Einfluss der lokalen atomaren Struktur auf die magnetischen Eigenschaften in partikulären FePt-X Schichten

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1 Einfluss der lokalen atomaren Struktur auf die magnetischen Eigenschaften in partikulären FePt-X Schichten Diplomarbeit zur Erlangung des wissenschaftlichen Grades Diplom-Ingenieur vorgelegt von Sebastian Wicht geboren am in Sangerhausen Technische Universität Dresden, Fakultät Maschinenwesen, Institut für Werkstoffwissenschaft, Studienrichtung Funktionswerkstoffe 1. Gutachter: Prof. Dr. Ludwig Schultz 2. Gutachter: Prof. Dr. Rudolf Schäfer Eingereicht am

2 Kurzfassung Aufgrund ihrer hohen uniaxialen magnetokristallinen Anisotropie sind FePt-Nanopartikel für die magnetische Datenspeicherung bei Speicherdichten von mehr als 1Tbit/in 2 von besonderem Interesse. Mit Hilfe der hochauflösenden Transmissionselektronenmikroskopie (HRTEM) und der Vibrationsprobenmagnetometrie (VSM) wurden die strukturellen und magnetischen Eigenschaften von partikulären FePt-Schichten untersucht, wobei der Schwerpunkt auf dem Nachweis möglicher Korrelationen lag. Die Strukturanalysen zeigen, dass die Partikel jeweils eine bimodale Größenverteilung mit einem mittleren Durchmesser zwischen 4 und 6 nm aufweisen. Die magnetischen leichten [001]-Achsen sind bevorzugt senkrecht zur Schicht ausgerichtet, die Breite der Winkelverteilung um die Schichtnormale ist mit ca. 3 sehr gering. Hingegen ist die magnetische Texturbreite mit ca. 30 deutlich größer und daher nicht ursächlich mit der strukturellen Texturbreite korreliert. Die weiterhin aus den magnetischen Messungen bestimmte uniaxiale Anisotropie erreicht Werte zwischen 2, und 3, J/m 3. Mit steigendem Bornitridgehalt in den nichtmetallischen Zusätzen zum FePt sinkt die Koerzitivfeldstärke leicht von 3,44 auf 3,05 T, wohingegen die Sättigungspolarisationswerte mit 0, 9 ± 0, 1 T relativ konstant bleiben. Remanenzuntersuchungen zeigen des Weiteren, dass die Partikel magnetisch weitgehend entkoppelt sind. Kleine Abweichungen vom Stoner-Wohlfarth-Verhalten sind auf schwache dipolare Wechselwirkungen zurückzuführen. Abstract Due to their high magneto crystalline anisotropy (MCA) FePt-nanoparticles are a promising candidate for future recording media aiming at storage densities beyond 1Tbit/in 2. High-resolution electron microscopy (HRTEM) and vibrating sample magnetometry (VSM) are used to determine the structural and magnetic properties of particulate FePt-X films and to detect possible correlations. The particle sizes are found to be bimodally distributed with average particle diameters in the range of 4 to 6 nm. The magnetic easy axes of the particles lie predominantly perpendicular to the film plane with a width of the Gaussian distribution of misorientation angles as low as 3. The effective uniaxial magnetic anisotropy reaches values between and J/m 3. The coercivity was found to decrease from 3.44 to 3.05 T with increasing BN-content among the non-metallic additions while the saturation polarization remains almost constant at 0.9 ± 0.1 T. Recoil loop measurements prove that the FePt-X particles are largely magnetically decoupled. The remaining small deviations from a perfect Stoner-Wohlfarth behaviour are shown to be attributed to a weak dipolar interaction between the particles.

3 Inhaltsverzeichnis Abbildungsverzeichnis Tabellenverzeichnis v vii 1. Einleitung 1 2. Grundlagen Das Legierungssystem Eisen-Platin Struktur und magnetische Eigenschaften Eisen-Platin-Nanopartikel Heat-Assisted Magnetic Recording (HAMR) Hochauflösende Transmissionselektronenmikroskopie (HRTEM) Experimentelles Beschreibung des Probenaufbaus Probenpräparation Charakterisierung mittels HRTEM Auswertung der Querschnittsproben Untersuchungen planar gedünnter Proben (in Aufsicht) Untersuchung der magnetischen Eigenschaften Ergebnisse und Diskussion Struktur der partikulären Schichten Untersuchung der Partikelgrößenverteilung Orientierungsverteilung der FePt-Partikel auf dem Substrat Beschreibung der magnetischen Eigenschaften Hysteresekurven in leichter und schwerer Richtung Bestimmung der effektiven Anisotropiekonstanten Magnetisierungsprozesse und Schaltfeldverteilung iii

4 5. Zusammenfassung und Ausblick 62 A. Anhang 65 Literaturverzeichnis 67 iv

5 Abbildungsverzeichnis 2.1. Phasendiagramm Eisen-Platin L1 0 -Ordnungsbildung Schematische Darstellung eines Ikosaeders Hysteresekurve eines Stoner-Wohlfarth-Ensemble Stoner-Wohlfarth-Verhalten einzelner Rotationsellipsoide Schematische Darstellung des HAMR-Prozesses Änderung der Koerzitivfeldstärke während des Schreibprozesses Schematischer Aufbau eines TEM Phasentransferfunktion Schichtabfolge der Festplattenspeicher Vergleich der Präparationsverfahren HRTEM-Abbildung eines L1 0 -Partikels sowie eines ohne erkennbare Hell- Dunkel-Kontrast Beispielhafte Darstellung der Bestimmung der Orientierungsverteilung Exemplarische Abbildung zur Ermittlung des äquivalenten Kugeldurchmessers und der in-plane-textur HRTEM-Abbildung einer planar gedünnten Probe mit vollständiger Analyse Schematische Darstellung eines VSMs Verwendete Probenhalter Übersicht der durchgeführten Korrekturen von VSM-Messungen Schematische Darstellung der durchgeführten Remanenzanalyse Resultierende Verläufe der M R (H)- und M D (H)-Kurven Verteilungen der äquivalenten Partikeldurchmesser Gegenüberstellung von Agglomeration und Koaleszenz Partikelüberlagerung bei Betrachtung einer Querschnittsprobe HRTEM-Aufnahme der partikulären Schicht im Querschnitt Schematische Darstellung der gemessenen Winkel v

6 4.6. Winkelverteilung der Ordnungsphase relativ zum lokalen MgO-Kristallit und zur Substratebene Verteilung der MgO-Kristallorientierung innerhalb der Substratebene Detailanalyse der Partikel-Substrat-Grenzfläche Winkelverteilung zwischen FePt und MgO parallel zur Schichtebene Hysteresekurven senkrecht und parallel zur Substratebene Abhängigkeit der H C - und J S -Werte vom BN-Gehalt der nichtmetallischen Zusätze Beispielhafte Bestimmung des Anisotropiefeldes Volumetrisch gewichtete Partikelgrößenverteilung Auszug aus der Hystereseschleife der Probe C3S5 bei einer Messung senkrecht zur Partikelschicht Verläufe der M R (H)- und M D (H)-Kurven Henkel-Plot der Probe C δm-Plots der Proben Schaltfeldverteilung A.1. Abhängigkeit des Ordnungsparameters und der Sättigung vom Partikeldurchmesser A.2. Zusammenhang zwischen Sättigungsmagnetisierung und der Legierungszusammensetzung A.3. Abhängigkeit der magnetokristallinen Anisotropie vom Kupfergehalt vi

