本科毕业设计（论文）

外文翻译

外延NiMn/gamma;lsquo;-Fe4n双分子层中的弯曲应变定制交换偏置

国籍： 中国

出处： Appl. Phys. Lett. 117, 132401 (2020)

中文译文：

摘要:应变可调交换偏压因其在柔性、可穿戴自旋电子器件中的实际应用而备受关注。 采用面靶反应溅射制备了柔性外延NiMn/c0-Fe4N双层膜。 应变诱导的交换偏置场HEB和矫顽力HC (DHEB/HEB和DHC/HC)的最大变化率分别为51%和22%。 大应变诱导的DHEB/HEB出现在较厚的铁磁层中，而大应变诱导的DHC/HC出现在较薄的铁磁层中。 在压缩应变下，四方NiMn层的反铁磁各向异性增加，导致NiMn/c0-Fe4N双层膜的HC增加。 在低磁场条件下，还观察到弯曲应变引起的各向异性磁电阻和平面霍尔电阻的变化。 弯曲应变的特殊磁性可以归因于铁磁和反铁磁各向异性的分布。

正文：

柔性自旋电子器件由于其灵活性、可穿戴性、低成本等优点，在信息、医疗保健和能源等领域具有重要的实际应用价值。^1,2在柔性基底上制造功能磁性薄膜是至关重要的，为所需的柔性自旋电子器件，如交换偏置异质结构^3,4和巨大的磁电阻多层膜。⁵交换偏置(EB)也是决定柔性自旋电子器件性能的关键因素之一，该器件已用于磁随机存取存储器和磁阻读取头。^6,7因此，有必要研究弯曲应变对交换偏置双分子层磁性能的影响。为了对磁性薄膜施加应变，人们研究了许多方法，如形状记忆合金基材，⁸衬底晶格失配效应，以及逆压电效应。^9,10在柔性自旋电子器件中可以实现弯曲诱导应变（gt;1.0%），^11–13因为它大于PbZr中的压电应变（lt;0.2%）x全音阶的第7音1—xO3.14,15然而，由于融合温度较低，柔性有机基底上的外延磁性薄膜的生长是一个挑战(lt;300○C)和晶格不匹配。^16,17应变致磁化强度和电阻的变化也不容易这是因为大多数生长在柔性衬底上的铁磁性(FM)薄膜都是多晶态或非晶态的。由于晶格对称性差，各向异性低，多晶或无定形薄膜，^11,18外延薄膜对磁性和电子输运性能的应变效应小于外延薄膜，因为外延薄膜可以有效地转移来自衬底的应变。^19,20因此，柔性外延反铁磁/铁磁（AFM/FM）双层更适合定制EB。云母由于其较大的拉伸性，被用作衬底，通过弯曲产生较大的应变^21,22且高熔点为1300℃。^23,24这里，Co-Fe4N由于其延性大，被选择为铁磁层，^25,26高居里温度为767K，较大的饱和磁化强度为1440emu/cm3。^27–29同时，NiMn温度高，约为800，被选择为反铁磁层○C和偏置字段。^30,31在这项工作中，外延NiMn(15nm)/c0- Fe4N(t)(t8、12、17nm)双层膜通过面对靶溅射沉积在柔性云母（001）衬底上。结果发现，交换偏置场(H乙二醇)，矫顽力C)、各向异性磁电阻（AMR)和平面霍尔电阻（Rxy)可以通过弯曲应变有效地进行调整。在不同的弯曲应变下，一个较大的H乙二醇变化只出现在一个较厚的FM层，但一个较大的HC变化出现在较薄的FM层。应变定制的EB与铁磁和反铁磁各向异性的分布有关。^32–34

Ta (20 nm)/NiMn (15 nm)/c0-Fe4由Fe（99.99%）和Ni沉积了N(t)/云母（t8、12和17nm）结构50Mn50（99.95%）通过面对目标溅射，其中20nm厚的Ta封盖层可以保护NiMn免受氧化。外延c的细节0- Fe4云母上的氮的生长可以在我们之前的工作中找到。35NiMn薄膜是在450的衬底温度下沉积的℃，Ar的溅射压力（99.999%）为1.0Pa。使用Dektak6M表面轮廓仪和透射电子显微镜(TEM)的横断面图像测量薄膜厚度。

用CuK的x射线衍射(XRD)对其结构进行了表征a辐射（k1。5406 A˚. )，并使用Bruker进行了定量元素映射(Qmap)

