerzitivfeldstärke eines permanentmagnetischen Films mit abnehmendem Durchmesser der magnetischen Kristallkörner zunimmt. Daher ist für eine Permanentmagnetanwendung ein hohes Aspektverhältnis von Fe-Nanodrähten in der industriellen Produktionslinie erforderlich. In früheren Arbeiten erreichte das Aspektverhältnis von Fe-Nanodrähten jedoch nicht 1000. Vor kurzem haben wir berichtet, dass Co-Nanodrähte mit einem Aspektverhältnis von mehr als 2000 durch eine potentiostatische Elektroabscheidungstechnik unter Verwendung von AAO-Nanokanälen mit einem großen Aspektverhältnis galvanisch abgeschieden werden können [8]. Um die Co-Nanodrähte mit einem großen Aspektverhältnis zu erhalten, wurde in unserer vorherigen Studie die Temperatur der Elektrolytlösung auf mehr als 80 °C und die kathodische Überspannung kleiner als 0,2 V gehalten, um das Wachstum der Co-Nanodrähte zu fördern und die Bildung von Hydroxid zu vermeiden in den kleinen AAO-Nanokanälen. Im Fall der galvanischen Fe-Abscheidung beschleunigt jedoch eine Hochtemperaturlösung die Hydroxidbildung in den AAO-Nanokanälen und hemmt das Wachstum von Fe-Nanodrähten. Die potentiostatische Elektroabscheidung in einem kleinen kathodischen Überpotentialbereich bei Raumtemperatur verursacht ein geringes Wachstum von Fe, während die gepulste Potentialabscheidungstechnik, die das Erreichen einer großen kathodischen Überspannung ermöglicht, ein großes Wachstum von Fe-Nanodrähten mit einem großen Aspektverhältnis bewirkt. Daher haben wir in dieser Studie Fe-Nanodraht-Arrays mit einem Seitenverhältnis von bis zu 2000 hergestellt und den Einfluss des Abscheidungsüberpotentials, das durch potentiostatische und gepulste Potenzialabscheidungstechniken kontrolliert werden kann, auf die Kristallorientierung und die magnetische Leistung der Nanokompositfilme untersucht mit Fe-Nanodrähten.

Experimentell

AAO-Membranen wurden durch Anodisieren eines reinen Aluminiumstabs (99,99 %) mit einem Durchmesser von 10 mm hergestellt. Zuerst wurde ein Querschnitt eines Aluminiumstabs mechanisch und anschließend elektrochemisch in einer Ethanollösung mit 20 % Perchlorsäure poliert, während eine anodische Stromdichte von 3,0 A cm ^–2 . angelegt wurde für 120 s. Als nächstes wurde die Anodisierung in 0,3 Mol L ^–1 . durchgeführt Oxalsäure bei 12 °C für 22 h in einem einstufigen Prozess durch Anlegen einer konstanten Zellspannung von 30 V. Während der Anodisierung wurde die Elektrolytlösung mit einem Magnetrührer mit einer Rührgeschwindigkeit von 250 U/min gerührt. Die Membran wurde durch Eintauchen des Stabes in ein Ethanol/Perchlorsäure-Gemisch und Anlegen einer Spannung von 40 V für 3 s erhalten [14]. Schließlich wurde, wie in Abb. 1a gezeigt, ein AAO-Nanokanal-Templat durch Abtrennung von einem Aluminiumstab hergestellt. Vor der Elektroabscheidung wurde eine dünne Goldschicht (ca. 200 nm Dicke) auf einer Seite der Membran in einer Ionenzerstäubungsvorrichtung, JFC-1600 (JEOL, Tokio, Japan), durch Anlegen eines Stroms von 10 mA . aufgesputtert für 900 s. Die Elektrode wurde dann hergestellt, indem die Goldseite der AAO-Folie mit Silberpaste an einer Kupferplatte befestigt wurde. Die Eisenabscheidung wurde mit 0,05 Mol L ^–1 . durchgeführt Eisensulfat-Heptahydrat-Lösung (pH 2) bei einer Temperatur von 30 °C. Als Gegenelektrode diente ein dünner Golddraht und als Referenzelektrode Ag/AgCl. Wenn eine potentiostatische Abscheidung verwendet werden sollte, wurde ein Kathodenpotential von – 1,2 V bezogen auf Ag/AgCl angelegt. Im Gegensatz dazu wurde die rechteckgepulste Potentialabscheidung bei – 1,5 V (oder – 1,8 V) während des Einschaltimpulses (t _an = 0,1 s) und bei − 1,0 V während des Auszeitimpulses (t _aus = 1,0 s).

