不同厚度Cr 中間層對Gd/FeCo 薄膜磁電阻效應轉變的影響*

張藝瑋 宋恒博 李小燕 孫麗? 劉曉瑩 寇朝霞 張棟 費紅陽 趙志斌 翟亞

1)(海南師范大學物理與電子工程學院,海口 571158)

2)(東南大學物理學院,南京 211189)

3)(聊城大學物理科學與信息工程學院,聊城 252059)

磁電阻作為表征自旋閥結構最具代表性的特征之一,是研究多層膜層間耦合作用的重要研究手段.稀土/磁性過渡金屬通過耦合和界面效應誘導室溫下稀土具有磁性,插入中間非磁金屬層通過調控層間耦合作用實現自旋閥結構將有利于拓展稀土在自旋電子學領域的應用.通過分析具有不同Cr 層厚度(tCr)的Gd(4 nm)/Cr(tCr)/FeCo(5 nm)三層膜室溫下面內磁電阻效應,本文研究了薄膜的層間耦合和界面效應.研究發現,相對于FeCo 薄膜,Gd/FeCo 薄膜表現出更為明顯的各向異性磁電阻.Cr 的插入使得電流垂直于磁場時的磁電阻在低場峰值位置處出現一極小值,且這個極小值隨著tCr 的增加變得更加明顯.當tCr=3 nm 時,幾乎完全表現為負自旋閥磁電阻效應.FeCo 層與Cr/Gd 形成的不同的自旋散射不對稱是產生這一負自旋閥磁電阻效應的主要原因.電流平行于磁場時磁電阻峰值隨tCr 的振蕩和低溫下的磁滯回線證實了低溫和室溫下層間耦合的存在.

1 引言

隨著技術水平的不斷提高,被稱為“工業維生素”的稀土(RE)元素在各個領域的潛力不斷被發掘,部分稀土元素被視為高科技領域極具價值的添加劑.與軌道矩淬滅的磁性過渡金屬(TM)相比,稀土元素因其具有強的自旋-軌道耦合和豐富的磁結構被廣泛用于摻雜或與磁性TM 及合金構成多層膜結構以探索具有獨特性質的自旋電子學材料.例如稀土摻雜磁性薄膜,研究表明稀土元素在薄膜微觀結構[1-3]、矯頑力[4-7]、磁各向異性[8-12]、磁補償點[13-17]和動態特性[18-22]等方面發揮重要作用;甚至有報道利用稀土達到改變磁性氧化物薄膜的結構、磁性和電學性質的目的[23-29].對于由稀土和磁性TM 構成的多層膜結構,受層間耦合影響的微觀結構、靜態和動態磁性被廣泛研究[30-35].同時在磁性TM/稀土構成的多層膜結構中,利用稀土與磁性層間的層間耦合實現了對薄膜磁電阻(MR)的調控.如在Fe/Nd 多層膜中[36],MR 依賴于Nd 層厚度變化.在CoFe/Ag/CoFeGd 三層膜中[37],減小CoFe 層可以實現薄膜由各向異性磁電阻(AMR)到反向自旋閥MR 效應的轉變,其中CoFeGd 層中Gd 與FeCo 磁矩反平行排列和稀土Gd 在磁矩貢獻中的主導作用是出現反向自旋閥MR 的主要原因.近期報道的在磁性Fe 層和稀土Tb 層中間插入Cr 層構成的三層膜中,觀察到了Cr 中間非金屬層對三層膜MR 的調控,但在研究的Cr 層厚度范圍內(≤3.5 nm)薄膜一直都具有明顯的AMR 效應[38].

