CC BY
1ФУНДАМЕНТАЛЬНЫЕ ИССЛЕДОВАНИЯ FUNDAMENTAL RESEARCHES
Научная статья УДК 620.3:548.5
doi:10.24151/1561-5405-2024-29-6-703-714 EDN: GTШDT
Импульсное лазерное осаждение монокристаллических пленок сплава Гейслера СoFeMnSi на подложке MgO
И. В. Верюжский, А. С. Приходько, Ф. А. Усков, Ю. Е. Григорашвили, Н. И. Боргардт
Национальный исследовательский университет «МИЭТ», г. Москва, Россия
Аннотация. Для создания современных устройств спинтроники представляют интерес гетероструктуры на основе спинового бесщелевого полупроводника CoFeMnSi. Характеристики таких устройств определяются структурными и магнитными свойствами слоя CoFeMnSi. В настоящее время актуальной задачей является разработка технологии изготовления бездефектных тонкопленочных слоев CoFeMnSi. В работе рассмотрены тонкие монокристаллические пленки CoFeMnSi, выращенные на поверхности подложки Mg0(100) методом импульсного лазерного осаждения. Проведена оптимизация технологических параметров изготовления пленок CoFeMnSi. Показано, что путем выбора оптимальных значений температуры подложки Mg0(100), расстояния мишень - подложка, энергии и частоты генерации импульсного лазерного излучения могут быть изготовлены пленки CoFeMnSi в островковом или послойно-островковом режимах роста. Установлено, что для выращивания пленок CoFeMnSi в послойном режиме необходимо введение двухминутных пауз при формировании каждого нового слоя пленки, применение которых позволило вырастить атомарно гладкие монокристаллические пленки CoFeMnSi толщиной до 20 нм. Электронно-микроскопические исследования и дифракционный анализ образцов поперечного сечения выращенных на подложке пленок продемонстрировали, что они имеют совершенную кубическую кристаллическую структуру. Положение рефлексов на дифракционной картине указывает на то, что кубические элементарные ячейки пленки СоБеМп81 (пространственная группа Е43т) и кристалла Mg0(100) повернуты относительно друг друга на угол 45° вокруг направления Mg0[001], при этом обеспечивается их согласование по плоскостям СоБеМп81(202) и Mg0(020). Полученные результаты работы могут быть использованы для изготовления многослойных гетероструктур и приборов на их основе.
© И. В. Верюжский, А. С. Приходько, Ф. А. Усков, Ю. Е. Григорашвили, Н. И. Боргардт, 2024
Ключевые слова: бесщелевой полупроводник, спинтроника, тонкие пленки, лазерное осаждение, эпитаксия, монокристалл, сплав CoFeMnSi
Финансирование работы: работа выполнена при финансовой поддержке Минобрнауки России в рамках государственного задания (Соглашение FSMR-2024-0004) и с использованием оборудования ЦКП «Диагностика и модификация микроструктур и нанообъектов».
Для цитирования: Импульсное лазерное осаждение монокристаллических пленок сплава Гейслера CoFeMnSi на подложке MgO / И. В. Верюжский, А. С. Приходько, Ф. А. Усков и др. // Изв. вузов. Электроника. 2024. Т. 29. № 6. С. 703-714. https://doi.org/10.24151/1561-5405-2024-29-6-703-714. - EDN: GTIDDT.
Original article
Single-Crystalline CoFeMnSi Heusler alloy thin films as prepared by pulsed laser deposition on MgO substrate
I. V. Veryuzhskii, A. S. Prikhodko, F. A. Uskov, Yu. E. Grigorashvili, N. I. Borgardt
National Research University of Electronic Technology, Moscow, Russia
Abstract. Heterostructures based on spin-gapless semiconductor CoFeMnSi are of significant interest for developing modern spintronic devices. The characteristics of such devices are determined by the structural and magnetic properties of the CoFeMnSi layer. The development of technology for manufacturing defect-free thin film layers of CoFeMnSi is currently relevant. In this work, the thin single-crystal CoFeMnSi films grown by pulsed laser deposition on the surface of the MgO(100) substrate are considered. The technological parameters for the production of CoFeMnSi films are optimized. It was shown that by selecting the optimal values of the MgO(100) substrate temperature, the target -substrate distance, the energy and frequency of pulsed laser radiation, CoFeMnSi films can be produced in island or layer-by-island growth modes. It has been established that for growing CoFeMnSi films in a layer-by-layer mode, it is necessary to introduce 2-minute pauses during the formation of each new film layer, the use of which has made it possible to grow atomically smooth single-crystal CoFeMnSi films up to 20 nm thick. Electron microscopic studies and diffraction analysis of cross-sectional samples of films grown on a substrate have demonstrated that they have a perfect cubic crystalline structure. The position of reflections in the diffraction pattern indicates that the cubic unit cells of the CoFeMnSi film (space group F 43m) and of MgO(100) crystal are rotated relative to each other by an angle of 45° around the direction of MgO[001], while ensuring their alignment along the CoFeMnSi(202) and MgO(020) planes. The obtained results of the work can be used for the manufacture of multilayer heterostructures and devices based on them.