Herstellungsprozess eines freistehenden metallischen Nanodraht-Arrays. a Anodisiertes Aluminiumoxid-Nanokanal-Templat, b aufgesputterter Metallfilm, c galvanisch abgeschiedene metallische Nanodrähte und d freistehendes metallisches Nanodraht-Array

Nach der Elektroabscheidung wurden die AAO-Membranen durch Eintauchen der Proben in 5 Mol L ^-1 . aufgelöst wässrige NaOH-Lösung, um Fe-Nanodrähte zu erhalten. In der alkalischen Lösung wurde kein Wechsel der Morphologie oder Kristallorientierung von Fe-Nanodrähten beobachtet. Struktur und kristallographische Orientierung von Fe-Nanodraht-Arrays wurden durch Feldemissions-Rasterelektronenmikroskopie (JEOL-JSM-7500FA, Beschleunigungsspannung 5 kV) und Transmissionselektronenmikroskopie (JEOL-JEM-ARM200F, Beschleunigungsspannung 200 kV) sowie durch X- Strahlenbeugung (XRD:Rigaku-SmartLab, Cu K_α Quelle). Die magnetischen Eigenschaften von Fe-Nanodraht-Arrays wurden unter Verwendung eines Vibrations-Sampling-Magnetometers (VSM) bei Raumtemperatur untersucht. Die Hystereseschleifen wurden in dem Magnetfeld erhalten, das entlang der senkrechten und in der Ebene verlaufenden Richtungen mit externen Magnetfeldern bis zu 10 kOe angelegt wurde. Die senkrechte Richtung entspricht der langen Achse von Fe-Nanodrähten, die senkrecht zur Ebene eines Membranfilms ist, während die Richtung in der Ebene der kurzen Achse von Fe-Nanodrähten entspricht, die mit einem Membranfilm in der Ebene liegt.

