T. Magn. Soc. Jpn. (Special Issues)., 3, 1-6 (2019)<Paper>

急速昇温熱処理による微細加工 3W)H 積層ドットの / 規則合金化

L10 ordering of microfabricated Pt/Fe stacked dots
by rapid thermal annealing

苗木俊樹 a) †・三吉啓介 a) ・吉川大貴 b) ・塚本新 b)a)日本大学大学院理工学研究科，千葉県船橋市習志野台 7-24-1（〒）274-8501b)日本大学理工学部，千葉県船橋市習志野台 7-24-1（〒）274-8501

T. Naeki a) † , K. Miyoshi a) , H. Yoshikawa b), A. Tsukamoto b)

D 

Graduate School of Science and Technology, Nihon University., 7-24-1, Narashinodai, Funabashi, Chiba 274-8501, Japan
College of Science and Technology, Nihon University., 7-24-1, Narashinodai, Funabashi, Chiba 274-8501, JapanE 

Bit patterned media is a possible candidate for developing next-generation ultra-high-density data storage,
therefore, the importance of shape, of techniques for fabricating magnetically monodisperse dots, and of research on
materials that have high uniaxial magnetocrystalline anisotropy energy such as L10-FePt is increasing. Furthermore,
although the magnetic characterization of each isolated patterned dot is a crucial matter, there is a fundamental
difficulty in measuring infinitesimal magnetic moments. On the basis of the idea of estimating the magnetic propertiesof a single dot by measuring several hundred million monodisperse dots, we investigated a process for fabricating
monodisperse FePt dots and a magnetization process. In this report, we propose a novel fabrication procedure thatconsists of a combination of pre-patterning Pt/Fe film and post-annealing with rapid thermal annealing. Pt/Fe dotswith a pitch of 100 nm and thickness of 3.75 nm were pre-patterned by using an electron beam lithography techniqueand rapidly heated up to 800°C, which lead to a lower dispersal of dots that was promoted by a hard-magnetic property.
Under a Fe-rich composition condition for Fe60Pt40, 90% of the FePt dots showed a coercive force of over 15 kOe.
Key words: Bit patterned media, Electron beam lithography, Rapid thermal annealing, L10-FePt, Monodisperse
nanoparticles.
はじめに 磁気記録媒体の記録密度の到達目標は 2022 年に 4 Tbit / inch2,2025 年には 10 Tbit / inch2 とされており 1) , 現在垂直磁気記録方式 2) から, 熱アシスト磁気記録方式 3) やマイクロ波アシスト磁気記録方式 4) , ビットパターンドメディア (Bit Patterned Media:
BPM) 5) – 8) といった新たな記録方式・技術の研究が行われている.
BPM は 1 ドットの磁性微粒子に 1 ビットの情報記録を担わせる
記録媒体方式なため, 高い S/N 比を得ることが可能であり, 1 ドッ
ト内では単磁区構造を形成する. そのため 1 ビットが十個程度の微粒子群で構成される従来のグラニュラー媒体と比べ, 高い面記を検出することが必要となる. これは, 現行の超伝導量子干渉素子式振動試料型磁力計 (SQUID-VSM) を用いた磁化測定において必要となる最小磁気モーメント総量 10-8 emu に比べはるかに小さい. そこで, 同等の特性の粒子群を数億個程度作製し,
SQUID-VSMを用いて磁性粒子を評価することで単一ドットの磁気特性を見積もるという着想に基づき, 本論文では数億個の単分
散 L10-FePt 磁性微粒子群の作製と磁化過程につき検討を行った.
微細加工技術と急速昇温熱処理法を組み合わせたプロセスによる単分散 /)H3W 粒子群形成法の検討

録密度の達成を可能とし, 熱安定性が優れた記録媒体となること

高密度 BPM 作製を目指し, 5 Tdot / inch2 級のビットパターン媒が期待されている. ただし, BPM では全ビットに同等の記録特性体等の研究が行われている 14) . これら先行研究の多くは良質なあり 9) , 作製難易度が非常に高い. 10 Tbit / inch2 を超える BPM のL10-FePt 垂直磁化膜を作製し, エッチング処理にて微小ドット状に加工するトップダウン法である . L10-FePt 連続膜の微細加工処

作製には数ナノメートルスケールの磁性粒子を規則的に配列する理により生じるドット内部の微細構造欠陥は磁気異方性の低下や技術が要求されると共に, 熱擾乱に耐える媒体用材料の開発が求

反転磁界分散を増大させるとの報告もある 14), 15) . そこで本検討でめられる 9) .

