基于过渡金属的笼目（Kagome）晶格化合物已经成为一类新颖的材料，由于这些层状晶体材料中的过渡金属元素占据了角共享三角形的二维晶格网络的顶点，因此具有线性交叠的Dirac电子能带结构和在强自旋轨道耦合作用下近乎平坦的能带.这些材料有Fe₃Sn₂^［1-3］，FeSn^［4］，Co₃Sn₂S₂^［5-6］，CoSn^［7］，Mn₃Sn^［8-10］以及ReMn₆Sn₆^［11］，表现了丰富的磁性基态以及与拓扑相关的输运性质.

2018年中国科学院物理研究所的Liu et al^［5］与人民大学的Lei et al^［6］各自独立地同时在具有Kagome子格结构的铁磁性物质Co₃Sn₂S₂中发现了很强的反常霍尔效应.根据第一性原理计算，Co₃Sn₂S₂是一种比较理想的外尔半金属，其中有三对外尔点，仅比费米能级高60 meV.2019年牛津大学实验组通过角分辨光电子能谱（Angle⁃Resolved Photoemission Spectro⁃scopy，ARPES）测量，在铁磁Co₃Sn₂S₂中清楚地观察到了（001）表面的费米弧和体态外尔点^［12］.输运测量还显示了超大反常霍尔电导和巨反常霍尔角（20%）^［5］，这些都是传统磁性物质无法达到的.以上的实验结果与理论预测完全吻合，证明了理论计算的可靠性，表明Co₃Sn₂S₂是首个可以实现外尔半金属的反常输运特性的良好平台，同时也为高温量子反常霍尔效应的实现提供了良好载体.

本文报道了磁控溅射方法在SiO₂（300 nm）/Si（100），Al₂O₃（0001）衬底上制备一系列不同厚度的Co₃Sn₂S₂薄膜材料，利用X射线衍射（X⁃ray Diffraction，XRD）、原子力显微镜（Atomic Force Microscopy，AFM）、扫描电子显微镜（Scanning Electron Microscope，SEM）、电子能谱（Energy Dispersive Spectroscopy，EDS）、铁磁共振（Ferromagnetic Resonance，FMR）和四探针法（Four⁃probe Method）对样品进行表征.通过分析样品的X射线衍射谱、电阻率等，获得样品的结构和电学特性随样品厚度变化的规律，同时，还制备了在不同衬底上生长的薄膜样品，探究其结构和优先生长面的异同.

Co₃Sn₂S₂薄膜采用直流磁控溅射方法制备（北京创世威纳科技有限公司，MSP⁃300BT），将剪切好的Co片（99.999%）和SnS₂靶材置于原子比Co∶Sn∶S=3∶2∶2的原始靶材上，尺寸Φ=50.5 mm×3 mm.通过改变靶材上Co片和SnS₂的面积、大小及位置，便可以控制最终样品中的Co，Sn和S的原子比.制备Co₃Sn₂S₂膜使用的衬底有两种，分别为Al₂O₃（0001）和SiO₂（300 nm）/Si（100），在制备过程中使用了掩膜板，以便于后续的电学性质测量.溅射腔真空度优于1×10^-4 Pa，溅射气体为高纯氩气，气体流量为40 sccm（标准状态毫升每分钟），工作气压为0.5 Pa，磁控溅射直流功率为3 W，偏压电源为30 V，衬底温度为500 ℃，沉积速率约为100 nm·h^-1.所有样品溅射完毕后，原位真空退火2 h，退火温度为500 ℃，真空自然降温至室温.

使用X射线衍射仪（Bruker D8 ADVANCE，Cu Kα，1.54 Å，40 kV，40 mA）对制备的Co₃Sn₂S₂薄膜进行结构分析，步长为0.02°，扫描范围为15°~80°.使用衍射谱对比分析薄膜的结构.使用原子力显微镜（本原纳米仪器有限公司，CSPM5500，接触模式AFM）测量样品厚度.使用扫描电子显微镜（FEI，Quanta200 ESEM）和配套的能谱仪（Oxford Instrument，Ultim Max，20 kV）对样品进行形貌和原子比的测量.使用四探针台和数字源表（Tektronix/KEITHLEY，KEITHLEY 2450）测量样品的纵向电阻率.所有待测样品皆使用四探针法测量电阻，样品长11 mm，宽1 mm，测量电流范围为0.1~0.3 mA.

在SiO₂（300 nm）/Si（100）衬底上制备了较厚的样品（~5 μm），经过500 ℃退火、能谱仪分析成分后，使用X射线衍射仪测试得到衍射谱.与文献［13］比对，其衍射峰详细情况如图1所示.

