Физика металлов и металловедение, 2021, T. 122, № 6, стр. 581-587
Формирование однонаправленной магнитной анизотропии в спиновом клапане, содержащем слой Dy
Л. И. Наумова a, Р. С. Заворницын a, *, М. А. Миляев a, М. В. Макарова a, В. В. Проглядо a, В. В. Устинов a
a Институт физики металлов УрО РАН
620108 Екатеринбург, ул. С. Ковалевской, 18, Россия
* E-mail: zavornitsyn@imp.uran.ru
Поступила в редакцию 18.12.2020
После доработки 27.01.2021
Принята к публикации 01.02.2021
Аннотация
Исследована зависимость температуры Нееля от толщины нанослоя диспрозия. Показано, что температурный интервал, в котором происходит переход от парамагнитного к антиферромагнитному состоянию зависит от микроструктуры и толщины слоя диспрозия. Спиновые клапаны на основе сплава CoFe с диспрозием в качестве антиферромагнитного слоя изготовлены магнетронным напылением. Показано, что однонаправленная анизотропия формируется в интерфейсе CoFe/Dy. Направление поля обменного сдвига зависит от направления магнитного момента слоя CoFe при формировании обменного взаимодействия.
ВВЕДЕНИЕ
Исследование магнетизма наноструктур, содержащих слои редкоземельных (RE) и переходных (TM) металлов, перспективно для создания новых магнитных материалов [1–5].
Редкоземельный металл диспрозий обладает гексагональной плотноупакованной (ГПУ) структурой. Температура Кюри Dy составляет TС = 85 К. В температурном интервале TC – TN, где TN ≈ 179 K – температура Нееля, наблюдается геликоидальная магнитная структура [6]. В геликоидальной фазе результирующий момент каждой базисной плоскости ГПУ-решетки подвернут на некоторый угол относительно момента в соседней базисной плоскости.
Переход парамагнетик–антиферромагнетик является переходом второго рода. В работе [7] сообщается о существовании антиферромагнитных кластеров в матрице парамагнитной фазы. Количество и размер кластеров уменьшается с ростом температуры, и парамагнитная фаза становится гомогенной при температуре на 30–50 K выше TN. Вышеперечисленные значения характерны для объемного диспрозия в отсутствие внешнего магнитного поля.
С уменьшением толщины слоя диспрозия в составе наноструктур TN уменьшается [8], а значение среднего угла поворота между магнитными моментами в геликоиде увеличивается [9].
В составе наноструктур между слоями RE и TM формируется антиферромагнитное обменное взаимодействие и возникает поле обменного сдвига, действующее в температурном интервале существования антиферромагнитной фазы [10–12].
В работах [13, 14] мы оценивали изменение угла между магнитными моментами на границах слоя диспрозия в составе спинового клапана.
По данным работ [11, 15, 16], на границе RE и TM за счет диффузии возникает интерфейсная область, в которой образуются аморфные соединения, обладающие высокой TС и большой дисперсией осей анизотропии [1, 17].
В данной работе мы исследуем особенности формирования обменного сдвига в интерфейсе CoFe/Dy в составе спинового клапана.
ЭКСПЕРИМЕНТ
Спиновые клапаны (Ni80Fe20)60Cr40(5)/ Co90Fe10(4.5)/Cu(4)/Co90Fe10(2)/Dy(tDy1)/Ta(6), где tDy1 = 20, 30, 40, 50 и 60 нм и структуры Co90Fe10(2)/Dy(tDy2)/Ta(6), где tDy2 = 15, 20, 30, 50, 70, 90 и 150 нм получены магнетронным напылением на подложках из стекла в магнитном поле 80 Э, приложенном в плоскости подложки. Здесь и далее толщины слоев приведены в скобках в нанометрах. В спиновых клапанах толщина соседнего с Dy слоя CoFe выбрана малой (2 нм), так как при уменьшении толщины закрепленного слоя поле обменного сдвига увеличивается [18].
Сопротивление измеряли четырехконтактным способом при протекании тока в плоскости пленки на образцах размером 2 × 8 мм с напыленными при помощи маски медными контактными площадками. Сформированная при напылении ось легкого намагничивания (ОЛН) направлена параллельно короткой стороне образца. Магнитное поле при охлаждении и измерении было направлено вдоль ОЛН перпендикулярно направлению тока. Полевые и температурные зависимости сопротивления получены в интервале температур 85–293 K. Магнитосопротивление определяли как ΔR/Rs= [(R(H) – Rs)/Rs], где R(H) – сопротивление образца в магнитном поле, Rs – сопротивление в поле насыщения. В тех случаях, когда магнитное насыщение достигнуто не было, в частности при T ≤ 243 K, магнитосопротивление рассчитывалось относительно сопротивления в максимальном приложенном при измерении магнитном поле ±18 кЭ.
