Frese Vekst og karakterisering av Metamagnetic B2-ordered FeRh Epilayers

Summary

En fremgangsmåte for å tilberede epitaxial lag av bestilte legeringer ved katodeforstøvning er beskrevet. Den B2-organisert FeRh forbindelse blir brukt som et eksempel, da den viser en metamagnetic overgang som avhenger følsomt av graden av kjemisk rekkefølge, og den nøyaktige sammensetning av legeringen.

Abstract

Kjemisk bestilte legeringer er nyttige i en rekke magnetiske nanoteknologi. De blir mest passende fremstilt på en industriell skala ved hjelp av sputtering-teknikker. Her beskriver vi en fremgangsmåte for fremstilling av epitaxial tynne filmer av B2-beordret FeRh ved å frese avlegging på enkeltkrystall MgO substrater. Nedfall i sakte hastighet på et oppvarmet substrat gir tid for adatoms til både bosette seg i et gitter med en veldefinert epitaxial forhold til underlaget, og også å finne sin rette plass i Fe-og Rh sublattices av B2 struktur. Konstruksjonen er praktisk karakterisert med røntgen reflektometri og diffraksjon og kan visualiseres direkte med transmisjonselektronmikroskop tverrsnitt. B2-beordret FeRh oppviser en uvanlig metamagnetic faseovergang: grunntilstanden er antiferromagnetic men legeringen omdannes til en ferromagnet ved oppvarming med en typisk overgangstemperatur på omtrent 380 K. Dette er ledsaget av en 1%volumutvidelse av enhetscellen: isotrop i bulk, men sideveis fastklemt i en epilayer. Tilstedeværelsen av antiferromagnetic grunntilstanden og den tilknyttede første ordens faseovergang er svært følsom for den korrekte equiatomic støkiometri og riktig B2 bestilling, og det er en praktisk måte å demonstrere kvaliteten av lag som kan deponeres med denne tilnærming. Vi gir også eksempler på de forskjellige teknikker som endringen i fase kan detekteres.

Introduction

Den sentrale paradigme av mikroelektronikk industrien er metoden for behandling av plane: sekvensiell avsetning og mønstring av tynne filmer på overflaten av en skive av substratmaterialet. Svært ofte er substratet en enkelt-krystall, og filmene må være epitaxial, det vil si i krystall register med det underliggende substrat. Med halvledermaterialer, er dette vanligvis oppnås enten ved hjelp av molekylær stråle epitaxy (MBE) i et laboratorium innstilling ^ett eller metallorganiske sambindingar dampfasen epitaxy (MOVPE) i produksjon ^to.

Mens epitaxial vekst av metaller av MBE er mulig, er de lett avsettes ved katodeforstøvning, og dette er den mest vanlige fremgangsmåte for avsetning av tynne magnetiske filmer i både forsknings-og industrielle sammenhenger. Mens denne fremgangsmåte er vanligvis forbundet med veksten av polykrystallinsk filmer, epitaxial vekst på et enkelt krystall substrat er mulig under visse betingelser 4, 5, for eksempel.

I vårt eget laboratorium, har vi brukt epitaxial sputtering å forberede en rekke magnetiske materialer på én krystall underlag. Det har vært mulig å vokse cofe legering epilayers på GaAs (001), for eksempel ved å velge gitteret matchet Co ₇₀ Fe ₃₀ komposisjon ^seks. Dette materialet er en solid løsning, der CO og Fe-atomer tilfeldig fylle BCC gitter nettsteder. Vi har også vokst kjemisk bestilt magnetiske legeringer, hvor de ulike atom arter er pålagt å ta opp bestemte gittersider. Veksten protokollen vi skal beskrive her ble opprinnelig utviklet for vekst av L1 ₀ bestilt FePd og FePt legeringer, som er av interesse sInce de besitter en meget høy magnetocrystalline anisotropi ^7. Vi har undersøkt forholdet mellom ballistiske og diffusiv spinnpolariserte transport ^{8, 9} og den anomale Hall effekt ¹⁰ i disse materialene, som er av tilsvarende kvalitet som lag dyrket ved ¹¹ MBE.

