目前的磁记录材料正向着高密度、高稳定性方向发展。L10相的FePt、CoPt、FePd薄膜因具有高的磁晶各向异性能 (Ku约为7×107 erg/cm3) 、大的饱和磁化强度和高居里温度 (Tc约为500℃) 而受到广泛关注[1,2,3,4,5], 被认为是下一代磁记录介质的首选材料[6,7,8]。L10-FePt薄膜具有较高的磁晶各向异性场 (120kOe) , 对记录介质写入场的要求较高, 通常需要辅助高温热处理才能完成信息记录, 不利于实际的应用。而L10-FePd薄膜具有适中的各向异性场 (37kOe) , 以及低的有序化温度和较好的热稳定性, 并且不需要辅助高温热处理来完成信息记录而逐渐引起人们的注意[9,10,11,12]。

FePd薄膜在室温下为无序面心立方 (FCC) 结构, 具有软磁性能, 在经过600~700℃热处理后, 会向有序面心四方 (FCT) 结构转变, 表现出较好的硬磁性[13]。据报道, 在单晶基片上取向生长的L10-FePd薄膜表现出低的矫顽力 (小于1kOe) [14,15]。晶粒尺寸在30~50nm的L10-FePd薄膜获得的矫顽力为3.0kOe, 最大磁能积达到8.1 MGOe[16]。然而MgO (001) 单晶基片价格较高及不易控制晶粒分布而不宜实际应用。近期, Chang等[17]以石英玻璃为基底、W作底层, 在650℃热处理下制备的FePd薄膜的矫顽力达到3.3kOe, 最大磁能积亦达到8.7MGOe。然而过高的有序化温度会限制FePd薄膜在硬盘工业的应用。FePd薄膜的厚度对有序化温度也有着重要影响, 当薄膜厚度减小时, 由于缺少有序畴的形核位置, 薄膜的有序化温度将升高。

本研究是以廉价的石英玻璃为基底, 不插入任何过渡底层, 采用磁控溅射法在室温下直接制备不同厚度的多晶FePd薄膜, 研究薄膜厚度对结构和磁性能的影响, 致力于简化制备工艺、降低薄膜的热处理温度, 并提高其磁性能。

利用FJL560B4型磁控溅射系统, 采用直流溅射在石英玻璃基底上制备Fe-Pd纳米颗粒膜。Fe、Pd材料的纯度均不小于99.99%, 其中Pd靶为直径为60mm的一个完整的靶材, Fe的尺寸为15mm×5mm×0.5mm。沉积薄膜前, 基底依次经过丙酮、乙醇超声清洗10min, 并用去离子水反复清洗, 烘干。溅射靶基距为70mm, 腔体的背底真空度优于6.0×10-5 Pa, 工作气体为Ar气, 在溅射过程中, 溅射气压、气体流速和溅射功率分别保持在1.8Pa、24SCCM和100 W, 溅射温度为室温。FePd纳米颗粒膜的厚度可通过改变溅射时间来控制。沉积得到的薄膜样品密封在真空石英管中, 在设定温度为550℃的电阻炉中进行热处理3h, 然后水冷至室温。

利用X射线能谱仪 (EDS, Oxford Instruments X-Max20) 确定Fe-Pd薄膜的原子比为51∶49;通过场发射高倍扫描电镜 (SEM, FEl Quanta 450 FEG) 、原子力显微镜 (AFM, BRUKER DIInnova) 确定样品的厚度和形貌;利用X射线衍射仪 (XRD, PANalytical Empyrean, Cu-Kα, 电压45kV, 电流40mA) 分析样品的晶体结构;利用振动样品磁强计 (VSM:PPMS-9Quantum Design Co.) 测量样品的磁性能。

图1为不同厚度的Fe51Pd49薄膜在550℃热处理3h的XRD谱, 其厚度分别为47nm、95nm、190nm、285nm。从图1 (a) 可以看出, 样品均出现明显的 (110) 、 (200) 和 (002) 超晶格衍射峰, 说明样品已形成大量的L10相, 样品的有序化程度已经很高。图2为晶粒尺寸与轴比c/a随薄膜厚度的变化关系。由图2可知, 随着薄膜厚度的增加, 样品的晶粒尺寸呈增大趋势, 这是因为晶粒长大需要原子的长程扩散, 对于较薄的样品, 由于在厚度方向上薄膜不连续, 且基底对膜的失配位错作用, 很难发生FePd纳米晶粒的合并长大。而较厚的薄膜在膜厚方向上能提供较大距离的扩散空间, 当薄膜厚度增加时, 薄膜逐渐变为连续结构, 晶粒间的原子易于扩散, 有利于晶粒的聚集长大, 使得样品的晶粒尺寸随厚度的增加而增大。由于L10相的化学有序激活能Ea与薄膜厚度有关, 因此薄膜有序度将随薄膜厚度的变化而变化。对于本实验的样品, 通过测定热处理薄膜的轴比c/a来推测薄膜有序度随厚度的变化。从图2可以看出, c/a值随着薄膜厚度增加而增大, 说明薄膜的有序度随薄膜厚度增加而降低, 即FePd相在薄的膜中有更高的有序度。从图1 (a) 还可以看出, 与标准PDF卡片 (PDF#02-1440) 中的标准峰相比, 图1中各薄膜的衍射峰向高角度偏移, 根据布拉格方程2dsinθ=λ, 即各薄膜衍射峰的晶面间距d小于FePd标准峰的晶面间距。这说明成膜过程中由于晶格失配, 基片对膜的生长有一定的影响, 这种影响使得FePd薄膜晶格的a轴被拉伸、c轴被压缩, 因此FePd层承受着拉应变, 这种拉应力有利于薄膜的有序化转变。另外, 从图1 (b) 可以看到较薄的膜的衍射峰向高角度偏移, 说明越薄的膜承受的拉应力越大, 其有序化程度越高。为了降低系统的表面能, FCT相FePd晶粒趋向于 (111) 晶面择优生长, 产生 (111) 织构。从图1可以看出, 随着膜厚的增加, (111) 衍射峰的强度增大, 说明膜越厚越有利于薄膜的 (111) 面生长。

