Pt/GdFeCo/Pt多層膜的磁性和反?；魻栃?yīng)研究

張 偉， 陳翰韜， 張伶育， 全志勇

(山西師范大學(xué) 化學(xué)與材料科學(xué)學(xué)院， 臨汾 041004)

1 引 言

隨著大數(shù)據(jù)、云計算、物聯(lián)網(wǎng)以及人工智能等新技術(shù)的快速崛起，人們對信息的存儲、傳輸、處理等提出更高要求，這就需要微電子器件能夠具有更高的集成密度、更低的驅(qū)動功耗和更快的響應(yīng)速度.可同時利用電子自旋和電荷屬性的自旋電子器件被認為是下一代信息存儲和邏輯計算的最優(yōu)方案之一[1,2].基于強自旋軌道耦合(SOC)效應(yīng)的自旋軌道轉(zhuǎn)矩磁性隨機存儲器(SOT-MRAM)成為最具代表性的一類新型自旋存儲器件，由于其具有高速度、低功耗、抗輻射以及非易失等諸多優(yōu)異特性，近幾年引起人們的廣泛關(guān)注[3]；獲得垂直磁各向異性(PMA)的磁性薄膜材料是構(gòu)建良好性能SOT-MRAM的重要一步.與面內(nèi)磁各向異性(IMA)相比，具有PMA的磁性器件單元更有利于獲得高熱穩(wěn)定性和低臨界翻轉(zhuǎn)電流密度[4].通常，磁性薄膜材料要實現(xiàn)PMA主要采用三種體系：(i)重金屬/鐵磁金屬(HM/FM)異質(zhì)結(jié)[5].利用FM 3d和HM 5d軌道之間存在的較強雜化作用，有效增加界面FM的SOC，進而誘導(dǎo)出界面PMA，例如Pt/Co異質(zhì)結(jié)；(ii)FM/氧化物體系[6,7].通過FM/氧化物界面處FM 3d與O 2p軌道雜化以及界面對稱性破缺產(chǎn)生界面PMA，例如CoFeB/MgO異質(zhì)結(jié)；(iii)磁性多層膜體系[8-10].利用FM層間界面各向異性、磁性金屬3d軌道電子態(tài)密度分布以及界面應(yīng)力等因素誘導(dǎo)界面PMA，例如Co/Ni磁性多層膜.

稀土-過渡金屬(RE-TM)亞鐵磁合金由于具有反鐵磁耦合的兩種不等價子晶格自旋而表現(xiàn)出諸多豐富的物理性質(zhì)，在熱輔助磁記錄、高密度低功率自旋電子器件以及邏輯存儲器等領(lǐng)域表現(xiàn)出潛在的應(yīng)用前景[11,12].RE-TM合金有很多特點：(i)合金中TM(Fe，Co)子晶格磁矩與RE(Tb，Dy，Gd)子晶格磁矩反平行排列[12,13]，通過調(diào)控TM和RE的含量可以獲得凈磁矩為零的磁矩補償點(TM，反鐵磁態(tài))，而在TM附近RE-TM合金的磁矩通常遠小于FM；(ii)對于含有對稱S態(tài)RE元素的RE-TM合金，由于其RE離子局域各向異性較弱而導(dǎo)致薄膜為軟磁性(矯頑力通常小于100 Oe)[14]；(iii)RE-TM亞鐵磁合金還具有體PMA特性，由于RE周圍最近鄰的面內(nèi)離子會多于垂直面內(nèi)的離子，致使RE的4f電子與周圍離子之間的靜電相互作用存在各向異性，導(dǎo)致垂直方向的單軸各向異性[15].以上這些亞鐵磁材料特性可有效提高薄膜的熱穩(wěn)定性，同時降低磁化翻轉(zhuǎn)的臨界驅(qū)動電流密度，可見，具有PMA特性的RE-TM薄膜對研發(fā)低功耗SOT-MRAM具有重要意義.

