高い | 南寧マイクロインターラットレ株式会社

Scientific Reports volume 12、記事番号: 22061 (2022) この記事を引用

609 アクセス

メトリクスの詳細

FeRh のメタ磁性秩序転移は室温に近く、高度な温度調整性が実証されているため、磁気を状態変数として使用しようとする新しい高性能コンピューティングデバイスにとって魅力的です。私たちは、FeRh ワイヤのジュール加熱による反強磁性体から強磁性体への転移の電気的制御を実証します。 FeRh の磁気転移には抵抗率の変化が伴い、これを電気的に調べることができ、スイッチングデバイスへの統合が可能になります。各ドメイン内の突然の状態遷移に基づく有限要素シミュレーションにより、全体的に滑らかな遷移が得られ、実験結果と一致し、関与する熱力学への洞察が得られます。デバイスの寸法によってのみ制限される、最大 60 mA の電流で転移温度が 150 K 低下することを測定しました。転移温度の大幅な変化は電流密度とワイヤの長さに比例し、基板の絶対抵抗と熱放散も重要であることを示唆しています。 FeRh の相変化は、さまざまなバイアス条件を使用したパルス IV によって評価されます。私たちは、高速 (~ns) メモリスタのような動作を実証し、最先端の相変化メモリスティブテクノロジと比べても遜色のないスイッチング速度や消費電力などのデバイス性能パラメータを報告します。

磁性材料は、その固有の不揮発性、耐放射線性、および制御の容易さのため、メモリデバイスの重要なコンポーネントです1、2、3、4。磁化を状態変数として使用すると、電荷ベースのデバイスに比べていくつかの利点があります5。まず、磁性材料内の共振周波数は、既存の DRAM テクノロジー (DDR5 では f ~ 6400 メガヘルツ) よりも少なくとも 1 桁高速です。強磁性体の場合はギガヘルツ、反強磁性体の場合はテラヘルツです 6,7。現在、市販されている MRAM 技術は、磁気モーメントの方向を操作し、磁気トンネル接合の自由磁性層を切り替えるためにスピントランスファートルクに依存しています8。これには大きな電流振幅が必要であり、トンネルバリアが急速に劣化し、デバイスが動作不能になる可能性があります9、10。

磁化ベースのデバイスを使用する別のアプローチは、強磁性 (FM) 相と反強磁性 (AFM) 相を切り替えることで磁化状態自体を切り替え、相変化デバイスに明確なオン/オフ状態を与えることです。相変化メモリ (PCM) デバイスは通常、絶縁性のアモルファス相と導電性の結晶相の抵抗率のコントラストに基づいて動作します 11、12。実際、従来の NAND メモリよりも高速な書き込み時間と高い耐久性を備えた PCM デバイスは、手の届くところにあります12。 FeRh は、CsCl 型結晶格子の体積膨張と抵抗率の大幅な変化を伴う AFM から FM への転移により、高速でリソグラフィー的に単純な相変化メモリに理想的なプラットフォームを提供します 13、14、15。 FeRh スイッチングは磁気相変化に基づいているため独特ですが、機能的にはこれが抵抗率の変化として現れます。

さらに、加熱時の AFM-FM 転移の開始点として定義される臨界温度 (TCr) は室温に近く、置換ドーピングを使用して調整できます 16、ひずみ 7、17、18、19、20、21、22 、23、24、25、26、27、パターン化24、28、29。遷移は温度に依存するため、ジュール加熱によるデバイス操作も可能です30。 FeRh ワイヤを流れる電流は、TCr より上の材料を加熱し、AFM-FM 転移を誘発する可能性があります 29、31、32、33。 FeRh に関する以前の報告では、この遷移は非常に急速であり、≤ 500 fs の時間スケールで起こることが示唆されています 34。これにより、ニューロモーフィックコンピューティングアプリケーションに最適な THz 周波数で動作する新しいクラスの PCM デバイスが生まれる可能性があります 35。

この研究では、ジュール加熱による FeRh ワイヤの高速抵抗スイッチングを実証します。電流密度とワイヤ形状の両方による AFM-FM 転移温度スケールの変化がわかります。パルスIV測定を使用して、AFM-FM遷移に伴う動的ジュール加熱効果とその結果生じる電力スイッチング損失を調査します。約 300 ns のデバイススイッチング速度が得られますが、これは当社の測定機器によって制限される値です。有限要素法に基づくシミュレーションを実行して、観察された挙動の説明を確認し、熱誘起転移についてのさらなる洞察を提供します。

FeRh 膜は、スパッタ堆積によって MgO 基板上に 35 および 200 nm の厚さで成長させました。プラズマ化学気相成長法 (PECVD) を使用して、FeRh イオンミリング用のハードマスクとして 500 nm の SiO2 層を堆積しました。標準的なフォトリソグラフィーを使用して、さまざまな幅と長さの 10 × 100 μm のホールバーとワイヤを定義しました。電子ビームリソグラフィー (EBL) を使用してポリメタクリル酸メチル (PMMA) にワイヤ形状を定義し、続いて SiO2 表面に 20 nm Cr ハードマスクの金属蒸着を行いました。次に、チャンバー圧力 30 mTorr、RF 電力 30 W、ICP 電力 600 W で、10 sccm CHF3 と 15 sccm Ar を使用した誘導結合プラズマ (ICP) 反応性イオンエッチング (RIE) によって SiO2 をエッチングし、ハードマスクを定義しました。イオンミリングプロセス。 Cr マスクはイオンミリングプロセスによって除去され、FeRh ワイヤ上に残っている SiO2 は 2 番目の ICP/RIE ステップによって除去されます。最後に、EBL を使用して PMMA にボンドパッドを形成し、続いて Ti/Au (10/50 nm) を電子ビーム蒸着し、アセトン中で金属をリフトオフしました。作製したFeRhワイヤを図1a、bに示します。

