沉積厚度對L10-FePt薄膜(001)織構和磁性的影響

徐 健,陳芳慧,張玉梅,劉 梅,李海波

(吉林師范大學 功能材料物理與化學教育部重點實驗室,吉林 四平 136000)

由于L10-FePt合金具有較高的磁晶各向異性、較小的超順磁臨界尺寸和良好的化學穩定性,因此在超高密度磁記錄介質材料領域應用廣泛[1-4].作為垂直磁記錄介質材料,通常需要FePt薄膜具有較強的(001)織構生長[5-7]或較好的垂直各向異性[8-10],即需要通過昂貴的襯底或熱處理過程以控制薄膜的(001)取向生長[11-12].本文利用磁控濺射法在表面氧化的Si(001)基片上室溫沉積FePt薄膜,在H2氣氛中退火,得到了具有(001)織構和垂直磁各向異性的L10-FePt薄膜;并利用原子力顯微鏡(AFM)、X射線衍射(XRD)和振動樣品磁強計(VSM)表征薄膜樣品的形貌、結構和磁性,研究薄膜厚度對樣品織構和磁性的影響.

1 實 驗

1.1 薄膜樣品的制備

使用美國AJA公司生產的ATC 1800-F型多靶磁控濺射系統,采用直流共濺射方法在室溫下沉積FePt薄膜.Fe和Pt靶的質量分數均為99.95%,基片為表面氧化的Si(001).沉積薄膜前,基片先需充分清洗,干燥后送入濺射室.濺射室的本底真空優于1.6×10-4Pa,濺射時Ar氣的工作氣壓為0.67 Pa.為使薄膜樣品厚度均勻,基片以20 r/min速率旋轉.保持濺射功率不變,通過濺射時間控制薄膜的厚度,5個樣品的濺射時間分別為65,130,195,260,325 s.將制得的沉積態薄膜樣品置于石英舟內,在管式爐H2氣氛中于600 ℃熱處理1 h.H2由山東賽克賽斯氫能源有限公司生產的QL-300型H2發生器提供,流量為120 mL/min,壓力為105Pa,H2的體積分數為99.9%.

1.2 薄膜樣品的表征

用日本理學公司生產的Rigaku D/max 2500PC型X射線衍射儀分析薄膜樣品結構,Cu靶Kα輻射,石墨晶體單色器,電壓40 kV,電流300 mA;用美國Agilent公司生產的5500型AFM表征薄膜樣品的表面形貌;用美國Lake Shore公司生產的7407型振動樣品磁強計測量薄膜樣品的磁性.

2 結果與分析

濺射時間為195 s薄膜樣品的小角X射線鏡面散射(XRR)曲線如圖1所示.由

可得薄膜厚度為15 nm,其中:d為薄膜厚度;λ為入射X射線波長;θ1和θ2為相鄰兩級衍射的衍射角.保持濺射功率不變時,薄膜厚度與濺射時間呈線性關系,由此可得厚度分別為5,10,15,20,25 nm的薄膜樣品,分別標記為A,B,C,D,E.

厚度為15 nm的FePt薄膜樣品AFM照片如圖2所示.由圖2可見,薄膜表面較平整,均方根粗糙度為2.89 nm,結合XRR曲線結果,可知薄膜厚度較均勻,致密性較好.

圖1 濺射時間為195 s樣品的XRR曲線Fig.1 XRR curve of a sample sputtered for 195 s

圖2 樣品C的AFM照片Fig.2 AFM image of sample C

H2氣氛下經600 ℃熱處理后不同厚度FePt薄膜樣品的XRD譜如圖3(A)所示,作為對比,圖中給出了粉末衍射卡片(PDF)中FePt的峰位和強度(JCPDS43-1359);圖3(B)為FePt(111)衍射峰的放大圖.由圖3可見：當沉積厚度為5 nm和10 nm時,XRD譜出現fct-FePt的(001)和(002)衍射峰,未出現(111)衍射峰,表明此時樣品具有良好的(001)織構；當沉積厚度為15,20,25 nm時,XRD譜出現(001)和(002)衍射峰與較弱的(111)衍射峰,且隨著薄膜厚度的增加,(111)衍射峰強度呈逐漸增強的趨勢,表明厚度增加使FePt薄膜(001)取向生長呈減弱趨勢.

