Микроэлектроника, 2022, T. 51, № 6, стр. 466-477

1. ВВЕДЕНИЕ

Металлические пленки кобальта являются предметом постоянного внимания с научной и технологической точки зрения с целью применения в большом количестве технологических приложений [1]. Во многом это обусловлено привлекательными электрическими, механическими и физическими свойствами кобальта, такими как большим сопротивлением к электромиграции и меньшей подверженностью диффузии по сравнению с медью при увеличении таких параметров как сила тока и температура [2]. Идеальная тонкопленочная магнитная записывающая среда состоит из высококоэрцитивных магнито-анизотропных зерен, размеры которых много меньше, чем размер ячейки, соответствующей биту информацию. Кроме того магнитные зерна должны быть однородными по размерам и магнитно изолированными (без обменного взаимодействия между отдельными зернами) [3]. Как правило, при изготовлении типичных магнитных носителей используются сплавы на основе кобальта (Со) (см., например, [3, 4] и ссылки в них). Эти сплавы кобальта (например, Co–Cr–Ta, Co–Cr–Pt, Co–Cr–Pt–Ta, Co–Cr–Ta–B и др.) с различными веществами наносятся на слои хрома, которые задают определенную ориентацию роста магнитных кристаллитов, обогащенных кобальтом и окруженных немагнитными веществами с избытком хрома (см. [3, 4] и ссылки в них). Остальные элементы в составе сплавов улучшают микроструктуру системы и соотношение сигнал-шум. Типичным композитным сплавом, составляющим основу продольной магнитной записи является Co₆₄Cr₂₄Pt₈B₄ с гексагональной плотно упакованной структурой (ГПУ).

Наличие слоев таких металлов как хром, молибден, вольфрам интересны тем, что, во-первых, позволяют сформировать магнитные структуры на основе кобальта с осью анизотропии, расположенной в плоскости пленки кобальта, и, во-вторых, в этих материалах наблюдаются волны зарядовой и спиновой плотностей (см., например, [5–8]). Исследование хрома и металлов группы хрома (Cr, Mo, W) обусловлено наличием, в частности, в хроме волн зарядовой и спиновой плотностей, что определяет наблюдающиеся при комнатной температуре анитиферромагнитные (температура Нееля хрома T_N = 311 K [7]) свойства хрома (см., например, [7, 9–12] и ссылки в них). Формирование волн зарядовой и спиновой плотности связано с особым строением поверхностей Ферми (см., например, [13] и ссылки в ней). Подробный обзор исследований в этой области представлен, в частности, в работе [6]. Волны зарядовой плотности наблюдаются также в слоистых соединениях дихалькогенидов переходных элементов типа МХ₂, где M = Ta, Nb и X = Se, Te, S, в которых причина формирования волн зарядовой плотности связана с особыми геометрическими свойствами фермиевской поверхности электронов слоистых металлов [14].

Исследовательские работы в области создания высокоплотной памяти обуславливают поиск магнитных материалов с сильной магнитной анизотропией, имеющей одноосную анизотропию и нормальную по отношению к поверхности ориентацию оси легкого намагничивания [15]. Подобными материалами, в частности, являются сплавы элементов группы хрома (Cr, Mo, W) с кобальтом в различных пропорциях. В работе [15] указывается на возможность появления перпендикулярной анизотропии в поликристаллических пленках Со_100–xW_x (0 < x < 30), а также в аморфных пленках Gd_xCo_100–x (17 < x < 25) [16]. Таким образом, научные исследования ведутся с целью получить возможность управления формированием магнитных структур для создания систем с заданным направлением оси легкого намагничивания: либо лежащей в плоскости тонкой магнитной пленки, либо перпендикулярно ее поверхности.

Исследованные в данной работе системы на основе указанных выше материалов имеют в настоящее время важное значение с точки зрения поиска подходящих материалов, в том числе для спинтроники, выбора оптимальной структуры, ее состава и технологии ее создания для формирования систем с заданными магнитными свойствами, в том числе на основе локализованных магнитных конфигураций (скирмионов).

