Структура, дифузійні процеси І магніторезистивні та електрофізичні властивості плівкових матеріалів монографія За загальною редакцією проф. Проценка І. Ю icon

Структура, дифузійні процеси І магніторезистивні та електрофізичні властивості плівкових матеріалів монографія За загальною редакцією проф. Проценка І. Ю




НазваСтруктура, дифузійні процеси І магніторезистивні та електрофізичні властивості плівкових матеріалів монографія За загальною редакцією проф. Проценка І. Ю
Сторінка1/10
Дата29.06.2012
Розмір1.53 Mb.
ТипДокументи
  1   2   3   4   5   6   7   8   9   10


Міністерство освіти і науки України

Сумський державний університет


Проценко С.І., Чешко І.В., Однодворець Л.В., Пазуха І.М.


СТРУКТУРА, ДИФУЗІЙНІ ПРОЦЕСИ І МАГНІТОРЕЗИСТИВНІ ТА ЕЛЕКТРОФІЗИЧНІ ВЛАСТИВОСТІ ПЛІВКОВИХ МАТЕРІАЛІВ


Монографія


За загальною редакцією проф. Проценка І.Ю.


Суми

Вид-во СумДУ

2007


УДК 621.793+538.975

С 87


Рекомендовано до друку вченою радою

Сумського державного університету

(протокол № 2 від 20 вересня 2007р.)


Рецензенти:

д-р фіз.-мат.наук, проф. Г.С. Воробйов

(Сумський державний університет);

д-р фіз.-мат.наук, проф. М.О. Галущак

(Івано-Франківський національний

технічний університет нафти і газу)


^ Проценко С.І., Чешко І.В., Однодворець Л.В., Пазуха І.М.

С 87 Структура, дифузійні процеси і магніторезистивні та електрофізичні властивості плівкових матеріалів: Монографія
/ За загальною редакцією проф. І.Ю. Проценка. - Суми: Вид-во СумДУ, 2007. – 197 с.

ISBN 978-966-657-156-7


У монографії узагальнені літературні та експериментальні й теоретичні результати авторів стосовно взаємного зв’язку між магніторезистивними та електрофізичними властивостями плівкових матеріалів (мультишари, гранульовані сплави й т.п.) і структурно-фазовим станом, процесами взаємної дифузії атомів та інтерфейсним розсіюванням електронів.

Для студентів, аспірантів, наукових співробітників і викладачів вищих навчальних закладів.


УДК 621.793+538.975


© С.І.Проценко, І.В.Чешко,

Л.В.Однодворець,І.М.Пазуха.

ISBN 978-966-657-156-7 © Вид-во СумДУ, 2007

Зміст С.
^
Передмова редактора 5

Розділ 1 Гігантський магнітний опір у багато-

шарових плівкових системах 7

Вступ 7

    1. Загальна характеристика явища ГМО 7

    2. Експериментальні результати 10

      1. Багатошарові плівкові системи 10

      2. Гранульовані сплави 15

    1. Теоретичні моделіГМО 18

    2. Структурно-фазовий стан плівкових систем із ГМО 26

      1. Структурні дослідження 31

1.5 ГМО у металевих нанодротах. 33

Висновки 42

Список літератури до розділу 1 43

Розділ 2 Магнітотранспортні та терморезистивні властивості багатошарових плівкових матеріалів на основі Fe і Cr 53

Вступ 53

2.1 ГМО в мультишарах Fe/Cr 55

2.2 Вплив опромінення іонами на структурний стан інтерфейсів і величину ГМО 58

2.3 Електрофізичні властивості двошарових плівок на основі Fe і Cr 61

2.4 Перспектива технічного застосування 65

Список літератури до розділу 2 66

Розділ 3 Дифузійні процеси та інтерфейсне розсію-

вання електронів у багатошарових металевих плівках 70

Вступ 70

    1. Магніторезистивні та електрофізичні властивості плівкових систем в умовах взаємної дифузії атомів 71

      1. Інтерфейсне розсіювання електронів 71

      2. Електрофізичні та магніторезистивні властивості 77

      3. Дифузійні процеси і фазоутворення 82

      4. Системи на основі Со і Au та Cu і Fe 87

    2. Методика і техніка експерименту 89

      1. Дослідження структурно-фазового складу і

дифузійних процесів 89

      1. Дослідження електрофізичних властивостей і впливу на них інтерфейсного розсіювання 90

    1. Кристалічна структура і взаємна дифузія атомів у

плівкових системах на основі Co, Au і Ag та Cu і Fe 94

      1. Результати електронно-мікроскопічних досліджень. 94

      2. Дифузійні процеси 100

    1. Електрофізичні властивості плівкових систем 104

      1. Інтерфейсне розсіювання електронів у плівкових системах на основі Cu і Cr (Co) 104

      2. Плівкові системи на основі Co і Au (Ag) 109

Висновки 111

Список літератури до розділу 3 113

Розділ 4 Тензочутливість металевих плівок 120

Вступ 120

    1. Зовнішній РЕ в тензочутливості одношарових плівок 122

      1. Теоретичні моделі 122

      2. Експериментальні результати 137

    2. Тензочутливість дво- і багатошарових плівкових

систем та мультишарів 144

      1. Теоретичні моделі 144

      2. Експериментальні результати 151

      3. Тензорезистивні властивості двошарових плівок Cu/Cr/П 167

    1. Температурна залежність коефіцієнта

тензочутливості 168

    1. Застосування тензорезисторів на основі плівкових матеріалів 175

Висновки 183

Список літератури до розділу 4 185


^ ПЕРЕДМОВА РЕДАКТОРА


Сучасні тенденції розвитку мікро- і наноелектроніки, підвищення ступеня інтеграції, створення інтегральних схем із субмікронними розмірами елементів потребують інтенсивного розвитку досліджень у сфері тонкоплівкового матеріалознавства. Останнім часом надзвичайно великий інтерес викликають дослідження так званих спін-вентильних структур, мультишарів і плівкових гранульованих сплавів, у яких спостерігається фундаментального значення ефект гігантського магнітного опору (ГМО), який був відкритий 1988 року в мультишарах Fe/Cr. Подальші дослідження ефекту дозволили спостерігати його в інших плівкових системах, таких як Co/Cu, Co/Ag, Py/Cu і т.п., однак система Fe/Cr залишається однією із найбільш перспективних для практичного використання у пристроях надщільного магнітного запису інформації. 1992 рік ознаменувався спостереженням ГМО в інших нових класах речовин – плівкових гранульованих сплавах, які отримуються шляхом одночасної конденсації магнітної і немагнітної компонент, та багатошарових нанодротах.

