Явище гігантського магнітного опору в багатошарових плівкових системах

Явище гігантського магнітного опору в багатошарових плівкових системах

і.ю. Проценко*, проф., д-р. фіз.-мат. наук; І.В. Чешко*, асп.;

Я. Яворский**, д-р наук ^*

*Сумський державний університет

^** Інститут ядерної фізики ПАН (м. Краків)

Вступ

Явище гігантського магнітоопору (ГМО) сприяє розвитку нових технологій, відкриває великі можливості з точки зору збільшення густини логічних елементів та швидкості обробки даних.

Суть його полягає у різкому зростанні електричного опору (на 1-70%) в багатошарових плівкових структурах (мультишарах), що складаються з почергових феромагнітних і немагнітних шарів, при накладанні зовнішнього магнітного опору. ГМО відрізняється від звичайного магнітоопору, оскільки в цьому випадку зменшення опору не залежить від напрямку прикладеного магнітного опору, а відбувається при зміні напрямку намагніченості в магнітних шарах від антипаралельного (антиферомагнітна взаємодія) до паралельного (феромагнітна взаємодія) під дією зовнішнього магнітного поля [1-4]. Відомо, що явище ГМО спостерігається не тільки в мультишарах, але і в гранульованих сплавах, у т.ч. і плівкових.

1. Загальна характеристика явища ГМО

Гігантський магнітний опір вперше спостерігався Бейбічем, Броте, Фертом та ін (див., наприклад, [1]) у 1988 році в багатошарових плівкових структурах Fe/Cr. У подальшому подібний ефект спостерігали і в інших плівкових системах, наприклад, Co/Cu, Co/Ag, Py/Cu та ін. Аналіз накопичених експериментальних даних свідчить про те, що ГМО обумовлений спін-залежним перенесенням електричних зарядів [1-3]. Згідно з [3] особливості цього механізму електроперенесення такі:

- завдяки наявності у феромагнетиках великих молекулярних обмінних полів (Н_м ~ 10⁹ Ер) виникає сильна спінова поляризація носіїв заряду, в результаті чого перенесення електричного струму здійснюється електронами неоднакової кількості із проекцією спіна “вверх” та “вниз”;

- в однорідно намагніченому феромагнетику густину струму можна розділити на дві складові j⁺ і j^-, які спрямовані за або проти вектора намагніченості , це спричиняє появу двох спінових каналів електропровідності з питомими провідностями ⁺ і ^-;

- завдяки спіновій залежності концентрації носіїв та ймовірності їх розсіювання питомі опори ⁺ і ^- для двох спінових каналів будуть відрізнятися:

, (1)

де в - коефіцієнт спінової асиметрії.

На межі поділу феромагнетик/намагнічений матеріал (F/N інтерфейс) існує додатковий, т.зв. інтерфейсний механізм розсіювання електронів. Фізичний зміст його полягає в тому, що електрон, який рухається із феромагнетику у немагнітний матеріал, має подолати енергетичний барєр, який залежить від напрямку спіна електрона. Залежно від знака обмінної взаємодії між локалізованими та рухомими спінами, для електронів із спіном, паралельним вектору, барер може бути вищим або нижчим на величину м_Б Н_М порівняно із електроном з антипаралельним вектору спіном. Цей ефект можна врахувати, якщо вважати, що опір металу поблизу F/N межі є спінзалежним, тобто

(2)

де г - коефіцієнт, який залежить від різниці потенціальних бар'єрів для двох напрямків спіну, а також від товщини та розмитості інтерфейсного шару, у якого питомий опір _F/N (наприклад, для межі Co/Cu г=0,7=0,9 [3]).

Рисунок 1, взятий із роботи [4], ілюструє механізм збільшення опору тришарової плівкової системи Co/Cu/Co при зміні паралельної на антипаралельну орієнтацію намагніченості в магнітних шарах Со під дією зовнішнього магнітного поля для випадку т.зв. СПП - геометрії, тобто коли струм протікає перпендикулярно до площини шарів. ГМО може вимірюватися [1] і при паралельній геометрії (СПРП - геометрія), але в першому випадку ефект проявляє себе значно сильніше. Міра спінової поляризації залежить від природи феромагнетика, і тому в реальних експериментах величина ГМО = (R(H_m) - R(0))/R(H_m) складає величину порядку (1-10)% (H_m - максимальне значення напруженості магнітного поля).



Рисунок 1- Механізм виникнення ГМО в результаті спінзалежного розсіювання електронів різної поляризації на межі поділу шарів F/N і N/F (СПП - геометрія): а - малий опір; б - великий опір (ГМО)

2. Експериментальні результати

Як відмічалося раніше, явище ГМО спостерігається експериментально в багатошарових плівкових структурах, які складаються як із однокомпонентних шарів, так і з гранульованих сплавів.

2.1 Багатошарові плівкові системи

Оскільки плівкові системи Fe/Cr і Co/Cu можливо розглядати як модельні, то ми приділимо основну увагу літературним даним на прикладі цих систем. Раніше відмічалося, що в цьому випадку використовуються дві геометрії експерименту - СПП і СПРП (рис. 2а,б).

Рисунок 2 - Геометрія дослідження ГМО: а - СПРП; б - СПП - геометрія [1]

У роботі [2] подано огляд деяких відомих на 1995 р. у літературі даних про ГМО в плівкових мультишарах Co/Cu і Fe/Cr та деяких гранульованих сплавах. На рис. 3 наведені залежності ГМО від напруженості магнітного поля для полікристалічних мультишарів на основі Co і Cu та Fe і Cr, отримані при Т = 300К при використанні СПРП-геометрії. Плівкові зразки отримувалися магнетронним розпиленням на підкладку (100) Si, покриту тонким шаром (d = 1,0-1,5 нм) оксиду, при Т_п = 300К (мультишари Co/Cu) і Т_п = 400К (мультишари Fe/Cr). При такому виборі температури підкладки досягалася максимальна величина ГМО. При дослідженні залежності величини ГМО від товщини неферомагнітного шару було встановлено її осцилюючий характер (рис. 4).

