Artykuł metodologiczny

Rozpylanie i charakterystyka metamagnetycznych epiwarstw FeRh uporządkowanych w B2

15.3K wyświetleń

⸱

DOI:

10.3791/50603

⸱

5 października 2013

 ,  ,  ,  ,  ,  ,  , 
1School of Physics and Astronomy, University of Leeds, 2Institute of Materials Research, University of Leeds, 3School of Chemistry, University of Edinburgh, 4Department of Chemical Engineering, Northeastern University, 5Department of Physics, Northeastern University

W tym artykule

Podsumowanie

Opisano metodę przygotowania warstw epitaksjalnych uporządkowanych stopów metodą rozpylania. Jako przykład używany jest związek FeRh uporządkowany w B2, ponieważ wykazuje on przejście metamagnetyczne, które zależy wrażliwie od stopnia porządku chemicznego i dokładnego składu stopu.

Streszczenie

Chemicznie uporządkowane stopy są przydatne w różnych nanotechnologiach magnetycznych. Najwygodniej przygotowuje się je na skalę przemysłową przy użyciu technik napylania. W tym miejscu opisano metodę otrzymywania cienkich warstw epitaksjalnych FeRh uporządkowanych w B2 poprzez napylanie na podłożach monokryształowych MgO. Osadzanie w powolnym tempie na podgrzanym podłożu daje czas na osadzenie się przypadków w sieci o dobrze zdefiniowanym związku epitaksjalnym z podłożem, a także na znalezienie właściwych miejsc w subsieciach Fe i Rh struktury B2. Struktura jest dogodnie scharakteryzowana za pomocą reflektometrii rentgenowskiej i dyfrakcji i może być wizualizowana bezpośrednio za pomocą przekrojów poprzecznych transmisyjnego mikroskopu elektronowego. FeRh uporządkowany w B2 wykazuje niezwykłe metamagnetyczne przejście fazowe: stan podstawowy jest antyferromagnetyczny, ale stop przekształca się w ferromagnetyk po podgrzaniu z typową temperaturą przejścia około 380 K. Towarzyszy temu 1% zwiększenie objętości komórki elementarnej: izotropowej luzem, ale bocznie zaciśniętej w epiwarstwie. Obecność antyferromagnetycznego stanu podstawowego i związanego z nim przejścia fazowego pierwszego rzędu jest bardzo wrażliwa na prawidłową stechiometrię równoatomową i prawidłowe uporządkowanie B2, a więc jest wygodnym sposobem na zademonstrowanie jakości warstw, które można zdeponować przy użyciu tego podejścia. Podajemy również kilka przykładów różnych technik, za pomocą których można wykryć zmianę fazy.

Wprowadzenie

Centralnym paradygmatem przemysłu mikroelektronicznego jest metoda obróbki płaskiej: sekwencyjne osadzanie i tworzenie wzorów cienkich warstw na powierzchni płytki materiału podłoża. Bardzo często podłożem jest monokryształ, a warstwy muszą być epitaksjalne, to znaczy w rejestrze krystalicznym z podłożem pod spodem. W przypadku materiałów półprzewodnikowych osiąga się to zwykle za pomocą epitaksji wiązki molekularnej (MBE) w warunkach laboratoryjnych1 lub epitaksji metaloorganicznej fazy gazowej (MOVPE) w produkcji2.

Chociaż epitaksjalny wzrost metali za pomocą MBE jest możliwy, łatwo się one osadzają przez rozpylanie, a jest to najczęstsza metoda osadzania cienkich warstw magnetycznych zarówno w warunkach badawczych, jak i przemysłowych. Podczas gdy metoda ta jest powszechnie kojarzona ze wzrostem filmów polikrystalicznych, wzrost epitaksjalny na podłożu monokrystalicznym jest możliwy w pewnych warunkach3. Na ogół obejmują one podwyższoną temperaturę podłoża (przynajmniej dla początkowych warstw), powolne tempo osadzania i niskie ciśnienie w komorze próżniowej. Podejście to zostało wykorzystane na przykład do przygotowania gigantycznych materiałów wielowarstwowych o magnetooporze4, 5.

W naszym własnym laboratorium użyliśmy napylania epitaksjalnego do przygotowania różnych materiałów magnetycznych na podłożach monokrystalicznych. Możliwe było wyhodowanie epiwarstw ze stopu CoFe na GaAs(001), na przykład poprzez wybór dopasowanej do sieci kompozycji Co70Fe30 6. Materiał ten jest stałym roztworem, w którym atomy Co i Fe losowo wypełniają miejsca sieci bcc. Wyhodowaliśmy również chemicznie uporządkowane stopy magnetyczne, w których różne gatunki atomowe są wymagane do zajmowania określonych miejsc sieci. Protokół wzrostu, który tutaj opiszemy, został początkowo opracowany do wzrostu stopów FePd i FePt uporządkowanychw L1 0, które są interesujące, ponieważ mają bardzo wysoką anizotropię magnetokrystaliczną7. Badaliśmy związek między balistycznym i dyfuzyjnym transportem spolaryzowanymspinowo 8, 9 a anomalnym efektem Halla10 w tych materiałach, które są porównywalnej jakości do warstw wyhodowanych przez MBE11.

