有序相

在某些替代式固溶當温度甚低時，不同種類的原子在晶格上呈有規期性排列。單相固溶體在宏觀上看來是均勻的。固溶體中原子在晶格坐位上的分佈長期被認為是完二。後來經X射線方法研究，所謂“無序”只是一似的説法，實際上或多或少存在着和完全無序狀灘離的情況。為了描述有序程度，引入有序參量。B兩種原子在完全有序狀態時分別佔據兩種坐位刀，原子百分比分別為眾及翔。令ra表示a位置為子佔據的分數，冷為刀位置為B原子佔據的分數，程序參數s為ra一無A1一眾斤一翔l一xB’義A(翔u固u和卜線，種原的位穿插在完全無序時，s一0;在完全有序時，s一lo有序固溶體最早在Cu一Au合金中發現。Cu一了相可完全互溶。經過退火，成分相當於Cu3了　CuAu的合金，其X射線粉末相上出現附加衍美稱為超結構線。分析表明，這是由於Cu、Au兩子呈長程有序分佈的結果，Cu、Au各自佔有自己置，形成兩個亞晶格，整個晶格由兩個亞晶格互札而成。因此，有序固溶體又稱為超結構、超晶格。

利用微擴散方程對有序相成核過程進行計算機模擬，對經典理論的假設進行驗證。新相胚芽不是經典成核理論 假設的那樣，在一開始就達到了化學計量比，而是在時效的過程中，由非化學計量比逐漸向化學計量比演化。在 演化過程中，有多B位原子佔位幾率低而尺寸較大的胚芽因不穩定而消失，一些B位原子佔位幾率高的較小胚芽卻穩定存在並繼續長大。僅利用胚芽的尺寸作為臨界晶核的判據並不充分，有序相臨界晶核的判據應包括B位原子的佔位幾率。 ^[1] 

以鋰含量為12%(摩爾分數)的二元Al-Li合金為對象，對時效過程中Ll₂有序δ′相(Al3Li)成核過程進行計算模擬，設面心位置為A位，頂角位置為B位，則Li原子佔據B位，Al原子只佔據A位，為有序排列。二元鋁鋰合金是進行成核研究的理想體系，因δ′相與基體均為面心立方，區 別僅在於基體為無序狀態，δ′相為有序結構，且二者錯配度很小，彈性畸變能可忽略。

所用模型為離散格點形式的微擴散方程，實際為Cahn-Hilliard方程的微觀形式，由Khachaturyan等人做了發展。它用一種原子佔據晶格位置的幾率描述原子組態和相形貌。對於Al-Li二元合金，用p(r，t)表示Li原子在t時刻 、佔據晶格位置r的幾率，其值可由灰度顯示，白色對應概率值為0，黑色對應概率值為1。為減小計算量，將三維 結構沿[001]方向投影，得到二維模擬圖，對於無序合金，Li原子在各個位置出現的幾率等同，為合金中Li原子濃度，顏色均為灰色。對於 具有化學計量比的平衡δ′相，B位上Li原子佔位幾率約為1，為黑色，而A位接近0，為白色。如B位原子佔位幾率達不到1，但仍為有序結構，則認為是非化學計量比的δ′過渡相。 ^[1] 

Khachaturyan對鋁理合金δ′相形核進行熱力學分析時預言，因有序化過程比濃度簇聚快，所以首先發生等成分有序化，形成非化學計量比的單相有序結構，具有有序相的Ll2結構，但B位原子佔位幾率較低，濃度仍與無序相相同。隨後該有序相分解，貧Li區自發無序化，富Li區B位原子佔位幾率逐漸增加，接近δ′相平衡濃度。Sato， Tanaka和Takahashi以及Rudimilovich等人利用高分辨率透射電鏡在對低温區淬火鋁理合金進行觀察時發現瞬時非化學計量比單相結構，證實了上述預測。Shaiu等人也通過測量有序疇內的濃度證實等成分有序化早於失穩分解。研究中沒有出現單相有序結構，這與初始合金Li原子濃度偏低有關，但有序區域性質與預測結果一 致，均為非化學計量比結構，隨後的演化行為與預測過程相似，部分有序區域變小，並消失。部分有序區域逐漸長大，接近平衡δ′相。 ^[1] 

