L10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A1-FePt层，得到L10-FePt/A1-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10nm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L10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L10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10nm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)/A1-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t=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℃)/A1-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L10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10nm而小于15nm。　　(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10nm，明显是硬磁层的有效磁晶各向异性变强所致。