eng
Выпуск #1/2000
С. Карпенков.
Магниторезистивные материалы. Исследования не прекращаются
Магниторезистивные материалы. Исследования не прекращаются
Просмотры: 2579
Тонкопленочные магниторезистивные материалы широко применяются для изготовления высокочувствительных преобразовательных элементов, на базе которых создаются разнообразные современные приборы – накопители информации большой емкости, измерители малых и больших электрических токов, магнитометры, диагностические устройства. Особенно перспективны материалы с гигантским магнетосопротивлением (ГМС), которые до недавнего времени считались любопытными лабораторными “поделками”, а теперь быстро находят применение в накопителях большой емкости. Это и объясняет интерес к экспериментальному и теоретическому исследованию одно- и многослойных магниторезистивных материалов. Что же получено на сегодняшний день?
Большой интерес сегодня вызывают гетерогенные тонкие пленки на базе ферромагнитных металлов (железа, кобальта, никеля) с гигантским магнетосопротивлением. Первые статьи, посвященные изучению гигантского магнетосопротивления в таких пленках, появились сравнительно недавно – в 1992 году [1,2], хотя сведения о ГМС были опубликованы значительно раньше [3]. Исследования показали, что однослойные гетерогенные системы с ГМС могут заменить многослойные пленки и материалы со спиновой блокировкой [4–6]. К особенностям однослойных гетерогенных пленок с ГМС можно отнести: уменьшение их электрического сопротивления R с увеличением напряженности внешнего магнитного поля до величины, превышающей коэрцитивную силу; получение максимального значения R при нулевой намагниченности; изотропность R практически в любом поле; значительно большую величину магнетосопротивления, чем у пленок пермаллоя (2%). Большое относительное магнетосопротивление Dr/r гетерогенных пленок связано с образованием частиц одного или более ферромагнитных металлов сравнительно небольшого размера (около 10 нм). Исследованиями установлено, что для гетерогенных пленок зависимость Dr/r от относительной намагниченности M(H)/Ms (Ms – намагниченность насыщения) близка к квадратичной. С уменьшением температуры величина Dr/r резко возрастает и может достигать 85%. Гетерогенные пленки – метастабильны и могут быть получены методами вакуумного испарения, ионно-плазменного напыления и легирования. Термообработка тонкопленочных образцов с близким к однородному метастабильным состоянием приводит к увеличению числа локальных флуктуаций, вызывающих фазовую сегрегацию и образование кластеров в магнитной среде.
На сегодняшний день достаточно хорошо изучены гетерогенные пленки CrFe, максимальная величина Dr/r которых при температуре 4,2К в магнитном поле 14 Тл составляет 37,3%. Следует отметить, что это значение получено для пленок с атомарной долей железа 20%, осажденных ионно-плазменным методом на кремниевые подложки, нагретые до температуры 2000С. При осаждении пленок того же состава на подложки, охлаждаемые жидким азотом, величина Dr/r оказалась значительно меньше – около 25%. При большем атомарном содержании железа (до 40%) температура подложки существенно не влияет на величину Dr/r.
ГМС может наблюдаться и в гетерогенных системах на базе сплавов, в которых ферромагнитные частицы хорошо диспергированы в немагнитной металлической матрице и объединены в однодоменные магнитные фракции [4]. В таких сплавах случайное распределение однодоменных фракций определяет эффективность зависящего от ориентации спинов рассеяния электронов, а с этим показателем связана величина относительного магнетосопротивления [1–15]. Подобные гетерогенные системы могут быть сформированы на основе медной или серебряной матрицы, в которой частицы железа, кобальта и никеля хорошо диспергируются. При комнатной температуре они не растворимы в серебряной среде. То же можно сказать о растворимости железа и кобальта в медной среде. Процесс диспергирования ферромагнитных частиц в медной среде протекает медленнее, чем в серебряной, что можно объяснить различной степенью несоответствия параметров кристаллических решеток меди, серебра и ферромагнитных металлов.
