用高真空磁控溅射设备Nordico 9606在6英寸SiO₂/Si衬底上沉积了具有NiFeCr4.5 nm/ NiFe5.0 nm/ CoFe1.0 nm/Cu2.15 nm/CoFe2.2nm/Ru1.0 nm/ CoFe2.0 nm/IrMn12.0 nm /NiFeCr 5.0 nm结构的自旋阀材料, 以NiFeCr作为缓冲层和覆盖层, IrMn作为钉扎层, 合成的反铁磁(SAF)结构CoFe/Ru/CoFe作为被钉扎层。溅射的背底真空度优于 1.33×10^-5Pa。采用高分辨透射电镜(HRTEM)和原子力显微镜(AFM)对自旋阀材料断面膜层结构和表面形貌进行了表征分析。

退火实验中, 首先在不加磁场条件下, 对材料进行真空退火, 退火温度分别为200、245、255和265℃, 退火时间均为4 h, 并采用X射线光电子能谱(XPS)对265℃真空退火前后材料各个膜层元素原子浓度变化进行表征。然后在245℃下, 沿钉扎方向对材料分别施加大小为80、160、240、400、560 kA/m的磁场退火4 h, 用四探针法分别测试了退火前后材料的磁电阻曲线。

图1是自旋阀多层膜材料截面TEM照片及表面AFM形貌, 结果显示制备的自旋阀多层膜材料各个膜层的分界较为清晰, 经计算得到表面平均粗糙度为0.53 nm。由四探针法测得该自旋阀材料退火前的磁电阻率大小为8.80%, 交换耦合场大小为84 kA/m, 材料性能优良。实验分别测试了各组材料在退火前的磁电阻曲线, 退火前各组材料的磁电阻率大小均在8.76%~8.82%之间。为了便于分析比较, 本文将退火前材料的磁电阻率统一近似为8.80%。退火前自旋阀材料的磁电阻曲线如图2所示, 图中FL代表的箭头表示自由层NiFe/CoFe的磁化方向, PL₁和PL₂代表的箭头分别表示被钉扎层CoFe/Ru/CoFe中两层CoFe的磁化方向, 两层CoFe之间存在强烈的反铁磁耦合作用, 磁化方向反向平行。在测试磁电阻曲线时, 外部磁场方向沿着钉扎方向, 箭头指向的变化说明自由层和被钉扎层的磁化方向随着测试磁场大小的逐渐改变而变化的情况。当外部磁场很小时, 在图2中A处, 钉扎方向平行于自由层的磁化方向, 此时自旋阀材料呈现低阻态; 在图2中B处, 钉扎方向反向平行于自由层的磁化方向, 此时自旋阀材料呈现高阻态。随着外部磁场的增大, 反铁磁耦合在一起的PL₁和PL₂的磁矩方向开始转动从而引起钉扎方向的改变, 导致磁电阻率的减小。磁矩转动过程中, 在 IrMn层与PL₂层之间的交换耦合场和PL₂与PL₁层之间的反铁磁耦合场的共同作用下, PL₁层的磁矩转动要落后于PL₂层的磁矩转动,是一种不对称的转动。由于磁矩的转动, 在某一时刻, 钉扎方向会与自由层磁化方向相互垂直, 此时对应为A到C之间出现的小峰包。当外磁场进一步增大到超过PL₁和PL₂之间的反铁磁耦合场大小时, FL、PL₁和PL₂的磁化方向将会变得一致, 此时, 自旋阀材料呈现最低阻值状态(图2中C,D)。

图1

Fig. 1

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	图1 实验制备的自旋阀材料微观结构表征Fig. 1 Characterization on microstructure of the as-deposited spin valve materials(a) Cross-section TEM image; (b) Surface AFM image

图2

Fig. 2

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	图2 退火前自旋阀材料样品的磁电阻曲线Fig. 2 MR curves of the spin valve material before annealing

首先在不加外磁场的条件下,制备好的自旋阀材料分别在200、245、255和265℃的真空下退火4 h。退火前后材料的磁电阻曲线比较如图3所示, 由图可知, 制备的自旋阀材料经过200℃和245℃的无磁场真空退火后, 材料的最大磁电阻率和交换耦合场大小与退火前保持一致, 大小分别为8.80%和84 kA/m。经过255℃真空退火后, 材料的最大磁电阻率变为8.53%, 比退火前材料的最大磁电阻率有所降低。经过265℃的真空无磁场退火后材料的最大磁电阻率降低到8.10%, 交换耦合场减小到62 kA/m。采用XPS对265℃下退火前后材料各个膜层中元素的原子浓度进行分析, 图4是265℃真空退火前后材料各层中的Mn元素的原子浓度比较, 图中横轴代表刻蚀的时间, 纵轴表示元素的原子浓度百分比。由图4可见, 退火后Mn元素在IrMn层和相邻层的原子浓度百分比相对于退火前都有明显的变化。Mn元素有少量的扩散到缓冲层NiFeCr当中(对应图4中A区域), 另外还较多地向被顶扎的CoFe层扩散(对应图4中B区域)。Mn元素的这种扩散导致IrMn/CoFe界面变得模糊, 是该温度下退火后材料磁电阻率和交换耦合场降低的主要原因。XPS分析结果还显示Cu、Ni、Co等元素在各自层以及相邻层的原子浓度均有所变化, 表明经265℃真空退火自旋阀多层膜材料中各层中元素会发生较为明显的层间扩散, 引起材料的磁电阻率和交换耦合场的降低。由此, 将本实验中制备的具有SAF结构的IrMn基顶钉扎自旋阀材料的退火温度选择为245℃。在245℃的真空条件下, 沿着钉扎方向, 对制备好的自旋阀材料分别施加大小为80、160、240、400、560 kA/m的磁场退火4 h, 并测试了退火前后材料的磁电阻曲线, 如图5所示。由图5(a)、(b)可知: 在245℃的真空环境下, 经80 kA/m的磁场退火后材料的磁电阻率由8.80%减小到5.87%, 经160 kA/m的磁场退火后材料的磁电阻率减小到6.31%。对于磁电阻而言, 不管退火磁场的大小, 有磁场的退火总会比零磁场退火产生更有利的效果。前面无磁场退火的结果显示, 经过245℃的真空退火后自旋阀材料的磁电阻率与退火前基本保持一致。因此, 经过80 和160 kA/m的磁场退火后导致的磁电阻率的降低主要是由于退火磁场的方向存在一定的定向偏差, 没有完全与钉扎方向保持一致, 使得IrMn钉扎层的易轴方向在退火过程中发生了重取向, 这样就引起钉扎层中的易磁化轴出现分散, 从而导致磁电阻率的降低。进一步增大退磁场大小发现, 随着退火磁场的增大, 退火后材料的磁电阻率也随之增加。

