濺射功率對Co2MnSi合金薄膜結(jié)構(gòu)及磁性能的影響

董 碩，蘇少堅，莊鳳江，周麗春，金福江，王 可（通訊作者）

（華僑大學(xué) 福建 廈門 361021）

1 引言

半金屬鐵磁性材料因其理論上在費米面處具有100%的自旋極化率[1]，使其在磁隧道結(jié)(MTJ)、磁隨機(jī)存儲器(MRAM)等自旋電子器件中有著廣闊的應(yīng)用前景。其中，全Heusler合金CMS因為具有相對較高的居里溫度(985K)，而有可能發(fā)展成為在室溫下有應(yīng)用價值的一類新型半金屬材料[2]。2013年，Pandey等[3]通過紫外光電子能譜觀察到了CMS薄膜高達(dá)93%的自旋極化率。截至目前，在對CMS/MgO隧道結(jié)的研究當(dāng)中，利用外延生長MgO制備的CMS/MgO隧道結(jié)在室溫下(290K)最高實現(xiàn)了354%的隧穿磁電阻(TMR)率[4]。進(jìn)一步提高CMS/MgO隧道結(jié)在室溫下的TMR效應(yīng)成為了CMS薄膜在MTJ和MRAM中應(yīng)用的關(guān)鍵。因此，在CMS薄膜制備工藝方面取得突破，以獲得高性能的表面和界面薄膜材料成為解決這類問題的方向之一[5]。文章采用不同的濺射功率制備了CMS薄膜，分析了濺射功率對CMS薄膜的結(jié)構(gòu)及磁性能的影響。

2 樣品的制備與測試

成膜設(shè)備為沈科儀(中國科學(xué)院沈陽科學(xué)儀器股份有限公司)的JGP560C磁控濺射沉積系統(tǒng)，其本底真空度為6.67×10-6Pa，靶基距為6.5cm。實驗選用的均是直徑為兩英寸的靶材，工作氣體為純度高于99.999%的氬氣。常溫下，在Si(100)基片上制備了結(jié)構(gòu)為Si(substrate)/Ta/MgO/CMS/Ta的樣品，如圖1所示。各膜層的生長條件如表1所示。所得薄膜在10-4Pa的高真空環(huán)境中于不同溫度下進(jìn)行1h退火處理。

圖1 多層膜結(jié)構(gòu)圖

表1 各膜層的制備參數(shù)

利用美國Microsense公司的EZ9振動樣品磁強(qiáng)計測量樣品的熱磁特性以及不同退火溫度下的磁特性；利用日本Rigaku公司的X射線粉末衍射儀分析不同溫度退火處理后的樣品的結(jié)構(gòu)特性。

3 實驗結(jié)果分析

3.1 沉積速率及熱磁特性分析

圖2給出了CMS薄膜的沉積速率隨濺射功率變化的關(guān)系圖。可以看出，在10W～44W功率范圍內(nèi)，隨著濺射功率的升高，CMS薄膜的沉積速率從0.7?/s逐漸增大到3.02?/s。增大濺射功率有利于增大入射粒子撞擊靶材的能量，促使靶材的濺射產(chǎn)額增加，薄膜沉積速率加快。濺射功率分別為20W、30W和40W時，對應(yīng)CMS薄膜的沉積速率依次為 1.52?/s，2.15?/s 和 2.80?/s。

圖2 CMS薄膜沉積速率對濺射功率變化關(guān)系圖

圖3是不同功率制備樣品的熱磁特性曲線。測量時，外加平行于膜面2000Oe的磁場，以流動氬氣作保護(hù)氣體，以25℃/min的速率將樣品從常溫均勻加熱到700℃，然后再冷卻至常溫。分別測得不同功率制備樣品的歸一化飽和磁化強(qiáng)度Ms/M0(M0為樣品在沉積態(tài)時的飽和磁化強(qiáng)度)隨溫度變化關(guān)系。

可以觀察到，沉積態(tài)的薄膜均為弱磁性。在升溫的初始階段，三種功率制備樣品的Ms/M0均隨著加熱溫度的升高單調(diào)減小。當(dāng)樣品被加熱至400℃以上時，三種薄膜的Ms/M0均迅速增大，薄膜由弱磁性向強(qiáng)磁性轉(zhuǎn)變。原因是在加熱升溫的過程中，薄膜發(fā)生了晶化，這將在隨后的XRD衍射圖譜中得到印證。與此同時，在飽和磁化強(qiáng)度上升的階段，我們還觀察到40W功率制備薄膜的斜率最大達(dá)到了29.23emu/℃；而20W和30W功率制備薄膜的最大斜率分別為2.15emu/℃和8.58emu/℃，說明較高功率制備薄膜的磁轉(zhuǎn)變發(fā)生的越迅速。進(jìn)一步升高溫度至700℃的過程中，除了20W功率制備薄膜的Ms/M0出現(xiàn)了小幅度的增大以外，30W和40W功率制備薄膜的Ms/M0均逐漸減小。這是由于加熱溫度升高使得原子熱運(yùn)動加劇，原子磁矩的無序傾向增大，導(dǎo)致薄膜的飽和磁化強(qiáng)度下降。

