有序化的L10相FePt硬磁性合金具有面心四方结构，化学性质稳定，饱和磁化强度大，单轴磁晶各向异性能高，是下一代采用垂直记录模式超高面密度磁存储介质的有力材料。但是形成小颗粒后，其矫顽力太大，在改写数据时，需要磁头提供非常高的反转磁场。引入软磁层，形成硬磁-软磁复合结构，借助二者之间的交换弹性作用，可以有效降低FePt的矫顽力，有利于降低反转磁场，但是同时也降低了介质的有效磁晶各向异性能，对磁稳定性不利。引入反铁磁层，形成硬磁-反铁磁复合结构，借助二者之间的交换偏置作用，能够使FePt的磁性更稳定，有利于提高存储密度，但是更加增大了磁化反转难度，对改写数据不利。B2相的FeRh合金能够在100℃左右发生反铁磁-铁磁相变，将其合金与FePt合金结合，形成一种新型的复合结构，则可以实现弹性作用和偏置作用的相互转换，利用热辅助磁记录技术，在改写数据时，用极细的激光束将被照射区域的温度提高到FeRh合金的磁性相交温度以上，使FeRh对FePt起到弹性作用，从而降低FePt的矫顽力;而在常温，FeRh对FePt起到钉扎作用，使保存数据更稳定。但是FeRh的磁性转变温度过于接近室温，会影响介质的可靠性。　　本文用磁控溅射方法成膜，用MgO(001)单晶基片获得(001)织构，通过改变FeRh层的成分和控制FePt的有序度，来适当提高FeRh的磁性转变温度并调控FePt的矫顽力，提高FePt/FeRh复合介质的实用性。主要内容包括四部分:　　（一）热处理温度对FePt单层性质的影响。在400℃生长25 nm厚的FePt薄膜，在Ta=[500，800]℃温度范围进行6h的真空热处理，分析薄膜的晶体结构，磁性和表面形貌的变化。结果表明:在400℃成膜，MgO(001)基片能诱导FePt沿[001]方向取向生长，但处于无序的A1相，呈软磁性。Ta=500℃时，薄膜的结构无明显变化。Ta=600℃时，薄膜出现部分有序化，A1相与L10相共存。沿平行于膜面的方向（硬磁相的磁化难轴方向）施加磁场，矫顽力可到达10 kOe，而在垂直于膜面的方向（硬磁相的磁化易轴方向）施加磁场，矫顽力却只有5 kOe。说明两相之间存在强烈的交换耦合作用，形成了硬磁—软磁复合体。这为进一步主动调控FePt/FeRh复合薄膜的磁性提供了可能。Ta=700℃，薄膜的有序化基本完成，磁化易轴彻底转向垂直于膜面的方向，饱和磁化后其磁化反转主要依靠形核。　　(二)FeRh层成分对FeRh的磁性相变温度的影响。使Fe和Pt的原子比为30∶70，在400℃沉积25 nm厚的FePt薄膜，成膜后在Ta=600℃，700℃进行热处理6h，再在450℃沉积Fe和Rh原子比例不同的FeRh薄膜，得到富Rh的Fe40Rh60和富Fe的Fe53Rh47，厚度为50 nm，完成后对样品继续在450℃保温24 h。分析表明，部分Pt会从FePt层扩散进入FeRh层，占据其中的Rh位，使得FeRh的相转变温度升高;FeRh层中Rh含量多，也可以提高其相转变温度。　　（三）FePt层有序度对FeRh磁性相变温度及FeRh/FePt双层薄膜性质的影响。使Fe和Pt原子比例近似为1∶1，在400℃生长25 nm厚的FePt薄膜，在Ta=600℃，700℃进行热处理6h;再在450℃生长50 nm厚的FeRh薄膜（Fe和Rh的原子比例接近1∶1），并保温24 h。结果表明，Pt原子的扩散量取决于FePt层的有序化程度。FePt层的有序化程度越低，处于亚稳态的A1相FePt越多，Pt越容易进入FeRh层。Ta不高于600℃，都可以使FePt/FeRh双层薄膜的相转变温度提高到200℃，并且其室温磁化曲线呈现很好的矩形，提高了FePt/FeRh复合介质的实用性。　　(四）尝试用光刻技术在常温制作FePt格点，在780℃进行热处理24 h后，再在450℃生长FeRh薄膜并保温24 h，形成FePt/FeRh镶嵌阵列。对其结构和磁性进行分析表明，FePt层由于成膜温度低，没有形成(001)织构。