スピントロニクス応用のための MoS2 ナノ構造を構成する磁性 NiFe 薄膜 - 煙台ピークスフィアソリューション株式会社

Scientific Reports volume 12、記事番号: 9809 (2022) この記事を引用

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我々は、Ni80Fe20 (パーマロイ:Py) 薄膜共役 MoS2 ナノフレークで作られたナノ構造層を実証します。層は、イオン性の Ni、Fe、および MoS2 フレークが共存する単一溶液からの Py と MoS2 の 1 ステップ同時堆積に基づいて作成されます。 MoS2 フレークを使用して合成された薄膜は、保磁力の増加と磁気光学カー効果の強化を示します。 MoS2 の存在により、強磁性共鳴線幅と減衰パラメータは、Py 層の線幅と比較して大幅に増加しました。ラマン分光法と元素マッピングは、Py 薄膜内の MoS2 の品質を示すために使用されます。私たちの合成方法は、機能的なスピントロニクスベースのデバイスの電気化学的製造の新たな機会を約束します。

スピントロニクスにおける最近の有望な成果、特に二次元（2D）材料に共役した磁性薄膜におけるこのトピックは、将来のスピントロニクスベースのメモリおよびコンピューティングデバイスにおける重要な役割を探る基礎研究にとって興味深いものとなっています1、2、3、4、5。。このような構造における基本的な現象の中心となるのは、スピン軌道相互作用 (SOI) です 6,7。スピントロニクスデバイスで SOI の恩恵を受けるために、スピン軌道結合 (SOC) の高い材料、主に Pt や Ta8 などの重金属が磁性薄膜に接触するデバイスで使用されます。また、2D 材料分野の最近の発展により、SOC の高い重金属 9,10 の代わりに、興味深い特性を持つ 2D 材料の実装に特別な焦点が当てられています。多くの研究により、強磁性薄膜に接触する遷移金属ジカルコゲニド (TMDC) を使用して SOI を強化し、表面異方性を誘導することに成功していることが実証されています 11,12。我々は最近、磁気異方性が Py 薄膜表面の MoS2 によって調整できることを実証し 13、また予測された界面異方性が Co/ブラックホスホレンで変化できることを実証しました 14。ここでは、MoS2 薄片の実施形態による Ni80Fe20 の磁気特性の変化を代替的に実証します。これは、単一の強磁性薄膜全体が SOC によって誘起された固有の磁気特性を持っていることを示しています。

スパッタリングや熱蒸着などの物理的技術に基づくスピントロニクスデバイス用の薄膜の製造は、最高のパフォーマンスを示しています15、16。さらに、電着法は、層の繰り返し数が非常に多い（繰り返し層 100 を超える 17）スピンバルブや、スピンカロリートロニクスデバイス用の機能性ナノワイヤの製造において非常に有望であることが確立されています 18、19、20。電着には、空隙のない超薄膜を提供したり、一度の成長でさまざまな種類の材料の多層を作成したりする能力がないことは言及しておく必要があります21。強磁性薄膜に接触する 2D 材料の実装は困難であり 22、23、そのような構造は、強磁性層上に製造されたままの 2D 層を転写することによって作成されます 24。多段階の製造方法に加えて、材料接触が不十分であるため、これまで再現性と拡張性が制限されていました25。したがって、より高い歩留まりと機能性を達成するために、2D材料/強磁性層のヘテロ構造を作製するための新しい製造方法の開発が求められています。

この研究では、Py 磁性膜の作製に電着法を使用し、MoS2 薄片と溶液のイオン元素との共電着を示します。ラマン分光法は、成長した磁性膜内に薄い MoS2 フレークがうまく形成されたことを示しています。 MoS2 フレークを含む層の磁気特性は、媒体の SOC の向上に直接関係する高い保磁力や減衰パラメータなど、裸の強磁性層との顕著な違いを示します。我々の結果は、我々の製造方法により、強磁性体に SOC を誘導するために MoS2 と磁性材料が十分に近接していることを示しています。私たちの方法は、印加される成長電圧/電流などの成長条件の制御を通じて、調査対象の材料の勾配成長または多層成長に使用できる可能性があります。

MoS2 の剥離は、10 gl-1 濃度の MoS2 に相当する 100 ml の蒸留水中の 1 g MoS2 粉末（Aldrich、99%、< 2 μm）に対して行われました（図 1a）。長いステップホーンチップを備えた超音波プローブユニットを使用して、MoS2 粉末を 4 時間剥離しました。過度の加熱を避けるために、音波のプローブは 0.7 秒間動作し、0.3 秒間休止するように設定され、剥離中に氷水浴も使用されました。得られた溶液を２００ｒｐｍで３０分間遠心分離して、剥離していない粒子を除去した。