Исследования микроструктуры проведены с помощью рентгеновской дифракции в излучении CoKα.
Интерфейсная область CoFe/Dy увеличивается со временем из-за диффузии. Для минимизации толщины интерфейса измерения проводили в течение 10 дней после изготовления.
РЕЗУЛЬТАТЫ И ОБСУЖДЕНИЕ
Исследования микроструктуры. На рис. 1 показаны дифрактограммы, полученные для наноструктуры CoFe/Dy/Ta и спинового клапана NiFeCr/CoFe/Cu/CoFe/Dy/Ta. Для спинового клапана самый интенсивный пик относится к семейству плоскостей (111) гранецентрированной кубической (ГЦК) решетки. Пик является общим для Cu и CoFe из-за близости параметров ГЦК структуры. Отсутствие остальных характерных пиков свидетельствует об аксиальной текстуре 〈111〉 в слоях Cu и CoFe. Пик (111) окружен сателлитами. Такие сателлиты появляются при малом рассогласовании кристаллической решетки слоев и высоком совершенстве интерфейсов в CoFe/Cu/CoFe части наноструктуры, ответственной за спин-зависимое рассеяние электронов [19, 20].
Остальные рефлексы на дифрактограмме спинового клапана получены от ГПУ-структуры поликристаллического слоя Dy. Текстурные исследования показали, что ширина на полувысоте (FWHM) кривой качания (ω-скан) вокруг пика (0002) составляет 17°. Таким образом, слой Dy является поликристаллическим и обладает слабовыраженной текстурой 〈0002〉.
В структурах CoFe/Dy/Ta, как и в спиновом клапане, слой Dy напыляли на CoFe и покрывали защитным слоем Ta. Все рефлексы дифрактограммах наноструктур с tDy = 30–150 нм относятся к ГПУ Dy. Для образца с толщиной слоя диспрозия tDy = 20 нм имеется дополнительный пик (отмечен стрелкой на рис. 1), расположенный между (10-10) и (0002) Dy. Этот пик по положению совпадает с рефлексом (11-22) гексагональной структуры интерметаллического соединения Dy2Co8.5Fe8.5 [21].
Появление дополнительного пика обусловлено тем что при уменьшении номинальной толщины tDy, соотношение между толщиной интерфейса CoFe/Dy и толщиной диспрозия растет.
Текстурные исследования показали, что при увеличении tDy FWHM кривой качания вокруг пика (0002) уменьшается (рис. 2), т.е. текстура 〈0002〉 становится более совершенной.
Температура формирования антиферромагнитного упорядочения в нанослое диспрозия. Все температурные зависимости сопротивления, полученные для CoFe/Dy(tDy2)/Ta, имеют характерный перегиб, идентифицирующий переход парамагнетик–антиферромагнетик [6, 21]. На рис. 3 в качестве примера показана температурная зависимость электросопротивления и производной электросопротивления по температуре для структуры CoFe/Dy(70)/Ta. Разница между температурами T1 и T2, соответствующими локальным максимуму и минимуму на R(T), характеризует температурный интервал, в котором происходит магнитный фазовый переход. Вероятно, в этом температурном интервале магнитная структура диспрозия представлена антиферромагнитными кластерами внутри матрицы парамагнитной фазы [7]. Оценка TN произведена по минимуму производной dR/dT (рис. 3).
На рис. 4 показаны зависимости TN, T1 и T2 от толщины слоя Dy. С уменьшением tDy2 температура Нееля уменьшается, что согласуется с результатами, полученными в работах [13, 14].
