Summary
Um método para preparar camadas epitaxiais de ligas ordenados por aspersão está descrito. O composto Ferh ordenados-B2 é usada como um exemplo, uma vez que apresenta uma transição metamagnética que depende sensivelmente o grau de ordem química e a composição exacta da liga.
Abstract
Ligas quimicamente ordenados são úteis em uma variedade de nanotecnologia magnética. Eles são mais convenientemente preparados a uma escala industrial utilizando técnicas de pulverização. Aqui nós descrevemos um método para preparação de filmes finos epitaxiais de ordenou-B2 Ferh por deposição por pulverização catódica em substratos de MgO único cristal. Deposição em um ritmo lento em um substrato aquecido dá tempo para os adátomos tanto para estabelecer-se em uma rede com uma relação epitaxial bem definido com o substrato e também para encontrar seus devidos lugares nas sublattices Fe e Rh da estrutura B2. A estrutura está convenientemente caracterizada com reflectometria de raio-X e difração e pode ser visualizado diretamente usando micrografia eletrônica de transmissão secções transversais. Ordenou-B2 Ferh exibe uma transição de fase metamagnética invulgar: o estado fundamental é antiferromagnetic mas a liga se transforma em um ferromagneto no aquecimento, com uma temperatura normal de cerca de 380 K. transição Isto é acompanhado por um 1%expansão do volume da célula unitária: isotrópico a granel, mas lateralmente preso em um epilayer. A presença do estado fundamental e o associado antiferromagnetic transição de fase de primeira ordem é muito sensível para a estequiometria correcta e equiatomic ordenação B2 adequada, e portanto é um meio conveniente para demonstrar a qualidade das camadas que podem ser depositadas com esta abordagem. Nós também dão alguns exemplos das várias técnicas pelas quais a mudança de fase pode ser detectada.
Introduction
O paradigma central da indústria da microelectrónica é o método de transformação planar: a deposição sequencial e padronização de filmes finos sobre a superfície de uma pastilha de material de substrato. Muito frequentemente, o substrato é um cristal único, e os filmes precisam ser epitaxial, ou seja, no registo de cristais com o substrato subjacente. Com materiais semicondutores, este normalmente é conseguida usando epitaxia de feixe molecular (MBE) em um laboratório definição 1 ou metalorgânicos epitaxia de fase vapor (MOVPE) na fabricação de 2.
Embora o crescimento epitaxial de metais por MBE é possível, eles são facilmente depositadas por pulverização catódica, e este é o método mais comum para a deposição de filmes finos em ambos magnéticos pesquisa e instalações industriais. Enquanto este método é comumente associada com o crescimento de películas policristalinas, crescimento epitaxial sobre um único substrato de cristal é possível, em determinadas condições
No nosso próprio laboratório, temos usado epitaxial pulverização para preparar uma variedade de materiais magnéticos em substratos de cristal único. Tem sido possível crescer epilayers liga CofE em GaAs (001), por exemplo, pela escolha da composição Co 70 30 Fe combinados-estrutura 6. Este material é uma solução sólida, onde os átomos de Co e de Fe preencher aleatoriamente os sítios da rede cco. Nós também têm crescido quimicamente ordenou ligas magnéticas, onde as diferentes espécies atômicas são necessárias para ocupar determinados sites de treliça. O protocolo de crescimento que deve descrever aqui foi inicialmente desenvolvido para o crescimento da L1 0 ordenados FePd e FePt ligas, que são de interesse sesde que eles possuem uma elevada anisotropia magnetocristalina 7. Nós estudamos a relação entre spin-polarizados transporte balístico e difusão 8, 9 e do efeito Hall anômalo 10 nestes materiais, que são de qualidade comparável às camadas crescidas por MBE 11.