7 Tabellenverzeichnis 2.1. Magnetische Momente in reinem Eisen und Platin sowie in deren Legierung Probenübersicht Übersicht der verwendeten VSM-Messprogramme Übersicht der durch Charakterisierung planar gedünnter Proben gewonnenen Ergebnisse Vergleich der Orientierungsverteilungen der Winkel α, β und γ Ergebnisse der Anisotropieuntersuchungen vii

8 Verwendete Symbole und Abkürzungen at.% Atomprozent BN Bornitrid C S f EDX EELS FD FFT FIB sphärische Abberation Defokus energy dispersive X-ray spectroscopy electron energy loss spectroscopy Flächenbelegungsdichte Fast Fourier Transformation Focused Ion Beam H/ H A Magnet-/ Anisotropiefeld HAMR heat-assisted magnetic recording HRTEM high resolution transmission electron microscopy J/ J S Polarisation/ Sättigungspolarisation kfz kubisch flächenzentriert krz kubisch raumzentriert k B K U Boltzmann-Konstante uniaxiale Anisotropie M/ M S Magnetisierung/ Sättigungsmagnetisierung N Rand Randpartikelfaktor bei der strukturellen Auswertung n sin(α) numerische Apertur r Fe/Pt S SQUID T C T O TSL VSM δ λ Anteil der Eisen- bzw. Platingitterplätze, die von zugehörigen Atomen besetzt sind Ordnungsgrad superconducting quantum interference device Curie-Temperatur thermodynamische Ordnungstemperatur Triple Seed Layer vibrating sample magnetometer Auflösung/ Auflösungsvermögen Wellenlänge des Lichts/ der Elektronen µ 0 magnetische Feldkonstante µ B Bohrsches Magneton σ Standardabweichung einer Gauß-Verteilung viii

9 1. Einleitung Ich glaube, dass es auf der Welt einen Bedarf von vielleicht fünf Computern geben wird. Thomas J. Watson (Vorsitzender IBM), 1943 Dass selbst Managern branchenführender Unternehmen grobe Fehleinschätzungen unterlaufen können, beweist wohl der obige Ausspruch von Thomas J. Watson aus dem Jahr So hat sich in den vergangenen 69 Jahren ein Bedarf an Computern entwickelt, der die vorausgesagten fünf bei weitem übersteigt. Computer sind aus unserer heutigen Alltagsund Arbeitswelt kaum noch wegzudenken. Sie dienen uns als Kommunikationsmittel, zur Unterhaltung, als Arbeitsgerät, aber vor allem als zuverlässiger und umfangreicher Datenspeicher. Die Datenspeicherung erfolgt in aktuellen Geräten unter Nutzung von magnetischen Festplattenspeichern. Stand der Technik ist hier die Verwendung von nanokristallinen CoPtCr- Legierungen in dünnen Schichten. In diesen magnetischen Schichten kann ein einzelnes Bit innerhalb weniger Körner gespeichert werden. Dabei geschieht die magnetische Speicherung derart, dass ein Schreibkopf die Richtung der Magnetisierung lokal in der Schicht ändert. Auf diese Weise lassen sich aktuell Speicherdichten von bis zu 635Gbit/in 2 ermöglichen [Fontana u. a., 2012]. Soll die Speicherdichte des Mediums weiter erhöht werden, ist es erforderlich, das Volumen zur Speicherung eines Bits zu senken. Ein möglicher Ansatz dazu ist die Anwendung von einkristallinen Ensembles von Nanopartikeln anstelle geschlossener nanokristalliner Schichten. Problematisch bei der Umsetzung dieser Idee erweist sich jedoch die als Superparamagnetismus bezeichnete thermische Instabilität sehr kleiner Eindomänenteilchen. Sie führt durch die Einwirkung von thermischer Energie zur spontanen Drehung des Magnetisierungsvektors und somit zum Informationsverlust bezogen auf die magnetische Datenspeicherung. Um eine solche thermische Fluktuation zu vermeiden bzw. deren die Magnetisierungsrichtung destabilisierende Wirkung hin zu minimal kleinen Partikeldurchmessern zu verschieben, ist es notwendig, auf Materialien mit einer möglichst hohen magnetokristallinen Anisotropie zurückzugreifen. Gemäß dieses Kriteriums stellen FePt-Legierungen eine aussichtsreiche Materialklasse dar, 1

10 1 Einleitung um zukünftig Speicherdichten von mehr als 1Tbit/in 2 zu ermöglichen. Nahe der stöchiometrischen Zusammensetzung lässt sich für diese Legierungen über eine geeignete Wärmebehandlung die chemisch geordnete, tetragonale L1 0 -Phase einstellen (vgl. [Lyubina u.a., 2011]). Diese Struktur ist durch eine regelmäßige Stapelfolge von Eisen- und Platinebenen entlang der [001]-Richtung gekennzeichnet. Als eine Folge der regelmäßigen Anordnung der Legierungselemente ergeben sich die magnetischen Eigenschaften zu [Lyubina u.a., 2011]: Curie-Temperatur T C =750 C Sättigungspolarisation J S =1,43 T magnetokristalline Anisotropie K U = 6, J/m 3. Bei den im Rahmen dieser Arbeit untersuchten FePt-Proben handelt es sich um von der Fa. HGST/ Western Digital (San Jose, CA, USA) gefertigte Teststrukturen perpendikulärer Festplattenspeicher. Ziel der durchgeführten Untersuchungen ist die strukturelle sowie magnetische Charakterisierung der Proben, um so gegebenenfalls Zusammenhänge zwischen der Partikelmorphologie bzw. -struktur und den magnetischen Eigenschaften der Proben aufzuzeigen. Zu diesem Zweck werden die Proben sowohl mit Hilfe eines hochauflösenden Transmissionselektronenmikroskops (HRTEM) wie auch mit einem Vibrationsprobenmagnetometer (VSM) untersucht. Um ein besseres Verständnis für die zu charakterisierenden Proben sowie die durchgeführten Arbeiten zu ermöglichen, werden im Folgenden zunächst die theoretischen Grundlagen erläutert. Dabei werde ich zunächst in das Legierungssystem Eisen-Platin einführen, ehe auf den Prozess der thermisch aktivierten magnetischen Speicherung (heat-assisted magnetic recording, HAMR) sowie die hochauflösende Transmissionselektronenmikroskopie eingegangen wird. 2

11 2. Grundlagen 2.1. Das Legierungssystem Eisen-Platin Struktur und magnetische Eigenschaften Bei der in der Einleitung angesprochenen L1 0 -Phase handelt es sich nur um eine der drei möglichen Überstrukturen, die im Legierungssystem Eisen-Platin auftreten können. Wie im zugehörigen Phasendiagramm des binären Systems erkennbar ist (siehe Abbildung 2.1), erstreckt sich ihr Stabilitätsbereich von etwa 35 bis 55at.% Platin [Madelung, 1995a]. Abbildung 2.1.: Phasendiagramm des Eisen-Platin-Legierungssystems [Madelung, 1995b]. 3

