强磁场下Sm-Fe薄膜不同晶态组织演化及磁性能调控∗

李国建 常玲2) 刘诗莹3) 李萌萌3) 崔伟斌 王强

1)(东北大学,材料电磁过程研究教育部重点实验室,沈阳 110819)

2)(东北大学冶金学院,沈阳 110819)

3)(东北大学材料科学与工程学院,沈阳 110819)

1 引 言

磁性纳米薄膜是指厚度为纳米量级的薄膜,对于电子元器件的微型化和集成化具有重要意义,由于尺寸效应的影响,其在磁记录、磁传感和磁屏蔽等领域具有广泛的应用前景[1].钐(Sm)原子的核外电子排布为6s24f6,虽然Sm原子本身对合金磁性的贡献很小[2],但是会产生较大的c轴各向异性,能够在Sm-Fe薄膜中展现出较好的磁性能[3].在形成Sm5Fe17相后,可以产生41.9 kOe(1 Oe=103/(4π)A/m)的高矫顽力[4],而且可以通过改变Sm含量控制Sm-Fe薄膜的晶态和非晶态组织[5,6],在非晶态组织中产生明显的高场热磁效应[7].SmFe薄膜在室温时还具有负的巨磁致伸缩效应(−1560×10−6)[8],并且材料成本低,因此,在微机电系统、致动器、传感和表面声波过滤等方面有广泛应用[9].但是,目前要在一个大的膜厚范围内实现晶态和非晶态Sm-Fe薄膜磁性能的控制仍较为困难.

目前的研究主要是在不同Sm含量时,获得非晶态组织的Sm-Fe薄膜[10].文献[11]研究了Sm含量对Sm-Fe薄膜磁性能的影响,结果表明随着Sm含量的增加,其饱和磁化强度Ms降低,矫顽力Hc升高.当Sm-Fe薄膜中Sm含量从24%升高至34%时(含量均为原子比),在磁场强度为1200 kA/m时的磁致伸缩量可达到1000×10−6[12],甚至在非晶态Sm-Fe薄膜中出现了正霍尔效应[13].通过掺杂也可以控制Sm-Fe薄膜的磁性能[14],但是会产生Cu和SmCu5等杂质相,降低薄膜的磁性能.另外,也可以通过热处理来优化Sm-Fe非晶薄膜的磁性能[15],但非晶态薄膜热处理后会析出晶体,改变薄膜的非晶组织.因此,目前还缺乏一种有效的既能控制Sm-Fe薄膜的晶态和非晶态组织,又能调节薄膜的磁性能的手段.

强磁场由于能无接触地将各种磁化效应作用于材料的生长过程[16,17],为解决上述问题提供了可能.而且,目前的研究结果表明,几百奥斯特的磁场可以改变非晶态Sm-Fe薄膜的结构和磁性能[18].磁场会使非晶态Sm-Fe薄膜的磁畴结构由条纹状变成迷宫状,在磁场条件下溅射的非晶态Sm-Fe薄膜中产生各向异性[19].这些研究表明,磁场会对Sm-Fe薄膜的结构和磁性能产生影响,因此,有必要研究将强磁场用于控制不同膜厚的晶态和非晶态组织Sm-Fe薄膜的磁性能.

首先,本文在强磁场下,采用分子束气相沉积方法制备不同厚度的Sm-Fe薄膜,并通过改变Sm含量调节薄膜的晶态和非晶态组织.然后,研究Sm含量、膜厚和强磁场对薄膜的晶态和非晶态组织以及磁性能的影响.最后,确定控制Sm-Fe薄膜晶态和磁性能的方法.

2 实 验

本文在强磁场下,采用分子束气相沉积方法制备不同膜厚和Sm含量的Sm-Fe薄膜.基片放置在磁感应强度最大位置处,磁场方向竖直向上并垂直于基片,磁场强度分别为0和6 T.基片为Si(100)薄片,温度为室温,依次使用丙酮和乙醇超声清洗15 min后,用高压氩气吹干备用.Sm和Fe源材料的纯度均为99.99%,颗粒直径约为3 mm.本底气压为9.0×10−5Pa,制备时的工作气压为3.0×10−4Pa.Fe束源温度为1400◦C,蒸发速率约为2 nm/min.Sm束源蒸发温度分别为615和719◦C,对应的蒸发速率分别为0.5和3 nm/min,通过蒸发速率调节薄膜的Sm含量.Sm-Fe薄膜是由Sm和Fe共沉积得到.当Sm源蒸发温度为615◦C和719◦C时,分别与Fe共蒸发8,20,80 min和4,10,40 min来获得3种不同膜厚的Sm-Fe薄膜.用能谱仪(Inca,Oxford Instruments,UK)确定了在两种Sm源蒸发温度下,薄膜中Sm的原子百分含量分别为5.8%和33.0%.两种成分的样品分别命名为Sm5.8Fe94.2和Sm33.0Fe67.0.用台阶仪(Dektak150,Veeco,USA)测量了薄膜的厚度,在3种蒸发时间下分别为20,50和200 nm.强磁场对薄膜中Sm的含量没有影响.