不同厚度的Ta緩衝層具有不同的微結構 特徵，顯著影響FePt 層的L10有序相的形成及相應的矯頑力。當Ta緩衝層較薄，Ta層為非晶態，且較為粗糙，由此使FePt在界面處產生較多的缺陷並導致 較高密度的晶界，在退火過程中，受束縛相對較弱的非晶態的Ta原子比較容易沿FePt的缺陷和晶界處向FePt層擴散，使FePt在相變過程中產生的應力比較容易釋放，同時，Ta在擴散過程中產生的缺陷，降低了FePt有序化的轉變勢壘，在較低温度下便形成有序相，因而在合適的Ta層厚度下(1—2nm)，樣品的矯頑力較之無Ta緩衝層的情形可增強數倍甚至一個數量級。隨着Ta緩衝層厚度的增加，其粗糙度減小，隨後晶態結構亦開始形成，Ta原子大多被自身晶格束縛，於是Ta緩衝層對FePt的有序相轉變以及矯頑力的影響顯著減小直至基本消失。 ^[2] 

樣品的具體結構為Ta(tnm)╱FePt(12nm)╱C(5nm)，其中t=0，0.3，0.6，0.9，1.2，2，3，4，5，10，30，50，系列樣品中Ta厚度的選取主要是為了兼顧Ta層在不同厚度範圍具有不同的微結構特點；FePt層厚度的選取則主要考慮到超高密度磁記錄介質磁性層的有效厚度要求在10nm左右甚至以下。事實上，FePt薄膜有序相轉變和薄膜的厚度也是密切相關的，通常薄膜越薄，有序相轉變越不容易，所需退火温度越高。實驗基片採用康寧玻璃蓋玻片，製備過程中，先在玻璃基片上沉積一層Ta作為緩衝層，再沉積磁性層FePt，為了防止磁性層被氧化，最後沉積5nm的C層。樣品由直流磁控濺射系統在室温下製備。該系統裝配有4支濺射槍，可一次最多製備16片不同的樣品，其本底真空優於4×10^-5Pa，濺射時高純Ar氣的工作氣壓設為0.6Pa。純度99.9%以上的Ta，C作為靶材分別製備Ta，C薄膜 ;細條狀Pt片(純度99.99%)對稱放置於Fe(純度99.9%)靶上構成複合靶，用以製備FePt合金薄膜。FePt薄膜的化學成分由掃描電鏡原子探針方法確定，調整Pt片的數目和大小使FePt薄膜的成分控制在等原子比附近(偏差小於1%)。各靶濺射速率分別為：Ta靶0.107nm╱s，FePt為0.20nm╱s，C靶0.02nm╱s，樣品各層的厚度由濺射時間控制。 ^[2] 

FePt薄膜製備態是無序的fcc結構，其磁晶各向異性能很小，表現出軟磁性，當轉變為fct結構的有序相後，由於擁有特別大的磁晶各向異性能，巨大的矯頑力也就隨之出現，所以以上系列樣品的矯頑力在不同退火温度下隨Ta緩衝層厚度的變化，可認為基本上反映着FePt薄膜中有序相的變化。當然，只有在獲取樣品X射線衍射(XRD)關於fct(110)，(220)，(202)和fcc(220)等衍射峯的詳盡信息之後，樣品有序化的程度包括有序相序參量S的大小(S=1表示完全有序化)及有序相所佔的體積比f才能加以確定，但上述衍射峯對於薄的FePt膜通常都非常弱，因而S和f難以估計，尤其當薄膜具有較強的(111)織構，上述衍射峯幾乎都不出現，S和f更無法從常規XRD估計。這裏我們通過X射線衍射研究薄膜的結構特點，並根據Maesaka等人利用透射電鏡研究Ta緩衝層的基本結果，以説明Ta緩衝層是如何影響FePt層的微結構，進而推斷其對有序相的形成的影響，並導致矯頑力的巨大增強。 ^[2]