2. ТЕХНОЛОГИЯ ИЗГОТОВЛЕНИЯ И МЕТОДИКА ИЗМЕРЕНИЙ ФИЗИЧЕСКИХ ПАРАМЕТРОВ МЕТАЛЛИЧЕСКИХ ПЛЕНОК

Нанесение металлических пленок Cr, Mo, W и Co нанометровой толщины производилось методом магнетронного распыления. На подложки из Si, либо SiO₂ наносился слой металла нанометровой толщины: для хрома толщина слоя составляла 50 нм, для молибдена – 50 нм, для вольфрама – 20 нм. Затем наносился слой кобальта толщиной 6 нм. Подложки из кремния и оксида кремния использовались в виду отсутствия на дифрактограммах широкого аморфного гало по сравнению с подложками из покровного стекла (см., например, [15]). В результате были сформированы три типа структур: Co/Cr/Si (толщина Co – 6 нм, Cr – 50 нм), Co/Mo/SiO₂ (толщина Co – 6 нм, Mo – 50 нм), Co/W/SiO₂ (толщина Co – 6 нм, W – 20 нм).

Съемка θ‑2θ дифрактограмм и полюсных фигур проводилась на дифрактометре ДРОН‑3М с использованием излучения CuK_α при напряжении на трубке 30 кВ и анодном токе 30 мА. Монохроматизация излучения трубки обеспечена графитовым кристалл-монохроматором на первичном пучке.

Для уточнения характеристик нанесенных металлических покрытий производились исследования рентгеновских дифрактограмм на дифрактометре ARL X’TRA фирмы “Thermo Fisher Scientific”.

3. МЕТОДИКА МАГНИТО-ОПТИЧЕСКИХ ИЗМЕРЕНИЙ

Исследования проводились при комнатной температуре согласно методике, детально изложенной в работе [17]. Образец помещался между полюсами электромагнита, создающего магнитное поле частотой 30 Гц с амплитудой до 400 Э, достаточной для магнитного насыщения образца [17]. Поляризованный в плоскости падения (p-волна) лазерный пучок света с длиной волны λ = 633 нм и диаметром 1 мм падал на поверхность пленки под разными углами и при разной ориентации образцов относительно плоскости падения и магнитного поля в стандартной конфигурации для измерений магнитооптического экваториального эффекта Керра (МОЭЭК), то есть внешнее магнитное поле направлено перпендикулярно плоскости падения. Измерялась величина:

где $\Delta I = I\left( H \right) - I\left( 0 \right)$. Здесь I(H) – интенсивность света, отраженного от намагниченной поверхности, а I(0) – интенсивность света, отраженного от ненамагниченной поверхности, H – напряженность магнитного поля. Значение ∆I пропорционально переменной составляющей тока фотоприeмника, I(0) пропорционально постоянной составляющей тока. Коэффициент отражения определялся, как отношение постоянной составляющей интенсивности отражeнной волны I(0) к интенсивности I_in падающей волны: $R = {{I\left( 0 \right)} \mathord{\left/ {\vphantom {{I\left( 0 \right)} {{{I}_{{{\text{in}}}}}}}} \right. \kern-0em} {{{I}_{{{\text{in}}}}}}}$. Зависимость величины δ от напряженности магнитного поля δ(H) представляла собой магнитооптическую петлю гистерезиса (МОПГ).

4. ИССЛЕДОВАНИЕ МНОГОСЛОЙНЫХ МАГНИТНЫХ СТРУКТУР

Поверхность сформированной структуры Co/Cr/Si и ее поперечный скол приведены на рис. 1, на котором хорошо заметна поликристалличность верхней пленки.