12 2 Grundlagen 2.1 Das Legierungssystem Eisen-Platin Neben dieser stöchiometrischen, im Phasendiagramm als FePt bezeichneten Phase existieren noch zwei weitere intermetallische Phasen, Fe 3 Pt und FePt 3, die beide in der L1 2 - Struktur vorliegen. Während Fe 3 Pt und FePt ferromagnetisch gekoppelt sind, liegt für FePt 3 eine antiferromagnetische Kopplung vor. Da für die magnetische Datenspeicherung lediglich die hartmagnetische L1 0 -FePt-Phase interessant ist, beschränken sich die weiteren Ausführungen auf diese Überstruktur. In Abbildung 2.1 lässt sich erkennen, dass im Konzentrationsbereich der L1 0 -Phase bei hohen Temperaturen die ungeordnete, kubisch flächenzentrierte γ- bzw. A1-Phase vorliegt. Sie ist durch eine statistische Verteilung der Eisen- und Platinatome auf die Gitterplätze der kfz Zelle gekennzeichnet. Nach der Erstarrung stellt sich bei abnehmender Temperatur die thermodynamische Ordnungstemperatur T 0 ein, mit deren Erreichen die diffusionsgesteuerte Bildung der L1 0 -Ordnung beginnt. Der maximale Wert der Ordnungstemperatur liegt bei der stöchiometrischen Zusammensetzung mit jeweils 50 at.% Eisen und 50 at.% Platin bei 1573 K. Im Zuge dera1-l1 0 -Umwandlung ordnen sich die Eisen- und Platinatome in alternierenden Lagen senkrecht zur [001]-Richtung der kubischen Elementarzelle an. Eine solche Stapelung führt aufgrund der unterschiedlichen Atomvolumina von Eisen und Platin zu einer Kompression des Kristallgitters entlang der [001]-Richtung, was ebenso wie die atomare Ordnung selbst in einer Reduzierung der Kristallsymmetrie resultiert. Infolgedessen geht die kubisch flächenzentrierte A1-Phase in die tetragonale L1 0 -Überstruktur über (siehe Abbildung 2.2). Dabei entspricht das c/a-verhältnis der tetragonalen Elementarzelle für perfekt geordnetes L1 0 -FePt 0,96 [Lyubina u. a., 2011]. Fe Pt a a c a A1-Mischkristall a L1 0 -Ordnungsphase a Abbildung 2.2.: Schematische Darstellung der Phasenumwandlung der ungeordneten A1- Phase in die L1 0 -Überstruktur. 4

13 2 Grundlagen 2.1 Das Legierungssystem Eisen-Platin Ein Maß für den Grad der Ausprägung der Überstruktur ist durch den Ordnungsparameter S gegeben: S = r Fe +r Pt 1 (2.1) Hier bezeichnen r Fe und r Pt den Anteil an Eisen- bzw. Platingitterplätzen, die tatsächlich von Fe- bzw. Pt-Atomen besetzt werden. Entsprechend dieser Betrachtung ergeben sich für eine stöchiometrische Legierung bei vollkommener Ordnung r Fe = r Pt =1 und somit ein maximaler Ordnungsgrad von S max =1. Erfolgt die Besetzung der Gitterplätze hingegen statistisch, so gilt r Fe = r Pt =0,5 und dementsprechend S=0, was einem vollkommen ungeordneten Kristall entspricht. Eine unmittelbare Folge der nicht länger kubischen Symmetrie der L1 0 -Phase stellen deren magnetische Eigenschaften dar, insbesondere die sehr hohe magnetokristalline Anisotropie. Im Rahmen einer phänomenologischen Beschreibung ist die Anisotropiekonstante K U nach: K U = H A J S 2 (2.2) mit dem Anisotropiefeld µ 0 H A und der Sättigungspolarisation J S verknüpft (µ 0 magnetische Feldkonstante). Unter Verwendung der Werte des Anisotropiefeldes µ 0 H A =11,5 T und der Sättigungspolarisation J S =1,43 T für L1 0 -geordnetes FePt errechnet sich die Anisotropiekonstante zu K U = 6, J/m 3. Als magnetokristalline Anisotropie wird dabei der Energieterm verstanden, der benötigt wird, um die Magnetisierung aus einer leichten hin zu einer schweren (harten) magnetischen Achse zu drehen. Die Ursache der Anisotropie liegt in der Spin-Bahn-Kopplung zwischen dem Eigendrehimpuls (Spin) und dem Bahndrehimpuls der Elektronen begründet. Da der Bahndrehimpuls, der die Elektronendichteverteilung bestimmt, auch die chemischen Bindungen eines Atoms zu seinen nächsten Nachbarn beeinflusst, ergibt sich eine kristallographisch bedingte Vorzugsrichtung des Spins und des mit ihm verknüpften magnetischen Moments, die leichte magnetische Achse. Für die tetragonal gestauchte Elementarzelle der L1 0 -FePt-Phase existiert nur eine leichte Achse antiparallel zur [001]-Richtung, weshalb man hier von einer uniaxialen Kristallanisotropie spricht. Begründen lässt sich der hohe Wert der Anisotropie sowohl durch die von den schweren Pt-Atomen mit ihrem hohen Bahndrehimpuls vermittelte starke Spin-Bahn-Kopplung als auch durch die Hybridisierung der 5d(Pt) und 3d(Fe) Zustände. Als Folge der Hybridisierung der Zustände kommt es zum einen zu einer Erhöhung des magnetischen Moments der Eisenatome und zum anderen dazu, dass die im elementaren Zustand paramagnetischen Platinatome in einer Legierung mit Eisen ein induziertes magnetisches Moment besitzen. Eine kurze Zusammenfassung der in Eisen, Platin und deren Legierungen auftretenden 5

14 2 Grundlagen 2.1 Das Legierungssystem Eisen-Platin magnetischen Momente ist in Tabelle 2.1 gegeben [Lyubina u.a., 2011]. Tabelle 2.1.: Magnetische Momente in reinem Eisen und Platin sowie in deren Legierung. kristallographische Kopplung Gitterparameter magnetisches Phase a[å] Moment [µ B ] α-fe(krz) ferromagnetisch 2,866 2,273 γ-fe (kfz) antiferromagnetisch 3,50 1,0 3,60 1,4 3,70 2,1 ferromagnetisch 3,60 2,4 3,70 2,6 Pt (kfz) paramagnetisch 3,923 0 FePt (L1 0 ) ferromagnetisch 3,860 Fe= 2,83 (c/a=0,96) Pt= 0,35 Nachdem bisher die allgemeinen Grundlagen des Legierungssystems Eisen-Platin diskutiert wurden, wird im folgenden Abschnitt auf die Besonderheiten von Nanopartikeln dieser Materialklasse eingegangen Eisen-Platin-Nanopartikel Der grundlegende Unterschied zwischen den Verhältnissen im makroskopischen Festkörper (Bulk) und in Nanopartikeln liegt im deutlich erhöhten Oberflächen-Volumen-Verhältnis. Im Gegensatz zur bisherigen Betrachtung hat die Oberflächenenergie bei Nanopartikeln einen entscheidenden Einfluss auf deren Gleichgewichtszustände und somit auch auf die Partikelmorphologie. Eisen-Platin-Legierungen weisen ebenso wie viele kfz-metalle eine besonders niedrige Oberflächenenergie für die dicht gepackten {111}-Oberflächen auf. Eine Folge der niedrigen Oberflächenenergie der {111}-Oberflächen ist die bevorzugte Bildung von ikosaedrischen Partikeln bei sehr niedrigen Teilchengrößen mit entsprechend großem Oberflächen-Volumen-Verhältnis. Bei den hier betrachteten Ikosaedern handelt es sich ausschließlich um vielfach verzwillingte Partikel, deren Oberflächen nur durch {111}-Ebenen gebildet werden. Eine schematische Darstellung eines solchen Partikels ist in Abbildung 2.3 gegeben. 6

