Gallium arsenide with inclusions of ferromagnetic MnAs nanoclusters as a material for spintronics. Part 1.pdf Введение Разбавленные магнитные полупроводники (DMS) привлекают внимание исследователей как материал для создания приборов спинтроники. Ожидают, что сочетание полупроводниковых и магнитных свойств позволит получить новые функциональные возможности по сравнению с современными полупроводниковыми приборами: более высокое быстродействие, меньшее потребление энергии - и в результате создать многофункциональные устройства в области спиновой электроники, спиновой оптоэлектроники, квантовых компьютеров [1-6]. При этом ферромагнитные полупроводники должны сохранять ферромагнетизм при комнатной температуре и интегрироваться с материалами современной микроэлектроники, такими как Si, Ge, GaAs. Наиболее изученным из DMS является GaAs, легированный марганцем (GaMnAs). При этом он является одним из основных материалов современной микроэлектроники. Изучению GaMnAs посвящено значительное количество публикаций, в том числе ряд обзоров (например, [7-10]). Ферромагнитный GaMnAs впервые был получен группой Оно в 1996 г. методом низкотемпературной молекулярно-лучевой эпитаксии (LT MBE) и имел температуру Кюри TC = 110 К [11]. Довольно быстро TC DMS GaMnAs была повышена до 190 К [12]. Это было достигнуто за счет увеличения концентрации Mn в GaAs и проведения послеростовых термообработок. В настоящее время TC GaMnAs составляет около 200 К [7, 8]. DMS GaMnAs, содержащий однородно распределенные магнитные атомы Mn, стал модельной системой для целого класса DMS и его исследованию посвящено большое число работ [7-9, 13-15]. В некоторых ранних работах сообщалось о получении величины TC DMS GaMnAs выше комнатной температуры, но позднее было установлено, что это - результат образования в GaMnAs включений второй фазы, обладающей высокой TC. То, что GaMnAs может содержать нанопреципитаты MnAs, впервые было показано уже в 1996 г. [16, 17]. После того, как авторами работ [18, 19] было показано, что GaMnAs, содержащий нанопреципитаты MnAs, имеет высокую TC (вплоть до 360 К), стало ясно, что он имеет большие потенциальные возможности для спинтроники. Начались интенсивные исследования этого материала [20-22]. Изучению свойств GaMnAs, содержащего нанопреципитаты MnAs, посвящено значительное число работ, в том числе монографии [23, 24]. Следует отметить, что после них появилось много новых публикаций. Для получения DMS GaMnAs используют неравновесный процесс низкотемпературной молекулярно-лучевой эпитаксии с последующим низкотемпературным отжигом при 170-250 °C. Концентрация Mn может достигать 10% [25-27]. При этом атомы Mn равномерно распределяются в матрице GaAs. Отжиг при более высоких температурах (400-700 °C) приводит к образованию нанокластеров, беспорядочно расположенных в матрице в результате распада пересыщенного твердого раствора GaMnAs [3, 21, 22, 28]. На первых этапах исследования DMS GaMnAs образование кластеров в матрице GaMnAs происходило неконтролируемо. Позднее стали проводить целенаправленные исследования по разработке методов изготовления структур с кластерами в матрице GaMnAs. Включения второй фазы в матрице GaMnAs были получены разными методами: - низкотемпературной MBE с последующим отжигом [16, 18, 19, 29, 30-34]; - ионной имплантацией Mn с последующим отжигом [18, 19, 29, 31-39]; - металло-органической газофазовой эпитаксией (MOVPE ) [40, 41]; - лазерным осаждением [42-45]. В настоящем обзоре рассмотрено получение и магнитные свойства структур GaMnAs с включениями кластеров MnAs. Показано, что свойства структур GaMnAs могут изменяться в широких пределах за счет изменения размеров, формы и распределения включений в матрице. Исследованы структуры, полученные разными методами, и возможности их использования для создания приборов спинтроники. Обзор состоит из двух частей. В первой части рассмотрены свойства объемного MnAs, слоев GaMnAs с нанокластерами, полученных методом низкотемпературной молекулярно-лучевой эпитаксии с последующим отжигом, а также имплантацией марганца в GaAs с последующим отжигом. Во второй части представлены магнитные свойства слоев GaMnAs