GdFeCo是RE-TM合金中具有代表性的軟磁性亞鐵磁材料，其磁性能主要取決于Gd和FeCo成分比.通常，GdFeCo薄膜制備過程中可通過改變靶材中Gd含量來控制薄膜的飽和磁化強度(Ms)和矯頑力(Hc)等物理量[16,17]；同時，人們還發(fā)現(xiàn)實驗制備參數(shù)(如濺射氣壓、濺射功率等)對薄膜磁性能有較大影響，在濺射過程中，RE和TM原子濃度會受到氣體分散效應(yīng)的顯著影響，導(dǎo)致薄膜組成和磁性發(fā)生明顯變化[18,19].本文中，我們采用磁控濺射制備了不同厚度GdFeCo層的Pt/GdFeCo/Pt多層膜，通過重金屬提供界面SOC以及亞鐵磁薄膜面內(nèi)壓應(yīng)力，成功誘導(dǎo)出具有PMA的亞鐵磁多層膜，并研究了其磁性和反常霍爾效應(yīng)的主導(dǎo)機制以及TM(反鐵磁態(tài))隨溫度的變化關(guān)系.這些結(jié)果對開發(fā)新型低功耗自旋電子器件具有一定指導(dǎo)意義.

2 實 驗

采用超高真空磁控濺射系統(tǒng)(生長室本底真空優(yōu)于4.0 × 10-8Pa)，在熱氧化的Si基片上室溫生長了一系列不同GdFeCo厚度的Ta(3 nm)/Pt(5 nm)/GdFeCo(t)/Pt(3 nm)多層膜(簡寫為Pt/GdFeCo(t)/Pt).實驗前對熱氧化的Si基片進行前期處理，依次使用丙酮、乙醇、超純水分別超聲洗滌10分鐘并用氮氣吹干至基片表面潔凈.濺射靶材為純度為99.99%的GdFeCo合金靶，濺射所用Ar氣純度為99.999%，靶基距為25 cm.為保證薄膜均勻性，濺射過程中設(shè)置基片自傳速度為15 r/min.實驗中首先在基片上生長3 nm的Ta層作為緩沖層(濺射功率為20 W，濺射壓強為0.22 Pa)，隨后沉積5 nm的重金屬Pt層(濺射功率為15 W，濺射氣壓為0.22 Pa)，然后，生長厚度分別為2.0 nm，3.2 nm，4.0 nm和4.8 nm的GdFeCo層(濺射功率均為20 W，濺射氣壓均為2.4 Pa)，最后在GdFeCo層上覆蓋3 nm的Pt層，以防止磁性層氧化.制備的薄膜通過原子力顯微鏡(AFM)和X射線粉末衍射儀(XRD)進行表面形貌及結(jié)構(gòu)分析；通過超導(dǎo)量子干涉儀(SQUID)進行磁性能表征；利用微納加工工藝把薄膜樣品加工成寬度為10 μm的Hall bar器件單元，采用綜合物性測量系統(tǒng)(PPMS)進行電輸運測試.

3 結(jié)果與討論

3.1 亞鐵磁厚度對多層膜結(jié)構(gòu)和形貌的影響

對四種不同GdFeCo厚度(2.0 nm，3.2 nm，4.0 nm，4.8 nm)的Pt/GdFeCo(t)/Pt多層膜采用XRD進行結(jié)構(gòu)表征.圖1為GdFeCo厚度為3.2 nm和4.0 nm多層膜的XRD圖譜，由圖可見，僅在39.8°附近出現(xiàn)了Pt (111)取向特征衍射峰，其他峰位與基片峰完全一致，沒有出現(xiàn)任何GdFeCo衍射峰；同樣GdFeCo層厚度為2.0 nm和4.8 nm多層膜的XRD圖譜表現(xiàn)出同樣的結(jié)果.這些數(shù)據(jù)說明我們采用磁控濺射制備的亞鐵磁GdFeCo為非晶態(tài)，這符合亞鐵磁RE-TM合金的特征[13]，為薄膜PMA的實現(xiàn)提供前提條件.

圖1 Pt/GdFeCo(t)/Pt多層膜XRD圖譜：(a) GdFeCo厚度為3.2 nm，(b) GdFeCo厚度為4.0 nm.Fig. 1 The XRD patterns of Pt/GdFeCo(t)/Pt multilayer films. The thicknesses of GdFeCo layer are 3.2 nm (a) and 4.0 nm (b).