超X能量色散光谱仪(EDS)。利用扫描透射电子显微镜(STEM)获得了高角度的环形暗场(HAADF)图像。采用量子设计的超导量子干涉器件测量了其磁性能。使用曲率半径(ROCs)分别为5、3和2mm的模具产生不同的弯曲应变[见图]。的S1(a)-S1(e)补充材料].磁性测量的实验装置如图所示。S1(f)-S1(h)sup-基本材料. ROC在拉伸时被认为是正的应变，在压缩应变下为负值，在不弯曲状态下。利用量子设计物理性质测量系统测量了输运性质。镍铬合金0-Fe4采用带有五端霍尔棒的N个双层膜来测量AMR和平面Rxy.云母基底的厚度为37.5lm。

XRD结果显示了NiMn/c的外延生长0-Fe4云母上的N个双层膜(见图。的S2补充材料).为了确认外延关系，Ta(20nm)/NiMn(15nm)/c的TEM图像0-Fe4N(28nm)/云母（001）见图1.在图1(a)，Ta、NiMn、c的层厚0-Fe4N被确定. 图1(b)显示了c的横断面高分辨率透射电镜(HRTEM)图像0-Fe4N/云母界面，其中出现了一个尖锐的界面. 图1(c)，HRTEM图像显示了定义明确的抗钙钛矿结构0-Fe4N层。在图1(d)，选择的区域电子衍射(SAED)模式的Co-Fe4N/云母界面进一步证实了c的外延生长0-Fe4云母（001）上的N（001）层，与XRD结果一致。在图1(e)，NiMn/Ta界面不像c那样尖锐0-Fe4N/云母接口。图1(f)显示了中绿色正方形区域的放大图像图1(e)，其中Ni（绿色）和Mn（紫色）原子有序排列。NiMnd间距为3。600 6 0.003 A˚对于（100）平面和3。730 6 0.006 A˚为了（001）平面，显示了一个四方的结构。图1(g)显示了NiMn/c的横断面STEM-HAADF图像0-Fe4无云母。相互扩散出现在NiMn/c处0-Fe4N接口，通过EDS映射进一步证实，如图所示图。1(h)和1(i)–1(m).在NiMn/c处的相互扩散0-Fe₄氮化界面可能与衬底温度较高有关。

图1.(a)Ta(20nm)/NiMn(15nm)/Fe的低倍TEM图像4N(28nm)/云母（001）异质结构。HRTEM图像在(b)Fe4N/云母（001）界面和(c)Fe4N层和(d)SAED。在(e)NiMn/Ta界面和(f)NiMn层处的HRTEM图像。(g)HADDF、(h)EDS线，以及[(i)-(m)]EDS映射。

图S3和图S4的补充材料表示NiMn/c的M-H曲线0-Fe4N双层。在2K时，M-H曲线的位移方向与冷却场的方向相反，揭示了在NiMn/c处的FM耦合0-Fe4N接口(见图。S5的柔软的色素物质)^.3,36图2（a0)–2(c0)和2(a00)–2(c00)显示H乙二醇-ROC和HC-ROC曲线，其中数据收集自MH曲线图。2(a)–2(c). 在初始状态下，H乙二醇随着t从17nm减少到8nm，从46增加到98Oe[见图。2(a0)–2(c0)].同时，在t8nm处，HC也达到了最大值328Oe，远远大于HC的c0-Fe4N个相同厚度的单层。³⁷一般来说，EB是由FM/AFM界面上的交换耦合引起的，其中交换耦合可以通过钉扎效应影响FM层的磁化反转。³⁸同时，HC通过钉扎效应，可以增加FM层的含量。³⁸在较小的t时，固定的界面磁矩的反转能主要导致c的磁化逆转吗Fe4N层，所以H乙二醇和HC是更大的，这与其他的是一致的吗系统^36,39,40