MR 與體中或鐵磁(FM)層界面處的傳導電子的自旋相關散射有關.在兩磁性層(FM1,FM2)之間插入非磁性金屬層(NM)的結構中,除了上面提到的CoFe/Ag/CoFeGd 三層膜中會產生反向自旋閥MR 外,FM 層不同的自旋散射不對稱性也是產生反向自旋閥效應的重要原因.散射的自旋不對稱性通常由α=D↓/D↑ 定義,其中D↑(D↓)是指與多數(少數)自旋平行的電子.在具有相同性質α的鐵磁層 FM1和FM2 的夾層系統中(不管α＞1 還是α＜1),FM1與FM2 磁矩反平行排列時的電阻大于平行排列時的電阻,這是正常的MR.另一方面,如果FM1 和FM2 的自旋不對稱性不同,比如FM1 的α1＞1(D1↓＞D1↑)和FM2 的α2＜1(D2↓＜D2↑),則FM1 中與多數自旋平行的電子散射弱,FM2 中與少數自旋平行的電子散射弱,因此FM1 與FM2 的磁矩反平行排列時的電阻小于平行排列時的電阻,可期望得到反向自旋閥MR.如George 等[39]在基于Fe/Cr/Fe/Cu/Fe/Cu 的多層上發現了較小的反向MR效應,其中FM1 是Fe 膜(α1＞1),FM2 是插入超薄Cr 膜的兩層 Fe 膜組成的系統(α2＜1).散射率中的D↑與費米能級處的態密度n↑(EF)(同樣D↓∝n↓(EF))成正比.體心立方結構的Fe自旋不對稱性相當弱,但在Fe/Cr 或Fe 與Cr 的合金化材料中[39],具有顯著增強的不對稱性,且α＜1.這種合金化引起的自旋不對稱性也是Renard等[40]在Fe1-xVx/Au/Co 三層膜中觀察到明顯的反向自旋閥MR 效應的原因,其中V 與Fe 的合金增強了費米面處明顯的自旋不對稱(α1＜1);鐵磁體Co,具有n↑(EF)＜n↓(EF),即α(Co)＞1.

Cr 磁矩與磁性TM 和RE 磁矩的反平行排列這一特殊的性質[41],使得在磁性TM 層和RE 層之間插入Cr 層,通過對界面效應和層間耦合作用的調控,將會得到有趣的MR 變化規律.考慮到Fe 可能具有較弱的自旋不對稱性,同時要使得薄膜具有較好的層間耦合效應,本文選擇的FM/NM/RE 結構中的FM 層為Fe70Co30薄膜(FeCo);RE層選擇居里溫度較高的Gd 層.盡管反向自旋閥效應不是一種新的物理現象,但在磁性層與稀土層構成的薄膜系統中研究這種MR 效應的轉變鮮見報道,得到的研究結果將有利于拓展稀土磁性多層膜在自旋電子學器件中的應用.

2 實驗方法

室溫下,利用高真空直流磁控濺射法制備了具有不同Cr 層厚度的Gd(4 nm)/Cr(tCr)/FeCo(5 nm)(tCr=0,1.0,1.5,2.0,2.5,3.0,3.5,4.0 nm)結構薄膜,如圖1(a)所示,其中以具有自然氧化層的Si(100)為襯底層.制備薄膜前分別利用去離子水、丙酮和酒精對Si 襯底進行超聲清洗.濺射背景真空度為1.2×10-5Pa,薄膜沉積過程中通Ar 氣至0.5 Pa.純度分別為 99.99%,99.95%和99.9%的Ta,FeCo 和Gd 靶,在30 W 的直流功率下,濺射速率分別為1.59,1.02 和1.15 ?/s(1 ?=10-10m).考慮到Cr 層厚度較薄,沉積Cr 用的濺射功率為10 W,對應的沉積速率為0.87 ?/s.上述所有樣品,均以2 nm 的Ta 作為緩沖層和覆蓋層.為了對比樣品的性質,在相同的對應條件下制備了FeCo(5 nm)和Gd(4 nm)薄膜,其中2 nm 的Ta 作為緩沖層和覆蓋層(以下分別稱為FeCo 和Gd).為研究稀土Gd 層的結晶,以相同的濺射條件在室溫下制備了厚度為50 nm Gd 層的Gd/Cr(1 nm)/FeCo(5 nm)薄膜.所有樣品均未進行退火處理.

本文利用波長為0.15418 nm 的Cu 靶Rigaku Ultima IV(185 mm)X 射線衍射(XRD)進行薄膜結構的表征,薄膜樣品水平放置,X 射線發生器掃描樣品.室溫下對磁滯回線和四探針法MR 的測量,是采用帶有MR 選件的Lakeshore 7404 振動樣品磁強計,外加磁場施加在薄膜平面內.薄膜MR 的測量中電流分別施加在薄膜平面內平行和垂直外加場方向.低溫磁滯回線的測量采用超導量子干涉儀.