は, 微細加工処理により生じる結晶構造へのダメージを避けるた- 10 × 107 erg / cm3) を有し 10) , かつ化学的に安定である. L10-FePt

行い L10 規則合金化する手法を検討した. さらに, 今回熱処理にはが求められ, 反転磁界分散やキュリー温度分散を低減する必要がL10 型 FePt 規則合金は高い結晶磁気異方性エネルギー (Ku : 6.6

めに FePt 薄膜材料自体を微細加工・パターン化した後に熱処理を粒子を用いた BPM の研究を進める上で, 1 ビットを担う磁性体の加熱時間が非常に短い急速昇温熱処理法を用いた. 我々はこれま

磁気記録特性の重要性がこれまで以上に高まることから, 単体ででにPt/Fe連続薄膜に数秒間の急速昇温熱処理 (Rapid Thermal

存在する 1 ドットの磁気特性を詳細に検討することも重要である.

Annealing : RTA) を施すことによる, 40 kOe以上の保磁力 (Hc)

これまでに異常ホール効果を用いた数十ナノメートルサイズの単を有する離散化した FePt 粒子群の形成を報告している. この熱処

一の FePt ドットの磁化反転特性測定の報告があり 11) , 単体のナ

理法では特殊な配向誘導用下地層や単結晶基板を用いずに, 熱酸

ノ粒子の特性を明らかにする研究も進められている 12), 13) . 実際の化Si基板上へ (001) 優先配向した粒子群が作製可能である 16) – 19) .

試料構成で作製した対象に対し単一粒子の磁気モーメントを測定

Fig. 1 に熱酸化 Si 基板上 Pt/Fe 連続膜の RTA 処理によりする際, 直径5 nm の L10-FePt 粒子では約7×10-17 emu の微小量作製した FePt 微粒子群の一例として透過型電子顕微鏡にTransaction of the Magnetics Society of Japan (Special Issues) Vol.3, No.1, 20191

Fig. 1 TEM planar view of FePt particles fabricated by RTA,
average diameter (Da), standard deviation of Da (StD), relative
StD (RSD), and histogram of particle diameter.
よる観察像と粒径毎の粒子数ヒストグラムおよび, 平均粒
径 (Average Diameter : Da), 粒 径 標 準 偏 差 (Standard
Deviation : StD), 相 対 粒 径 偏 差 (Relative Standard

Deviation : RSD) を示す 16) . Da が 22.4 nm に対し RSD は

Fig. 2 Schematic diagram of fabrication process. (a) Resist
coat, (b) electron beam exposure, (c) developing exposed mask,(d) deposition of Pt/Fe by DC magnetron sputter, (e) Lift-off,and (f) RTA performed for Pt/Fe dots.

22.9%と粒径分散が大きく, 微細加工していない連続膜を初期構造とし RTA 処理により作製した粒子群は形状や体積, 磁気特性の分散が大きいことが課題であり, 粒子サイズや形成位置の制御は困難である. ナノスケールの磁性体ではその形状が実効的磁気異方性に大きく寄与することも考えられ, 粒子の体積や形状を揃えた粒子群を作製することが重要である.
本論文では, 磁性ドットパターン作製方法として微細加工による微細構造欠陥の発生と, 連続膜からの RTA による形成粒子形
状・体積の大きな分散という 2 つの課題点を解消することを目的とし, まず, Pt/Fe 連続薄膜から均一体積の Pt/Fe ドットパターンを作製し, その後 RTA により規則合金化を促進する工程を実施した. またこれらの磁性ドットの L10 規則合金化に向けたRTA 条件,
磁気特性, 形状分散につき検討を行った.

