第三章 實驗與儀器介紹
4.3 穿隧磁阻分析
4.3.1 穿隧磁阻效應
這 節 主 要 討 論 不 同 絕 緣 層 厚 度 所 造 成 的 穿 隧 磁 阻 效 應 (tunneling magnetoresistance)，根據理論定義TMR% =𝑅↑↑𝑅−𝑅↑↓
↑↑ × 100%，R↑↑為兩鐵磁層磁矩排 列方向一致時的電阻，此時的外加磁場達到飽和場狀態，R↑↓為兩鐵磁層磁舉排列 方向相反時的電阻。將樣品五種樣品 MPMS 量測磁性和電性，外加磁場從+10000 Oe 掃描至-10000 Oe，再從-10000 Oe 掃至 10000 Oe，以求觀察到在矯頑場(coercive field)和飽和場(saturate field)時候的電阻狀態。討論在低溫 5 K 到室溫 300 K 的穿 隧磁阻變化。如圖 4.23 所示，為在 5 K 時外加磁場範圍+10000 Oe~-10000 Oe 時的
圖 4.22 各種不同絕緣層厚度樣品的電阻溫度變化圖
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磁阻與外加磁場關係，此時的 R↑↑為在 10000 Oe 時的電阻值。其中 S6 nm、S7 nm、
S8 nm、S9 nm 皆有明顯的磁阻變化，而 S4 nm 則未有顯著的磁阻變化率，造成 S4 nm 未有顯著的磁阻變化率之原因，推測應該是其絕緣層產生較多的缺陷(defect) 造成絕緣層中間形成孔洞(pin hole)，以至於上下兩層電極短路，因而沒有明顯的磁 阻變化。而樣品 S6 nm、S7 nm、S8 nm、S9 nm 因為其絕緣層確實有隔絕兩電極，
所以可以看出明顯的磁阻變化。
為了觀察到樣品的矯頑場，將磁場範圍調整到-1000 Oe~1000 Oe，溫度 5 K 時磁阻 對磁場(MR%-H)作圖如圖 4.24、圖 4.25 所示。從圖 4.24 可以比較薄膜和樣品 S4 nm 的磁阻變化，發現薄膜最高的磁阻為 0.09%，而樣品 S4 nm 的變化為 0.25%，雖然 兩者磁阻變化皆不顯著，但 S4 nm 樣品的磁阻變化仍較薄膜為高。如圖 4.25 所示，
可以觀察到 S7 nm 的最大磁阻變化率約有 73%，而 S6 nm 有 62%，S8 nm 有 55%、
S9 nm 只有 23%，將 5K 時最大磁阻變化率與絕緣層厚度作圖，如圖 4.26 所示，可 圖4.235K10000Oe~-10000Oe 樣品S6 nm、S7 nm、S8 nm、S9 nm
之穿隧磁阻-磁場關係圖
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以發現最大磁阻變化率 MRmax和絕緣層厚度 t 非線性的關係，為什麼磁阻變化率和 絕緣層厚度沒有一線性關係呢? 由 M. Tanaka 等人[24]的研究發現，磁阻變化率跟 膜厚不一定成反比關係，反而會有一絕緣層厚度 T 可以產生最大的磁阻變化率，
而 T 並非最厚也非最薄。原因為上下兩鐵磁層在非常靠近的時候會產生耦合 (coupling)現象，兩鐵磁層內的磁矩會互相影響(interaction)，改變其磁狀態，因此 造成磁阻變化率的改變。穿隧磁阻兩鐵磁層中就夾一層薄絕緣層，隨著絕緣層厚 度的改變，兩鐵磁層互相耦合的程度不同，因此直接影響電特性也不同。 另一個 原因為我們絕緣層 CeO2的粗糙度(roughness)1.7nm 所致，然而我們絕緣層厚度為 6 nm、7 nm、8 nm、9 nm，因此相差 1 nm 來做比較鑑別度不大，但如果我們用 6 nm 樣品和 8nm 樣品比較，7 nm 樣品和 9nm 樣品比較就可以觀察到絕緣層厚度變厚穿 隧磁阻效應越低。
圖 4.24 5 K 1000 Oe~-1000 Oe 樣品 S4 nm、單純薄膜之穿隧磁阻-磁場關係圖
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圖 4.25 5 K 1000 Oe~-1000 Oe 樣品 S6 nm、S7 nm、S8 nm、