图3为样品的AFM形貌 (图3 (a) 、 (b) ) 和SEM形貌 (图3 (c) 、 (d) ) 。从图3 (a) 、 (b) 可以看出, 制备态FePd薄膜的表面形貌是由连续、致密、分布均匀的颗粒组成, 其粗糙度Ra仅为0.377nm。有趣的是, 经过550℃热处理3h后, 随着厚度的增加, 薄膜的表面形貌发生了显著变化。如图3 (c) 所示, 厚度为47nm的薄膜形成相互隔绝类岛状的不连续结构, 小颗粒发生团聚形成大片明亮的区域。随着薄膜的厚度增至285nm, 如图3 (d) 所示, 薄膜表现出连续结构, 局部表面亦有明亮区域产生, 仅表现出少量孔洞。其原因是由于FePd薄膜和石英玻璃基片在热膨胀系数和晶体结构上有差异, 因此在热量影响下其界面处由于拉伸应力的释放产生了磁弹效应[18], 使得颗粒在扩散过程中出现了不同程度的团聚现象, 而薄膜越薄, 不连续的表面形貌越明显, 这种界面效应可能对L10-FePd薄膜的有序化转变及磁性能的提高有重大影响。

通常在室温下采用物理气相沉积或化学自组装法制备的FePd薄膜是无序的面心立方结构, Fe和Pd原子在面心立方晶格中随机占位, 此时薄膜的磁晶各向异性能小, 矫顽力低, 表现为软磁性。图4 (a) 为不同厚度的Fe51Pd49薄膜在550℃热处理3h的磁滞回线, 膜面平行于磁场。经过高温退火处理, 样品由软磁性变为硬磁性。从图4 (a) 的插图可以看出, 随着膜厚的增加, 样品的矫顽力呈减小趋势。当膜厚达到285nm时, 样品的矫顽力仅为1.8kOe, 饱和磁化强度为731emu/cm3, 随着膜厚逐渐降至47nm, 样品的矫顽力增至3.5kOe, 说明随着膜厚的减小, 样品中具有高磁晶各向异性常数的FCT结构的L10-FePd相的含量增加, 并使得样品的反磁化机制发生了变化[19]。而此时随着膜厚降至47nm, 样品的饱和磁化强度从731emu/cm3降至388emu/cm3, 这可能是由于样品较薄时, 基底和薄膜之间存在较强的应力效应, 当样品的厚度增加, 应力会通过在基底附近形成的缺陷而部分释放, 所以样品的饱和磁化强度随着膜厚的减小而减小, 这可能有助于向L10相的转变。图4 (b) 为样品的剩磁比和 (BH) max随着薄膜厚度的变化关系。由图4 (b) 可知, 剩磁比和 (BH) max随着膜厚的增加均呈减小趋势。在膜厚为47nm处, 样品的剩磁比为0.94, (BH) max为17.6 MGOe, 且具有较好的方形度, 这是由较高的矫顽力所致。当膜厚增至95nm时, 样品的剩磁比降至0.90, 而 (BH) max则陡降至13.2MGOe, 这是由于样品有序化程度不高, 其退磁曲线较47nm处的陡峭, 从而表现出较差的方形度所致。随着膜厚增至190nm, 样品的剩磁比降至0.8, (BH) max降至11.8 MGOe。当膜厚进一步增加至285nm, 样品的剩磁比降至0.77, (BH) max降至8.6MGOe。这进一步说明了膜厚的增加会对FePd薄膜的磁性能产生不利影响。

本工作采用直流磁控溅射方法以石英玻璃为基底在室温下制备了不同厚度的FePd薄膜。在550℃热处理3h后, Fe51Pd49薄膜表现出较好的有序度, 随着薄膜厚度的减小其有序度逐渐提高, 晶粒尺寸亦呈现减小的趋势。在膜厚为47nm处, 样品的矫顽力达到3.5kOe, 剩磁比达到0.94, (BH) max达到17.6MGOe。本研究将FePd薄膜的有序化温度降低到550℃, 并保持了较高的磁性能。