薄膜樣品從700℃冷卻至常溫的過程中，由于溫度效應(yīng)的影響減弱，薄膜的Ms/M0均顯著增大。插圖為薄膜在沉積態(tài)以及經(jīng)VSM加熱冷卻后的歸一化磁滯回線，可以看出，冷卻后的CMS薄膜為強(qiáng)磁性。

圖3 三種功率制備的樣品的飽和磁化強(qiáng)度隨溫度變化圖

3.2 退火后的結(jié)構(gòu)特性以及磁特性分析

為了進(jìn)一步地了解CMS薄膜的結(jié)構(gòu)特性以及磁特性，我們將薄膜于高真空環(huán)境中進(jìn)行了不同溫度的退火處理，分別測得了三種功率制備樣品的XRD衍射圖譜(如圖3所示)；以及剩磁比(Mr/Ms)和矯頑力(Hc)隨退火溫度變化關(guān)系圖(如圖4所示)。

通過圖4的XRD衍射圖譜可以觀察到，沉積態(tài)的薄膜均為非晶薄膜，這與之前所報導(dǎo)的利用磁控濺射法制備類似多元合金薄膜的結(jié)果相一致。在圖4(a)中，20W功率制備的薄膜經(jīng)過500℃退火處理后，在45.6°附近出現(xiàn)了一個晶化峰，該峰可指定為CMSHeusler相(220)峰。20W功率制備的薄膜退火后由于形成的CMS晶粒尺寸較小，CMS(220)峰強(qiáng)度較弱，因此只有在較高的溫度下退火處理后才能觀察到明顯的晶化峰。在圖4(b)和圖4(c)中，400℃退火處理后，30W和40W功率制備的薄膜中均出現(xiàn)了CMS(220)峰，表明薄膜經(jīng)400℃退火后開始晶化。在圖3的熱磁性能中表現(xiàn)為，當(dāng)加熱溫度高于400℃時，薄膜發(fā)生了由弱磁性向強(qiáng)磁性的轉(zhuǎn)變。隨著退火溫度升高到600℃，CMS(220)峰的強(qiáng)度逐漸增大，峰寬變窄，薄膜的晶粒尺寸逐漸增大。然而將退火溫度提升至700℃后，三種薄膜的CMS(220)峰均減弱或消失，并且觀察到了一個44.4°的衍射峰。通過比對PDF-2004(卡片號：15-0806和05-0727)，該衍射峰可指定為面心立方Co(111)峰或六角Co(0002)峰。說明退火溫度過高破壞了已形成的CMS晶粒的有序結(jié)構(gòu)。

圖4 三種功率制備樣品的XRD衍射圖：

圖5(a)和圖5(b)分別為三種功率制備樣品的剩磁比(Mr/Ms)及矯頑力(Hc)隨退火溫度變化系圖。圖5(a)中，三種樣品的Mr/Ms隨著退火溫度的升高呈現(xiàn)出先增大后減小的趨勢。當(dāng)退火溫度達(dá)到400℃時，樣品的Mr/Ms均明顯增大。由圖4的XRD衍射圖譜可知，薄膜經(jīng)400℃退火處理后開始發(fā)生晶化。隨著退火溫度升高到600℃，相同溫度點下30W功率制備樣品的Mr/Ms均比另外兩種樣品的大(均大于0.8)，Hc均比另外兩種樣品的小(如圖5(b)所示)。因此就退火后薄膜磁滯回線的矩形度而言，30W功率制備的薄膜較好。進(jìn)一步對薄膜進(jìn)行700℃退火處理，三種功率制備樣品的Mr/Ms均明顯減小。原因是過高的退火溫度使得晶粒的有序結(jié)構(gòu)被破壞，在圖4的XRD衍射圖譜中表現(xiàn)為樣品經(jīng)700℃退火后，CMS(220)峰均減弱或消失。

在圖5(b)中，當(dāng)退火溫度高于500℃時，20W功率制備薄膜的Hc迅速增大；而30W和40W功率制備的薄膜在600℃以后退火后才出現(xiàn)類似的變化。這是由于薄膜經(jīng)過熱處理后，晶粒尺寸增大，晶粒間的耦合作用增強(qiáng)，Hc增大。在XRD衍射圖譜中表現(xiàn)為隨著退火溫度升高，三種功率制備薄膜的CMS(220)峰的峰高增強(qiáng)，半峰寬變窄。

圖5 不同退火溫度樣品的剩磁比和矯頑力曲線

4 結(jié)語

常溫下，采用了直流磁控濺射的方式成功制備了濺射功率為20W、30W和40W的非晶Co2MnSi薄膜。熱磁分析發(fā)現(xiàn)，當(dāng)熱處理溫度大于400℃時，薄膜由弱磁性轉(zhuǎn)變?yōu)閺?qiáng)磁性；并且濺射功率越大的薄膜，磁轉(zhuǎn)變發(fā)生的越迅速。XRD結(jié)果表明，薄膜在400℃退火時發(fā)生了晶化，說明薄膜磁特性的轉(zhuǎn)變是由薄膜結(jié)構(gòu)變化所引起；其中20W功率制備的樣品由于晶粒尺寸較小，衍射出的CMS(220)峰強(qiáng)度較弱。薄膜退火后的磁特性分析發(fā)現(xiàn)，相對于其他兩種樣品，30W功率制備薄膜的磁滯回線具有較高的剩磁比和較小的矯頑力，說明適當(dāng)?shù)臑R射功率有利于制備軟磁性能較好的薄膜。

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