15 2 Grundlagen 2.1 Das Legierungssystem Eisen-Platin Abbildung 2.3.: Schematische Darstellung eines vielfach verzwillingten Partikels in Form eines Ikosaeders. Durch eine geeignete Wärmebehandlung im Zuge der Herstellung oder auch durch eine Matrixeinbettung, in deren Folge die Oberflächenenergien modifiziert werden und Grenzflächenenergien zu berücksichtigen sind, treten bei den im Rahmen dieser Arbeit untersuchten Proben weitestgehend einkristalline anstelle der vielfach verzwillingten Partikel auf. Abgesehen von der bevorzugten Bildung von Ikosaedern lässt sich für FePt-Nanopartikel mit sinkender Teilchengröße eine Reduzierung der Stabilität der L1 0 -Phase feststellen. Sie ist vor allem der Segregation von Pt-Atomen an die Oberflächen der Partikel geschuldet [Yang u. a., 2005]. Eine solche Segregation führt bei sinkender Partikelgröße zu einer Verringerung des Ordnungsgrades S, was wiederum zwei wesentliche Eigenschaften von L1 0 -geordneten FePt-Partikeln zur Folge hat. Zum einen gibt es eine minimale Partikelgröße, ab der die Bildung der L1 0 -Phase überhaupt erst möglich ist. So haben Rong u.a. [2006] eine minimale Partikelgröße von 3 nm bestimmt, bis zu der die Ordnungseinstellung der L1 0 -Phase ablaufen kann. Zum anderen folgt daraus, dass mit verminderter Partikelgröße auch die Anisotropiekonstante der FePt-Partikel sinkt, da sie maßgeblich durch den Ordnungsparameter S beeinflusst wird. Diese Reduzierung der Anisotropiekonstanten erweist sich als problematisch, da ein hohes Verhältnis aus gespeicherter magnetischer zu thermischer Energie K u V/k B T notwendig ist, um die thermische Fluktuation und einen daraus resultierenden Informationsverlust zu vermeiden. Neben der Anisotropie sinkt für FePt-Nanopartikel auch die Curie-Temperatur T C [Rong u. a., 2006], was aber in Zusammenhang mit aktuellen HAMR-Konzepten einen positiven Effekt darstellt. Mohn [2012.] hat gezeigt, dass sich das Ummagnetisierungsverhalten von Ensembles entkoppelterl1 0 -geordneter Partikel weitgehend durch das Stoner-Wohlfarth(SW)-Modell beschreiben lässt. Unter einem SW-Ensemble ist dabei eine Ansammlung von Partikeln zu verstehen, die eine uniaxiale Anisotropie aufweisen, deren magnetische Momente nicht miteinander wechselwirken und deren leichte Achsen statistisch im Raum verteilt sind (vgl. 7

16 2 Grundlagen 2.1 Das Legierungssystem Eisen-Platin [Stoner und Wohlfarth, 1991]). Ein für ein solches Ensemble charakteristisches Magnetisierungsverhalten ist in Abbildung 2.4 skizziert. 1,0 0,5 M/M S 0,0-0,5-1, Abbildung 2.4.: Hysteresekurve eines Stoner-Wohlfarth-Ensembles bei statistischer Verteilung der leichten Achsen: Aufgetragen ist die über der Sättigungsmagnetisierung M S normierte Magnetisierung M als Funktion des auf das Anisotropiefeld H A normierten Magnetfeldes H. H/H A Für die in dieser Arbeit untersuchten Proben muss jedoch berücksichtigt werden, dass die Partikelherstellung durch epitaktisches Wachstum auf hoch texturierten Magnesiumoxid(MgO)-Substraten erfolgte. Aufgrund dieses Prozesses liegt keine statistische Verteilung der leichten Achsen mehr vor. Vielmehr weisen die so präparierten Partikelschichten auch eine magnetische Textur auf, die aus einer Verteilung der leichten [001]-Achsen um eine Vorzugsrichtung senkrecht zur Substratebene resultiert. In Bezug auf das Magnetisierungsverhalten hat diese Ausrichtung wiederum zur Folge, dass sich die M(H)- bzw. J(µ 0 H)- Kurven eher den Verläufen einzelner SW-Rotationsellipsoide für ein äußeres Magnetfeld H senkrecht bzw. parallel zur leichten Achse annähern (siehe Abbildung 2.5). 8

17 2 Grundlagen 2.1 Das Legierungssystem Eisen-Platin 0 1,0 0,5 θ=90 M/M S 0,0-0,5-1,0 θ= H/H A Abbildung 2.5.: Stoner-Wohlfarth-Verhalten einzelner Rotationsellipsoide bei einem äußeren Feld senkrecht (θ=90 ) und parallel (θ=0 ) zur leichten Achse. Im Vergleich zu Abbildung 2.5 entspricht eine Messung innerhalb einer partikulären Schicht, bei der die leichten Achsen alle parallel zur Schichtnormalen stehen, der SW- Kurve für den Winkel θ=90 (Magnetfeld senkrecht zur leichten Achse). Demgegenüber nähert sich eine Kurve bei einer Messung senkrecht zur Schichtebene der Form für θ=0 an (parallel zur leichten Achse). Eine möglichst einheitliche Ausrichtung der leichten Achsen senkrecht zur MgO-Substratebene, wie sie für die perpendikuläre Datenspeicherung benötigt wird, führt somit zu einer deutlich ausgeprägten Hystereseschleife. Auch der HAMR-Prozess basiert auf dem Prinzip der Speicherung in senkrecht zur Substratebene orientierten Domänen. Da die hier untersuchten Proben für eben diesen Schreibvorgang ausgelegt sind, erfolgt im nachfolgenden Kapitel zunächst eine Einführung in den HAMR- Prozess. 9

18 2 Grundlagen 2.2 Heat-Assisted Magnetic Recording (HAMR) 2.2. Heat-Assisted Magnetic Recording (HAMR) Bei dem als thermally-assisted bzw. heat-assisted magnetic recording bezeichneten Prozess handelt es sich um ein magnetisches Schreibverfahren, bei dem das magnetische Speichermedium vor der Ummagnetisierung erwärmt wird. Eine solche Zufuhr an thermischer Energie ist notwendig, um die hohen Koerzitivfeldstärken, die mit derzeitig verfügbaren Schreibköpfen bzw. deren begrenzten Schreib-Magnetfeldern nicht erreichbar sind, zu senken. Die Ursache dieser hohen Koerzitivfeldstärken liegt in der wiederum sehr hohen magnetokristallinen Anisotropie der FePt-X-Partikel begründet. Wie oben bereits beschrieben, wird bei sehr kleinen Partikeldurchmessern diese hohe Anisotropie benötigt, um das als Superparamagnetismus bezeichnete spontane, thermisch induzierte Ummagnetisieren zu verhindern, das zu Informationsverlusten führen würde. Auf der anderen Seite behindert die hohe Anisotropie bzw. Koerzitivfeldstärke das gezielte Ummagnetisieren beim Schreiben der Information. Aus diesem Grund wird das magnetische Speichermaterial vor dem Schreiben der Information (d.h. dem Ummagnetisieren des einem Bit zugeordneten Bereichs der magnetisch aktiven Schicht) mit Hilfe eines Lasers erwärmt, was in Abbildung 2.6 zu sehen ist. Abbildung 2.6.: Schematische Darstellung des heat-assisted magnetic recording unter Nutzung eines perpendikulären Schreibkopfes [Azzerboni u. a., 2008]. Zu sehen ist dabei der magnetische Layer (blau) der mit Hilfe eines fokussierten Laserstrahls lokal erwärmt wird, ehe das Ummagnetisieren mittels Schreibkopf erfolgen kann. Das darüber hinaus abgebildete GMR-Leseelement (giant magnetoresistance) dient dem späteren Auslesen der gespeicherten Information. 10