Особый интерес представляют тонкопленочные гетерогенные материалы на основе серебра, величина Dr/r которых даже при комнатной температуре достаточно велика. Так, для однослойных пленок CoAg она может превышать 22%. К настоящему времени однослойные пленки CoAg, выращенные методом магнетронного распыления на кремниевых подложках при комнатной или более низкой температуре, а также на подложках из гранулированного стекла, исследованы достаточно подробно.
Рентгеноструктурный анализ пленок CoAg, напыленных на монокристаллические кремниевые подложки с ориентацией поверхности (100) при комнатной температуре, показал, что им присуща преимущественно кристаллографическая ориентация плоскостей (111) и основной максимум смещен от положения, соответствующего Ag (111). Для Co (111) наблюдается лишь небольшой максимум. После отжига при температуре 2000С в течение часа основной максимум приближается к положению, соответствующему Ag (111), а максимум Co (111) увеличивается. При этом оба максимума становятся острее. Полученные результаты, помимо наличия метастабильного состояния, можно объяснить и ростом обогащенных кобальтом фракций в серебряной среде при термообработке. Нельзя полностью исключить и формирование обогащенной кобальтом фазы в процессе осаждения пленки на подложку при комнатной температуре.
После термообработки Dr/r пленок CoAg увеличивается примерно на 5%. Но при повышении температуры отжига до 4000С величина Dr/r существенно уменьшается. Таким образом, при значениях температуры отжига 200–4000С относительное значение магнетосопротивления максимально, а удельное электрическое сопротивление в магнитном поле с максимальной напряженностью минимально.
Изучение кристаллографических свойств пленок CoAg толщиной 500–600 нм показало, что постоянная решетки do в плоскости (100) с увеличением содержания кобальта уменьшается почти линейно (рис.1). После двойного отжига пленок при температуре 3000С в вакууме около 1,5.10-4 Па в течение 30 мин постоянная решетки для всех образцов с различным содержанием кобальта несколько уменьшается. Размер кристаллических зерен d максимален при атомарном содержании кобальта около 28% (рис.2). Количественный анализ кристаллографической текстуры в плоскости (111) свидетельствует о ее корреляции с размерами зерен. Максимальный размер зерен соответствует минимальному среднему углу отклонения a плоскостей (111) от плоскости пленки, и таким образом по углу a можно качественно оценить степень кристаллографического текстурирования (рис.2,3). Термообработка независимо от состава пленки приводит к незначительному изменению угла a.
У пленок CoAg, прошедших двойную термообработку, даже в относительно сильном магнитном поле (напряженность не менее 1000 кА/м) эффект насыщения не наблюдается (рис. 4). В то же время Dr/r отожженных пленок существенно зависит от их состава и при атомарной доли кобальта 38% достигает максимального значения – примерно 28% (рис.5). Столь же сильная зависимость от состава пленок при атомарной доли кобальта более 30% характерна и для коэрцитивной силы (рис.6). На величину Dr/r и коэрцитивную силу пленок с атомарной долей кобальта до 30% термообработка влияет незначительно.
Исследование с помощью растрового электронного микроскопа пленок CoAg с атомарным содержанием кобальта от 10 до 60%, осаждаемых на охлаждаемые водой подложки, позволило обнаружить кобальтовые кластеры в матрице серебра с линиями, соответствующими плоскости (200) гранецентрированной структуры кобальта [7]. Предполагается, что рассеяние на таких кластерах и обуславливает гигантское магнетосопротивление пленок CоAg. Величина Dr/r этих пленок при температуре 30К может достигать 30%.
Таким образом, данные рентгеноструктурного анализа пленок CoAg свидетельствуют о наличии метастабильного состояния сплава, а результаты исследования кристаллографических, магниторезистивных и магнитных свойств – о том, что сравнительно большое ГМС обусловлено магнитными и композитными неоднородностями системы, в частности образованием кобальтовых кластеров относительно больших размеров.