（a）幅と長さがそれぞれ0.3〜50μmおよび2.5〜100μmの範囲で変化する、厚さ35nmのワイヤを備えた作製された2端子FeRhデバイスの上面光学画像。強調された画像には、幅、高さ、厚さがそれぞれ 1 μm、100 μm、35 nm の FeRh ワイヤが示されています。 (b) トポロジーを示すデバイスの 3 次元光学画像。 (c) 周囲温度を 320 ～ 450 K まで変化させたときの概念実証の FeRh ワイヤ抵抗。赤と青の曲線はそれぞれ加熱サイクルと冷却サイクルを表します。背景の陰影色は、FeRh が AFM (青)、FM (赤)、および遷移状態 (白) にある温度領域を示します。 (d) デバイスを流れる電流密度を変化させたときの、周囲温度の関数としての FeRh ホールバーの抵抗率。挿入図は、FeRh 層の厚さが 200 nm の FeRh ホールバーの画像を示しています。

FeRh の結晶品質は、X 線回折と高解像度透過型電子顕微鏡を使用して評価され、代表的な膜の詳細は以前に他の場所で報告されています 36。抵抗測定は、パラメーターアナライザーを使用して、閉サイクル極低温プローブステーションで行われました。すべての測定データは、サンプルが 1 × 10-4 Torr 未満の真空下にあるときに収集されました。 COMSOL Multiphysics® ソフトウェアは、有限要素法によるシミュレーションと、FeRh および周囲の材料の電気熱輸送特性の解析に使用されました 37。

FeRh フィルムは、さまざまな寸法のホールバーおよび 2 端子ワイヤデバイスに加工されました。代表的な二端子デバイスを図1aに示します。強調画像には、ワイヤの厚さ、幅、長さがそれぞれ35 nm、1 μm、100 μmのFeRhデバイスが含まれています。図1bは、共焦点レーザー顕微鏡を使用して測定した二端子FeRhデバイスの三次元光学画像を示しています。図1cは、膜厚200 nmのFeRhホールバーの動作概略図を示しています。ここでは、25 mA の定電流 (2.5 × 106 A cm-2) を流したときの抵抗を周囲温度の関数としてプロットしています。背景の陰影色は、FeRh が AFM (青)、FM (赤)、および遷移中 (白) である 3 つの異なる温度領域を示しています。デバイスを加熱すると (赤い曲線)、温度が TCr (T > 355 K) を超えると、FeRh が AFM-FM 転移を開始することがわかります。相転移には抵抗の減少が伴い、FeRh が完全に FM 相に転移する T > 420 K まで持続します。デバイスを冷却すると、同様だが逆の効果が発生します (青い曲線; 345 K < T < 410 K の場合は FM-AFM 遷移、T < 345 K の場合は AFM 遷移)。図1dでは、厚さ200 nmのFeRhホールバー（挿入図）の抵抗率（ρxx）を、J = 1 × 106 A cm−2から5 × 106 A cm−2の範囲の電流密度に対する温度の関数として表示します。 2 (それぞれ 10 mA ～ 50 mA)、± 1 K min-1 の速度でサンプル温度をスイープしながら測定。抵抗率の突然の変化によって証明されるように、AFM-FM 転移は、周囲温度に関係なく、各印加電流密度で観察されますが、1 × 106 A cm-2 での 410 K から 5 × 106 A cm-2 での 255 K にシフトします。 2. 転移温度の低下は、以下および補足ファイル S1 で説明するように、モデルによって説明できる転移範囲の拡大を伴います。

AFM-FM転移の電流依存性が確立されたので、次に、FeRhワイヤ内の電流をスイープしながら、固定温度での転移を調査しました。図 2a は、厚さ 35 nm の 0.3 × 100 µm ワイヤのサンプル温度 300 ～ 480 K における電流密度の関数としてのワイヤ抵抗率を示しています。 300 K では、誘発されたジュール加熱がワイヤ温度を TCr まで上昇させるのに不十分であるため、FeRh は AFM 段階に残ります。 320 Kでは、AFM-FM転移は約3.3 × 107 A cm−2の高電流密度で始まります。 340〜360 Kでは、AFM-FM転移のより広い領域が観察されますが、FM転移を強制するには電流密度が不十分です。 380 ～ 400 K でワイヤは完全に FM 相に移行し、その後電流密度が減少すると、ワイヤが冷却されるにつれて FM-AFM 移行が始まります。 420 ～ 440 K では、ワイヤは AFM フェーズで始まり、電流密度の増加とともに FM フェーズに移行します。ただし、周囲温度が高いため、電流密度をゼロに下げたときに FeRh が AFM 相に戻ることが妨げられます。 460 ～ 480 K では、AFM-FM 遷移が周囲温度によって完全に駆動されるため、ワイヤーは FM 相で始まります。 ρが減少し始めるρ-J曲線の最大値として測定された転移温度のシフトは、図2dの挿入図に示されています。ジュール加熱は印加電力に依存し、電流の二乗に直接比例します。したがって、高温での AFM-FM 相転移に必要な電流密度の低下は、ジュール加熱を明確に示しています。