Tutaj zilustrujemy naszą metodę wzrostu epitaksjalnego na przykładzie epiwarstw FeRh uporządkowanych na B2. Fe i Rh będą tworzyć stopy o dowolnym składzie, jednak związek uporządkowany B2 jest stanem równowagi dla stechiometrii w zakresie prawie równoatomowym 49-53% atomowegoFe12. Ta tak zwana α-faza jest antyferromagnetykiem (AF), który wykazuje przejście fazowe pierwszego rzędu po podgrzaniu, stając się ferromagnetykiem α'-fazowym (FM) około TT = 350→400K13, 14, 15. Temu metamagnetycznemu przejściu między dwoma różnymi, ale w pełni uporządkowanymi stanami magnetycznymi (typ II AF 16 i FM) towarzyszy izotropowe 1% zwiększenie objętości w sieci B217, 18, duże uwolnienie entropii19, duży spadek rezystywności14 i duży wzrost stężenia nośnika20. Dyfrakcja neutronów21, 16, a ostatnio pomiary XMCD22 wskazują, że część momentu magnetycznego 3,3 μB wyśrodkowanego na Fe w fazie AF jest przenoszona do Rh w fazie FM, przy czym μFe ~2,2 μB i μRh ~0,6 μB. Temperatura Curie dla fazy FM α' wynosi ~670 K14, porównywalna z temperaturą Curie stopów o x>0,5323. Temperatura przejścia metamagnetycznego TT jest bardzo wrażliwa na skład × w Fe×Rh1-×23, 24 i jest tłumiona przez ~8 K/T przyłożonego pola magnetycznego25, 15. Ten bogaty wachlarz zachowań fizycznych zależy w krytycznym stopniu od osiągnięcia właściwej struktury uporządkowanej w B2, a tym samym pozwala na zastosowanie szerokiej gamy technik pomiarowych w celu wykrycia właściwej kolejności chemicznej w próbce, co czyni ją wygodnym przykładem do zademonstrowania metody hodowli wysokiej jakości uporządkowanych epiwarstw stopowych.

Protokół

W tym protokole, cienkie warstwy zamówionego stopu FeRh są wytwarzane za pomocą napylania magnetronowego prądem stałym na podłożach MgO (001). Próbki są hodowane w polu magnetycznym o wartości około 200 Oe dostarczanym przez układ magnesów trwałych, który służy do ustawiania anizotropii magnetycznej w płaszczyźnie. Średnica tarczy wynosi 50 mm, a odległość między tarczą a podłożami wynosi około 10 cm. Do uprawy FeRh stosuje się magnetronowy pistolet magnetronowy Torus z magnesem stałym odpowiedni do materiałów magnetycznych. Grzejniki to żarówki umieszczone 2 cm nad podłożami i otoczone metalowym cylindrem, aby utrzymać małą objętość ogrzewania. Maksymalna możliwa do osiągnięcia temperatura w tym systemie to ~1 050 K. Ten system jest w stanie pomieścić 24 różne podłoża; Jednak zazwyczaj hodujemy mniej niż 10 podczas wykonywania próbek epitaksjalnych ze względu na ograniczenia czasowe. Szczegóły przedstawione tutaj dla tego protokołu przygotowania próbki są znane z tego, że dobrze sprawdzają się w naszym systemie próżniowym. Ponieważ istnieje wiele równoważnych systemów próżniowych, które różnią się szczegółami, wymagania dotyczące parametrów ilościowych, takich jak temperatura, czas itp. może przyjmować różne optymalne wartości w innych systemach. Niemniej jednak poniższy opis okaże się przydatnym przewodnikiem dla czytelnika.

W szczegółowym protokole poniżej zakłada się, że czytelnik jest zaznajomiony z podstawami dobrej praktyki próżniowej, takimi jak używanie rękawic do obsługi wszystkich komponentów, które wejdą do komory próżniowej [zobacz na przykład odnośnik 26].

1. Przygotowanie podłoża i celu

Ta sekcja opisuje przygotowanie komory do osadzania metodą sputter oraz monokryształowych substratów MgO.

  1. Przepłukać (001) podłoża MgO w izopropanolu i zamontować je w uchwytach substratu. Załaduj je do komory próżniowej.
  2. Zamontuj tarczę FeRh w armacie magnetronowym i zmontuj działo. W przypadku próbki o równoatomowym składzie stwierdziliśmy, że tarcza z Fe47Rh53 jest najbardziej odpowiednia, dając najwyraźniejsze magnetostrukturalne przejście fazowe. Sprawdź, czy nie ma zwarcia między magnetronem a otaczającą go osłoną. Podobnie, przygotuj wszelkie cele, które mają być użyte do zakrywania warstw.
  3. Zamknij komorę próżniową i przepompuj ją w dół.
  4. Gdy próżnia jest lepsza niż 1 x 10-6 Torr, podgrzej podłoża do 870 K. Monitoruj poziom próżni i szybkość nagrzewania, aby upewnić się, że ciśnienie nie wzrośnie powyżej tego poziomu. Trzymaj w tej temperaturze przez noc.
  5. Na godzinę przed rozpoczęciem wzrostu zacznij przepływać ciekły azot przez pułapkę Meissnera. Próżnia powinna poprawić się do poziomu lepszego niż 4 x 10-7 Torr.
  6. Ustaw regulator przepływu masowego na 65 sccm przepływu gazu roboczego. Gaz rozpylający to Ar z 4% wodorem, aby uniknąć utleniania próbki podczas wzrostu. Otwórz zawór przepływu gazu. Ciśnienie w komorze powinno wzrosnąć do niskiego zakresu mTorr.
  7. Przed wzrostem należy wstępnie napylić docelowy współczynnik FeRh przez 1 200 sekund przy 30 W.