19 2 Grundlagen 2.2 Heat-Assisted Magnetic Recording (HAMR) Durch eine derartige lokale Erwärmung der FePt-Partikel wird deren Koerzitivfeldstärke so stark reduziert, dass eine Ummagnetisierung im Feld des Schreibkopfes möglich ist. Die nötige Quasi-Fokussierung des Laserlichts wird dabei durch das Nahfeld nanoskopisch kleiner Blenden- oder Antennenstrukturen realisiert. Eine schematische Darstellung zur Veranschaulichung der Temperaturabhängigkeit der Koerzitivfeldstärke sowie des Temperaturverlaufs während des Schreibprozesses ist in Abbildung 2.7 gegeben. Abbildung 2.7.: Darstellung des Zusammenhangs von Koerzitivfeldstärke und Temperatur während des Schreibprozesses des HAMR [Azzerboni u. a., 2008]. Um einen Informationsverlust unmittelbar nach dem Schreiben zu vermeiden, muss die eingebrachte Wärme möglichst schnell abgeführt werden, damit das Speichermedium wieder im Bereich hoher Koerzitivfeldstärke vorliegt. Aus diesem Grund werden in magnetischen Festplattenspeichern zusätzliche metallische Schichten als Wärmesenken integriert. Auf diese und andere Bestandteile des Aufbaus von Festplatten wird im Zusammenhang mit der Beschreibung der Struktur der hier untersuchten Proben im Kapitel 3.1 detailliert eingegangen. Die in Abbildung 2.6 schematisch skizzierte perpendikuläre Datenspeicherung stellt den aktuellen Stand der Technik dar, wobei die Informationen ausschließlich in Domänen gespeichert werden, innerhalb derer die Magnetisierung senkrecht zur Schichtebene orientiert ist. Aufgrund dieser Anordnung stabilisieren sich entgegengesetzte Domänen durch ihr Streufeld gegenseitig, was eine Erhöhung der Speicherdichte im Vergleich zur longitudinalen Speicherung ermöglicht. 11

20 2 Grundlagen 2.3 Hochauflösende Transmissionselektronenmikroskopie (HRTEM) 2.3. Hochauflösende Transmissionselektronenmikroskopie (HRTEM) Die strukturelle Charakterisierung, die einen elementaren Bestandteil dieser Arbeit darstellt, erfolgte unter Verwendung eines Titan Transmissionselektronenmikroskops der Firma FEI. Die Nutzung eines solchen Elektronenmikroskops erweist sich als notwendig, da die Auflösung von Lichtmikroskopen zu gering ist, um die FePt-Partikel bzw. deren atomaren Aufbau abzubilden. Unter Auflösung ist dabei der kleinste Abstand zu verstehen, für den zwei Objektdetails noch getrennt wahrgenommen werden können. Nach Abbe berechnet sich das Auflösungsvermögen δ eines Lichtmikroskops gemäß: δ = 0,6 λ n sin(α) (2.3) In Gleichung 2.3 repräsentiert λ die Wellenlänge des verwendeten Lichts, n den Brechungsindex des Mediums zwischen Objektiv und Probe und α den halben Öffnungswinkel der Objektivlinse, wobei für das Produkt im Nenner obiger Gleichung auch der Ausdruck numerische Apertur geläufig ist. Wird für die numerische Apertur n sin(α) ein maximaler Wert von 1,4 angenommen und die Wellenlänge des sichtbaren Lichts mit etwa 500 nm abgeschätzt, ergibt sich ein Auflösungsvermögen von etwa 250 nm, was bei weitem zu gering ist, um die FePt-Nanopartikel (mittlerer Partikeldurchmesser d < 10 nm) und ihre Gitterstruktur (a 2-4 Å) abzubilden. Aus diesem Grund wird die Probe statt mit Licht mit hochenergetischen Elektronenwellen durchstrahlt, die deutlich geringere Wellenlängen aufweisen. Dabei muss jedoch beachtet werden, dass das Auflösungsvermögen von Transmissionselektronenmikroskopen nicht durch die Wellenlänge der Elektronenwellen, sondern vielmehr durch Linsenfehler wie die sphärische Aberration C S auf Werte von ca. 1-2 Å limitiert ist. Unter sphärischer Aberration wird dabei der Effekt verstanden, dass Strahlen, die die Linse fernab der optischen Achse passieren, stärker fokussiert werden als achsennahe Strahlen. Resultierend daraus ergibt sich bei der Abbildung kein scharfer Brennpunkt, sondern ein sogenanntes Öffnungsfehlerscheibchen mit dem Durchmesser δ s. Der schematische Aufbau eines TEMs ist in Abbildung 2.8 gezeigt. Die Strahlerzeugung geschieht unter Nutzung einer Feldemissionskathode (field emission gun, FEG), von der aus die Elektronen zum Monochromator gelangen. Dieser dient dazu, die Energiebreite E der emittierten Elektronen und somit auch aus ihr resultierende Linsenfehler zu minimieren. Das auf die sich anschließende Beschleunigungskaskade folgende Kondensorlinsensystem wird zur Modellierung des Elektronenstrahls genutzt, um (im konventionellen Abbildungsmodus) im Zusammenspiel mit der Objektivlinse eine möglichst parallele und homogene 12

21 2 Grundlagen 2.3 Hochauflösende Transmissionselektronenmikroskopie (HRTEM) Beleuchtung der Probe zu gewährleisten. Da in Elektronenmikroskopen elektromagnetische Linsen zum Einsatz kommen, ist es möglich, die Probe innerhalb des Magnetfeldes der beiden Objektivlinsen zu platzieren, was eine Verringerung der Abbildungsfehler ermöglicht. Andererseits führt dies aber zu einer geringen Verzerrung des Linsenmagnetfeldes durch die magnetischen Nanopartikel. Abbildung 2.8.: Schematischer Aufbau und Strahlengang eines Transmissionselektronenmikroskops bei paralleler Beleuchtung [Hartmann, 2010.]. Während des Durchstrahlens der Probe wechselwirken die Elektronen mit den Probenatomen, wodurch der später erkennbare Bildkontrast entsteht. Auf die zweite Objektivlinse folgt in deren hinterer Brennebene die Objektivblende, die den Winkelbereich begrenzt, innerhalb dessen gestreute oder gebeugte Elektronen zur Bildentstehung beitragen. Mit 13

