JoVE Journal > Engineering
Summary
Abstract
Introduction
Protocol
Risultati
Discussion
Divulgazioni
Acknowledgements
Materials
Riferimenti
Please note that all translations are automatically generated. Click here for the English version.
Ingegneria

Sputter Рост и характеристика метамагнитные В2-приказал FeRh эпитаксиальных слоев

Published: October 05, 2013
doi:
10.3791/50603
, , , , , , ,
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

Summary

Способ получения эпитаксиальных слоев упорядоченных сплавов путем напыления описано. B2-упорядоченный FeRh соединение используется в качестве примера, так как он отображает метамагнитный переход, который зависит чувствительно от степени химического порядка и точного состава сплава.

Abstract

Химически упорядоченные сплавы могут быть использованы в различных магнитных нанотехнологий. Они наиболее удобно получать в промышленном масштабе с помощью распыления методов. Здесь мы опишем способ получения эпитаксиальных тонких пленок B2-приказал FeRh по напыления на отдельных подложках кристаллов MgO. Нанесение с медленной скоростью на нагретую подложку позволяет время для адатомов в оба обосноваться в решетке с четко определенной эпитаксиального отношения с подложкой, а также найти свои места в подрешеток Fe и Rh структуры В2. Структура удобно характеризовать с рентгеновской рефлектометрии и дифракции и могут быть визуализированы непосредственно с помощью просвечивающей электронной микрофотографии сечения. В2-приказал FeRh проявляет необычную фазовый переход метамагнитный: основное состояние антиферромагнитен но сплав переходит в ферромагнетика при нагревании с типичной температурой перехода около 380 К. Это сопровождается 1%увеличение объема элементарной ячейки: изотропная навалом, но с боков зажат в эпитаксиального слоя. Наличие антиферромагнитного состояния и фазового первого порядка перехода, связанного очень чувствительна к правильному эквиатомного стехиометрии и надлежащего упорядочения В2, и так является удобным средством для демонстрации качества слоев, которые могут быть нанесены с этим подходом. Также приводятся примеры различных методик, по которым изменение фазы могут быть обнаружены.

Introduction

Центральный парадигма микроэлектронной промышленности является метод плоской обработки: последовательное осаждение и структурирование тонких пленок на поверхности пластины из материала подложки. Очень часто подложка представляет собой монокристалл, и пленки должны быть эпитаксиальный, то есть в кристаллической регистр с нижележащей подложки. С полупроводниковых материалов, это, как правило, достигается либо с помощью молекулярно-лучевой эпитаксии (MBE) в лабораторных условиях 1 или газофазной эпитаксии (MOVPE) в производстве 2.

В то время как эпитаксиального роста из металлов MBE можно, они легко хранение распылением, и это самый распространенный способ для осаждения тонких магнитных пленках как в научных и промышленных установок. В то время как этот метод обычно ассоциируется с ростом поликристаллических пленок, эпитаксиального роста на одном кристалле подложки можно при определенных условиях <sдо> 3. Они обычно включают повышенную температуру подложки (по крайней мере для начальных слоев), низкую скорость осаждения, и низкий базовый давление вакуумной камере. Этот подход был использован для получения гигантским магнитосопротивлением многослойных материалов 4, 5, например.

В нашей лаборатории мы использовали эпитаксиального распыления подготовить разнообразие магнитных материалов на монокристаллических подложках. Это стало возможным выращивать Кофе легкосплавные эпитаксиальных слоев на GaAs (001), например, выбрав композицию 6 решетки соответствием Co 70 Fe 30. Этот материал представляет собой твердый раствор, где атомы Co и Fe случайно заполнения узлов решетки ОЦК. Мы также выросли химически приказал магнитные сплавы, где различные атомные виды необходимых занять определенные места решетки. Протокол роста мы опишем здесь была первоначально разработана для роста L1 0-заказанных FePd и FePt сплавов, которые представляют интерес сосле они обладают очень высокой кристаллографической анизотропии 7. Мы изучили взаимосвязь между баллистической и диффузионного спин-поляризованного транспорта 8, 9 и аномального эффекта Холла 10 в этих материалах, которые являются сопоставимого качества в слоях, выращенных методом МПЭ 11.