温度および幾何学的依存性を調査するための DC 輸送特性評価による FeRh 磁気相転移解析。 (a) 300 ～ 480 K の周囲温度における電流密度の関数としての FeRh 抵抗率。ここに示す実験データは、幅、長さ、厚さが 0.3 μm、100 μm、および 35 nm の FeRh ワイヤを測定することによって得られました。、それぞれ。臨界電流密度 JCr は、周囲温度が上昇するにつれて大幅に減少しました。次に、(b) 長さと (c) 幅を変化させた一連のワイヤの抵抗率を電流密度の関数として測定しました。ワイヤ長依存の ρ-J 測定は幅 1 µm のワイヤを使用して実行され、ワイヤ幅依存の ρ-J 測定は長さ 100 µm のワイヤを使用して実行されました。 (c) の挿入図は、さまざまな幅のワイヤで測定された IV 特性を示しています。 (d) 臨界電力損失は、長さ 100 µm、幅 0.3 µm (赤い四角) と 1 µm (青い丸) のワイヤの周囲温度の関数として示されています。 (d) の挿入プロットは、同じ 2 本のワイヤの臨界電流密度を示しています。ジュール加熱現象は、PCr-T データをフィッティングすることによって確認され、その際、形状の異なる 2 本のワイヤから 415 K の同一の TCr が抽出されました。

熱放散効果をさらに評価するために、ワイヤ形状の依存性が調査されました。これらの測定は 400 K で行われました。図 2b は、長さ 2.5 μm ～ 100 μm、厚さ 35 nm の幅 1 μm の FeRh ワイヤの ρ-J 曲線を示しています。わかりやすくするために、各曲線の抵抗率スケールはオフセットされています。ワイヤを流れる電流密度は、ワイヤの長さの関数として変化しません。それにもかかわらず、ここでは、ワイヤが長いほど低下する AFM-FM 転移温度が観察されます。長さを増すワイヤに一定の電流密度を印加するには、より大きなバイアスを印加する必要があります。関連する熱プロファイルに関係なく、ワイヤが長いほど多くの電力が消費され、基板温度が上昇します。同様に、図2cのρ-J曲線に示されているように、ワイヤ幅もAFM-FM転移温度に影響します。ここに示すデータは、幅が 0.3 ～ 50 μm の範囲で長さ 100 μm の FeRh ワイヤを使用して測定されました。わかりやすくするために曲線はオフセットされています。 FeRh/基板の界面面積が大きいほど、基板の加熱寄与が大きくなり、金属接点および周囲環境への熱放散が減少するため、大きなワイヤはそれほど早く冷却できません。 100 µm という長さが選択されたのは、短いワイヤの多くは所定の電流密度範囲内でヒステリシス領域を完全に通過しないためです。

図2dは、幅0.3μm（赤い四角）と1.0μm（青い丸）の2つの長さ100μmのFeRhワイヤの臨界電力損失PCrと臨界電流密度JCr（挿入図）を温度の関数として示しています。挿入図に示されているように、以前のレポート 32 と一致して、JCr は温度の上昇に伴って直線的に減少しません。ただし、PCr 対温度をプロットすると、線形依存性が観察されます。臨界電力損失は次のように計算されます。

これは、FeRh AFM-FM 遷移が始まる臨界電流 (ICr) と臨界抵抗 (RCr) で表されます。 FeRh ワイヤが熱平衡に達すると、PCr = αΔT を定義します。ここで、α [WK−1] は FeRh ワイヤからの熱放散を表し、ΔT はジュール加熱によって引き起こされる温度上昇です。 T に対する PCr の線形依存性は、AFM-FM 相転移がジュール加熱によって直接引き起こされることを示しています。特に、PCr を x 軸に外挿すると、両方のワイヤ寸法で同一の 415 K の TCr が観察されます。 2 つの PCr 曲線の傾きは α により変化します。α は、ワイヤ幅 0.3 μm および 1 μm でそれぞれ - 1.09 WK-1 および - 1.66 WK-1 であることがわかります。より大きなワイヤ幅で観察されたα振幅の増加は、以前の報告と一致して、FeRh/金属界面面積の関数です32。

メタ磁性転移の上下では、電気輸送特性は典型的な金属の特性に従い、フォノン散乱の増加によりコンダクタンスが低下し、抵抗の正の温度係数が生じます38。さらに、抵抗の温度係数の大きさは、AFM 状態と FM 状態の両方でほぼ同じです。抵抗率の温度依存性ではなく、抵抗率の絶対値が異なります。メタ磁性転移温度付近では、AFM 状態にある FeRh の微視的ドメインが FM 状態に転移し始め、同時に導体の全体の抵抗が変化します。各ドメインが変化する正確な温度は、欠陥、ひずみ、隣接するドメインの状態などによって決まり、完全な遷移が起こる温度分布が形成されます39。したがって、単一ドメインの場合、温度による抵抗の変化は急激で四角形のように見えますが、マルチドメインのワイヤ内の転移温度の分布は緩やかな変化を引き起こします。これらの熱メカニズムの起源と、観察されたジュール加熱挙動は、有限要素シミュレーションによって解明されます。熱伝達の物理学は、温度依存の熱力学 (Cp、κ、密度) と電気的特性を使用してモデル化されました。特に、AFMおよびFM状態におけるFeRhの温度依存性導電率は、図S1aに示すように定義されました。追加のモデリングの詳細は、補足ファイル S1 にあります。

シミュレートされたワイヤの寸法とバイアス条件（図S1b）は図2aのものとよく一致しており、シミュレーションは主要な実験動作を捕捉し、モデリングアプローチを検証します。特に、このモデルでは、約 10 ～ 15 K のヒステリシス、DC バイアスによる遷移開始温度の低下、DC バイアスによる遷移幅の増加が観察され、これらすべてが測定結果に反映されています。図S1c、dでは、実験的に測定され、図2b、cに示されたワイヤの長さと幅の依存性をシミュレートします。これらの傾向は実験データと一致しており、最も細いワイヤでは電流容量が大幅に増加します。この効果は、ワイヤの線質量密度の関数としての電流容量のスケーリングによって引き起こされます36。