Рисунок 3 - ГМО в плівкових мультишарах з буферними шарами Si/Cr(4нм)/[Fe(0,8)/Cr(0,75)]₃₉/Fe(0,8)/Cr(1,5) та Si/Fe(5)/[Со(0,8)/Cu(0,75)]₅₉/Со(0,8)/Fe(2)

Цей ефект ряд авторів [2] пояснюють малим розміром кристалітів у плівці Cu (10-20 нм) з переважною і побічною орієнтаціями (111) і (100). При збільшенні d_Cu ймовірно змінюється орієнтація кристалів, що й спричиняє осциляцію ГМО. Подібні осциляції спостерігаються також і в мультишарах на основі пермалою і золота. У роботі [5] наведені результати дослідження ГМО в мультишарах на основі Ag і Co в СПП- і СПРП - геометрії. Залежно від d_Ag ГМО змінюється в межах від 50 до 10% (d_Ag = 10 або 60 нм). Отримано, що в СПП-геометрії ГМО в 10 разів більше порівняно із СПРП-геометрією, якщо d_Ag = 2-60 нм, а d_Со = 6-15 нм.

Автори роботи [6] на прикладі мультишарів [Fe(3)/Cr(1,2)]₁₀/Cr(110) вивчили ефект відпалювання до Т_в = 670 К на ГМО і структуру плівкової системи. Було отримано, що різке зменшення величини ГМО відбувається при відносно високих температурах (Т_в ? 570 К). Методом малокутової рентгенографії встановлено протікання слабкої дифузії в мультишарах.

У роботі [7] проаналізовані результати дослідження паралельного і перпендикулярного ГМО в мультишарах Co/Ag, Co(1,5)/Cu(0,8-6) [2] та Fe(2,0)/Cr(0,5-5). Зокрема, аналізуються причина великого значення, як і в [5], відношення Р = R₊(H)/R_¦(H) і природа осциляцій ГМО, які описані в [2] (рис. 4).

Рисунок 4 - Залежність величини ГМО від товщини неферомагнітного шару Cu

Автори [7] доходять висновку, що причиною цих явищ є реалізація змішаного стану (феромагнітний + антиферомагнітний) окремих шарів, що обумовлює на осциляційній залежності (при певних товщинах шару Cu або Fe) величину ГМО = 0.

Оскільки мультишари на основі Co і Cu та Fe і Cr стосовно ГМО є модельними, то багато досліджень протягом останнього десятиліття саме і присвячені цим багатошаровим системам, хоча відомі роботи, де вивчався ГМО в мультишарах Ag/Co [5], Dy/Sc [8] та ін. Причому в цих “нестандартних” системах мають місце свої особливості: в першому випадку спостерігається велике значення параметра р, у другому - велике додатнє значення магнітоопору. Велика кількість публікацій, присвячених системам Co/Cu і Fe/Cr, примушує нас зосередити увагу на експериментальних результатах найбільш узагальнюючих і з елементами новизни роботах [9-14].

У роботі [9] проведено дослідження ГМО мультишарів Co/Cu/Co між діелектричними шарами NiO: Ni(10)/NM2/F2/NM1/F1/NiO(50)/П, де NM1 = Cu(2), NM2 = Cu(1,2), F1 = Co(2), F2 = Co(4), П - підкладка. Величина ГМО досягає величини 25% (Т = 10К) або 15% (Т = 300К). Дані результати, а також розмірну залежність ГМО від товщини d_Со автори [9] пояснюють в рамках напівкласичного наближення спінових хвиль, в якому враховується величина коефіцієнта дзеркальності на межі ізолятор/метал.

Автори робіт [10, 11], безпосередньо не вивчаючи явище ГМО, на основі експериментальних [10] і розрахункових [11] даних аналізують вплив електронного розсіювання на різні параметри електроперенесення (провідність, спін-залежні кінетичний потенціал і густина струму та ін.).

Методика in situ, яку використовували автори [10] при вимірюванні провідності (G = R^-1, де R - загальний опір) багатошарової системи (рис. 5), дозволила розширити уявлення про роль міжмежового розсіювання електронів в електрофізичних властивостях.

У серії робіт М. Маршалек та ін. [12-14] подані деякі результати попередніх досліджень магніторезистивних властивостей мультишарів (у СПРП-геометрії) [Со(1)/Cu(2)]₂₀/БМе/Si, де БМе = Ag, In, Cu, Pb, Bi - буферна плівка на Si-підкладці товщиною 5-40 нм. Структурні характеристики мультишарів контролювалися методом малокутової або дифракційної рентгенографії і атомно-силової мікроскопії (АСМ).

Дані таблиці 1 дають уявлення про результати аналізу методом АСМ поверхні буферного шару і мультишару. Наскільки великий вплив буферного шару на ГМО, можна судити із даних, наведених на рис.6а.



Рисунок 5 - Експериментальна залежність провідності від загальної товщини тришарової плівкової системи Co(4)/Cu(d_Cu)/Co(2)/NiO/П, де товщина d_Cu = 0,78(а); 1,1(б); 1,55(в) та 2,33(г) нм [10]

Таблиця 1 - Результати аналізу поверхні [14]

Буферна плівка, Pb, нм	Топографія буферного шару	Топографія мультишару
	шорст-кість, нм	розміри острівків, нм	шорст-кість, нм	розміри острівків, нм	ГМО, %
5 10 20 30 40	1,6 3,7 9,6 2,1 38,0	47 179 237 230 443	3,1 4,3 7,8 5,6 12,8	45 138 153 182 207	3,0 2,7 1,7 1,6 1,8

Рисунок 6 - ГМО при Т = 300К в мультишарах [Со(1)/Cu(2)]₂₀/БМе/Si при різних буферних шарах(а) та ГМО у мультишарах [Со/Cu]₂₀ при різних товщинах буферного шару Pb (б)[12]

Рисунок 6б дає уявлення про величину ефекту ГМО у мультишарах [Со/Cu]₂₀ при різних товщинах d_Pb. Необхідно констатувати факт незначної величини ГМО і практичну відсутність залежності її від товщини буферного шару. Це слід пов'язувати із гранулярною будовою буферного шару при усіх товщинах [12].