с включениями кластеров MnAs, полученными методом металлоорганической газофазовой эпитаксии (MOVPE), а также в процессе селективного MOVPE-роста. Приведены данные по гальвано-магнитным свойствам структур GaMnAs/MnAs и магнетоэлектронным приборам на основе GaMnAs с включениями кластеров MnAs. 1. Свойства объемного MnAs Прежде чем переходить к рассмотрению свойств тонких слоев GaMnAs с включениями второй фазы в матрице, рассмотрим магнитные свойства объемных кристаллов соединения MnAs и эпитаксиальных тонких пленок MnAs на GaAs. Соединение MnAs привлекает внимание исследователей со времени его открытия в начале 1900-х гг. [46, 47]. Интерес к исследованию этого материала усилился с тех пор, как его стали получать в форме эпитаксиальных тонких пленок на GaAs [48-50]. Интерес обусловлен тем, что он может быть использован в качестве материала для спинтроники, а также для изготовления магнитных рефрижераторов. Объемный MnAs может существовать в различных кристаллических структурах [51]. Ниже 313 К MnAs кристаллизуется в гексагональной структуре типа NiAs. Эта фаза ферромагнитная и имеет металлическую проводимость [52, 53]. Ее обычно обозначают как α-MnAs-фаза. При 313 К имеет место орторомбический переход [54, 55] с образованием β-MnAs-фазы типа MnP [48, 55]. С увеличением температуры до 398 К орторомбическая структура постепенно переходит в гексагональную типа NiAs [53, 55]. В [56] в объемном MnAs при температуре около 40 °C наблюдали переход α-MnAs низкотемпературной гексагональной структуры типа NiAs в неферромагнитный орторомбический β-MnAs, который сопровождался гигантским магнетокалорическим эффектом. В недавно опубликованной работе [57] в процессе реакции в твердой фазе получен объемный MnAs с добавкой сурьмы: твердый раствор MnAs1-xSbx состава x = 0.05-0.3. Введение Sb приводит к некоторому уменьшению температуры Кюри по мере увеличения концентрации Sb. Соединение MnAs в форме эпитаксиальных пленок на GaAs-подложках впервые получено группой Танака в 1994 г. [49-50]. Методом MBE получены ферромагнитные эпитаксиальные пленки MnAs толщиной 1.0-200 нм с температурой Кюри 40 °С. Авторы подчеркивают, что петли гистерезиса полученных пленок имеют совершенно квадратную форму, довольно высокое остаточное намагничивание и низкую коэрцитивную силу. В работе [58] получены пленки MnAs на полуизолирующих подложках GaAs. Пленки MnAs толщиной 20 нм выращивались методом MBE при разных температурах - от 200 до 600 °C. Пленки имеют гексагональную структуру. С увеличением температуры роста от 200 до 350 °C кристаллическая ориентация пленок изменяется от типа A дo типа B. Образцы типа А и В отличаются разной ориентацией гексагональных призм MnAs относительно поверхности. Температура Кюри образцов типа А составляла 318 К, типа В - 346 К. Образцы, выращенные при температуре выше 550 °С, имели полупроводниковую проводимость, при более низких - металлическую. На рис. 1 приведена температурная зависимость намагничивания для пленок MnAs, полученных при разных температурах. Как видно из рис. 1, температура Кюри образцов, выращенных при температурах более 350 °С, составляет около 350 К. Таким образом, температура роста играет важную роль в определении кристаллической структуры, магнитных и электрических свойств пленок MnAs на GaAs. Рис. 1. Температурная зависимость намагничивания, нормализованного к величине при 10 К, для пленок MnAs, полученных при разных температурах. Магнитное поле величиной 200 Э прикладывалось параллельно поверхности образца [58] В эпитаксиальных пленках MnAs на GaAs-подложках, так же как и в объемном MnAs, в зависимости от температуры могут существовать две кристаллические фазы [59-61]. По данным [60], переход ферромагнитной α-фазы в парамагнитную β-фазу происходит при температуре ~ 40 °C. В [49, 60] в интервале температур ~ 10-40 °C наблюдали сосуществование фаз в пленках MnAs разной толщины. Магнитные свойства эпитаксиальных пленок MnAs определяются толщиной пленки. Критической является минимальная толщина ~ 40 нм, в пленках меньшей толщины преобладает ферромагнитная α-фаза [ 60]. В [59] выращены пленки в форме полосок и обнаружено, что сокращение торцевых размеров микроструктур MnAs приводит к стабилизации α-фазы при комнатной температуре. По данным [61, 62], при температуре ниже 250 К пленки имеют ферромагнитную α-фазу, выше 325 К - парамагнитную β-фазу. В MnAs-слоях, выращенных методом MBE на GaAs [61, 63], наблюдается аномальный эффект Холла. Ферромагнитные пленки MnAs толщиной 150 нм, полученные методом MBE на GaAs-подложках, в которых наблюдалось сосуществование α- и β-фаз в интервале температур 280-320 К, подвергали облучению тяжелыми ионами [64]. Облучение приводило к созданию некоторых неоднородностей. При этом сосуществование α- и β-фаз сохранялось. 