На дифрактограмме структуры Co/Cr/Si (см. рис. 3а) кроме дифракционных пиков Si наблюдается только пик Cr (110) при 2θ ~ 44.6°. Для структуры Co/Mo/SiO₂/Si кроме пиков подложки наблюдаются пик Mo (110) при 2θ ~ 40.3°, а также широкий пик при 2θ ~ 45°, который вероятно, является максимумом α-Co (002) (см. рис. 3б). На дифрактограмме образца Co/W/SiO₂/Si присутствуют пики β-W (200), (210), (211), а также пик α-W (110) при 2θ ~ 40°, который полностью не разрешается с пиком β-W (210) (см. рис. 3в).

На основе анализа данных рентгеновских дифрактограмм можно сделать вывод, что все пленки на основе Cr, Mo, W являются поликристаллическими, текстурированными и содержат кристаллиты α-фазы, имеющей объемно-центрированной кубическую решетку (ОЦК). Слои вольфрама в нашем случае содержат различные фазы (α и β), причем β-фаза с решеткой типа А15 является метастабильной [18], нетекстурированной. Наличие α- или β-фазы определяется условиями роста пленки и ее толщиной [18]. Таким образом, сформированные посредством магнетронного распыления слои вольфрама неоднородны как с точки зрения морфологии, так и фазового состава. Это приводит к отсутствию анизотропии магнитных свойств у данных образцов, как показывают настоящие исследования.

Из анализа профиля дифракционного пика, проведенного по методу аппроксимаций [19] (см. рис. 3), размер области когерентного рассеяния (ОКР) для структуры Co/Cr/Si получается порядка 9 нм. Размер ОКР для структуры Co/Mo/SiO₂ получается порядка 12 нм.

Для более детального изучения свойств сформированных структур было выполнено их исследование методом рентгеновской рефлектометрии. Исследования проводились на линии излучения СuK_α1 с длиной волны λ = 0.1541 нм. На рентгенограмме (см. рис. 4) хорошо заметны осцилляции Киссига [20] от тонкой пленки металла на поверхности подложки. Осцилляции Киссига появляются только в однородных тонких пленках с малой поверхностной шероховатостью и являются результатом интерференции между отраженным рентгеновским лучом от поверхности и интерфейса с другим слоем или подложкой [21]. Наличие осцилляций демонстрирует хорошую интерференцию во всей структуре.

Общая толщина t слоя металла (кобальт и хром) оценивается по осцилляциям Киcсига, согласно данным статьи [21] по формуле:

где 2θ_n – угол, определяющий положение n-го экстремума на рис. 4. Оценки общей толщины металлической пленки по формуле (2) приблизительно по порядку дают величину 55 нм. Замечая, что каждый пятый минимум не является эквидистантным с остальными, можно получить приблизительную оценку слоя кобальта по формуле (2). Толщина слоя кобальта оценивается согласно формуле (2) приблизительно в 6.9 нм, и оценка ее имеет большую погрешность по сравнению с оценкой общей толщины.

В научной литературе приводятся также другие формулы, связывающие параметры осцилляций Киссига с толщиной металлической пленки. Из анализа положений экстремумов осцилляций Киссига может быть оценена толщина пленки t также согласно следующей формуле [22]:

где θ_n – угол, определяющий положение n-го максимума, n – порядковый номер максимума, θ_с – критический угол, от которого начинается отсчет порядкового номера максимума.

Для исключения неизвестных параметров строился график зависимости sin²θ_n от n² согласно формуле (3) и по наклону прямой оценивалась толщина металлической пленки. Оценка толщины металлических слоев, полученная по осцилляциям Киcсига на основании выражения (3) с помощью быстрого Фурье-преобразования, дает соответственно для хрома 43.8 ± 4 нм, для кобальта – 8.1 ± 0.8 нм. Оценка общей суммарной толщины обоих слоев дает оценку – 52 ± 5 нм. Оценки по формулам (2) и (3) согласуются в пределах точности с величинами, полученными из технологических данных процессов магнетронного распыления (общая толщина − 56 нм, толщина слоя кобальта − 6 нм), а также с измерениями по поперечному сколу образцов Co/Cr/Si, представленному на рис. 1б, который дает общую величину толщины пленки порядка 52 нм.