22 2 Grundlagen 2.3 Hochauflösende Transmissionselektronenmikroskopie (HRTEM) Hilfe der Objektivblenden können stark gebeugte Elektronen ausgeblendet werden, was dazu führt, dass die für die Beugung verantwortlichen Probenbereiche im TEM-Bild dunkel erscheinen. Im Anschluss an die Objektivblende passiert der Elektronenstrahl weitere Zwischen- und Projektivlinsen, die im Zusammenspiel mit der Objektivlinse eine maximale Vergrößerung M von 1, ermöglichen. Die Bildentstehung geschieht abschließend entweder durch das Abfilmen eines fluoreszierenden Leuchtschirms mit einer HDTV-Kamera oder durch die Aufnahme von hochaufgelösten Bildern mittels einer (sogenannten slow scan) CCD-Kamera. Bei der zuvor angesprochenen Wechselwirkung der Elektronen mit der Probe bzw. deren Atomen müssen diverse Mechanismen unterschieden werden, die verschiedene Kontrastarten nach sich ziehen. Erfolgt eine Ablenkung der Elektronen an den elektrostatischen Coulomb-Feldern der Atomkerne, so wird vom Streuabsorbtionskontrast gesprochen. Das Ausmaß der Streuwirkung ist dabei hauptsächlich von der atomaren Masse der vorliegenden Elemente und der Dicke der zu untersuchenden Probe abhängig, weshalb auch vom Massedickenkontrast gesprochen wird. Eine weitere Kontrastart resultiert aus der Beugung bei Erfüllung der Braggschen-Bedingung (2.4) bei der Bestrahlung von regelmäßig angeordneten Atomen in Kristallen: d sinθ = n λ (2.4) Ist obige Gleichung erfüllt, werden die unter dem Winkel θ eingestrahlten Elektronenwellen der Wellenlänge λ an Netzebenen des Kristallgitters, die zueinander den Abstand d besitzen, gebeugt und somit abgelenkt. Aus diesem Grund wird die resultierende Kontrasterscheinung als Beugungskontrast bezeichnet. Für eine direkte Abbildung des Kristallgitters mit atomarer Auflösung werden Proben mit einer Dicke von etwa 10 nm benötigt. Aufgrund der geringen Schichtdicke, die kleiner als die mittlere inelastische freie Weglänge sein sollte, verliert die Minderung der Amplitude an Bedeutung. Stattdessen rückt die aus der Wirkung der atomaren Streuer resultierende Phasenverschiebung der austretenden im Vergleich zur einfallenden Welle in den Vordergrund. Bei der Umwandlung der Phasenverschiebung in einen sichtbaren Intensitätskontrast spielen die sphärische Aberration C S und der verwendete Defokus f eine entscheidende Rolle. Ihr Einfluss lässt sich mit Hilfe der Abhängigkeit der Gesamtphasenverschiedung χ von der Raumfrequenz q (2.5) veranschaulichen, die wiederum als Argument der Phasentransferfunktion sin(χ(q)) maßgeblich die Kontrastentstehung im Bild beeinflusst (siehe Abbildung 2.9). 14

23 2 Grundlagen 2.3 Hochauflösende Transmissionselektronenmikroskopie (HRTEM) χ(q) = π 2 C S λ 3 q 4 π λ f q 2 [Williams, 1996] (2.5) Wie in Abbildung 2.9 zu erkennen ist, kommt es aufgrund der sinusförmigen Ausprägung der Kontrastübertragungsfunktion zu einer raumfrequenzabhängigen Umkehr des Kontrastes. Darüber hinaus existieren diskrete Netzebenenabstände, deren Raumfrequenzen zu Nulldurchgängen der Kontrastübertragungsfunktion führen. Bezogen auf die elektronenmikroskopische Abbildung bedeutet dies, dass abhängig vom Defokus und der sphärischen Aberration bestimmte Netzebenenscharen keinen Kontrast aufweisen, also nicht sichtbar sind. Ziel einer optimierten HRTEM-Aufnahme ist es daher, den Raumfrequenzbereich bis zum ersten Nulldurchgang durch einen optimalen, der sphärischen Aberration angepassten Defokus f zu maximieren. C s = -10,8 µm, U = 300 kv, opt. Defokus: f = 5,3 nm C s = 0 mm, U = 300 kv, Defokus: f = -3 nm 1,0 sin(χ(q)) 0,5 0,0-0,5 q max = 16/nm q max = 13/nm -1, q [1/nm] Abbildung 2.9.: Darstellung der Phasentransferfunktion (ohne Dämpfung durch zeitliche und räumliche Inkohärenz) für verschiedene Werte von sphärischer Aberration C S und Defokus f bei einer Beschleunigungsspannung von 300 kv. Die Größe q max kennzeichnet dabei die jeweilige Raumfrequenz, bei der es zur ersten Kontrastumkehr kommt. Abschließend wird auf eine Besonderheit der L1 0 -FePt-Phase eingegangen. Aufgrund der regelmäßigen Stapelung von Eisen- und Platinatomen entlang der [001]-Richtung zeigen die Nanopartikel dieser Phase einen charakteristischen Hell-Dunkel-Kontrast, der sich auf 15

24 2 Grundlagen 2.3 Hochauflösende Transmissionselektronenmikroskopie (HRTEM) die unterschiedlichen Streuquerschnitte (Coulomb-Felder) der Atome der beteiligten Legierungselemente zurückführen lässt. Beeinflusst wird die Ausprägung dieser Kontrasterscheinung sowohl durch den Ordnungsgrad S der Partikel als auch durch die Orientierung der c-achse der tetragonalen Zelle zum Elektronenstrahl. So führen niedrige Ordnungsgrade und deutliche Verkippungen der c-achse aus der Bildebene zum Verschwinden dieses Kontrastes. Dennoch spielt er eine erhebliche Rolle bei der Bestimmung der Winkelverteilung der FePt-Partikel auf dem MgO-Substrat, auf die in Kapitel eingegangen werden soll. 16

25 3. Experimentelles Im Folgenden werden sowohl die Beschaffenheit der Proben als auch deren Präparation sowie die an ihnen durchgeführten Untersuchungen beschrieben. Da es sich bei den zu untersuchenden Materialien um von der Fa. HGST/ Western Digital (San Jose, CA, USA) gefertigte Teststrukturen für zukünftige Festplattenspeicher handelt, kann auf die Details der Herstellung und den Schichtaufbau der Proben nur begrenzt eingegangen werden. Die sich daran anschließende Präparation, insbesondere von TEM-Proben, sowie die Untersuchungen mittels HRTEM und VSM erfolgten hingegen im Leibniz-Institut für Festkörperund Werkstoffforschung (IFW) Dresden und lassen daher detaillierte Ausführungen zu Beschreibung des Probenaufbaus Die Gesamtstruktur der untersuchten Proben erweist sich aufgrund der vielseitigen Anforderungen an Festplattenspeicher als relativ komplex und besteht aus unterschiedlichen Einzelschichten mit ihren jeweiligen Funktionen. Zum besseren Verständnis des Probenaufbaus ist in Abbildung 3.1 eine schematische Darstellung der Schichtabfolge gegeben. Die Herstellung solcher Schichtpakete erfolgt über Sputterabscheidung auf einem temperaturbeständigen Glassubstrat unter Nutzung einer Lean 200 Depositionsanlage der Firma Intevac. Auf dem angesprochenen Glassubstrat wird zunächst eine nm dicke Nickel-Tantal-Schicht abgeschieden, die sowohl als Wärmesenke während des HAMR- Schreibprozesses als auch als Adhäsionslayer der weiteren funktionellen Schichten dient. An sie schließen sich eine etwa 1 nm dicke Chrom- und eine 10 nm starke Magnesiumoxidschicht an. Letztere wird benötigt, um über epitaktisches Aufwachsen der Eisen-Platin- Legierung eine Vorzugsorientierung der leichten Achsen senkrecht zur Schichtebene in die FePt-Nanopartikel einzuprägen. Die nachfolgende Abscheidung der magnetischen Schicht geschieht derart, dass zunächst Kristallisationskeime in Form eines geringen Volumens an Eisen und Platin auf dem MgO deponiert werden. Aufgrund der hochenergetischen Grenzfläche zwischen der FePt-Legierung und dem Substratoxid kommt es nicht zur Ausbildung geschlossener Schichten, sondern es bilden sich vielmehr separierte Materialbereiche, die Ausgangspunkt des weiteren Wachstums sind [Mosendz u.a., 2012]. Liegt eine solche epi- 17