2. Osadzanie epiwarstwy

Ta sekcja opisuje osadzanie warstwy FeRh przez rozpylanie magnetronowe prądem stałym.

  1. Dostosuj nastawę regulatora przepływu masowego, aby uzyskać ciśnienie w komorze 4 x 10-3 Torr. Poczekaj, aż ciśnienie ustabilizuje się do stabilnej wartości.
  2. Sprawdź, czy temperatura podłoża utrzymuje się na poziomie 870 K i jest stabilna.
  3. Zastosuj moc do magnetronu, aby uzyskać ogólną szybkość osadzania 0,4 A/sek. W komorach wyposażonych w monitor kwarcowy można to zrobić za pomocą tego monitora, jeśli jest odpowiednio skalibrowany. Jeśli komora nie jest wyposażona w monitor z kryształu kwarcu, pomocne mogą być pomiary grubości po wzroście, a także wysoki poziom odtwarzalności między cyklami.
  4. Otwórz żaluzję i nałóż FeRh na rozgrzane podłoże na czas odpowiedni do uzyskania pożądanej grubości. Na przykład osadzanie trwające 500 sekund da próbkę o grubości 20 nm.
  5. Zamknij migawkę.
  6. Wyłącz zasilanie magnetronu.
  7. Zamknij zawór gazowy.
  8. Zwiększyć temperaturę próbki do 970 K. Utrzymać próbki w tej temperaturze przez jedną godzinę. Ciśnienie powinno utrzymywać się na poziomie lepszym niż 1 x 10-6 Torr przez cały czas. Skutki zmiany tej temperatury wyżarzania można znaleźć w pracy de Vriesa i wsp.20
  9. Wyłącz zasilanie grzałki i schłodzić próbki do temperatury pokojowej. W tym systemie zajmuje to co najmniej trzy godziny.
  10. Zdeponuj dowolną wymaganą warstwę zakrywającą, wykonując czynności podobne do kroków 2.1-2.7. Osadzanie warstwy zakrywającej w temperaturze poniżej ~370 K jest niezbędne, aby zapobiec interdyfuzji do warstwy FeRh27.
  11. Przewietrzyć komorę suchym azotem, otworzyć ją i usunąć próbki. Powinny wydawać się jasne i błyszczące.

3. Rutynowa charakterystyka po wzroście

Ta sekcja zawiera przegląd podstawowych etapów charakterystyki przeprowadzanych na większości naszych próbek FeRh. Ponieważ istnieje wiele możliwych równoważnych metod dokonywania tych pomiarów, charakter opisów tutaj jest mniej szczegółowy i nakazowy, a raczej koncentruje się na podstawowych cechach takich pomiarów.

  1. Wykonaj skanowanie odbicia promieniowania Χ pod małym kątem, aby określić grubość próbki. Zamontuj próbkę w dyfraktometrze i ustaw ją w ω względem kąta detektora 2θ ≈ 1°. Jeśli to możliwe, χ również powinno być wyrównane. Uruchom standardowy skan θ-2θ z θ biegnącym od 0° do osiągnięcia poziomu szumów instrumentu, zwykle raz θ≥6°, aby uzyskać próbkę dobrej jakości. Powinny być widoczne przezroczyste prążki Kiessiga (cienkowarstwowe prążki), na podstawie których można określić grubość epiwarstwy.
  2. Wykonaj skan dyfrakcji promieniowania Χ pod wysokim kątem, aby określić stopień uporządkowania chemicznego. Można to przeprowadzić z próbką nadal zamontowaną w dyfraktometrze z kroku 3.1. Należy odnaleźć pik substratu MgO (przy 2θ = 42,9°, jeśli stosuje się promieniowanie Cu Kα), a próbkę ponownie wyrównać w ω. Ponownie uruchomić θ-2 θ, obejmując co najmniej zakres 12,5°<θ<62,5° (ponownie zakładając promieniowanie Cu Kα), tak aby wychwycone zostały zarówno piki FeRh (001) i (002), jak i pik substratu.
  3. Wykonaj pomiar zależności rezystywności próbki od temperatury, aby określić temperaturę przejścia. Wykonaj kontakty elektryczne z próbką w taki sposób, aby można było wykonać standardowy 4-punktowy pomiar, aby uniknąć problemów z rezystancją styku. Jeśli stosowana jest metoda prądu stałego, należy wykonać pomiary kierunków prądu przewodzenia i wstecznego oraz uśrednić rezystancje, aby zniwelować wszelkie termiczne ef generowane w podwyższonych temperaturach. Następnie umieść próbkę na gorącym stoliku o kontrolowanej temperaturze (w tej konfiguracji stolik znajduje się w małej komorze wysokopróżniowej z turbopompą, aby mieć pewność, że unikniesz utleniania) i zmierz rezystancję w funkcji temperatury zarówno podczas ogrzewania, jak i chłodzenia, tak aby można było określić dowolną histerezę w magnetostrukturalnym przejściu fazowym pierwszego rzędu.

Wyniki

Zgodnie z tym protokołem przygotowaliśmy wiele próbek FeRh. W tej sekcji prezentujemy typowe wyniki uzyskane przy użyciu najczęściej stosowanych procedur charakteryzacji dla wybranych reprezentatywnych próbek. Takie wyniki są oczekiwane dla próbek o grubości w zakresie 20-50 nm. Inne metody, których użyliśmy do pogłębionej charakteryzacji naszego materiału, obejmują magnetyczny dichroizm kołowy promieni rentgenowskich28, rozpraszanie promieni rentgenowskich przy małym kącie padania29 oraz spolaryzowaną reflektometrię neutronową30. Badaliśmy również efekty domieszkowania stopu Au27. Dalsze dane na temat właściwości, jakich można oczekiwać od tego materiału, znajdują się w tych raportach oraz w zawartych w nich referencjach.