Her vil vi illustrere vår epitaxial vekst metoden med eksempel på B2-ordered FeRh epilayers. Fe og Rh vil danne legeringer til enhver sammensetning, men en B2 bestilt forbindelsen er likevektstilstand for støkiometrier i nær-equiatomic range 49-53% atom Fe ^12. Denne såkalte α "- fasen er en antiferromagnet (AF) som viser en første ordens faseovergang på oppvarming, bli en α '-fase ferromagnet (FM) rundt _T T = 350 → 400K ^{13, 14, 15.} Dette metamagnetic overgangen mellom de to forskjellige, men begge fullt bestilt magnetiske stater (type II AF ¹⁶ og FM)er ledsaget av en isotrop 1% volumutvidelse i B2 gitteret ^{17, 18,} ​​et stort entropi frigi ^19, et stort fall i resistivitet ^14, og en stor økning i bærerkonsentrasjon ^20. Nøytrondiffraksjon ^{21, 16,} og mer nylig XMCD målinger ²² tyder på at en del av den 3,3 μ _B magnetisk moment sentrert på Fe i AF-fasen blir overført til Rh i FM-fase, med μ _Fe ~ 2,2 μ _B og μ _Rh ~ 0,6 μ _B. Curie temperaturen for at FM-α 'fase er ~ 670 K ^14, kan sammenlignes med den Curie temperaturen i legeringer med x> 0,53 ^23. Den metamagnetic overgangstemperatur _T T er svært følsom for sammensetningen x i Fe _x Rh _{1 - x} ^{23, 24,} og undertrykkes ved ~ 8 K / T av anvendt magnetisk field ^{25, 15.} Denne rike utvalg av fysiske oppførselen avhenger kritisk på å oppnå den riktige B2-ordnet struktur, og slik tillater et stort utvalg av måleteknikker for å bli satt inn for å detektere riktig kjemisk bestilling i en prøve, slik at det er et praktisk eksempel for å demonstrere en fremgangsmåte for å vokse høy kvalitet bestilt lettmetall epilayers.

Protocol

I denne protokollen, er tynne filmer av de bestilte FeRh legering laget med fm-sputtering på MgO (001) underlag. Prøvene blir dyrket i et magnetfelt på ca 200 Oe levert av en permanent magnet matrise, som brukes til å sette en i planet magnetisk anisotropi. Målet diameter er 50 mm og avstanden mellom målet og substrater er ca 10 cm. Å vokse FeRh, er en dc-magnetisk Torus magne pistol egnet for magnetiske materialer som brukes. Ovnene er pærer plassert 2 cm over substratene og er omgitt av en metallsylinder for å holde det oppvarmede volum liten. Den maksimale temperaturen mulig i dette systemet er ~ 1050 K. Dette systemet er i stand til å holde 24 forskjellige underlag, men vi vanligvis vokse færre enn 10 når du gjør epitaxial prøver på grunn av tidspress. Detaljene som presenteres her for prøveopparbeidelse protokollen er kjent for å fungere godt i vår vakuumsystem. Ettersom det er mange tilsvarende vakuum systemer som varierer i deres detaljs, kravene for de kvantitative parametre som temperatur, tid, osv.. godt kan ta forskjellige optimale verdier i andre systemer. Likevel, vil beskrivelsen nedenfor bevise en nyttig guide til leseren.

I den detaljerte protokollen nedenfor, antas det at leseren er kjent med grunnleggende god vakuum praksis, som for eksempel bruk av hansker for å håndtere alle komponenter som vil inn i vakuumkammeret [se for eksempel referanse 26].

En. Substrat og Target Forberedelse

Denne delen beskriver utarbeidelse av frese avsetning kammer og én krystall MgO underlag.