Ergebnisse und Diskussionen

Elektroabscheidung von Fe-Nanodraht-Arrays

Abbildung 2a zeigt eine kathodische Polarisationskurve, die linear von − 0,2 V bis − 1,0 V mit einer Rate von 30 mV s ⁻¹ . abgetastet wird und bei einer Lösungstemperatur von 30 °C. Die Stromdichte wurde anhand der Fläche der gesamten Membran berechnet (ca. 0,28 cm ² ), das mit der Elektrolytlösung in Kontakt stand. Konstante kleine Stromdichten von ungefähr 4.5 × 10 ⁻⁴ A cm ⁻² wurden von − 0,2 bis − 0,5 V gemessen, während bei − 0,55 V ein starker Anstieg beobachtet wurde. Gleichgewichtspotential von Fe/Fe ²⁺ im experimentellen Zustand auf ca. − 0,68 V vs. Ag/AgCl gemäß der Nernst-Gleichung (E ^eq = E ⁰ + RT /nF × lnM ⁿ⁺ /Mn ⁰ , wobei E ⁰ = − 0,64 V vs. Ag/AgCl, R = 8.3 J K ⁻¹ mol ⁻¹ , T = 303 K, n = 2, F = 96.485 C Mol ⁻¹ , und M ⁿ⁺ /Mn ⁰ = 0,05). Daher wird der beobachtete Anstieg der Steigung in Abb. 2a hauptsächlich auf die Wasserstoffentwicklung zurückgeführt, die normalerweise als Konkurrenzreaktion mit Metallabscheidungen in wässriger Lösung stattfindet [15, 16]. Die Pore ist möglicherweise nicht vollständig mit Wasserstoffgas gefüllt, was das Eindringen von Fe-Ionen in die Pore ermöglicht. Daher wird das temporär eingeschlossene Wasserstoffgas durch das Wachsen von Metallablagerungen an die Außenseite der Poren gedrückt. Wie in Abb. 2a gezeigt, nahm im Bereich von ungefähr – 0,70 V die Steigung der i-V-Kurve leicht zu, was den Beginn der Fe-Abscheidung impliziert. Abbildung 2b zeigt ein Tafel-Diagramm, das durch logarithmisches Auftragen des Stroms von Fig. 2a im Potenzialbereich von – 0,5 bis − 2,0 V erhalten wurde. Wie in Fig. 2b gezeigt, nahm die Steigung der Kurve mit zunehmendem kathodischen Überpotenzial ab. Im Potenzialbereich unter – 1,4 V erreichte die Steigung eine Konstante. Dieses Phänomen wurde durch den elektrophoretischen Migrationsmechanismus für Metallkationen in der Pore verursacht. Es ist bekannt, dass das optimale Abscheidungspotential für wachsende Nanodrähte durch eine kathodische Polarisationskurve bestimmt werden kann, die in einem breiten Kathodenpotentialbereich erhalten wird [17]. Normalerweise sollte das optimale Abscheidungspotential in einem Potentialbereich gewählt werden, der edler ist als der durch elektrophoretische Wanderung kontrollierte. Unter Berücksichtigung der aus Abb. 2 erhaltenen Ergebnisse wurde das optimale Kathodenpotential für das Wachsen von Fe-Nanodrähten innerhalb der Poren der AAO-Membranen zu – 1,2 V für die potentiostatische Abscheidung bestimmt. Im Gegensatz dazu wurde bei der rechteckgepulsten Potentialabscheidung das Kathodenpotential während des Ein-Zeit-Pulses auf – 1,5 oder – 1,8 V eingestellt, um kurzzeitig ein großes Überpotential zu erreichen, während das Kathodenpotenzial während des Auszeit-Pulses auf . festgelegt wurde − 1,2 V, um die Auflösung von abgelagertem Fe zu vermeiden.

a Kathodische Polarisationskurve ab 0,05 Mol L ⁻¹ FeSO₄ Elektrolyt bei 30 °C und b Tafel-Plot der Polarisationskurve. Scanrate wurde auf 30 mV/s festgelegt

Abbildung 3 zeigt ein Beispiel für die potentiostatische Abscheidung von Fe-Nanodrähten bei − 1,2 V. Im Anfangsstadium war die Abnahme der Stromdichte auf die Abnahme der Konzentration von Kationen wie Fe ²⁺ . zurückzuführen und H ⁺ in den Poren. Anschließend zeigte die Stromdichte aufgrund der stabilen Zufuhr von Kationen aus der Masse der Lösung zu den Poren einen nahezu konstanten Wert [18]. Im Allgemeinen spiegelt sich das Ende des Nanodrahtwachstums durch einen schnellen Anstieg der Stromdichte aufgrund eines Kappenwachstums auf der Oberseite der Membran wider. Gleichzeitig geht damit eine kontinuierliche Vergrößerung der Elektrodenfläche einher [19]. In unseren Experimenten haben wir eine Membrandicke von ca. 60 ± 5 μm, das entspricht der Länge der Fe-Nanodrähte. Bei einer Füllzeit (Zeitdifferenz zwischen Beginn und dem sprunghaften Anstieg der Stromdichte nach Abb. 3) von 300 s wurde die Wachstumsrate auf ca. 200 nm s ⁻¹ .