S9 nm 之穿隧磁阻-磁場關係圖
圖 4.26 S4 nm、S6 nm、S7 nm、S8 nm、S9 nm 最大穿隧磁阻-絕緣層厚度關係圖
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然而為了觀察溫度對磁阻變化率的影響，我們將一系列的樣品都做了不同溫度的 最大磁阻變化率分析，如圖 4.27 所示，可以發現隨著溫度的升高，最大磁阻變化 率逐漸降低，造成溫度升高時穿隧磁阻變化率下降的因素有：1.高溫時熱擾動增加，
磁矩無法規律排列，因此兩電極的平行態(parallel state)和反平行態(anti parallel state) 較不明顯，使得穿隧磁阻變化率降低。2.溫度升高時，電子動能增加，穿隧效應發 生率變低，因此造成穿隧磁阻變化率降低。3.當溫度升高時，自旋電子通過位能障 壘(potential barrier)時容易和雜質碰撞而產生翻轉(flip)現象，使得通過位障的電子 數下降，因而造成穿隧磁阻變化率的降低。4.電子在磁穿隧接面(magnetic tunneling junction)傳輸時有兩種電流傳輸型態，一為自旋相依(spin dependence)的電子，其二 為非自旋相依的電子傳輸，其值得貢獻非常小，根據文獻[25]顯示兩種傳輸的電子 都會因為溫度的關係而下降，其中自旋相依電子隨溫度下降特別劇烈，因此導致 了穿隧磁阻降低。諸多文獻都顯示了溫度對於穿隧磁阻效應的影響確實顯著。
圖 4.27 樣品 S6 nm、S7 nm、S8 nm、S9 nm 最大穿隧磁阻-溫度關係圖
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4.3.2自旋極化率
由 Julliere model 得知由最大穿隧磁阻值可以得知材料的自旋即化率(spin polarization)：𝑇𝑀𝑅𝑚𝑎𝑥 =1−𝑃2𝑃1𝑃2
1𝑃2。當兩電極為同一材料時，稱為準自旋閥結構(pseudo spin valve)，可以經由 TMRmax值算出其自旋極化率 P。如圖 4.28 所示，為計算出 不同溫度的自旋極化率並作圖。TMRmax值計算方式為𝑇𝑀𝑅𝑚𝑎𝑥= 𝑅↑↑𝑅−𝑅↑↓
↑↑ ，R↑↑為平
行態時的電阻，此電阻值我們取飽和磁場(10000 Oe)時的電阻。
圖 4.28 樣品 S6 nm、S7 nm、S8 nm、S9 nm 自旋極化率-溫度關係圖
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由圖 4.27、圖 4.28 所示：不同溫度的自旋極化率(spin polarization)和不同溫度的磁 阻變化率圖是非常相似的，因為自旋極化率的計算和磁阻變化率息息相關。一系 列樣品自旋即化率最高的為樣品 S7 nm，約有 0.518，樣品 S6 nm 約有 0.489，樣品 S8 nm 為 0.467，樣品 S9 nm 為 0.277，如圖 4.29 所示。La0.7Sr0.3MnO3材料的理論 自旋即化率達 1(100%)伴隨著極大的磁阻變化率。而探討自旋極化率遠低於理論值 的原因，由於 Julliere model 的假設為自旋電子在傳輸的過程中不會削減(decay)或 翻轉(flip)，但實際上穿隧元件在鐵磁層和絕緣層的介面處，常會存有缺陷(defect) 使得自旋電子產生非彈性碰撞，因此失去極化方向，所以造成我們的元件自旋極 化率低於理論值。若是減少缺陷的發生，也可使自旋極化率更接近理論值。
圖 4.29 自旋極化率-樣品絕緣層厚度關係圖
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4.3.3磁阻變化率
此節我們將討論低場磁阻(low field magnetoresistance)。以期待可以發展出以龐 磁阻材料為主的磁性應用元件。低場的磁阻公式計算如下：MR% =𝑅(𝐻)−𝑅(0)𝑅(0) × 100%，R(0)為未加磁場時的電阻值。如圖 4.30 所示，在低磁場的磁阻是比較低的，