Aqui vamos ilustrar o nosso método de crescimento epitaxial utilizando o exemplo do ordenado-B2 epilayers Ferh. Fe e Rh irá formar ligas em qualquer composição, no entanto, um composto ordenou-B2 é o estado de equilíbrio para estequiometrias no intervalo de quase equiatomic 49-53% Fe atômico 12. Este assim chamado α "- é uma fase antiferromagnet (FA), que exibe uma transição de fase de primeira ordem no aquecimento, tornando-se um α 'fase ferromagnet (FM) em torno de T = 350 → 400K 13, 14, 15. Esta transição metamagnética entre os dois estados magnéticos diferentes, mas ambos totalmente ordenados (tipo II AF 16 e FM)é acompanhada por uma isotrópica 1% do volume de expansão na estrutura B2 17, 18, uma grande entropia libertar 19, uma grande queda na resistividade 14, e um grande aumento na concentração de suporte 20. Neutron de difracção 21, 16 e, mais recentemente, XMCD 22 medições indicam que a parte do 3,3 μ B momento magnético centrado sobre o Fe na fase AF é transferido para o Rh na fase FM, com μ Fe ~ 2,2 μ B e μ Rh ~ 0,6 μ B. A temperatura de Curie para o FM α 'fase é de aproximadamente 670 K 14, comparável à temperatura de Curie das ligas com x> 0,53 23. A temperatura de transição metamagnética T é altamente sensível para a composição × em Fe × Rh 1 - × 23, 24, e é suprimida pela ~ 8 K / t de aplicada fi magnéticoeld 25, 15. Esta rica variedade de comportamento físico depende criticamente conseguir uma estrutura ordenada-B2 adequada e assim permite uma grande variedade de técnicas de medição a ser implantado para detectar ordenação químico apropriado em uma amostra, tornando-se um exemplo prático para demonstrar um método de cultivo de alta qualidade ordenou epilayers liga.
Protocol
Neste protocolo, filmes finos de a liga Ferh ordenou são feitas com dc-pulverização catódica em MgO (001) substratos. As amostras são cultivadas num campo magnético de cerca de 200 Oe fornecido por um conjunto de íman permanente, o qual é utilizado para definir uma anisotropia magnética no plano. O diâmetro do alvo é de 50 mm e a distância entre o alvo e os substratos é de cerca de 10 cm. Para crescer Ferh, um Torus arma magnetron dc magnético adequado para materiais magnéticos é usado. Os aquecedores são lâmpadas posicionadas 2 cm acima dos substratos e rodeado por um cilindro de metal para manter o volume aquecido pequena. A temperatura máxima possível neste sistema é de aproximadamente 1.050 K. Este sistema é capaz de realizar 24 diferentes substratos, no entanto, que normalmente crescem menos de 10 ao fazer amostras epitaxiais devido a limitações de tempo. Os detalhes aqui apresentados para este protocolo de preparação da amostra são conhecidos por funcionar bem em nosso sistema de vácuo. Como existem muitos sistemas de vácuo equivalentes que diferem em seus detalhess, os requisitos para os parâmetros quantitativos, tais como temperatura, tempo, etc. bem pode assumir diferentes valores ótimos em outros sistemas. No entanto, a descrição abaixo provará um guia útil para o leitor.
No protocolo detalhado a seguir, assume-se que o leitor está familiarizado com os conceitos básicos de boas práticas de vácuo, tais como o uso de luvas para lidar com todos os componentes que entrarão na câmara de vácuo [ver, por exemplo, referência 26].
1. E preparação do substrato alvo
Esta secção descreve a preparação da câmara de deposição por pulverização e os substratos individuais MgO cristal.
- Lavar as (001) substratos de MgO em isopropanol e montá-los nos suportes de substrato. Carregar estes para dentro da câmara de vácuo.