用X射线衍射仪(XRD;DMAX 2400,Rigaku,Japan)检测了薄膜的相组成,X射线源为Cu Kα1,采用2θ模式扫描,掠入射角度为1◦,铜靶波长为λ=0.154056,扫描速度为1◦/min.用振动样品磁强计(EZ-9,MicroSense,USA)检测了薄膜的磁性能.用原子力显微镜(AFM;Nanosurf Flex-Axiom,Switzerland)检测了样品的表面形貌.

3 结果与讨论

图1给出了不同磁场条件下不同膜厚和Sm含量时,Sm-Fe薄膜的XRD谱.从图1(a)可以看出,不同磁场和膜厚的Sm5.8Fe94.2薄膜都在44.60◦和65.04◦出现了衍射峰,峰的强度随磁场和膜厚没有明显的变化.这两个峰与XRD标准图谱中体心立方(bcc)相的Fe(110)和(200)指数面一致.这说明Sm5.8Fe94.2薄膜形成了bcc相的多晶结构,并且相组成和择优取向未受磁场和膜厚的影响.而Sm33.0Fe67.0薄膜的XRD谱如图1(b)所示,衍射峰与Sm5.8Fe94.2薄膜的明显不同,只在47.9◦出现了一个非晶的馒头峰,这说明所有的Sm33.0Fe67.0薄膜都是非晶态薄膜.而且,峰的强度和位置随着磁场和膜厚没有明显的变化.另外,这个角度的衍射峰可能包括基体Si(100)的衍射峰.这些结果表明,强磁场和膜厚不影响Sm-Fe薄膜的晶态和非晶组织,通过改变Sm含量可以在一个较大的膜厚范围内获得晶态和非晶态的Sm-Fe薄膜.

图2给出了0和6 T磁场下不同膜厚Sm5.8-Fe94.2和Sm33.0Fe67.0薄膜的AFM像.从图2可以看出,强磁场、膜厚和Sm含量对薄膜的表面形貌有显著影响.膜厚对晶态和非晶态薄膜的表面形貌影响也不同,对于晶态的Sm5.8Fe94.2薄膜,20 nm的岛状生长会变成50 nm和200 nm时的层状生长,最直接的表现就是表面大颗粒消失,薄膜表面形貌变得均匀致密.而对于非晶态的Sm33.0Fe67.0薄膜,随着膜厚的增加,表面形貌会从无序变成颗粒再变成无序.随着Sm含量的变化,表面形貌会从晶态的颗粒变成非晶态时的无序.强磁场对不同晶态的Sm5.8Fe94.2和Sm33.0Fe67.0薄膜表面形貌影响也不相同,而且随着膜厚改变,强磁场的影响也不相同.

图1 0和6 T磁场下不同膜厚(a)Sm5.8Fe94.2和(b)Sm33.0Fe67.0薄膜的XRD谱Fig.1.XRD spectra of(a)Sm5.8Fe94.2and(b)Sm33.0Fe67.0 films with different film thicknesses under 0 and 6 T magnetic fields.

图2 0和6 T磁场下,膜厚为(a)20,(b)50,(c)200 nm的Sm5.8Fe94.2和Sm33.0Fe67.0薄膜的5µm×5µm AFM像(a1)—(c1)0 T,Sm5.8Fe94.2;(a2)—(c2)6 T,Sm5.8Fe94.2;(a3)—(c3)0 T,Sm33.0Fe67.0;(a4)—(c4)6 T,Sm33.0Fe67.0Fig.2.5µm×5µm AFM images of Sm5.8Fe94.2and Sm33.0Fe67.0 films with the thicknesses of(a)20,(b)50,(c)200 nm under 0 and 6 T magnetic fields:(a1)–(c1)0 T,Sm5.8Fe94.2;(a2)–(c2)6 T,Sm5.8Fe94.2;(a3)–(c3)0 T,Sm33.0Fe67.0;(a4)–(c4)6 T,Sm33.0Fe67.0.