Величина температурного интервала (ΔТперехода), в котором происходит магнитный переход, сложным образом зависит от толщины слоя диспрозия (рис. 5). При уменьшении tDy2 от 150 до 30 нм ΔТперехода увеличивается, а при дальнейшем уменьшении tDy2 от 30 до 15 нм – уменьшается. Мы полагаем, что такой характер зависимости обусловлен следующим. Фазовый переход парамагнетик – антиферромагнетик происходит в определенном температурном интервале, величина которого определяется конкуренцией двух факторов – совершенством кристаллической текстуры и соотношением количества атомов на поверхности и в объеме слоя. При уменьшении толщины Dy текстура 〈0002〉 становится менее совершенной (рис. 2) и ∆Tперехода увеличивается. При толщине Dy меньше 30 нм существенным становится увеличение доли поверхностных атомов в слое диспрозия. В интерфейсе CoFe/Dy магнитные моменты атомов диспрозия упорядочены антиферромагнитным обменом с атомами ТМ, магнитный порядок устанавливается для меньшего количества атомов, и ∆Tперехода уменьшается.
Однонаправленная анизотропия в спиновом клапане на основе диспрозия. В спиновых клапанах слой диспрозия имеет то же окружение, что и в исследованных трехслойных структурах CoFe/Dy/Ta (рис. 6).
Свободный слой CoFe отделен слоем Cu от соседствующего с диспрозием референтного слоя. Сопротивление наноструктуры зависит от угла (φ) между магнитными моментами свободного (MF) и референтного (MR) слоев. Мы предполагаем, что при переходе парамагнетик–антиферромагнетик в интерфейсе CoFe/Dy формируется антиферромагнитное обменное взаимодействие и возникает эффективное обменное поле Hex. Оно действует на MR, и появляется однонаправленная анизотропия, характеризуемая осью однонаправленной анизотропии (ООА). Появление однонаправленной анизотропии меняет форму магниторезистивной кривой.
Полевые зависимости магнитосопротивления были измерены для спиновых клапанов с толщиной слоя диспрозия 20, 30, 50 и 60 нм. Спиновый клапан охлаждали в магнитном поле 20 Э до температуры 85 К, затем измеряли полевые зависимости магнитосопротивления при фиксированных температурах из интервала 85–293 К в диапазоне полей –18–18 кЭ. На рис. 7 для примера показаны некоторые магниторезистивные кривые, полученные для спинового клапана со слоем диспрозия толщиной 30 нм. При T = 293 K величина максимального магнитосопротивления мала из-за того, что толщина слоев CoFe/Cu/CoFe, ответственных за спин-зависимое рассеяние мала по сравнению с толщиной слоя Dy. С понижением температуры вклад спин-независимого рассеяния уменьшается и магнитосопротивление растет. Для всех исследованных образцов на магниторезистивных кривых полученных при T ≤ 243 K магнитное насыщение достигнуто не было. Известно [6], что для поликристаллического диспрозия энергия одноосной магнитокристаллической анизотропии велика и магнитное насыщение не достигается даже при 80 кЭ. Важно отметить, что для исследуемых наноструктур увеличение поля насыщения происходит, когда слой диспрозия еще находится в парамагнитном состоянии, в частности при T ≈ 243 К. Вероятно, это связано с тем, что сплав Co–Fe–Dy в интерфейсе CoFe/Dy переходит в ферромагнитное состояние. При температурах ниже точки Кюри сплава Co–Fe–Dy референтный магнитный слой становится двойным, поэтому отсутствие магнитного насыщения и монотонное изменение магнитосопротивления под действием магнитного поля может быть связано с выстраиванием локальных магнитных моментов в Co–Fe–Dy вдоль направления поля. Показанные на рис. 7 магниторезистивные кривые отражают характерную для всех спиновых клапанов тенденцию изменения формы ΔR/Rs(H) зависимости при изменении температуры.
Все магниторезистивные кривые, измеренные при T < T2 (рис. 3, 4), имеют признаки однонаправленной анизотропии. Например, зависимости ΔR/Rs(H), измеренные при T = 85 и 153 K (рис. 7), несимметричны относительно H = 0.
Резкий скачок магнитосопротивления в области малых полей происходит их-за поворота MF. Отметим, что при изменении поля от +H до –H и от –H до +H сопротивление резко возрастает и падает, соответственно. Такая форма зависимости ΔR/Rs(H) в малых полях характерна для обменно-связанных спиновых клапанов.
При T > T2 признаки однонаправленной анизотропии исчезают. В частности, магниторезистивные кривые, измеренные при T = 203 K, симметричны относительно H = 0 (рис. 7).
Для спиновых клапанов с разной толщиной слоя диспрозия получены схожие наборы ΔR/Rs(H) зависимостей и замечена одна и та же тенденция изменения формы магниторезистивной кривой в зависимости от температуры измерения.