Keywords: spin gapless semiconductor, spintronics, thin films, laser deposition, epitaxy, single-crystal, CoFeMnSi alloy
Funding, the work has been supported by the Ministry of Science and Higher Education of the Russian Federation (Contract FSMR-2024-0004) and by using equipment of the Research Sharing Center "Diagnostics and modification of microstructures and nanoobjects".
For citation: Veryuzhskii I. V., Prikhodko A. S., Uskov F. A., Grigorashvili Yu. E., Borgardt N. I. Single-Crystalline CoFeMnSi Heusler alloy thin films as prepared by pulsed laser deposition on MgO substrate. Proc. Univ. Electronics, 2024, vol. 29, no. 6, pp. 703-714. https://doi.org/10.24151/1561-5405-2024-29-6-703-714. - EDN: GTIDDT.
Введение. Спиновые бесщелевые полупроводники - перспективный класс материалов, объединяющий в себе свойства полуметаллических ферромагнетиков и бесщелевых полупроводников [1, 2]. Одним из таких материалов является четверной сплав CoFeMnSi (CFMS), который благодаря своей зонной структуре обеспечивает возможность 100%-ной спиновой поляризации и позволяет использовать эффект Холла для разделения спин-поляризованных электронов и дырок [3]. Пленки CFMS характеризуются высокой температурой Кюри Tc ~ 778 К и намагниченностью насыщения Ms ~ 3,42 |iB/f.u. (где |iB - магнетон Бора, f.u. - формульная единица) [4], которая подчиняется правилу Слэтера - Полинга [5]. Структуры на основе CFMS могут сохранять свои уникальные электрические и магнитные свойства при комнатной температуре [6], что существенно расширяет возможности использования устройств спинтроники на их основе.
В настоящее время на базе тонких пленок CFMS создаются различные тестовые спинтронные устройства, такие как магнитные туннельные переходы полупроводник -изолятор - полупроводник, элементы энергонезависимой памяти STT-MRAM, спиновые транзисторы, а также приборы и датчики с магниторезистивными свойствами спиновых бесщелевых полупроводников [7]. Например, для создания магнитных туннельных переходов представляют интерес пленки CFMS толщиной менее 30 нм [8]. Их атомарная структура должна обладать высоким структурным совершенством, поскольку строение пленок CFMS существенно влияет на электрофизические и магнитные свойства создаваемых устройств [9, 10].
Процесс изготовления пленок на основе CFMS включает в себя две стадии [11]. Сначала происходит осаждение распыленного материала на подложку, предварительно нагретую до температуры 500 °C [12]. Затем для кристаллизации слоя CFMS проводится отжиг полученной пленки при температуре 700 °C. Однако пленки CFMS, выращенные описанным способом, несмотря на процесс отжига, имеют несовершенства кристаллической структуры, что может приводить к деградации электрофизических и магнитных характеристик пленок.
Одним из перспективных способов формирования тонких монокристаллических пленок CFMS на кристаллических подложках является метод импульсного лазерного осаждения (ИЛО). Его суть заключается в испарении (абляции) мишени определенного состава высокоэнергетичным лазерным импульсом с последующим осаждением распыленных частиц на предварительно подготовленную и нагретую поверхность кристаллической подложки [13].
В настоящей работе определяются оптимальные параметры процесса роста CoFeMnSi методом ИЛО, при которых на поверхности кристаллической подложки Mg0(100) формируются тонкие монокристаллические пленки CFMS. Во время роста пленок их структурное совершенство оценивается методом дифракции быстрых
электронов на отражение (ДБЭО). Детальные структурные исследования выращенных пленок проводятся с применением метода просвечивающей электронной микроскопии (ПЭМ).
Экспериментальное оборудование. Для изготовления тонких пленок CFMS использовали установку импульсного лазерного осаждения. Мишень, из которой распылялся материал, представляет собой четвертной сплав Гейслера CoFeMnSi с атомарным соотношением Co:Fe:Mn:Si 1:1:1:1 и чистотой исходных материалов 99,9 %.
Испарение материала мишени проводили импульсным KrF-лазером c длиной волны излучения 248 нм и длительностью импульса 20 нс. Структуру тонких пленок в процессе их роста наблюдали in-situ с помощью ДБЭО-системы. Для контроля состава атмосферы в ростовой камере использовали масс-спектрометр. Измерение температуры осуществляли двумя оптическими пирометрами c обеих сторон подложки. Для обеспечения равномерности распыления материала CFMS мишень вращалась со скоростью 10 об./мин с постепенным смещением от ее центра на расстояние в пределах диаметра мишени, равного 25 мм.