将上述布拉格峰的d值、相对强度和对应的晶面指数整理出来后，得到表1.通过较强的衍射峰的d值和相应的（hkl），如（003）（104）（006）（024）等，可以计算得到制备的Co₃Sn₂S₂薄膜晶格常数为a=5.3383 Å，c=13.1851 Å，与文献［14］中的a=5.3686 Å，c=13.1747 Å基本一致.和文献［14］相比，本文制备的样品a轴短了0.6%，c轴长了不到0.1%，非常接近.

在Al₂O₃（0001）衬底上制备了一系列不同厚度的Co₃Sn₂S₂薄膜，每个样品都经500 ℃原位真空退火.图2是部分不同厚度样品的X射线衍射结果.由图可见，样品厚度为24 nm时，仅仅生长（104）一个晶面；厚度增加至28 nm时，开始生长（003）晶面；增加至44 nm时，（003）晶面生长较好，开始生长（012）晶面；厚度增加至84 nm时，各晶面皆生长完好.其中（104）晶面的半高宽却随着样品厚度的增加不断减少，从最初24 nm时的0.495减少至84 nm时的0.369，说明样品结晶情况随着厚度的增加而变好.较厚的样品有序化程度较高，在较薄的样品中（厚度小于24 nm），晶面衍射峰几乎淹没在噪声信号中，不能很好地判断样品结晶情况.

在Al₂O₃（0001）衬底和SiO₂（300 nm）/Si（100）衬底上制备了较厚的Co₃Sn₂S₂样品（厚度~5 μm），相比于薄样品，其X射线衍射峰如图3所示.通过对比不同衬底上的X射线衍射谱，可以看出在样品较厚时，各自的优先生长面以及衍射峰的强度有所不同.对于SiO₂（300 nm）/Si（100）衬底来说，（104）晶面的衍射峰较强，其次是（003）和（006）晶面.对于Al₂O₃（0001）衬底来说，（024）和（012）晶面衍射峰较强，其次是（104）晶面，而（003）等晶面的衍射峰强度则较弱.因此从结晶情况来看，Co₃Sn₂S₂厚膜更适合在SiO₂（300 nm）/Si（100）衬底上生长.

分析Al₂O₃（0001）衬底上的X射线衍射峰，结果见表2.同样由峰强较高的（024）（012）（104）（015）等晶面指数计算出，Al₂O₃（0001）衬底上生长的Co₃Sn₂S₂晶体的晶格常数为a=5.3215 Å，c=13.2223 Å，和文献［14］相比，a轴短了0.88%，c轴长了0.36%，晶格畸变程度比生长在SiO₂（300 nm）/Si（100）衬底上的薄膜样品大.原因在于Al₂O₃同样为六方晶系，其晶格常数a=4.758 Å，小于Co₃Sn₂S₂的晶格常数，因此生长在Al₂O₃（0001）衬底上的Co₃Sn₂S₂薄膜会受到拉应力的作用，即晶格失配，导致Co₃Sn₂S₂薄膜的晶格常数减小，从而使晶格产生畸变（晶格体积减小了约1.3%），也使样品的优先生长晶面与生长在SiO₂（300 nm）/Si（100）衬底上的Co₃Sn₂S₂薄膜有所不同.

图4为SiO₂（300 nm）/Si（100）衬底上Co₃Sn₂S₂薄膜样品的FC （Field Cold）曲线，图中显示了样品磁化强度M_z随温度的变化关系.样品在μ₀=10 mT的外磁场中逐渐降温并测量M_z，从图中可以得出样品的居里点在174.8 K左右，与体块样品（175 K）^［6］一致，表明薄膜样品从顺磁性转向铁磁性.

图5为样品在不同温度下的磁滞回线.由图可见，样品在居里点以下时，为明显的铁磁性，易磁化方向为面外的c轴，磁滞回线的形状和文献［15］非常接近.本文制备的样品矫顽力大小约为2 T，相比文献［15］中100 K下5 T的矫顽力略小，更接近文献［15］中150 K的矫顽力.矫顽力小的原因可能在于本文所述制备的样品并非单晶.当外磁场的方向垂直面内时，样品仅有一部分被饱和磁化，即晶面指数为（003）（006）的部分被饱和磁化，而样品中（104）晶向不能饱和磁化，造成本文样品的矫顽力偏小.

本文还通过铁磁共振（FMR）的方法测量了样品在室温下（300 K）的微波响应特性.图6a~d为SiO₂（300 nm）/Si（100）衬底上Co₃Sn₂S₂厚膜样品（~3.7 μm）在不同频点下的铁磁共振结果，图7为铁磁共振磁场与微波频率的关系.