Struktura jednej z naszych warstw epitaksjalnych została szczegółowo przedstawiona na mikrogratkach transmisyjnych widocznych na Ryc. 1. Przekrój próbki przygotowano za pomocą konwencjonalnej techniki wgłębiania (dimpling) i polerowania jonowego – standardowej metody przygotowania preparatu (patrz np. Williams i Carter31) – a następnie obserwowano przy użyciu wiązki elektronów o energii 200 kV. Ogólną strukturę warstw można zobaczyć na Ryc. 1(a). W tym przypadku na podłożu MgO epitaksjalnie naniesiono film FeRh o grubości 30 nm, a następnie warstwę Cr o grubości ~4 nm i warstwę Al o grubości ~1 nm. (Warstwa Cr została tutaj uwzględniona na potrzeby konkretnego eksperymentu i nie jest wymagana w ogólnym przypadku). Chropowatość interfejsów FeRh/MgO oraz FeRh/Cr wynosi odpowiednio 0,6 nm i 2,8 nm, zgodnie z pomiarami wykonanymi na podstawie obrazu. Na Ryc. 1(b) przedstawiono mikrogratkę interfejsu MgO/FeRh w wysokiej rozdzielczości. Relacja epitaksjalna, potwierdzona w drodze dyfrakcji obszarów wybranych, to FeRh[100](001)||MgO[110](001). Dopasowanie sieciowe na interfejsie świadczy o wysokiej jakości wzrostu epitaksjalnego. Nie przedstawiamy tutaj danych, lecz wykorzystaliśmy spektroskopię rentgenowską z rozproszeniem energii (EDX) w TEM, aby sprawdzić skład na wybranych próbkach: zawsze był on stechiometryczny w granicach niepewności pomiaru.

Dane z reflektometrii rentgenowskiej dla warstwy epitaksjalnej FeRh o nominalnej grubości 25 nm, pokrytej cienką, polikrystaliczną warstwą Al, przedstawiono na Rysunku 2. Pomiar wykonano w standardowym dwukręgowym dyfraktometrze w geometrii Bragga-Brentano, wykorzystując promieniowanie Cu Kα (λ = 0.1541 nm) z zastosowaniem filtra Ni w celu osłabienia promieniowania Kα. Wyraźne prążki Kiessiga, powstające w wyniku interferencji wiązek promieni rentgenowskich odbitych od poszczególnych interfejsów w stosie warstw, wskazują na to, że interfejsy te są gładkie i dobrze skorelowane. Ciągła czerwona linia przedstawia dopasowanie do danych wykonane przy użyciu oprogramowania GenX32. Optymalne parametry dopasowania dla struktury wielowarstwowej przedstawiono w Tabeli 1. W modelu uwzględniono fakt, że część warstwy Al utlenia się i ulega samopasywacji po wystawieniu próbki na działanie powietrza.

Dane dyfrakcji rentgenowskiej dla tej samej próbki, zebrane na tym samym urządzeniu, przedstawiono na Rysunku 3. Refleks (002) podłoża MgO jest wystarczająco silny i ostry, aby można było rozdzielić linie Cu Kα1 i Kα2. Warstwy FeRh wykazują refleksy zarówno (001), jak i (002). Występuje pewne poszerzenie wynikające z ograniczonej grubości warstwy epitaksjalnej oraz gradientów naprężeń. Pik (002) FeRh B2 jest centrowany przy 2θ = 61.3°±0.02, co daje średnią stałą sieci w kierunku prostopadłym do płaszczyzny wynoszącą 3.02±0.05 Å. Na podstawie względnych intensywności zintegrowanych tych dwóch pików możliwe jest wyznaczenie parametru porządku chemicznego S struktury FeRh B2. Wielkość ta jest zdefiniowana jako S = rFe+rRh -1, gdzie r jest ułamkiem miejsc Fe(Rh) zajętych przez atomy Fe(Rh)33. Krótka analiza wzoru pokazuje, że gdy rFe = rRh = 1 i struktura jest idealna, S = 1, natomiast gdy rFe = rRh = 0.5, tak że wszystkie miejsca w sieci są zajęte losowo, S = 0. Wynika to z faktu, że dla S = 0 uśredniona struktura miejsc jest bcc, dla której czynnik strukturalny zabrania refleksu (001), podczas gdy dla S = 1 struktura jest prymitywną sześcienną, dla której refleks (001) jest dozwolony. Oznacza to, że w praktyce Równanie równowagi statycznej; pokazuje obliczenie stosunku intensywności do analizy naukowej., gdzie Równanie równowagi statycznej, ΣFx=0, obraz wzoru do celów edukacyjnych. oraz Równanie równowagi statycznej, ΣF=0, diagram; stosowany w analizie mechaniki, badaniu równowagi sił. są odpowiednio eksperymentalną i teoretyczną intensywnością refleksu Bragga (00I)33. Do obliczenia intensywności teoretycznych wykorzystano czynniki Debye'a-Wallera z pomiarów EXAFS na FeRh34. W tym przypadku S = 0.855±0.001, co jest wartością typową dla naniesionej metodą rozpylania cienkiej warstwy tego materiału.