2.2 Гранульовані сплави

У 1992 р. Берковіту та ін. (див., наприклад, [15]) вперше спостерігали ГМО в так званих гранульованих сплавах, що викликало нову хвилю зацікавленості цим явищем. Гранульовані сплави зазвичай отримують шляхом одночасного осадження на підкладку двох металевих компонент, які мають обмежену змішуваність в масивних зразках, одна із яких магнітна, а інша - немагнітна. В результаті цього при певному підборі концентрацій утворюються магнітні частинки (гранули), в немагнітну матрицю, розміри яких від декількох ангстрем до декількох нанометрів. ГМО спостерігався в ряді сплавів, таких, як Co_xCu_1-x, Co_xAg_1-x, NiFe_xAg_1-x, (Co70Fe30)_xAg_1-x [15], і було встановлено, що його величина змінюється в широких межах. Рисунок 7 ілюструє схематично утворення магнітних включень в немагнітній матриці.

Як і в плівкових мультишарах, у гранульованих сплавах опір сильно залежить від магнітного стану гранул. Він мінімальний при паралельній орієнтації магнітних моментів (насичення). У міру того, як буде відбуватися розорієнтація магнітних моментів, опір буде збільшуватися, досягаючи свого максимального значення R(H_max). Природа ГМО така сама, як і в мультишарах, - це спін-залежне розсіювання електронів провідності, яке відбувається в об'ємі феромагнітних гранул і на межах поділу. На прикладі робіт [1, 2, 15-18] можна зрозуміти, які особливості ГМО мають місце у гранульованих сплавах.



Рисунок 7 - Схематичне зображення еволюції форми і розмірів магнітних включень CoFe в немагнітній матриці Ag. Температура відпалювання, К: а - 77; б - 500; в - 700; г - 900 [15]

У роботі [1] наведені розрахункові дані ГМО як функції R_sv=N_s/N_v (N_s - число зв'язків, які з'єднують кластер з матрицею, N_v - число атомів у кластері) при концентрації магнітних атомів в 5, 10, 15 і 20%. Таким чином, R_sv, по своїй суті, - відношення площі поверхні кластера до його обєму. Розглянуто п'ять типів кластерів у вигляді точки (1 вузол), із трьох взаємноперпендикулярних гантелей (7 вузлів) та у вигляді куба (8, 19 і 27 вузлів). Отримано, що при всіх концентраціях існує лінійна залежність ГМО від R_sv в межах 10 % (R_sv = 2) - 20 % (R_sv = 6) для концентрації 5% і 35% (R_sv = 2) - 60% (R_sv = 6) для концентрації 20%. Кореляцію між ГМО і R_sv автори [1] пояснюють тим, що ферміївська довжина хвилі електрона (л_ф) - величина такого ж порядку, як і параметр решітки, і розсіювання відбувається в області розміром л_ф.

Систематичні дослідження структурних, магнітних і транспортних властивостей гранулярного сплава (CoFe)_xAg_1-x у невідпаленому (77К) та відпаленому (до 900К) стані проведені в роботі [15]. Структурні відмінності сплаву (рис. 7) значно впливають на ГМО. Було встановлено, що амплітуда ГМО має максимум у відпалених при Т_в = 600К (плазмове розпилення) і в невідпалених зразках (термічне випаровування в надвисокому вакуумі).

До великого ступеня аналогічності отримані результати у роботі [16] на плівковому гранульованому сплаві (Co₅₀Fe₅₀)_xAg_1-x при 0,08<х<0,80, де х - об'ємна частка, товщиною d = 400 нм (електронно-променеве співосадження компонентів). Було отримано максимальне значення ГМО?35% при Т = 10К, х = 0,13 у полі Н = 50кЕр. У той самий час при Т = 300К ГМО?17%. У роботі [17] наведені результати, подібні до аналогічних даних [16]. Але в цьому випадку вивчалися гранульовані керметні плівки (Co₅₀Fe₅₀)_x(Al₂O₃)_1-x. Було отримано, що ізотропний тунельний магнітоопір (ефект, який як і ГМО, пов'язаний із спін-залежним розсіюванням носіїв електричного струму) величиною до 10 % спостерігається при кімнатній температурі при концентраціях 0,12<х<0,16.

У роботі [18] досліджувався вплив термообробки і хімічного складу на магніторезистивні властивості швидкозакалених стрічок Co-Cu. Було отримано максимальне значення ГМО?20% у зразках із 20 мас.% Со, які пройшли термообробку при 810К. Установлено, що мікроструктура сплаву містить два типи гранул Со із характерним розміром 10² нм (вони задають магнітні властивості сплаву в цілому) та 5 нм (визначають величину ГМО).

3. Теоретичні моделі ГМО

Для розуміння природи ГМО важливо враховувати різну кількість електронів із спінами “вверх” та “вниз” у магнітних і немагнітних шарах. Сказане ілюструють розрахункові дані [4] для найбільш відомих систем Co/Cu і Fe/Cr, які представлені на рисунок 8.

Якісну мікроскопічну теорію ГМО, яка базується на формалізмі Кубо або двострумової моделі, для R₊(H) і R_¦(H) мультишарів і гранульованих сплавів запропоновано в [1]. Основний висновок [1] полягає в тому, що спін-залежне розсіювання визначається випадковим обмінними і атомними потенціалами на межі поділу. В той же час ГМО гранульованих сплавів визначається розсіюванням електронів поблизу магнітних зерен. Ці висновки узгоджуються із експериментальними результатами.

Рисунок 8 - Число електронів з різною орієнтацією спінів в залежності від числа моноатомних шарів: а - система Co/Cu/Co; б - система Fe/Cr/Fe

Найбільш простою кількісною моделлю ГМО є згадана вище двострумова або резисторна модель. У СПП-геометрії зміну опору можна визначити, виходячи з таких міркувань [3].

При малих релаксаціях спіну та спінзалежного розсіювання провідність зразка можна наближено подати як суму провідностей двох спінових каналів з опорами R⁺ та R^-, кожний із яких приблизно дорівнює сумі опорів трьох послідовно з'єднаних опорів. Два із цих опорів відповідають феромагнетикам (, та , ), а третій неферомагнітному металу (). Згідно з моделлю, ГМО при зміні намагніченості одного із магнітних шарів дорівнює

ГМО, (3)

де , а d₁, d₂ - товщини магнітого та немагнітного шарів.

За умови с_N << с_F співвідношення (1.3) спрощується до вигляду:

ГМО = . (4)

Вплив R_N і спінової релаксації призводить до того, що реальна величина ГМО буде меншою в²/(1 - в²).