Здесь мы проиллюстрируем наш эпитаксиального метод роста на примере B2-приказал FeRh эпитаксиальных слоев. Fe и Rh образует сплавы на любой композиции, однако B2-упорядоченный соединение равновесное состояние для стехиометрии в ближней эквиатомного диапазоне 49-53% Fe атомное 12. Эта так называемая α "- фаза является антиферромагнетиком (AF), который проявляет фазовый переход первого рода при нагревании, став α '-фазы ферромагнетика (ФМ) вокруг T T = 350 → 400K 13, 14, 15. Это метамагнитный переход между двумя различными, но оба полностью упорядоченными магнитными состояниями (тип II AF 16 и FM)сопровождается изотропной 1% объемного расширения в В2 решетки 17, 18, ​​большой энтропии выпустить 19, большое падение удельного сопротивления 14, а также значительное увеличение концентрации носителей 20. Нейтронография 21, 16 и совсем недавно XMCD измерения 22 показывают, что часть B магнитного момента 3,3 μ с центром на Fe в фазе А. Ф. передается Rh в ФМ фазы, с μ-Фе ~ 2.2 μ B и μ резус ~ 0,6 μ B. Температура Кюри для FM α 'фаза ~ 670 K 14, сравнимой с температурой Кюри сплавов с х> 0,53 23. Метамагнитный температура перехода T T обладает высокой чувствительностью к составу × в Fe × Rh 1 – × 23, 24, и подавляется ~ 8 К / Т приложенного магнитного Fiполем 25, 15. Этот богатый массив физического поведения в решающей степени зависит достижение надлежащего B2-упорядоченной структуры и так позволяет широкий спектр методов измерения для развертывания обнаружить правильную химическую порядок в образце, что делает его удобным пример для демонстрации метод выращивания высокого качество упорядоченного сплава эпитаксиальных слоев.