1. Skyll (001) MgO underlag i isopropanol og montere dem i underlaget holdere. Laste disse inn i vakuumkammeret.
2. Monter FeRh målet i magne pistol og montere pistolen. For en prøve med en equiatomic sammensetning, har vi funnet at et mål med Fe ₄₇Rh ₅₃ er mest egnet, som gir den klareste magnetostructural faseovergangen. Test at det ikke er noen kortslutning mellom magnetron og den omkringliggende skjold. På samme måte forberede en hvilken som helst kilde (r) som skal brukes for tildekkingslagene.
3. Lukke vakuumkammeret og pumpe den ned.
4. Når vakuumet er bedre enn 1 x 10 ^-6 Torr, varme substratene til 870 K. Monitor vakuumnivå og oppvarmingshastighet for å sikre at trykket ikke stiger over dette nivå. Hold ved denne temperaturen over natten.
5. En time før man starter veksten, begynne å strømme flytende nitrogen gjennom Meissner-felle. Vakuumet bør forbedre bedre enn 4 x 10 ^-7 Torr.
6. Sett masse kontrolleren til 65 SCCM av arbeids gasstrømmen. Frese gass er Ar med 4% hydrogen for å unngå prøve oksidasjon under vekst. Åpne gassventilen. Trykket i kammeret skulle stige til lav mTorr området.
7. Før vekst, pre-frese den FeRh mål for1200 sek på 30 W.

2. Epilayer Nedfall

Denne delen beskriver deponering av FeRh lag på fm-sputtering.

1. Juster settpunktet av massestrømningsregulatoren, slik at et kammertrykk på 4 x 10 ^-3 Torr. La trykket slå seg til en stabil verdi.
2. Sjekk at underlaget temperaturen holder seg på 870 K og er stabil.
3. På strømmen til magnetron for å gi en total smelteytelse på 0,4 Å / sek. I kamre utstyrt med en kvartskrystall monitor, kan dette gjøres ved hjelp at monitor, hvis passende kalibrert. Hvis kammeret ikke har en kvarts-krystall-skjerm, kan post-veksttykkelsesmålinger være nyttig, i tillegg til en høy grad av reproduserbarhet mellom kjøringer.
4. Åpne lukkeren og deponere FeRh på det oppvarmede substrat for et tidsrom egnet for å gi den ønskede tykkelse. For eksempel vil en 500 sek avsetning ga en prøve 20 nm tykk. </ Li>
5. Lukk lukkeren.
6. Slå av strømmen til magnetron.
7. Steng gassventilen.
8. Øke prøvens temperatur til 970 K. hold prøvene ved denne temperatur i en time. Trykket skal være bedre enn 1 x 10 ^-6 Torr hele. Effektene av ulik denne anneal temperaturen kan bli funnet i de Vries et al. ²⁰
9. Slå av varmeapparatet strøm og avkjøle prøvene til romtemperatur. I dette system skjer dette i det minste i tre timer.
10. Innskudd noen tildekking lag som kreves, ved hjelp av trinn ligner trinn 02.01 til 02.07. Innskudd tildekking lag ved en temperatur under 370 ~ K er viktig for å hindre interdiffusion inn i FeRh sjikt ^27..
11. Vent kammeret med tørr nitrogen, åpne det, og ta prøvene. De bør vises lyse og skinnende.

Tre. Rutinemessig Post-vekst Karakterisering

Denne delen gir en oversikt over den grunnleggende characterizatipå trinn utført på de fleste av våre FeRh prøvene. Ettersom det er mange mulige tilsvarende metoder for å gjøre disse målingene, arten av beskrivelsene her er mindre detaljert og normative, og heller konsentrere seg om de grunnleggende funksjonene i slike målinger.