Оскільки величина ГМО надзвичайно сильно залежить від структурно-фазового стану зразків і взаємної дифузії атомів, то коло цих питань знаходиться у полі зору як зарубіжних, так і вітчизняних дослідників. Для мінімізації впливу цих факторів застосовуються різні експериментальні прийоми (конденсація бар’єрних шарів, низькотемпературне оброблення та ін.), у т.ч. і підбір компонентів окремих шарів, які мають обмежену розчинність.

Результати робіт останніх років однозначно свідчать про помітну роль в електрофізичних (питомий опір, термічний коефіцієнт опору (ТКО), коефіцієнт тензочутливості) й магніторезистивних (ГМО, магнітоопір) властивостях – поверхневого, зерномежевого та інтерфейсного розсіювання електронів повідності. Прочому цей вплив може реалізовуватися по-різному. Наприклад, поверхневе та інтерфейсне розсіювання призводить до збільшення питомого опору, магнітоопору, коефіцієнтів тензочутливості, але до зменшення ТКО.

Рамки передмови не дають можливості охопити всі невирішені проблеми плівкового матеріалознавства. Деяким із них присвячена монографія “Структура, дифузійні процеси і магніторезистивні та електрофізичні властивості плівкових матеріалів”, підготовлена викладачами та аспірантами кафедри прикладної фізики Сумського державного університету, до кола наукових інтересів яких входять проблеми, винесені у заголовок книги. Її характерною особливістю є аналіз найбільш сучасних робіт інших авторів з органічним поєднанням величезної кількості власних результатів, які були отримані у 2004 – 2007 рр. Відтак авторам вдалося не тільки узагальнити власне бачення сучасних проблем плівкового матеріалознавства, а й окреслити своє місце в сучасній фізиці тонких плівок.

Сподіваюся, що поява монографії із зацікавленням буде зустрінута студентами, аспірантами, науковими співробітниками і викладачами ВНЗ, а для авторів стане стимулом для подальших пошуків.


^ Розділ 1 Гігантський магнітний опір у багатошарових плівкових системах


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 поля. ГМО відрізняється від звичайного магнітоопору, оскільки в цьому випадку зменшення опору не залежить від напряму прикладеного магнітного поля, а відбувається при зміні напряму намагніченості в магнітних шарах від антипаралельного (антиферомагнітна взаємодія) до паралельного (феромагнічна взаємодія) під дією зовнішнього магнітного поля [1-4]. Відомо, що явище ГМО спостерігається не тільки в мультишарах, а й у гранульованих сплавах, у т.ч. плівкових.


^ 1.1 Загальна характеристика явища ГМО


Гігантський магнітний опір уперше 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 переносом електричних зарядів [1-3]. Згідно з [3], особливості цього механізму електроперенесення такі:

  • завдяки наявності у феромагнетиках великих молекулярних обмінних полів (Нм ~ 109 Ер) виникає сильна спінова поляризація носіїв заряду, в результаті чого перенесення електричного струму здійснюється електронами неоднакової кількості із проекцією спіну “вгору” 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:


, (1.1)


де ? – 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 в немагнітний матеріал, має подолати енергетичний барєр, який залежить від напряму спіну електрона. Залежно від знаку обмінної взаємодії між локалізованими та рухомими спінами, для електронів із спіном, паралельним вектору, барєр може бути вищим або нижчим на величину ?Б НМ порівняно з електроном із антипаралельним вектору спіном. Цей ефект можна врахувати, якщо вважати, що опір металу поблизу F/N межі є спін-залежним, тобто:


(1.2)


де ? – коефіцієнт, що залежить від різниці потенціальних барєрів для двох напрямів спіну, а також від товщини та розмитості інтерфейсного шару, в якого питомий опір F/N (наприклад, для межі Co/Cu ? = 0,7 - 0,9[3]).

Рисунок 1.1, 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 тече перпендикулярно площині 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 феромагнетику і тому в реальних експериментах величина ГМО = (R(Hm) – R(0))/R(Hm) складає величину порядку (1-10)% (Hm – максимальне значення напруженості магнітного поля ).





Рисунок 1.1- Механізм виникнення ГМО в результаті спін-залежного розсіювання електронів різної поляризації на межі поділу шарів F/N і N/F (СПП - геометрія): а – малий опір; б – великий опір (ГМО) [4]


^ 1.2 Експериментальні результати


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


1.2.1 Багатошарові плівкові системи


Оскільки плівкові системи Fe/Cr і Co/Cu можна 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.1.2).




Рисунок 1.2 - Геометрія дослідження ГМО: а – СПРП; б – СПП - геометрія  [1]


У роботі [2] представлений огляд деяких відомих (на 1995 р.) в літературі, даних про ГМО в плівкових мультишарах Co/Cu і Fe/Cr та деяких гранульованих сплавах. На рис. 1.3 показані 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.




Рисунок 1.3 – Гігантський магнітний опір у плівкових мультишарах з буферними шарами Cr і Fe 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) [2]


Плівкові зразки отримувалися магнетронним розпиленням на підкладку (100) Si, покриту тонким шаром (d = 1,0-1,5 нм) оксиду, при Тп = 300К (мультишари Co/Cu) і Тп = 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.1. 4).