Интересны результаты изучения магниторезистивных свойств пленок двух типов – FeAg и CoAg, напыляемых магнетронным распылением из композитной мишени [8] и на охлаждаемые водой кремниевые подложки [9]. Структура таких пленок с атомарным содержанием железа 15 и 25%, кобальта 55 и 20%, соответственно, зернистая. Правда, сразу после напыления пленки второго типа имели гранецентрированную кубическую наноструктуру. Но отжиг с увеличением температуры с 200 до 7000С приводит к росту кристаллических зерен и фазовому разделению атомов, входящих в состав пленки. Относительное магнетосопротивление пленок первого типа при температуре 6К в магнитном поле 5 Тл превышало 25%, пленок второго типа – примерно 25 и 14% при температуре 20К. С увеличением температуры с 4 до 300К Dr/r уменьшается до 8%. Кроме того, термообработка пленок с атомарным составом Co(20%)Ag(80%) показала, что при относительно невысокой температуре процесса магнетосопротивление незначительно возрастает. Изучение термопроводности и термоэлектрической мощности этих пленок позволило установить, что магнитотермические гигантская проводимость и мощность коррелируют с величиной гигантского магнетосопротивления [10]. Экспериментально показано, что в довольно широком диапазоне температур (2–300К) удовлетворительно выполняется закон Видемана–Франца, и при столкновении электронов проводимости с поверхностью ферромагнитных зерен преобладает процесс упругого рассеяния электронов под сравнительно большими углами. Термоэлектрическая мощность образцов с повышением температуры отжига существенно уменьшалась.
Изучение пленок AgNiFe, формируемых магнетронным распылением пермаллоя и серебра в атмосфере аргона, позволило сделать вывод, что при небольшом содержании серебра преобладает ферромагнитное взаимодействие, а при его увеличении возникает суперпарамагнтиное состояние. Такие результаты согласуются с теоретическими выводами, согласно которым магнетосопротивление обусловлено рассеянием поляризованных электронов проводимости на поверхности ферромагнитных зерен, распределенных в немагнитной матрице.
Не прекращаются и работы по совершенствованию многослойных магниторезистивных элементов с сравнительно высокими значениями относительного магнетосопротивления [16–22]. Особое внимание здесь уделяется обеспечению термической стабильности магниторезистивных преобразователей для накопителей информации на магнитных дисках. На сегодняшний день наилучшая термостойкость получена для материалов с гематитовым (a–Fe2O3) антиферромагнитным слоем [16–18]. Критическая температура массивного гематита равна 6750С. Этот материал характеризуется высокой коррозионной стойкостью, а поскольку он – диэлектрик, при его использовании исключается нежелательное ответвление задающего тока.
Изучение термостабильности многослойных тонкопленочных материалов с антиферромагнитным гематитовым слоем, формируемых путем последовательного ионно-плазменного осаждения на стеклянную подложку слоев гематита, пермаллоя и тантала толщиной 10 нм каждый, не дало обнадеживающих результатов. Кривая перемагничивания такой структуры с оптимальным стехиометрическим составом гематитового слоя (соотношение кислорода и железа – 1,46), получаемым путем изменения потока кислорода в процесс осаждения, свидетельствует о наличии одноосной анизотропии, поле которой при увеличении температуры с комнатной до 2500С монотонно уменьшается примерно с 40 Э до нуля. Такую температурную зависимость можно объяснить слабо выраженной кристаллографической текстурой гематитового слоя.
Поле анизотропии заметно уменьшается и при увеличении температуры отжига пленок Ta/NiFe/a–Fe2O3. Сравнительно невысокая термостабильность магнитных свойств таких пленок, очевидно, обусловлена обнаруженной электронно-спектроскопическими исследованиями диффузией железа из пермаллоевого в гематитовый слой. Этот процесс активизируется с повышением температуры отжига. Замена слоя пермаллоя кобальтом примерно той же толщины приводит к тому, что намагниченность насыщения трехслойных пленок Ta/Co/a–Fe2O3 практически не изменялась при увеличении температуры отжига до 2500С.
С точки зрения применения многослойных материалов важна термостабильность не только магнитных, но и магниторезистивных свойств материалов с сравнительно большими значениями Dr/r . Этими качествами обладают пленки, состоящие из магнитных, антиферромагнитных и электропроводящих слоев, такие как a–Fe2O3(100)/Co(2)/Cu(2,7)Co(1)/NiFe(5)/Co(2)/Ta(10)*. Относительное магнетосопротивление такой пленки, равное примерно 6%, и ее чувствительность, составляющая около 1%/Э, мало изменялись вплоть до температуры отжига 270оС.