Для проведения структурных исследований выращенной на подложке пленки образцы поперечного сечения, параллельного плоскости Mg0(001), приготавливали методом in-situ lift-out [14] в электронно-ионном микроскопе Helios Nanolab 650. Полученные образцы изучали методами ПЭМ и электронной дифракции в приборе FEI Titan Themis 200 c корректором сферической аберрации в режиме получения изображений при ускоряющем напряжении 200 кВ.
Формирование монокристаллических пленок CFMS и исследование их структуры. Пленки CFMS выращивали при остаточном давлении в ростовой камере P = 110-5 Па. Перед каждым процессом осаждения проводили «тренировку» мишени, т.е. предварительное распыление материала мишени на закрытую заслонку, при этом распыленные частицы не осаждались на подложку. Мишень подвергалась облучению лазерными импульсами с частотой 1 Гц и количеством импульсов, равным 3000.
Пленки CFMS наносили на химически чистые монокристаллические подложки Mg0(100), хранившиеся в специализированной вакуумной упаковке. Поскольку MgO является гигроскопичным материалом, то для удаления гидратов с поверхности подложки проводили ее нагрев до температуры 1000 °С в ростовой камере установки ИЛО. Подложку выдерживали при указанной температуре 3 ч в атмосфере кислорода при давлении P = 110 Па. Кристаллическое состояние приповерхностной области подложки оценивали по рефлексам на картинах ДБЭО, получаемых в процессе отжига.
Температура подложки при выращивании пленок влияет на миграцию осаждаемых атомов на поверхности подложки. В случае низкой температуры затрудняется перемещение атомов материала мишени по поверхности подложки и занятие ими энергетически выгодных позиций, что приводит к формированию слоя с поликристиллической структурой. Если установленная температура подложки слишком высокая, то возрастает миграционная подвижность атомов. В результате атомы мишени могут либо покидать поверхность подложки из-за десорбции, либо образовывать критические зародыши больших размеров, коалесценция которых приводит к образованию относительно крупных зерен. Проведенные эксперименты позволили установить, что температура подложки, равная 650 °С, является оптимальной для выращивания пленок CFMS, ее значение оказалось выше значения температуры (500 °С) при изготовлении пленок
СБМБ методом лазерного осаждения [12]. Поэтому после проведенного высокотемпературного отжига устанавливали оптимальное значение температуры подложки, равное 650 °С. Подложку при данной температуре выдерживали в течение 1 ч перед осаждением пленки СБМБ.
Процесс лазерной абляции при импульсном лазерном осаждении пленок делится на четыре стадии [15]: 1) взаимодействие лазерного излучения с поверхностью мишени, т. е. абляция материала и образование плазменного факела; 2) развитие динамики плазмы факела, связанное с его расширением; 3) осаждение материала на подложку; 4) рост пленки на поверхности подложки.
Плазменный факел состоит из нейтральных атомов, электронов, заряженных ионов и кластеров (конгломератов) материала испаряемой мишени, энергии которых могут варьироваться от единиц до нескольких сотен электрон-вольт [16]. Качество формируемых пленок СБМБ в процессе их роста методом ИЛО существенным образом определяет взаимодействие потока этих частиц с подложкой. Энергия распыленных атомов, скорость их осаждения, состояние поверхности подложки, состав и атомная структура выращенной пленки будут зависеть от энергии и частоты лазерного импульса, давления в ростовой камере, а также от расстояния мишень - подложка.
В работе [17] отмечается, что параметры процесса лазерного осаждения должны быть отрегулированы таким образом, чтобы граница шлейфа плазменного факела касалась поверхности подложки. Слишком короткий шлейф не обеспечивает достаточного количества распыленного материала у поверхности подложки для осаждения на нее пленки. Однако в случае слишком длинного шлейфа ухудшаются свойства растущей пленки. Например, в работе [18] показано, что при использовании расстояния мишень -подложка менее 60 мм увеличивается размер зерен в пленках 2п0 и повышается их удельное сопротивление. В работе [12] для осаждения пленок CFMS значение расстояния мишень - подложка устанавливалось равным 40 мм. Выращенные пленки имели несовершенства кристаллической структуры даже после проведения термической обработки. Причина различия выбранных значений расстояния мишень - подложка заключается в том, что процессы, возникающие при ИЛО, требуют оптимизации параметров осаждения пленок для каждого используемого соединения материала мишени.
Для определения оптимальных параметров ИЛО проводили серию тестовых процессов по выращиванию пленок СБМБ на подложке М§0(100). С целью обеспечения чистоты процесса осаждения дополнительные газы не использовали, а ростовую камеру откачивали до остаточного давления P = 1-10-5 Па. Энергия лазера находится в диапазоне 100-230 мДж при максимально возможном значении 400 мДж. Расстояние мишень - подложка устанавливали в диапазоне 35-65 мм, которое является предельным для используемой установки.
На рис. 1, а показан плазменный факел, образованный при энергии лазерного импульса 230 мДж и расстоянии мишень - подложка 35 мм. Установлено, что при малом значении расстояния мишень - подложка граница видимой части шлейфа плазменного факела находится в зоне размещения подложки. Из-за высокой энергии распыленных частиц происходит повреждение поверхности подложки, при этом большая часть атомов не закрепляется на поверхности и, потеряв энергию после взаимодействия с подложкой, покидает ее.