Zeitabhängigkeit der Stromdichte während des Wachstums von Fe-Nanodrähten bei − 1,2 V. Der Beginn des Abscheidungsprozesses ist auch im Einschub gezeigt

Abbildung 4 zeigt repräsentative Beispiele für angelegte Potenzialmuster (linke Seite) und die beobachtete Stromdichteantwort (rechte Seite) über einen Zeitraum von 4 s. Im Fall der potentiostatischen Abscheidung (Abb. 4a) wurde eine anfängliche Abnahme der Stromdichte beobachtet und der Strom erreichte einen konstanten Wert von weniger als 2,5 × 10 ⁻² A cm ⁻² im linearen elektrophoretischen migrationskontrollierten Wachstumsregime während der homogenen Füllung der Porenkanäle. Im Gegensatz dazu wurde im Fall der rechteckgepulsten Potentialabscheidung ein leichter Unterschied in den Stromdichteantworten für den Ein-Zeit-Puls beobachtet, wenn das Potential auf − 1,5 V (Abb. 4b) oder - 1,8 V (Abb. 4c .) fixiert war ) für 0,1 s. Gemäß Abb. 4b, c zeigten die Stromdichtereaktionen während des Einschaltimpulses fast den gleichen Wert. Während des Pausenpulses wurde jedoch ein deutlich anderes Muster beobachtet. Abbildung 4b zeigt, dass der anodische Strom während des Auszeitimpulses beobachtet wurde und der kathodische Strom einen konstanten Wert von ungefähr − 6,2 × 10 ⁻³ . erreichte A cm ⁻² . Im Gegensatz dazu ist gemäß Fig. 4c eine konstante Stromdichte von – 1,8 × 10 ^–2 A cm ⁻² wurde während des Off-Time-Pulses beobachtet. Bei beiden Proben wurde das Nanodrahtwachstum hauptsächlich während des On-Time-Pulses gefördert, was zu einem anderen Kristallisationsverhalten als bei der potentiostatischen Abscheidung führte. Insbesondere die Pulszeit und die Amplitude sind entscheidende Merkmale für das Kristallisationsverhalten. Daher werden diese Pulsparameter die physikalischen Eigenschaften der galvanisch abgeschiedenen Fe-Nanodrähte stark beeinflussen. Kristallisationsprozesse treten im Allgemeinen in Konkurrenz zweier Routen auf, bei denen entweder der Zusammenbau alter Kristalle oder die Bildung neuer Kristalle stattfindet. Diese Prozesse werden hauptsächlich durch Oberflächendiffusionsraten beeinflusst, d. h. die Bewegung von ad-Atomen zu Wachstumsschritten [20]. In dieser Studie werden Fe-Nanodraht-Arrays bei hohen Stromdichten während des Einschaltimpulses unter Verwendung der gepulsten Potentialabscheidungstechnik hergestellt. Im Gegensatz dazu ist bei − 1,0 V während des Auszeitpulses Fe ²⁺ Ionenkonzentration an der Oberfläche wird durch eine Verringerung der Reduktionsrate von Fe ²⁺ . wiederhergestellt Ionen. Wenn sich das Potenzial bei t . auf − 1,5/− 1,8 V verschiebt _an , zurückgewonnenes Fe ²⁺ Konzentration liefert einen ausreichend großen kathodischen (Abscheidungs-) Strom, wie in Abb. 4 [17] zu sehen ist.

Zeitabhängigkeit der angelegten Potentiale (linke Seite) von der beobachteten Stromdichte (rechte Seite) während der Fe-Nanodraht-Abscheidung. a Potentiostatische Abscheidung bei − 1,2 V, b gepulste Potentialabscheidung mit dem Einschaltpotential von − 1,5 V und c gepulste Potentialabscheidung mit dem Einschaltpotential von − 1,8 V