Fig. 3 SEM planar view of Pt/Fe dots fabricated by Liftoff method, average diameter (Da), standard deviationof Da (StD), and relative StD (RSD).
圧 2×10-1 Pa に設定した. その後, (e) リフトオフ : 剥離液電子線描画法を用いた単分散 3W)H ドットパターンの作製工程
 電子線描画法は電子線レジストに対して直接電子線を照射しパターンを形成する手法であり, 数ナノメートルサイズのパターン
を極めて高い精度で作製可能である. そのため電子線描画法に着目し, 単分散な Pt/Fe ドットパターンの作製を試みた. Fig. 2 に作製工程の概要を示す. 基板洗浄として熱酸化 Si 基板をアセトン
で 5 min. イソプロピルアルコールで 5 min. 超音波洗浄し,
170 ℃の高温槽で 10 min. 熱処理し, 乾燥させた. (a) レジスト塗
布 : 熱酸化 Si 基板上に anisol 液で希釈したポジ型レジスト剤(ZEP520A : ZEP - A = 1 : 5) を滴下し, 500 rpm で 5 sec., 6000
rpm で 60 sec. スピンコートを行い 170℃の高温槽で 10 min. 間の熱処理により溶媒を蒸発し, 厚さ 35 nm のレジスト膜を形成した. (b) 電子線描画 : 電子線描画装置を用い, 加速電圧 50 kV, 電流
値 100 pA, ドーズ量 140 μC / cm2 にて一辺 50 nm の正方形パターンを描画した. 描画後, (c) 現像 : 室温下にて現像液 ZED - N50に 60 sec. 浸し, マスクパターンを作製した. (d) 成膜 : DC マグネ

トロンスパッタ法により L10 型 FePt のストイキオメトリとなる
FePtの組成比 (Fe 原子数 : Pt原子数 = 50 : 50) を意図し Pt (2.11nm) / Fe (1.64 nm) を積層した. 成膜は Ar 流量 35 sccm, Ar ガス

2

ZDMAC に浸すことでレジストを除去し, 孤立した Pt/Fe (総膜厚3.75 nm) ドットピッチ 100 nm の配列パターンを作製した.
Fig. 3 にリフトオフ後の Pt/Fe ドットパターンの走査型電子顕微鏡 (Scanning Electron Microscope : SEM) を用いて観察した表面像を示す. Da は 64 nm, StD は 2.9 nm であり, RSD が 4.4%のPt/Fe ドットパターンの形成を確認した. 本検討に際し, 作製ドット数は磁化測定で用いる SQUID-VSM の最小感度 10-8 emu に対し 100 倍の磁気モーメント量となることを目指し, 1.6 mm 四方の領域に 2 億 5600 万個とした. また上記 (a) ~ (e) の条件にて作製することにより, 1.6 mm 四方の種々の領域において全面にわたり同等のパターンが形成していることを確認した.
急速昇温熱処理法による微細加工 3W)H ドットの /合金化第 3 項で述べたドットパターンに対する RTA 条件を検討する
上で, まず Pt/Fe 連続膜にて検討した RTA 条件について述べる.
我々がこれまで報告した RTA 法は真空雰囲気中にて, 集光した赤外線ランプ光を照射し試料を急速加熱する手法であり, 光照射による加熱時間にて到達温度の制御を行っている. 120 ~ 150℃ / sec.の加熱速度で熱処理を施す際, 膜厚 3.75 nm の Pt/Fe 連続薄膜は,Transaction of the Magnetics Society of Japan (Special Issues) Vol.3, No.1, 2019

加熱を開始し約 2 ~ 3 sec. 間に連続膜から分離を開始し島状の粒形態をとる. 同加熱時間域にて低規則化度の L10 型 FePt 合金が形成可能である. 総加熱時間が約 3 ~ 5 sec. の条件にて, 比較的孤立したナノスケールの球状の粒子群が得られる時間領域がある. また, 粒子サイズの減少とともに熱酸化 Si 基板へ埋没する現象を断面 TEM 観察により確認し, 報告している 17). ただし, 高規則化度の L10 型 FePt 合金の形成には約 5 sec. 以上の加熱時間を要する.

一方, 約 5 ~ 6 sec. の加熱行為に伴い, 試料温度は約 800 ℃と高温になり, 複数の粒子同士が結合し, 比較的大きな粒へと粒形状が変化する 20) . したがって RTA を用いて連続膜を粒子化する際, 連続
膜の分離過程や粒同士の結合が粒径分散の主因となる. RTA は短時間の加熱処理だけでPt/Fe 連続膜から高規則化度の L10 型 FePt

ナノ粒子群を形成可能であるが, 粒子サイズと結晶化を独立に最適化できないことも課題であった. 以上述べたように RTA の加熱
時間, 到達温度は粒子形状や結晶の規則化への寄与が大きく, 規則
合金化を促す重要な要素である.
Pt/Fe ドットパターンの L10 規則合金化に向け, RTA の加熱時