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





Рисунок 1.4 - Залежність величини ГМО від товщини неферомагнітного шару Cu [2]


Автори роботи [6] на прикладі мультишарів [Fe(3)/Cr(1,2)]10/Cr(110) вивчили ефект відпалювання до Тв = 670 К на ГМО і структуру плівкової системи. Було виявлено, що різке зменшення величини ГМО відбувається при відносно високих температурах (Тв ? 570 К). Методом малокутової рентгенографії установлено 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, аналізується причина великого значення, як і в [5], відношення ? = R(H)/R(H) і природи осциляцій ГМО, які описані в [2] (рис. 1.4).

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 виступають як модельні, то багато досліджень упродовж останнього десятиліття якраз і присвячені цим багатошаровим системам, хоча відомі роботи, в яких 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 ?, в другому – велике додатне значення магнітоопору. Велика кількість публікацій, присвячених системам Co/Cu і Fe/Cr, змушує нас зосередити увагу на експериментальних результатах найбільш узагальнюючих, із 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 dСо, автори [9] пояснюють у рамках напівкласичного наближення спінових хвиль, у 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. 1.5), дозволила розширити уявлення про роль міжмежового розсіювання електронів у 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 1.1 дають уявлення про результати аналізу методом АСМ поверхні буферного шару і мульти-шару. Наскільки великий вплив буферного шару на ГМО, можна робити висновок із даних, представлених на рис.6,а.

Рисунок 1.6,б дає уявлення про величину ефекту ГМО у мультишарах [Со/Cu]20 при різних товщинах dPb. 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 всіх товщинах [12].




Рисунок 1.5 - Експериментальна залежність провідності від загальної товщини тришарової плівкової системи Co(4)/Cu(dCu)/Co(2)/NiO/П, де товщина dCu = 0,78(а); 1,1(б); 1,55(в) та 2,33(г) нм [10]

Таблиця 1.1 – Результати аналізу поверхні [14]


Буферна плівка, Pb, нм

Топографія буферного шару

Топографія мультишару

шорс-

ткість, нм

розміри острівців, нм

шорст-кість, нм

розміри острівців, 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 1.6 - 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]


^ 1.2.2 Гранульовані сплави


У 1992 р. Берковітц та ін. (див., наприклад, [15]) уперше спостерігали ГМО в так званих гранульованих сплавах, що привело до нової хвилі зацікавленості цим явищем. Гранульовані сплави зазвичай отримують шляхом одночасного осадження на підкладку двох металевих компонент, які мають обмежену змішуваність у масивних зразках, одна із яких магнітна, а інша – немагнітна. В результаті цього при певному підборі концентрацій утворюються магнітні частинки (гранули), занурені в немагнітну матрицю, розміри яких від кількох ангстремів до декількох нанометрів. ГМО спостерігався в ряді сплавів, таких як CoxCu1-x, CoxAg1-x, NiFexAg1-x, (Co70Fe30)xAg1-x [15], і було встановлено, що його величина змінюється в широких межах. Рисунок 1.7 ілюструє схематично утворення магнітних включень у 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 відбуватиметься розорієнтація магнітних моментів, опір буде збільшуватися, досягаючи свого максимального значення R(Hmax). 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.

У роботі [1] наведені розрахункові дані ГМО як функції Rsv=Ns/Nv (Ns – число зв’язків, які з’єднують кластер з матрицею, Nv – число атомів у кластері) при концентрації магнітних атомів у 5, 10, 15 і 20%. Таким чином, Rsv, за своєю суттю – відношення площі поверхні кластера до його об’єму. Розглянуто п’ять типів кластерів у вигляді точки (1 вузол), із трьох взаємоперпендикулярних гантелей (7 вузлів) та у вигляді куба (8, 19 і 27 вузлів).




Рисунок 1.7 - Схематичне представлення еволюції форми і розмірів магнітних включень CoFe в немагнітній матриці Ag. Температура відпалювання, К: а – 77; б – 500; в – 700; г – 900 [15]


З’ясовано, що при всіх концентраціях існує лінійна залежність ГМО від Rsv в межах 10 % (Rsv = 2) – 20 % (Rsv = 6) для концентрації 5% і 35% (Rsv = 2) – 60% (Rsv = 6). Кореляцію між ГМО і Rsv автори [1] пояснюють тим, що ферміївська довжина хвилі електрона (?ф) - величина такого самого порядку, як і параметр решітки, і розсіювання відбувається в ділянці розміром ?ф.

Систематичні дослідження структурних, магнітних і транспортних властивостей гранулярного сплаву (CoFe)xAg1-x у невідпаленому (77К) та відпаленому (до 900К) станах проведені в роботі [15]. Структурні відмінності сплаву (рис. 1.7) значно впливають на ГМО. Було встановлено, що амплітуда ГМО має максимум у відпалених при Тв = 600К (плазмове розпилення) і в невідпалених зразках (термічне випаровування в надвисокому вакуумі).

До великої міри аналогічності отримані результати у роботі [16] на плівковому гранульованому сплаві (Co50Fe50)xAg1-x при 0,08<х<0,80, де х – об’ємна частка, товщиною d = 400 нм (електроннопроменеве співосадження компонентів). Було отримано максимальне значення ГМО?35% при Т = 10К, х = 0,13 в полі Н = 50кЕр. В той самий час при Т = 300К ГМО?17%. У роботі [17] представлені результати, подібні до даних [16]. Але в цьому випадку вивчалися гранульовані керметні плівки (Co50Fe50)x(Al2O3)1-x. Було з’ясовано, що ізотропний тунельний магнітоопір (ефект, який, як і ГМО, пов’язаний зі спін-залежним розсіюванням носіїв електричного струму) величиною до 10 % спостерігається при кімнатній температурі і концентраціях 0,12<х<0,16.