1. Utfør en lav vinkel Χ-ray reflektivitet scan for å avgjøre prøven tykkelse. Monter prøven i diffractometer og justere den i ω med detektoren vinkel 2 θ ≈ 1 °. Hvis tilgjengelig, bør χ også bli justert. Kjør en standard θ-2θ skann med θ går fra 0 ° til støyen gulvet av instrumentet er nådd, vanligvis en gang θ ≥ 6 ° for en god kvalitet sample. Clear Kiessig (tynnfilminterferens) frynser som skal være synlige, hvorfra epilayer tykkelse kan bestemmes.
2. Utfør en høy vinkel Χ-ray diffraksjon scan for å fastslå graden av kjemisk orden. Dette kan bilutføres med prøven fremdeles montert i diffraktometer fra trinn 3.1. (På 2 θ = 42,9 ° hvis Cu K _α-stråling brukes) skal MgO underlaget peak bli funnet og prøven justert igjen i ω. Igjen, kjøre en θ -2 θ, som dekker i det minste området 12,5 ° <θ <62,5 ° (igjen antar Cu K _{α-stråling),} slik at både FeRh (001) og (002) topper, så vel som substrat topp, fanges opp.
3. Utføre en måling av temperaturavhengigheten av prøven resistivitet for å bestemme overgangstemperaturen. Gjør elektriske kontakter til prøven slik at en standard 4-punkts måling kan gjøres for å unngå kontakt resistensproblemer. Hvis en dc-metoden blir brukt, må målinger for forover og bakover løpende retninger og motstandene midlet for å null ved en hvilken som helst termisk emf generert ved forhøyede temperaturer. Deretter plasserer prøven på en temperatur fortsvalset varmt trinn (i dette oppsettet scenen er i en liten turbo-pumpet høyt vakuumkammer for å være sikker på å unngå enhver oksydasjon), og måle motstanden som en funksjon av temperatur på både varme-og kjøle sveip slik at enhver hysterese i den første ordens magnetostructural faseovergang kan bestemmes.

Representative Results

Vi har forberedt mange FeRh prøvene i henhold til denne protokollen. I dette avsnittet viser vi typiske resultater oppnådd ved bruk av de mest vanlige karakterisering prosedyrer for et utvalg av representative utvalg. Resultater som disse er forventet for prøvene i tykkelsesområdet 20-50 nm. Andre fremgangsmåter har vi brukt for å karakterisere materialet i mer dybde inkluderer røntgen magnetisk sirkulær dikroisme ^28, beite forekomst røntgensprednings ^29, og polariserte nøytroner reflektometri ^30. Vi har også studert effekten av doping leger med Au ^27. Ytterligere data om de egenskaper som kan forventes fra dette materialet kan bli funnet i disse rapporter, og referansene deri.

Strukturen til et av de epilayers er vist i detalj i transmisjonselektronmikrografer vises i figur 1.. Prøven tverrsnitt ble fremstilt ved den konvensjonelle dimpling og ione polering technique-en standardprøvetilberedningsmetode (se for eksempel Williams and Carter ³¹⁾ - og observert ved hjelp av en 200 kV elektronstråle. Den samlede lagstruktur kan sees i figur 1 (a). I dette tilfelle ble et 30 nm FeRh film epitaxially dyrket på en MgO-substrat, etterfulgt av en ~ 4 nm Cr lag og et ~ 1 nm tykt sjikt av Al. (Den Cr lag ble tatt med her for et spesielt eksperiment, og er ikke nødvendig generelt). Grovheten av FeRh / MgO og FeRh / Cr grensesnitt er 0,6 nm og 2,8 nm, henholdsvis, målt fra bildet. I figur 1 (b) en høy oppløsning mikrografi av MgO / FeRh grensesnitt vises. Epitaxial forhold som bekreftet fra valgt område diffraksjon er FeRh [100] (001) | | MgO [110] (001). Den gittertilpasning over grensesnittet demonstrerer den høye kvaliteten på epitaxial vekst. Vi viser ikke dataene her, men har brukt energi dispersive X-ray spektroskopi i TEM å sjekke komposisjon på et utvalg av prøvene:det har alltid vært equiatomic til innenfor usikkerheten i målingen.