Достаточно высокой термостабильностью характеризуются и многослойные пленки с интерферромагнитным слоем RuRhMn, имеющие к тому же высокую коррозионную стойкость [18–20]. Лучшие результаты получены для антиферромагнитного слоя толщиной 10 нм и состава Ru4Rh11Mn. Температура блокировки напыленной на стеклянную подложку структуры типа Ta(5)/NiFe(7)/Co(0,5)/Cu(3)/ Co(2,5)/RuRhMn(10)/Ta(5) равна примерно 2500С, поле одноосной анизотропии 350 Э. Относительное магнетосопротивление структуры – около 7,4%.
Таким образом, многослойные материалы можно считать перспективными для изготовления высокочувствительных элементов с высокой термостабильностью.
ЛИТЕРАТУРА
1. Berkowitz A. et al. – Phys. Revol.Lett., 1992, vol.68, p.3745.
2. Xiao J. et al. – Phys. Revol. Lett., 1992, vol..61, p.2472.
3. Baibich M. et al. – Phys. Revol. Lett., 1988, vol.68, p.3749.
4. Thomson S. et al. – IEEE Trans. on Magnetics, 1994, vol.30, p.726.
5. Карпенков С. – Зарубежная электронная техника.-М.: ЦНИИ “Электроника”, 1997, №2, с.61.
6. Карпенков С. – Информатика–машиностроение, 1999, №2, с.50.
7. Tsoukatas A. et al. – IEEE Trans. on Magnetics, 1993, vol.29, p.2726.
8. Liou S. et al. – J. Appl. Phys., 1993, vol.73, p.5539.
9. Tsoukatas A. et al. – J. Appl. Phys., 1993, vol.73, p.5509.
10. Piraux et al. – IEEE Trans. on Magnetics, 1993, vol.29, p.2700.
11. Parker M. – IEEE Trans. on Magnetics, 1996, vol.33, p.135
12. Карпенков С. – Электроника: Наука, Технология, Бизнес, 1997, №6, с.17.
13. Berrowitz A. et al. – IEEE Trans. on Magnetics, 1994, vol.30, p.346.
14. Barnard J. et al. – J. Appl. Phys., 1993, vol.73, p.6372.
15. Watson M. et al. – J. Appl. Phys., 1993, vol.73, p.5506.
16. Sano M. et al. – IEEE Trans. on Magnetics, 1998, vol.34, p.372.
17. Abarra E. et al. – IEEE Trans. on Magnetics, 1998, vol.34, p.363.
18. Lin J. et al. – IEEE Trans. on Magnetics, 1998, vol.34, p.375.
19. Araki S. et al. – IEEE Trans. on Magnetics, 1998, vol.34, p.387.
20. Chen G. et al. – IEEE Trans. on Magnetics, 1998, vol.34, p.375.
21. Карпенков С. – Зарубежная электронная техника. – М.: ЦНИИ “Электроника”, 1998, №1, с.69.
22. Карпенков С. – Тонкопленочные накопители информации.– М.: Радио и связь, 1993.
На сегодняшний день достаточно хорошо изучены гетерогенные пленки CrFe, максимальная величина Dr/r которых при температуре 4,2К в магнитном поле 14 Тл составляет 37,3%. Следует отметить, что это значение получено для пленок с атомарной долей железа 20%, осажденных ионно-плазменным методом на кремниевые подложки, нагретые до температуры 2000С. При осаждении пленок того же состава на подложки, охлаждаемые жидким азотом, величина Dr/r оказалась значительно меньше – около 25%. При большем атомарном содержании железа (до 40%) температура подложки существенно не влияет на величину Dr/r.