間 (theating) と到達温度 (Tmax) に着目し, 第 3 項に示す工程により

Pt/Fe ドットパターンを作製した. 試料 (a) には t heating = 3.6 sec.
Tmax = 450℃, 試料 (b) には t heating = 5.1 sec. Tmax = 630℃, 試料(c) には t heating = 6.7 sec. Tmax = 800℃ の RTA を施し, 粒子形状・Fig. 4 SEM planar view of FePt dots before annealing(Lift-off) and with annealing of (a) Theating = 3.6 sec.
and Tmax = 450°C, (b) Theating = 5.1 sec. and Tmax =630°C, and (c) Theating = 6.7 sec. and Tmax = 800°C.

磁気特性につき評価を行った. Fig. 4 に熱処理前および, 熱処理後(a), (b), (c) の各試料, それぞれの表面 SEM 像および, Da, StD,RSD を示す. Fig. 5 には原子間力顕微鏡 (Atomic ForceMicroscope : AFM) により観察した FePt ドットパターンのライ
ンスキャン結果を示す. 測定には先端曲率半径が 10 nm のカンチ
レバーを用いた. また, Fig. 6 に SEM・AFM により観察した形状

Fig. 5 Line scan profile of AFM imaging along FePt dot
array for various annealing conditions (a)–(c).㻌

像から得た統計データに基づき, 熱処理前後にて粒子体積が保存されるとの仮定のもと作製した平均的粒子形状モデルを示す.
RTA 後のドット形状は, Tmax の増大とともにディスク形状から球形状に変化することが明らかとなった. また, いずれの条件においても FePt ドット群に大きな配列の乱れは生じず, RTA 前の初期配置を保存し, RSD が 4%程度であることを確認した. 連続膜から粒子化した場合 (Fig. 1) , RSD が 22.9%であるのと比較し 16), 5 分の 1 程度にまで減少しており, 微細加工を用いることで, 大幅に粒Fig. 6 Average shape models of FePt dot estimatedfrom SEM and AFM images.㻌

径分散を低減可能であることを示した. Fig. 7 に SQUID-VSM により室温下 (300K) にて膜面垂直方向, 膜面面内方向に±70 kOeの範囲で磁場を印加し測定した磁化曲線を示す. いずれの微細ドットパターン試料に対しても, 磁化過程・形状の比較検討に十分な総磁気モーメント量 (~ 10-6 emu) にて磁化曲線が測定可能であることを確認した. 以下試料毎の特徴を述べる. 試料 (a) は RTA 後
もドットの形状はほとんど変化せず, Da が約 62.5 nm, 高さ約 5.0

nm のディスク形状であり, 磁化曲線は軟磁性を示した. また Fig.
7 (a) - 2 に示す±10 kOe 印加磁場範囲の磁化曲線より, 作製したドット群は面内磁気異方性を示すことがわかる. 試料 (b) は RTA

後FePtドットの Da が42%減少し, 高さ方向に270%増大した. 形状像より得た寸法から楕円球形状と近似し, 熱処理前の体積から
熱酸化 Si 層に埋没した割合を算出した結果は 30%程度である. さらに Hc が5 kOe となり, 著しい Hc の増大を確認した. また膜面垂直方向磁場印加時の Mr / Ms (Mr :残留磁化, Ms : 飽和磁化) は 0.66

Fig. 7 In-plane and out-of-plane magnetization
curves of FePt dots measured at 300 K for various
annealing conditions (a)–(c).

Transaction of the Magnetics Society of Japan (Special Issues) Vol.3, No.1, 20193

を示した. 以上より試料 (b) の FePt ドット群は低規則化度の L10

インスキャン結果より, コントラスト差や分布, 形状像と位相像の型 FePt 規則相の形成初期段階であると言える. 今回最も高い温度

極値の位置のずれにより磁化の向きが推測でき, これは粒子毎でTmax = 800℃まで加熱した試料 (c) において, Da は 60%減少し,

様々である. このことから, 磁化容易軸が様々な方位に配向した粒26.7 nm にまで収縮し, 高さ方向に 300%増大する最も大きな形状子群であることが示唆される. これは Fig. 7 (c) のマクロ計測結果変化が生じた. ドットは球形状に近づき 67%程度熱酸化 Si 層に埋が等方的な磁化曲線を示したこととも対応する. 以上磁化反転磁