- Monte o alvo Ferh na arma magnetron e remontar a arma. Para obter uma amostra com uma composição equiatomic, verificou-se que um alvo com Fe 47Rh 53 é mais adequado, obtendo-se a transição de fase clara magnetostructural. Teste de que não existe um curto-circuito entre o magnetrão e a blindagem circundante. De modo semelhante, preparar qualquer um alvo (s) a ser usada para as camadas de nivelamento.
- Feche a câmara de vácuo e bombeá-lo para baixo.
- Uma vez que o vácuo é melhor do que 1 x 10 -6 Torr, aquecer os substratos até 870 K. monitor a taxa de nível de vácuo e aquecimento para assegurar que a pressão não sobe acima desse nível. Manter a esta temperatura durante a noite.
- Uma hora antes de iniciar o crescimento, começam a fluir através de nitrogênio líquido a armadilha Meissner. O vácuo deve melhorar para melhor do que 4 x 10 -7 Torr.
- Defina o controlador de fluxo de massa para 65 sccm de fluxo de gás de trabalho. O gás de descarga eléctrica é Ar, com 4% de hidrogénio para evitar a oxidação da amostra durante o crescimento. Abra a válvula de fluxo de gás. A pressão na câmara deve subir para a faixa de baixa mTorr.
- Antes do crescimento, pré-arranhar o alvo para Ferh1200 segundos a 30 W.
2. Epilayer Deposição
Esta seção descreve a deposição da camada Ferh por dc-pulverização catódica.
- Ajuste o ponto de o controlador de fluxo de massa conjunto para dar uma pressão da câmara de 4 x 10 -3 Torr. Permitir que a pressão de se contentar com um valor estável.
- Verificar que a temperatura do substrato permanece a 870 K e é estável.
- Ligue o magnetron para produzir uma taxa de deposição total de 0,4 Å / s. Em câmaras equipadas com um monitor de cristal de quartzo, o que pode ser feito usando o monitor que, se adequadamente calibrado. Se a câmara não tem um monitor de cristal de quartzo, as medições da espessura de pós-de crescimento pode ser útil, bem como um nível elevado de reprodutibilidade entre corridas.
- Abrir o obturador e depositar Ferh sobre o substrato aquecido durante um período de tempo adequado para se obter a espessura desejada. Por exemplo, um 500 seg deposição vai produzir uma amostra de 20 nm de espessura. </ Li>
- Feche o obturador.
- Desligue a energia para o magnetron.
- Feche a válvula de gás.
- Aumentar a temperatura da amostra a 970 K. Manter as amostras a esta temperatura durante uma hora. A pressão deve permanecer mais do que 1 x 10 -6 Torr durante todo. Os efeitos da variação desta temperatura de recozimento pode ser encontrada em De Vries et al. 20
- Desligue a energia do aquecedor e resfriar as amostras à temperatura ambiente. Neste sistema, isso leva pelo menos três horas.
- Depositar qualquer camada de nivelamento requerido, utilizando passos semelhantes aos passos 2,1-2,7. Depositar a camada de nivelamento, a uma temperatura inferior a ~ 370 K é essencial para evitar a interdifusão na camada Ferh 27.
- Alivie a câmara com nitrogênio seco, abra-o e retire as amostras. Eles devem aparecer brilhante e brilhante.
3. Rotina Caracterização pós-crescimento
Esta seção fornece uma visão geral do characterizati básicoem etapas realizadas na maioria das nossas amostras Ferh. Como existem muitos métodos equivalentes possíveis para fazer essas medições, a natureza das descrições aqui são menos detalhadas e prescritivo, e sim se concentrar nas características essenciais de tais medidas.
- Realizar um baixo ângulo Χ-ray varredura refletividade para determinar a espessura da amostra. Monte a amostra no difratômetro e alinhá-lo em ω com o ângulo detector 2 θ ≈ 1 °. Se estiver disponível, χ também devem ser alinhados. Executar um padrão θ-2θ varredura com θ correndo de 0 ° até que o nível de ruído do aparelho é atingida, geralmente uma vez θ ≥ 6 ° para uma amostra de boa qualidade. Limpar Kiessig (interferência de película fina) franjas deve estar visível, a partir do qual a espessura epilayer pode ser determinada.