2. GaMnAs с нанокластерами, полученный методом низкотемпературной MBE с последующим отжигом В первых работах [16, 39, 65] по целенаправленному исследованию GaMnAs с нанокластерами отжиг слоев Ga1-x MnxAs (0.03 < x < 0.15), полученных низкотемпературной MBE, приводил к контролируемому образованию магнитных MnAs-нанокластеров. Температура отжига составляла 580-650 °C. Структура и магнитные свойства нанокластеров в значительной мере определялись концентрацией Mn и температурой отжига. Так, отжиг при 600 °C (3 мин) приводил к получению кластеров сферической формы диаметром около 5 нм и значительно повышенным насыщением намагничивания. Изучение магнитотранспортных свойств образцов Ga1-xMnxAs с включенными нанокластерами показало, что они обладают отрицательным магнетосопротивлением. В работе [19] образцы со слоями Ga0.924Mn0.076As толщиной 1 мкм, выращенные методом MBE при 250 °C на полуизолирующей подложке, отжигали при температуре 500 и 600 °С. Отжиг при 500 °C приводил к получению образцов GaMnAs с включениями MnAs, обладающих структурой цинковой обманки и температурой Кюри TC около 360 К, что выше, чем TC = 313 К тонких пленок гексагонального MnAs со структурой типа NiAs [19]. После отжига при 600 °C включения MnAs имели гексагональную структуру и TC несколько меньше, чем у образцов GaMnAs с включениями со структурой цинковой обманки. Температурная зависимость намагничивания образцов GaMnAs с включениями MnAs, обладающими гексагональной структурой и структурой цинковой обманки, а также неотожженных образцов приведена на рис. 2. Рис. 2. Температурная зависимость намагничивания образцов GaMnAs сразу после выращивания и отож¬жен¬ных при 500 °С (ZB-type - структура типа цинковой обманки) и 600 °С (NiAs-type) [19] В [66, 67] методом низкотемпературного MBE c последующим отжигом при 650 °C изготовлены образцы GaMnAs с включениями кластеров MnGaAs, обогащенных Mn с температурой Кюри около 360 К (концентрация Mn 4.5%). В работе [68] получены образцы GaMnAs с включениями MnAs разной кристаллической структуры. Слои Ga0.92Mn0.08As толщиной 0.8 мкм, выращенные методом MBE при 230 °C, отжигались в течение 30 мин при 500 и 600 °C. Включения MnAs как кубической, так и гексагональной структуры образуются уже при температуре отжига 500 °C. Отжиг при 600 °C приводит к тому, что количество гексагональных включений увеличивается, но еще при этом около 50% атомов Mn остается в кластерах кубической конфигурации. Ферромагнитные свойства образцов определяет фракция с гексагональной структурой. Таким образом, показано, что свойства образцов GaMnAs с включениями второй фазы можно изменять, контролируя температуру отжига, а также концентрацию атомов Mn. Оказывает влияние и наличие точечных дефектов в матрице. Авторы работ [29, 69] детально изучили структурные и магнитные свойства включений второй фазы в слоях GaMnAs, выращенных методом LT MBE при температуре 270 °C, а затем отож¬женных при умеренной (400 °C) и высокой (560 и 630 °C) температурах в течение 60 мин. Образование второй фазы начинается уже после отжига при 400 °C. Образуются включения GaMnAs, обогащенные Mn, нанометрового размера с кристаллической структурой цинковой обманки. При более высоких температурах происходит образование включений размером 5-15 нм. При низких концентрациях Mn (0.5%) и высоких температурах отжига (даже после отжига при 630 °C) образуются одновременно как кубические (цинковой обманки), так и гексагональные (типа NiAs ) нанокристаллы MnGaAs. Следует отметить, что в образцах с низкой