Полюсная фигура (110) для 50 нм пленки хрома со слоем кобальта 6 нм, осажденными последовательно на кремний, представлена на рис. 5а. В данном случае наклон оси текстуры слабый. Аппроксимация полюсной фигуры функцией псевдо-Фойгта показывает, что угол ее наклона от нормали к поверхности равен примерно 1°. Полюсная фигура (110) для пленки молибдена 50 нм со слоем кобальта 6 нм, осажденными на SiO₂, представлена на рис. 5б и показывает сравнительно слабую аксиальную текстуру (110). Аппроксимация дает значение угла наклона оси текстуры от нормали, равное 2°. Таким образом, сформированные методом магнетронного распыления текстуры для систем Co/Cr/Si и Co/Mo/SiO₂ имеют весьма слабое отклонение оси текстуры от вертикали.

Исследование магнитооптических свойств указанных трех типов структур представлено на рис. 6. Как это видно из рисунка, у образцов типа Co/W/SiO₂ отсутствует магнитная анизотропия, тогда как у образцов типа Co/Cr/Si, Co/Mo/SiO₂ постоянная анизотропии имеет порядок $K_{{\text{u}}}^{{{\text{(Co)}}}}$ = 4 × × 10⁵ Дж/м³, что характерно для кобальта.

5. ОБСУЖДЕНИЕ

Важным соотношением при разработке устойчивых систем магнитной памяти является следующее: $K_{{\text{u}}}^{{{\text{(Co)}}}}$V > 40k_BT (см., например, [4]), обеспечивающее долговременное хранение информации, представленной в виде магнитных кластеров. Оценки по формуле $K_{{\text{u}}}^{{{\text{(Co)}}}}$V > 40k_BT [4] дают для радиуса кристаллита r порядка 3 нм (диаметр – 6 нм) $K_{{\text{u}}}^{{{\text{(Co)}}}}$ = = 4.4 × 10⁵ Дж/м³ = 4.4 × 10⁶ эрг/см³, где $V = \left( {{{4\pi } \mathord{\left/ {\vphantom {{4\pi } 3}} \right. \kern-0em} 3}} \right){{r}^{3}}$.

В нашем случае область когерентного рассеяния (ОКР) для хрома (Cr) оценивается по порядку величины ∼9 нм, а область когерентного рассеяния для молибдена (Мо) получается порядка ∼12 нм, оцененные по методу аппроксимаций [19] (см. рис. 3а, б). Эти величины (9, 12 нм) сравнимы с оценками размеров кристаллитов (6 нм), которые являются оптимальными для долговременного хранения информации в случае ферромагнитных материалов, представленной посредством магнитной записи [4]. Размеры кристаллитов, которые формируются при магнетронном распылении указанных металлов, имеют порядок ∼10 нм. Увеличение размеров кристаллитов ведет к многодоменности магнитных областей [4] в случае ферромагнитных материалов. Для системы Co/Pd многодоменные структуры формируются при размерах d магнитных островков 5 мкм–50 нм, тогда как однодоменные структуры появляются при меньших d ≤ 50 нм размерах [4].

Отметим, что для формирования устойчивых, компактных, локализованных на нанометровых масштабах магнитных конфигураций (скирмионов) необходимо наличие перпендикулярной составляющей намагниченности (см., например, [23]). Подбором соответствующих параметров (состава сплава, толщины пленки, соответствующего буферного слоя и др.) можно добиться в исследуемых в настоящей работе системах наличия перпендикулярной составляющей намагниченности [15, 16]. Требуются более детальные исследования в этой области, чтобы реализовать оптимальную технологию для формирования устойчивых при комнатной температуре магнитных конфигураций, локализованных на наномасштабах.