利用AFM像统计了晶态Sm5.8Fe94.2和非晶态Sm33.0Fe67.0薄膜的表面颗粒尺寸和表面线粗糙度,结果如图3所示.采用本文方法所制备的Sm-Fe薄膜表面非常平整,线粗糙度Rq都在0.4—2.3 nm.施加强磁场能够降低薄膜的表面粗糙度,而在相同条件下,非晶薄膜的表面粗糙度要低于晶态薄膜的粗糙度.随着膜厚的增加,薄膜的线粗糙度增加,这与其他研究结果一致[20,21].20 nm厚薄膜在施加6 T磁场后的粗糙度比无磁场时的低,这是因为在生长初期,薄膜的形貌主要受形核生长控制,而强磁场的磁化能和磁化力使颗粒获得额外的能量,有利于颗粒形核生长成粗糙度低的薄膜[17].非晶态Sm33.0Fe67.0薄膜的表面颗粒尺寸小于晶态Sm5.8Fe94.2薄膜的表面颗粒尺寸.而施加强磁场后,薄膜的颗粒尺寸增加.对于20 nm的Sm5.8Fe94.2薄膜磁场的反作用效果,可能的原因是与膜厚相关的生长阶段在强磁场下发生变化,也就是说在强磁场就发生了从受形核生长控制的阶段过渡到受表面扩散控制的阶段.

图4给出了当测量磁场在膜面内与易磁化轴成不同角度时,不同条件下晶态Sm5.8Fe94.2薄膜室温的磁化强度-磁场强度(M-H)曲线.图5给出了非晶态Sm33.0Fe67.0薄膜室温的M-H曲线.具体的Ms和Hc的结果如图6所示.可以看出,晶态Sm5.8Fe94.2薄膜的3个角度的M-H曲线基本不重合,说明晶态薄膜都具有面内磁各向异性,而施加磁场后面内各向异性明显增强.这是由于不同晶粒内的Sm含量不同,易磁化的方向也不相同,而施加磁场后产生的磁场诱导各向异性与易磁化方向也会不同[22],从而使薄膜具有较大的磁各向异性.而对于非晶态Sm33.0Fe67.0薄膜,3个角度的M-H基本重合,说明薄膜具有面内各向同性,这与磁场会在无序的Sm-Fe薄膜中诱导出各向异性的结果不同[18],这说明本文制备的Sm33.0Fe67.0薄膜中不存在纳米团簇等纳米晶组织.另外,还可以看出,晶态Sm5.8Fe94.2薄膜具有较大的矩形比,而非晶态Sm33.0Fe67.0薄膜的矩形比较小.同时,非晶态Sm33.0Fe67.0薄膜的饱和磁场明显大于晶态Sm5.8Fe94.2薄膜的饱和磁场,这是由于非晶态薄膜的磁性较小,需要较大的磁场才能将薄膜磁化到饱和.这也说明薄膜的Ms和Hc与薄膜的组织形态、薄膜厚度和生长时施加的磁场有关.

图3 (a)晶态Sm5.8Fe94.2薄膜表面颗粒尺寸;(b)非晶态Sm33.0Fe67.0薄膜表面颗粒尺寸;(c)晶态Sm5.8Fe94.2薄膜表面线粗糙度;(d)非晶态Sm33.0Fe67.0薄膜表面线粗糙度Fig.3.(a)Surface particle size of crystalline Sm5.8Fe94.2 film;(b)surface particle size of amorphous Sm33.0Fe67.0 film;(c)surface line roughness of crystalline Sm5.8Fe94.2 film;(d)surface line roughness of amorphous Sm33.0Fe67.0 film.

图4 测量磁场在膜面内与易磁化轴成不同角度时,不同条件下晶态Sm5.8Fe94.2薄膜室温M-H曲线 (a)20 nm,0 T;(b)20 nm,6 T;(c)50 nm,0 T;(d)50 nm,6 T;(e)200 nm,0 T;(f)200 nm,6 TFig.4.Room temperature M-H curves of crystalline Sm5.8Fe94.2 film under different conditions at different angles between measured magnetic field and easy magnetization axis in the plane of the films:(a)20 nm,0 T;(b)20 nm,6 T;(c)50 nm,0 T;(d)50 nm,6 T;(e)200 nm,0 T;(f)200 nm,6 T.