Χ-ray reflektometri data er vist i figur 2 for et nominelt 25 nm tykt FeRh epilayer avkortet med en tynn, polykrystallinsk lag av Al. Målingen ble utført i en standard to-sirkel diffraktometer i Bragg-Brentano geometri, ved hjelp av Cu-K-stråling _α (λ = 0,1541 nm), med en Ni-filter for å dempe K _α stråling. De uttales Kiessig frynser, som oppstår fra forstyrrelser av X-ray bjelker som gjenspeiler fra de ulike grensesnitt i lagbunken, indikerer at disse grensesnittene er glatt og godt korrelert. Den solide røde linjen viser en tilpasning til data som har blitt utført ved hjelp av GenX programvaren ^32. Den beste tilpasning parametere for flerlagsstrukturen er vist i tabell 1.. Det faktum at en del av Al-lag vil ha oksydert og selv-passivert når prøven er utsatt to luften er redegjort for i modellen.

Χ røntgendiffraksjon data for den samme prøve er vist i figur 3, registrert på det samme instrument. Den (002) refleksjon av MgO underlaget er sterk og skarp nok til å bare løse Cu K _α 1og K _α to linjer. De FeRh lag viser både (001) og (002) refleksjoner. Det er noe bredere på grunn av den endelige tykkelsen av de epilayer og strekk gradienter. Den (002) FeRh B2 peak er sentrert på to θ = 61,3 ° ± 0,02, noe som gir en gjennomsnittlig ut-av-flyet gitter konstant på 3,02 ± 0,05 Å.. Det er mulig å bestemme den kjemiske rekkefølge parameter S av FeRh B2 struktur fra de relative integrerte intensitetene av de to topper. Dette kvantumet er definert som S = r _Fe + r _Rh -1, hvor ligger brøkdel av Fe (RH) områder okkupert av Fe (Rh) atomer ^33. En kort inspeksjon av formelen viser tlue når r _Fe = r _Rh = 1 og strukturen er perfekt, S = 1, mens når r _Fe = r _Rh = 0.5, slik at alle gittersider er tilfeldig opptatt, S = 0. Grunnen er at når S = 0 området registrert gjennomsnittlig struktur er BCC, hvor strukturen faktor forbyr (001) refleksjon, mens når S = 1 strukturen er primitive kubisk, der (001) refleksjon er tillatt. Dette betyr at i praksis, , Hvor og er de eksperimentelle og teoretiske intensiteter av (00 I) Bragg refleksjon henholdsvis ^33.. For kalkylenlering av de teoretiske intensiteter de Debye-Waller faktorer fra EXAFS målinger på FeRh ble brukt ^34. I dette tilfellet S = 0.855 ± 0.001, typisk for en freste tynn film av dette materialet.

Den metamagnetic faseovergang kan oppdages på flere måter. Sin tilstedeværelse indikerer riktig equiatomic støkiometri og B2-bestilling av gitteret. Gitteret utvidelse som følger med metamagnetic overgangen kan oppdages ved skiftet i posisjonen til Bragg topper ^27, men dette krever en diffractometer med et varmeapparat scenen.

Kanskje den mest åpenbare måten er å detektere forekomsten av den ferromagnetiske tidspunkt da prøven er oppvarmet gjennom T _T. Dette kan gjøres ved hjelp av en temperaturavhengig magnetometer med tilstrekkelig sensitivitet, for eksempel ved hjelp av magneto-optiske Kerr effekt eller en vibrerende prøve magnetometer. I figur 4 viser vitemperaturavhengigheten av magnetiseringen M, målt ved anvendelse av en superledende kvante-interferensanordning (SQUID) magnetometer. Målinger ble gjort i temperaturområdet 275-400 K med en temperatur sweep rate på 2 K / min. Kurven vist viser den forventede AF → FM overgang (oppvarming) og FM → AF overgang (kjøling) med en 15 K termisk hysterese. Denne målingen ble gjort ved høyt felt (50 KOE) og ga en overgangstemperatur _T T ≈ 365 K. Overgangstemperaturen er feltavhengig, ettersom et høyere magnetfelt reduserer den frie energien til FM-fase med hensyn til den AF fase. Vanligvis dT _T / dH ≈ 0,8 mK / Oe ^{14,15, 27.} Legg merke til at den magnetiske moment i AF-fasen er ikke helt lik null, men det er noen få titalls emu / cm ³ når midlet over volumet av hele prøven. Dette øyeblikket er bosatt i de nær-grensesnitt regioner av FeRh epilayer, som fortsatt ferromagnetic (riktignok med redusert magnetisering) når hoveddelen av prøven transformeres til AF-fasen ^{28, 30.}