Більш послідовною теорією ГМО в СПП-геометрії є модель Валета-Ферта [3], побудована на основі кінетичного рівняння Больцмана. У ній враховується, що функція розподілу електронів за хвильовим вектором () залежить від квантового спінового числа s. Крім того, вважається, що d₂ - мала величина. Якщо струм протікає у напрямку осі z, то межа поділу відповідно буде розміщуватися у площині xy. При зміні намагніченості одного із феромагнетиків електричне поле змінюється на величину ДE(z), що описується формулою

,

де E₀=(1-в²)с_fJ - електричне поле в структурі, коли вектор намагніченості обох феромагнетиків спрямований в один бік; l_s - довжина когерентності електронних станів спінових підзон

Ця зміна поля призводить до появи додаткового падіння електричної напруги на величину

, (5)

де J - густина струму для виродженого електронного газу або для інтерфейсного опору

. (6)

Наявність опору ДR_si пояснюється тим, що накопичення спінів в області межі поділу істотно зменшує різницю між густинами спінових підзон. Завдяки цьому при переході від антипаралельної до паралельної орієнтації провідність системи збільшується на величину ~ в² (ГМО також ~ в²).

При експериментальному дослідженні для збільшення величини ГМО використовується багатошарова плівкова система у вигляді мультишару. Відмітимо, що розглянуті теоретичні моделі відносно легко перенести із тришарової системи на мультишар. У серії робіт Занга та ін. [19-21] розраховується величина питомого опору спінового клапана Co/Cu/Co, виходячи із перших принципів та формалізму Кубо (такий самий підхід був застосований авторами роботи [1]) і методу Коррінга-Кона-Ростокера. Аналіз електронної структури системи Co/Cu/Co проводився для трьох можливих варіантів розсіювання електронів:

- однаковий час життя для електронів Cu та Cо у каналах з “великим” і “малим“ спіном;

- однаковий час релаксації для електронів у шарі Cu при спін-залежному розсіюванні електронів на межі поділу;

- час життя для електронів Со з “великим” і “малим” спіном пропорційний їх густині енергетичних станів при енергії Фермі, спін-залежному розсіюванні на межі поділу та спіннезалежному розсіюванні на межах зерен.

Отримане співвідношення для шаруватої структури було використано при аналізі таких випадків:

нелокалізованї провідністі вільних електронів Cu і Со;

- електронної структури шару Cu між шарами Со;

нелокалізованої провідності поблизу межі поділу шарів (інтерфейсу) при рівномірній швидкості розсіювання і при розсіюванні на інтерфейсі;

об'ємного, інтерфейсного розсіювання на межі поділу шарів з двох боків.

Оскільки природа ГМО пов'язана із зміною швидкості релаксації спіну електронів провідності в мультишарі при зміні під дією магнітного поля взаємної орієнтації магнітних моментів сусідніх магнітних шарів від антипаралельної до паралельної, то взаємодія має обмінний характер і осцилює при зміні товщини неферомагнітного шару. Дані [21], наведені в таблиці 2, дають уявлення про швидкість розсіювання електронів (ф^-1, де ф - час релаксації) при різних природі і механізмах розсіювання.

Таблиця 2 - Швидкість розсіювання (ф^-1) в одиницях 10¹³ с^-1 при різних природі і механізмах розсіювання

Механізм роз-сіювання Природа розсіювання	В об'ємі Cu	Cu інтерфейс	В об'ємі Co	Co інтерфейс	Межа поділу
Спіновий канал з “великим” значенням спіну
Відсутнє СЗР (б=1)* Об'ємне СЗР (б=7) Об'ємне СЗР (б=20) Об'ємне і інтерфейсне СЗР Максимальне ІФ СЗР**	4,96 4,96 4,96 4,96 4,96	4,96 4,96 4,96 16,54 4,96	20,67 11,91 9,92 11,91 20,67	20,67 11,91 9,92 41,35 20,67	1653,90 1653,90 1653,90 1653,90 1653,90
Спіновий канал з “малим” значенням спіну
Відсутнє СЗР (б=1)* Об'ємне СЗР (б=7) Об'ємне СЗР (б=20) Об'ємне і інтер-фейсне СЗР Максимальне ІФ СЗР**	4,96 4,96 4,96 4,96 4,96	4,96 4,96 4,96 41,35 4,96	20,67 83,36 198,47 83,36 20,67	20,67 83,36 198,47 496,17 1653,90	1653,90 1653,90 1653,90 1653,90 1653,90
*) б =ф^/фv; **) дуже сильне інтерфейсне СЗР за відсутності СЗР в об'ємі шарів Cu і Co

На основі таких результатів автори [19, 21] розрахували дво- або тривимірні діаграми для нелокалізованої провідності в одиницях ф^-1 залежно від числа моноатомних шарів Cu та Co. На рис. 9, 10 наведений приклад таких діаграм для найзагальнішого випадку, коли проявляють себе розсіювання електронів в об'ємі зразків на інтерфейсі та межі поділу (з двох її боків).

Рисунок 9 - Залежність провідності системи Co/Cu/Co від числа шарів I та J при розсіюванні у об'ємі, на інтерфейсі та межі поділу. Номера шарів: I = 1-7; 18-25 (Co) та J = 8-17 (Cu)



Рисунок 10 - Залежність нелокалізованої провідності системи Co/Cu/Co при розсіюванні в об'ємі, на інтерфейсі та межі поділу шарів. Номера моноатомних шарів такі самі, як і на рис. 9

Автори роботи [22] запропонували співвідношення для питомого опору мультишарів Fe/Cr, в яких відбулося перемішування атомів біля межі поділу.

Робота [23] присвячена маловивченій проблемі впливу зонної структури та спіннезалежного розупорядкування на провідність і ГМО мультишарів Сo/Cu та Fe/Cr. Автори отримали кількісне узгодження між розупорядкуванням та величиною опору і ГМО (зменшується при збільшенні розупорядкування). Виявлено також, що d-електрони роблять значний внесок у магнетизм 3d-металів та мультишарів, а sp-d-гібридизація критично впливає на величину ГМО. Підтвердження цього знаходимо і в роботі [24].

Згідно з моделлю [25] у свіжосконденсованих і відпалених зразках біля інтерфейсу реалізується суперпарамагнетизм, що узгоджується з експериментальними даними.

Автори роботи [26], узагальнюючи результати [19-21, 23], здійснили аналіз впливу взаємної дифузії елементів в тришаровому спіновому клапані Со(100)/Co(12 м.а.ш.)/Cu(12)/Co(12)/Co(100) на величину питомого опору.