Protocol

В этом протоколе, тонкие пленки заказанного FeRh сплава сделаны с DC-магнетронного распыления на MgO (001). Образцы выращивают в магнитном поле около 200 Oe, представленной постоянного магнита массива, который используется для установки в плоскости магнитной анизотропии. Целевое диаметр 50 мм, а расстояние между мишенью и подложек около 10 см. Чтобы вырастить FeRh, постоянного магнитного Торус магнетронная пушка подходит для магнитных материалов используется. Нагреватели луковицы расположены 2 см выше субстратов, в окружении металлического цилиндра, чтобы держать с подогревом объем небольшой. Максимальная температура можно в этой системе составляет ~ 1050 К. Эта система способна удерживать 24 различных субстратов, однако мы, как правило, растут менее 10 при принятии образцы эпитаксиальных из-за нехватки времени. Детали, представленные здесь, для этого протокола пробоподготовки, как известно, работает хорошо в нашей вакуумной системы. Поскольку существует много эквивалентных вакуумные системы, которые отличаются по их подробносек, требования к количественным параметрам, таких как температура, время и т.д.. а может принимать различные оптимальные значения в других системах. Тем не менее, ниже описание окажется полезным руководством для читателя. В подробном протоколе ниже, предполагается, что читатель знаком с основами хорошей вакуумной практике, например, использования перчаток для обработки всех компонентов, которые войдут в вакуумную камеру [см., например, ссылаться на 26]. 1. Субстрат и целевой подготовки В этом разделе описывается подготовка осаждения камеры распыления и отдельные подложки кристалла MgO. Промойте (001) MgO субстратов в изопропаноле и смонтировать их в держатели подложки. Загрузите их в вакуумной камере. Установите цель FeRh в магнетронной пушки и собрать пистолет. Для образца с эквиатомного состава, мы обнаружили, что цель с Fe 47Резус-53 является наиболее подходящим, получая ясное фазовый переход магнитоструктурный. Проверьте, что нет короткого замыкания между магнетрона и окружающей щита. Точно так же, подготовить любую цель (ы), которые будут использоваться для укупорки слоев. Закройте вакуумную камеру и насос ее вниз. Как только вакуум лучше 1 х 10 -6 Торр, нагреть подложек до 870 К. Monitor уровень вакуума и скорость нагрева для того, чтобы давление не поднимется выше этого уровня. Держите при этой температуре в течение ночи. За час до начала роста, начинают течь жидкий азот через ловушку Мейснера. Вакуум должен улучшить, чтобы лучше, чем 4 х 10 -7 Торр. Установите регулятор массового расхода до 65 кубических сантиметров в минуту потока рабочего газа. Распылением газа Ar 4% водорода, чтобы избежать окисления образца в процессе роста. Откройте клапан подачи газа. Давление в камере должна подняться на низком диапазоне мтор. Перед роста, предварительно распыления цель FeRh для1200 сек при 30 Вт 2. Эпитаксиального осаждения В этом разделе описываются отложение слоя FeRh ДК-магнетронного распыления. Отрегулируйте уставку контроллера массового расхода, чтобы дать давлении в камере 4 х 10 -3 Торр. Разрешить давление, чтобы погасить до стабильного значения. Убедитесь, что температура подложки остается при 870 К и стабилен. При подаче питания на магнетрон обеспечивать общую скорость осаждения 0,4 А / сек. В камерах, оснащенных кварцевого монитора, это может быть сделано с помощью этого монитора, если