Рис. 1. Формирование плазменного факела при импульсном лазерном осаждении пленок CFMS: а - энергия импульса 230 мДж, расстояние мишень - подложка 35 мм; б - энергия импульса 150 мДж, расстояние мишень - подложка 55 мм (пунктирные линии - условные границы участков факела с разной
интенсивностью свечения плазмы) Fig. 1. Plasma plume formation during pulsed laser deposition of CFMS films: a - the pulse energy was 230 mJ, the target - substrate distance was 35 mm; b - the pulse energy was 150 mJ, the target - substrate distance was 55 mm (the dashed lines indicate the conditional boundaries of plasma plume sections with different plasma
fluorescence intensities)
Поверхность подложки до и после процесса осаждения показана на рис. 2. Энергию частиц, поступающих на подложку, можно уменьшить путем снижения энергии лазерного импульса до 150 мДж и увеличения расстояния мишень - подложка до 55 мм. Форма плазменного факела и интенсивность свечения плазмы изменяются, при этом подложка находится у границы видимой части шлейфа плазменного факела (рис. 1, б).
Эпоксидный слой
Îîjt-K
-*•/'»>*
Рис. 2. ПЭМ-микрофотографии состояния поверхности подложки Mg0(100) до проведения процесса лазерного осаждения пленок CFMS (а) и в случае разрушения поверхностного слоя высокоэнергетическими распыленными частицами материала мишени (б) Fig. 2. TEM images of the Mg0(100) substrate surface before laser deposition of CFMS films (a) and in case of surface layer destruction by high-energy atomized particles of the target material (b)
Дальнейшее уменьшение энергии лазерного импульса и увеличение расстояния мишень - подложка приводит к существенному снижению скорости роста пленки и нарушению ее стехиометрии. Поэтому в качестве оптимальной энергии лазерных импульсов выбрано значение 150 мДж, а расстояние мишень - подложка устанавливалось равным 55 мм.
Скорость роста и атомная структура пленки также определяются частотой генерации лазерных импульсов. Если она составляла несколько герц, то на подложке формировались пленки с несовершенной атомарной структурой, что, предположительно, связано с недостаточностью времени для встраивания осаждаемых атомов в энергетически выгодные позиции на поверхности подложки. Поэтому для тестовых нанесений пленок выбрана частота генерации лазерных импульсов f = 1...2 Гц при максимально возможном значении 100 Гц.
На первом этапе роста на поверхности подложки образовывались островки СБМБ. Это подтверждается картиной ДБЭО (рис. 3, а), на которой визуализируются точечные рефлексы в результате дифракции электронов на атомных плоскостях СБМБ. Этот режим роста соответствует механизму Вольмера - Вебера [19, 20]. Если скорость поступления новых атомов будет высокой, то островковый режим роста сохранится. На ПЭМ-микрофоторафии образца поперечного сечения (рис. 3, б) показан один из островков материала СБМБ, выращенный на поверхности подложки М§0(100).
Снижение скорости осаждения за счет уменьшения частоты импульсов до значений f = 0,5 Гц и использования низкой энергии лазерного импульса E = 150 мДж позволило наблюдать замену островкового режима роста послойно-островковым Странского -Крыстанова [21]. Картина ДБЭО при этом имеет вид, показанный на рис. 3, в. В этом режиме первые слои СБМБ получаются сплошными, но после достижения критической толщины пленки из-за возникающих напряжений между пленкой и подложкой [22] рост пленки становится островковым (рис. 3, г).
Для последовательного роста слоев по методу Франка - Ван дер Мерве [23] атомам, осаждаемым на поверхность, необходимо время для образования нового слоя, чтобы они могли занять энергетически выгодные позиции. Это достигалось путем введения временных пауз после осаждения каждого нового слоя СБМБ. Для определения количества импульсов, необходимых для формирования одного слоя, проведены расчеты с использованием данных о толщине получаемых пленок. Установлено, что при выбранных условиях осаждения пленок CFMS необходимо после каждых 65 лазерных импульсов, облучающих мишень, делать паузы, длительность которых должна составлять около 2 мин. Такие временные задержки в процессе формирования пленки позволяют атомам CFMS заполнять пространство между образовавшимися островками. При толщине слоя CFMS более 2 нм островки сливаются в однородную пленку с монокристаллической структурой, что подтверждается непрерывными тяжами на картине ДБЭО (см. рис. 3, д).