(a) プローブ超音波処理による MoS2 剥離の概略図 (上) とサンプルの電着の概略図 (下)。 (b) 剥離した MoS2 の紫外可視吸収、および (c) Py および MoS2@Py サンプルのラマンスペクトル。

電着は 2 つの異なる溶液から行われました。Ｐｙサンプルの電着用の第１の溶液は、蒸留水中の０．４ＭＮｉＳＯ４・６Ｈ２Ｏ、０．０４ＭＦｅＳＯ４・７Ｈ２Ｏ、および０．４ＭＨ３ＢＯ３（元々はＭｅｒｋから調製された）の組成を有していた。この溶液２００ｍｌを電着に使用した。 Py 共役 MoS2 サンプル (MoS2@Py) の電着のために、第 2 の溶液を次のように調製しました。まず、モル濃度を２倍にした同じ溶液 100 ml を調製し、次に剥離した MoS2 溶液 100 ml をそれに加えました。このようにして、Ni イオンと Fe イオンの最終的なモル濃度は両方の溶液で同様になります。 Si基板（片面研磨面）を1.5×1.5cmのスライスに切り出しました。 Si 表面の自然酸化物を除去するために、10% HF (塩酸) 溶液に 45 秒間浸漬し、エタノール、アセトン、蒸留水でそれぞれ洗浄し、エアポンプで乾燥させました。その後、さらなる表面酸化を防ぐために、Si 基板をすぐに電着セルに移しました。電着には、DC 電流源を備えた 2 電極セル構成が使用されました。 2 × 1 cm の白金処理した Si をアノードとして使用し、Si 基板をカソードとして使用しました。 Py および MoS2@Py サンプルは、室温で 10 V の直流電圧をそれぞれ 120 秒および 150 秒間印加することによって電着されました。

UV-可視分光法 (Perkin Elmer、Lambda25) およびラマン分光法 (Teksan) は室温で実行されました。表面は、原子間力顕微鏡 (AFM、ナノサーフ) 測定によってプローブされました。エネルギー分散型 X 線分光法 (EDX) と元素マッピングは、電界放射型走査型電子顕微鏡 (FESEM、日立) によって測定されました。磁気ヒステリシスループは、632 nm レーザー光 (自家製セットアップ) を使用した縦磁気光学カー効果 (MOKE) によって測定されました。強磁性共鳴（FMR）測定は、2 ～ 20 GHz の周波数範囲で自家製の磁場変調ロックイン技術によって実行されました（詳細についてはサポート情報を参照）。

剥離条件の概略図は図1aに示されており、水分子の力によりMoS2粉末が薄いフレークに剥離されます。水中の剥離した MoS2 の品質を特徴付けるために、UV-可視吸収測定が使用されました。この測定の結果を図 1b に示します。それぞれ 559 nm と 663 nm の A ピークと B ピークは、数層の MoS2 分散液の特徴です。溶液の準備と層の電着後（下の図1a）、ラマン特性評価を使用して、MoS2フレークがPy層の本体に埋め込まれているかどうかを確認します。図 1c は、Py および MoS2@Py サンプルのラマンスペクトルを示しています。 379 および 403 cm-1 のラマンピークは、電着層に MoS2 フレークが存在することを明確に示しています 26。裸の Py サンプルは金属的な性質を持っているため、ラマンスペクトルにピークがありません。

Py および MoS2@Py サンプルの表面トポグラフィーは AFM で観察され、それぞれ図 2a と図 2b に示されています。 AFM 画像は、両方のサンプルが同様の表面構造を持ち、MoS2@Py サンプルの平均表面粗さが Py サンプルの平均表面粗さ 20 nm から 45 nm に増加していることを示しています。また、PyおよびMoS2@PyサンプルのFESEM特性評価が実行され、結果がそれぞれ図2cおよびdに示されています。両方のサンプルが、MoS2@Py サンプルの粒径が増加した粒状構造を持っていることがわかります。また、サンプルの断面 FESEM 画像もサポート情報に示されており、Py および MoS2@Py サンプルの厚さがそれぞれ約 50 nm および約 100 nm (誤差約 10%) であることが示されています。観察された MoS2@Py サンプルのより厚い厚さは、MoS2 による部分空間占有と、このサンプルのわずかに長い電着時間にも関係しています。 Py 層内の MoS2 の分布は EDX 測定によって証明されています。図2e〜hは、Ni、Fe、Mo、およびS元素のEDXマッピングを表しており、均一な色分布はMoS2の均一な実施形態を示しています。また、Ｎｉ：Ｆｅの原子比は４：１である。