温度掃引中のモデルパラメータの解析により、グローバルに測定された輸送特性の基本的な起源についての洞察が得られます。図 3a は、電流密度 5 × 106 A cm−2 におけるワイヤの抵抗率を基板温度の関数として表しています。図 3b は、(i) ～ (vi) に示されているデバイス領域を示しており、1 つの金属コンタクトと長さ 100 μm の FeRh ワイヤの半分で構成されています。図3cでは、（i）300K、（ii）365K、（iii）392K、（iv）422K、（v）の基板温度に対する個別にモデル化されたFeRhドメインの温度、抵抗率、状態の表面マップを示しています。 (i) では、基板温度が 300 K と比較的低いにもかかわらず、ワイヤ温度は中心付近で 334 K まで上昇します。温度の上昇はジュール加熱の影響であり、Au 電極によって熱放散が強化される接点の端に到達するまで持続します。基板温度が 365 K に上昇すると (ii)、ピークワイヤ温度と端子抵抗率はそれぞれ 417 K と 100 μΩ-cm に達します。この温度はワイヤ抵抗のピークに一致し、温度による抵抗の増加は、より低い抵抗率の FM 状態に遷移したドメインの蓄積によって相殺されます。これらの遷移領域は、(ii) の抵抗率と状態マップで緑色のドメインと白色のドメインとして観察され、温度が最も高い FeRh ワイヤの中央付近に最も集中しています。この挙動は、温度が 392 K に上昇するにつれてより顕著になります (iii)。遷移領域の位置はランダムですが、一般にワイヤの中心近くで、熱伝導率が高いため温度が低い金属接点から離れた位置にあります。 422 K (iv) では、ワイヤは最小抵抗状態に達します。この状態では、ほぼすべてのドメインが FM 状態になっているため、温度による抵抗の増加がドメインのスイッチングによる抵抗の減少を上回ります。ワイヤのヒステリシスは、ほぼすべてのドメインが 412 K で同じ状態を維持するため (v)、380 K では 12 K の冷却基板があるにもかかわらず (vi)、冷却サイクルで明確に証明され、抵抗率と状態マップが厳密に観察されます。 392 K に加熱したときに観察されたものと似ています (iii)。

(a) 5 × 106 A cm−2 の電流密度における代表的な抵抗対温度掃引。ローマ数字のラベルは、後続の表面マップが生成された特定の温度を示します。表面マップは、曲線上に示されたデータポイントで示されるように、加熱サイクル中に温度をスイープしながら生成されました。（b）FeRhワイヤデバイスの概略図。赤い点線で囲まれた領域は、FeRhワイヤの長さの半分の1つの金属接点を含む、後続の表面マップに示されるサンプルの部分を示します。 (c) 輪郭を描いたサンプル領域の表面マップは、(i) 300 K、(ii) 365 K、(iii) 392 K、(iv) の基板温度における温度、ワイヤ抵抗率、および個々の FeRh ドメイン状態 (AFM または FM) を示します。 (v) と (vi) では、基板は 500 K から冷却され、他のすべては加熱/冷却サイクルの加熱段階用です。ドメインの状態（AFM / FM）および対応する局所抵抗率は、補足ファイルに示されている熱プロファイルと密接に相関しています（図S2）。

パルスバイアスにより、自己発熱効果をより正確に制御でき、スイッチング速度などの現実的なデバイス動作パラメータを確立できます。パルス IV は、Si40、GaN や Ga2O341、42 などのワイドバンドギャップ半導体、Ge3Sb2Te643 などの相変化材料を含む、さまざまな材料の熱効果の分析に使用されています。図4aに示すパルスJV測定は、長さと幅がそれぞれ100μmと0.3μmのFeRhデバイス上で400Kで行われました。図4aに概略的に示されているパルスプロファイルには、5msのパルス幅（PW）、10msの周期、0から30Vまで変化するパルス振幅電圧（Va）、および0から20Vまで変化するベースライン電圧（Vb）が含まれます。 Vb = 0 V および 10 ～ 20 V の場合、JV 曲線は視覚的に明確にするためにオフセットされています。比較のために DC 測定も含まれています。挿入図はオフセットなしのデータを示し、データが単一の JV ループにどのように折りたたまれるかを示しています。 JV 曲線のヒステリシス領域は電圧軸に沿って固定されたままですが、Vb が 10 V から 20 V に増加するにつれて電流軸に沿って広がります。

実際に使用されるスイッチングデバイスとより一貫性のある動作条件を調査するために、FeRh ワイヤをパルス JV によって特性評価しました。ここに示すデータは、長さ、幅、厚さがそれぞれ 100 μm、0.3 μm、35 nm の FeRh ワイヤを使用して、周囲温度 400 K で取得したものです。 (a) J-Va および (b) RJ 曲線は、ベース電圧振幅を変化させながら示されています。 (a) の挿入プロットとは別に、わかりやすくするために各曲線はオフセットされており、両方のプロットには比較目的で DC 測定値が含まれています。データは、10 ms 周期および 5 ms パルス幅のバイアスパルスを使用して収集されました。 (a) の挿入プロットには、オフセットなしで測定されたままの JV 曲線が含まれており、単一のループにどのように折りたたまれるかを示しています。さらに、パルス幅 (PW)、ベースライン電圧 (Vb)、および振幅電圧 (Va) を含むパルスプロファイルの概略図を (a) に示します。