Надзвичайно продуктивна в концептуальному відношенні стосовно ГМО є робота [27], в якій на основі експериментальних даних для ГМО мультишарів F1/N/F2/N (N - Cu або Cr; F1 і F2 - феромагнетні метали (Fe, Co) або сплави) при різних геометріях вимірювання та для мультишарів F1/Cu/Co/Cu (F1 - Fe, Co або Ni з домішками V або Cr) при СПП - геометрії визначалася величина і знак коефіцієнтів спінової асиметрії (в) та коефіцієнта інтерфейсної спінової асиметрії (г).

Було встановлено, що знак в і г може бути додатним і від'ємним. Наприклад, г>0, коли інтерфейс утворюється шаром Cu, а в>0 у мультишарах (або в масивних розбавлених твердих розчинах) NiCu, NiFe та CoFe або CoCr, CoMn, FeCr, FeV та NiCr відповідно. Крім того, автори [27] дійшли до висновку, що роль інтерфейсного потенціалу у величині ГМО в СПП- і СПРП-геометрії різна залежно від природи зразка.

4. Структурно-фазовий стан плівкових систем з ГМО

4.1 Структурні дослідження

Одним із принципових питань, пов'язаних з явищем ГМО, є вивчення структурно-фазового стану плівкових систем, в яких воно спостерігається. Широко вивчаються питання фазового складу, кристалічної будови плівок, дифузійних процесів у них, процеси фазоутворення, вплив термообробки на цей процес та ін. Такі дослідження можуть дати нові дані, що підтверджують існуючі теоретичні моделі, або, навпаки, змусять переглянути попередні уявлення про явище ГМО взагалі. Багато авторів [28-45] повідомляють про результати подібних досліджень, але й на сьогодні більшість з цих питань залишається відкритими. Так, у роботі [28] проаналізовані можливі варіанти взаємної дифузії атомів і фазоутворення у багатошаровому спіновому клапані. Результати [28] разом з [26] приводять до висновку, що сукупність експериментальних результатів потребують критичного перегляду, оскільки більшість із них інтерпретуються з точки зору збереження індивідуальності шарів Co і Cu.

У роботі [29] були проведені експериментальні дослідження фазового складу двошарових плівок Со/Сu/П и Co/Cr/П (П - NaCl, плівка С) і термодинамічний аналіз особливостей фазово-структурного складу тонкої плівки Со (3-10 нм), яка складається із ще недотичних острівців на поверхні плівки Сu і Cr.

Одношарові плівки Cu, Cr i Co мають відповідно ГЦК-, ОЦК- і ГЩП-решітки. Оскільки частинки й острівці плівки дуже малі (порядка 1-10 нм), то в них відсутні дефекти пакування (ДП), що можуть бути центрами зародження кристалітів ГЦК-фази. При збільшенні товщини плівки Со до 10 нм або при відпалюванні до Т_відп. =600-700 К у системі Со/Сu відбувається укрупнення острівців, починається утворення ДП і, як наслідок цього, з'являються на електронограмах слабкі лінії (220) і (311) ГЦК-Со. Необхідно особливо підкреслити, що поява цих відбиттів у зразках, що пройшли процес відпалювання до 600 К, не можна пов'язувати з поліморфним ГЩП>ГЦК-переходом, оскільки в масивних зразках він відбувається при Т=690 К, а в малих частинках у результаті прояву фазового розмірного ефекту може відбутися при Т?600 К. У зразках Со/Cu лінія (111) ГЦК-Со не фіксується, але на місці лінії (111) ГЦК-Сu з d₁₁₁=0,208 нм з'являється лінія з d_hkl=0,205 нм, що є середнім між d₁₁₁ (Cu) і d₁₁₁ (ГЦК-Со)=0,203 нм. Подальше збільшення температури відпалювання до 600-700 К обумовлює збільшення d₁₁₁ до значення 0,213 нм, що можна пояснити утворенням метастабільного твердого розчину (т.р.) на основі ГЦК-решетки міді (в-фаза (Cu-Co)) [29]. Плівки Co/Cu з ефективною товщиною конденсату Со d3-10 нм, що пройшли відпалювання до 900 К, скоріше за все, є двохфазними (ГЦК - т.р. (Cu-Co) і сліди ГЩП-Со). Оскільки параметр ГЦК-решітки а=0,362 нм трохи (у межах точності вимірювання Да=0,001 нм) більше порівняно з параметром а₀= 0,3608 нм для масивної міді, то можна зробити висновок, що твердий розчин при охолодженні до температури 300 К розпадається не цілком. Підтвердженням цього є дуже слабка інтенсивність ліній (101) і (110) ГЩП-Со (на рис.11а вони не виявляються), а також спостереження на електронограмах близьких ліній (220) і (311) від твердого розчину та ГЦК-Cu (створюється враження, що ці лінії утворилися попарно в результаті розщеплення однієї лінії). Необхідно відзначити, що таке «розщеплення» спостерігається якоюсь мірою вже у зразках, що пройшли відпалювання до температури 600 - 700 К, причому, якщо воно не спостерігається у випадку ліній (111) і (200), то лише через недостатню розрізнювальну здатність мікроскопа. Таким чином, спостереження двох ГЦК-решіток, одна з яких відповідає Сu, є підтвердженням утворення твердого розчину (Сu-Со). Аналізуючи експериментальні дані, можна зробити висновок, що після розпаду метастабільного твердого розчину мікрокристаліти ГЩП-Со локалізуються в об'ємі плівки Сu.

На рисунку 11б [29] проілюстрований випадок, коли плівка ГЩП-Со має порівняно велику ефективну товщину (d40 нм). Після відпалювання до 900 К вона складається з острівців ГЦК-Со, що стабілізуються при охолодженні, і ГЩП-Со. Середній розмір утворень із острівців має величину від 16 - 18 до 190 - 200 нм.

Рисунок 11 - Електронограма від ГЦК т.р. Со-Cu (а) і мікроструктура двошарової плівки Со(40)/ Cu(30), відпаленої до 900 К та охолодженої до 300 К (б). У дужках зазначена товщина в нанометрах [29]

У той самий час, судячи з характеру електронограм, частина атомів Со бере участь в утворенні ГЦК т.р. на основі ГЦК-решітки Сu, а частина - утворює об'ємні кластери або поверхневий сплав.