Вероятно, закрепление магнитного момента референтного слоя реализуется за счет обменного взаимодействия в интерфейсе Co–Fe–Dy, однако для формирования однонаправленной анизотропии остальная часть слоя диспрозия должна находиться в антиферромагнитном состоянии.
Формирование различных направлений ООА. Используем полевую зависимость магнитосопротивления для получения информации об изменении направления MF и MR при перемагничивании спиновых клапанов.
Рассмотрим, как происходит перемагничивание прилежащего к диспрозию слоя CoFe до и после формирования однонаправленной анизотропии, на примере спинового клапана с толщиной слоя диспрозия tDy = 20 нм. На рис. 8 показаны полевые зависимости магнитосопротивления, измеренные при T = 203 и 113 К, т.е. при температурах выше и ниже TN (рис. 4). Более крутые участки на магниторезистивных кривых (рис. 8) соответствуют повороту MF, а на более пологих изменение сопротивления происходит из-за поворота MR.
При изменении поля от +H до –H не видно качественного различия в характере ΔR/Rs(H) зависимостей, измеренных при T = 203 и 113 К (незаполненные символы на рис. 8). Однако, когда поле изменяется от –H до +H (заполненные символы на рис. 8), при T = 203 К перемагничивание свободного слоя сопровождается резким увеличением сопротивления, а при T = 113 К – резким уменьшением.
Интерпретируя полевые зависимости сопротивления при изменении поля от –H до +H, можно предположить следующее. При T = 203 К в момент поворота MF проекция MR на положительное направление поля отрицательна. При повороте MF его проекция меняется с отрицательной на положительную, угол между MF и MR увеличивается и сопротивление резко возрастает. Температура 113 К соответствует полностью сформированной антиферромагнитной фазе, и к моменту переворота MF магнитный момент MR уже направлен так, что его проекция на положительное направление поля положительна, так как на MR действует эффективное поле обменного сдвига Hex (рис. 8). В этом случае при перемагничивании свободного слоя угол между MF и MR уменьшается и сопротивление резко падает. Поле Hex появляется при переходе Dy в антиферромагнитное состояние. Формируется однонаправленная анизотропия, и магниторезистивная кривая становится несимметричной.
При температурах, соответствующих начальному этапу формирования антиферромагнитного упорядочения в Dy (рис. 4) и однонаправленной анизотропии в спиновом клапане, полевые зависимости магнитосопротивления имели характерный вид, показанный на рис. 9. При повышении температуры магниторезистивная кривая становится симметричной, а при понижении принимает характерный для спинового клапана вид. На начальном этапе формирования однонаправленная анизотропия проявляется лишь в различии максимального магнитосопротивления, измеренного в малом положительном и отрицательном поле (рис. 9), т.е. соответствующие максимумам на магниторезистивной кривой углы φ1 и φ2 не одинаковы. Это различие возникает потому, что эффективное обменное поле Hex способствует или препятствует повороту MR при изменении поля от +H до –H или от –H до +H, соответственно.
Для того чтобы выяснить, от чего зависит направление поля Hex и, соответственно, ООА, были проведены следующие эксперименты. Спиновые клапаны охлаждали от T > TN до T < TN, а именно, от 293 до 85 K, при различных фиксированных величинах магнитного поля. При переходе через TN происходило формирование однонаправленной анизотропии. Затем при T = 85 K измеряли полевую зависимость магнитосопротивления.
На рис. 10 показаны магниторезистивные кривые, измеренные при T = 85 K после охлаждения в полях 9 кЭ, 20 и 5 Э. Для получения поля 5 Э вначале было установлено поле –2 кЭ, а затем путем плавного уменьшения и изменения направления получили поле 5 Э, в котором провели охлаждение. Таким образом, поля величиной 9 кЭ и 20 Э соответствуют восходящей, а поле 5 Э – нисходящей ветви петли гистерезиса (рис. 9).
Магниторезистивные кривые, показанные на рис. 10а, 10б, имеют разную величину максимального магнитосопротивления. Это обусловлено тем, что после охлаждения в поле 9 кЭ поле Hex и ООА отклонены от Н на меньший угол, чем после охлаждения в поле 20 Э. Известно, что в спиновых клапанах магнитосопротивление максимально, если ООА || Н [23, 24]. Для спиновых клапанов, охлажденных в полях 9 кЭ и 20 Э, высокорезистивное состояние реализуется в области отрицательных полей, и проекция Hex на Н положительна (рис. 10а, 10б). Иначе выглядит магниторезистивная кривая, измеренная после охлаждения в поле 5 Э. В этом случае высокорезистивное состояние спинового клапана реализуется в области положительных полей и проекция Hex на Н отрицательна.