соответствующим образом откалиброван. Если камера не имеет кварцевый кристалл монитор, измерения толщины после роста может быть полезным, а также высокий уровень воспроизводимости между трасс. Открыть затвор и хранение FeRh на нагретую подложку в течение периода времени, подходящего для получения желаемого толщину. Например, 500 сек осаждение даст образец толщиной 20 нм. </ Li> Закройте затвор. Выключите питание магнетрона. Закрыть кран подачи газа. Увеличение температуры образца до 970 К. Удержание образцы при этой температуре в течение одного часа. Давление должно оставаться лучше, чем 1 × 10 -6 Торр всем. Эффекты различной эту температуру отжига можно найти в де Vries и др. 20. Выключите питание нагревателя и охлаждения образцов до комнатной температуры. В этой системе, на это уходит не менее трех часов. Депозит любой покрывая слой требуемой, используя шаги, подобные шаги 2.1-2.7. Внесение укупоривания слой при температуре ниже ~ 370 K имеет важное значение для предотвращения взаимной диффузии в слой FeRh 27. Удалить воздух из камеры сухим азотом, откройте его и удалите образцы. Они должны появляться яркие и блестящие. 3. Регулярное Характеристика после роста В этом разделе представлен обзор основных characterizatiо мерах, проведенных на большинстве наших образцов FeRh. Как есть много возможных эквивалентные способы получения этих измерений, характер описания здесь менее подробный и предписывающий, и довольно сосредоточиться на существенных признаков любых таких измерений. Выполните низкий угол Χ лучей отражательной сканирование для определения толщины образца. Установите образец в дифрактометре и выровняйте его в ω с углом детектора 2 θ ≈ 1 °. Если есть возможность, χ также должны быть выровнены. Запустите стандартный θ-2θ сканирования с θ работает от 0 ° до шума прибора не будет достигнуто, как правило, один раз θ ≥ 6 ° для хорошего образца качества. Ясно Kiessig (помехи тонкопленочный) полосы должны быть видны, из которых толщина эпитаксиального слоя может быть определена. Выполните высокого угол Χ дифракции рентгеновских лучей сканирование, чтобы определить степень химического порядка. Это может быть автомобильцелесообразно производить при выборке еще, установленного в дифрактометре со стадии 3.1. Пик субстрат MgO должно быть найдено (в 2 θ = 42.9 °, если используется Cu K α-излучение), и образец снова выровнены в ω. Опять же, работать θ -2 θ, охватывающий, по меньшей мере диапазон 12,5 ° <θ <62,5 ° (снова при условии, Cu K α-излучение), так что оба FeRh (001) и (002) пиков, а также пик подложка, в плен. Выполните измерение температурной зависимости сопротивления образца для определения температуры перехода. Сделать электрических контактов к образцу такого, что эталон 4-точка может быть сделано, чтобы избежать контактных задач сопротивления. Если метод постоянного тока используется, сделать измерения для прямого и обратного тока направления и сопротивлений усредненные для того, чтобы обнулить от любой термоэдс сгенерированный при повышенных температурах. Затем поместите образец на температурном Contпрокат горячей стадии (в данном наладки стадии находится в небольшой турбо накачкой высокой вакуумной камере, чтобы убедиться в избегая окисления), и измерьте сопротивление в зависимости от температуры на отопление и охлаждение метет так, что любой гистерезис в фазовый переход магнитоструктурный первого порядка может быть определена.