Важным фактом магнетизма пленок Co–W является значительная перпендикулярная составляющая в магнитной анизотропии, приводящая к “закритическому” магнитному состоянию [15]. Состояние с неколлинеарной магнитной структурой при толщинах тонкой магнитной пленки больше некоторой характерной величины часто называют “закритическим” или “страйп” состоянием [24]. Привлекательным в системе Со–W является зависимость магнитных свойств сплава от концентраций входящих в него компонентов, толщины магнитной пленки и типа интерфейса нижнего, буферного слоя [15]. Этот факт обуславливает выбор для исследования в настоящей работе всей группы металлов Cr, Mo, W с целью поиска оптимальных параметров системы с заданными магнитными свойствами и разработки технологии ее приготовления. Отметим, что имеется иная технология формирования магнитных пленок на основе Co–W, основанная на электрохимическом осаждении (см., например, [25]), в отличии от описанного в работе [15] метода магнетронного распыления.

Для формирования скирмионов необходимо выполнение ряда физических условий. Как показали исследования [24, 25], параметрами, стабилизирующими формирование скирмионов, являются взаимодействие Дзялошинского-Мория (ДМ), анизотропия, обменная энергия, магнитостатическая энергия. Параметром, описывающим относительный вклад взаимодействия ДМ, является следующий [26]:

где D − параметр Дзялошинского-Мория, А – обменный параметр, D_c – критическое значение параметра ДМ, ${{K}_{{{\text{eff}}}}} = K + {{K}_{d}}$, K_eff – эффективная константа анизотропии, K – константа анизотропии, ${{K}_{d}}\sim {{\mu }_{0}}M_{s}^{2}$, M_s – намагниченность насыщения, μ₀ = 4π × 10^–7 Гн/м – магнитная постоянная. В тонких, магнитных многослойных пленочных системах подбором соответствующих параметров добиваются наличия существенного вклада ДМ взаимодействия [26]. Величину K_eff, стоящую в знаменателе выражения (3), можно минимизировать посредством, в частности, уменьшения плотности магнитостатической энергии ${{E}_{{{\text{st}}}}} = {{{{\mu }_{0}}M_{s}^{2}} \mathord{\left/ {\vphantom {{{{\mu }_{0}}M_{s}^{2}} 2}} \right. \kern-0em} 2}$. Практически этого можно достигнуть путем подбора концентрации составляющих элементов в сплавах типа Co_100–xW_x [15, 16]. Кроме того, в этих сплавах имеет место перпендикулярная поверхности пленки составляющая анизотропии, что также обеспечивает стабильность скирмионов [27, 28]. Существенными физическими величинами в этом случае являются свойства интерфейса и толщина магнитных пленок [24].

Направление оси анизотропии в системах на основе кобальта может быть различным. Технологические условия, среди которых можно выделить реализацию соотношения Питча-Шрадера (Pitsch-Schrader relationship) [3, 4], позволяют сформировать структуры с легкой осью магнитной анизотропии, лежащей в плоскости пленки кобальта. Этот факт широко используется для формирования записывающей магнитной среды с продольной намагниченностью. Соотношения Питча-Шрадера связывают определенные ориентации между граничащими слоями кобальта и хрома: (11$\bar {2}$0)_hcp||(001)_bcc и [0001]_hcp||[110]_bcc в “бикристалле” [3, 4]. Здесь аббревиатура hcp означает гексагональную плотно упакованную структуру (ГПУ), а аббревиатура bcc означает объемно-центрированную кубическую (ОЦК) решетку. Выполнение условий Питча-Шрадера приводят к хорошо известному соотношению для Co_hcp и Cr_bcc, обеспечивая направление оси легкого намагничивания (ОЛН) кобальта вдоль границы интерфейса Co/Cr.