Przejście fazowe metamagnetyczne można wykryć na kilka sposobów. Jego obecność wskazuje na prawidłową stechiometrię ekwiatomową oraz uporządkowanie sieci typu B2. Rozszerzenie sieci towarzyszące przejściu metamagnetycznemu można wykryć poprzez przesunięcie położenia refleksów Bragga27; wymaga to jednak dyfraktometru z podgrzewalnym uchwytem próbek.

Być może najoczywistszą metodą jest wykrycie pojawienia się momentu ferromagnetycznego podczas ogrzewania próbki powyżej TT. Można to zrobić za pomocą dowolnego magnetometru zależnego od temperatury o odpowiedniej czułości, na przykład wykorzystując magneto-optyczny efekt Kerra lub magnetometr z drgającą próbką. Na Rysunku 4 przedstawiamy zależność namagnesowania M od temperatury, zmierzoną za pomocą magnetometru SQUID (superconducting quantum interference device). Pomiary wykonano w zakresie temperatur od 275 do 400 K przy szybkości zmiany temperatury 2 K/min. Przedstawiona krzywa ukazuje spodziewane przejście AF → FM (ogrzewanie) oraz FM → AF (chłodzenie) z histerezą termiczną wynoszącą 15 K. Pomiar ten przeprowadzono w wysokim polu (50 kOe), co pozwoliło uzyskać temperaturę przejścia TT ≈ 365 K. Temperatura przejścia jest zależna od pola, ponieważ wyższe pole magnetyczne obniża energię swobodną fazy FM w stosunku do fazy AF. Zazwyczaj dTT/dH ≈ 0,8 mK/Oe14,15, 27. Należy zauważyć, że moment magnetyczny w fazie AF nie wynosi dokładnie zero, lecz kilka dziesiątek emu/cm3 po uśrednieniu w całej objętości próbki. Moment ten występuje w obszarach bliskich interfejsowi warstwy epitaksjalnej FeRh, które pozostają ferromagnetyczne (choć z mniejszym namagnesowaniem), gdy główna część próbki przechodzi w fazę AF28, 30.

Sposobem na wykrycie przejścia, który wykorzystuje prostszy sprzęt i jest często stosowany w naszym laboratorium, jest pomiar transportu elektronowego. Najprostszym pomiarem jest oznaczenie rezystywności ρ filmu, ponieważ ρ w fazie FM jest znacznie mniejsza niż w fazie AF35, 36, 20. Zależność temperaturową ρ dla tej samej warstwy epitaksjalnej FeRh o grubości 25 nm, dla której przedstawiono dane rentgenowskie, przedstawiono na Rysunku 5; pomiaru dokonano za pomocą standardowej metody czteropunktowej: sprężynowe, pozłacane piny zostały dociśnięte do powierzchni próbki w celu nawiązania kontaktu, a próbkę zamontowano na grzewczym stole w małej, specjalnie wykonanej komorze próżniowej, aby zapobiec utlenianiu próbki podczas nagrzewania. W obu fazach, AF i FM, widoczna jest liniowa, metaliczna zależność ρ(T), jednak pomiędzy nimi występuje wyraźny spadek rezystywności. Histereza widoczna na Rysunku 5 jest wyraźnym sygnaturowym dowodem zachodzącego przejścia fazowego magnetostrukuralnego i stanowi wygodną metodę pomiaru temperatury przejścia, którą wyznacza punkt minimum dρ/dT (pokazany na wstawce do Rysunku 5). Inna łatwo mierzalna właściwość transportowa, efekt Halla, może również służyć do potwierdzenia obecności przejścia, ponieważ pomiędzy obiema fazami występuje duża różnica w współczynniku Halla20.

TEM interfejsu FeRh/MgO pokazujący warstwy żywicy epoksydowej, żelaza-rodu i tlenku magnezu w skali nanometrów.
Rysunek 1. Mikrografie transmisyjnej elektronowej warstwy epitaksjalnej FeRh na podłożu z MgO. (a) Obraz przedstawiający strukturę warstwy. Warstwa FeRh ma grubość 30 nm, a na jej wierzchu osadzono dodatkową warstwę Cr o grubości ~4 nm oraz warstwę ochronną Al o grubości ~1 nm. Amorficzny obszar w górnej części obrazu to żywica epoksydowa użyta podczas przygotowania próbki do przekroju poprzecznego. (b) Obraz o wysokiej rozdzielczości interfejsu MgO FeRh. Widoczne jest tutaj dopasowanie epitaksjalne na interfejsie, a powiązana relacja, potwierdzona dyfrakcją z wybranego obszaru, to FeRh[100](001)||MgO[110](001). Kliknij tutaj, aby wyświetlić powiększony rysunek

Diagram XRR dla FeRh/Al z danymi eksperymentalnymi i symulacyjnymi; wstawka przedstawia gęstość długości rozpraszania.
Rycina 2. Widmo reflektometrii rentgenowskiej dla epitaksjalnej warstwy FeRh o grubości 25 nm pokrytej polikrystalicznym Al. Linia ciągła przedstawia dopasowanie opisane w tekście, z wykorzystaniem parametrów podanych w Tabeli 1. Wstawka przedstawia profil gęstości długości rozpraszania powiązany z tym zestawem parametrów dopasowania. Kliknij tutaj, aby wyświetlić większą rycinę