図 4b は、電流密度 (RJ) に応じた抵抗の変化を示しています。わかりやすくするためにオフセットしています。 RJ 特性のヒステリシスは、Vb > 10 V になると発生し始めます。DC 測定ではヒステリシスが常に見られますが、パルス動作中の低い Vb ではヒステリシスが存在しないことは、FeRh が冷却できるのに十分な速度で熱が放散されていることを示しています。そして各パルス間の AFM フェーズに戻ります。この熱放散効果は、ベースライン電圧を増加させることで操作できます。これは、バイアス電圧による RJ ヒステリシスの変化から明らかです。パルスを使用する場合、持続的な FeRh FM 状態は、スタンバイ動作中に FeRh 温度が TCr を超えるほど Vb 振幅が十分に大きい場合にのみ達成されます。そうしないと、FeRh の温度が TCr を下回り、FeRh は AFM 状態に遷移します。

パルス電圧条件を微調整して、AFM 状態と FM 状態を素早く切り替えることができます。この方法論の例は、FeRh ワイヤデバイス (幅 = 0.3 μm、長さ = 100 μm) の図 5a の DC-IV プロットを使用して示されています。スイッチとして機能するには、抵抗がメタ磁性転移領域内のどこかに収まるように、FeRh の温度を安定させる必要があります。たとえば、これは 20 V DC バイアスを使用して実現できます。ここで、一定の DC バイアスを適用するのではなく、FeRh がメタ磁性転移領域内の温度に安定する 20 V のベースライン電圧でパルスバイアスを適用できます。この温度では、結晶ドメインは AFM (高抵抗) 相または FM 相 (低抵抗) のいずれかで存在できます。システムは純粋な AFM フェーズまたは FM フェーズに完全に切り替える必要はありません。十分な抵抗変化を生成するには、ドメインの大部分が AFM フェーズまたは FM フェーズにあるだけで十分です。 Va が 20 V に設定されている場合、AFM 位相と FM 位相の抵抗はそれぞれ 7.4 kΩ と 6.3 kΩ になります。たとえば、Va = 30 V のパルス電圧を印加してから、Va を 20 V に戻して状態を維持する (青い矢印) ことで、デバイスをオンに切り替えることができます (AFM-FM 遷移)。同様に、Va = 5 V のパルス電圧を印加してから、Va を 20 V に戻して状態を維持することで (FM-AFM 遷移) スイッチをオフにすることができます (赤い矢印)。

(a) AFM 状態と FM 状態を切り替えるために必要なパルス電圧振幅を示す、パルス動作状態切り替えの概略図。一定の 20 V バイアスでは、FeRh は 2 つの状態のいずれかになる可能性があり、熱的に安定していると仮定すると、その状態が維持されます。状態間の切り替えは、Va = 5 V (例: FM-AFM 遷移、ON から OFF) または Va = 30 V (例: AFM-FM 遷移、OFF から ON) のいずれかの短いパルス電圧を印加することによって実現できます。 (b) では、20 V の Vb と 5 V (オフ) または 30 V (オン) の Va を使用してオン状態とオフ状態の間でスイッチするデバイスにパルスバイアスをかけているときの FeRh の過渡抵抗を示すことで、このスイッチング機能を実証します。。 (c) OFF から ON に切り替えるとき、311 ns という高いスイッチング速度が観察されました。ここで示されているスイッチング速度は測定機器によって制限されており、FeRh スイッチング速度能力の「上限」として機能するはずです。 (d) デバイスの消費電力の計算に使用されるスイッチングパラメータ (Va,ON = 30 V、Vb = 20 V、Va,OFF = 5 V、Is,ON = 4.646 mA、ION = 3.155 mA、IOFF = 2.736 mA、Is など) 、OFF = 0.610 mA、t2 – t1 = 13.045 ms、t3 – t2 = 13.014 ms、t4 – t3 = 12.999 ms、t6 – t5 = 13.053 ms、t7 – t6 = 14.753 ms、および t8 – t7 = 14.742 ms。

図 5b では、上で説明した方法を使用したスイッチング機能を示します。パルス電圧波形（下の赤い曲線）を印加しながら、過渡抵抗（上の青い曲線）を測定しました。パルスプロファイルは、20 V のベースライン電圧と、それぞれオフ状態とオン状態を切り替えるための 5 V または 30 V への短い 5 ミリ秒の電圧パルスで構成されます。まず、電圧を 0 V から 20 V に上昇させてヒステリシス中心領域に入り、20 V に約 1 秒間保持して AFM 状態を維持しました。 t = 1.1 秒で、電圧が 5 ミリ秒間、Va = 30 V までパルス化され、ワイヤ温度が上昇して、AFM-FM 遷移が発生し、デバイスのスイッチがオンになります。この 5 ms パルスの後、Va は 20 V に低下して、FeRh 温度を維持し、デバイスをオン状態に保持します。次に、t = 1.9 秒で、Va = 5 V の 5 ms パルスを印加してデバイスのスイッチをオフにし、その後 Va = 20 V に戻して状態を維持します。オフ状態に切り替えた場合、ΔR/Rmin = 16.4% であることがわかりました。これは、ひずみベースの FeRh スイッチングについて報告されているものよりも約 3 倍多い抵抗変調です 7,26。デバイスの切り替え耐久性と状態保持も評価され、結果が図S4に示されています。