3 實驗結果與討論

3.1 室溫下的結構和基本磁性

圖1(b)和圖1(c)分別顯示了FeCo 薄膜和Gd(4 nm)/Cr(1 nm)/FeCo(5 nm)三層薄膜的XRD圖譜.如圖1(b)所示,44.9°的衍射峰是體心立方結構FeCo 合金的(110)衍射峰,隨著Cr 層的插入,Cr(210)(2θ=44.10°)衍射峰與FeCo(110)衍射峰疊加而難以分辨.考慮到薄膜厚度較薄,此處觀察到的衍射峰增強,除與兩個峰值的疊加有關之外,還可能與薄膜結構及其他外部條件的微小擾動有關.此外,Gd(4 nm)/Cr(1 nm)/FeCo(5 nm)薄膜在約30°位置可觀察Gd 衍射包(圖1(c)),并且此衍射包的形狀與生長在2 nm Ta 緩沖層的相同厚度的Gd 薄膜類似,表明較薄的Gd 層不利于結晶.這可以通過在具有較厚Gd 層的Gd(50 nm)/Cr(1 nm)/FeCo(5 nm)的 XRD 圖譜得到證實,如圖1(d)所示.Gd 層較厚時,可觀察到明顯的Gd密堆六方(HCP)(002)的衍射峰和較弱的面心立方(FCC)(111)衍射峰共存,與報道的室溫下在SiO2襯底上生長的Ta(5 nm)/Gd(50 nm)/Ta(5 nm)薄膜[42]具有相似的結論,相對強度較小的FCC(111)衍射峰,影響因素很可能是濺射速率、薄膜厚度和襯底等.

圖1 (a)Si(100)襯底上生長的Gd/Cr/FeCo 結構示意圖,2 nm Ta 作為保護層和緩沖層;(b)-(d)FeCo(5 nm)薄膜和不同厚度Gd 層的Gd/Cr(1 nm)/FeCo(5 nm)薄膜的 XRD圖譜(圖1(c)插圖是Ta(2 nm)/Gd(4 nm)/Ta(2 nm)薄膜的Gd 衍射峰)Fig.1.(a)Schematic diagram of the film structure for Gd/Cr/FeCo on Si(100)with Ta(2 nm)as the capping layer and buffering layer;(b)-(d)XRD patterns for the FeCo(5 nm)and Gd/Cr(1 nm)/FeCo(5 nm)films with different thickness of Gd layer.(The inset of Fig. 1(c)shows the diffraction peak of Gd for Ta(2 nm)/Gd(4 nm)/Ta(2 nm)film).

圖2(a)-(c)顯示了具有代表性的薄膜樣品的磁滯回線,磁場(H)沿著膜面,可以看出,隨著Cr的插入以及Cr 厚度的增加,雖然Gd/FeCo 薄膜具有更好的矩形度,但磁滯回線的形狀沒有出現明顯的變化.圖2(d)實心圓是薄膜矯頑力(Hc)隨Cr 層厚度的變化規律: 當Cr 厚度為1 nm 時,薄膜具有最小的Hc,且小于FeCo 薄膜的數值;隨著Cr 厚度的增加,薄膜Hc逐漸增大,可能與隨著Cr 層厚度的增加Cr 層界面逐漸得到改善,進而使得層間耦合增強有關.這與之前報道的隨著 Cr 層厚度從2 nm 增加到4 nm,出現更光滑的Cr/Fe表面相對應[38].從磁滯回線得到的薄膜單位面積的飽和磁化強度(Ms)隨Cr 層厚度的變化規律將在3.2 節討論.

圖2 (a)-(c)具有代表性的薄膜在室溫下的面內磁滯回線;(d)室溫和 5 K 下不同厚度 Cr 層的Gd(4 nm)/Cr(tCr)/FeCo(5 nm)薄膜的矯頑力Hc,為便于比較,其中包含FeCo 薄膜室溫下的矯頑力,實線只是用來觀察變化趨勢Fig.2.(a)-(c)Typical in-plane magnetization hysteresis loops for films at room temperature;(d)the coercivity Hc of Gd(4 nm)/Cr(tCr)/FeCo(5 nm)films with different thickness of Cr layer at room temperature and 5 K,and the coercivity of FeCo film also presented for comparison.The solid lines only guide to the eye in panel(d).