Representative Results

Мы подготовили много образцов FeRh соответствии с этим протоколом. В этом разделе мы покажем типичные результаты, полученные с использованием наиболее распространенные процедуры определения характеристик для отбора репрезентативных выборок. Результаты, такие как эти, как ожидается, для образцов в диапазоне толщина 20-50 нм. Другие методы, которые мы использовали, чтобы охарактеризовать наш материал более подробно включают рентгеновский МЦД 28 скользящем падении рассеяния рентгеновских лучей 29 и поляризованный нейтронной рефлектометрии 30. Мы также изучали влияние легирования сплава с Au 27. Дальнейшие данные о свойствах, которые можно ожидать от этого материала можно найти в этих отчетах, а также ссылки, содержащиеся в нем. Структура одного из наших пленках подробно показана на электронные микрофотографии показано на рисунке 1. Образец сечение получают по обычным рябь и ион полировки технологийNique-стандартный метод подготовки образца (см., например Williams и Картера 31) – и наблюдали с помощью электронного пучка 200 кВ. Общая структура слой можно видеть на рисунке 1 (а). В этом случае 30 нм FeRh фильм был эпитаксиально выращенных на подложке с MgO, после чего ~ 4 нм слоя Cr и ~ 1 нм Al слоя. (Слой Cr был включен здесь для конкретного эксперимента и не требуется в целом). Шероховатость интерфейсов FeRh / MgO и FeRh / Cr являются 0,6 нм и 2,8 нм соответственно, измеренная с картинки. На рисунке 1 (б) с высоким разрешением микрофотография интерфейса MgO / FeRh показано. Эпитаксиальных отношения, что подтверждается из выбранной дифракции области является FeRh [100] (001) | | MgO [110] (001). Соответствующий решетка через интерфейс демонстрирует высокое качество эпитаксиального роста. Мы не показываем данные здесь, но использовали энергии рентгеновской спектроскопии в ТЕА проверку композиции на отборе образцов:это всегда было эквиатомного с точностью до неопределенности измерения. Данные Χ-излучения рефлектометрии показаны на рисунке 2 для номинально 25 нм толщиной FeRh эпитаксиального слоя ограничен с тонким, поликристаллического слоя Al. Измерения проводились в стандартном дифрактометре два круга в геометрии Брэгга-Брентано, используя Cu K α излучения (λ = 0,1541 нм), с фильтром Ni для ослабления K α-излучения. Ярко выраженные Kiessig полосы, которые возникают от вмешательства рентгеновских лучей, которые отражаются от различных интерфейсов в стеке слоев, указано, что эти интерфейсы являются гладкими и хорошо коррелируют. Сплошная красная линия показывает истерику к данным, была выполнена с помощью программного обеспечения GenX 32. Наилучшие параметры подходят для многослойной структуры приведены в таблице 1. Тот факт, что часть слоя Al будет окислен и само-пассивируется раз образец подвергается то воздух учитывается в модели. Данные по дифракции рентгеновских Χ одного и того же образца приведены на рисунке 3, собранный на том же инструменте. (002) отражение MgO подложки является сильным и достаточно острым, чтобы просто решить Си К α 1 и K α 2 линии. Слои FeRh показывает как (001) и (002) отражения. Существует некоторое уширение из-за конечного толщины эпитаксиального слоя и деформации градиентов. (002) FeRh пик В2 с центром в 2 θ = 61,3 ° ± 0,02, уступая в среднем вне плоскости постоянной решетки 3,02 ± 0,05 Å. Можно определить параметр химический порядок S структуры В2 FeRh от относительных интегральных интенсивностей этих двух пиков. Эта величина определяется как S = г Fe + R Rh -1, где доля Fe (Rh) узлов, занятых Fe (Rh) атомов 33. Краткий осмотр формулы показывает, тшляпа, когда г-Фе = г Rh = 1 и структура идеально подходит, S = 1, тогда при г Fe = R RH = 0,5, так что все узлы решетки случайным образом заняты, S = 0. Причина в том, что, когда S = 0 структура сайта усредненной является ОЦК, для которых структурный фактор запрещает (001) отражение, в то время, когда S = 1 структура простой кубической, для которых (001) отражение не допускается. Это означает, что в практическом плане, , Где и экспериментальные и теоретические интенсивности (00 I) брэгговского отражения, соответственно 33. Для расчеционных теоретических интенсивностей факторов Дебая-Уоллера из измерений EXAFS на FeRh были использованы 34. В этом случае S = 0,855 ± 0,001, характерные для распыленного тонкой пленки из этого материала. Фазовый переход метамагнитный могут быть обнаружены различными способами. Его наличие указывает правильный эквиатомного стехиометрии и B2-упорядочение решетки. Расширение решетки, которая сопровождает метамагнитный переход может быть обнаружена по сдвигу в позиции брэгговских пиков 27, однако это требует дифрактометра со сценой нагревателя. Пожалуй, наиболее очевидный метод заключается в обнаружении появление ферромагнитного момента, как образец нагревают с помощью T T. Это может быть сделано с помощью любого зависит от температуры