スイッチング速度の上限を確立するために、個々の 150 ns の電圧パルス中に測定された過渡電流を調査しました (当社の機器では、PW > 5 ms について上に示したような繰り返し波形ではなく、PW < 5 ms について単一の過渡パルスが許容されています)。図 5c は、Va と Vb がそれぞれ 29 V と 20 V の場合の、個々のパルス中の印加過渡電圧 (赤い曲線) と測定された電流 (青い曲線) を示しています。測定の分解能の範囲内で、デバイスは 311 ns でオフからオンに切り替えることができました。この測定中、装置は 150 ns の電圧パルスを印加するように設定されました。ただし、パルス電圧の立ち上がり/立ち下がり時間は約 150 ns であり、パルス幅が 300 ns を超えるため、測定能力が制限されました。したがって、これはスイッチング時間の上限であり、実際のスイッチング速度はさらに高速になることが予想されます。 Pressacco らによる光学測定。は、FeRh 相転移がサブピコ秒の時間スケールで起こることを示し、基板による十分な熱シンクが提供されれば、FeRh 転移に基づくデバイスの動作限界が GHz の動作速度を超える可能性があることを示唆しています 34。このデバイスをどのように最適化できるかを理解するために、位相遷移中に発生する電力スイッチング損失を評価します。消費電力はオン状態とオフ状態で計算され、

また、ターンオン時とターンオフ時でも、

スイッチングサイクル44．ここで、Ts はスイッチングパルス周期、ti はパルス波形のタイミング、ION と IOFF は定常状態の電流振幅、Is,ON と Is,OFF はそれぞれパルス電圧 Va,ON と Va,OFF から生じるスイッチング電流振幅です。各パラメータの値を図 5d に示します。これらのパラメータを使用すると、PON、POFF、Ps,ON、および Ps,OFF は、それぞれ 63.11 mW、54.76 mW、57.78 mW、および 23.82 mW であることがわかりました。

この研究で観察されたスイッチング特性に基づくと、FeRh は他の多くの候補相変化メモリ材料と同等かそれよりも優れています。これらの中で、Ge2Sb2Te5 は相変化メモリ用途で最も一般的に使用される活性層材料であり、150 ～ 200 ns の読み取り/書き込み時間が報告されています 45,46。 TiOx は、チップの領域全体でばらつきが少ないため、より複雑なアーキテクチャを必要とするメモリスタネットワークの開発に一般的に使用されます47。アリバートら。は、ROFF/RON と書き込み時間がそれぞれ 10 ns と 200 ns の TiO2 ベースのメモリスタを製造しました 48。 HfO2 は、ROFF/RON が高く、ターンオン勾配がそれぞれ 10 桁以上、1 mV/decade であるため、もう 1 つの一般的に使用されるメモリスタ活性層材料です 49。これらのメモリデバイスのアーキテクチャはより複雑であるにもかかわらず、この研究で実証された 311 ns の書き込み時間は、スイッチング速度のパフォーマンスにおいて匹敵します。

当社の初歩的なデバイスでは、ROFF/RON を最大化し、比較的高い定常状態の消費電力 (POFF = 54.763 mW および PON = 63.105 mW) を最小限に抑え、最終的には ns 未満のスイッチング速度を達成するための最適化が必要です。これらの利益を達成するには、いくつかの戦略があります。 ROFF/RON 比は、トンネル磁気抵抗型センサーに組み込むことによって拡大することができ、磁気特性に対するトンネル機構の依存性により、何桁も大きな MR 変化が生じる可能性があります 50。パルス波形のデューティサイクルが非常に小さいため、消費電力は Vb によって支配されます。ベースライン電圧はデバイスの温度を相転移付近に保つため必要です。 FeRh 転移の幅と開始温度、およびワイヤ形状を調整することにより、必要なベースライン電圧を大幅に下げることができます。これにより、状態を切り替えるために必要なパルスが小さくなるため、オン状態の電力も削減できます。 FeRh の転移温度は、成長中に FexRh1-x 組成を変更することによって、より低い温度に調整することもできます。 Fe 含有量を x = 0.40 ～ 0.49 まで変化させるか、He イオン注入によって、転移温度を 80 K の範囲にわたって制御できることが以前に示されています 25、51、52。これにより、必要な Vb が大幅に削減され、静的消費電力が削減されます。デバイス動作特性の潜在的な向上の例として、現在のデバイスでは、Vb を 15 V に下げることにより、オン状態電力を約 32% 削減して 43 mW にできます。

ここで報告されているデバイスのスイッチング速度は、導電性フィラメントメモリスタのスイッチング速度に匹敵し、ミリ秒からナノ秒の範囲であり、スイッチング媒体層の厚さに応じて変化します53、54、55。パルス幅を遷移速度限界までさらに短縮すると、確率的スイッチングが可能になり、これらのデバイスをニューロモーフィックコンピューティングに応用できる可能性があります。既存のニューロモーフィックトランジスタは、キロヘルツからメガヘルツまでの速度で動作します56、57、58。したがって、ここで紹介する予備的なデバイスのスイッチング速度は、少なくとも最先端のデバイスと同じくらい高速です。図 5 のデバイスの概念実証に使用された 400 K の動作温度は、コンピューティングアプリケーションにおける現実的な動作条件をシミュレートするために選択されました。ただし、ニューロモーフィックアプリケーションでは、高度なシステムの理想的な動作温度は 310 K59 に近くなる可能性があります。これには、デバイスの消費電力が低いという追加の利点があります。さらに、ここで紹介する FeRh デバイスは、熱誘起の相変化に基づいて動作し、ns 未満のタイムスケールでスイッチングできるモットトランジスタと同様の機能を備えています 60、61、62。私たちの測定はすべて真空中で行われましたが、熱誘起相変化デバイスに使用される他の材料と同様に、FeRh は、この研究で実装された加熱/冷却範囲 (つまり、400 K プラスジュール加熱寄与) 内で酸化効果を受ける可能性は低いです。 Fe、Rh、O63 を含む安定な化合物は存在しないため、Fe-Rh 結合が切れた場合にのみ酸化が可能になります。 Fe-Rh 結合の形成エネルギーは - 0.055 eV で、これは 638 K の温度によってもたらされるエネルギーに相当します。この研究で行われた実験は 480 K 以下の温度で行われたため、 Fe-Rh 分解が発生する可能性があります。さらに、我々の発見に基づいて、ゼロ電流でメモリを保存でき、冷却することによってのみ消去できる不揮発性FeRhデバイスを製造することが可能である。