- Realizar um alto ângulo Χ-ray varredura difração para determinar o grau de ordem química. Este pode ser o carroried com a amostra ainda montado no difractómetro do passo 3.1. O pico do substrato de MgO deve ser encontrado (em 2 θ = 42,9 °, se a radiação Cu K α é usado) e a amostra novamente alinhada no ω. Mais uma vez, executar um θ -2 θ, cobrindo pelo menos na faixa de 12,5 ° <θ <62,5 ° (novamente assumindo a radiação α Cu K), de modo que tanto o Ferh (001) e (002) picos, bem como o pico do substrato, são capturadas.
- Realizar uma medição da dependência da temperatura da resistividade amostra para determinar a temperatura de transição. Adicione contactos eléctricos para a amostra de tal modo que uma medição de 4 pontos padrão pode ser feito para evitar os problemas de resistência de contacto. Se um método dc está sendo usado, fazer medições para frente e para trás sentidos atuais e as resistências em média, a fim de nulo de desconto em qualquer fem térmica gerada em temperaturas elevadas. Em seguida, coloque a amostra em um cont temperaturarolou fase quente (no set-up do palco está em uma pequena câmara de alto vácuo bombeado-turbo para ter a certeza de evitar qualquer oxidação) e medir a resistência em função da temperatura no aquecimento e resfriamento para que varre qualquer histerese a primeira ordem de transição de fase magnetostructural pode ser determinada.
Representative Results
Nós preparamos muitas amostras Ferh acordo com este protocolo. Nesta seção, vamos mostrar os resultados típicos obtidos utilizando-se os procedimentos de caracterização mais comuns para uma seleção de amostras representativas. Resultados como estes são esperados para as amostras na faixa de 20-50 nm de espessura. Outros métodos que usamos para caracterizar o nosso material com mais profundidade incluem raios X dicroísmo magnético circular 28, pastagem incidência de raios-X de dispersão 29, e polarizado reflectometria de nêutrons 30. Estudamos também os efeitos do doping a liga com Au 27. Mais dados sobre as propriedades que podem ser esperados a partir desse material pode ser encontrado nesses relatos, e as referências nelas contidas.
A estrutura de uma das nossas epilayers é mostrado em detalhe nas microfotografias electrónicas de transmissão mostrada na Figura 1. A secção transversal da amostra foi preparada pela tecnologia convencional e ondulações polimento iãonique-um método de preparação de amostras padrão (ver, por exemplo, Williams e Carter 31) - e observado usando um feixe de elétrons de 200 kV. A estrutura global da camada pode ser visto na Figura 1 (a). Neste caso, um Ferh película 30 nm foi crescido epitaxialmente sobre um substrato de MgO, seguido por uma camada de ~ 4 nm de Cr e um ~ 1 nm de espessura da camada de Al. (A camada de Cr foi incluído aqui para uma experiência em particular e não é necessário em geral). A rugosidade das interfaces Ferh / MgO e Ferh / Cr são de 0,6 nm e 2,8 nm, respectivamente, tal como medido a partir da imagem. Na Figura 1 (b) uma micrografia de alta resolução da interface de MgO / Ferh é mostrado. A relação epitaxial como confirmado a partir de difração de área selecionada é Ferh [100] (001) | | MgO [110] (001). A combinação da estrutura ao longo do interface demonstra a alta qualidade do crescimento epitaxial. Nós não mostramos os dados aqui, mas tenho usado dispersiva espectroscopia de raios-X de energia no TEM para verificar a composição em uma seleção de amostras:tem sido sempre equiatomic para dentro da incerteza da medida.