在图2(a0)，在t8nm，H乙二醇在拉伸应变下，随着ROC从5mm增加，随着ROC从5到2mm减小乙二醇在压缩应变下，随着ROC从5mm而减小，随着ROC从5到2mm而增加。所以，H乙二醇-ROC曲线显示了一个具有多个EB状态的循环。在图2(b0)，在t12nm，H乙二醇随着拉伸应变的增加而增加，但在不同的压缩应变下几乎保持不变。在t17nm，H乙二醇随着拉伸应变的增加而增加，也通过压缩应变的增加而以振荡的方式增加，如图所示图2(c0).定制的H乙二醇可以归因于FMc之间的界面交换耦合的变化吗？Fe4N和AFM（NiMn）通过施加弯曲应变。³⁸同时，c的界面磁矩0-Fe4N层也可以通过弯曲应变来定制，³⁵这也会影响E_B。在图2(a00)，在t8nm，HC随拉伸应变的增大而减小，随压缩应变的增大而增大。然后，HC通过释放弯曲应变，恢复到初始状态。在图2(b00)，在t12nm，HC在拉伸应变下，随着ROC从5mm增加，随着ROC从5到2mm减小，它在不同的压缩应变下几乎保持不变。在t17nm，HC随着ROC从5mm的增大而减小，在其他拉伸应变下几乎保持不变，并随着压缩应变的增加而增加，如图所示图2(c00).有条理的HC也可以归因于界面钉扎效应吗38以及c值中磁各向异性的变化0-Fe4N层。³⁵由于NiMn具有晶格常数c较大的四方晶格结构，拉伸应变可以通过降低c/a的比值来降低NiMn层的AFM各向异性。相反，压缩应变可以增强NiMn层的AFM各向异性不对称性，如图所示。S6的增补的布料. NiMn层的AFM各向异性的变化会影响界面交换耦合，从而影响H乙二醇和HC. 因此，改变了H乙二醇和HC应该与NiMn层的定制AFM各向异性和c的FM各向异性有关吗。

为了研究弯曲-应变对H的影响乙二醇和HC在一个固定的ROC，H乙二醇jDH变化比乙二醇/H乙二醇jfrac14; j[H乙二醇(roc)-h乙二醇(1)]/H乙二醇（1）j和HCjDH变化比C/HCj

frac14; j[HC(roc)-hC(1)]/HC对（1）j进行了计算和分析，其中H乙二醇和HC在不同的roc中获得图。2(a0),2(a00),2(b0),2(b00),2(c0)和2(c00).计算的DH乙二醇/H乙二醇和DHC/ HC均列于表S1中的补充材料. 在ROC2mm处，DH乙二醇/H乙二醇t8nm为11%，t12nm为10%，t17nm为51%，其中DHC/HC在t8nm处为19%，在t12nm处为9%，在t17nm时为15%。在ROC2mm处，DH乙二醇/H乙二醇t8nm为4%，t12nm为9%，t17nm为38%，其中DHC/HCt8nm为22%，t12nm为3%，t17nm为8%。很明显，H乙二醇和HC在一个固定的中华民国条件下，变化比率是不同的。在每个固定ROC下，弯曲应变对AFMNiMn层的应变效应是相同的，因此H不同乙二醇和HC变化比应与应变对FMc的影响有关0-Fe4N层。弯曲应变对c的磁各向异性的影响0-Fe4不同厚度的N层也有所不同。³⁵不同的磁各向异性变化的c0-Fe4N层可以引起不同的界面交换耦合，从而决定了DH乙二醇/H乙二醇 . 同时，界面交换耦合和磁各向异性的c0-Fe4N层测定DHC/HC一起这里，最大DH乙二醇/H乙二醇和DHC/HCZ在t17nmROC2mm为51%，在t8mmROC2mm为22%，有利于柔性自旋电子器件的实际应用。此外，应变量身定制的H乙二醇和HC柔性FeGa（10nm）/IrMn(tIrMn)双分子层与AFM层厚度呈正相关，其中应变依赖于H乙二醇和HC不同原子力显微镜厚度的双层膜具有相似的行为。³²研究还发现，在柔性FeGa(10nm)/IrMn(tIrMn)双层膜可以归因于铁磁和反铁磁各向异性的分布。³²为了研究弯曲循环对柔性双分子层膜磁性能的影响，本文研究了NiMn(15nm)/c的M-H曲线0-Fe4在2K下，测量了不同弯曲循环(n0、1、10和100)后的N(8nm)双分子层，如图所示。S7(a)和S7(c)的补充材料. 在图中。S7(b)和S7(d)，提取的H乙二醇和H_C在不同弯曲循环后差异较小，表明柔性外延NiMn/c交换偏置的重现性0-Fe4弯曲后的N双层。

图2.(a)M-H环，与菌株相关的(a0) H乙二醇和(a00) HCNiMn（15nm）/Fe4N（8nm）双分子层。(b)M-H环，与菌株相关的(b0) H乙二醇和（b00) HC的NiMn（15nm）/Fe4N（12nm)双层。(c)M-H环，与菌株相关的(c0) H乙二醇和(c00) HCNiMn（15nm）/Fe4N（17nm)双分子层。

图3(a)-3(f)显示AMR和平面Rxy曲线NiMn (15 nm)/c0-Fe4N(8nm)双分子层在2K和0。5 kOe.

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