3.2 室溫下的MR

利用四探針法測量得到了室溫下薄膜電阻率隨磁場H的變化情況,其中外加磁場沿薄膜平面,最大值為100 mT,電流分別沿著平行磁場方向和垂直磁場方向.根據Δρ/ρ=[ρ(H)-ρ(100)]/ρ(100),得出了不同Cr 厚度薄膜樣品的MR 隨磁場的變化情況,其中ρ(100)是外加場為100 mT 時對應的樣品電阻率.圖3 是電流沿著薄膜面內且垂直外加磁場方向時(即I⊥H)不同Cr 厚度薄膜樣品的MR,其電流與磁場方向的示意圖如圖3(a)右上角插圖所示.圖4 是電流平行外加磁場方向時(I//H)不同Cr 厚度薄膜樣品的MR,其電流與磁場方向的示意圖如圖4(a)左邊插圖所示.由圖3(a)和圖4(a)可知,FeCo 薄膜在I⊥H和I//H時具有相反的MR 隨磁場的變化規律,即AMR 的特征,這主要源于自旋-軌道相互作用導致的傳導電子的各向異性散射[43].隨著Gd 的加入,薄膜仍表現出AMR 的特征,且與FeCo 薄膜比較,Gd/FeCo 薄膜表現出的AMR 更明顯,這表明Gd 的加入有利于增強薄膜的AMR 效應.

圖3 室溫且I⊥H 時,FeCo 薄膜(a)和不同Cr 厚度Gd(4 nm)/Cr(tCr)/FeCo(5 nm)薄膜(b)-(h)的MR 隨磁場的變化(a)FeCo;(b)tCr=0;(c)tCr=1.0 nm;(d)tCr=1.5 nm;(e)tCr=2.0 nm;(f)tCr=2.5 nm;(g)tCr=3.0 nm;(h)tCr=3.5 nm(圖3(a)右上角插圖表示電流方向垂直于磁場方向,磁場沿著薄膜平面內;實心點表示磁場下降的分支,空心點表示磁場上升的分支;其余插圖均為對應陰影部分的放大圖)Fig.3.Variation of MR with the magnetic field for(a)FeCo film and(b)-(h)Gd(4 nm)/Cr(tCr)/FeCo(5 nm)films with different thickness of Cr at the room temperature and I⊥H:(a)FeCo film;(b)tCr=0;(c)tCr=1.0 nm;(d)tCr=1.5 nm;(e)tCr=2.0 nm;(f)tCr=2.5 nm;(g)tCr=3.0 nm;(h)tCr=3.5 nm(The current direction is perpendicular to the direction of magnetic field,and the magnetic field is along the in-plane of the film,as shown in top-right of Fig.3(a).Solid dots indicate downwards branches,open dots indicate upwards branches.The other insets are the enlarged images of the corresponding shaded parts).

有趣的是,隨著Cr 中間層的插入,當I⊥H時,Δρ/ρ曲線在峰值的中間出現了極小值,且這一極小值隨著Cr 層厚度的增加而逐漸明顯,當Cr 層厚度為2 nm 時只剩一很小的峰值,這一很小的峰值在tCr≥3 nm 時幾乎完全消失.由此可以看出,隨著Cr 的插入,Gd/Cr/FeCo 三層膜出現了AMR和負自旋閥MR 效應共存的現象,這在以往研究的Tb/Cr/Fe 中并未觀察到[38].出現此現象的原因與CoFe/Ag/CoFeGd 三層膜中[37]的負自旋閥MR效應的原因不同,因為Cr 層的插入阻止了FeCoGd層的形成,雖然在Gd/FeCo 界面會因為界面滲入形成FeCoGd 合金,但在加入Cr 后勢必會阻擋此合金的形成,而不會隨著Cr 厚度的增加負自旋閥MR 效應更明顯.其原因可能是Cr 層的插入,使得Cr/Gd 界面形成合金,從而形成α＜1 的磁性層.雖然Gd 的居里溫度較低,但Cr 厚度較薄時,由于界面層間耦合相互作用可提高其居里溫度使其室溫下具有磁性,如Tb/Cr 多層膜[44].相對于FeCo 層的α＞1[40],這種不同的自旋散射不對稱性將會使得界面合金層的磁矩與FeCo 薄膜的磁矩反平行時MR 變小,于是出現了MR 在矯頑力附近的極小值.在Cr 層較薄時,界面較少的合金和未連續的Cr 中間層,出現了AMR 效應與反向自旋閥MR 效應共存的現象.隨著Cr 層厚度的增加,更多合金層的形成和連續Cr 層的形成使得矯頑力附近的極小值越明顯,與圖5 中室溫下薄膜單位面積Ms在tCr=1 nm 時開始逐漸減小的規律一致,說明在Cr 厚度較薄時,合金的形成導致磁化強度的減小作用大于層間耦合的增強作用.直到Cr 層厚度為3 nm 時,負自旋閥效應幾乎完全掩蓋了FeCo 薄膜的AMR 效應,與圖5 中當Cr厚度大于2.5 nm 時,單位面積的Ms不再減小,而是有增加的趨勢相對應.表明因層間耦合增強誘導形成的FeCo 磁矩與Gd 磁矩的平行排列[41]超過了界面合金化導致的Ms的減小,同時歸功于Cr層厚度的增加有利于高質量薄膜界面的形成.