У роботі [18] досліджувався вплив термообробки і хімічного складу на магніторезистивні властивості швидкозагартованих 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 у собі два типи гранул Со із характерним розміром 102 нм (вони задають магнітні властивості сплаву загалом) та 5 нм (визначають величину ГМО).


^ 1.3 Теоретичні моделі ГМО


Для розуміння природи ГМО важливо враховувати різну кількість електронів зі спінами “вгору” та “вниз” в магнітних і немагнітних шарах. Це ілюструють розрахункові дані [4] для найбільш відомих систем Co/Cu і Fe/Cr, які представлені на рисунку 1.8.

Якісну мікроскопічну теорію ГМО, яка базується на формалізмі Кубо або двострумовій 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 випадковими обмінними й атомними потенціалами на межі поділу. Водночас ГМО гранульованих сплавів визначається розсіюванням електронів поблизу магнітних зерен. Ці висновки узгоджуються із експериментальними результатами.




Рисунок 1.8 - Число електронів з різною орієнтацією спінів залежно від числа моноатомних шарів: а – система Fe/Cr/Fe; б - система Co/Cu/Co [4]


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 спін-залежного розсіювання провідність зразка можна наближено представити 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, (1.3)


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

За умови ?N << ?F співвідношення (1.3) спрощується до вигляду

ГМО = . (1.4ґ)


Вплив RN і спінової релаксації призводить до того, що реальна величина ГМО буде меншою ?2/(1 – ?2).

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 напрямі осі z, то межа поділу, відповідно, буде лежати у площині xy. При зміні намагніченості одного із феромагнетиків електричне поле змінюється на величину ?E(z), яка описується формулою


,

де E0=(1-?2)?fJ – електричне поле в структурі, коли вектор намагніченості обох феромагнетиків спрямовані в один бік; ls – довжина когерентності електронних станів спінових підзон.

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


, (1.5)


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


. (1.6)


Наявність опору ?Rsi пояснюється тим, що накопичення спінів на межі поділу істотно зменшує різницю між густинами спінових підзон. Завдяки цьому при переході від антипаралельної до паралельної орієнтації провідність системи збільшується на величину ~ ?2 (ГМО також ~ ?2).

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 в каналах з “великим” і “малим“ спінами;

  • 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” спінами пропорційний їх густині енергетичних станів при енергії Фермі, спін-залежному розсіюванні на межі поділу та спін-незалежному розсіюванні на межах зерен.

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

  • нелокалізовані провідності вільних електронів Cu і Со;

  • електронної структури шару Cu між шарами Со;

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

  • об’ємного та інтерфейсного розсіювання на межі поділу шарів із двох боків.

Оскільки природа ГМО пов’язана зі 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], подані в таблиці 1.2, дають уявлення про швидкість розсіювання електронів (?-1, де ? – час релаксації) при різній природі і механізмах розсіювання. На основі таких результатів автори [19, 21] розрахували дво- або тривимірні діаграми для нелокалізованої провідності в одиницях ?-1 залежно від числа моноатомних шарів Cu та Co. На рис. 1.9, 1.10 представлений приклад таких діаграм для найбільш загального випадку, коли проявляють себе розсіювання електронів в об’ємі зразків, на інтерфейсі та межі поділу (з двох її боків).

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 спін-незалежного 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 дають

Таблиця 1.2 – Швидкість розсіювання (?-1) в одиницях 1013 с-1 при різній природі і механізмах розсіювання



Механізм

розсіювання

Природа

розсіювання

В об’ємі Cu

Cu інтер-фейс

В об’ємі Co

Co інтер-фейс

Межа

поділу

Спіновий канал з “великим” значенням спіну

Відсутнє СЗР (?=1)*

Об’ємне СЗР (?=7)

Об’ємне СЗР (?=20)

Об’ємне та 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

1653,901


653,9016

53,90

Спіновий канал з “малим” значенням спіну

Відсутнє СЗР (?=1)*

Об’ємне СЗР (?=7)

Об’ємне СЗР (?=20)

Об’ємне та інтерфейсне 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

1653,9

1653,90

1653,901653,9016


53,901653,90


*) ? =??/??.

**) дуже сильне інтерфейсне СЗР за відсутності СЗР в об’ємі шарів Cu і Co.




Рисунок 1.9 - Залежність провідності системи Co/Cu/Co від числа шарів I та J при розсіюванні в об’ємі, на інтерфейсі та межі поділу. Номери шарів: I = 1-7; 18-25 (Co) та J = 8-17 (Cu) [19]




Рисунок 1.10 - Залежність нелокалізованої провідності системи Co/Cu/Co при розсіюванні в об’ємі, на інтерфейсі та межі поділу шарів. Номери моноатомних шарів такі самі, як і на рис. 1.9 [19]

великий 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 у 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 – феромагнітні 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 визначалися величина і знак коефіцієнтів спінової асиметрії (?) та коефіцієнта інтерфейсної спінової асиметрії (?).

Було встановлено, що знаки ? і ? можуть бути додатними й від’ємними. Наприклад, ?>0, коли інтерфейс утворюється шаром Cu, а ?>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 висновку, що роль інтерфейсного потенціалу у величині ГМО в СПП- і СПРП-геометрії різна залежно від природи зразка.


^ 1.4 Структурно-фазовий стан плівкових систем із ГМО


1.4.1 Структурні дослідження


Одним із принципових питань, пов’язаних з явищем ГМО, є вивчення структурно-фазового стану плівкових систем, в яких воно спостерігається. Широко вивчається питання фазового складу, кристалічної будови плівок, дифузійних процесів у них, процеси фазоутворення, вплив термообробки на цей процес та ін. Такі дослідження можуть надати 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, проте й на сьогодні більшість із цих питань залишаються 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 ціла сукупність експериментальних результатів потребує критичного перегляду, оскільки більшість із них інтерпретується з точки зору збереження індивідуальності шарів Co і Cu.