没していることが算出できる. 試料 (c) の磁化曲線より Hc は 16

kOe にまで増大し, 膜面垂直方向磁場印加時の Mr / Ms は 0.66 であり, 試料 (b) と同等の値を示した. よって Tmax の増大により, 高

い規則化度の L10 型 FePt 合金の形成が促進したと言える. 以上より, 微細加工した後に RTA を施すことで, RSD が 4%程度と分散

界分散の主因の 1 つとして各粒子の磁化容易軸分散であることが示唆された. したがって各粒子の磁気特性を単分散化するためには, 各粒子の磁化容易軸の配向方位の分散を低減することが課題である.


が小さい粒子群を形成可能であることを明らかとした. また高温に達する RTA 条件 (t heating = 6.7 sec., Tmax = 800℃) においてもドット配列に乱れを生じることなく, 規則合金化は最も促進され, Hc
が 16 kOe の硬磁気特性を示した.

硬磁気特性を示した試料 (c) においても磁化曲線には比較的広)H3W ドット群の磁化容易軸配向分散低減を目的とした
)H3W 組成比検討
第 4 項にて磁化反転磁界分散の主因の 1 つとして磁化容易軸分散の存在が示唆されたことから, 全粒子群の磁化容易軸を一方向い磁化遷移領域 (印加磁場 0 ~ 30 kOe) が見られ, 各磁性ドットに揃えることが課題となった.

の磁化反転磁界に分散を生じているものと考えられる. パターン

う積層した Pt/Fe 連続薄膜に RTA を施すことで, 高保磁力化, 規化した磁性ドットは磁気的に独立しており, SQUID-VSM を用いたマクロ計測で得られる磁化曲線は各粒子の単純な合計で示されるため, 各粒子に着目した磁気特性分散の起源を検討するのは困難である. そこで局所領域の磁気像を観察することで, 各粒子の磁気特性分散の要因を検討した. 比較的硬磁気特性を示した試料 (c)の粒子群に対し, 磁気力顕微鏡 (Magnetic Force Microscope :MFM) を用い局所的な領域の磁気像観察を行った. 観察試料は基板面に対し膜面垂直方向に磁場を 70 kOe 印加した後, 無磁場印加環境下にて MFM により粒子群の残留磁化の磁気像を観察した.
Fig. 8 (a) に粒子群の形状像と残留磁化の磁気像を示す. Fig. 8 (b)に形状像と磁気像の同位置におけるラインスキャン結果を示す.
Fig, 8 (a) の磁気像は主として 2 種類の濃淡領域で表され, 粒子毎で異なるコントラスト分布を生じていることから粒子毎で異なる磁化状態であると言える. 単磁区化した磁性粒子の磁化容易軸が膜面垂直方向に向いている際に観察される, 濃部, 淡部で表されるパターンや, 膜面面内方向を向いている際, 両磁極が並んで観察される, いわゆるバイドメインパターンも観察された. Fig. 8 (b) のラ

これまでに Fe50Pt50 に対し, 数 at. % Fe 過多の組成比となるよ則度が向上するとともに, 膜面垂直方向に (001) 優先配向化が促進するとの知見を得ている 16) . そこで, Fe過多の組成比にてPt/Fe
ドットを作製し RTA を施すことで, 全粒子の磁化容易軸の膜面垂直方向への配向化を試みた.
第3 項に示すFig. 2 の作製手順にてPt/Fe (総膜厚 : 3.75 nm, 積

層組成比 Fe : Pt = x : 100 - x ) を成膜し, ドットパターンを作製した. 前述の知見 16) より x = 50, 55, 57, 60 at. %の Fe 過多となる積層条件にて検討した. RTA は第 4 項にて比較的硬磁気特性を示した試料 (c) t heating = 6.7 sec. Tmax = 800℃ と同条件にて行った. Fig.