Dyfraktogram rentgenowski, piki MgO i FeRh, intensywność w funkcji kąta, analiza krystalograficzna.
Rysunek 3. Widmo dyfrakcji rentgenowskiej z warstwy epitaksjalnej FeRh o grubości 25 nm z warstwą ochronną z polikrystalicznego Al. Obecność piku FeRh (001) wskazuje na zajście uporządkowania B2. Parametr uporządkowania chemicznego wynosi S = 0.855±0.001, wyznaczony metodą opisaną w tekście. Kliknij tutaj, aby wyświetlić większy rysunek

Wykres namagnesowania w funkcji temperatury pokazujący krzywe grzania i chłodzenia, pole 50 kOe.
Rycina 4. Zależność namagnesowania M od temperatury dla warstwy epitaksjalnej FeRh o grubości 50 nm z powłoką z polikrystalicznego Al. Dane te uzyskano przy zastosowaniu pola 50 kOe w płaszczyźnie filmu. Temperatura przejścia TT wynosi około 365 K przy szerokości histerezy wynoszącej około 15 K. Kliknij tutaj, aby wyświetlić większą rycinę

Wykres zależności rezystywności od temperatury, badanie materiałowe, analiza przejścia fazowego, wstawka z krzywą pochodnej.
Rycina 5. Zależność rezystywności ρ od temperatury dla warstwy FeRh o grubości 25 nm pokrytej Al. Wstawka przedstawia pochodną ρ względem temperatury T. Temperatura przejścia TT wynosi 447 K podczas ogrzewania do fazy FM oraz 375 K podczas chłodzenia do fazy AF. Kliknij tutaj, aby wyświetlić powiększoną rycinę

Warstwa Gęstość (atomy/nm³)3) Grubość (nm) Chropowatość (nm)
Al2O3 warstwa pasywna25.5±0.92.18±0.081.0±0.1
Korek aluminiowy60.6±0.60.91±0.020.6±0.2
warstwa epikrystaliczna FeRh38.7±0.325.09±0.060.400±0.002
podłoże z MgO53.4±1.3∞0.1761±0.0003

Tabela 1. Parametry dopasowania dla widma odbicia rentgenowskiego przedstawionego na Ryc. 2, prowadzące do profilu gęstości długości rozpraszania pokazanego na wstawce do tej Ryciny.

Dyskusja

Tutaj wykazaliśmy, że metoda ta może być stosowana do przygotowania próbek epiwarstwy FeRh o dobrej jakości krystalograficznej i wysokim stopniu uporządkowania chemicznego B2. Metoda ta nadaje się do otrzymywania szerokiej gamy epitaksjalnych warstw metalicznych, w tym uporządkowanych stopów. Chociaż użyliśmy tutaj stopu FeRh uporządkowanego w B2 jako przykładu, ponieważ pokazuje on dramatyczne przejście fazowe, gdy stechiometria jest prawidłowa i występuje uporządkowanie chemiczne, metoda ta może być również stosowana w przypadku innych materiałów. Na przykład zarówno FePd, jak i FePt mają fazy L10 , co prowadzi do bardzo silnej jednoosiowej anizotropii magnetokrystalicznej. Udało nam się wyhodować ten materiał w przeszłości, wykazując rezystancję ścian domenowych w FePt8 i duże anomalne efekty Halla zarówno w FePd, jak i FePt10. Przy odpowiednim dostosowaniu temperatur i tempa wzrostu oraz odpowiednim doborze podłoża, metoda ta powinna być przydatna do przygotowania szerokiej gamy różnych magnetycznych i niemagnetycznych epiwarstw metalowych wykazujących porządek chemiczny.

Niemniej jednak ograniczeniem tego podejścia jest potrzeba substratu monokrystalicznego do osiągnięcia epitaksji. Oznacza to, że napotkane zostaną trudności w przeprowadzaniu eksperymentów, takich jak mikroskopia elektronowa lub rentgenowska w widoku planowanym, transmisyjnym, mikroskopii rentgenowskiej lub integracji z technologią zbudowaną na innej płytce substratowej, takiej jak prawie wszechobecny Si. Możliwym sposobem obejścia tego problemu jest wyhodowanie cienkiej warstwy MgO, na której można następnie osadzić FeRh. Może to dać teksturę poza płaszczyzną, która zarodkuje lokalny wzrost epitaksjalny na wierzchu każdego ziarna MgO37. Co ciekawe, możliwe jest wyhodowanie cienkiej warstwy MgO, która ma zarówno teksturę (001), jak i wyrównanie krystalograficzne w płaszczyźnie na amorficznej powierzchni przy użyciu metody z pistoletem wspomagającym wiązkę jonów, która jest zorientowana pod kątem 45° do podłoża normalnego 38. Może to pozwolić na wzrost uporządkowanego przez B2 FeRh na np. przezroczystych membranach elektronowych lub rentgenowskich Si3N4 , które są w stanie przetrwać wysokie temperatury wzrostu wymagane w naszym protokole, lub na natywnej warstwie tlenkowej płytki Si.

Dalsze udoskonalenia metody obejmują zastosowanie warstw dolnych uporządkowanych w B2, takich jak NiAl39, w celu promowania porządkowania B2 w epiwarstwie FeRh, gdy jest ona ultracienka, lub jej zastosowanie do budowy heterostruktur obejmujących wiele warstw uporządkowanych chemicznie37. Ponieważ FeRh może być domieszkowany w miejscu Rh w celu dostosowania temperatury przejścia TT w górę (na przykład przy użyciu Ir40, 41 lub Pt40, 42) lub w dół (np. przy użyciu Au40, 27 lubPd 40, 43), tworzenie profili domieszkowania w warstwach FeRh może prowadzić do zaprojektowanych profili magnetycznych podczas podgrzewania i chłodzenia próbki. Otwiera to drogę do generowania czysto magnetycznej stratyfikacji epiwarstwy w kontrolowany sposób44.