為探究薄膜表面粗糙度，對四個不同GdFeCo厚度的多層膜表面進行了AFM測試，結(jié)果如圖2所示，可見四個樣品表面均較為平整，說明我們采用的實驗制備條件較為合理.詳細分析發(fā)現(xiàn)，隨GdFeCo厚度增加，薄膜表面粗糙度有所增大，當GdFeCo厚度為2.0 nm，3.2 nm，4.0 nm，4.8 nm時，其對應(yīng)的粗糙度分別為0.254 nm，0.310 nm，0.317 nm，0.452 nm，這一變化趨勢符合薄膜樣品粗糙度隨厚度的變化規(guī)律[20].

3.2 多層膜磁性分析和垂直各向異性表征

對GdFeCo厚度分別為2.0 nm，3.2 nm，4.0 nm，4.8 nm的Pt/GdFeCo(t)/Pt多層膜樣品，通過SQUID進行磁性表征，測試外磁場垂直于薄膜平面，室溫磁滯回線結(jié)果如圖3 (a)-(d)所示，樣品飽和磁化強度(Ms)和剩磁比(Mr/Ms)隨GdFeCo厚度變化關(guān)系如圖3 (e)和(f)所示.根據(jù)Ms數(shù)值以及后續(xù)反?；魻栃?yīng)特征(圖5)，結(jié)合文獻[17]中Ms與Gd含量關(guān)系圖，我們對樣品中Gd含量進行了估算，結(jié)果如圖3 (e)空心方形所示，隨著GdFeCo層厚度的增加，薄膜中Gd含量快速增加，然后趨于穩(wěn)定(GdFeCo厚度為2.0 nm，3.2 nm，4.0 nm，4.8 nm樣品中Gd含量分別對應(yīng)為25.23%、26.20%、26.23%和26.27%)，此規(guī)律與Siddiqui等人在RE-TM亞鐵磁合金Co1-xTbx中的報道一致[21].由圖3可知，當GdFeCo層厚度為3.2 nm和4.0 nm時，多層膜表現(xiàn)出良好的PMA特性，且剩磁較低(約30 emu/cm3)，具有非常好的方形度和軟磁特性(矯頑力約為15 Oe).這里GdFeCo的PMA主要有兩個來源：(i)具有強SOC效應(yīng)的重金屬Pt產(chǎn)生較強的界面PMA，從而使超薄GdFeCo趨于垂直取向[22]；(ii)磁控濺射生長的非晶態(tài)GdFeCo薄膜中存在內(nèi)在的壓應(yīng)力，這會引起Gd原子外層f電子分布具有垂直膜面方向的單軸各向異性，有利于PMA的實現(xiàn)[15].如圖3 (a)和(d)所示，GdFeCo層厚度為2.0 nm和4.8 nm時多層膜表現(xiàn)為面內(nèi)磁各向異性.對亞鐵磁RE-TM合金而言，厚度小于3 nm時通常很難表現(xiàn)出PMA特性，這與Caretta等報道結(jié)果一致[23]，其內(nèi)在物理機制有待進一步探究.而GdFeCo厚度較大(4.8 nm)的多層膜樣品中界面SOC對更遠距離原子的影響會明顯減弱，且薄膜粗糙度的增加(如圖2 (d)所示)也會導(dǎo)致Pt/GdFeCo界面相互作用減弱[24]，最終致使薄膜表現(xiàn)出面內(nèi)各向異性.

圖2 Pt/GdFeCo(t)/Pt多層膜表面形貌圖：(a) Pt/GdFeCo(2.0 nm)/Pt，(b) Pt/GdFeCo(3.2 nm)/Pt，(c) Pt/GdFeCo(4.0 nm)/Pt，(d) Pt/GdFeCo(4.8 nm)/Pt.Fig. 2 AFM images of Pt/GdFeCo(t)/Pt multilayer films: (a) Pt/GdFeCo(2.0 nm)/Pt, (b) Pt/GdFeCo(3.2 nm)/Pt, (c) Pt/GdFeCo(4.0 nm)/Pt, (d) Pt/GdFeCo(4.8 nm)/Pt.