Дальнейший рост пленок осуществлялся в послойном режиме. ПЭМ-микро-фотография образца поперечного сечения (рис. 3, е) показывает, что выращенная пленка CFMS на подложке Mg0(100) непрерывна и атомарно гладкая, ее толщина остается постоянной и составляет около 12 нм. На вставке рис. 3, е представлена дифракционная картина, полученная от пленки CFMS и подложки вдоль направления Mg0[001] с применением селективной диафрагмы, которая выделяет круглую область на образце диаметром 650 нм. Квадратом на этой вставке выделены рефлексы, соответствующие отражениям от плоскостей {200} подложки Mg0, ромбом - ближайшие к центру рефлексы от пленки CFMS, точечный вид которых свидетельствуют о ее монокристалличности.
Рис. 3. Рост пленок CFMS на подложке Mg0(100): а - ДБЭО-картина от пленки CFMS, выращенной в островковом режиме на подложке Mg0(100); б - ПЭМ-микрофотография выращенного островка CFMS на подложке Mg0(100); в - ДБЭО-картина от пленки, выращенной в режиме послой-но-островкового роста; г - ПЭМ-микрофотография формирования первых слоев пленки (далее наблюдается замена островкового режима роста послойно-островковым); д - ДБЭО-картина от пленки, выращенной в режиме послойного роста; е - ПЭМ-микрофотография,
подтверждающая высокое монокристаллическое качество пленки CFMS Fig. 3. The growth of the CFMS films on Mg0(100) substrate. a - RHEED pattern taken for CFMS film grown in the island mode on Mg0(100) substrate; b - TEM image showing the CFMS island grown on Mg0(100) substrate; c - RHEED pattern taken for CFMS film grown in layer-by-layer island growth mode; d - TEM image showing the formation of the first layers of the film, followed by a change of the island growth mode to layer-by-island growth; e - RHEED pattern taken for CFMS film grown in layer-by-layer growth mode; f- TEM image confirming the high single-crystal quality of the CFMS film
Положение рефлексов на дифракционной картине указывает на то, что кубические элементарные ячейки пленки CFMS (пространственная группа F43m) и кристалла Mg0(100) повернуты относительно друг друга на угол 45° вокруг направления Mg0[001]. Такое взаимное расположение кристаллических решеток указывает на ориентирующее влияние трансляционной симметрии подложки на расположение атомов в выращенной пленке. При этом обеспечивается их согласование по плоскостям CFMS(202) и Mg0(020), которые имеют близкое межплоскостное расстояние, что обусловливает возникновение составного рефлекса на дифракционной картине.
Заключение. В результате проведенных исследований определены оптимальные параметры процесса выращивания тонких монокристаллических пленок CFMS на подложках Mg0(100) методом импульсного лазерного осаждения. Продемонстрировано, что применение установленных значений температуры подложки MgO (100), расстояния мишень - подложка, энергии и частоты генерации импульсного лазерного облучения мишени CoFeMnSi на поверхности MgO (100), а также введение двухминутных пауз при формировании каждого нового слоя позволяют вырастить атомарно гладкие пленки CFMS толщиной до 20 нм. Их структурное совершенство подтверждается данными ПЭМ. Такие пленки имеют наилучшие электрические и магнитные характеристики и представляют интерес для создания приборов спин-троники.
Литература
1. Heusler alloys for spintronic devices: Review on recent development and future perspectives / K. Elphick, W. Frost, M. Samiepour et al. // Sci. Technol. Adv. Mater. 2021. Vol. 22. Iss. 1. P. 235-271. https://doi.org/10.1080/14686996.2020.1812364
2. Rani D., Bainsla L., Ablam A., Suresh K. G. Spin-gapless semiconductors: Fundamental and applied aspects // J. Appl. Phys. 2020. Vol. 128. Iss. 22. Art. No. 220902. https://doi.org/10.1063/5.0028918
3. Han J., Feng Y., Yao K., Gao G. Y. Spin transport properties based on spin gapless semiconductor CoFeMnSi // Appl. Phys. Lett. 2017. Vol. 111. Iss. 13. Art. No. 132402. https://doi.org/10.1063/L4999288
4. Investigation of spin gapless semiconducting behavior in quaternary CoFeMnSi Heusler alloy thin films on Si(100) / V. Mishra, V. Barwal, L. Pandey et al. // J. Magn. Magn. Mater. 2022. Vol. 547. Art. ID: 168837. https://doi.org/10.1016/j.jmmm.2021.168837
5. Tan X., You J., Liu P.-F., Wang Y. Theoretical study of the electronic, magnetic, mechanical and thermodynamic properties of the spin gapless semiconductor CoFeMnSi // Crystals. 2019. Vol. 9. Iss. 12. Art. No. 678. https://doi.org/10.3390/cryst9120678
6. Magnetic tunnel junction with an equiatomic quaternary CoFeMnSi Heusler alloy electrode / L. Bainsla, K. Z. Suzuki, M. Tsujikawa et al. // Appl. Phys. Lett. 2018. Vol. 112. Iss. 5. Art. No. 052403. https://doi.org/ 10.1063/1.5002763
7. Фетисов Ю. К., Сигов А. С. Спинтроника: физические основы и устройства // РЭНСИТ. 2018. Т. 10. № 3. С. 343-356.