концентрацией Mn, наряду с гексагональными нанокристаллами, происходит образование пор, ромбоэдрических и орторомбических кристаллов As. В образцах с высокой концентрацией Mn (2%) образовывались кубические и гексагональные нанокристаллы MnGaAs. При этом преципитаты As не наблюдались. В данной работе включения обозначают как MnGaAs, так как авторы считают, что вторая фаза может содержать наряду с атомами Mn и As также атомы Ga. Точное определение состава включений довольно затруднительно из-за их малых размеров и присутствия окружения матрицы GaAs. Наиболее вероятно, что включения представляют собой кристаллы MnAs с небольшим содержанием атомов Ga. Об этом свидетельствуют и ферромагнитные свойства (температура Кюри и коэрцитивная сила), которые близки к MnAs. GaMnAs c нанокластерами получен в процессе выращивания методом MBE при 210 °С и последующего отжига [70]. В процессе отжига тонких пленок GaMnAs толщиной 200 нм с концентрацией Mn, равной 6%, образовывались кластеры MnAs гексогональной структуры с металлической проводимостью, встроенные в матрицу GaAs высокого структурного совершенства p-типа проводимости. В [30] получена фазовая диаграмма GaMnAs, приведенная на рис. 3, которая в какой-то мере позволяет управлять процессом образования нанокластеров. Рис. 3. Фазовая диаграмма распада твердого раствора GaMnAs [30]. Кружками представлены экспериментальные значения температуры, при которой 2D-рост переходит в рост с включениями второй фазы В работе [71] получены образцы GaMnAs, выращенные методом низкотемпературной MBE и отожженные при 600 °C, которые имеют включения второй фазы: кластеры малых размеров (около 8 нм) и большие кластеры (размером 20 нм и более). Малые кластеры имеют кубическую структуру (цинковой обманки), как и матрица, в то время как большие кластеры имеют гексагональную структуру. На размер кластеров существенную роль оказывает начальная концентрация Mn. Малые кластеры обладают суперпарамагнитными свойствами, в то время как большие кластеры являются ферромагнитными, они и придают GaMnAs с включениями ферромагнитные свойства при комнатной температуре. В сравнительно недавно опубликованной статье [72] слои GaMnAs толщиной 1 мкм выращивали на полуизолирующих подложках GaAs методом MBE при высокой температуре - 530 °C. Концентрация Mn изменялась в диапазоне 1-20 aт.%. При таких условиях получения без дополнительного отжига происходило образование включений - нанокластеров во всем диапазоне концентраций Mn. Нанокластеры имели форму, близкую к прямоугольной. При этом в диапазоне концентраций 2-20 aт.% образцы обладали ферромагнитными свойствами при комнатной температуре. Петли гистерезиса при разных температурах для образцов с концентрацией Mn 20 aт.% представлены на рис. 4. Как видно из рис. 4, имеет место ферромагнитное поведение при температурах выше комнатной. Такое поведение может быть вызвано присутствием в GaMnAs преципитатов MnAs. Рис. 4. Петли гистерезиса при разных температурах для образцов с концентрацией Mn 20 aт.% [72] На рис. 5 приведена зависимость магнитного момента от температуры для образцов с концентрацией Mn 20 aт.%. Измерения проведены: FC - охлаждение осуществлено при величине магнитного поля 500 Э, ZFC - охлаждение при нулевом магнитном поле. Из рис. 5 следует, что температура Кюри этого образца составляет около 320 К, что близко к величине, приводимой для MnAs [72]. Рис. 5. Магнитный момент в зависимости от температуры для образцов с концентрацией Mn 20 aт.% [72]: FC - охлаждение при магнитном поле величиной 500 Э, ZFC - охлаждение при нулевом магнитном поле Методом MBE были выращены нанопроволоки с гетеропереходами (Ga,In)As/(Ga,Al)As/ (Ga,Mn)As/GaAs [73]. Термическая обработка приводит к образованию напряженных нанокристаллов MnAs. Механические напряжения нанокристаллов MnAs приводят к тому, что температура фазового перехода увеличивается с 313 К (присуща объемному MnAs) до 400 К. Сравнение магнитных свойств GaMnAs, содержащего нанокластеры MnAs гексагональной и кубической структуры, проведено на рис. 6 (петли гистерезиса при разных температурах) [18]. Как видно из рис. 6, гексагональные нанокластеры имеют TC = 318 