Struktur und kristallographische Orientierung von Fe-Nanodraht-Arrays

Abbildung 5 zeigt ein SEM-Querschnittsbild von angeordneten Fe-Nanodrähten, die von einer AAO-Membran getrennt wurden. Die eindimensionalen Strukturen waren dicht gepackt und jeder Nanodraht lag in paralleler Richtung. Abbildung 6 zeigt die TEM-Hellfeldbilder von Fe-Nanodrähten, die von einer AAO-Membran getrennt wurden. Diese Proben wurden durch potentiostatische Abscheidung bei – 1,2 V (Abb. 6a), gepulste Potenzialabscheidung mit einem Einschaltpotential von – 1,5 V (Abb. 6b) und gepulste Potenzialabscheidung mit einem Einschaltpotenzial von – 1,8 V . hergestellt (Abb. 6c). Der Durchmesser von Fe-Nanodrähten wurde ebenfalls auf ca. 30 ± 5 nm durch ein TEM-Bild in Abb. 6. Unter den zuvor beschriebenen Anodisierungsbedingungen (30 V, 12 °C und 22 h) wies die Membran auch einen durchschnittlichen Porendurchmesser von ca. 30 ± 5 nm [8]. Bei einer Membrandicke von ca. 60 ± 5 μm wurde in unserem Experiment ein ultrahohes Seitenverhältnis von 2000 erreicht. TEM-Bilder der Proben, die durch gepulste Potentialabscheidung hergestellt wurden (Abb. 6b, c), zeigten, dass einige Kristalldefekte in der Struktur vorhanden waren. Diese Kristallfehler können durch die innere Zugspannung verursacht werden, die von der großen Überspannung für die Fe-Abscheidung während des Einschaltimpulses herrührt.

SEM-Querschnittsbild von angeordneten Fe-Nanodrähten, die von einer AAO-Membran getrennt wurden

TEM-Hellfeldbilder von Fe-Nanodrähten, die von einer AAO-Membran getrennt wurden. a Potentiostatische Abscheidung bei − 1,2 V, b gepulste Potentialabscheidung mit dem Einschaltpotential von − 1,5 V und c gepulste Potentialabscheidung mit dem Einschaltpotential von − 1,8 V

Abbildung 7a zeigt Röntgenbeugungsmuster von bcc-Fe-Nanodraht-Arrays. Die Ergebnisse bestätigen, dass die kristallographische Orientierung sehr empfindlich auf die Variation der Abscheidungsparameter reagiert. Unter den bcc-Kristallebenen ist (110) meist dicht gepackt von Atomen und die Oberflächenenergie ist minimal. Daher tritt bei der galvanischen Abscheidung mit kleinem Überpotential die (110)-Orientierung bevorzugt auf [21]. Die potentiostatische Abscheidung führte zu einer deutlich verstärkten Entstehung des (110)-Peaks. Im Vergleich dazu führte die gepulste Abscheidungstechnik, die ein Kathodenpotential von weniger als – 1,8 V realisieren kann, zu einer bevorzugten (200)-Orientierung. Der (200)-Peak stieg mit zunehmendem Abscheidungspotential während des Einschaltimpulses an. Der (110)-Peak verschwand fast für Fe-Nanodraht-Arrays, die mit dem Ein-Zeit-Pulspotential von − 1.8 V hergestellt wurden. Abbildung 7a zeigte auch eine Verschiebung des (110)-Peaks und eine Schulter des (200)-Peaks für die abgeschiedenen Fe-Nanodrähte durch gepulste Abscheidung im Vergleich zu denen, die durch potentiostatische Abscheidung gewachsen sind. Die Peakverschiebung und die Schulter können durch die innere Zugspannung verursacht worden sein, die zum Auftreten von Kristalldefekten in der Struktur führt, wie in Abb. 6b, c gezeigt. Daher stammten die Peakverschiebung und die Schulter aus dem großen Überpotential für die Fe-Abscheidung während des Einschaltimpulses.

Kristallorientierung und Morphologie von Fe-Nanodraht-Arrays. a Röntgenbeugungsmuster. b Von der zeitlichen Potentialabhängigkeit berechnete Texturkoeffizienten aus Röntgenbeugungsmustern

Der Texturkoeffizient (TC) wird mit der Harris-Formel [22] berechnet.