Подібні результати щодо структурно-фазового стану знаходимо в роботах [30-42]. Автори [30] дослідили ультратонкі багатошарові Co/Cu- та CoNi/Cu-плівки на підкладках арсеніду галію. У роботах [31, 32] досліджені багатошарові плівки Co/Cu/Co. Велика кількість робіт присвячена дослідженню фазового складу та кристалічної структури гранульованих сплавів Со_хCu_1-х [33, 34] елементного складу та дифузійних процесів у них. Також, судячи з результатів [35, 39], можна зробити висновок, що у випадку плівкової системи Co/Cu, можливо, не відбувається утворення ГЦК Со. Метастабільний ГЦК-т.р. Cu-Co, швидше за все, утвориться на основі ГЦК-Cu.

Ці висновки якоюсь мірою підтверджуються даними робіт [40] і [41], згідно з якими у двошарових плівках Со/Cr/П и Со/Pd/П ГЦК-Со не утворюється.

У роботах [40-42] були отримані мультишари [Со(1)/Cu(2)]₂₀/Pb/П (товщина буферних шарів Pb d = 5, 10, 20, 30 та 40 нм, П - скло) у вакуумі 10^-6 Па при Т_п = 300К. У процесі конденсації здійснювався контроль елементного складу методом ОЕС, а після конденсації - контроль флуктуації товщини методом малокутової рентгенографії. Структурний стан поверхні (шорсткість, розмір кристалів) здійснювався методом АСМ. Було установлено, що використання буферних шарів призводить до згладжування поверхні верхнього шару, причому при збільшенні товщини буферного шару збільшуються і розміри кристалів (рис. 12).

Рисунок 12 - Морфологія поверхні мультишару [Со/Cu]₂₀/Pb з різною товщиною d_Pb: 5 (а), 10 (б), 20 (в) та 30 нм (г)

4.2 Енергетичний аналіз

У роботі [43] досліджена структурна стабільність адсорбційних атомів і кластерів Со на поверхні (100) Сu методом молекулярної динаміки. Було встановлено, що енергія системи Co/Cu сильно знижується в тому випадку, коли атоми Со містяться усередині шару Cu, а не у вигляді адсорбованого атома на поверхні. Ще більш сильна стабілізація даної плівкової системи відбувається, коли атоми Со утворять об'ємні або поверхневі кластери Со (рис.13).

Автори [43] доходять до висновку, що в умовах конденсації Со на поверхні Cu можливе також утворення поверхневого сплаву. Ці висновки цілком узгоджуються з результатами роботи [44], у якій аналізувалися способи включення кластерів Со у моно- або полікристилічну плівку Со (рис.14). Дані роботи [44] також узгоджуються із висновками [33,42]. Згідно з електронно-мікроскопічними дослідженнями [44] на поверхні зерен Сu має місце змінний контраст, який може бути обумовлений деформацією зерен Сu через присутність в них дуже малих включень Со, які, в окремих випадках можна безпосередньо спостерігати методом ПЕМ (розмір цих кластерів ~ 3 нм). У той самий час при отриманні багатошарових плівок Со/Сu високочастотним розпиленням з дуже малою товщиною окремих шарів формується псевдогранулярна мікроструктура, в яких має місце ефект ГМО, буде різною, оскільки частина із них буде знаходитися у т.р.(Со-Сu) в атомарному вигляді або входити в склад феромагнітних кластерів великих розмірів, а величина ГМО буде визначатися [33] кластерами Со в об'ємі плівки Сu.

Рисунок13 - Зміна енергії зв'язку двохатомного кластера Со із (001)Сu підкладкою залежно від його локалізації (а) і енергетика утворення поверхневого кластера Со (б) [33]



Рисунок 14 - Схематичне зображення включення пластинчастих і об'ємних включень частинок Со у шаруватій (а) і полікристалічний (б) плівках Cu [39]

Також можна говорити, що особливості фазово-структурного стану вивчених плівкових систем на основі Cu та Co цілком зрозумілі в рамках термодинамічного аналізу [29, 45] та аналізу діаграми стану системи Cu-Co[46].

Окрім системи Cu/Co, вивчається також багато інших. З'являються роботи з результатами досліджень таких плівкових систем, як Fe/Cr/Fe [47] або NiFe/Cu/NiFe [48]. Але ці дослідники приділяють основну увагу лише окремим аспектам структурно-фазового складу плівок, зокрема, велика увага приділяється доменній структурі магнітного матеріалу, ії перетворенні при термообробці, зміні розмірів кристалітів з часом та ін.

Іншою групою вчених інтенсивно вивчаються плівки CoAg [49, 50] або (СоFe)Ag [51] у вигляді гранульованих сплавів магнітних включень у немагнітній матриці срібла.

Останнім часом надходять повідомлення про пошук нових матеріалів ГМО. Наприклад, у [52] наведені результати дослідження системи Cu-Mn-Al або двошарової плівкової системи Со/Тb [53].

Висновки

Явище ГМО, яке спостерігається в мультишарах і гранульованих сплавах, пояснюється спінзалежним розсіюванням електронів, які рухаються по двох спінових каналах з паралельною та антипаралельною орієнтацією спінів відносно вектора намагніченості феромагнітних шарів. Відомі теоретичні моделі свідчать про те, що величина ГМО пропорційна квадрату спінової асиметрії, хоча велику роль відіграють обмінні та атомні потенціали на межі поділу шарів, її шорсткість, зонна структура шарів і спіннезалежне розупорядкування, дифузійні процеси на межі поділу шарів, швидкість релаксації спіну при зміні орієнтації магнітних моментів сусідніх шарів. Експериментальні дослідження ефекту ГМО у мультишарах свідчать про те, що певний вплив на величину ГМО має наявність буферного шару, хоча його товщина не має помітного впливу на величину ефекту.

Подальший розвиток наших досліджень пов'язаний із вивченням структурно-фазового стану, дифузійних процесів та електрофізичних властивостей плівкових матеріалів із спінзалежним розсіюванням електронів.

Робота виконана в рамках науково-технічного проекту між Сумським державним університетом та Інститутом ядерної фізики ПАН (договір №М/18-2004).

Summary

This article contains a brief review of the giant magnetoresistance effect (GMR). We analyzed the main results of the modern experimental and theoretical works. It was shown that same of impotents aspects of these questions are not researched.