Dados de reflectometria Χ-raios são mostrados na Figura 2 para um nominalmente de 25 nm de espessura Ferh epilayer cobertas com uma camada fina de Al policristalino. A medição foi realizada em um padrão de dois círculos difractómetro na geometria de Bragg-Brentano, utilizando radiação Cu K α (λ = 0,1541 nm), com um filtro de Ni para atenuar a radiação α K. As franjas Kiessig pronunciadas, que surgem a partir da interferência de feixes de raios-X que refletem as várias interfaces na pilha de camadas, indicam que essas interfaces são suaves e bem-correlacionados. A linha vermelha sólida mostra um ajuste para os dados que tem sido realizada utilizando o software GenX 32. Os melhores parâmetros de ajuste para a estrutura de camadas múltiplas são apresentados na Tabela 1. O facto de uma porção da camada de Al terá oxidado e auto-passivado uma vez que a amostra é exposta to ar é contabilizado no modelo.
Dados de difracção de raios-Χ para a mesma amostra são mostrados na Figura 3, recolhidos no mesmo instrumento. A (002) reflexão do substrato MgO é forte e afiado o suficiente para apenas resolver o Cu K α 1e K α 2 linhas. As camadas Ferh mostra ambos (001) e (002) reflexões. Há alguns alargamento devido à espessura finita dos epilayer e gradientes de deformação. A (002) Ferh pico B2 é centrada em 2 θ = 61,3 ° ± 0,02, resultando em uma média de out-of-plane constante de rede de 3,02 ± 0,05 Å. É possível determinar o parâmetro de ordem química S da estrutura B2 Ferh das intensidades integradas relativas destes dois picos. Esta quantidade é definida como S = r + r Fe Rh -1, onde é a fração da Fé locais (RH) ocupados por Fe (Rh) átomos 33. Uma breve inspeção da fórmula mostra tchapéu quando r = r Fe Rh = 1 e a estrutura é perfeita, S = 1, enquanto que quando r = r Fe Rh = 0,5, de modo que todos os sítios da rede são ocupados aleatoriamente, S = 0. A razão é que, quando S = 0 a estrutura média local é cco, para os quais o factor de estrutura proíbe o (001) de reflexão, enquanto que quando R = 1 é a estrutura primitiva cúbico, para o qual a (001), a reflexão é permitido. Isto significa que, em termos práticos, 
, Onde 
e 
são as intensidades experimentais e teóricos do (00 I) reflexão de Bragg, respectivamente 33. Para o cálculomento das intensidades teóricas os fatores de Debye-Waller de medidas EXAFS sobre Ferh foram usados 34. Neste caso, S = 0,855 ± 0,001, típico de uma película fina deste material pulverizado.
A transição de fase metamagnética pode ser detectada de várias maneiras. Sua presença indica a estequiometria equiatomic correta e B2-ordenação da estrutura. A expansão da estrutura que acompanha a transição metamagnética pode ser detectada pela mudança da posição do pico de Bragg 27, no entanto, este requer um difractómetro com uma fase de aquecimento.
Talvez o método mais óbvio é para detectar o aparecimento do momento ferromagnético quando a amostra é aquecida através de T. Isso pode ser feito usando qualquer temperatura magnetômetro dependente com sensibilidade suficiente, por exemplo, usando o efeito Kerr magneto-óptico ou um magnetômetro de amostra vibrante. Na Figura 4 mostramos oDependência da temperatura da magnetização M, medido usando um dispositivo de interferência supercondutores quântica (SQUID) magnetómetro. As medições foram efectuadas no intervalo de temperatura de 275-400 K, com uma velocidade de varrimento de temperatura de 2 K / min. A curva mostrada apresenta a esperada transição AF → FM (aquecimento) e transição FM → AF (refrigeração) com uma histerese térmica de 15 K. Esta medição foi feita em campo elevado (50 kOe) e obteve-se uma temperatura de transição de T ≈ 365 K. A temperatura de transição é dependente do campo, tal como um campo magnético mais elevado reduz a energia livre da fase FM com respeito à fase AF. Normalmente dT T / dH ≈ 0,8 mk / Oe 14,15, 27. Note-se que o momento magnético na fase de FA não está completamente zero, mas é algumas dezenas de emu / cm 3, em que em média sobre o volume da amostra total. Este momento reside nas regiões perto da interface do epilayer Ferh, que permanecem ferromagnetic (embora com uma magnetização reduzida) quando a massa da amostra se transforma na fase AF 28, 30.