ГМС может наблюдаться и в гетерогенных системах на базе сплавов, в которых ферромагнитные частицы хорошо диспергированы в немагнитной металлической матрице и объединены в однодоменные магнитные фракции [4]. В таких сплавах случайное распределение однодоменных фракций определяет эффективность зависящего от ориентации спинов рассеяния электронов, а с этим показателем связана величина относительного магнетосопротивления [1–15]. Подобные гетерогенные системы могут быть сформированы на основе медной или серебряной матрицы, в которой частицы железа, кобальта и никеля хорошо диспергируются. При комнатной температуре они не растворимы в серебряной среде. То же можно сказать о растворимости железа и кобальта в медной среде. Процесс диспергирования ферромагнитных частиц в медной среде протекает медленнее, чем в серебряной, что можно объяснить различной степенью несоответствия параметров кристаллических решеток меди, серебра и ферромагнитных металлов.
Особый интерес представляют тонкопленочные гетерогенные материалы на основе серебра, величина Dr/r которых даже при комнатной температуре достаточно велика. Так, для однослойных пленок CoAg она может превышать 22%. К настоящему времени однослойные пленки CoAg, выращенные методом магнетронного распыления на кремниевых подложках при комнатной или более низкой температуре, а также на подложках из гранулированного стекла, исследованы достаточно подробно.
Рентгеноструктурный анализ пленок CoAg, напыленных на монокристаллические кремниевые подложки с ориентацией поверхности (100) при комнатной температуре, показал, что им присуща преимущественно кристаллографическая ориентация плоскостей (111) и основной максимум смещен от положения, соответствующего Ag (111). Для Co (111) наблюдается лишь небольшой максимум. После отжига при температуре 2000С в течение часа основной максимум приближается к положению, соответствующему Ag (111), а максимум Co (111) увеличивается. При этом оба максимума становятся острее. Полученные результаты, помимо наличия метастабильного состояния, можно объяснить и ростом обогащенных кобальтом фракций в серебряной среде при термообработке. Нельзя полностью исключить и формирование обогащенной кобальтом фазы в процессе осаждения пленки на подложку при комнатной температуре.
После термообработки Dr/r пленок CoAg увеличивается примерно на 5%. Но при повышении температуры отжига до 4000С величина Dr/r существенно уменьшается. Таким образом, при значениях температуры отжига 200–4000С относительное значение магнетосопротивления максимально, а удельное электрическое сопротивление в магнитном поле с максимальной напряженностью минимально.
Изучение кристаллографических свойств пленок CoAg толщиной 500–600 нм показало, что постоянная решетки do в плоскости (100) с увеличением содержания кобальта уменьшается почти линейно (рис.1). После двойного отжига пленок при температуре 3000С в вакууме около 1,5.10-4 Па в течение 30 мин постоянная решетки для всех образцов с различным содержанием кобальта несколько уменьшается. Размер кристаллических зерен d максимален при атомарном содержании кобальта около 28% (рис.2). Количественный анализ кристаллографической текстуры в плоскости (111) свидетельствует о ее корреляции с размерами зерен. Максимальный размер зерен соответствует минимальному среднему углу отклонения a плоскостей (111) от плоскости пленки, и таким образом по углу a можно качественно оценить степень кристаллографического текстурирования (рис.2,3). Термообработка независимо от состава пленки приводит к незначительному изменению угла a.
У пленок CoAg, прошедших двойную термообработку, даже в относительно сильном магнитном поле (напряженность не менее 1000 кА/м) эффект насыщения не наблюдается (рис. 4). В то же время Dr/r отожженных пленок существенно зависит от их состава и при атомарной доли кобальта 38% достигает максимального значения – примерно 28% (рис.5). Столь же сильная зависимость от состава пленок при атомарной доли кобальта более 30% характерна и для коэрцитивной силы (рис.6). На величину Dr/r и коэрцитивную силу пленок с атомарной долей кобальта до 30% термообработка влияет незначительно.
Исследование с помощью растрового электронного микроскопа пленок CoAg с атомарным содержанием кобальта от 10 до 60%, осаждаемых на охлаждаемые водой подложки, позволило обнаружить кобальтовые кластеры в матрице серебра с линиями, соответствующими плоскости (200) гранецентрированной структуры кобальта [7]. Предполагается, что рассеяние на таких кластерах и обуславливает гигантское магнетосопротивление пленок CоAg. Величина Dr/r этих пленок при температуре 30К может достигать 30%.