(a) Py および (b) MoS2@Py サンプルの AFM 測定。 (c) Py および (d) MoS2@Py サンプルの FESEM 画像。 (e) と (f) は Py サンプルの EDX マッピング、(g) と (h) は MoS2@Py サンプルの EDX マッピングです。

引き続き、MOKE 測定と FMR 測定を通じてサンプルの磁気特性を調査します。縦方向のMOKE測定結果は図3aに示されており、両方のサンプルが面内磁気異方性を持っていることを示しています。サンプルの MOKE 信号には 2 つの顕著な違いが現れます。 1 つは、図 3b に示されている MoS2@Py サンプルの保磁力 (Hc) がはるかに高いことです。 Py サンプルの Hc は約 10 Oe ですが、MoS2@Py サンプルでは約 30 Oe に増加しました。これは 300% の増加に相当します。フィルムの場合、強磁性層の磁気異方性は、TMDC 層状材料に近づくと、界面での dd ハイブリッド形成により変化することが実証されています 11、13、14。 MoS2@Py サンプルの場合、Py と MoS2 の間のすべての界面方向が可能であり、全体として観察された面内保磁力の変化が生じています。一般に、磁気異方性はSOCに大きく依存し27、28、29、SOCの高い材料としてMoS2を層に添加することにより、磁気異方性の変化が期待されます。面内保磁力の増加は、より厚い厚さで面外磁気異方性成分が現れるため、厚さの増加によって生じる可能性があることに注意する必要があります30、31、32、33、34。私たちのサンプルで観察された Hc の増加が MoS2@Py サンプルの比較的厚い厚さによるものであるかどうかを確認するために、さまざまな厚さの Py 層に対して MOKE 測定を実行しましたが、Hc のわずかな変化のみが観察されました (詳細についてはサポートを参照してください)情報）。したがって、観察された Py の磁気特性の変化は MoS2 への近接性によるものであると結論付けます。また、サンプルの Hc は粒子サイズによって影響を受ける可能性があり 35、AFM および SEM 画像は、MoS2@Py サンプルの粒子サイズが比較的大きいことを示しています。しかし、プロットの傾きを含め、MoS2@Py サンプルの MOKE 信号品質がまったく異なることは、MoS2 の存在がこの Hc の増加に重要な役割を果たしていることを示しています。

(a) サンプルについて測定された MOKE 信号、および (b) サンプルの Hc と MOKE 信号強度の比較。 (c) f = 14 GHz で観測された FMR 信号、(b) キッテルの式に基づいて当てはめられた f および Hres 曲線、(c) FWHM 対 f のデータと減衰関係に基づいたそれらのフィッティング。

MOKE 信号からのもう 1 つの観察は、Py サンプルと比較して MoS2@Py サンプルの信号強度がはるかに高く、275% 増加していることです。 MoS2@Py サンプルで観測された MOKE 信号の増加には 2 つのメカニズムが関与している可能性があります: (1) 飽和磁化 (Ms) の増加、および (2) 物質との光相互作用の増加 36,37。ここで、MoS2@Py サンプルでは MS が減少しているため、MOKE 信号の増加は MS の増加によるものではありません (FMR セクションを参照)。したがって、MOKE 信号の増加は、光と MoS2@Py サンプル間の相互作用の増加に関連している可能性があります。多層強磁性体/TMDC ヘテロ構造の場合、適切な厚さ、屈折率、入射角によりキャビティを形成できることが報告されています 38,39。ここで、MoS2 フレークと磁性層を合成することで MOKE 信号の増強を達成しました。光物質相互作用の強化は、MoS2 ナノ構造の電気泳動堆積によっても達成されています 40。最適化された構成構造を得るために、構成された MoS2@Py サンプルの MOKE 信号のシミュレーションが推奨されます。また、我々は、MoS2@Py のより大きな粒径が観察された MOKE 信号強度の増加に部分的に関与している可能性を無視しません。各パラメータの正確な寄与を決定するには、さらに実験を計画する必要があります。

また、MoS2 が Py 層の磁化ダイナミクスにどのような影響を与えるかを確認するために、サンプルの FMR 特性も測定しました。サンプルのスピン動的応答は、2 ～ 20 GHz の範囲のさまざまな一定のマイクロ波周波数で、H を 0 ～ 4500 Oe までスイープすることによって調べられました。観察された FMR スペクトルをローレンツ関数の導関数に当てはめて、各周波数での共鳴場 (Hr) と FWHM (ΔH) を決定しました。図 3c は、f = 14 GHz でのサンプルの測定された FMR 信号 (点) とそのフィッティング (実線) を示しています。 Py および MoS2@Py サンプルの Hr の周波数依存性を図 3d (点) に示します。この図の実線はキッテルの式によるフィッティングデータです。平面内で飽和する無限の寸法を仮定した薄膜の外部磁場に対する FMR 周波数の依存性は、キッテルの公式 41 で説明できます。