При выполнении условий Питча-Шрадера ось легкого намагничивания для сплавов кобальта (Со) направлена вдоль двух направлений по отношению к ориентациям слоев атомов хрома (Cr) – вдоль Cr[110] и Cr[1$\bar {1}$0], что приводит к формированию так называемого бикристалла (см., например, [3]). В исследуемом случае наносился слой чистого кобальта (толщиной 6 нм) на слой хрома (толщиной 50 нм) на кремниевой подложке. На представленном рис. 2 заметно преимущественное направление сформированной текстуры. Этот факт, по-видимому, определяет одноосную магнитную анизотропию в указанном образце с нанесенным сверху методом магнетронного распыления слоем кобальта. Подобного типа морфологическая структура наблюдалась и у слоев молибдена (Mo толщиной 50 нм) на SiO₂, у которого также присутствовала одноосная магнитная анизотропия для нанесенных сверху слоев кобальта. Однако у слоев вольфрама (W толщиной 20 нм) на SiO₂ подобная морфологическая структура отсутствовала. Отсутствовала также и анизотропия магнитных свойств слоев напыленного методом магнетронного распыления кобальта. Кроме того, пленка W была сплошной, однако в матрице одной фазы присутствовали включения другой фазы на масштабах порядка 100 нм, и рентгеновские исследования зарегистрировали наличие двух фаз в пленке вольфрама (см., например, [18]). Все эти особенности морфологий различных сформированных структур представлены на рис. 2.

По сравнению со структурами на основе хрома и молибдена, структуры с нанесенным слоем вольфрама имеют неоднородную структуру (см. рис. 2). Вольфрам, в отличие от хрома и молибдена, имеет ряд особенностей в физических и химических свойствах, отмеченных в научной литературе. Как подчеркивалось в работе [29], вольфрам оказывается менее склонным, чем молибден, к образованию кластерных халькогенидов и халькогалогенидов, чего нельзя было ожидать, придерживаясь принципа простой аналогии в свойствах металлов одной группы. Такое положение объясняется меньшей изученностью к настоящему моменту химии вольфрама вообще, но с другой стороны, истоки отличий могут уходить в природу этих элементов, принадлежащих к разным d-переходным рядам [29]. Островковая структура формирования хрома на поверхности вольфрама отмечалась в работе [6], в которой приведены соответствующие фотографии поверхности структур со сформированными островками. В более ранних исследованиях также указывалось на разницу в поведении сплавов хрома с молибденом и сплавов хрома с вольфрамом [30]. При температурах 1700°С обе системы дают одинаковый результат в сплавах, тогда как при температурах ниже 1430°С система Cr–W распадается на два компонента с различными составами [28]. По этой причине структуры на основе вольфрама в настоящем исследовании представляют собой показательный пример того, как свойства материалов одной группы могут значительно отличаться друг от друга.

Отметим тот факт, что после отжига в вакууме при температуре 500°С в течение 30 мин структуры типа Co/Cr/Si стали магнитно однородными, то есть исчезла ось тяжелого намагничивания. Таким образом, имеется возможность управления магнитными свойствами исследуемых структур.

Таким образом, изготовление структур на основе сплавов кобальта с металлами группы хрома (Cr, Mo, W), которые имеют ось анизотропии в плоскости пленки, хорошо изучено и технологически реализовано [3, 4]. Остается проблема реализации в этих соединениях перпендикулярной к поверхности пленки намагниченности [15]. Решение этой проблемы может быть представлено, в частности, методами электрохимического осаждения системы Co–W из соответствующих растворов [23].