S6 nm 在低場時的磁阻只有 7.06%，S7 nm 約 3.63%，S4( 8nm)約 8.38%，S9 nm 約 2.07%，其值皆比加高場時的磁阻變化率來得低許多。將各樣品的低場磁阻和溫度 作圖，如圖 4.31 所示，可以觀察到隨溫度的上升，磁阻變化率約來越低，到達接 近室溫時幾乎就沒有磁阻變化率了，原因如前節所示，溫度效應會使磁矩產生熱 擾動，打亂磁矩的排列方向，造成磁阻變化率降低。而更多的證據顯示，影響鑭 系錳氧化物的低場磁阻變化率的最主要因素為薄膜的晶界(grain boundaries)多寡，
對於鑭系錳氧化物而言，電子在傳輸過程中遇到薄膜中的晶界時，會以穿隧 (tunneling)的方式通過，當晶界越多時磁區(magnetic domain)也越多，因此在低場 時穿隧所造成的磁阻變化效應就更加顯著。
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圖 4.30 樣品 S6 nm、S7 nm、S8 nm、S9 nm 低場磁場(LFMR)-磁場關係圖
圖 4.31 樣品 S6 nm、S7 nm、S8 nm、S9 nm 低場磁阻-溫度關係圖
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4.3.4 磁阻對磁場變化率
製作出磁性元件必須考慮到元件對磁場的敏感度(sensitivity)，稱為磁阻隨磁場 的變化率。對磁場反應越敏感的元件應用性就越高。因此我們元件製作完後必須 計算dMRdH值，由磁阻對外加磁場微分，可以得到磁阻對外加磁場變化率。磁阻 MR 值由公式計算可得到：MR% =𝑅(𝐻)−𝑅(0)𝑅(0) × 100% ，R(0)為未加磁場時的電阻值。
由圖 4.32 所示，可以發現，dMRdH值最大的為樣品 S6 nm 在 5 K 時，約為 0.061%/Oe，
而在溫度升高後對磁場敏度並沒有明顯下降，當溫度高於 100 K 後才有顯著下滑，
表示 S6 nm 樣品在 100 K 以下磁阻變化對磁場靈敏度是穩定的。而 S8 nm 樣品磁 場靈敏度對溫度呈線性關係。S9 nm 在 125 K 以下對磁場靈敏度雖然偏低但也較為 穩定。而先前磁阻變化率最大的樣品 S8 nm 則對磁場的敏感度並非最靈敏，顯示 出磁性元件對磁場的敏感度和其磁阻變化率並非呈線性關係，室溫時四個樣品的 變化率幾乎就沒有了。
圖 4.32 樣品 S6 nm、S7 nm、S8 nm、S9 nm 磁阻變化率-溫度關係圖
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在磁阻對磁場變化率(dMR/dH)的研究方面，雖然我們的變化率不及以傳統鐵 磁材料 CoFeB 為電極之 TMR 元件[26]，該元件之磁場敏感度可達 1%/Oe。但就相 同的錳氧化物材料來比較，有許多團隊利用混合化合物的方式，再錳氧化物中加 入其他的元素(MgO, CeO2…etc)，如 W. J. Lu 等人[27]的研究發現，在 LSMO 中添 加 ZrO2可使得低磁場磁阻效應增加，也可提升其對磁場的敏感度 dMR/dH(該團隊 做出此化合物對磁場敏感度最大值為在 150 K 有 0.6%/KOe)。也有團隊如 M. Bibes [28]等人利用雷射在 STO 基板上面製作陣列圖形再沉積 LSMO 薄膜，此時 LSMO 薄膜和 STO 因為介面(interface)的效應會增加其低磁場磁阻，最高的低磁場磁阻為 10%， 對磁場敏感度 dMR/dH 在 70K 時有 0.006%/ Oe。根據上述顯示，雖然目前 有諸多方法改善鑭系錳樣化物之磁特性與電特性，但製作成 TMR 元件其對磁場敏 感度是較高的，也有較高的磁阻效應。
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