铁磁共振的公式为f=γ2πBB+μ0M，其中，f为共振频率，B为磁感应强度，M为样品磁化强度，μ0为真空磁导率，γ为样品旋磁比.室温下Co₃Sn₂S₂薄膜呈顺磁性，其磁化强度M可以忽略不计，因此，根据图7可计算得到样品旋磁比约为4.34 GHz·T^-1.

将Co₃Sn₂S₂用于电子器件时，其电学性质十分重要.对于Co₃Sn₂S₂薄膜，可以将其总电导分为两个主要部分，一部分是表面总电导G_2d，另一部分是体态总电导G_3d .在样品长l、宽w一定的情况下，表面电导的大小由表面层厚度t_c决定，与样品本身厚度无关，为一常数.第二部分的体态电导与样品的厚度t和体态电导率成正比，样品的电导为^［16］：

因此，知道了电导和厚度的关系，就可以求出样品的表面电导率和体态电导率.

测量样品电导的方法为标准四探针法，实验装置为四探针台和keithley2460数字源表，前期通过掩膜板已经将样品制备成如图8b所示的霍尔棒形式，2和3两个端点间的距离为11 mm，样品宽度为1 mm.

使用四探针法测量电阻时，需要在2，3两个端点间连接电压表，在1，4两个端点间连接恒定电流源，测2，3两端电压，改变恒定电流的大小，测得的电压⁃电流关系，线性拟合得到样品的电阻.测量不同厚度的样品的电阻后，得到电导⁃厚度的关系图.根据式（1），对厚度和电导经过线性拟合，其斜率为体态电阻率ρ3d，截距为表面电导G2d，结果如图9b所示（圆圈为实测数据，直线为线性拟合结果）.

从图中可以得到Co₃Sn₂S₂薄膜的表面电导为G2d=1.60×10-4Ω-1，斜率为10.739μS⋅nm-1，除以样品长度后，得出体态电阻率为ρ3d=846.5μΩ⋅cm，该体态电阻率相对于文献［14］中的490μΩ⋅cm稍大.文献［14］中制备的样品为单晶样品，制备方法为布里奇曼（Bridgeman）法，退火时间也长达72 h，从而电阻率较低，而本文采用的方法是磁控溅射法.在多晶态下，由于电子运动会受到较多晶界的散射效应，从而降低电子速度，增大了电阻率.

通常来讲，对于长、宽、高分别为l，w，t的样品，其纵向电阻率的公式为：

再对式（1）作变换可得：

将拟合得到的表面电导G2d和体态电阻率ρ3d代入式（3）可得电阻率随厚度变化的曲线（图10b），实线代表电阻率随厚度变化拟合曲线，图中蓝色圆圈标记点由公式（2）得出.从图中可以明显看出Co₃Sn₂S₂薄膜样品电阻率随着厚度增加而增加，与文献［17］不同.

此外，在样品厚度达到130 nm以上时，其电阻率基本保持不变，但与体态电阻率仍有一定的差距.而厚度在50 nm以下时，测量的电阻率要比理论预测的电阻率稍大，推测是由于样品表面极易氧化，起主要导电作用的表面层厚度减小，从而导致样品电阻率增大.

根据文献［16］：

其中teff为表面层厚度，σ3d,surf=σxx-σ3d，σxx(t)=1ρxx(t),σ3d=1ρ3d，可以计算出样品表面层的厚度，结果如图11a所示.对于20~70 nm厚度的样品，常温下其表面层约为2 nm，而低温下样品表面层较厚，详见图11b^［16］.

磁控溅射技术可在SiO₂（300 nm）/Si（100）和Al₂O₃（0001）衬底上制备出不同厚度的Co₃Sn₂S₂薄膜.X射线衍射分析结果表明了使用磁控溅射方法生长的薄膜样品在不同衬底上有不同的结晶情况.SiO₂（300 nm）/Si（100）衬底适合生长较厚样品，Al₂O₃（0001）衬底适合生长较薄样品，样品过厚会造成晶格失配的现象.样品在Al₂O₃（0001）衬底上可能受到磁控溅射的影响而优先选择生长（104）晶面，其次生长沿着c轴方向的（003）系列晶面，最后生长其余方向的晶面.X射线衍射分析制备薄膜的晶格常数，生长在SiO₂（300 nm）/Si（100）衬底上的薄膜的晶格形变更小.

用SQUID测量了样品的磁化曲线和磁滞回线，测得样品居里点为174.8 K.温度为10 K时，3.7 μm厚的Co₃Sn₂S₂薄膜样品的矫顽力约为2 T.根据样品的微波响应特性测量结果计算出样品在室温顺磁状态下的旋磁比约为4.34 GHz·T^-1.

使用四探针法测量出不同厚度样品的纵向电阻率，拟合样品电阻率随厚度的变化，计算得出常温下样品表面主要导电层厚度约为2 nm，而低温下主要导电层更厚.