У роботі [29] були проведені експериментальні дослідження фазового складу двошарових плівок Со/Сu/П та 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 (порядку 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 Твідп. =600-700 К в 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 відбуватися 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 dhkl=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-решітки міді (?-фаза (Cu-Co)) [29]. Плівки Co/Cu з ефективною товщиною конденсату Со d3-10 нм, що пройшли відпалювання до 900 К, швидше за все, є двофазними (ГЦК - т.р. (Cu-Co) і сліди ГЩП-Со). Оскільки параметр ГЦК-решітки а=0,362 нм трішки (у межах точності вимірювання ?а=0,001 нм) більший 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 служить дуже слабка інтенсивність ліній (101) і (110) ГЩП-Со (на рис.1.11,а вони не виявляються), а також спостереження на електронограмах близьких ліній (220) і (311) від твердого розчину та ГЦК-Cu (виникає 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 1.11, б [29] проілюстрований випадок, коли плівка ГЩП-Со має порівняно велику ефективну товщину (d 40 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 1.11 - 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]


Водночас, виходячи 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.

На основі електронографічних даних нами була отримана [30] узагальнююча залежність параметра решітки ГЦК т.р. (Cu, Co) від загальної концентрації атомів кобальту, яка зображена на рисунку 1.12,а. Крім наших даних, на цьому рисунку також подані результати роботи [31], які були отримані у вигляді залежності параметра гратки від концентрації атомів кобальту безпосередньо у т.р. Повна відповідність наших і даних роботи [31] правилу Вегарда підтверджує ту думку, що в даній плівковій ситсемі стабілізується т.р. з необмеженою розчинністю. У роботі [30] представлені також аналогічні результати для для плівкових систем Ag/Co і Au/Co (рис.1.12 б, в). Відмінність цих залежностей від аналогічної для системи Co/Cu говорить про те, що у системах Ag/Co і Au/Co стабілізуються обмежені т.р. (це підтверджується результатами спектральнимих методів досліджень [32, 33], згідно з якими розчинність атомів Со у матриці Ag становить 8 ат.%, а у матриці Au – 11 ат.%).

Подібні результати щодо структурно-фазового стану знаходимо в роботах [35–46]. Автори [35] дослідили ультратонкі багатошарові Co/Cu та CoNi/Cu плівки на підкладках арсеніду галію. У роботах [36, 37] досліджені багатошарові плівки Co/Cu/Co. Велика кількість робіт, присвячена дослідженню фазового складу та кристалічної структури гранульованих сплавів СохCu1-х [38, 39] елементного складу та дифузійних процесів у них. Також, виходячиз результатів [39, 43], 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 і Со/Pd/П ГЦК-Со не утворюється.




а б


Рисунок 1.12 – Залеж-ність параметра гратки ГЦК т.р. (Cu, Co) (а), (Ag, Co) (б) (Au, Co) (в) від концентрації атомів Со. а0 – пара-метр гратки масивних зразків [30]


в


У роботах [44-46] 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 Тп = 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.

^ 1.4.2 Енергетичний аналіз


У роботі [47] 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 знаходяться 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.1.13).

Автори [47] доходять висновку, що в умовах конденсації Со на поверхні Cu можливе також утворення поверхневого сплаву. Ці висновки цілком узгоджуються з результатами роботи [48], у якій аналізувалися способи включення кластерів Со у моно- або полікристалічну плівку Со (рис.1.14). Дані роботи [48] також узгоджуються із висновками [38,46]. Згідно з електронно-мікроскопічними дослідженнями [44] на поверхні зерен Сu має місце змінний контраст, який може бути обумовлений деформацією зерен Сu через наявність у них дуже малих включень Со, які, в окремих випадках, можна безпосередньо спостерігати методом ПЕМ (розмір цих кластерів ~ 3 нм). Водночас при отриманні багатошарових плівок Со/Сu високочастотним розпиленням з дуже малою товщиною окремих шарів формується псевдогранулярна мікроструктура, в якій має місце ефект ГМО, буде різною, оскільки частина із них знаходитиметься у т.р.(Со-Сu) в атомарному вигляді або входити до складу феромагнітних кластерів великих розмірів, а величина ГМО буде визначатися [37] кластерами Со в об’ємі плівки Сu.

Також можна стверджувати, що особливості фазово-структурного стану вивчених плівкових систем на основі Cu та Co цілком зрозумілі в рамках термодинамічного аналізу [29, 49] та аналізу діаграми стану системи Cu-Co[50].





Рисунок 1.13 - Зміна енергії зв’язку двоатомного кластера Со із (001)Сu підкладкою залежно від його локалізації (а) та енергетика утворення поверхневого кластера Со (б) [47]





Рисунок 1.14 - Схематичне зображення включення пластинчатих і об’ємних включень частинок Со у шаруватій (а) і полікристалічний (б) плівках Cu [48]


Окрім системи Cu/Co, вивчається також багато інших. З’являються роботи з результатами досліджень таких плівкових систем, як Fe/Cr/Fe [51] або NiFe/Cu/NiFe [52]. Однак ці дослідники приділяють основну увагу лише окремим аспектам структурно-фазового складу плівок, зокрема велика увага відводиться доменній структурі магнітного матеріалу, ії перетворенню при термообробці, зміні розмірів кристалітів з часом та ін.

Іншою групою вчених інтенсивно вивчаються плівки CoAg [53, 54] або (СоFe)Ag [55] у вигляді гранульованих сплавів магнітних включень у немагнітній матриці срібла.

Останнім часом ведеться пошук нових матеріалів з ГМО. Наприклад, у [56] представлені результати дослідження системи Cu-Mn-Al або двошарової плівкової системи Со/Тb [57]. До числа таких нових матеріалів відносять нанодроти.


