Перпендикулярная магнитная анизотропия и индуцированное гидрированием магнитное изменение многослойных слоев Ta / Pd / CoFeMnSi / MgO / Pd

Плоские и внеплоскостные петли M-H из Ta / Pd / CFMS (2.3 нм) / MgO ( t _MgO ) / Pd отожженный при 300 ° C. а т _MgO =0,9 нм. б т _MgO =1,1 нм. c т _MgO =1,3 нм. г т _MgO =1,5 нм

Чтобы выяснить влияние температуры отжига на PMA, на рис. 2 показаны петли MH пленок Ta / Pd / CFMS (2.3 нм) / MgO (1.3 нм) / Pd, отожженных при различных температурах (250–450 ° C). . Наплавленный образец демонстрирует плоскую магнитную анизотропию (IMA), как показано на рис. 2а. Магнитная анизотропия не изменилась после отжига при низкой температуре 250 ° C (рис. 2б). Ось легкого намагничивания образца, отожженного при 300 ° C, сместилась во внеплоскостное направление, демонстрируя сильный ПМА (рис. 2в). PMA может поддерживаться после T _an повышается до 350 ° C, но прямоугольность уменьшается. При дальнейшем увеличении T _an , ПМА разрушился, и ось легкого намагничивания сместилась обратно в плоскостную ориентацию (рис. 2д, е). Результаты показывают, что прочный ПМА может быть достигнут только при надлежащей температуре отжига и его легко разрушить при более высокой температуре отжига. Это связано с тем, что высокая температура отжига может вызвать усиленную взаимную диффузию атомов на границе раздела и ухудшить электронно-орбитальную гибридизацию, что согласуется с нашими предыдущими отчетами [9, 12, 17, 18].

Плоские и внеплоскостные петли M-H пленок Ta / Pd / CFMS (2.3 нм) / MgO (1.3 нм) / Pd, отожженных при различных температурах. а Как депонировано. б 250 ° С. c 300 ° С. г 350 ° С. е 400 ° С. е 450 ° С

Чтобы прояснить влияние на поверхность раздела ПМА в пленках Ta / Pd / CFMS / MgO / Pd, петли M-H различных пакетов пленок были показаны на рис. 3a – c. Как показано на рис. 3а, пленка без слоя MgO демонстрирует сильное IMA-поведение. Но для пленки без нижнего слоя Pd ось легкого намагничивания образца Ta / CFMS / MgO / Pd демонстрирует небольшой сдвиг от направления в плоскости, показывая слабый IMA (рис. 3b). Сильный PMA наблюдается в пленке после вставки слоев Pd и MgO (т. Е. Ta / Pd / CFMS / MgO / Ta), как показано на рис. 3c, подразумевая, что как интерфейс Pd / CFMS, так и CFMS / MgO важны для реализации PMA, и вклад интерфейса CFMS / MgO в PMA играет важную роль [12, 17]. То есть соответствующее количество связей Co-O на интерфейсе CFMS / MgO полезно для достижения оптимального PMA. Тонкий слой MgO делает CFMS / MgO недоокисленным (рис. 1a, b), а толстый слой MgO делает CFMS / MgO чрезмерно окисленным (рис. 1d), что ослабляет PMA [11]. Как показано на рис. 1c, образец с t _MgO =1,3 нм имеет надлежащие связи Co-O на границе раздела CFMS / MgO для получения прочного PMA.

Петли M-H a Ta / Pd / CFMS / Pd, b Ta / CFMS / MgO / Pd и c Ta / Pd / CFMS (2.3 нм) / MgO (1.3 нм) / Pd, отожженный при 300 ° C и d зависимость толщины слоя CFMS от K _eff × т _CFMS продукт для Ta / Pd / CFMS ( t _CFMS ) / MgO (1,3 нм) / Pd, отожженный при разных температурах

Для количественной оценки прочности ПМА в пленках Ta / Pd / CFMS / MgO / Pd эффективная константа анизотропии K _eff дается

где K _V и K _S - объемная и межфазная анизотропия соответственно. К _eff определяется разницей энергии намагничивания между жестким и легким направлениями намагничивания. Положительный K _eff представляет собой PMA, а отрицательное значение K _eff представляет IMA. Продукт K _eff × т _CFMS как функция от t _CFMS для Ta / Pd / CFMS ( t _CFMS ) / MgO (1.3 нм) / Pd, отожженные при различных температурах, показаны на рис. 3d. Все пленки в момент осаждения имеют негатив K _eff , подразумевая отсутствие PMA. ПМА пленок, отожженных при 250 ° C, можно наблюдать только при t _CFMS =1,9 нм. Для пленок, отожженных при 300 ° C, ПМА может поддерживаться в пределах t _CFMS диапазон (ниже 2,7 нм). Наибольший K _eff значение выборки 5,6 × 10 ⁵ эрг / см ³ (5,6 × 10 ⁴ Дж / м ³ ) с t _CFMS =2,3 нм.