Важно отметить, что во всех трех случаях поле при охлаждении было направлено одинаково, однако в спиновых клапанах сформировались различные по направлению ООА. На рис. 9 показано, как меняется направление MR при перемагничивании спинового клапана на начальном этапе формирования антиферромагнитного упорядочения в Dy. В полях 9 кЭ и 20 Э проекция MR на Н положительна. Если в поле 5 Э прийти по нисходящей ветви, то проекция MR на Н отрицательна из-за гистерезиса перемагничивания. Таким образом, сформированные ООА направлены не вдоль приложенного при охлаждении поля, а сонаправлены с MR в момент формирования однонаправленной анизотропии (рис. 10, вставки).
ЗАКЛЮЧЕНИЕ
В спиновых клапанах и наноструктурах CoFe/Dy/Ta поликристаллический слой диспрозия обладает слабовыраженной текстурой 〈0002〉. Совершенство текстуры повышается с увеличением толщины слоя диспрозия.
С увеличением толщины диспрозия от 15 нм температура Нееля существенно возрастает, а при толщине слоя, превышающей 90 нм, зависимость становится более пологой. Температурный интервал, в котором происходит переход парамагнетик–антиферромагнетик, сложным образом зависит от толщины слоя Dy. Характер зависимости определяется конкуренцией совершенства кристаллической текстуры и соотношения между количеством атомов диспрозия на границе и в объеме слоя.
В интерфейсе CoFe/Dy в процессе фазового перехода парамагнетик – антиферромагнетик формируется однонаправленная анизотропия и возникает поле обменного сдвига. Направление поля обменного сдвига совпадает с направлением магнитного момента в соседнем с диспрозием слое CoFe при магнитном фазовом переходе.
Работа выполнена в рамках государственного задания МИНОБРНАУКИ (тема “Спин” ААААА18-118020290104-2) при частичной поддержке РФФИ (проект № 19-02-00057). Структурные исследования выполнены в ЦКП “Испытательный центр нанотехнологий и перспективных материалов” ИФМ УрО РАН.
Список литературы
Raasch D. Recording characteristics of Dy-FeCo based magneto-optical disks in comparison to other MO materials // IEEE Trans. on Magn. 1993. V. 29. № 1. P. 34–40.
Wochele R.E., Houten H., Duchateau J.P.W.B., Kloosterboer H.J.G., Verhoeven J.A.T., Vlimmeren R., Legierse P.E.J., Gravesteijn D.J., Wright C.D., Borg H.J., Heitmann H., Heemskerk J. Information storage materials, 2. Optical Recording // ULLMANN’S Encyclopedia of Industrial Chemistry. 2011. V. 19. P. 102–170.
Bouzigues C., Gacoin T., Alexandrou A. Biological applications of rare-earth based nanoparticles // ACS Nano. 2011. V. 5. № 11. P. 8488–8505.
Sabdenov Ch.K., Davydova M.D., Zvezdin K.A., Gorbunov D.I., Tereshina I.S., Andreev A.V., Zvezdin A.K. Magnetic-field induced phase transitions in intermetallic rare-earth ferrimagnets with a compensation point // Low Temp. Phys. 2017. V. 43. P. 551–558.
Scheunert G., Heinonen O., Hardeman R., Lapicki A., Gubbins M., Bowman R.M. A review of high magnetic moment thin films for microscale and nanotechnology applications // J. Appl. Phys. Rev. 2016. V. 3. P. 1–44.
Белов К.П., Левитин Р.З., Никитин С.А. Ферро- и антиферромагнетизм редкоземельных металлов // УФН. 1964. Т. 82. № 3. С. 449–498.
Chernyshov A.S., Tsokol A.O., Tishin A.M., Gschneidner K.A., Pecharsky V.K. Magnetic and magnetocaloric properties and the magnetic phase diagram of single-crystal dysprosium // Phys. Rev. B. 2005. V. 71. P. 184410(1–17).
Dumesnil K., Dufour C., Mangin Ph., Marchal G. Magnetic structure of dysprosium in epitaxial Dy films and in Dy/Er superlattices // Phys. Rev. B. 1996. V. 54. № 9. P. 6407–6420.