^ 1.5 ГМО у металевих нанодротах


Дослідження нанодротів почалося з 70-х років минулого століття. Сама назва “нанодроти” з’явилася пізніше. Спочатку не існувало конкретної назви. Наприклад, Дінгл і Нордгейм монокристалічні дроти називали “вусами”. Ними вперше була здійснена спроба застосувати класичну модель Фукса-Зондгеймера для вивчення розмірного ефекту в подібних структурах.

Однією з перших спроб вивчення систем, подібних за своєю структурою до нанодротів, можна вважати огляд Кумзерова Ю.А. та Богомолова В.Н., які були присвячені ультратонким ниткам металів [58]. Згідно з даною роботою одним із методів отримання систем ультратонких металевих об’єктів є продавлення рідкого металу (наприклад, ртуті або срібла) через мезопористі отвори природних матриць (як такі матриці використовувався хризотиловий азбест, що являє собою пучки трубчатих волокон, довжина яких складає величину порядка декількох сантиметрів). Для того щоб нитки не розривалися, всі експерименти проводилися з використанням камер високого тиску. Авторами були отримані металеві нитки, діаметри яких відповідали діаметрам каналів та складали величину d = 2 – 15 нм. Особливістю таких систем є те, що в них спостерігається ефект Пайєрлса (тобто при низьких температурах відбувається фазовий перехід другого роду метал – діелектрик).

Ще одним аналогом нанодротів з цілого ряду фізичних властивостей можна вважати такі об’єкти як віскери. Дослідженням їх електронних властивостей займався Гайдуков Ю.П. [59]. Віскери, або вуси, – це ниткоподібні монокристали, вільно вирощені в природних чи штучних умовах. Вони мають такі властивості: малі розміри (діаметр становить 10 – 1000 нм при довжині в декілька сантиметрів), досконала структура об’єму та поверхні, висока міцність завдяки бездефектності об’єму.

Крім того, можна виділити такі особливості віскерів:

  • величина коефіцієнта дзеркального відбиття поверхні зразка р дорівнює 0,5 – 0,8; це пов’язано з тим, що досконалі поверхні віскерів дуже часто збігаються з кристалографічними площинами, для яких дзеркальне відбиття є найбільш імовірним.

  • для віскерів характерним є те, що при малих температурах (Т‹10 К) спостерігається значне відхилення від правила Маттіссена


,


де - залишковий опір, який не залежить від температури і виникає за рахунок розсіювання електронів на домішках та дефектах кристалічної решітки; - ідеальний опір, який залежить від температури і виникає за рахунок розсіювання електронів провідності на фононах (відхилення експериментальних розрахунків від теорії автори пов’язують з тим, що параметр р залежить як від температури, так і від кута падіння електронів);

  • у магнітних полях, коли r › d (r – радіус орбіти електрона у магнітному полі, d – товщина зразка), проявляється розмірний ефект, причому вид залежності опору від магнітного поля відрізняється від аналогічної залежності для масивних зразків; у магнітних полях, коли 2r ‹ d, існує статичний скін-ефект;

  • у магнітних полях на усічених орбітах електронів відбувається квантування руху електронів за умови, що сам зразок обмежує цей рух; існування даного ефекту підтверджує високе значення коефіцієнта дзеркального відбиття для електронів, які підлітають до поверхні під великим кутом;

  • високе значення межі пружної деформації ниткоподібних металевих віскерів (2-5% залежно від металу) дає можливість вести пошуки переходів 2Ѕ-роду – аномалії термодинамічних та кінетичних характеристик металу.

На даному етапі розвитку, завдяки тому, що в нанодротах спостерігаються нові ефекти, вони знаходяться в центрі інтенсивних наукових досліджень. Нанодроти мають значну перспективу їх подальшого застосування в сенсорній електроніці, наноелектроніці саме завдяки своїм унікальним властивостям. Насамперед це пов’язано з перспективою їх практичного застосування як магнітних елементів у різноманітних пристроях зберігання та обробки інформації.

Аналіз основних експериментальних робіт, присвячених вивченню структурних, магнітних, магніторезистивних та інших властивостей нанодротів, а також основні методики їх отримання будуть представлені в даній статті.

Багатошарові та гомогенні нанодроти, незалежно від мети їх подальшого використання, у більшості випадків отримують методом електролітичного осадження в пори трекових [60 – 63] або корундових [61, 64] мембран. Наприклад, у роботі [4] використовувалися стандартні промислові мембрани із оксиду алюмінію Al2O3 з діаметром пор 0,2, 0,5 та 0,01 мкм; густиною пор 6·1012, 1013, 1014 м-2 відповідно. У роботі [61] осадження велося в пори стандартних промислових полікарбонатних мембран “Poretic Products” діаметром 1 см та товщиною 6 мкм з діаметром пор d = 30 нм та густиною 1013 м-2 .

Необхідно звернути особливу увагу на те, що в роботах [60, 61] мова йде про готові промислові мембрани. У більшості ж робіт, які на сьогоднішній день зустрічаються в літературі, виготовлення мембран є одним з етапів отримання нанодротів [65]. При цьому трекові наномембрани отримують шляхом бомбардування вихідного матеріалу прискореними важкими іонами, після травлення яких утворюються пори. Більшу увагу дослідників привертають корундові наномембрани. Перевага мембран із Al2O3 полягає в тому, що при окисленні алюмінію до складу Al2O3 внаслідок процесу самоорганізації пори утворюють гексагональну упорядковану решітку полікристалічної структури з розміром домен порядку одного мікрона. Така унікальна морфологічна система значно полегшує дослідження властивостей нанодротів, зокрема визначення такого параметра, як опір окремого нанодроту.

Як правило, для виготовлення корундових наномембран використовується Al, чистота якого становить 99,997%. Діаметр пор та їх густина суттєво залежать від параметрів процесу окислення, таких як напруга, струм та час анодування, склад електроліту та ін. Змінюючи умови проведення процесу анодування, можна отримати систему пор, діаметр яких складає величину від 6 до 300 нм, а відстань між центрами сусідніх пор - 20ч100 нм [66]. Крім цього, для збільшення діаметра пор та зменшення бар’єрного шару процес анодування можна проводити в один [67, 68], два [69] і навіть три етапи [64] ( тобто після проведення процесу окислення через деякий час, наприклад, 24 години[69], за інших умов ( змінюється час анодування, електроліт або і те, й інше ) проводиться повторний процес окислення).