圖5 室溫下電流方向平行于磁場方向時,MR 最大值(MRmax)和薄膜單位面積飽和磁化強度(Ms)與Cr 層厚度的變化關系Fig.5.Relationship of the maximum magnetoresistance(MRmax)with the configuration of current parallel to the magnetic field and saturation magnetization per unit area(Ms)to the film and the thickness of the Cr layer at room temperature.

Cr 層插入后復雜的界面效應和層間耦合,使得I//H時的MR 曲線似乎表現兩個不同的階段,低場范圍內(大概在-Hc-Hc)MR 隨磁場變化較快的部分和高場附近(數值大于Hc)的MR 隨磁場變化緩慢的部分,見圖4(c)-(h).在tCr=3 nm的薄膜中,低場范圍內變化較快的部分明顯減小,而高場部分緩慢增加的區域增大,這與I⊥H時的負自旋閥效應幾乎完全掩蓋與AMR 效應一致,即此時MR 隨磁場的變化與多層膜中磁化隨磁場反轉的復雜過程密切相關[45].

當I//H時,根據在矯頑力附近Δρ/ρ的最大值的絕對值(MRmax),得到了MRmax隨Cr 層厚度的變化規律,如圖5 所示.隨著Cr 層厚度的增加,得到的MRmax似乎呈振蕩趨勢.據報道,多層膜中的MR 效應與層間交換耦合密切相關.在FM/NM(如 Cr,Ru,Cu)和 FM/RE 多層膜[36,46-48]結構中,MR 是用來探索層間交換耦合的重要研究手段.例如在NiFe/Cr,Co/Cr,Fe/Cr,Co/Cu 和Co/Ru多層膜中觀察到MR 隨NM 或RE 層厚的振蕩現象,周期約為0.9-2.1 nm.最近在Tb/Cr/Fe 三層膜中也觀察到這一振蕩現象[38].由圖5 可知,隨著Cr 層厚度的增加,周期性振蕩的MRmax與振蕩的層間耦合密切相關,且隨著Cr 層厚度的增加,振蕩趨勢變緩,表明層間耦合作用逐漸減小.這一隨Cr 層厚度變化的MRmax,說明薄膜中的MR 雖然數值較小,但非正常MR.

3.3 低溫5 K 時的基本磁性

為進一步研究層間耦合,測量了低溫5 K 時薄膜的磁滯回線,如圖6 所示,磁場沿著膜面方向.其矯頑力隨Cr 層厚度的變化如圖2(d)的空心圓所示,低溫5 K 時的矯頑力與室溫時具有相似的變化趨勢,數值上除FeCo 薄膜外(低溫5 K 時,Hc=4.88 mT)均比室溫時較大,這與低溫下較大的層間耦合效應有關.隨著Cr 層的插入,薄膜的磁滯回線可以看成兩部分,中間矩形度較好的部分(圖6 中虛線框內)和磁化強度隨著磁場的增加而緩慢增加的部分(剩余部分).隨著Cr 層厚度的增加,中間部分占比逐漸減小,在tCr=2.5 nm 時達到最小,之后又迅速增大.

圖6 5 K 時,FeCo 薄膜(a)和不同Cr 厚度Gd(4 nm)/Cr(tCr)/FeCo(5 nm)薄膜(b)-(h)的面內磁滯回線(a)FeCo 薄膜;(b)tCr=0;(c)tCr=1.0 nm;(d)tCr=1.5 nm;(e)tCr=2.0 nm;(f)tCr=2.5 nm;(g)tCr=3.0 nm;(h)tCr=4.0 nm(虛線矩形方框是具有Cr 中間層薄膜的磁滯回線中矩形度較好的部分)Fig.6.In-plane magnetization hysteresis loops for(a)FeCo film and(b)-(h)Gd(4 nm)/Cr(tCr)/FeCo(5 nm)films with different thickness of 5 K:(a)FeCo film;(b)tCr=0;(c)tCr=1.0 nm;(d)tCr=1.5 nm;(e)tCr=2.0 nm;(f)tCr=2.5 nm;(g)tCr=3.0 nm;(h)tCr=4.0 nm(The easy magnetized parts are marked by rectangles in the hysteresis loop for films with Cr spacer layer).