Перпендикулярная плоскости пленки намагниченность была получена и исследована авторами в многослойных структурах со следующей конфигурацией слоев: Al₂O₃ (1 нм)/(Pt(0.5 нм)/Co(0.3 нм)) 10 слоeв/Pt(0.5 нм)/кремниевая подложка. Проведенные исследования позволили оценить величину взаимодействия Дзялошинского-Мория (ДМ) в многослойной плeночной структуре Co/Pt. Вследствие интерфейсного взаимодействия ДМ образец обладал одноосной анизотропией с осью легкого намагничивания (ОЛН), ориентированной перпендикулярно плоскости. Намагничивание производилось двумя способами: в первом – вдоль ОЛН, при этом измерялся полярный эффект Керра (МОПЭК), во втором – перпендикулярно ОЛН (в плоскости плeнки), при этом измерялся экваториальный эффект Керра (МОЭЭК).

Для оценки постоянной взаимодействия ДМ исходим из соответствующего вклада в Гамильтониан взаимодействия между соседними спинами i-м и j-м (см., например, [23]):

где ${{\vec {D}}_{{ij}}}$ – постоянная взаимодействия ДМ размерности энергии, ${{\vec {S}}_{i}}$, ${{\vec {S}}_{j}}$ – вектора соседних спинов.

Для слоистой системы Pt/Co/Pt с двумя атомными слоями Co соответствующая плотность энергии определяется согласно следующему выражению:

где D_ij – константа интерфейсного взаимодействия Дзялошинского-Мория размерности Дж, S – величина спина, A – параметр обменного взаимодействия, t – толщина пленки кобальта, a – межатомное расстояние для кобальта.

Результаты магнитооптических измерений при намагничивании в плоскости плeнки (перпендикулярно ОЛН) и перпендикулярно ей (вдоль ОЛН) представлены на рис. 7. По петле гистерезиса для полярного эффекта определялась величина, соответствующая намагниченности насыщения. В эксперименте при намагничивании в плоскости (перпендикулярно ОЛН) путeм линейной экстраполяции определялось поле, соответствующее насыщению. Приравнивая плотности энергий E_|| и E_⊥, получим:

где M_s – намагниченность насыщения кобальта, B₀ – индукция поля, соответствующего намагниченности насыщения кобальта при намагничивании перпендикулярно ОЛН (поле анизотропии).

Из рис. 7 видно, что при намагничивании вдоль ОЛН величина МОПЭК, соответствующего намагниченности насыщения, составляет 0.0075, тогда как при намагничивании в перпендикулярном направлении величина МОЭЭК составляет 0.0006 в поле 1 кЭ. Принимая во внимание, что значения МОПЭК и МОЭЭК, соответствующие намагниченности насыщения, являются величинами одного порядка, линейно экстраполируем зависимость δ(H) на рис. 7б до значения 0.0075. В результате поле, соответствующее намагниченности насыщения, составит H₀≈ 12 кЭ, что соответствует индукции B₀ = 1.2 Тл. На основании формул (6) и (7) величина взаимодействия ДМ оценивается согласно выражению:

Подставляя в формулу (8) значения: μ₀M_s = = 1.83 Тл, B₀ ≈ 1.2 Тл, A = 1.3 × 10^–11 Дж/м, a ≈ ≈ 0.22 нм, t = 0.5 нм – толщина пленки, S ≈ 3/2, получим для величины постоянной взаимодействия Дзялошинского-Мория − D_ij ≈ 2.0 × × 10⁻²² Дж = 1.3 мэВ. Для сопоставления с экспериментальными данными, приведенными в научной литературе, удобнее от значения D_ij для постоянной взаимодействия ДМ, определяющей влияние соседних спинов, перейти к значениям D, определяющим плотность энергии на единицу поверхности. Для этого воспользуемся тем, что концентрация атомов в твердом теле определяется согласно n ∼ 5 × 10²⁸–10²⁹ м⁻³, при этом поверхностная концентрация атомов соответствует n_S ∼ 3.6 × 10¹⁸–2.1 × 10¹⁹ м⁻². Умножая полученную из формулы (8) оценку на соответствующие значения n_S, получаем для константы взаимодействия ДМ: D ∼ 0.72–4.3 мДж/м². Полученная оценка хорошо согласуется с оценками, приведенными в научной литературе (см., например, [23, 28]). В работе [23] приведена оценка D ∼ 0.19 ± 0.05 мДж/м² для многослойной системы Pt/Co/W, при этом подчеркивается, что это значение занижено ввиду достаточно толстого слоя кобальта (порядка 2 нм) в то время как наша оценка соответствует двум атомарным слоям. В работе [28] приведена оценка для системы Pt/Co/Pt D ∼ 3 мДж/м², которая хорошо согласуется с нашей оценкой на основе магнитооптических измерений.