Дуже часто при отриманні наномембран особливу складність являє процес визначення пористості отриманої структури. Для цього застосовуються такі методи, як скануюча [69] та просвічуюча електронна мікроскопія [67, 68], атомно-силова мікроскопія [64] та інші (рис. 1.15).

Ці та інші електронно-мікроскопічні методи дослідження вимагають складного обладнання, яке не завжди є у наявності. Крім цього, сам процес дослідження займає досить багато часу. Тому для контролю процесу анодування та визначення геометричних розмірів пор Лєбедєвою Т.С. та Шпильовим П.Б. [66, 70] був запропонований простий і швидкий метод, який отримав назву метода анодної спектроскопії. Згідно з їхньою методикою, аналізуючи залежність швидкості зростання напруги dU/dt в режимі постійного струму при окисленні плівки в процесі анодування, можна визначити параметри, при яких відбувається перехід від суцільної до пористої плівки, а також встановити умови проведення процесу, за яких встановлюється режим формування пор (напруга з проводити, замінивши електроліт на такий, в якому формуватиметься суцільний окисел. Знаючи, як змінюється швидкість зростання напруги до і після заміни електроліту, можна визначити, яку частину від загальної площі зразка







Рисунок 1.15 – Морфологія поверхні корундової наномембрани та профіль у зазначеному напрямі згідно з даними атомно-силової мікроскопії (наші дані) (а) та електронної мікроскопії [68] (б)


займає площа пор. Наступним етапом виготовлення нанодротів є безпосереднє осадження матеріалу нанодроту в пори мембрани. При електрохімічному осадженні зародження нанодроту відбувається на дні отвору. Завершується процес нанесенням на одну з граней мембрани металевого плівкового контакту (наприклад, мідної). Геометричні розміри нанодротів залежать від геометричних розмірів наномембран. Фактор форми та довжину нанодроту можна контролювати масою осадженого матеріалу. Незважаючи на те, що описаний вище процес є досить простим, відомо лише декілька лабораторій, в яких освоєна методика отримання нанодротів. Однією з провідних дослідницьких груп, що займаються вивченням даного та інших питань, пов’язаних з нанодротами, є швейцарська група вчених, яка працює під керівництвом Ж. – Ф. Ансермета (м. Лозанна) [71 – 88]. Ними було освоєно методику електрохімічного осадження нанодротів чотирьох типів (рис. 1.16). Основні параметри нанодротів: довжина l = 50 мкм; діаметр d = 200нм, радіус наночастинок rНЧ = 6,7 ± 4 нм.

Особливість методики отримання гранульованих нанодротів полягає в тому, що спочатку в пори наномембран упроваджуються частинки Co, вуглецю або Co, покритого вуглецем (ці частинки займають приблизно 10 % поверхні пори), а потім електроосаджується Co у вигляді мікрочастинок або полікристалічного зразка [74]. Мікрочастинки знаходяться у неферомагнітному стані й при поміщенні гранульованих нанодротів у магнітне поле ~ 1 Тл відбувається намагнічення і спостерігається ефект гігантського магнітоопору. Саме у вивченні ефекту ГМО [72–75] та інших гальваномагнітних властивостей (магнітоопір, ефект Холла та ін.) [76–78] плівкових і гранульованих нанодротів вбачається основна ідея досліджень групи Ансермета.

Для нанодротів характерним є те, що величина гігантського магнітоопору у випадку, коли електричний струм перпендикулярний межі поділу шарів у багатошаровій плівковій системі, значно вищий, ніж у випадку, коли електричний струм паралельний межі поділу шарів у багатошаровій системі [60, 61]. Це пояснюється тим, що у першому випадку всі електрони провідності мусять перетинати магнітні шари з періодично антипаралельною напрямленістю їх магнітних моментів. Це призводить до того, що ефект їх розсіювання буде більший порівняно зі звичайними багатошаровими структурами.





Рисунок 1.16 – Схематичне зображення морфології електрохімічно осаджених НД Ансермета: а – гомогенний НД із Ni (довжина – 600 нм, діаметр – 80 нм); б – гібридний НД [Co(10)/Cu(10)]150/Ni(300); в – гібридний нанодрід [Co(10)/Cu(10)]5/Cu (4900); г – НД Со+НЧ Со або вуглецю (довжина – 50 мкм, радіус НЧ – 6,7±4 нм). НЧ – наночастинка [73, 74]


Як уже зазначалося вище, в гранульованих нанодротах, які досліджуються Ансерметом та ін., також спостерігається ефект ГМО. Це характерно і для плівкових нанодротів другого та третього типів, між якими, треба відмітити, особливої різниці немає, але величина його становить лише 4 %.

Цікаві результати у вивченні структурних та магніторезистивних властивостей мають Федосюк В.М. та ін. (Інститут фізики твердого тіла та напівпровідників НАН Білорусі). Авторами були проведені дослідження структури, магнітних та магніторезистивних властивостей багатошарових нанодротів Co/Ag з додаванням Ni [61] та нанодротів спін-клапанного типу [60]. Особливість нанодротів останнього типу полягає в тому, що вони складаються з трьох та більше матеріалів з різними магнітними параметрами, наприклад, [(CoFePx) d1 /Cu dCu /(CoFePx) d2 /Cu dCu]n. Поведінка подібної системи при досить малих значеннях товщин шарів являє собою суміш магнітного та гранульованого станів, тобто, навіть при досить великих магнітних полях криві перемагнічування не виходять на насичення. ГМО спостерігається і в подібних нанодротах, і величина його становить приблизно 10% для наведеного прикладу (рис. 1.17).