Таким образом, данные рентгеноструктурного анализа пленок CoAg свидетельствуют о наличии метастабильного состояния сплава, а результаты исследования кристаллографических, магниторезистивных и магнитных свойств – о том, что сравнительно большое ГМС обусловлено магнитными и композитными неоднородностями системы, в частности образованием кобальтовых кластеров относительно больших размеров.
Интересны результаты изучения магниторезистивных свойств пленок двух типов – FeAg и CoAg, напыляемых магнетронным распылением из композитной мишени [8] и на охлаждаемые водой кремниевые подложки [9]. Структура таких пленок с атомарным содержанием железа 15 и 25%, кобальта 55 и 20%, соответственно, зернистая. Правда, сразу после напыления пленки второго типа имели гранецентрированную кубическую наноструктуру. Но отжиг с увеличением температуры с 200 до 7000С приводит к росту кристаллических зерен и фазовому разделению атомов, входящих в состав пленки. Относительное магнетосопротивление пленок первого типа при температуре 6К в магнитном поле 5 Тл превышало 25%, пленок второго типа – примерно 25 и 14% при температуре 20К. С увеличением температуры с 4 до 300К Dr/r уменьшается до 8%. Кроме того, термообработка пленок с атомарным составом Co(20%)Ag(80%) показала, что при относительно невысокой температуре процесса магнетосопротивление незначительно возрастает. Изучение термопроводности и термоэлектрической мощности этих пленок позволило установить, что магнитотермические гигантская проводимость и мощность коррелируют с величиной гигантского магнетосопротивления [10]. Экспериментально показано, что в довольно широком диапазоне температур (2–300К) удовлетворительно выполняется закон Видемана–Франца, и при столкновении электронов проводимости с поверхностью ферромагнитных зерен преобладает процесс упругого рассеяния электронов под сравнительно большими углами. Термоэлектрическая мощность образцов с повышением температуры отжига существенно уменьшалась.
Изучение пленок AgNiFe, формируемых магнетронным распылением пермаллоя и серебра в атмосфере аргона, позволило сделать вывод, что при небольшом содержании серебра преобладает ферромагнитное взаимодействие, а при его увеличении возникает суперпарамагнтиное состояние. Такие результаты согласуются с теоретическими выводами, согласно которым магнетосопротивление обусловлено рассеянием поляризованных электронов проводимости на поверхности ферромагнитных зерен, распределенных в немагнитной матрице.
Не прекращаются и работы по совершенствованию многослойных магниторезистивных элементов с сравнительно высокими значениями относительного магнетосопротивления [16–22]. Особое внимание здесь уделяется обеспечению термической стабильности магниторезистивных преобразователей для накопителей информации на магнитных дисках. На сегодняшний день наилучшая термостойкость получена для материалов с гематитовым (a–Fe2O3) антиферромагнитным слоем [16–18]. Критическая температура массивного гематита равна 6750С. Этот материал характеризуется высокой коррозионной стойкостью, а поскольку он – диэлектрик, при его использовании исключается нежелательное ответвление задающего тока.
Изучение термостабильности многослойных тонкопленочных материалов с антиферромагнитным гематитовым слоем, формируемых путем последовательного ионно-плазменного осаждения на стеклянную подложку слоев гематита, пермаллоя и тантала толщиной 10 нм каждый, не дало обнадеживающих результатов. Кривая перемагничивания такой структуры с оптимальным стехиометрическим составом гематитового слоя (соотношение кислорода и железа – 1,46), получаемым путем изменения потока кислорода в процесс осаждения, свидетельствует о наличии одноосной анизотропии, поле которой при увеличении температуры с комнатной до 2500С монотонно уменьшается примерно с 40 Э до нуля. Такую температурную зависимость можно объяснить слабо выраженной кристаллографической текстурой гематитового слоя.