Uma maneira de detectar a transição que usa equipamentos mais simples e é frequentemente usado em nosso laboratório é fazer uma medição de transporte de elétrons. A medição é mais simples do ρ resistividade do filme, uma vez que ρ na fase FM é muito menor do que na fase AF 35, 36, 20. A dependência de temperatura de ρ para o mesmo 25 nm Ferh epilayer para o qual os dados de raios X foram mostrados está representada na Figura 5, medido utilizando um método de sonda de quatro pontos padrão: de mola, os pinos revestidos a ouro foram pressionados sobre a amostra superfície para entrar em contacto com a amostra, que foi montado em uma fase de aquecimento em uma pequena câmara de vácuo personalizada para evitar qualquer oxidação da amostra quando quente. Um linear, ρ metálico (T), a dependência é visto tanto em AF e fases de FM, mas há uma queda acentuada na resistivity entre os dois. A histerese visto na Figura 5 é uma das impressões digitais da fase de transição em curso magnetostructural e é um método conveniente para medir a temperatura de transição, que é dado pelo ponto mínimo no dρ / dT (mostrado na inserção da Figura 5). Outra propriedade de transporte facilmente medido, o efeito de Hall, também pode ser usado para confirmar a presença da transição, tal como existe uma grande diferença no coeficiente de salão entre as duas fases 20.
Figura 1. Microscopia eletrônica de transmissão de uma epilayer Ferh sobre um substrato de MgO. (A) Imagem mostrando a estrutura da camada. O Ferh é de 30 nm de espessura com mais ~ 4 nm camada Cr e ~ 1 nm Al cap depositado no topo. A região amorfa na parte superior da i mago é uma resina epóxi utilizado durante a seção de preparação de amostras. (b) Uma imagem de alta resolução da interface MgO Ferh. A correspondência epitaxial através da interface é visto aqui, ea relação associado, como foi confirmado a partir de difração de área selecionada, é Ferh [100] (001) | |. MgO [110] (001) Clique aqui para ver figura maior
Figura 2. De raios-X a partir de um espectro de reflectometria de 25 nm de espessura Ferh epilayer tampado com policristalino Al. A linha a cheio é um ajuste tal como descrito no texto, utilizando os parâmetros indicados no Quadro 1. A inserção mostra o perfil de densidade de comprimento de espalhamento associado a esse conjunto de parâmetros de ajuste."target =" _blank g2highres.jpg "> Clique aqui para ver maior figura
Figura 3. De raios-X a partir de um espectro de difracção de 25 nm de espessura Ferh epilayer tampado com policristalino Al. A presença do (001) Ferh pico indica que B2 ordenação ocorreu. O parâmetro de ordem química é S = 0,855 ± 0,001, tal como determinado usando o método descrito no texto. clique aqui para ampliar figura
Figura 4. Dependência da temperatura da magnetização M de 50 nm de espessura epilayer Ferh tampado com polycrystalAl linha. Estes dados foram tomadas com um campo de 50 kOe aplicado no plano do filme. A transição de temperatura T é visto como ~ 365 K, com uma largura de histerese de cerca de 15 K. Clique aqui para ver maior figura
Figura 5. Dependência da temperatura da resistividade ρ de um nm camada espessa Ferh 25 tampado com Al. Inserir é o derivado de ρ em relação à temperatura T. A transição T T temperatura é visto como 447 K sobre o aquecimento para a fase FM e 375 K em refrigeração para a fase AF. Clique aqui para ver maior figura
| Camada | Densidade (átomos / nm 3) | Espessura (nm) | Rugosidade (nm) |
| Al 2 O 3 da camada de passivação | 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 |
| Substrato MgO | 53,4 ± 1,3 | ∞ | 0,1761 ± 0,0003 |
Tabela 1. Parâmetros de montagem para a reflectividade do espectro de raios-X apresentado na Figura 2, o que leva ao perfil de densidade de comprimento de espalhamento representada na inserção do que a Figura.