Oświadczenia

Autorzy oświadczają, że nie mają konkurencyjnych interesów finansowych.

Podziękowania

Ta praca była wspierana przez Brytyjską Radę ds. Badań Inżynieryjnych i Fizycznych w ramach grantu o numerze EP/G065640/1 oraz przez Narodową Fundację Nauki USA pod numerem grantu DMR-0908767 [M.L. i L.H.L.] oraz numerem grantu DMR-0907007 [D.H.].

Materiały

Lista materiałów użytych w tym artykule
NazwaFirmaNumer katalogowyKomentarze
System napylaniaKurt J. Lesker CompanyBespoke 
Podłoże monokrystaliczne MgOPi-KemJednostronna orientacja epi-polerowana(001)
Cel rozpylania FeRhPi-KemNa zamówienie
Transmisyjny mikroskop elektronowyFEITecnai TF20 
Dyfraktometr rentgenowskiBrü kerD8 Odkryj 
Magnetometr SQUIDQuantum DesignMPMS-XL 5 
o średnicy 50 mm

Bibliografia

  1. Cho, A. Y., Arthur, J. R. Molecular beam epitaxy. Progress in Solid State Chemistry. 10 (Part 3), 157(1975).
  2. Stringfellow, G. B. Organometallic Vapor-Phase Epitaxy: Theory and Practice. , Academic Press. San Diego. (1998).
  3. Harp, G. R., Parkin, S. S. P. Epitaxial growth of metals by sputter deposition. Thin Solid Films. (1-2), 288-281 (1996).
  4. Conover, M. J., Fullerton, E. E., Mattson, J. E., Sowers, C. H., Bader, S. D. Giant magetoresistance in epitaxial sputtered Fe/Cr(211) superlattices (abstract). Journal of Appied Physics. 75 (211), 7080-7080 (1994).
  5. Kuch, W., Marley, A. C., Parkin, S. S. P. Seeded epitaxy of Co90Fe10/Cu multilayers on MgO(001): Influence of Fe seed layer thickness. Journal of Applied Physics. 83 (001), 4709-4713 (1998).
  6. Hindmarch, A. T., Arena, D. A., Dempsey, K. J., Henini, M., Marrows, C. H. Influence of deposition field on the magnetic anisotropy in epitaxial Co70Fe30 films on GaAs(001). Physical Review B. 81, 100407(2010).
  7. Weller, D., et al. High Ku materials approach to 100 Gbits/in2. IEEE Transactions on Magnetics. 36 (1), 1015(2000).
  8. Seemann, K. M., Baltz, V., MacKenzie, M., Chapman, J. N., Hickey, B. J., Marrows, C. H. Diffusive and ballistic current spin polarization in magnetron-sputtered L10-ordered epitaxial FePt. Physical Review B. 76, 174435(2007).
  9. Seemann, K. M., Hickey, M. C., Baltz, V., Hickey, B. J., Marrows, C. H. Spin-dependent scattering and the spin polarization of a diffusive current in partly disordered L10 epitaxial FePd. New Journal of Physics. 12 (3), 033033(2010).
  10. Seemann, K. M., et al. Spin-orbit strength driven crossover between intrinsic and extrinsic mechanisms of the anomalous hall effect in the epitaxial L10-ordered ferromagnets FePd and FePt. Physical Review Letters. , 104-076402 (2010).
  11. Marrows, C. H., Dalton, B. C. Spin mixing and spin-current asymmetry measured by domain wall magnetoresistance. Physical Review Letters. 92, 097206(2004).
  12. Swartzendruber, L. J. The Fe-Rh (iron-rhodium) system. Bulletin of Alloy Phase Diagrams. 5, 456-462 (1984).
  13. Fallot, M. Les alliages du fer avec les métaux de la famille du platine. Annals of Physics. 10, 291(1938).
  14. Kouvel, J. S. Unusual nature of the abrupt magnetic transition in FeRh and its pseudobinary variants. Journal of Applied Physics. 37, 1257(1966).
  15. Maat, S., Thiele, J. -U., Fullerton, E. E. Temperature and field hysteresis of the antiferromagnetic-to-ferromagnetic phase transition in epitaxial FeRh films. Physical Review B. 72, 214432(2005).
  16. Shirane, G., Nathans, R., Chen, C. W. Magnetic moments and unpaired spin densities in the Fe-Rh alloys. Physical Review. 134, A1547(1964).
  17. Muldawer, L., de Bergevin, F. Antiferromagnetic-ferromagnetic transitio in FeRh. Journal of Chemical Physics. 35, 1904(1904).
  18. Zakharov, A. I., Kadomtseva, A. M., Levitin, R. Z., Ponyatovskii, eg Magnetic and magnetoelastic properties of a metamagnetic Fe-Rh alloy. Journal of Experimental and Theoretical Physics (USSR). 46, 1348(1964).
  19. Annaorazov, M. P., Nikitin, S. A., Tyurin, A. L., Asatryan, K. A., Dovletov Kh, A. Anomalously high entropy change in FeRh alloy. Journal of Applied Physics. 79 (3), 1689(1996).
  20. de Vries, M. A., Loving, M., Mihai, A. P., Lewis, L. H., Heiman, D., Marrows, C. H. Hall effect characterisation of electronic transition behind the metamagnetic transition in FeRh. New Journal of Physics. 15, 013008(2013).
  21. Bertaut, E. F., Delapalme, A., Forrat, F., Roult, G. Magnetic structure work at the nuclear centre in Grenoble. Journal of Applied Physics. 33 (3), 1123(1962).