圖3 不同厚度FePt樣品的XRD譜(A)和(111)衍射峰放大圖(B)Fig.3 XRD patterns (A) of the samples with different thickness and the enlarged patterns (B) of (111) diffraction peak

對于沒有擇優取向生長的L10-FePt,(001)和(111)衍射峰的強度之比I(001)/I(111)=0.3.樣品A和B未出現(111)衍射峰,表明樣品具有(001)織構.樣品C,D,E的I(001)/I(111)值分別為96,19,9,表明各樣品均具有顯著的(001)取向生長.隨著薄膜厚度的增加,其I(001)/I(111)值減小,表明薄膜的(001)取向生長程度呈減弱趨勢,即沉積過厚不利于L10-FePt的(001)取向生長.

FePt樣品的晶粒尺寸D及晶粒尺寸與膜厚d的比值隨薄膜厚度的變化關系如圖4所示.由圖4可見,隨著薄膜厚度的增加,FePt的晶粒尺寸逐漸增大,晶粒尺寸與膜厚的比值逐漸減小.對較薄薄膜熱處理時,晶粒長大需要原子的長程擴散,因此FePt晶粒尺寸較小.當薄膜厚度增加時,薄膜逐漸變為連續結構,晶粒間的原子易于擴散,有利于晶粒的合并長大,使FePt晶粒尺寸隨厚度的增加而變大.

當FePt薄膜的厚度接近晶粒大小時,沿薄膜方向的應變弛豫各向異性導致FePt薄膜產生(001)織構[13].由圖4可見,當薄膜厚度為5 nm時,晶粒尺寸約為5 nm,晶粒尺寸與膜厚的比值近似為1,因此樣品具有良好的(001)織構.隨著薄膜厚度的增加,晶粒尺寸與膜厚的比值下降,使其(001)織構生長趨勢減弱.

由于L10相的化學有序激活能與薄膜厚度有關,因此FePt薄膜的有序度將隨薄膜厚度的變化而改變.有序度參數S的表達式為

其中:(I001/I002)cal=2;(I001/I002)exp為實驗值[14].薄膜樣品的有序度參數S隨薄膜厚度的變化關系如圖5所示.由圖5可見,有序度參數S隨薄膜厚度的增加而增大.

圖4 樣品的晶粒尺寸和晶粒尺寸與薄膜厚度比值隨薄膜厚度的變化關系Fig.4 Variations of the grain size and the ratio of grain size to film thickness with film thickness

圖5 有序化參數S與薄膜厚度的變化關系Fig.5 Variations of ordering parameters S with film thickness

不同厚度樣品的室溫磁滯回線如圖6所示.由圖6可見,樣品均表現為典型的硬磁性;磁滯回線出現較明顯的臺階,這是由于薄膜中軟磁相和硬磁相耦合較弱所致[15].

圖6 不同厚度樣品的室溫磁滯回線Fig.6 Magnetic hysteresis loops of films with different thickness at room temperature

圖7 樣品垂直和平行薄面的矯頑力隨薄膜厚度的變化關系Fig.7 Changes of out-of-plane and in-plane coercivities with film thickness

樣品垂直膜面和平行膜面矯頑力隨薄膜厚度的變化關系如圖7所示.由圖7可見,樣品垂直膜面的矯頑力Hc⊥均遠大于平行膜面的矯頑力Hc∥,表明樣品均具有明顯的垂直磁各向異性,有利于樣品作為垂直磁記錄材料介質.隨著薄膜厚度的增加,Hc⊥逐漸增加,當厚度為10 nm時達到最大值720.54 kA/m,然后又呈現減小的趨勢,Hc∥隨薄膜厚度的增加呈增加的趨勢.當薄膜厚度為10 nm時,Hc⊥和Hc∥的差值最大.與文獻[16]結果相比,樣品具有更明顯的垂直各向異性.