En måte å detektere overgang som bruker enklere utstyr og er ofte brukt i vårt laboratorium, er å lage en elektrontransportmålingen. Den enkleste målingen av resistivitet ρ av filmen, siden ρ i FM-fasen er mye mindre enn i AF-fasen ^{35, 36, 20..} Den temperaturavhengigheten ρ for den samme 25 nm FeRh epilayer hvor røntgendata ble vist er plottet i figur 5, målt ved anvendelse av en standard fire-punkts sonde-metoden: fjærbelastede, gullbelagte pinnene ble presset på til prøven overflate for å komme i kontakt med prøven, som var montert på et varmeelement trinn i et lite vakuumkammer tilpasset for å forhindre en hvilken som helst prøve oksidasjon når den er varm. En lineær, er metallisk ρ (T) avhengighet sett både i AF og FM faser, men det er en markert nedgang i resistivity mellom de to. Hysteresen sees i figur 5 er en klar fingeravtrykket til magnetostructural faseovergangen som finner sted, og er en praktisk metode for å måle overgangstemperatur, som er gitt ved den minimumspunktet i dρ / dT (vist i den lille i figur 5). Et annet lett måles transport egenskap, Hall-effekten, kan også benyttes for å bekrefte tilstedeværelse av overgangen, da det er en stor forskjell i Hall-koeffisienten mellom de to fasene ^20.

Figur 1. Transmisjon elektron mikrografer av en FeRh epilayer på en MgO underlaget. (A) bilde som viser strukturen av sjikt. Den FeRh er 30 nm tykt med en ytterligere ~ 4 nm Cr lag og ~ 1 nm Al cap avsatt på toppen. Det amorfe område øverst i i mage er en epoksyharpiks som brukes under tverrsnitt prøvepreparering. (b) Et bilde med høy oppløsning av MgO FeRh grensesnittet. Epitaxial matching over grensesnittet blir sett her, og den tilknyttede forholdet, som bekreftet fra valgte området diffraksjon, er FeRh [100] (001) | |. MgO [110] (001) Klikk her for å se større figur

Figur 2. Røntgen reflektometri spekteret fra en 25 nm tykk FeRh epilayer avkortet med polykrystallinsk Al. Den heltrukne linjen er en form som beskrevet i teksten, ved hjelp av parametrene som er gitt i tabell 1. Det innfelte viser spredningslengden tetthet profil assosiert med det sett av passende parametre.g2highres.jpg "target =" _blank "> Klikk her for å se større figur

Figur 3. Røntgendiffraksjon spekteret fra en 25 nm tykk FeRh epilayer avkortet med polykrystallinsk Al. Tilstedeværelsen av (001) FeRh peak indikerer at B2 bestilling har funnet sted. Den kjemiske orden parameter er S = 0.855 ± 0.001, som bestemmes ved hjelp av metoden beskrevet i teksten. Klikk her for å se større figur

Figur 4. Temperatur avhengighet av magnetisering M av en 50 nm tykk FeRh epilayer avkortet med Polycrystallinje Al. disse data ble tatt med en 50 KOE felt påført i filmplanet. Overgangen temperaturen _T T er sett til å være ~ 365 K med en hysterese bredde på ca 15 K. Klikk her for å se større figur

Figur 5. Temperatur avhengighet av resistivitet ρ av en 25 nm tykt FeRh lag avkortet med Al. Innsatt er den deriverte av ρ med hensyn til temperatur T. Overgangen temperaturen _T T er sett til å være 447 K på oppvarmingen til FM fasen og 375 K på kjøling inn i AF fase. Klikk her for å se større figur

Layer	Tetthet (atomer / nm 3)	Tykkelse (nm)	Ruhet (nm)
Al 2 O 3 passivisering lag	25,5 ± 0,9	2.18 ± 0.08	1,0 ± 0,1
Al cap	60,6 ± 0,6	0.91 ± 0.02	0.6 ± 0.2
FeRh epilayer	38,7 ± 0,3	25.09 ± 0.06	0.400 ± 0.002
MgO substrat	53,4 ± 1,3	∞	0,1761 ± 0,0003

Tabell 1.. Tilpasnings parametere for røntgen reflektivitet spektrum er vist i Figur 2, som fører til spredningslengden tetthet profil vist i den lille av at fig.