Досліджувати кристалічну структуру та різноманітні властивості нанодротів досить складно. Традиційні методи важко застосовувати в цьому випадку, особливо при ультрамалих товщинах окремих шарів нанодроту. Наприклад, під час підготовки зразків до електронно-мікроскопічних досліджень при розчиненні мембран можливе часткове розчинення матеріалу нанодротів.


Висновки


Явище ГМО, яке спостерігається в мультишарах, нанодротах і гранульованих сплавах, пояснюється спін-залежним розсіюванням електронів, що рухаються двома спіновими каналами з паралельною та антипаралельною орієнтацією спінів відносно вектора намагніченості



Рисунок 1.17 – ГМО багатошарових нанодротів з періодом у 5 шарів (а) та 4 шари (б). Струм і поле направлені вздовж осі нанодротів [60]


феромагнітних шарів. Відомі теоретичні моделі вказують на те, що величина ГМО пропорційна квадрату спінової асиметрії, хоча велику роль відіграють обмінні та атомні потенціали на межі поділу шарів, її шорскість, зонна структура шарів і спін-незалежне 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.
  1   2   3   4   5   6   7   8   9   10

Схожі:

Структура, дифузійні процеси І магніторезистивні та електрофізичні властивості плівкових матеріалів монографія За загальною редакцією проф. Проценка І. Ю iconСтруктура, дифузійні процеси І магніторезистивні та електрофізичні властивості плівкових матеріалів монографія За загальною редакцією проф. Проценка І. Ю
А експериментальні й теоретичні результати авторів стосовно взаємного зв’язку між магніторезистивними та електрофізичними властивостями...
Структура, дифузійні процеси І магніторезистивні та електрофізичні властивості плівкових матеріалів монографія За загальною редакцією проф. Проценка І. Ю iconВплив інтерфейсного розсіювання на електрофізичні властивості плівкових матеріалів І. М. Пазуха, аспірант; С.І. Проценко, ст викладач
Вплив інтерфейсного розсіювання на електрофізичні властивості плівкових матеріалів
Структура, дифузійні процеси І магніторезистивні та електрофізичні властивості плівкових матеріалів монографія За загальною редакцією проф. Проценка І. Ю iconЗвіт про науково дослідну роботу електрофізичні властивості багатокомпонентних плівок на основі fe І pd, Ag, Au та ge Етап 1 електрофізичні властивості плівкових систем на основі fe І pd (проміжний)
Мета роботи – вивчення фазових перетворень при термовідпалюванні одношарових плівок Pd І fe та багатошарових плівкових систем Fe/Pd,...
Структура, дифузійні процеси І магніторезистивні та електрофізичні властивості плівкових матеріалів монографія За загальною редакцією проф. Проценка І. Ю iconСумський державний університет На правах рукопису Гричановська Тетяна Михайлівна удк 621. 316. 8 Електрофізичні властивості дисперсних матеріалів на основі плівок V, Ti, Cr, Cu та ni
Електрофізичні властивості дисперсних матеріалів на основі плівок V, Ti, Cr, Cu та ni
Структура, дифузійні процеси І магніторезистивні та електрофізичні властивості плівкових матеріалів монографія За загальною редакцією проф. Проценка І. Ю iconМіністерство освіти І науки, молоді та спорту України
Монографія. Під загальною редакцією проф. Бубенко П. Т. Харків: хнамг, 2012. 350 с
Структура, дифузійні процеси І магніторезистивні та електрофізичні властивості плівкових матеріалів монографія За загальною редакцією проф. Проценка І. Ю iconPacs numbers: Структурно-фазовий стан, стабільність інтерфейсів та електрофізичні властивості двошарових плівкових систем
С.І. Проценко, І. В. Чешко, Д. В. Великодний, І. В. Пазуха, Л. В. Однодворець, І. Ю. Проценко, О. В. Синашенко
Структура, дифузійні процеси І магніторезистивні та електрофізичні властивості плівкових матеріалів монографія За загальною редакцією проф. Проценка І. Ю iconPacs numbers: Структурно-фазовий стан, стабільність інтерфейсів та електрофізичні властивості двошарових плівкових систем
С.І. Проценко, І. В. Чешко, Д. В. Великодний, І. В. Пазуха, Л. В. Однодворець, І. Ю. Проценко, О. В. Синашенко
Структура, дифузійні процеси І магніторезистивні та електрофізичні властивості плівкових матеріалів монографія За загальною редакцією проф. Проценка І. Ю iconЧ.І. (для рівня B1 +) / За загальною редакцією проф. Корольової А. В. Київ 2007 Видавництво Національного педагогічного університету ім. М. П. Драгоманова
Англійська мова. Підручник за модульно-рейтинговою технологією навчання. – Ч. 1 (для рівня B1 +) / За загальною редакцією проф. Корольової...
Структура, дифузійні процеси І магніторезистивні та електрофізичні властивості плівкових матеріалів монографія За загальною редакцією проф. Проценка І. Ю iconЛінгвокогнітивні аспекти малих текстів (за редакцією проф. С. О. Швачко. Суми: Вид-во СумДУ, 2008. 178 с.)
Монографія, що рецензується, є колективною працею І саме презентує результати лінгвокогнітивних досліджень текстових утворень малих...
Структура, дифузійні процеси І магніторезистивні та електрофізичні властивості плівкових матеріалів монографія За загальною редакцією проф. Проценка І. Ю iconМіністерство освіти І науки, молоді та спорту україни
Дисципліна «Функціональні покриття» базується на знаннях, отриманих студентами при вивченні таких дисциплін, як «Хімія», «Фізична...
Додайте кнопку на своєму сайті:
Документи


База даних захищена авторським правом ©zavantag.com 2000-2013
При копіюванні матеріалу обов'язкове зазначення активного посилання відкритою для індексації.
звернутися до адміністрації
Документи