為進一步表征磁性多層膜的PMA，對Pt/GdFeCo(3.2 nm)/Pt和Pt/GdFeCo(4.0 nm)/Pt兩個樣品進行各向異性磁電阻(AMR)測試.如圖4 (a)所示，沿x軸對Hall Bar通入0.2 mA的恒定電流，施加2 T恒定磁場Hext，樣品在x-z平面內(nèi)旋轉(zhuǎn)，Φ為Hext與電流的夾角，通過改變Φ對樣品AMR進行探測.測試結(jié)果如圖4 (b)-(c)所示(測試溫度為10 K)，當Φ= 90°時(磁場垂直于膜面方向)，AMR取得最小值，是典型的易軸特征；當Φ= 0°時(磁場平行于膜面)，AMR值取得最大值，是典型的難軸特征.可見，AMR曲線特征進一步證明了薄膜具有PMA特性[25].

3.3 多層膜中反?；魻栃?yīng)和磁矩補償點探測

反?；魻栃?yīng)是探測磁性薄膜各向異性的重要手段，在推動低功耗電子器件中發(fā)揮重要作用.實驗中我們對上述四種GdFeCo厚度(2.0 nm, 3.2 nm, 4.0 nm, 4.8 nm)多層膜的Hall Bar結(jié)構(gòu)進行霍爾效應(yīng)測試，室溫下施加0.5 mA直流流，其反?；魻栯娮枨€如圖5所示.由圖可見，所有樣品反常霍爾系數(shù)均為正，說明GdFeCo的磁矩由FeCo子晶格磁矩主導(dǎo)，故室溫下樣品中FeCo含量高于TM處的含量[21]；當GdFeCo層厚度為3.2 nm和4.0 nm時，樣品表現(xiàn)出典型PMA，磁矩翻轉(zhuǎn)過程非常迅速，具有較好的矩形度，且剩磁比均接近1，同時4.0 nm厚度GdFeCo的樣品矯頑力略大于3.2 nm樣品，說明4.0 nm厚度GdFeCo樣品在室溫下更加靠近TM.當GdFeCo為4.8 nm時，多層膜矩形度明顯變差，說明垂直取向顯著變?nèi)?；當GdFeCo層厚度為2.0 nm時，樣品沒有PMA特性.以上這些反?；魻栃?yīng)結(jié)果與室溫磁性數(shù)據(jù)(圖3)相一致，進一步說明了多層膜中GdFeCo厚度與PMA具有較大關(guān)系.

為了研究亞鐵磁薄膜TM與溫度的關(guān)系，我們對Pt/GdFeCo(3.2 nm)/Pt多層膜進行變溫反?；魻枩y試，如圖6所示，測試溫度由300 K逐漸降溫到100 K.由圖可知，測試降溫過程中霍爾系數(shù)符號由正號變?yōu)樨撎枺f明樣品的TM在200～210 K之間，此溫度區(qū)間存在凈磁矩為零的反鐵磁態(tài).當T≥210 K時，來自FeCo子晶格的磁矩大于Gd子晶格的磁矩，此時GdFeCo的磁矩由FeCo子晶格磁矩主導(dǎo)；隨著溫度的降低，Gd子晶格磁矩增加速度快于FeCo子晶格，在T≤200 K時，體系的磁矩變?yōu)镚d子晶格磁矩主導(dǎo)，這符合RE-TM亞鐵磁合金的磁矩補償特性[14].對于電輸運而言，由于FeCo的磁矩主要來源于其原子核外層的3d電子，而Gd磁矩主要來源于內(nèi)部局域4f電子，所以霍爾電阻反映的是FeCo磁矩變化情況.在測試溫度高于TM溫度時，霍爾電阻與FeCo磁矩方向一致，霍爾系數(shù)為正；而測試溫度低于TM溫度時，霍爾電阻與FeCo磁矩方向相反，霍爾系數(shù)為負.這里需要指出，利用亞鐵磁在TM附近凈磁矩較小的特點，通過改變RE和TM元素比例調(diào)控TM溫度達到室溫，從而可以降低亞鐵磁基SOT器件臨界翻轉(zhuǎn)電流密度，從而實現(xiàn)低功耗磁化翻轉(zhuǎn).