Поле анизотропии заметно уменьшается и при увеличении температуры отжига пленок Ta/NiFe/a–Fe2O3. Сравнительно невысокая термостабильность магнитных свойств таких пленок, очевидно, обусловлена обнаруженной электронно-спектроскопическими исследованиями диффузией железа из пермаллоевого в гематитовый слой. Этот процесс активизируется с повышением температуры отжига. Замена слоя пермаллоя кобальтом примерно той же толщины приводит к тому, что намагниченность насыщения трехслойных пленок Ta/Co/a–Fe2O3 практически не изменялась при увеличении температуры отжига до 2500С.
С точки зрения применения многослойных материалов важна термостабильность не только магнитных, но и магниторезистивных свойств материалов с сравнительно большими значениями Dr/r . Этими качествами обладают пленки, состоящие из магнитных, антиферромагнитных и электропроводящих слоев, такие как a–Fe2O3(100)/Co(2)/Cu(2,7)Co(1)/NiFe(5)/Co(2)/Ta(10)*. Относительное магнетосопротивление такой пленки, равное примерно 6%, и ее чувствительность, составляющая около 1%/Э, мало изменялись вплоть до температуры отжига 270оС.
Достаточно высокой термостабильностью характеризуются и многослойные пленки с интерферромагнитным слоем RuRhMn, имеющие к тому же высокую коррозионную стойкость [18–20]. Лучшие результаты получены для антиферромагнитного слоя толщиной 10 нм и состава Ru4Rh11Mn. Температура блокировки напыленной на стеклянную подложку структуры типа Ta(5)/NiFe(7)/Co(0,5)/Cu(3)/ Co(2,5)/RuRhMn(10)/Ta(5) равна примерно 2500С, поле одноосной анизотропии 350 Э. Относительное магнетосопротивление структуры – около 7,4%.
Таким образом, многослойные материалы можно считать перспективными для изготовления высокочувствительных элементов с высокой термостабильностью.
ЛИТЕРАТУРА
1. Berkowitz A. et al. – Phys. Revol.Lett., 1992, vol.68, p.3745.
2. Xiao J. et al. – Phys. Revol. Lett., 1992, vol..61, p.2472.
3. Baibich M. et al. – Phys. Revol. Lett., 1988, vol.68, p.3749.
4. Thomson S. et al. – IEEE Trans. on Magnetics, 1994, vol.30, p.726.
5. Карпенков С. – Зарубежная электронная техника.-М.: ЦНИИ “Электроника”, 1997, №2, с.61.
6. Карпенков С. – Информатика–машиностроение, 1999, №2, с.50.
7. Tsoukatas A. et al. – IEEE Trans. on Magnetics, 1993, vol.29, p.2726.
8. Liou S. et al. – J. Appl. Phys., 1993, vol.73, p.5539.
9. Tsoukatas A. et al. – J. Appl. Phys., 1993, vol.73, p.5509.
10. Piraux et al. – IEEE Trans. on Magnetics, 1993, vol.29, p.2700.
11. Parker M. – IEEE Trans. on Magnetics, 1996, vol.33, p.135
12. Карпенков С. – Электроника: Наука, Технология, Бизнес, 1997, №6, с.17.
13. Berrowitz A. et al. – IEEE Trans. on Magnetics, 1994, vol.30, p.346.
14. Barnard J. et al. – J. Appl. Phys., 1993, vol.73, p.6372.
15. Watson M. et al. – J. Appl. Phys., 1993, vol.73, p.5506.
16. Sano M. et al. – IEEE Trans. on Magnetics, 1998, vol.34, p.372.
17. Abarra E. et al. – IEEE Trans. on Magnetics, 1998, vol.34, p.363.
18. Lin J. et al. – IEEE Trans. on Magnetics, 1998, vol.34, p.375.
19. Araki S. et al. – IEEE Trans. on Magnetics, 1998, vol.34, p.387.
20. Chen G. et al. – IEEE Trans. on Magnetics, 1998, vol.34, p.375.
21. Карпенков С. – Зарубежная электронная техника. – М.: ЦНИИ “Электроника”, 1998, №1, с.69.
22. Карпенков С. – Тонкопленочные накопители информации.– М.: Радио и связь, 1993.
Отзывы читателей