图3

Fig. 3

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	图3 不同温度真空退火前后材料的磁电阻曲线Fig. 3 MR curves of the spin valve materials before and after annealing at different temperatures in vaccum

图4

Fig. 4

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	图4 在265℃零磁场真空退火前后材料各层中的Mn元素原子浓度比较Fig. 4 Comparison of Mn atomic concentration before and after 265℃ vacuum annealing

图5(c)、(d)显示了经过240和400 kA/m的磁场退火前后材料的磁电阻曲线, 由图可知: 在245℃真空环境下, 通过沿着钉扎方向施加240 kA/m的磁场退火4 h后, 材料的磁电阻率变为7.91%, 接近退火前材料的磁电阻率大小。这是因为经240 kA/m的磁场退火后, 钉扎层的易磁化轴的分散度降低, 基本达到退火前钉扎层磁化轴的分散度。进一步增大退火磁场到400 kA/m, 发现退火后材料的磁电阻率增大到9.89%, 比退火前增加了约12.38%。这说明在400 kA/m的磁场下退火后, 钉扎层的易磁化轴更多地与外磁场的方向保持一致, 易磁化轴方向的进一步集中使得退火后材料的磁电阻率进一步增大。继续提高退火磁场到560 kA/m发现, 退火后材料的最大磁电阻率可以达到10.79%, 比退火前的磁电阻率增大了约22.61%, 大幅提升了自旋阀材料的性能。这说明经560 kA/m磁场退火后钉扎层中的易磁化轴的集中度较退火前有了明显的提高, 使得钉扎效果更为显著, 从而进一步提高了自旋阀材料的磁电阻率, 材料的性能得到优化。对80 kA/m退火前后的自旋阀材料, 在与钉扎方向不同大小夹角方向(-90°~90°)施加测试磁场, 测得的材料磁电阻率大小与角度的关系如图6所示。从图6可以看出, 退火前沿着钉扎方向(0°)测试可以得到材料的最大磁电阻率, 随着测试磁场方向与钉扎方向夹角的增大, 所测得磁电阻率逐渐减小, 这说明退火前自旋阀材料的钉扎层的易磁化轴沿着钉扎方向平行度比较高。经过80 kA/m的磁场退火后沿着不同方向测得的磁电阻率大小基本都在5.5%左右浮动, 这说明在退火过程中自旋阀材料钉扎层易磁化轴的已经变得很分散, 钉扎效应就不能在一个方向上明显的体现出来, 所以沿着各个方向施加测试磁场得到磁电阻率大小没有明显的变化。

图5

Fig. 5

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	图5 自旋阀材料245℃下经不同大小的磁场退火前后的磁电阻曲线Fig. 5 Comparison of MR curves for spin valve materials before and after annealing under different fields at 245℃

图6

Fig. 6

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	图6 沿着与钉扎方向不同夹角方向测得的经80 kA/m的磁场退火前后材料的磁电阻率Fig. 6 MR ratio versusthe direction angle between the pinning direction and the applied magnetic field before and after 80 kA/m annealing

通过磁控溅射法制备的自旋阀材料性能优良, 磁电阻率为8.80%, 表面粗糙度为0.53 nm。制备的具有SAF结构的IrMn基自旋阀材料的最佳退火温度约为245℃。在高于245℃的温度下退火, 会导致Mn、Ni等元素的层间扩散。在245℃下, 制备的自旋阀材料经过80和160 kA/m的磁场退火后, 退火磁场的定向偏差会导致钉扎层易轴的分散度增大, 使材料磁电阻率分别下降到5.87%和6.31%。在245℃下, 通过施加足够大的外磁场退火, 可以使得钉扎层易磁化轴的分散度减小, 从而使材料的磁电阻率得到提高, 经过560 kA/m的磁场退火后材料的磁电阻率增大到10.79%, 较退火前增加了约22.61%。本实验结果对于具有SAF结构的自旋阀材料的退火处理具有一定的参考价值。