9 に各積層組成比 (x = 50, 55, 57, 60 at. %) にて作製した Pt/Fe ドットに RTA を施した後の粒子群の表面 SEM 像および, 算出した

Da, StD, RSD を示す. 粒子化はおおむね組成比に依存せず, 各試料において Da は約 26 nm, StD は 1 nm, RSD は 4%程度の粒子群が形成された. Fig. 10 に室温下にて膜面垂直方向及び膜面面内方向に±70 kOe の範囲で磁場を印加し測定した磁化曲線を示す.
なお, 後述する方法にて可逆応答成分を補正し, 非可逆応答成分のみを抽出したものである. Fe 組成比の増加とともに, Hc の増大傾向が見られ, x = 60 at. %にて最大の Hc (36 kOe) を得た. FePt ナ

Fig. 8 AFM and MFM images and line scan profilesof those images along FePt dot array of sample (c).
Magnetization was initialized at +70 kOe.

4

Fig. 9 SEM planar view of FePt dots for different
composition ratios of FexPt100-x. (x = 50, 55, 57, 60 at. %)average diameter (Da), and relative StD (RSD).

Transaction of the Magnetics Society of Japan (Special Issues) Vol.3, No.1, 2019

ノ粒子は保磁力と規則化度が単調な増加関係であることが示されており 21) , 粒子群全体の規則化度向上が示唆される. また x = 55

at. %以上で Mr / Ms が 0.9 と高い値を示し, 磁気モーメント量で90%以上の粒子が膜面垂直方向に配向した磁化状態が保持されていると言える. これまで Pt/Fe 連続薄膜に RTA を施し作製した

FePt 微粒子群では, 本組成比検討範囲 (x = 50, 55, 57, 60 at. %)において印加磁場が 0 kOe 付近にて軟磁性を示す磁化成分が確認されたが 16) , Pt/Fe ドットに RTA を施し, 作製した粒子群ではいずれの組成比においても全体が硬磁気特性を示した. Fig.10 より

残留磁化量に関する膜面垂直および面内方向成分の比 (Mr: Mr / /) がそれぞれ x = 50 では Mr⊥: Mr / / = 1.0 : 1.0, x = 55 で⊥は Mr⊥: Mr / / = 3.1 : 1.0, x = 57 では Mr⊥: Mr / / = 2.0 : 1.0, x = 60 では Mr⊥: Mr / / = 1.7 : 1.0 であったことから, 今回検討した組成比では, x = 55 にて最もその割合が大きく, 全磁化量の約 4 分の 3 が垂直磁化成分を占める.
いずれの組成比で作製した試料においても磁化反転磁界に分散を有する. 今回最も大きな Hc と Mr を得た x = 60 at. %の試料を用いて, 試料のマクロ磁化計測および, 各粒子の局所的な磁気像観察の 2 種の実験から, 粒子群の磁化反転磁界分散の要因を検討した.
膜面垂直および面内方向に磁場を印加し測定した磁化曲線を Fig.
11 (a) に示す. Fig. 11 (a) に示す磁化曲線より, 磁化反転側へ印加磁界を増大するにつれ, 磁化値に大きな変化を生じる範囲（例えば磁気ヒステリシスループの第 2 象限）にて,一旦磁場を 0 kOe に戻す過程の磁化計測を行うことで主に回転磁化に由来すると考えられる可逆応答成分の磁化率を求め, 全体から除くことで非可逆応答成分のみのヒステリシス曲線を求めた結果を Fig.11 (b) に示す. また, MFM を用いて残留磁化分布に由来する磁気像を観察した. 膜面垂直方向に磁場を 70 kOe 印加した後, 無磁場印加環境下での磁気像観察結果を Fig. 12 (a) に示す. また, Fig. 11 (b) の膜
面垂直方向の磁化特性において高い Hc, Mr を示すとともに,Fig. 12 AFM and MFM images and line scan profilesof those images along FePt dot array of of sample (x= 60 at. %). Magnetization was initialized at +70 kOe.
膜面垂直方向の残留磁化と膜面面内方向の残留磁化の比はMr⊥: Mr// = 1.7 : 1.0 である. よって, MFM 像より各粒子の濃淡が揃っていることから, 単磁区化していると仮定すると,
全ドットパターンの約 3 分の 2 が膜面垂直方向に磁化容易軸を有し, 磁化反転磁界が 15 kOe 以上の特性を示したものと言える. Fig. 12 (b) に形状像と磁気像の同位置のラインスキャ
ン結果を重ねたグラフを示す. 前述の x = 50 at. %にて作製した試料の MFM 像 (Fig. 8 (a)) では主として 2 種類のコントラストの濃淡領域が見られたが, x = 60 at. %の試料では主として濃い領域が確認された. x = 50 at. % の場合と比較し, 形状像の極大値と位相像の極大値のそれぞれの位置の差はほぼ等しく, 各粒子に対応する位置での位相値は, 同等であることから, 磁化の向きが揃っているものと言える. 一方, 形状・位相像の極大値の位置ずれやコン
トラストの差が高く生じている粒子も複数個確認でき, 磁化容易軸が膜面垂直方向から傾いた粒子も依然として存在することが示されるが, Fig. 11 から示される程ではない. このことから試料中に磁化容易軸を膜面面内方向に有する領域の存在が示唆されるが,Fe 過多の組成比とすることで膜面垂直方向に向いた磁化状態が保持される粒子を多く形成するとともに磁化容易軸の配向方位の分散の低減が可能であることが示された.
さらに微細加工を用いて作製したドットパターン群の, 磁化反転特性の分散を評価した. 最も反転磁界幅が小さい x = 55 at. %のFig. 10 In-plane and out-of-plane magnetic
irreversible hysteresis loops of FePt dots withdifferent composition rations measured at 300 K.