Discussion
Aqui demonstramos que este método pode ser usado para preparar amostras de epilayer Ferh de boa qualidade cristalográfica e um elevado grau de ordenação química B2. O método é adequado para a preparação de uma grande variedade de camadas epitaxiais metálicos, incluindo ligas encomendados. Enquanto se têm usado liga Ferh ordenou-B2 aqui como um exemplo, uma vez que mostra uma transição de fase dramática quando a estequiometria está correcta e ordenação químico está presente, este método também pode ser utilizado para outros materiais. Por exemplo, tanto FePd e FePt ter L1 0 fases, que leva a uma forte anisotropia magnetocristalina uniaxial. Temos crescido com sucesso esse material no passado, mostrando resistência da parede de domínio na FePt 8, e grandes efeitos Salão anômalos em ambos FePd e FePt 10. Com um ajustamento adequado de temperaturas de crescimento e as taxas e uma escolha adequada do substrato, este método deve ser útil para a preparação de uma grande variedade de diferençasrente epilayers metais magnéticos e não magnéticos que exibem ordem química.
No entanto, uma limitação desta abordagem é a necessidade de um único substrato de cristal de alcançar epitaxia. Isso significa que as dificuldades serão encontradas na realização de experimentos como o plano-view eletrônica de transmissão ou microscopia de raios-X ou a integração em uma tecnologia construída sobre outra bolacha de substrato, como o quase onipresente Si. Um possível meio de contornar este problema é fazer crescer uma camada de MgO fina em que o Ferh pode então ser depositado. Isto pode produzir a textura para fora do plano que nucleia crescimento epitaxial local na parte superior de cada grão de MgO 37. Surpreendentemente, é possível fazer crescer uma camada de MgO fina que tem tanto (001), textura e alinhamento no plano cristalográfica sobre uma superfície amorfa, utilizando um método com um feixe de iões auxiliar arma que é orientada a 45 ° em relação ao substrato normal de 38. Isto pode permitir o crescimento de ordenou-B2 Ferh sobre, por exemplo elétrons ou raios-X transparent Si 3 N 4 membranas, que são capazes de sobreviver às temperaturas elevadas de crescimento requeridas no protocolo, ou sobre a camada de óxido nativo de uma bolacha de Si.
Refinamentos do método incluem a utilização de subcamadas ordenou-B2, tais como NiAl 39, para promover B2-ordenação na epilayer Ferh quando ele é ultra-fino, ou a sua utilização para a construção heteroestructuras envolvendo várias camadas quimicamente regulado 37. Desde Ferh pode ser dopado no local Rh para ajustar a transição T T acima da temperatura (por exemplo, através de infravermelhos 40, 41 ou Pt 40, 42) ou para baixo (por exemplo, usando Au 40, 27 ou Pd 40, 43), a criação de dopagem perfis em camadas Ferh pode levar a perfis magnéticos concebidos em que a amostra é aquecida e arrefecida. Isso abre um caminho para a geração de estratificação puramente magnético de um epilayer de uma forma controlável 44.
Disclosures
Os autores declaram que não têm interesses financeiros concorrentes.
Acknowledgments
Este trabalho foi apoiado pelo Reino Unido Engenharia e Ciências Físicas Research Council sob número de concessão EP/G065640/1 e pela Fundação Nacional de Ciência dos EUA sob número de concessão DMR-0908767 [ML e LHL] e número de concessão DMR-0907007 [DH].