К, близкую к объемному MnAs [18]. Аналогичные результаты получены в работах [19, 34, 36, 37]. Рис. 6. Петли гистерезиса при разных температурах GaMnAs, содержащего нанокластеры MnAs гексогональной структуры (a) и структуры цинковой обман¬ки (б) [18] GaMnAs с нанокластерами MnAs имеет TC больше, чем объемные кристаллы MnAs (TC = 318 К). Причиной увеличения TC GaMnAs с нанокластерами MnAs может быть остаточный Ga [17, 18, 65]. Другой причиной могут быть упругие напряжения, возникающие вблизи нанокластеров [18, 51, 74]. Увеличение TC также можно связать с большей кристаллической симметрией, которая приводит к большей плотности состояний и соответственно к повышенной TC [24]. При этом магнитными свойствами GaMnAs с нанокластерами можно управлять, изменяя условия получения нанокластеров. Образование нанокластеров в слоях GaMnAs, выращенных при низких температурах (250-350 °C) и отожженных при 500-650 °C, происходит даже при сравнительно низких концентрациях Mn [19, 74] . Для образования включений в слоях GaMnAs, полученных методом LT MBE при концентрации Mn около 1%, требуется температура отжига выше 350 °C, а при концентрации Mn около 10% достаточно температуры выше 200 °C [7, 11, 75]. Отжиг слоев Ga1-xMnxAs с малой концентрацией Mn (x ≤ 5%) при относительно низких температурах (TA ≤ 500 °C) приводит к образованию нанокластеров со структурой цинковой обманки диаметром 2-10 нм. Увеличение концентрации Mn (x ≥ 5%) и температуры отжига (TA ≥ 600 °C) приводит к образованию преимущественно нанокластеров с гексагональной структурой диаметром 20-50 нм [18, 19, 32, 34, 74, 76]. Наряду с нанокластерами возможно образование дефектов в виде пустот [29, 77]. Образующиеся кубические нанокластеры, которые имеют тетраэдрическую [18] или сферическую форму [19, 29, 32] с типичным диаметром 2-6 нм, сравнительно неустойчивы и могут трансформироваться во включения гексагональной структуры диаметром более 15 нм [29]. Следует отметить, что нанокластеры со структурой цинковой обманки малых размеров, которые обычно образуются при низких температурах отжига, когерентно встраиваются в матрицу (Ga,Mn)As и обладают полуметаллической проводимостью, что важно для применения такого материала в устройствах спинтроники [32, 77-79]. Таким образом, основной вывод из вышеприведенного: полученные методом LT MBE с последующим отжигом слои GaMnAs с нанокластерами имеют температуру Кюри выше комнатной (около 350 К). Это значительно выше TC DMS GaMnAs, которая составляет около 190 К. Температуру Кюри TC = 350 К имеют слои GaMnAs с нанокластерами MnAs со структурой цинковой обманки в матрице [18, 19], что значительно больше, чем у объемного или тонкопленочного MnAs c гексагональной структурой (TC = 318 К) [52, 80, 81]. 3. Получение нанокластеров имплантацией марганца в GaAs с последующим отжигом Получение нанокластеров в GaAs имплантацией Mn с последующим отжигом было впервые осуществлено Ши с сотрудниками в 1995 г. [17, 36]. По мнению авторов, включения представляли собой ферромагнитные частицы GaMn, имеющие субмикронные размеры. Включения ферромагнитных нанокластеров частиц MnAs методом ионной имплантации впервые получены Веллманом с сотр. [36]. Отжиг ионно-легированых марганцем образцов GaAs проводился при температурах от 600 до 920 °C. Нанокластеры имели средний диаметр 10 нм. Ферромагнитные нанокластеры MnAs большего размера (50-100 нм) получены тем же методом в работах [37, 82]. GaMnAs с кластерами, полученными при низкой температуре отжига, имел температуру Кюри TC = 320 К, при высокой - 360 К. Зависимость температуры Кюри от температуры отжига GaMnAs с нанокластерами приведена на рис. 7. Оптимальной является температура отжига 750 °C. Следует отметить, что TC объемных кристаллов MnAs ниже TC GaMnAs с нанокластерами, полученными при температуре отжига выше 750 °C. При этом температура Кюри кластеров MnGa составляет около 400 К [17], MnAs - TC = 318 К [36]. Рис. 7. Зависимость температуры Кюри от температуры отжига GaMnAs с нанокластерами [36] Ферромагнитные нанокластеры субмикронных размеров в GaAs получены имплантацией ионов Mn с энергией 200 кэВ дозой 2∙1016cм-2 с последующим быстрым