Discussion

Her har vi vist at denne metoden kan anvendes for å frem epilayer prøver av FeRh av krystallografisk god kvalitet og en høy grad av kjemisk B2 bestilling. Fremgangsmåten er egnet til fremstilling av et bredt utvalg av epitaxial metalliske lag, inkludert bestilt legeringer. Selv om vi har benyttet B2-organisert FeRh legering som et eksempel her, da det viser en dramatisk faseovergang ved støkiometrien er korrekt og kjemisk bestilling er tilstede, kan denne fremgangsmåten også anvendes for andre materialer. For eksempel, både FePd og FePt har L1 ₀ faser, noe som fører til en meget sterk uniaxial magnetocrystalline anisotropi. Vi har nå vokst dette materialet i det siste, viser domenet veggen motstand i FePt ^8, og store unormale Hall effekter i både FePd og FePt ^10. Med en passende justering av veksttemperaturer og rater og et passende valg av substrat, denne metoden bør være nyttige for fremstilling av et bredt utvalg av forskjellige magnetiske og ikke-magnetiske metaller epilayers viser kjemisk rekkefølge.

Ikke desto mindre er en begrensning av denne tilnærmingen behovet for en enkelt krystall substrat for å oppnå epitaxy. Dette betyr at vanskelighetene vil bli støtt i å utføre eksperimenter som plan-view transmisjonselektron eller X-ray mikroskopi eller integrering i en teknologi bygd på et annet underlag wafer som den nesten allestedsnærværende Si. En mulig måte å komme rundt dette problemet er å vokse en tynn MgO lag der FeRh kan deretter deponeres. Dette kan gi ut-av-flyet tekstur som nucleates lokale epitaxial vekst på toppen av hver MgO korn ^37. Bemerkelsesverdig er det mulig å vokse en tynn MgO sjikt som har både (001) tekstur og i planet krystallografiske innretting på en amorf overflate ved hjelp av en fremgangsmåte med en ione-stråle bistå pistol som er orientert i 45 ° i forhold til underlaget normal ^38.. Dette kan tillate vekst av B2-organisert FeRh på f.eks elektron eller X-ray transparent Si ₃ N _fire membraner som er i stand til å overleve i høye veksttemperaturer som kreves i vårt protokollen, eller på det opprinnelige oksyd-sjiktet på en Si wafer.

Ytterligere forbedringer av metoden inkluderer bruk av B2 bestilt underlayers, slik som NiAl ^39, for å fremme B2-bestilling i FeRh epilayer når det er supertynn, eller dens bruk til å bygge hetero involverer flere kjemisk bestilte lag ^37. Siden FeRh kan bli dopet på Rh stedet for å justere overgangstemperatur _T T (for eksempel ved hjelp av Ir ^{40, 41} eller Pt ^{40, 42)} eller nedover (ved bruk av f.eks Au ^{40, 27} eller Pd ^{40, 43),} etablering av doping profiler i FeRh lagene kan føre til at utformet-i magnetiske profiler som prøven er oppvarmet og avkjølt. Dette åpner opp en rute for å generere rent magnetisk lagdeling av en epilayer i en kontrollerbar måte ^44.

Materials

Name	Company	Catalog Number	Comments
Sputter Deposition System	Kurt J. Lesker Company	Bespoke
MgO Single Crystal Substrate	Pi-Kem	Single-sided epi-polished	(001) orientation
FeRh sputtering target	Pi-Kem	Bespoke	50 mm diameter
Transmission Electron Microscope	FEI	Tecnai TF20
X-ray Diffractometer	Brüker	D8 Discover
SQUID Magnetometer	Quantum Design	MPMS-XL 5