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 |
References
- Cho, A. Y., Arthur, J. R. Molecular beam epitaxy. Progress in Solid State Chemistry. 10 (Part 3), 157 (1975).
- Stringfellow, G. B. Organometallic Vapor-Phase Epitaxy: Theory and Practice. , Academic Press. San Diego. (1998).
- Harp, G. R., Parkin, S. S. P. Epitaxial growth of metals by sputter deposition. Thin Solid Films. (1-2), 288-281 (1996).
- 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).
- 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).
- 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).
- Weller, D., et al. High Ku materials approach to 100 Gbits/in2. IEEE Transactions on Magnetics. 36 (1), 1015 (2000).
- 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).
- 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).
- 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).
- Marrows, C. H., Dalton, B. C. Spin mixing and spin-current asymmetry measured by domain wall magnetoresistance. Physical Review Letters. 92, 097206 (2004).
- Swartzendruber, L. J. The Fe-Rh (iron-rhodium) system. Bulletin of Alloy Phase Diagrams. 5, 456-462 (1984).
- Fallot, M. Les alliages du fer avec les métaux de la famille du platine. Annals of Physics. 10, 291 (1938).
- Kouvel, J. S. Unusual nature of the abrupt magnetic transition in FeRh and its pseudobinary variants. Journal of Applied Physics. 37, 1257 (1966).
- 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).
- Shirane, G., Nathans, R., Chen, C. W. Magnetic moments and unpaired spin densities in the Fe-Rh alloys. Physical Review. 134, A1547 (1964).
- Muldawer, L., de Bergevin, F. Antiferromagnetic-ferromagnetic transitio in FeRh. Journal of Chemical Physics. 35, 1904 (1904).
- 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).
- 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).
- 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).
- 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).
- Stamm, C., et al. Antiferromagnetic-ferromagnetic phase transition in FeRh probed by X-ray magnetic circular dichroism. Physical Review B. 77, 184401 (2008).
- 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).
- 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).
- Baranov, N. V., Barabanova, E. A. Electrical resistivity and magnetic phase transitions in modified FeRh compounds. Journal of Alloys and Compounds. 219, (1995).
- Varian Associates. Basic Vacuum Practice. , 3rd edition, Varian Associates Inc. (1992).
- Loving, M., et al. Tailoring the FeRh magnetostructural response with Au diffusion. Journal of Applied Physics. 112, 043512 (2012).
- Ding, Y., et al. Bulk and near-surface magnetic properties of FeRh thin films. Journal of Applied Physics. 103, 07B515 (2008).
- Kim, J. W., et al. Surface influenced magnetostructural transition in FeRh films. Applied Physics Letters. 95, 222515 (2009).
- Fan, R., et al. Ferromagnetism at the interfaces of antiferromagnetic FeRh epilayers. Physical Review B. 82, 184418 (2010).
- Williams, D. B., Carter, C. B. Transmission Electron Microscopy: A Textbook for Materials Science. , 2nd edition, Springer. Berlin. (2009).
- Björck, M., Andersson, G. GenX: an extensible X-ray reflectivity refinement program utilizing differential evolution. Journal of Applied Crystallography. 40 (6), 1174-1178 (2007).
- Warren, B. E. X-Ray Diffraction. , Addison-Wesley. Reading, Mass. (1969).
- 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).
- Kouvel, J. S., Hartelius, C. C. Anomalous magnetic moments and transformations in the ordered alloy FeRh. Journal of Applied Physics. 33, 1343 (1962).
- 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).
- 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).
- 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).
- 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).
- Walter, P. H. L. Exchange inversion in ternary modifications of iron rhodium. Journal of Applied Physics. 35 (3), 938 (1964).
- 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).
- 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).
- 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).
- 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).