Gleichung (1) beschreibt die Analyse der relativen Peakintensitäten in Abhängigkeit von I(h _ich k _ich l _ich ) , d. h. die beobachteten Intensitäten von h _ich k _ich l _ich Gitterebenen der Probe und I ₀ (h _ich k _ich l _ich ) bezeichnet die Intensitäten eines Standard-Fe-Pulvers. N ist die Anzahl der Beugungsebenen, die für die Bestimmung von TC berücksichtigt werden. Abbildung 7b zeigt die Beziehung zwischen den berechneten TCs für (200)- und (110)-Ebenen und dem Elektroabscheidungspotential von Fe-Nanodrähten. Potentiostatische Abscheidung führte zu einer bevorzugten (110)-Orientierung mit TC₁₁₀ von 1,52. In diesem Fall war die Längsachse des Nanodrahts <110>. Im Gegensatz dazu führte die gepulste Abscheidung mit dem Ein-Zeit-Pulspotential von – 1,5 V zu TCs von fast 1 sowohl für die (110)- als auch für die (200)-Ebene, was zufällig orientierte Kristalle in der Abscheidung bezeichnet. Darüber hinaus zeigten Fe-Nanodrähte, die mit dem Ein-Zeit-Pulspotential von − 1,8 V hergestellt wurden, deutlich (200)-Orientierung mit TC₂₀₀ vom 1.9.

Senkrechte Magnetisierung von Fe-Nanodraht-Arrays

Abbildung 8 zeigt Magnetisierungskurven von Fe-Nanodraht-Arrays. Für die gezeigten Hystereseschleifen wurden keine Korrekturen paramagnetischer oder diamagnetischer Beiträge durchgeführt. Gemäß Abb. 8a zeigten alle Strukturen eine ausgeprägte magnetische Anisotropie, die sich in unterschiedlichen Potentialwellenformen für verschiedene Messrichtungen (senkrechte Richtung:durchgezogene Linie und in-plane-Richtung:gepunktete Linie) widerspiegelte. Die durch potentiostatische Abscheidung sowie gepulste Abscheidung mit dem Ein-Zeit-Pulspotential von – 1,5 V hergestellten Proben hatten fast die gleiche senkrechte Koerzitivfeldstärke von 1,3 kOe. Eine leicht erhöhte Koerzitivfeldstärke von 1,4 kOe wurde für Fe-Nanodraht-Arrays gemessen, die durch das Ein-Zeit-Pulspotential von – 1,8 V hergestellt wurden. Insbesondere jedoch nahm die Rechteckigkeit (definiert als das Verhältnis der Restmagnetisierung zur gesättigten Magnetisierung) mit zunehmendem TC . allmählich zu ₂₀₀ . Die Hysteresekurve änderte sich deutlich von einer abgeflachten zu einer rechteckigen Wellenform. In ähnlicher Weise wurde, wie in Abb. 8b gezeigt, eine Erhöhung der Rechteckigkeit von 0,65 auf 0,95 erreicht.

Magnetische Eigenschaften von Fe-Nanodraht-Arrays. a Magnetische Hystereseschleifen mit dem Magnetfeld in senkrechter (durchgezogene Linie) und in der Ebene (gestrichelte Linie) Richtung. b Beziehung zwischen Rechteckigkeit und TC₂₀₀ und TC₁₁₀