綜上,本文采用磁控濺射和H2氣氛中退火,在表面氧化的Si(001)基片上得到了具有(001)織構的L10-FePt薄膜,樣品表現出明顯的垂直磁各向異性.當沉積厚度從5 nm增加到25 nm時,FePt的晶粒尺寸從5 nm增大到21 nm,樣品的有序度參數從0.60增大到0.85,同時,(001)取向生長有減弱的趨勢.隨著薄膜厚度的增加,平行膜面矯頑力增大,垂直膜面矯頑力先增大后減小,當薄膜厚度為10 nm時,垂直膜面矯頑力最大，為720.54 kA/m,樣品的垂直磁各向異性最佳.

[1] Leistner K,Schl?rb H,Thomas J,et al.Remanence Enhancement in Nanoscaled Electrodeposited FePt Films [J].Appl Phys Lett,2008,92(5):052502.

[3] Wiedwald U,Klimmer A,Kern B,et al.Lowering of theL10Ordering Temperature of FePt Nanoparticles by He+Ion Irradiation [J].Appl Phys Lett,2007,90(6):062508.

[4] Kim K E,Lee M K,Sung Y M,et al.EnhancedL10Chemical Ordering and FePt/Fe3O4Core/Shell Structure Formation in Zn-Doped FePt Nanoparticles [J].Appl Phys Lett,2007,90(17):173117.

[5] XU Ying-fan,Chen J S,Wang J P.InsituOrdeing of FePt Thin Films with Face-Centered-Tetragonal (001) Texture on Cr100-xRuxUnderlayer at Low Subsrtate Temprature [J].Appl Phys Lett,2002,80(18):3325-3327.

[6] Nakagawa Shigeki,Kamiki Taro.Highly (001) Oriented FePt Ordered Alloy Thin Films Fabricated from Pt(100)/Fe(100) Structure on Glass Disks without Seed Layers [J].J Magn Magn Mater,2005,287:204-208.

[7] Yan M L,Xu Y F,Li X Z,et al.Highly (001)-Oriented Ni-DopedL10FePt Films and Their Magnetic Properties [J].J Appl Phys,2005,97(10):10H309.

[8] Lee S H.Effect of Dual Underlayer Structure on the Perpendicular Magnetization of FePt:C Nanocomposite Films [J].Mater Chem Phys,2011,129(1/2):614-618.

[9] Ho P,Han G C,Chow G M,et al.Interlayer Magnetic Coupling in Perpendicular AnisotropyL10-FePt Based Pseudo Spin Valve [J].Appl Phys Lett,2011,98(25):252503.

[10] Bonell F,Murakami S,Shiota Y,et al.Large Change in Perpendicular Magnetic Anisotropy Induced by an Electric Field in FePd Ultrathin Films [J].Appl Phys Lett,2011,98(23):232510.

[11] WU Yun-chung,WANG Liang-wei,Rahman M T,et al.Evolution of Granular to Particulate Structure of (001) FePt on Amorphous Substrates (Invited) [J].J Appl Phys,2008,103(7):07E126.

[12] Sun C J,Liu B H,Wang J P,et al.Sputtered FePt Films with Uniform Nanoscale Grain Size on Cu (001) Single Crystal [J].J Appl Phys,2005,97(10):10J103.

[13] Kim J S,Koo Y M.Thickness Dependence of (001) Texture Evolution in FePt Thin Films on an Amorphous Substrate [J].Thin Solid Films,2008,516(6):1147-1154.

[14] Okamoto S,Kikuchi N,Kitakami O,et al.Chemical-Order-Dependent Magnetic Anisotropy and Exchange Stiffness Constant of FePt (001) Epitaxial Films [J].Phys Rev B,2002,66(2):024413.

[15] MA Bin,WANG Hao,ZHAO Hai-bao,et al.Structural and Magnetic Properties of a Core-Shell TypeL10FePt/Fe Exchange Coupled Nanocomposite with Tilted Easy Axis [J].J Appl Phys,2011,109(8):083907.

[16] Chen S C,Sun T H,Chang C L,et al.Film Thickness Dependence of Microstructures and Magnetic Properties in Single-Layered FePt Films byin-situAnnealing [J].Thin Solid Films,2011,519(20):6964-6968.

(責任編輯：王 健)

研究簡報