8. Chemical and structural analysis on magnetic tunnel junctions using a decelerated scanning electron beam / E. Jackson, M. Sun, T. Kubota et al. // Sci. Rep. 2018. Vol. 8. Art. No. 7585. https://doi.org/10.1038/ s41598-018-25638-8
9. Investigation of perpendicular magnetic anisotropy in CoFeMnSi based heterostructures / L. Saravanan, V. Mishra, L. Pandey et al. // J. Magn. Magn. Mater. 2022. Vol. 561. Art. ID: 169693. https://doi.org/10.1016/ j.jmmm.2022.169693
10. Structures, magnetism and transport properties of the potential spin-gapless semiconductor CoFeMnSi alloy / H. Fu, Y. Li, L. Ma et al. // J. Magn. Magn. Mater. 2019. Vol. 473. P. 16-20. https://doi.org/10.1016/ j.jmmm.2018.10.040
11. Structural and magnetic properties of epitaxial thin films of the equiatomic quaternary CoFeMnSi Heusler alloy / L. Bainsla, R. Yilgin, J. Okabayashi et al. // Phys. Rev. B. 2017. Vol. 96. Iss. 9. Art. No. 094404. https://doi.org/10.1103/PhysRevB.96.094404
12. Kushwaha V. K., Rani J., Tulapurkar A., Tomy C. V. Possible spin gapless semiconductor type behavior in CoFeMnSi epitaxial thin films // Appl. Phys. Lett. 2017. Vol. 11. Iss. 15. Art. No. 152407. https://doi.org/ 10.1063/1.4996639
13. Greer J. A. History and current status of commercial pulsed laser deposition equipment // J. Phys. D: Appl. Phys. 2014. Vol. 47. No. 3. Art. No. 034005. https://doi.org/10.1088/0022-3727/47/3/034005
14. Giannuzzi L. A., Stevie F. A. A review of focused ion beam milling techniques for TEM specimen preparation // Micron. 1999. Vol. 30. Iss. 3. P. 197-204. https://doi.org/10.1016/S0968-4328(99)00005-0
15. Булаев С. А. Сущность импульсного лазерного напыления в вакууме как способа получения пленок нанометровой толщины // Вестник Казанского технологического университета. 2014. Т. 17. № 18. С. 25-28. EDN: SXYGFX.
16. Кузнецов И. А., Гараева М. Я., Мамичев Д. А., Занавескин М. Л. Формирование ультрагладких тонких пленок серебра методом импульсного лазерного осаждения // Кристаллография. 2013. Т. 58. № 5. С. 725-729. https://doi.org/10.7868/S0023476113030090. - EDN: QYNFFB.
17. Morintale E., Constantinescu C., Dinescu M. Thin films development by pulsed laser-assisted deposition // Physics AUC. 2010. Vol. 20 (1). P. 43-56.
18. Влияние процессов в факеле при лазерной абляции на удельное сопротивление и морфологию нанокристаллических пленок ZnO / О. А. Агеев, А. П. Достанко, Е. Г. Замбург и др. // Физика твердого тела. 2015. Т. 57. № 10. С. 2037-2042. EDN: UJMJFJ.
19. Venables J. A. Surface processes in thin film devices // Introduction to surface and thin film processes / J. A. Venables. Cambridge: Cambridge Univ. Press, 2000. P. 260-296. https://doi.org/10.1017/ CB09780511755651.009
20. Growth and in situ high-pressure reflection high energy electron diffraction monitoring of oxide thin films / J. Li, W. Peng, K. Chen et al. // Sci. China Phys. Mech. Astron. 2013. Vol. 56. P. 2312-2326. https://doi.org/10.1007/s11433-013-5352-6
21. Baskaran A., Smereka P. Mechanisms of Stranski-Krastanov growth // J. Appl. Phys. 2012. Vol. 111. Iss. 4. Art. No. 044321. https://doi.org/10.1063/L3679068
22. Шугуров А. Р., Панин А. В. Механизмы возникновения напряжений в тонких пленках и покрытиях // ЖТФ. 2020. Т. 90. № 12. С. 1971-1994. https://doi.org/10.21883/jtf.2020.12.50417.38-20. -EDN: VBXWW0.
23. Braun A., Diale M., Malherbe J., Braun M. Introduction: Jan van der Merwe. Epitaxy and the computer age // J. Mater. Res. 2017. Vol. 32. P. 3921-3923. https://doi.org/10.1557/jmr.2017.426
Статья поступила в редакцию 19.08.2024 г.; одобрена после рецензирования 16.09.2024 г.;
принята к публикации 1 0.10.2024 г.