Список літератури

1. И.Иноуэ, Х.Ито, И.Асано и др. Теория електронной структуры и магнитотранспортных свойств в многослойных магнитных пленках // ФММ.-1996. - Т. 79, Вып.7. - С. 54 - 64.

2. Parkin S.S.P. Giant magnetoresistance in magnetic nanostructures // Annu. Rev. Mater. Sci. - 1995. - V. 25. - P. 357 - 388.

3. Третяк О.В., Львов В.А., Барабанов О.В. Фізичні основи спінової електроніки. - Київ: КНУ, 2002. - 314 с.

4. Butler B., Zhang X.-G., Nicholson D. Giant magnetoresistance in layered magnetic materials // www.its.na/article.phtml.

5. Pratt W.P., Lee S.-F., Slaughter J.M. et al. Perpendicular GMR of Ag/Co multilayers // Phys. Rev. Let. - 1991. - V. 66, № 23. - Р. 3060 - 3063.

6. Colino J.M., Schuller I.K., Korenivski V. et al. Effect of annealing on the magnetoresistance and structure of Fe/Cr(110) superlattices // Phys. Rev. B. - 1996. - V. 54, № 18. - Р. 13030 - 13033.

7. Zhang S., Levy P.M. Interpretation of the magnitoresistance in multileayerd structures // Phys. Rev. B. - 1993. - V. 47, № 11 - P. 6776 - 6779.

8. Tsui F., Uher C., Flynn C.P. Positive GMR in Dy/Sc superlatties // Phys. Rev. Let. - 1994. - V. 72, № 19 - P. 3084 - 3087.

9. Swagten H.J.M., Strijkers G.J., Bloemen P.J.H. et al. Enhanced giant magnetoresistance in spin-valves sandwiched between insulating NiO // Phys. Rev. B. - 1996. - V. 53, № 14. - P. 9108 - 9114.

10. Bailey W.E., Wang S.X., Tsymbal E.Yu. Electronic scattering from Co/Cu interfaces: In situ measurement and comparison with theory // Phys. Rev. B. - 2000. - V. 61, № 2. - P. 1330 - 1335.

11. Qi Y.-N., Zhang S. Crossover from diffusive to ballistic transport properties in magnetic multilayers // Phys. Rev. B. - 2002. - V. 65. - P.214407-1 - 214407 - 8.

12. M. Marszalek, J. Jaworski, A. Michalik et al. Structural and magnetoresistive properties of Co/Cu multilayers // JMMM. - 2001.- V. 226-230. - P. 1735-1737.

13. M. Marszalek, J. Jaworski, J. Lekki et al. Characterization of Co/Cu multilayers growth by scanning probe microscopy // Sur. Scien. - 2002. - V.507-510. - P.346-350.

14. M. Marszalek, J. Jaworski, Z. Stachura et al. Influence of the roughness of the buffer layer on the magnetoresistance of Co/Cu multilayers // phys. stat. sol. - 2002. - V. 189, № 3. - P. 653-658.

15. Ш. Ковач, Б. Дини, С.Р. Тейгзейра и др. Сравнение структурных, магнитных и транспортных свойств гранулированных сплавов (СоFex)xAg1-x , полученных плазменным распылением и испарением в сверхвысоком вакууме //ФММ. - 1995. - Т. 79, Вып.1. - С. 98 - 109.

16. Vovk A. Ya., Golub V.O., Malkinsky L. et al. Magnetoresistance and magnetic properties of electron beam deposeted (Co50Fe50)xAg1-x granular films // Металлофиз. новейшие технол. - 2003. - Т. 25, № 7. - С. 827 - 841.

17. Vovk A. Ya., Wang J.-Q., Pogoriliy A.M. et al. Tunneling magnetotransport in electron beam deposited (Co50Fe50)x (Al2O3)1-x germet films // Металлофиз. новейшие технол. - 2002. - Т. 24, № 8. - С. 1055 - 1064.

18. Васьковский В.О., Курляндская Г.В., Лопес Антон Р. и др. Магнитные и магниторезистивные свойства быстрозакаленных лент Co-Cu // ФММ. - 2001. - Т. 92, № 3. - С. 17 - 23.

19. Butler W.H., Zhang X.-G. and Nicholson D.M.C. First-principles calculations of electrical conductivity and giant magetoresistance of Co/Cu/Co spin valves // Phys. Rev.B. - 1995. - V. 52, № 18. - P. 13399 - 13410.

20. Butler W.H., Zhang X.-G., Nicholson D.M.C. at al. Giant magnetoresistance from an electron waveguide effect in cobalt-copper multilayers //Phys. Rev. Let. - 1996. - V. 76, № 17. - Р. 3216 - 3219.

21. Butler W.H., Zhang X.-G., Schulthess T.C. et all. Conductance and giant magnetoconductance of Co/Cu/Co spin valves: Experimant and theory //Phys. Rev.B. - 1997. - V. 56, № 22. - Р. 14574 - 14582.

22. Wu J.-H., Li B.-Z., Yang G.-L. Comment on “Theory of giant magnetoresistance effect in Fe/Cr multilayers Spin-dependent scattering from imputurities” // Phys. Rev. B. - 1996. - V. 53, № 14. - Р. 9471 - 9472.

23. Tsymbal E.Yu., Pettifor D.G. Effect of band structure and spin-independent disorder on conductivity and giant magnetoresistance in Co/Cu and Fe/Cr multilayers // Phys. Rev. B. - 1996. - V. 54, № 21. - Р. 15314 - 15329.

24. Lucinski T., Elefant D., Reiss G. et al. The concept of the existence of interfacial superparamagnetic entites in Fe/Cr multilayers // JMMM. - 1996. - V. 162. - P. 29 - 37.

25. Gross R., Alf L., Buchner B. et al. Physics of grain boundaries in the CMR manganites // MMM. - 2000. - V. 211. - P. 150 - 159.

26. Dlaas C., Szunyogh L., Weinberger P. et al. theoretical evaluation of magnetotransport properties in Co/Cu/Co - based spin valves // Phys. Rev. B. - 2002. - V. 65, № 5 - Р. 134427 - 1 - 134427 - 8.

27. Vonille C., Barthelemy A., Elokan F. et al. Micriscopic mechanisms of giant magnetoresistance multilayers // Phys. Rev. B. - 1996. - V. 54, № 21. - Р. 15314 - 15329.