26 3 Experimentelles 3.1 Beschreibung des Probenaufbaus taktische Keimschicht vor, kann die eigentliche Deposition des magnetischen Materials über Co-Sputtern der enthaltenen Legierungselemente sowie der benötigten Segregationsmittel durchgeführt werden. Abschließend wird eine Schutzschicht aus Diamond-like carbon (DLC) aufgebracht, um das Speichermaterial vor Verschleißerscheinungen zu schützen, die durch die Relativbewegung von Schreib- bzw. Lesekopf und Speichermedium auftreten. Abbildung 3.1.: Schematische Darstellung des Schichtaufbaus der Festplattenspeicher sowie die Funktionen der jeweiligen Schichten. Neben Eisen und Platin werden der magnetisch aktiven Schicht noch Silber und Kupfer zugegeben, so dass sich eine nominelle Zusammensetzung von (Fe 55 Pt 45 ) 80 Ag 10 Cu 10 ergibt. Ziel einer solchen Zugabe ist im Falle des Kupfers, die Curie-Temperatur zu reduzieren. Somit ist beim HAMR-Schreibprozess eine geringere Wärmezugabe erforderlich und dieser folglich leichter realisierbar. Weiterhin berichten Chen u. a. [2009], dass Kupfer darüber hinaus die Diffusivität des Systems erhöht. Auch Silber wird hinzugefügt, um die kinetische L1 0 -Ordnungstemperatur zu senken. Hierdurch soll der Grad des Versinterns der Partikel während der Herstellung reduziert werden. Ebenfalls zur Reduzierung der Partikelkoaleszenz werden parallel zu den Legierungselementen auch Kohlenstoff(C) bzw. ein Kohlenstoff-Bornitrid (BN)-Gemisch abgeschieden. Da diese Zusätze nicht bzw. nur in sehr geringem Maße in der FePt-Phase löslich sind, füllen sie die Partikelzwischenräume auf und behindern somit die Sinterprozesse [Mosendz u. a., 2012]. Weiterhin beeinflussen sie die FePt-Partikelgröße derart, dass eine Erhöhung des Volumenanteils der nichtmetallischen Zusätze zu einer Verminderung des mittleren 18

27 3 Experimentelles 3.2 Probenpräparation Partikeldurchmessers D führt. Die im Rahmen der vorliegenden Arbeit untersuchten Proben sowie deren Schichtstruktur gemäß der Angaben der Fa. HGST/ Western Digital sind in der nachfolgenden Tabelle 3.1 zusammengefasst. Tabelle 3.1.: Übersicht der untersuchten Proben und Beschreibung ihres Schichtaufbaus. C3 C4 C5 C6 Triple seed C3S5 layer nichtmetallische 60 % C + 70 % C + 80 % C + 90 % C % C 100 % C Zusätze 40 % BN 30 % BN 20 % BN 10 % BN Dicke 0,5 nm 1,5 nm 0,9 nm Keimschicht Schichtdicke 3,2 nm 2,9 nm magnetischer Layer Dicke Nickel- 20 nm 100 nm Tantal-Schicht FePt-Legierung (Fe 55 Pt 45 ) 80 Ag 10 Cu 10 Fe 55 Pt Probenpräparation Es sind zunächst verschiedene Präparationsschritte notwendig, um für die nachfolgenden Untersuchungsverfahren geeignete Proben aus den beschichteten Glasscheiben zu gewinnen. Während die Präparation der Proben für die strukturelle Charakterisierung mittels HRTEM am IFW Dresden erfolgt, werden die für die VSM-Messungen benötigten Scheibenproben mit einem Durchmesser von 4 mm von der Fa. HGST/ Western Digital bereitgestellt. Die Bearbeitung geschieht dabei derart, dass die Kreisscheiben mit Hilfe eines Ultraschallkernbohrers aus den Festplattenspeichern herausgetrennt werden. Diese Kreisscheiben können anschließend, wie in Kapitel 3.4 beschrieben, untersucht werden. Demgegenüber erfordert die Präparation für eine Betrachtung im TEM bedeutend mehr Arbeitsschritte, die im Folgenden kurz skizziert werden. Begonnen wird dabei mit dem Anritzen und Brechen der Glasscheiben, so dass einige Millimeter starke Bruchstücke erhalten werden. Für die Querschnittspräparation werden zwei solcher Bruchstücke unter Nutzung von Zwei-Komponenten-Harz an ihren Unterseiten mit Silizium verstärkt und anschließend an den Oberseiten (d.h. an den Seiten der magnetisch aktiven Schicht) zusammengefügt. 19

28 3 Experimentelles 3.2 Probenpräparation Somit ergibt sich ein Schichtpaket von etwa 3 mm Höhe, das nach dem Aushärten unter Druck und einer Temperatur von etwa 80 C mit Hilfe einer Drahtsäge in etwa 300µm dicke Scheiben geschnitten wird. Eine dieser Scheiben wird im Weiteren auf einen Glasstempel geklebt und mit Hilfe eines Dreibein-Schleifwerkzeugs (so genanntes T-Tool) beidseitig bis auf eine Stärke von etwa 10 µm planparallel geschliffen. Das Schleifen erfolgt dabei wasserfrei unter Verwendung von Isopropanol und Diamantfolien, beginnend bei einer Körnung von 30µm bis hin zu einer Abrasivkornkröße von 1µm. Da der so erhaltene Probenschnitt sehr dünn und instabil ist, wird er zur Verstärkung auf einen Molybdänring geklebt und mit Carbon-Fasern stabilisiert. Als Klebstoff dient dabei wiederum ein Zwei-Komponenten- Harz. Die derartig verstärkte Probe kann in die Ionenstrahl-Ätzvorrichtung des Typs RES 101 der Firma Leica überführt werden. In dieser geschieht das weitere Dünnen durch den Beschuss mit Argonionen unter streifendem Einfall, wobei die Ionenenergien ausgehend von 4 kev allmählich auf 2 kev gesenkt werden. Die Kontrolle dieses Prozesses erfolgt mit Hilfe eines Lichtmikroskops und der aufgrund der geringen Schichtdicke beobachtbaren Interferenzringe. Stellen sich die ersten Löcher in der Probenschicht ein, kann das Dünnen eingestellt werden, da an den zugehörigen Probenrändern eine notwendige Schichtdicke im Bereich kleiner 10 nm vorliegt. Alternativ zu dieser klassischen Präparation wurde die Herstellung dünner Lamellen auch durch das Herausschneiden mit Hilfe fokussierter Ga + -Ionen-Strahlen in einer FIB (focussed ion beam) versucht. Dieses Vorgehen erwies sich jedoch nicht als zweckmäßig, da sowohl die L1 0 -Ordnungsstruktur als auch die allgemeine Partikelmorphologie durch die Ionenstrahlen beeinträchtigt wurden, was anhand der folgenden Abbildung 3.2 erkennbar ist. 20