ここで、 \({\upmu }_{0}\) は自由空間の透磁率、 \(\gamma\) は磁気回転比 (28 GHz/テスラ)、 H は外部磁場、 \(H_{k }\) は一軸異方性場であり、厚さが薄い Py フィルムでは無視できます。このフィッティングから得られた MS は、Py サンプルと MoS2@Py サンプルでそれぞれ 10,448 と 9391 Oe でした。 MoS2@Py サンプルの Ms の約 10% の減少が観察されます。これは、単位体積あたりの磁化が低下する MoS2 の非磁性特性から理解できます。また、両方のサンプルは磁気異方性を示しません。減衰関係42を使用すると、次のようになります。

データを当てはめることで、サンプルの減衰パラメータを計算できます。ここで、ΔH0 は不均一広がり、\(\alpha\) はギルバート減衰パラメータです。この式に基づくデータのフィッティングを図 3e に示します。 Py および MoS2@Py サンプルの ΔH0 の値は、それぞれ 114 および 231 Oe です。 FMR データから得られたすべてのパラメータを表 1 に示します。

得られた結果では、Py サンプルと比較して MoS2@Py サンプルの減衰係数が 2 倍になり、0.018 から 0.023 に増加していることがわかります。強磁性層上の非磁性層のコーティングが減衰パラメータの向上につながる可能性があることを示す多くの報告があります43、44、45。このような二重層における減衰パラメータを強化するために、いくつかのメカニズムが提案されています。 SOC と界面 dd ハイブリッド形成は固有の減衰の強化を引き起こしますが、減衰の外部強化は界面領域の粗さと欠陥に起因する 2 マグノン散乱プロセスから生じる可能性があります 46、47、48。私たちのサンプルの場合、Py 層に MoS2 を導入すると、Py と MoS2 の間の界面が増加するため、内因性と外因性の両方が観察される減衰パラメータの増加に寄与する可能性があります。さらに、FM 層と隣接する NM 層間の結合により、スピンポンピング効果による磁化歳差運動の効果的な減衰が強化されます 44,49。たとえば、多くのグループは最近、Py/WTe250、CoFeB/MoS2 または WSe251、および Py/MoS252 で作られたデバイスにおけるスピン軌道トルクの生成と、MoS2/Al での相反プロセス (スピンポンピングによる電圧生成) を実証しました。 /Coヘテロ構造53． MoS2@Py サンプルの場合、MoS2 と Py の間に高い接触表面積を与える層内部の MoS2 フレークのおかげで、比較的厚い磁性層の減衰パラメーターが強化されることで現象が観察されます。

MoS2 を電着法により Py 磁性薄膜の構造内に組み込むことに成功しました。 MoS2 フレークを含む層は、より高い保磁力とギルバート減衰パラメーターを示し、MoS2 と磁性材料の間の適切な結合を示しています。さらに、MoS2@Py サンプル内の光の空洞により MOKE 信号が 3 倍に増加し、MOKE センサーの最適化に関する研究やこの分野での基礎研究への道が開かれました。私たちの方法を強磁性/TMDC材料の大規模なセットに適用できるため、機能的なスピントロニクスおよびマグノニックデバイスのさらなる開発の大きな可能性があります。

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我々は、(助成金 97001939 に基づくイラン国立科学財団 (INSF) およびイラン科学エリート連盟 (ISEF) を認めます。

テヘラン大学工学部材料工学、テヘラン、イラン

マフディユセフウォーター

シャヒード・ベヘシュティ大学物理学科、エヴィン、テヘラン、19839年、イラン

マフディ・ユセフ・ヴァンド、ログマン・ジャミルパナ、モハマド・ザレ、セイド・マジッド・モセニ

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セイエド・マジッド・モセニへの通信。

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転載と許可

ユーセフ・ヴァンド、M.、ジャミルパナ、L.、ザレ、M. 他スピントロニクス応用のための MoS2 ナノ構造を構成する磁性 NiFe 薄膜。 Sci Rep 12、9809 (2022)。 https://doi.org/10.1038/s41598-022-14060-w

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受信日: 2022 年 2 月 19 日

受理日: 2022 年 5 月 31 日

公開日: 2022 年 6 月 13 日

DOI: https://doi.org/10.1038/s41598-022-14060-w

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