Dumesnil K., Dufour C., Mangin Ph., Marchal G., Hennon M. Magnetoelastic and exchange contributions to the helical-ferromagnetic transition in dysprosium epitaxial films // Europhys. Lett. 1995. V. 31. № 1. P. 43–48.
Fust S., Mukherjee S., Paul N., Stahn J., Kreuzpaintner W., Boni P., Paul A. Realizing topological stability of magnetic helices in exchange-coupled multilayers for all-spin-based system // Scientific Reports. 2016. V. 6. P. 33986(1–14).
Shan Z.C., Sellmyer D.J. Magnetism of rare-earth-transition-metal nanoscale multilayers // Phys. Rev. B. 1990. V. 42. № 16. P. 433–445.
Chen K., Lott D., Radu F., Choueikani F., Otero E., Ohresser P. Observation of an atomic exchange bias effect in DyCo4 film // Scientific Reports. 2015. V. 5. P. 18377(1–8).
Заворницын Р.С., Наумова Л.И., Миляев М.А., Макарова М.В., Криницина Т.П., Проглядо В.В., Устинов В.В. Неколлинеарное магнитное упорядочение в слое диспрозия и магнитотранспортные свойства спинового клапана, содержащего структуру CoFe/ Dy/CoFe // ФММ. 2020. Т. 121. № 7. С. 688–695.
Naumova L.I., Milyaev M.A., Zavornitsyn R.S., Krinitsyna T.P., Proglyado V.V., Ustinov V.V. Spin valve with a composite dysprosium-based pinned layer as a tool for determining Dy nanolayer helimagnetism // Current App. Phys. 2019. V. 19. P. 1252–1258.
Haskel D., Srajer G., Pollmann J., Lang J.C., Nelson C.S., Jiang J.S., Bader S.D. Enhanced interfacial magnetic coupling of Gd/Fe multilayers // Phys. Rev. Letters. 2001. V. 87. № 20. P. 1–4.
Наумова Л.И., Миляев М.А., Заворницын Р.С., Криницина Т.П., Чернышова Т.А., Проглядо В.В., Устинов В.В. Магнитотранспортные свойства псевдоспиновых клапанов CoFe/Cu/CoFe/Dy в условиях интердиффузии слоев диспрозия и ферромагнитного сплава CoFe // ФММ. 2019. Т. 120. № 5. С. 464–470.
Vas’kovskiy V.O., Adanakova O.A., Kudyukov E.V., Stepanova E.A., Rusalina A.S., and Balymov K.G. Magnetism of Dy–Co system amorphous films // AIP Conference Proceedings 2019. V. 2174. P. 020161-1–020161-5.
Kools J.C.S. Exchange-biased spin-valves for magnetic storage // IEEE Trans. Magn. 1996. V. 32. № 4. P. 3165–3184.
Milyaev M., Naumova L., Proglyado V., Krinitsina T., Bannikova N., Ustinov V. High GMR effect and perfect microstructure in CoFe/Cu multilayers // IEEE Trans. Magn. 2019. V. 55. № 4. P. 2300904(1–4).
Наумова Л.И., Миляев М.А., Заворницын Р.С., Павлова А.Ю., Максимова И.К., Криницина Т.П., Чернышова Т.А., Проглядо В.В., Устинов В.В. Высокочувствительные сенсорные элементы на основе спиновых клапанов с антиферромагнитным межслойным взаимодействием // ФММ. 2019. Т. 120. № 7. С. 710–716.
Radwanski R.J., Figiel H., Krop K., Warchol S. Spontaneous magnetostriction in Dy2(Fe1 –xCox)17 compounds // Solid State Comm. 1982. V. 41. № 12. P. 921–923.
Boys D.W., Legvold S. Thermal Conductivities and Lorenz Functions of Dy, Er, and Lu single crystals // Phys. Rev. 1968. V. 174. № 2. P. 377–384.
Labrune M., Kools J.C.S., Thiaville A. Magnetization rotation in spin-valve multilayers // JMMM. 1997. V. 171. P. 1–15.
Наумова Л.И., Миляев М.А., Чернышова Т.А., Проглядо В.В., Каменский И.Ю., Устинов В.В. Безгистерезисные спиновые клапаны с неколлинеарной конфигурацией магнитной анизотропии // ФТТ. 2014. Т. 56. № 6. С. 1082–1087.
Дополнительные материалы отсутствуют.
Инструменты
Физика металлов и металловедение