私たちの包括的な結果は、FeRh のメタ磁性転移を将来のコンピューティングアプリケーションにおける非常に高速な相変化スイッチの基礎として採用する実現可能性を確立します。 FeRh ワイヤデバイスのジュール加熱が実証され、メタ磁性 AFM-FM 相転移に対する幾何学的依存性が調査されました。 COMSOL® シミュレーションとパルス IV 測定を使用して、AFM から FM への移行中に存在する基礎的な熱力学を評価しました。我々は、少なくとも 311 ns のスイッチング速度によるメタ磁気抵抗スイッチング機能を実証しました。 FeRh スイッチングデバイスに関する将来の研究では、TCr が室温に近くなるような成長による臨界温度調整に取り組む必要があります。これにより、デバイス効率が大幅に向上します。

現在の研究中に生成されたデータセット、および/または現在の研究中に分析されたデータセットは、合理的な要求に応じて責任著者から入手できます。

Cobas, E.、Friedman, AL、Erve, OMJ、Robinson, JT & Jonker, BT トンネル障壁としてのグラフェン: グラフェンベースの磁気トンネル接合。ナノレット。 12、3000–3004 (2012)。

記事 ADS CAS Google Scholar

Bader、SD & Parkin、SSP スピントロニクス。アンヌ。コンデンス牧師。物質物理学。 1、71–88 (2010)。

記事 ADS CAS Google Scholar

Moodera, JS、Kinder, LR、Wong, TM、Meservey, R. 強磁性薄膜トンネル接合における室温での大きな磁気抵抗。物理学。レット牧師。 74、3273–3276 (1995)。

記事 ADS CAS Google Scholar

ウルフ、SA et al. スピントロニクス: スピンベースの未来のエレクトロニクスビジョン。科学 (80-. )。 294、1488–1495 (2001)。

AD ケント & DC ワーレッジ磁気メモリの新たな展開。ナット。ナノテクノロジー。 10、187–191 (2015)。

記事 ADS CAS Google Scholar

Gomonay, O.、Baltz, V.、Brataas, A. & Tserkovnyak, Y. 反強磁性スピンテクスチャーとダイナミクス。ナット。物理学。 14、213–216 (2018)。

記事 CAS Google Scholar

Feng, Z.、Yan, H. & Liu, Z. 磁気秩序の電場制御: FeRh からトポロジカル反強磁性スピントロニクスまで。上級電子。メーター。 5、1800466 (2019)。

記事 Google Scholar

Parkin, SSP、Hayashi, M. & Thomas, L. 磁壁レーストラックメモリ。科学 (80-. )。 320、190–194 (2008)。

DCワーレッジら。垂直Ta|CoFeB|MgOベースの磁気トンネル接合のスピントルクスイッチング。応用物理学。レット。 98、3–6 (2011)。

記事 Google Scholar

Ramaswamy, R.、Lee, JM、Cai, K. & Yang, H. スピン軌道トルクの最近の進歩: デバイスへの応用に向けて。応用物理学。改訂版 5、031107 (2018)。

記事 ADS Google Scholar

バー、GW et al. 相変化メモリ技術。Ｊ．Ｖａｃ．科学。テクノロジー。 B、ナノテクノロジー。マイクロ電子。メーター。プロセス。測定。天才。 28、223–262 (2010)。

Wong, H.-SP et al. 相変化メモリ。手順 IEEE 98、2201–2227 (2010)。

記事 Google Scholar

ナン、T.ら。磁気相転移中のスピンダイナミクスの電場制御。科学。上級 6、(2020)。

Lewis, LH、Marrows, CH & Langridge, S. FeRh における磁気的、構造的、電子的相転移の結合。Ｊ．Ｐｈｙｓ． D.Appl. 物理学。 49、323002 (2016)。

記事 Google Scholar

Moruzzi、VL および Marcus、PM FeRh における反強磁性 - 強磁性転移。物理学。 Rev. B 46、2864–2873 (1992)。

記事 ADS CAS Google Scholar

Le Graët、C. et al. ドーパント傾斜型FeRhエピ層内の反強磁性体-強磁性体界面の温度制御された動き。 APLメーター。 3、041802 (2015)。

記事 ADS Google Scholar

バー、GW et al. 不揮発性メモリを使用したニューロモーフィックコンピューティング。上級物理学。 X 2、89–124 (2017)。

Google スカラー

谷山 T. 強磁性体/強誘電体界面を介したひずみ伝達による磁性の電場制御。Ｊ．Ｐｈｙｓ．凝縮します。事項 27、504001 (2015)。

記事 Google Scholar

Xie、Y.ら。メタ磁性FeRh薄膜における磁気挙動および輸送挙動に対するエピタキシャルひずみと格子不整合の影響。 AIPアドバンス 7、056314 (2017)。

記事 ADS Google Scholar

Aschauer, U.、Braddell, R.、Brechbühl, SA、Derlet, PM、および Spaldin, NA FeRh におけるひずみ誘発構造不安定性。物理学。 Rev. B 94、014109 (2016)。

記事 ADS Google Scholar

Barua, R. et al. FeRh ナノ複合材料の磁気構造相転移の調整。Ｊ．Ａｐｐｌ．物理学。 113、023910 (2013)。

記事 ADS Google Scholar

フィナ、I.ら。 FeRh/PMN-PT における磁化の可逆的かつ磁気的支援を必要としない電圧駆動のスイッチング。応用物理学。レット。 113、152901 (2018)。