Es ist allgemein bekannt, dass die Kristallorientierung durch Abscheidungsbedingungen wie die Wahl der potentiostatischen und gepulsten Potenzialabscheidung modifiziert werden kann [23]. Insbesondere die gepulste Abscheidung ist eine leistungsstarke Technik, um ein gleichmäßiges Wachstum zu verbessern und die Bildung großer und zufällig orientierter Kristallite zu vermeiden [23]. Weiterhin ist der niedrige pH-Wert des Elektrolyten zu berücksichtigen. Wie oben diskutiert, geht der Herstellung von Fe-Nanodrähten die gleichzeitige Reduktion von Hydroniumionen voraus, was zu lokalen pH-Änderungen innerhalb der Poren der AAO-Membran führt [24]. Außerdem kann Wasserstoff leicht in die Lagerstätte aufgenommen werden, was deren Kristallinität maßgeblich beeinflusst [25]. In diesem Fall kann die Metall-Fe-Abscheidungsrate beträchtlich verringert werden. Es ist bekannt, dass die harte Achse für die Magnetisierung von bcc Fe in der <110>-Richtung liegt, was zu einer Verringerung der Rechteckigkeit der Magnetisierung führt. Dieses einachsige Magnetisierungsverhalten von Fe-Nanodraht-Arrays wurde in dieser Studie bestätigt. Yanget al. berichteten, dass Fe-Nanodrähte, die durch potentiostatische Elektroabscheidung bei einer konstanten Zellspannung von 1,5 V hergestellt wurden, eine zufällige Orientierung ohne Textur aufwiesen [11]. Irfanet al. berichteten auch, dass Fe-Nanodrähte, die potentiostatisch bei − 1.1 V vs. SCE galvanisch abgeschieden wurden, eine nicht texturierte Orientierung und eine Koerzitivfeldstärke von ca. 0,5 kOe [12]. Cornejoet al. berichteten auch, dass Fe-Nanodrähte, die durch galvanische Wechselstromabscheidung bei einer Zellspannung von 15 V hergestellt wurden, eine zufällige Orientierung ohne Textur und eine Rechteckigkeit von ca. 0,5 [13]. In der aktuellen Studie wiesen Fe-Nanodrähte mit einem Aspektverhältnis von 2000, die unter Verwendung einer rechteckgepulsten Potentialabscheidungstechnik zur Kontrolle der Kristallorientierung galvanisch abgeschieden wurden, eine starke Textur mit (200)-Orientierung auf. Die texturierten Fe-Nanodrähte zeigten eine Koerzitivfeldstärke von ca. 1,4 kOe und die Rechteckigkeit von ca. 0,95. Daher haben wir gezeigt, dass die Methode der rechteckgepulsten Potentialabscheidung die Kristallorientierung und das Aspektverhältnis von Fe-Nanodrähten steuern kann, was zu hervorragenden magnetischen Eigenschaften führt.

Schlussfolgerung

Der Grad des Überpotentials während der potentiostatischen und der gepulsten Potentialabscheidung beeinflusste die Kristallorientierung und die Magnetisierungsleistung von Fe-Nanodraht-Arrays mit hohem Aspektverhältnis signifikant. Nach der Bestimmung der Texturkoeffizienten führte die potentiostatische Abscheidung bei einem Kathodenpotential von – 1,2 V zu einer bevorzugten (110)-Orientierung, während gepulste Techniken entweder zu zufällig orientierten Kristalliten oder zu einer (200)-Orientierung durch Anlegen von Ein-Potentialen von – . führten 1,5 bzw. − 1,8 V. Magnetische Hystereseschleifen in senkrechten und in der Ebene verlaufenden Richtungen zur Membranoberfläche zeigten eine starke magnetische Anisotropie aufgrund der hohen Aspektverhältnisse (ungefähr 2000) aller betrachteten Fe-Nanodraht-Arrays. Daher sind die Kristallorientierung und die Formanisotropie die wichtigsten Faktoren, die die magnetischen Eigenschaften steuern. Die im Magnetfeld für die Längsachsenrichtung von Fe-Nanodraht-Arrays mit einer bevorzugten (110)-Orientierung erhaltene Koerzitivfeldstärke betrug 1,3 kOe. Dieser Wert erhöhte sich leicht auf 1,4 kOe für die Nanodrähte mit starker (200)-Orientierung. Im Gegensatz dazu stieg die Rechteckigkeit, die von Fe-Nanodraht-Arrays mit einer bevorzugten (200)-Orientierung erhalten wurde, von 0,65 mit einer Zunahme von TC₂₀₀ . signifikant auf 0,95 an . Diese Studie veranschaulicht die Möglichkeit, die magnetischen Eigenschaften von Fe-Nanodraht-Arrays zu verbessern, indem der Grad der Überspannung während der galvanischen Abscheidung kontrolliert wird.