магнитометр с достаточной чувствительностью, например с помощью магнитооптического эффекта Керра или магнитометре с вибрирующими образцами. На рисунке 4 показано,температурная зависимость намагниченности М, измеряется с помощью сверхпроводящего квантового интерференционного устройства (SQUID) магнитометр. Измерения проводились в диапазоне температур 275-400 К при скорости развертки температура 2 К / мин. Кривая, показанная отображает ожидаемую АФ → FM переход (обогрева) и FM → AF переход (охлаждение) с 15 K температурного гистерезиса. Это измерение было сделано в сильном поле (50 кЭ), при этом получали температуру перехода T T ≈ 365 К. Температура перехода в зависимости от поля, как выше магнитное поле уменьшает свободную энергию ФМ фазы по отношению к фазе AF. Обычно DT T / DH ≈ 0,8 мК / Э 14,15, 27. Обратите внимание, что магнитный момент в АФ фазе не совсем нулю, а есть несколько десятков эму / см 3 при усреднении по объему всей выборке. Этот момент проживает в ближнем интерфейса регионах эпитаксиального слоя FeRh, которые остаются ferromagnetic (хотя и с пониженной намагниченности), когда основная часть образца превращается в АФ фазе 28, 30. Способ обнаружить переход, который использует простой оборудования и часто используется в нашей лаборатории является сделать измерение переноса электронов. Простейший измерения удельного сопротивления ρ пленки, так как ρ в ФМ фазы значительно меньше, чем в фазе 35, 36, 20 AF. Температурная зависимость ρ по той же 25 нм FeRh эпитаксиального слоя, для которого рентгеновские данные были показаны изображен на рисунке 5, измеряется с помощью стандартного метода из четырех пунктов зонда: пружинные, позолоченные контакты были прижаты к выборке поверхности в контакт с образцом, который был установлен на этапе нагревателя в небольшом пользовательских вакуумной камере, чтобы предотвратить окисление любой образец, когда горячий. Линейная, металлик ρ (Т) видно как в АФ и фаз FM, но есть заметное падение resistiviти между ними. Гистерезис показано на рисунке 5 является четким отпечатком магнитоструктурного фазового перехода происходит, и является удобным методом для измерения температуры перехода, который дается на точки минимума на dρ / ТД (показано на вставке рис 5). Другой легко измерить транспорт свойство, эффект Холла, также могут быть использованы для подтверждения присутствия перехода, так как существует большая разница в коэффициента Холла между двумя фазами 20. Рисунок 1. Просвечивающей электронной микрофотографии с FeRh эпитаксиального слоя на MgO подложки. (А) демонстрирует структуру слоя изображения. FeRh 30 нм с дальнейшим нм слоя Cr ~ 4 и ~ 1 нм Аль крышкой, нанесенного на вершине. Аморфный область в верхней части I маг эпоксидная смола используется при поперечной пробоподготовки. (б) высокое разрешение изображения интерфейса MgO FeRh. Совпадение эпитаксиальных через интерфейс рассматривается здесь, и связанный с ним отношения, что подтверждается из выбранной дифракции области, является FeRh [100] (001) | |. MgO [110] (001) Щелкните здесь, чтобы увеличить показатель Рисунок 2. Рентгеновский рефлектометрия спектр от 25 нм толщиной FeRh эпитаксиального слоя закрывают поликристаллического Al. Сплошная линия является нужным, как описано в тексте, используя параметры, приведенные в таблице 1. На вставке показан профиль плотности длины рассеяния, связанный с этим набор подгоночных параметров.g2highres.jpg "целевых =" _blank "> Нажмите здесь, чтобы увеличить рисунок Рисунок 3. Рентгеновский дифракционный спектр от 25 нм толщиной FeRh эпитаксиального слоя закрывают поликристаллического Al. Присутствие (001) FeRh пика указывает, что В2 упорядочение произошло. Параметр химической заказ S = 0,855 ± 0,001, что определяется по методу, описанному в тексте. Нажмите здесь, чтобы увеличить рисунок Рисунок 4. Температурная зависимость намагниченности М о толщиной 50 нм FeRh эпитаксиального слоя завершаются поликристаллелиния Аль. Эти данные были взяты с кЭ области 50 применяется в плоскости пленки. Переход температуры T T Видно, что ~ 365 К с шириной гистерезиса около 15 К. Нажмите здесь, чтобы увеличить рисунок Рисунок 5. Температурная зависимость сопротивления ρ от нм толщиной FeRh слоем 25 ограничен с Al. Вставка является производной ρ относительно температуры Т. Переход температуры T T Видно, что 447 К на потепление в фазу FM и 375 К при охлаждении в АФ фазе. Нажмите здесь, чтобы увеличить рисунок Слой Плотность (атомы / нм 3) Толщина (нм) Шероховатость (нм) Al 2 O 3 слой пассивации 25,5 ± 0,9 2.18 ± 0.08 1,0 ± 0,1 Аль крышка 60,6 ± 0,6 0,91 ± 0,02 0,6 ± 0,2 FeRh эпитаксиального слоя 38,7 ± 0,3 25.09 ± 0.06 0,400 ± 0,002 MgO подложки 53,4 ± 1,3 ∞ 0,1761 ± 0,0003 Таблица 1. Установка параметров для рентгеновской отражения спектра, показанного на рисунке 2, что привело к профилю плотности длины рассеяния, показанной на вставке этого рис.