29 3 Experimentelles 3.2 Probenpräparation 5 nm (a) 5 nm (b) Abbildung 3.2.: Gegenüberstellung der HRTEM-Aufnahmen bei (a) klassischer Präparation (siehe Beschreibung Text) und (b) Herstellung unter Nutzung einer FIB. In beiden Teilbildern beginnt die Abbildung im unteren Bildbereich mit der NiTa-Schicht, an die sich der MgO-Layer, die FePt-Partikel und schließlich die nichtmetallischen Zusätze (C/ C + BN) bzw. der Kleber anschließen. Wie im Teilbild (b) zu erkennen ist, wurde die Struktur der Partikel durch den Beschuss mit Ga+ -Ionen im Vergleich zur klassischen Präparation (a) beeinflusst. 21

30 3 Experimentelles 3.3 Charakterisierung mittels HRTEM 3.3. Charakterisierung mittels HRTEM Wie bereits in Kapitel 2.3 erläutert, basieren strukturelle Charakterisierung und Analyse der Proben auf der Auswertung hochauflösender TEM-Aufnahmen. Während in Abschnitt 2.3 die allgemeinen Grundlagen der Transmissionselektronenmikroskopie beschrieben wurden, steht nachfolgend die Bearbeitung und Auswertung der gewonnenen Abbildungen mit Hilfe des Programms DigitalMicrograph im Vordergrund Auswertung der Querschnittsproben Aus den HRTEM-Bildern der Probenquerschnitte kann die Orientierung der magnetisch leichten Achsen, also der [001]-Achsen der tetragonalen L1 0 -Zelle, sowohl relativ zu den darunter liegenden MgO-Kristalliten als auch zur mittleren Substratebene bestimmt werden, um so Aussagen über die eingeprägte Textur bzw. die Qualität des epitaktischen Aufwachsens treffen zu können. Dazu ist es notwendig, die L1 0 -Partikel sicher zu identifizieren sowie die Richtung ihrer c-achse zu bestimmen. Gemäß der Erläuterungen in Kapitel 2.3 kann dazu der charakteristische Hell-Dunkel-Kontrast genutzt werden. Da sich dieser durch die regelmäßige Stapelung von Eisen- und Platinebenen entlang der gestauchten c-achse ergibt, ist die leichte magnetische Richtung als Normale der alternierend gestapelten Netzebenen bestimmbar. Darüber hinaus ist die L1 0 -Überstruktur auch in den durch Fourier-Transformation gewonnenen Diffraktogrammen zu erkennen, in denen sich die [001]-Richtung anhand der auftretenden Beugungspunkte sowie deren Abständen bestimmen lässt. Ein Problem bei dieser Herangehensweise stellt jedoch die Tatsache dar, dass sowohl leichte Verkippungen aus einer [hk0]-zonenachse als auch eine imperfekte Ordnungseinstellung zum Verschwinden des alternierenden Kontrastes führen [Dmitrieva, 2003.], [Dmitrieva u. a., 2007]. Darüber hinaus erschwert eine Überlagerung der Kontraste mehrerer Partikel, wie sie bei Querschnitten größerer Dicke auftritt, die genaue Bestimmung. Eine Möglichkeit zur Identifizierung ist jedoch wiederum durch die Analyse der Diffraktogramme gegeben. Nutzen lassen sich die Diffraktogramme dadurch, dass die L1 0 -Phase im Gegensatz zur ungeordneten A1-Phase {001}-Reflexe aufweist. Diese zusätzlichen Reflexe liegen auf einer Geraden parallel zur Ebenennormalen im Ortsraum und eignen sich daher auch zur Bestimmung der Orientierung der c-achse. In der nachfolgenden Abbildung sind hierzu exemplarisch die HRTEM-Aufnahmen sowie die zugehörigen Diffraktogramme jeweils eines Partikels mit (L1 0 ) und ohne (A1) den typischen Hell-Dunkel-Kontrast gezeigt. 22

31 3 Experimentelles 3.3 Charakterisierung mittels HRTEM (a) (b) Abbildung 3.3.: HRTEM-Abbildungen von FePt-Partikeln auf dem MgO-Substrat sowie die zugehörigen Diffraktogramme. (a) HRTEM-Abbildung eines L1 0 - Partikels mit charakteristischem Hell-Dunkel-Kontrast sowie den zugehörigen {001}-Reflexen im FFT-Bild. (b) Partikel, das weder den typischen Kontrast noch die Beugungsreflexe der L1 0 -Phase zeigt. Es kann nicht mit Sicherheit gesagt werden, ob es sich bei dem in Abbildung 3.3(b) gezeigten Ausschnitt um ein fehlorientiertes oder ein A1-Partikel handelt. Zwar weist die tetragonale Elementarzelle entlang der [100]- bzw. der [010]- und der [001]-Richtung unterschiedliche Gitterparameter und somit auch Beugungspunktabstände auf, mit Werten 23

32 3 Experimentelles 3.3 Charakterisierung mittels HRTEM von ca. 10,4 und 10,6nm -1 ist deren Differenz bei der vorliegenden Verbreiterung der Beugungspunkte jedoch zu gering, um sichere Aussagen treffen zu können. Die in Kapitel 4.2 diskutierten magnetischen Messungen deuten jedoch darauf hin, dass die Ordnungseinstellung bei nahezu allen Partikeln erfolgt ist. Abschließend ist in Abbildung 3.4 das Vorgehen bei der Winkelbestimmung beispielhaft dargestellt. Abbildung 3.4.: Beispielhafte Darstellung der Bestimmung der Orientierungsverteilung der leichten magnetischen Achsen (c-achse der tetragonal flächenzentrierten Zelle) relativ zum darunter liegenden MgO-Kristall. Die gelben Linien markieren entweder die [001]-Richtung der Partikel (links) oder die (001)- Netzebenen mit alternierendem Fe/Pt-Kontrast (rechts), auf dem erstere senkrecht steht. Die Orientierungen der darunter liegenden MgO- Kristallite sind durch blaue und die mittlere Substratebene durch ein grünes Rechteck verdeutlicht. Wie in obiger Abbildung zu erkennen ist, erfolgte zunächst die Bestimmung der Orientierung der L1 0 -Partikel, indem mehrere Netzebenen nachgezeichnet und anschließend senkrecht dazu die Normale zum gemittelten Winkel aufgetragen wurde. Gemäß der bisherigen Erläuterungen entspricht die Richtung der Normalen der Lage der c-achse (also der magnetisch leichten [001]-Richtung). Demgegenüber wurden sowohl die Orientierung des jeweiligen MgO-Kristallits, der dem zugehörigen FePt-Partikel als individueller Substratbereich dient, als auch die Lage der Substratebene mit Hilfe von verkippten Rechtecken 24