試料の磁化測定結果から, 2 kOe の磁場変化ステップ ΔH 毎の磁化変化量 ΔM, 飽和磁化 Ms および総粒子数から, ΔH 毎の磁化反転

粒子数 (Number of magnetization reversal particles : Nmrp) の見
積もりを行った. 各粒子の磁気モーメントが等しいとの仮定のもと, 粒径分散が 4%程度と分散が小さいことから各粒子の体積も等しいと仮定し, 以下の式 (1)より 256,000,000 個のドットパターンからなる試料において, ΔH 毎で磁化反転した粒子数を算出した.

Nmrp = ( M / 2Ms ) × 256,000,000.
Fig. 11 (a) In-plane and out-of-plane magnetization
curves of FePt dots measured at 300 K for x = 60 at.%.
(b) Magnetic irreversible component of (a).

㻌(1)

式 (1) を用い, 膜面垂直方向の印加磁場に対する磁化曲線の非可逆応答した成分から算出した磁化反転粒子数のヒストグラムを
Fig. 13 に示す. また Table 1 に, 既報告である Fe 過多の組成比にTransaction of the Magnetics Society of Japan (Special Issues) Vol.3, No.1, 20195

計測により, 磁化容易軸の配向方位に分散が有することが明らかとなり, 課題となった.
これに対し, Fe 過多の組成比にてPt/Fe ドットを作製しRTA を施すことで, 全粒子の磁化容易軸の膜面垂直方向への配向化を試みた. Fe 過多の各試料は Da が約 26 nm, RSD が 4%程度の粒子群が形成した. またFe 組成比増加とともに, 粒子群の Hc の増大傾向が見られた. x = 60 at. % の粒子群は膜面垂直方向の残留磁化とFig. 13 Histogram of estimated number of reversed
FePt dots for x = 55 at. %㻌sample.㻌

膜面面内方向の残留磁化の比が Mr⊥: Mr / / = 1.7 : 1 であるため, 全
ドットパターンの約 3 分の 2 が膜面垂直方向に磁化容易軸を有し,90%の粒子が 15 kOe 以上の磁化反転磁界を示したものと言える.
さらに MFM よる局所計測により, 試料中に磁化容易軸を膜面面

Table 1 Comparison of shape and magnetic dispersion of
FePt particles.

内方向に有する領域の存在が示唆されるが, Fe 過多の組成比とす

Initial structure of

形成するとともに磁化容易軸の配向方位の分散の低減が可能であContinuous film

Pt/Fe before RTA

Da (nm)StD (nm)
RSD (%)
Average Hsw (kOe)
StD of Hsw (kOe)
RSD of Hsw (kOe)

Microfabricated
dots

22.4

26.4

5.13

1.1

22.9

4.2

46.7

28.3

26.3

7.7

56.2

27.2

て Pt/Fe 連続膜へ RTA を施すことにより作製し, 膜面垂直方向に高い磁気異方性が発現した粒子群の粒径および磁化反転磁界分散ることで膜面垂直方向に向いた磁化状態が保持される粒子を多くることが示された.
従来手法で作製した試料と比較し, RTA 微細加工を用いることで, 相対磁化反転磁界偏差は半分以下にまで減少した. 微細加工の後RTA処理を施す作製法によって粒径分散だけでなく磁化反転磁
界分散も低減可能であることを明らかにした.
謝辞 本研究の一部は情報ストレージ研究推進機構の助成および文部科学省私立大学戦略的研究基盤支援事業(S1311020) の助成により行った.