薄膜的Ms和Hc具体值如图6所示,施加磁场后,无论是晶态还是非晶态薄膜的Ms都降低了,强磁场使晶态Sm5.8Fe94.2薄膜的Ms平均降低45.8%,而使非晶态Sm33.0Fe67.0薄膜的Ms平均降低55.5%.而非晶态Sm33.0Fe67.0薄膜的Ms比晶态薄膜的Ms平均也降低了47.6%.Ms的降低是单位体积内磁自旋量子数减少.由于非晶态组织的磁性较小,所以非晶态薄膜的Ms要比晶态的Ms小.另外,施加强磁场后,表面的无序状组织明显增多,这会增加弱磁性非晶态组织,造成强磁场作用下薄膜的Ms降低.50 nm的Sm5.8Fe94.2薄膜的Ms值约为1466 emu/cm3(1 emu/cm3=4π×10−10T),此值比非晶态Sm-Fe薄膜的1190 emu/cm3要高[23],而比相同条件下生长的纯Fe薄膜的Ms值略高(约1422 emu/cm3)[24].而Ms随厚度的增加而降低的现象与先前的研究结果类似[25].

本研究的Hc最大值为130 Oe,这比先前的Sm-Fe薄膜的Hc少2—3个数量级[11],这主要是因为在薄膜中没有形成SmFe2等相[12].非晶态薄膜的Hc比晶态薄膜的Hc大,这是由于非晶态组织磁性弱难以磁化反转.对晶态Sm5.8Fe94.2薄膜来说,施加磁场后Hc增大,这是薄膜的颗粒尺寸增大造成的.而对于非晶态薄膜,施加强磁场后,Hc明显减小,可能是非晶态薄膜在生长时施加的磁场使非晶态组织发生了预磁化,因此在磁滞回线测量时,磁畴容易发生反转.这个结果也表明,强磁场可以大幅降低非晶态薄膜的Hc,最高可以降低95%.这为不同晶态薄膜磁性能的控制提供了一种途径.

图5 测量磁场在膜面内与易磁化轴成不同角度时,不同条件下非晶态Sm33.0Fe67.0薄膜室温M-H曲线 (a)20 nm,0 T;(b)20 nm,6 T;(c)50 nm,0 T;(d)50 nm,6 T;(e)200 nm,0 T;(f)200 nm,6 TFig.5.Room temperature M-H curves of amorphous Sm33.0Fe67.0 film under different conditions at different angles between measured magnetic field and easy magnetization axis in the plane of the films:(a)20 nm,0 T;(b)20 nm,6 T;(c)50 nm,0 T;(d)50 nm,6 T;(e)200 nm,0 T;(f)200 nm,6 T.

图6 (a)晶态Sm5.8Fe94.2薄膜的饱和磁化强度Ms;(b)非晶态Sm33.0Fe67.0薄膜的饱和磁化强度Ms;(c)晶态Sm5.8Fe94.2薄膜的矫顽力Hc;(d)非晶态Sm33.0Fe67.0薄膜的矫顽力HcFig.6.(a)Saturated magnetization Msof crystalline Sm5.8Fe94.2 film;(b)saturated magnetization Ms of amorphous Sm33.0Fe67.0 film;(c)coercivity Hcof crystalline Sm5.8Fe94.2 film;(d)coercivity Hcof amorphous Sm33.0Fe67.0 film.

4 结 论

本文研究了强磁场、膜厚和Sm含量对分子束气相沉积Sm-Fe薄膜晶态和非晶态组织演化和磁性能的影响,结果表明含量和强磁场可以用于调控Sm-Fe薄膜的晶态和磁性能.主要结论如下.

1)Sm含量可以调节Sm-Fe薄膜的晶态组织演化,Sm含量为5.8%的Sm5.8Fe94.2薄膜是bcc晶态组织,而在Sm含量为33.0%时,Sm33.0Fe67.0薄膜为非晶态.非晶态薄膜的表面粗糙度和表面颗粒尺寸都比晶态薄膜的小,施加6 T强磁场会使表面颗粒尺寸增大,而表面粗糙度降低.

2)晶态组织的演化和强磁场对磁性能有显著影响.非晶态Sm33.0Fe67.0薄膜的Ms比晶态Sm5.8Fe94.2薄膜的Ms(1466 emu/cm3)低47.6%.施加6 T强磁场会使非晶态和晶态薄膜的Ms均降低约50%.非晶态Sm33.0Fe67.0薄膜的Hc比晶态薄膜的Hc大.施加6 T强磁场使晶态薄膜的Hc增大,而使非晶态薄膜的Hc减小,最高可以减少95%.

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