圖3 Pt/GdFeCo(t)/Pt磁性多層膜樣品的室溫磁滯回線以及磁性和Gd含量隨GdFeCo厚度的變化關(guān)系：(a) Pt/GdFeCo(2.0 nm)/Pt，(b) Pt/GdFeCo(3.2 nm)/Pt，(c) Pt/GdFeCo(4.0 nm)/Pt，(d) Pt/GdFeCo(4.8 nm)/Pt，(e) Ms和Gd含量隨GdFeCo厚度變化關(guān)系，(f) 剩磁比(Mr/Ms)隨GdFeCo厚度變化關(guān)系.Fig. 3 Room temperature magnetic hysteresis loops and the relationships of the thickness of GdFeCo with the magnetic properties and the concentration of Gd in Pt/GdFeCo(t)/Pt multilayer films: (a) Pt/GdFeCo(2.0 nm)/Pt, (b) Pt/GdFeCo(3.2 nm)/Pt, (c) Pt/GdFeCo(4.0 nm)/Pt, (d) Pt/GdFeCo(4.8 nm)/Pt, (e) Saturation magnetization (Ms) and Gd concentration as a function of GdFeCo thickness, (f) Remanence ratio (Mr/Ms) as a function of GdFeCo thickness.

圖4 Pt/GdFeCo(t)/Pt多層膜各向異性磁電阻：(a) AMR測試結(jié)構(gòu)示意圖，(b) Pt/GdFeCo(3.2 nm)/Pt，(c) Pt/GdFeCo(4.0 nm)/Pt.Fig. 4 The AMR of Pt/GdFeCo(t)/Pt multilayer films: (a) The measurement geometry of AMR, (b) Pt/GdFeCo(3.2 nm)/Pt, (c) Pt/GdFeCo(4.0 nm)/Pt.

圖5 Pt/GdFeCo(t)/Pt多層膜室溫反?；魻柷€：(a) Pt/GdFeCo(2.0 nm)/Pt，(b) Pt/GdFeCo(3.2 nm)/Pt，(c) Pt/GdFeCo(4.0 nm)/Pt，(d) Pt/GdFeCo(4.8 nm)/Pt.Fig. 5 Anomalous Hall resistivity (ρxy) as a function of magnetic field for Pt/GdFeCo(t)/Pt multilayer films: (a) Pt/GdFeCo(2.0 nm)/Pt, (b) Pt/GdFeCo(3.2 nm)/Pt, (c) Pt/GdFeCo(4.0 nm)/Pt, (d) Pt/GdFeCo(4.8 nm)/Pt.

圖6 Pt/GdFeCo(3.2 nm)/Pt多層膜變溫反?；魻柷€.Fig. 6 Anomalous Hall resistivity (ρxy) as a function of field for Pt/GdFeCo(3.2 nm)/Pt multilayer films at different temperatures.

為了驗證多層膜體系的穩(wěn)定性，我們還通過施加不同測試電流測試了Pt/GdFeCo(4.0 nm)/Pt多層膜室溫反常霍爾曲線，發(fā)現(xiàn)樣品在0.1～1.0 mA的測試電流下反常霍爾電阻曲線幾乎完全重合，矩形度和剩磁比基本保持不變，說明了我們制備的GdFeCo多層膜具有較好的垂直磁各向異性和熱穩(wěn)定性.

4 結(jié) 論

利用磁控濺射制備了一系列Pt/GdFeCo(t)/Pt多層膜，薄膜中亞鐵磁GdFeCo層為非晶態(tài)結(jié)構(gòu).通過改變GdFeCo厚度，有效調(diào)控Gd元素百分含量；利用界面SOC和薄膜面內(nèi)壓應(yīng)力，誘導(dǎo)出具有良好PMA的磁性多層膜.在此基礎(chǔ)上，探究了亞鐵磁GdFeCo磁矩補償點與Gd含量以及溫度的關(guān)系，闡明亞鐵磁中磁性和反?；魻栃?yīng)的內(nèi)在機制和主導(dǎo)因素.這些結(jié)果為構(gòu)建新一代低功耗磁存儲和邏輯器件等新型自旋電子器件奠定了基礎(chǔ).