と 16), 今回 x = 55 at. %で作製したドットパターン群の Da, StD,

RSD および平均磁化反転磁界 (Average Hsw) と磁化反転磁界偏差 (StD of Hsw), 相対磁化反転磁界偏差 (RSD of Hsw) をヒストグ

ラムより算出した結果を示す. 従来手法では, 相対磁化反転磁界偏差は 56.2%であり, 今回の手法を用いることで半分以下にまで減少した. 微細加工の後 RTA 処理を施す作製法によって粒径分散だ
けでなく磁化反転磁界分散も低減可能であることを明らかにした.
また, 自己組織化ポリマーを用いたパターンド媒体作製の試みにおいて (ドット直径 8 nm, 保磁力 6 kOe のドットパターン) 磁化反転磁界分散が 21%との報告 14) もあり, 今回作製した x = 55 のパターンと同程度の磁化反転磁界分散である.
まとめ
本論文では同等の特性の粒子群を数億個程度作製し, マクロ磁化計測により 1 ドットに相当する磁気特性を見積もるという着想に基づき, 数億個の単分散 L10-FePt 磁性微粒子群作製につき検討を行った. 電子線リソグラフィ技術を用いて均一に Pt/Fe ドットを作製し, L10 規則合金化に向けた RTA 条件, 磁気特性, 形状分散につき検討を行った. 微細加工により作製した Pt/Fe ドットパターンに加熱時間 6.7 sec.で 800℃まで急速加熱する RTA を施すことで, 粒径が 26.7 nm, RSD が 4.4%程度と分散が小さい粒子群を形成した. 微細加工を用いない連続膜から粒子化した場合の RSDと比較し 5 分の 1 程度にまで減少した. また熱処理時間の増加および, 温度上昇に伴い Hc は 16 kOe にまで増大し, L10 規則相の形成が促進されていることを示した. しかしながら, MFM よる局所

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References
1) Road map of Advanced storage technology consortium (2016).

2) S. Iwasaki et al., IEEE Trans. Magn., MAG - 13, 1272 (1977).
3) M. H. Kryder et al., Proc. IEEE., 96, 1810 (2008).
4) J.G. Zhu et al., IEEE Trans. Magn., 44, 125 (2008).
5) R. L. White et al., IEEE Trans. Magn., 33, 990 (1997).
6) T. R. Albrecht, IEEE Trans. Magn., 51, 5 (2015).
7) S. Y. Chou et al., J. Appl. Phys., 76, 6673 (1994).
8) C. Vogler et al., Appl. Phys. Lett., 108, 102406 (2016).
9) D. Weller et al., IEEE. Trans. Magn., 36, 10 (2000).
10) R. M. H. New, et. al., J. Vac. Sci. Technol. B, 12, 3196
(1994).
11) N. Kikuchi et al., Mag. Soc. Jpn., 17pC-10 (2002).
12) A. D. Kent et al., J. Appl. Phys., 76, 6656 (1998).
13) W. Wernsdorfer et al., J. Appl. Phys., 78, 7192 (1995).
14) A. Kikitsu et. al., IEEE Trans. Magn., 49, 693 (2013).
15) D. Wang et al., J. Phys. D: Appl. Phys., 41, 195008 (2008).
16) K. Miyoshi et al., Technical Meeting on ”Magnetics”, IEEE
Japan, MAG - 18, 27 (2017).
17) Y. Itoh et al., Jpn. J.Appl. Phys., 43, 8040 (2004).
18) A. Itoh et al., J. Magn. Soc. Jpn., 36, 62 (2012).
19) A. Itoh. et al., “IEICE technical report. Magnetic recording.”,
105, 13 (2005).
20) A. Itoh, et al., J.Magn. Soc. Jpn., 36, 62 (2012).
21) H. Sakuma, et al., J. Magn. Mat. 300, 284 (2006).
2018 年 10 月 15 日受理, 2018 年 11 月 30 日再受理,
2019 年 1 月 9 日採録

Transaction of the Magnetics Society of Japan (Special Issues) Vol.3, No.1, 2019