Информация об авторах
Верюжский Иван Васильевич - кандидат технических наук, старший научный сотрудник научно-исследовательской лаборатории сверхпроводниковой микроэлектроники Института физики и прикладной математики Национального исследовательского университета «МИЭТ» (Россия, 124498, г. Москва, г. Зеленоград, пл. Шокина, 1), [email protected]
Приходько Александр Сергеевич - кандидат физико-математических наук, доцент, старший научный сотрудник научно-исследовательской лаборатории электронной микроскопии Института физики и прикладной математики Национального исследовательского университета «МИЭТ» (Россия, 124498, г. Москва, г. Зеленоград, пл. Шокина, 1), [email protected]
Усков Филипп Александрович - инженер научно-исследовательской лаборатории сверхпроводниковой микроэлектроники Института физики и прикладной математики, аспирант Института физики и прикладной математики Национального исследовательского университета «МИЭТ» (Россия, 124498, г. Москва, г. Зеленоград, пл. Шокина, 1), [email protected]
Григорашвили Юрий Евгеньевич - кандидат технических наук, старший научный сотрудник, начальник научно-исследовательской лаборатории сверхпроводниковой микроэлектроники Института физики и прикладной математики Национального исследовательского университета «МИЭТ» (Россия, 124498, г. Москва, г. Зеленоград, пл. Шокина, 1), [email protected]
Боргардт Николай Иванович - доктор физико-математических наук, профессор, директор Института физики и прикладной математики, начальник научно-исследовательской лаборатории электронной микроскопии Института физики и прикладной математики Национального исследовательского университета «МИЭТ» (Россия, 124498, г. Москва, г. Зеленоград, пл. Шокина, 1), [email protected]
References
1. Elphick K., Frost W., Samiepour M., Kubota T., Takanashi K., Sukegawa H., Mitani S., Hirohata A. Heusler alloys for spintronic devices: Review on recent development and future perspectives. Sci. Technol. Adv. Mater., 2021, vol. 22, iss. 1, pp. 235-271. https://doi.org/10.1080/14686996.2020.1812364
2. Rani D., Bainsla L., Ablam A., Suresh K. G. Spin-gapless semiconductors: Fundamental and applied aspects. J. Appl. Phys., 2020, vol. 128, iss. 22, art. no. 220902. https://doi.org/10.1063/5.0028918
3. Han J., Feng Y., Yao K., Gao G. Y. Spin transport properties based on spin gapless semiconductor CoFeMnSi. Appl. Phys. Lett., 2017, vol. 111, iss. 13, art. no. 132402. https://doi.org/10.1063/L4999288
4. Mishra V., Barwal V., Pandey L., Gupta N. K., Hait S., Kumar A., Sharma N. et al. Investigation of spin gapless semiconducting behavior in quaternary CoFeMnSi Heusler alloy thin films on Si(100). J. Magn. Magn. Mater., 2022, vol. 547, art. ID: 168837. https://doi.org/10.1016/j.jmmm.2021.168837
5. Tan X., You J., Liu P.-F., Wang Y. Theoretical study of the electronic, magnetic, mechanical and thermodynamic properties of the spin gapless semiconductor CoFeMnSi. Crystals, 2019, vol. 9, iss. 12, art. no. 678. https://doi.org/10.3390/cryst9120678
6. Bainsla L., Suzuki K. Z., Tsujikawa M., Tsuchiura H., Shirai M., Mizukami Sh. Magnetic tunnel junction with an equiatomic quaternary CoFeMnSi Heusler alloy electrode. Appl. Phys. Lett., 2018, vol. 112, iss. 5, art. no. 052403. https://doi.org/10.1063/L5002763
7. Fetisov Yu. K., Sigov A. S. Spintronics: Physical foundations and devices. RENSIT, 2018, vol. 10 (3), pp. 343-356. https://doi.org/10.17725/rensit.2018.10.343. - EDN: YPXQLJ.
8. Jackson E., Sun M., Kubota T., Takanashi K., Hirohata A. Chemical and structural analysis on magnetic tunnel junctions using a decelerated scanning electron beam. Sci. Rep., 2018, vol. 8, art. no. 7585. https://doi.org/ 10.1038/s41598-018-25638-8
9. Saravanan L., Mishra V., Pandey L., Gupta N. K., Kumar N., Gopalan R., Prabhu D. et al. Investigation of perpendicular magnetic anisotropy in CoFeMnSi based heterostructures. J. Magn. Magn. Mater., 2022, vol. 561, art. ID: 169693. https://doi.org/10.1016/j.jmmm.2022.169693
10. Fu H., Li Y., Ma L., You C., Zhang Q., Tian N. Structures, magnetism and transport properties of the potential spin-gapless semiconductor CoFeMnSi alloy. J. Magn. Magn. Mater., 2019, vol. 473, pp. 16-20. https://doi.org/10.1016/jjmmm.2018.10.040
11. Bainsla L., Yilgin R., Okabayashi J., Ono A., Suzuki K., Mizukami Sh. Structural and magnetic properties of epitaxial thin films of the equiatomic quaternary CoFeMnSi Heusler alloy. Phys. Rev. B, 2017, vol. 96, iss. 9, art. no. 094404. https://doi.org/10.1103/PhysRevB.96.094404
12. Kushwaha V. K., Rani J., Tulapurkar A., Tomy C. V. Possible spin gapless semiconductor type behavior in CoFeMnSi epitaxial thin films. Appl. Phys. Lett., 2017, vol. 11, iss. 15, art. no. 152407. https://doi.org/ 10.1063/1.4996639
13. Greer J. A. History and current status of commercial pulsed laser deposition equipment. J. Phys. D: Appl. Phys., 2014, vol. 47, no. 3, art. no. 034005. https://doi.org/10.1088/0022-3727/47/3/034005
14. Giannuzzi L. A., Stevie F. A. A review of focused ion beam milling techniques for TEM specimen preparation. Micron, 1999, vol. 30, iss. 3, pp. 197-204. https://doi.org/10.1016/S0968-4328(99)00005-0
15. Bulaev S. A. Pulsed laser deposition in vacuum as a method for producing films of nanometer thickness. Vestnik Kazanskogo tekhnologicheskogo universiteta, 2014, vol. 17, no. 18, pp. 25-28. (In Russian). EDN: SXYGFX.
