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Llo相FePt(面心四方结构)合金具有高达Ku＝～7×107 erg/cc的单轴磁晶各向异性能密度,并且饱和磁化强度大、化学性质稳定,做成均匀的小颗粒,可以用于制作磁记录介质,磁性隧道结或者自旋阀。但是矫顽力过大给磁化反转带来困难。将L10-FePt与软磁材料结合,利用层间交换耦合作用,可以有效地降低L10-FePt的开关场。Fe、Co、Ni及其合金等软磁材料,要么容易氧化,要么晶体结构与L10-FePt不匹配,形成双层膜时外延生长质量不佳,难以形成优质的交换弹簧。A1相FePt(面心立方结构)表现出很好的软磁性,晶体结构和晶格常数又都与L10-FePt接近,在L10-FePt上容易形成具有异质结特征的L10/A1交换弹簧。本文采用磁控溅射法,用MgO(110)基片,诱导FePt形成(110)织构,并经过热处理使其转变为L10相。[001]方向(易轴)和[110]方向(难轴)都平行于膜面,退磁因子接近于0,可以避免形状各向异性的影响。进而生长Al-FePt层,得到L10-FePt/Al-FePt双层薄膜,通过改变A1→L10的转变程度和软磁层的厚度,调控矫顽力。根据硬磁层的有效交换作用长度,对双层薄膜的交换弹性进行讨论,得到的主要结果如下：1.在加热到400℃的MgO(110)基片上制备10 nm厚的FePt薄膜,在Ta=[400℃-700℃]温度范围进行6h的热处理,对形貌、结构和磁性进行分析。结果表明,在400℃生长的FePt薄膜确实形成了(110)织构,但是处于无序的A1相。Ta=500℃,薄膜中同时存在A1相和Llo相,两相之间有很强的交换耦合作用。基片的一条直角边与L10-FePt的[001]方向(易轴)平行,而基片的另一条直角边与L1。相FePt的[110]方向(两条难轴的对角线,在难磁化面内)平行。磁化曲线显示硬磁性特征。沿[001]方向磁化,矫顽力约12 kOe。当Ta>600℃,L10相的含量持续增加,但是薄膜与基片间严重的晶格失配会薄膜收缩,形成相互分离的岛状结构,连续性遭到破坏。FePt(110)超晶格峰还会在Ta=700℃时消失,表明取向也开始发生变化。2.在400℃生长10 nm厚的FePt并进行热处理后,再在100℃生长一层20 nm厚的FePt,得到FePt(10 nm, Ta)/Al-FePt(20 nm)双层薄膜。Ta=400℃(第一层未经过热处理),双层薄膜表现为软磁性。Ta=500℃,沿L10-FePt的[001]方向磁化,磁化曲线出现两次跳跃,表明双层膜之间存在交换弹性作用,但软磁相内可以单独形成反向磁畴,硬磁层的有效交换作用长度小于10 nm。反向磁畴形成后,畴壁被外磁场压向硬磁/软磁界面,外磁场达到-7 kOe后,畴壁突破界面,导致硬磁相发生磁化反转。Ta=600℃,磁化曲线的两次跳跃现象消失,最大磁化强度低于饱和磁化强度,并且回线向最先施加的负向磁场方向偏移,表明硬磁相的反转磁场增大,这应该是硬磁相的颗粒开始分散,明显减弱了颗粒之间的交换耦合作用所致。磁场首次达到负向最大值,也只有部分硬磁相的磁矩转向负向。即使正向磁场达到最大,这些硬磁相的磁矩也基本不再反转。Ta=700℃,硬磁层的连续性被破坏得更彻底,沿L10-FePt的[001]方向磁化,回线向最先施加的正向磁场方向偏移。3.将硬磁层厚度增加为30 nm,Ta限定为500℃和600℃,并在ts=0-40 nm范围改变软磁层的厚度,进一步分析交换弹性作用,结果表明：(1)Ta=500℃,硬磁单层(ts=0)沿L10-FePt[001]方向磁化的磁化曲线呈现很好的方形,矫顽力达到11 kOe。磁化曲线的形状和矫顽力在ts=20 nm时都没有明显改变,磁化曲线没有出现两次跳跃现象。与FePt(10 nm,Ta=500℃)/Al-FePt(20 nm)相比,只有硬磁层的厚度不同,但磁化曲线的差异显著,说明两者的硬磁层有效交换作用长度不一样。在同一条件进行热处理,FePt薄膜中A1相和L1。相的比例不应该有差别,但是膜厚增加会增大两相区的尺寸,使得相邻L10区对中间A1区的约束变弱(也是依靠交换弹性作用),导致硬磁层的有效磁晶各向异性变弱,与软磁层作用的有效换作用长度变长,因此磁化曲线不再出现两次跳跃。将ts增加到30nm,磁化曲线又出现两次跳跃,由此可知硬磁层的有效交换作用长度大于10 nm而小于15 nm。(2)Ta=600℃,硬磁单层内虽然有更多的A1相转变为L10相,但是矫顽力却下降到不足7kOe.应该是尺寸变大所致。磁化曲线在ts=20 nm时就出现两次跳跃,说明有效交换作用长度又小于10 nm,明显是硬磁层的有效磁晶各向异性变强所致。