Целью настоящего исследования является поиск возможностей создания структур с перпендикулярной к поверхности анизотропией. Разработка технологических методов создания структур с перпендикулярной анизотропией позволит продвинуться в области реализации систем магнитной памяти на локализованных магнитных вихрях, свойства которых исследовались в работах [31, 32]. Одним из направлений поисков формирования устойчивых магнитных вихревых структур является создание сложного рельефа различной кривизны, что способствует появлению эффективных сил, эквивалентных необходимым для поддержания устойчивого вихревого состояния [31–33]. Сочетание возможностей технологического синтеза материалов, имеющих перпендикулярную к поверхности анизотропию, с формированием структур с искривленной геометрией соответствующей кривизны позволит существенно продвинуться на пути реализации магнитной памяти и логических элементов на скирмионах.

ВЫВОДЫ

Магнетронным распылением сформированы различные типы многослойных структур с различными буферными слоями, состоящие из поверхностного слоя кобальта, напыленного на пленки хрома (Co/Cr/Si), молибдена (Co/Mo/SiO₂), вольфрама (Co/Mo/SiO₂) различной толщины и морфологии. Полученные образцы исследовались посредством сканирующей электронной микроскопии, которая показала однородность морфологии поверхности для подложек с хромом, молибденом и неоднородность слоев с вольфрамом. Проведен рентгеноструктурный анализ сформированных структур, который показал однородность слоев хрома, молибдена и неоднородность слоев вольфрама по фазовому составу. На рентгенограммах обнаружены осцилляции Киcсига, которые свидетельствуют о хорошей однородности сформированных пленок на основе хрома и молибдена. Анализ осцилляций позволил определить толщины нанометровых размеров для отдельных металлических слоев. Полюсные фигуры показывают отклонение оси текстуры от нормали к поверхности порядка 1°–2° для систем кобальт/хром, кобальт/молибден. Проведенные исследования магнитооптических свойств сформированных структур обнаруживают анизотропию магнитных свойств систем кобальт/хром, кобальт/молибден и отсутствие таковой у системы кобальт/вольфрам. Проведены оценки физических параметров, важных для формирования магнитной памяти на основе указанных систем, таких как размер металлических кристаллитов, направление их ориентации, фазовый состав металлических пленок. В многослойных структурах на основе нанослоев кобальта и платины обнаружена и исследована магнитооптическими методами перпендикулярная поверхности анизотропия магнитных свойств. На основе магнитооптических измерений проведены оценки постоянной взаимодействия Дзялошинского-Мория, которые показали хорошее соответствие данным, имеющимся в научной литературе. Полученные в работе результаты позволяют понять направление исследований для осуществления синтеза систем с перпендикулярной поверхности магнитной анизотропией, что необходимо для создания магнитной памяти на локализованных магнитных конфигурациях (скирмионах).

Авторы декларируют отсутствие конфликта интересов.

Авторы выражают искреннюю признательность И.И. Амирову за помощь в изготовлении структур, В.В. Наумову за нанесение пленок.

Работа выполнена в рамках Государственного задания ЯФ ФТИАН им. К.А. Валиева РАН Минобрнауки РФ по теме № FFNN-2022-0018 “Фундаментальные и поисковые исследования в области создания приборных структур и активных сред для хранения информации на основе элементов спинтроники и мемристорного эффекта” с использованием оборудования Центра коллективного пользования “Диагностика Микро- и Наноструктур”.