28. Dlaas C., Weinberger P., Szunyogh L. et al. Ab initio calculations of magnetotransport for magnetic multilayer /// Phys. Rev. B. - 1999. - V. 60, № 1.- Р. 492 - 501.

29. Маршалек М., Проценко С.И., Чорноус А.Н. Структурно-фазовое состояние двухслойных пленок Co/Cu и Co/Cr // Тонкие пленки в оптике и электронике. - Харьков: ННЦ ХФТИ, 2003. - С. 205 - 208.

30. Федосюк В.М., Шварцатер В., Касютич О.И. Сверхтонкие электролитически осажденные многослойные Со/Сu - и CoNi/Cu - пленки на Ga As // Металлофиз. новейшие технол. - 2000. - Т.22, № 4. - С. 42 - 47.

31. Чеботкевич Л.А., Воробьев Ю.Д., Буркова И.Н. и др. Структура и магнитные свойства отожженных пленок Со/Сu /Со / ФММ. -2000. -Т.89, № 3. - С. 56 - 61.

32. Васьковский В.О., Ювченко А.А., Лепановский В.Н. и др. Элементы гранулированного состояния в многослойных пленках Со/Сu //ФММ. -2002. -Т. 93, № 3. - С. 43-49.

33. Федосюк В.М., Блайт Х.И., Касютич О.И. Структура и магнитные свойства пленок гранулированных сплавов Со-Cu на основе Со // Поверхность. - 2000. - № 3. - С. 62 - 65.

34. Васьковский В.О., Щеголев Н.Н. , Лепаловский В.Н. и др. Структурно-обумовленные особенности свойств гранулированных серед Со-Сu //Изв. вузов. Физика.-2002.- № 12.- С. 35-42.

35. Oepts W., Gijs M.A., Reinders A. et al.Perpendicular giant magnetoresistance of Co/Cu multilayers on grooved substrates: systematic analysis of the temperature dependence of spin-dependent scattering// Phys. Rev. B.- 1996. - V.53, №21.- P. 14024-14027.

36. Чешко І.В. ГМО в плівкових матеріалах на основі кобальту та міді //Тези науково-технічної конференції викладачів, співробітників, аспірантів та студентів фізико-технічного факультету. - Суми: СумДУ, - 2004. - С. 19 - 21.

37. Чешко І.В. Структура і фазовий стан плівкових систем на основі Сu та Со // Материалы 8-го Международного молодежного форума “Радиоэлектроника и молодежь в ХХІ веке”. - Харьков: ХНУРЭ, - 2004. - С. 153.

38. Чешко І., Проценко С. Фазоутворення і дифузійні процеси в плівкових наносистемах Со/Сu // Матеріали Міжнародної наукової конференції студентів і молодих науковців з теоретичної та експериментальної фізики ЕВРИКА-2004. - Львів: Еврика. - 2004. - С. 75.

39. Лобода В.Б., Шкурдода Ю.А., Пирогова С.Н. Структура и гальваномагнитные свойства трехслойных пленок Со/Сu/Co // Вісник СумДУ. -2004. - №8(67). - С.107-115.

40. Marszalek M., Jaworski J., Wider H. et al. Growth types surface topography of Co, Cu and Co/Cu multilayers studied by AES and STM/SFM // Vacuum. - 2004. - V. 72. - P. 97 - 101.

41. Marszalek M., Jaworski J., Kas M., Tokman V. et al. Influence of a Pb buffer layer on structural and magnetotransport properties of Co/Cu multilayers // Vacuum.- 2004. - V. 74. - P. 287 - 291.

42. Маршалек М., Приходько І., Проценко С. Особливості фазового складу двошарових плівок Co/Cu // Фізика і технологія тонких плівок. - Івано-Франківськ: ПрУ, 2003. - Том 1. - С. 94 - 96.

43. Касютич О.И., Федосюк В.М., Точицкий Т.А. Структура наноразмерных систем Co/Cu и механизм его формирования // Поверхность. - 2000. - № 3. - С. 34 - 41.

44. Леванов Н.А., Бажанов Д.И., Степанюк В.С. и др. Энергетические характеристики структурной стабильности адатомов и ультрамалых кластеров кобальта на поверхности Сu(001)//Поверхность.-2000. - №9. - С.69-72.

45. Проценко І.Ю., Саєнко В.А. Тонкі металеві плівки (технологія і властивості). - Суми: Вид-во СумДУ, 2002. - 187с.

46. Диаграммы состояния двойных металлических систем/Под. Ред. Н.П. Лякишева.-Москва: Машиностроение, - 1997. - 1027с.

47. Демокритов С.О., Дровосеков А.Б., Крейнес Н.М. и др. Межслойное взаимодействие в системе Fe/Cr/Fe: зависимость от толщины прослойки хрома и температуры// ЖЭТФ.-2002.- Т.122, Вып.6(12).- С.1233-1246.

48. Neamtu J., Volmer H., Coraci A. Magnetorisistive properties and microstructure of NiFe thin films and NiFe(t)/Cu(s)/NiFe(t) multilayer films// Thin Solid Films.-1999. - V.6, №11. - P.218-221.

49. Rubin S., Holdennried M., Micklitr H. A model system for the GMR in granular systems: well-defened Co clusters embedded in an Ag matricx// JMMM. - 1999. - №203. - P.97-99.

50. Du J.H., Lui W.J., Li Q., sang H. et all. Microstructural characterization of CoAg granular films// JMMM. - 1999 - №191. - P.97-99.

51. Ковач Ш., Данц Б., Гейезайра С.Р., Родон О. Сравнение структурных, магнитных и транспортных свойств гранулированных сплавов (СоFex)xAg1-x получение плазменным распылением и испарением в сверхвысоком вакууме// ФММ. - 1995. - Т.79, Вып. 1. - С. 97-109.

52. Yiping L., Murthy A. and Hadjipanayis G.C. Giant magnetoresistance in Cu-Mn-Al// Phys. Rev. B. - 1996.- V.54, №5.- P.3033-3036.

53. Свалов А.В., Савин Л.А., Курлендская Г.В. и др. Спин- вентильные магниторезистивные структуры на основе многослойных пленок Со/Тb//ЖТФ.- 2002.-Т.72, Вып.8. - С. 54-57.