利用高場下外延到零場得到的單位面積的Ms,可以得出中間比例所對應的單位面積的磁矩貢獻,如表1 所列.從表1 可以看出,雖然中間部分的占比隨著Cr 層厚度在變,但是它們對薄膜單位面積的磁矩貢獻(MFeCo)基本不變,且與測量的FeCo薄膜的數值((7.28±0.73)×10-4emu/cm2)相近.同時剩余部分單位面積飽和磁化強度的貢獻(M)隨著Cr 厚度的變化先逐漸增大,在tCr=2.5 nm 時,剩余部分的貢獻達到最大值,當tCr=3 nm 時迅速減小,tCr=4 nm 基本保持不變.因此,薄膜在低溫5 K 時的磁滯回線可以分為兩個階段的飽和:第一階段是FeCo 薄膜中靠近緩沖層部分的磁化過程,這一部分磁化矩形度較好;第二階段是由于界面效應形成的Gd/Cr/FeCo 三層膜的磁化過程,而這一部分可能會因為Gd/Cr/FeCo 層內不完美的鐵磁對齊使得磁化過程相對緩慢,飽和場相對較大.這也可以解釋室溫下MR 表現出的AMR 效應和負自旋閥MR 效應共存的現象.因此低溫下排除熱擾動的影響和稀土Gd 更強的磁性使得在磁滯回線中能更直觀地證明薄膜層間耦合和FeCo薄膜中靠近緩沖層的FeCo 層的存在.

表1 不同 Cr 層厚度的Gd/Cr/FeCo 薄膜在5 K 下的單位面積飽和磁化強度(MsLT)、5 K 下磁滯回線中間矩形度較好部分的磁矩(見圖6 矩形)占總薄膜磁矩的比例(R)、R 部分的磁矩(MFeCo)、磁滯回線中緩慢磁化部分對應的磁矩(M)Table 1. Saturation magnetization per area at 5 K(MsLT)for Gd/Cr/FeCo films with different thickness of Cr layer(tCr),the percentage(R)of the magnetic moment in the middle of the hysteresis loop with better squareness(represented by the rectangles in Fig.6)to the total magnetic moment at 5 K,the magnetic moment(MFeCo)of R,and the magnetic moment(M)in the slowly magnetized part of the hysteresis loop.

4 結論

利用高真空磁控濺射儀制備了不同Cr 厚度的Gd/Cr/FeCo 薄膜,在利用XRD 分析其結構的基礎上,重點研究了室溫下薄膜面內的MR 效應.結果發現,FeCo 薄膜表現出明顯的AMR 效應,且這種效應在加入Gd 后更加明顯.但隨著中間Cr層的插入,I⊥H時的MR 在低場附近峰值位置處出現一極小值,且這個極小值隨著Cr 層厚度的增加變得更加明顯.當tCr=3 nm 時在低場附近完全變為低電阻狀態.相似的現象也在Tb/Cr/FeCo薄膜中觀察到,結果將在后續的工作中報道.因此通過調整稀土Gd 層與磁性FeCo 層間的Cr 層厚度,實現了MR 由AMR 到負自旋閥MR 效應的逐漸轉變,得到了具有不同傳輸特性的薄膜樣品,尤其是負自旋閥效應的獲得,進一步拓寬了稀土在自旋電子器件-自旋閥中的應用.同時對比Tb/Cr/Fe 薄膜對于不同厚度的Cr 一直表現出明顯的AMR 效應,可以得出產生這一負自旋閥MR 效應的原因是靠近界面的FeCo 層和Gd/Cr 界面合金化形成的不同性質的自旋相關散射使得矯頑力附近處電阻變小,而高場時(磁矩平行排列)的電阻變大.I//H時的MR 隨Cr 層厚度的變化證明了Gd/Cr/FeCo 薄膜表現出的非正常MR 效應.低溫下較強的層間耦合使得磁滯回線的測量結果進一步證實了FeCo 層被分為極易磁化的靠近緩沖層的部分和由于層間耦合形成的磁化相對緩慢的Gd/Cr/FeCo 層.