  22. Stamm, C., et al. Antiferromagnetic-ferromagnetic phase transition in FeRh probed by X-ray magnetic circular dichroism. Physical Review B. 77, 184401(2008).
  23. Shirane, G., Chen, C. W., Flinn, P. A., Nathans, R. Mössbauer study of hyperfine fields and isomer shifts in the Fe-Rh alloys. Physical Review. 131, 183(1963).
  24. van Driel, J., Coehoorn, R., Strijkers, G. J., Bruck, E., de Boer, F. R. Compositional dependence of the giant magnetoresistance in FexRh1-x thin films. Journal of Applied Physics. 85, 1026(1999).
  25. Baranov, N. V., Barabanova, E. A. Electrical resistivity and magnetic phase transitions in modified FeRh compounds. Journal of Alloys and Compounds. 219, (1995).
  26. Varian Associates. Basic Vacuum Practice. , 3rd edition, Varian Associates Inc. (1992).
  27. Loving, M., et al. Tailoring the FeRh magnetostructural response with Au diffusion. Journal of Applied Physics. 112, 043512(2012).
  28. Ding, Y., et al. Bulk and near-surface magnetic properties of FeRh thin films. Journal of Applied Physics. 103, 07B515(2008).
  29. Kim, J. W., et al. Surface influenced magnetostructural transition in FeRh films. Applied Physics Letters. 95, 222515(2009).
  30. Fan, R., et al. Ferromagnetism at the interfaces of antiferromagnetic FeRh epilayers. Physical Review B. 82, 184418(2010).
  31. Williams, D. B., Carter, C. B. Transmission Electron Microscopy: A Textbook for Materials Science. , 2nd edition, Springer. Berlin. (2009).
  32. Björck, M., Andersson, G. GenX: an extensible X-ray reflectivity refinement program utilizing differential evolution. Journal of Applied Crystallography. 40 (6), 1174-1178 (2007).
  33. Warren, B. E. X-Ray Diffraction. , Addison-Wesley. Reading, Mass. (1969).
  34. Miyanaga, T., Itoga, T., Okazaki, T., Nitta, K. Local structural change under antiferro- and ferromagnetic transition in FeRh alloy. Journal of Physics: Conference. 190, 012097(2009).
  35. Kouvel, J. S., Hartelius, C. C. Anomalous magnetic moments and transformations in the ordered alloy FeRh. Journal of Applied Physics. 33, 1343(1962).
  36. Sharma, M., Aarbogh, H. M., Thiele, J. -U., Maat, S., Fullerton, E. E., Leighton, C. Magnetotransport properties of epitaxial MgO(001)/FeRh films across the antiferromagnet to ferromagnet transition. Journal of Applied Physics. 109, 083913(2011).
  37. Thiele, J. -U., Maat, S., Fullerton, E. E. FeRh/FePt exchange spring films for thermally assisted magnetic recording media. Applied Physics Letters. 82, 2859(2003).
  38. Wang, C. P., Do, K. B., Beasley, M. R., Geballe, T. H., Hammond, R. H. Deposition of in-plane textured MgO on amorphous Si3N4substrates by ion-beam-assisted deposition and comparisons with ion-beam-assisted deposited yttria-stabilized-zirconia. Applied Physics Letters. 71, 2955(1997).
  39. Kande, D., Pisana, S., Weller, D., Laughlin, D. E., Zhu, J. -G. Enhanced B2 ordering of FeRh thin films using B2 NiAl underlayers. IEEE Transactions on Magnetics. 47 (10), 3296(2011).
  40. Walter, P. H. L. Exchange inversion in ternary modifications of iron rhodium. Journal of Applied Physics. 35 (3), 938(1964).
  41. Yuasa, S., et al. First-order magnetic phase transition in bcc FeRh-Ir alloy under high pressures up to 6.2 GPa. Journal of the Physical Society of Japan. 63 (3), 855(1994).
  42. Lu, W., Nam, N. T., Suzuki, T. Effect of Pt doping on the structure, magnetic, and magneto-optical properties of ordered FeRh-Pt thin films. IEEE Transactions on Magnetics. 45 (6), 2716(2009).
  43. Kushwaha, P., Lakhani, A., Rawat, R., Chaddah, P. Low-temperature study of field-induced antiferromagnetic-ferromagnetic transition in Pd-doped FeRh. Phys Rev. B. 80, 174413(2009).
  44. Saerbeck, T., et al. Artificially modulated chemical order in thin films: A different approach to create ferro/antiferromagnetic interfaces. Phys. Rev. B. 82, 134409(2010).

Przedruki i uprawnienia

Tagi

Nanosychanieuporz dkowanie B2dyfrakcja rentgenowskatransmisyjna mikroskopia elektronowaprzej cie metamagnetyczneparametr porz dku chemicznegorezystywno zale na od temperaturywzrost epitaksjalnypod o a MgO
Rozpylanie i charakterystyka metamagnetycznych epiwarstw FeRh uporządkowanych w B2
Skontaktuj się z nami
Poleć bibliotece

Prywatność

Warunki korzystania z usługi

Zasady

Prawa autorskie © 2026 MyJoVE Corporation. Wszelkie prawa zastrzeżone.