16. Kuznetsov I. A., Garaeva M. Ya., Mamichev D. A., Grishchenko Yu. V., Zanaveskin M. L. Formation of ultrasmooth thin silver films by pulsed laser deposition. Crystallogr. Rep., 2013, vol. 58, pp. 739-742. https://doi.org/10.1134/S1063774513030097
17. Morintale E., Constantinescu C., Dinescu M. Thin films development by pulsed laser-assisted deposition. PhysicsAUC, 2010, vol. 20 (1), pp. 43-56.
18. Ageev O. A., Dostanko A. P., Zamburg E. G., Konoplev B. G., Polyakov V. V., Cherednichenko D. I. Effect of the processes in the laser ablation plume on the resistivity and morphology of nanocrystalline ZnO films. Phys. Solid State, 2015, vol. 57, pp. 2093-2098. https://doi.org/10.1134/S1063783415100029
19. Venables J. A. Surface processes in thin film devices. Introduction to surface and thin film processes, by J. A. Venables. Cambridge, Cambridge Univ. Press, 2000, pp. 260-296. https://doi.org/10.1017/ CB09780511755651.009
20. Li J., Peng W., Chen K., Wang P., Chu H.-F., Chen Y.-F., Zheng D.-N. Growth and in situ high-pressure reflection high energy electron diffraction monitoring of oxide thin films. Sci. China Phys. Mech. Astron., 2013, vol. 56, pp. 2312-2326. https://doi.org/10.1007/s11433-013-5352-6
21. Baskaran A., Smereka P. Mechanisms of Stranski-Krastanov growth. J. Appl. Phys., 2012, vol. 111, iss. 4, art. no. 044321. https://doi.org/10.1063/L3679068
22. Shugurov A. R., Panin A. V. Mechanisms of stress generation in thin films and coatings. Tech. Phys., 2020, vol. 65, pp. 1881-1904. https://doi.org/10.1134/S1063784220120257
23. Braun A., Diale M., Malherbe J., Braun M. Introduction: Jan van der Merwe. Epitaxy and the computer age. J. Mater. Res., 2017, vol. 32, pp. 3921-3923. https://doi.org/10.1557/jmr.2017.426
The article was submitted 19.08.2024; approved after reviewing 16.09.2024;
accepted for publication 10.10.2024.
Information about the authors
Ivan V. Veriuzhskii - Cand. Sci. (Eng.), Senior Scientific Researcher of the Superconducting Microelectronics Research Laboratory, Institute of Physics and Applied Mathematics, National Research University of Electronic Technology (Russia, 124498, Moscow, Zelenograd, Shokin sq., 1), [email protected]
Alexandr S. Prihodko - Cand. Sci. (Phys.-Math.), Assoc. Prof., Senior Scientific Researcher of the Research Laboratory of Electron Microscopy, Institute of Physics and Applied Mathematics, National Research University of Electronic Technology (Russia, 124498, Moscow, Zelenograd, Shokin sq., 1), [email protected]
Philip A. Uskov - Engineer of the Superconducting Microelectronics Research Laboratory, Institute of Physics and Applied Mathematics, PhD student of the Institute of Physics and Applied Mathematics, National Research University of Electronic Technology (Russia, 124498, Moscow, Zelenograd, Shokin sq., 1), [email protected]
Yury E. Grigorashvili - Cand. Sci. (Eng.), Senior Scientific Researcher, Head of the Superconducting Microelectronics Research Laboratory, Institute of Physics and Applied Mathematics, National Research University of Electronic Technology (Russia, 124498, Moscow, Zelenograd, Shokin sq., 1), [email protected]
Nikolay I. Borgardt - Dr. Sci. (Phys.-Math.), Prof., Director of the Institute of Physics and Applied Mathematics, Head of the Research Laboratory of Electron Microscopy, Institute of Physics and Applied Mathematics, National Research University of Electronic Technology (Russia, 124498, Moscow, Zelenograd, Shokin sq., 1), [email protected]