термическим отжигом при 750-900 °C в течение 5-180 с [38]. По мнению авторов, происходило образование частиц как MnAs, так и MnGa. В [83] проведено систематическое исследование GaAs с ферромагнитными включениями нанокластеров MnAs, полученными имплантацией ионов Mn с энергией 90 кэВ, дозой (2-4)∙1016 см-2 c последующим микросекундным отжигом от импульсной лампы. Нанокластеры MnAs имели размер (150±50) нм. Температурная зависимость остаточного намагничивания образцов GaMnAs с нанокластерами MnAs приведена на рис. 8. Температура Кюри образцов G5 (получен облучением Mn дозой 2∙1016 см-2) и G6 (получен облучением Mn дозой 4∙1016 см-2) составляет 335 и 360 К соответственно. Как видно из рис. 8, температура Кюри образцов возрастает по мере увеличения концентрации Mn и дозы облучения светом [83]. Рис. 8. Температурная зависимость остаточного намагничивания образцов GaMnAs с нанокластерами MnAs. Образцы получены облучением дозой: G5 - 2∙1016 см-2, G6 - 4∙1016 см-2. Указана доза облучения светом [83] Фазовое разделении в слоях Ga1-xMnxAs, полученных ионной имплантацией Mn и последующим лазерным отжигом, наблюдали в работе [84]. Наличие нанообластей с более высокой концентрацией марганца и с большей температурой Кюри наблюдали по результатам исследований спектральных, температурных и полевых зависимостей экваториального эффекта Керра. Магнитные нанокластеры MnAs в GaMnAs получены имплантацией Mn+ с энергией 200 кэВ, дозами 5∙1015 и 5∙1016 cм2 и последующим кратковременным отжигом при 920 °C в течение 5 с [85]. Толщина легированных слоев при такой энергии ионов Mn составляет 100 нм. GaAs с нанокластерами обладает положительным магниторезистивным эффектом, который усиливается под действием освещения [85]. Имплантацией ионов Mn в полуизолирующий GaAs со сравнительно высокой энергией - 1 MэВ, дозой 3∙1015cм-2 и последующим отжигом при 800 °C получены ферромагнитные нанокластеры, встроенные в парамагнитную матрицу GaMnAs. Полученные образцы GaAs:Mn обладали значительным (~ 25%) положительным магнетосопротивлением [86]. Ионное легирование GaAs марганцем с последующим интенсивным лазерным отжигом, приводящим к расплавлению, не приводит к образованию включений второй фазы в ионно-легиро¬ванных слоях. Такой метод может быть альтернативой широко используемому методу LT MBE [87-90]. При этом данный метод приводит к образованию DMS, в котором отсутствуют атомы Mn в межузельном состоянии и As в антиструктурном состоянии, в отличие от DMS, полученном методом МЛЭ [88, 89]. Одним из методов получения слоев DMS GaMnAs является метод лазерного осаждения [42-45]. Слои, полученные этим методом, содержат ферромагнитные включения MnAs, которые в значительной мере определяют их свойства, в частности, сильный магнитооптический отклик при комнатной температуре. При этом магнитооптический отклик сильно зависит от размера включений MnAs [44, 45]. Заключение К настоящему времени в результате многочисленных экспериментальных исследований, выполненных разными авторами, показано, что температура Кюри GaMnAs с включениями нанокластеров MnAs составляет 350-360 К, что значительно выше, чем у разбавленного магнитного полупроводника GaMnAs, содержащего однородно распределенные атомы марганца (TC = 190 К). Получены ферромагнитные структуры с включениями нанокластеров в матрице GaMnAs с температурой Кюри выше комнатной. Ферромагнетизм таких структур определяют включения нанокластеров MnAs в матрице GaAs. Нанокластеры MnAs имеют размер от единиц до сотен нанометров в зависимости от метода и условий получения и форму, близкую к сферической или линзообразной. Размер нанокластеров и их расположение в матрице определяют магнитные свойства структур. Гибридные GaMnAs-структуры, содержащие ферромагнитные нанокластеры в матрице полупроводника, являются новым классом материалов для спинтроники и альтернативой разбавленным магнитным полупроводникам. Это отмечают авторы практически всех работ. Однако в экспериментальных результатах разных авторов есть расхождения, и для достижения уровня практического использования структур следует продолжать исследования в данном направлении.

Скачать электронную версию публикации