Как показано выше, PMA очень чувствителен к межфазной среде, на которую также может влиять абсорбция или десорбция газа благородного металла Pd. Так, магнитное изменение, вызванное гидрированием, исследовали на пленках Ta / Pd / CFMS (2.3 нм) / MgO (1.3 нм) / Pd, отожженных при 300 ° C. Контуры M-H были проверены в различных газовых средах путем изменения H ₂ концентрации, как показано на рис. 4а. Здесь отмечено, что петли M-H не могут подвергаться воздействию чистого азота N ₂ . и атмосферы чистого аргона Ar (данные здесь не приводятся). После введения H ₂ , петля M-H значительно изменяется, и ось легкого намагничивания смещается от направления вне плоскости, показывая большое поле насыщения вне плоскости магнитной кривой. Обнаружено, что поле насыщения увеличивается с увеличением H ₂ концентрация. Образец демонстрирует отличную чувствительность к водороду при небольшом приложенном магнитном поле (<30 Э). На рисунке 4b показаны петли M-H, измеренные в атмосфере воздуха до и после добавления H ₂ . . Видно, что цикл M-H вернулся в исходное состояние после удаления H ₂ . Как показано на рис. 4c, M _r уменьшается с 123,15 до 30,75 emu / cm ³ (уменьшено на 75%), а поле насыщенности (H _k ) увеличивается с 5,5 до 18 Э с увеличением H ₂ концентрация от 0 до 5%.

Внеплоскостные петли M-H для пленок Ta / Pd / CFMS (2.3 нм) / MgO (1.3 нм) / Pd, отожженных при 300 ° C. а Под H ₂ введение. б Сравнение после удаления H ₂ . c Зависимость M _r и H _k на H ₂ концентрация

На рисунке 5 показана зависимость холловского сопротивления от времени для H ₂ . абсорбция и десорбция в Ta / Pd / CFMS (2.3 нм) / MgO (1.3 нм) / Pd, отожженном при 300 ° C. Как показано на рис. 5, H ₂ скорость абсорбции выше, чем скорость десорбции. Холловское сопротивление постепенно увеличивалось до насыщения через 70 мин после воздействия H ₂ . . Однако, введя N ₂ чтобы исключить H ₂ , удельное сопротивление Холла уменьшается только на 60% из-за недесорбированного H ₂ . Удельное сопротивление Холла быстро увеличивалось / уменьшалось в начале (первые 10 мин) под действием H ₂ поглощение / десорбция, поскольку сопротивление Холла в основном связано с магнитным слоем (CoFeMnSi). Таким образом, можно сделать вывод, что изменения удельного сопротивления в начале в основном происходят из-за межфазных изменений между слоями Pd и CoFeMnSi из-за H ₂ абсорбция / десорбция. Изменение удельного сопротивления на более позднем этапе может быть собственными изменениями многослойных пленок из-за поглощенного H ₂ . По сравнению с рис. 4b, магнитное обнаружение многослойных пленок может быть очень воспроизводимым благодаря хорошему восстановлению магнитных характеристик по сравнению с изменениями удельного сопротивления.

Зависимость холловского сопротивления от времени при H ₂ абсорбция и десорбция для пленок Ta / Pd / CFMS (2.3 нм) / MgO (1.3 нм) / Pd, отожженных при 300 ° C

Как упоминалось выше, магнитное изменение, вызванное гидрированием, в основном происходит из-за напряжения, действующего на пленку с H ₂ поглощение Pd в системе Ta / Pd / CFMS (2.3 нм) / MgO (1.3 нм) / Pd [19]. Известно, что Pd является эффективным катализатором диссоциации молекулы водорода [4]. Молекулы водорода адсорбируются и диссоциируют на атомы водорода на поверхности слоя Pd. Решетка Pd может быть расширена за счет поглощения атомов водорода [20], которые, в свою очередь, создают растягивающее напряжение в соседнем слое MgO и CFMS, что приводит к контролируемому магнетизму CoFeMnSi. После разряда H ₂ , атомы водорода могут ускользать с поверхности мембраны Pd [21], вызывая восстановление магнитных характеристик.