Discussion

Здесь мы показали, что этот метод может быть использован для получения эпитаксиального слоя образцы FeRh хорошего качества и кристаллографической высокой степенью химической B2 заказа. Способ подходит для приготовления самых разнообразных металлических слоев эпитаксиальных, в том числе упорядоченных сплавов. В то время как мы использовали B2-упорядоченной FeRh сплава в качестве примера здесь, как это показывает фазовый переход резкое когда стехиометрия правильно и химический упорядочение присутствует, этот способ также можно использовать для других материалов. Например, как FePd и FePt иметь L1 0 фазы, что приводит к очень сильной одноосной кристаллографической анизотропии. Мы успешно выращивают этот материал в прошлом, показывая сопротивление доменных границ в FePt 8, и большие аномальные эффекты Холла в обоих FePd и FePt 10. С помощью соответствующей настройки температур роста и ставок и при надлежащем выборе подложки, этот метод должен быть пригодны для получения широкого спектра DIFобнаружению разных магнитных и немагнитных металлических пленках, отображающие химическую заказ.

Тем не менее, ограничение этого подхода является необходимость для одного кристаллическую подложку для достижения эпитаксии. Это означает, трудности будут встречаться в проведении экспериментов, таких как план с видом электрона передачи или рентгеновской микроскопии или интеграции в технологии, построенной на другой подложки пластины, такие как почти повсеместно Si. А возможные средства, чтобы обойти эту проблему будет расти тонкий слой MgO, на котором FeRh то, могут быть размещены. Это может привести к вне-плоскости текстуру, которая зарождается местное эпитаксиального роста на верхней части каждой MgO зерна 37. Примечательно, что можно выращивать тонкий слой MgO, который имеет как (001) текстуру и в плоскости кристаллографическую выравнивание по аморфного поверхности с использованием метода с ионно-лучевого помочь пистолет, который ориентирован под углом 45 ° к подложке нормальной 38. Это может позволить рост B2-приказал FeRh на например электрона или рентгеновского тransparent Si 3 N 4 мембраны, которые способны выжить высокие температуры роста, необходимые в нашем протоколе или на родном оксидного слоя из пластину кремния.

Дальнейшие уточнения метода включают в себя использование В2-приказал подслоев, например NiAl 39, в целях содействия B2-упорядочение в эпитаксиального слоя FeRh когда она ультратонкий или его использование для создания гетероструктур с участием нескольких химически упорядоченных слоев 37. С FeRh можно легированного на сайте Rh для регулировки температуры перехода T T вверх (например, используя Ir 40, 41 или Pt 40, 42) или вниз (например, с помощью Au 40, 27 или Pd 40, 43), создание допинг профили в FeRh слоев может привести к разработанных в магнитных профилей, образец нагревается и охлаждается. Это открывает путь к генерации чисто магнитное расслоение в эпитаксиального слоя в контролируемым образом 44.

Divulgazioni

The authors have nothing to disclose.

Acknowledgements

Эта работа была поддержана Великобритании инженерным и физическим научным исследованиям Совета под номером грант EP/G065640/1 и американским Национальным научным фондом под номером грант DMR-0908767 [ML и любительских] и номер гранта DMR-0907007 [DH].

Materials

Name of Reagent/Material 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

DOWNLOAD MATERIALS LIST

Riferimenti

  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. , (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, e. g. 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. , (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. , (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. , (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).

Tags

Sputter DepositionEpitaxial Thin FilmsB2-ordered FeRhMgO SubstratesX-ray ReflectometryTransmission Electron MicroscopyMetamagnetic Phase TransitionAntiferromagnetic Ground StateEquiatomic StoichiometryB2 Ordering

Play Video
PDF
DOI
DOWNLOAD MATERIALS LIST
Citazione di questo articolo
Le Graët, C., de Vries, M. A., McLaren, M., Brydson, R. M., Loving, M., Heiman, D., Lewis, L. H., Marrows, C. H. Sputter Growth and Characterization of Metamagnetic B2-ordered FeRh Epilayers. J. Vis. Exp. (80), e50603, doi:10.3791/50603 (2013).
Scarica citazione
Ristampe e autorizzazioni

View Video

✖

To prove you're not a robot, please enter the text in the image below

CAPTCHA Image
Play CAPTCHA Audio
Refresh Image