記事 ADS Google Scholar

フィナ、I.ら。マルテンサイト系 FeRh 合金における電場調整可能な時間依存の磁気電気応答。 ACS アプリケーションメーター。インターフェイス 9、15577–15582 (2017)。

記事 CAS Google Scholar

フェルスター、M.ら。ひずみナノパターニングによるメタ磁性の局所的操作。メーター。ホライゾンズ 7、2056 ～ 2062 (2020)。

記事 CAS Google Scholar

Inoue, S.、Hnin Yu Yu Ko、Suzuki, T. 単結晶 FeRh 合金薄膜の磁気特性。 IEEEトランス。マグニチュード 44、2875–2878 (2008)。

Lee, Y. 他混合相金属系における大きな抵抗率変調。ナット。共通。 6, 5959 (2015)。

記事 ADS CAS Google Scholar

リュー、ZQら。混相金属合金における完全な電気抵抗変調。物理学。レット牧師。 116、097203 (2016)。

記事 ADS CAS Google Scholar

小出哲ほか高エネルギー光イオンマイクロビーム照射によるFeRh薄膜の磁気パターニング。日本Ｊ．Ａｐｐｌ．物理学。 53、05FC06 (2014)。

Uhlíř, V.、JA Arregi & Fullerton, EE メソスケール FeRh ストライプにおける巨大な磁気相転移の非対称性。ナット。共通。 7、13113 (2016)。

記事 ADS Google Scholar

森山哲ほか FeRh反強磁性メモリにおけるシーケンシャル書き込み/読み取り操作。応用物理学。レット。 107、122403 (2015)。

記事 ADS Google Scholar

ウー、Ｈら。電流誘起ネール次数スイッチングは磁気相転移によって促進されます。ナット。共通。 1629 年 (2022 年) 13 日。

記事 ADS CAS Google Scholar

松崎直也ほか FeRh ナノワイヤにおける電流誘起反強磁性転移。日本Ｊ．Ａｐｐｌ．物理学。 54、073002 (2015)。

記事 ADS Google Scholar

Jungwirth, T.、Marti, X.、Wadley, P.、Wunderlich, J. 反強磁性スピントロニクス。ナット。ナノテクノロジー。 11、231–241 (2016)。

記事 ADS CAS Google Scholar

プレサッコ、F. et al. 非平衡電子力学によって駆動される FeRh のサブピコ秒メタ磁性相転移。ナット。共通。 12、5088 (2021)。

記事 ADS CAS Google Scholar

Thiele, JU、Buess, M. & Back, CH FeRh における反強磁性体から強磁性体への相転移のサブピコ秒時間スケールでのスピンダイナミクス。応用物理学。レット。 85、2857–2859 (2004)。

記事 ADS CAS Google Scholar

クレス、CD et al. FeRh 薄膜における調整可能なメタ磁性秩序を備えたナノスケールドメインの直接書き込み。 ACS アプリケーションメーター。インターフェース 13、836–847 (2021)。

記事 CAS Google Scholar

COMSOL Multiphysics® v. 5.6。 www.comsol.com。 COMSOL AB、ソトックホルム、スウェーデン。

Cvijović, D. 任意次数の Bloch-Gruneisen 関数とその級数表現。理論。数学。物理学。 166、37–42 (2011)。

記事 MathSciNet MATH Google Scholar

キーブニー、DJ 他規則合金FeRhの磁気構造転移における相共存と運動停止。科学。 1778 年議会第 8 号 (2018)。

記事 ADS Google Scholar

ジェンキンス、KA & サン、JY-C。自己発熱のないシリコン・オン・インシュレーター (SOI) MOSFET の IV 曲線の測定。 IEEE 電子デバイスレター。 16、145–147 (1995)。

記事 ADS Google Scholar

ジョー、J.ら。 GaN高電子移動度トランジスタのチャネル温度の測定。 IEEEトランス。電子デバイス 56、2895–2901 (2009)。

記事 ADS CAS Google Scholar

NA Blumenschein et al. パルスIVおよびラマンナノサーモグラフィーによるベータGa2O3薄チャネルMOSFETの自己発熱特性評価。 IEEEトランス。電子デバイス 67、204–211 (2020)。

記事 ADS CAS Google Scholar

Boschker, JE、Bonialdi, M.、Redaelli, A.、Riechert, H. & Calarco, R. 分子線エピタキシーによって堆積された Ge 3 Sb 2 Te 6 を備えた相変化メモリセルの電気的性能。応用物理学。レット。 106、023117 (2015)。

記事 ADS Google Scholar

Baliga、BJ パワー半導体デバイスの基礎。（スプリンガー、2008）。

Servalli, G. 45nm 世代の相変化メモリ技術。 2009 年の IEEE 国際電子デバイス会議 (IEDM) 1 ～ 4 (IEEE、2009 年)。 https://doi.org/10.1109/IEDM.2009.5424409。

Xiong, F.、Liao, AD、Estrada, D. & Pop, E. カーボンナノチューブ電極を使用した相変化材料の低電力スイッチング。科学 (80-. )。 332、568–570 (2011)。

Prezioso、M. et al. 金属酸化物メモリスタに基づく統合ニューロモーフィックネットワークのトレーニングと操作。ネイチャー 521、61–64 (2015)。

記事 ADS CAS Google Scholar

Alibart, F.、Zamanidoost, E. & Strukov, DB ex situ および in situ トレーニングを使用したメムリスティブクロスバー回路によるパターン分類。ナット。共通。 2072 年 4 月 (2013 年)。

記事 ADS Google Scholar

ヤン、Ｈら。超低保持電圧と 107 のオン/オフ比を備えた高密度不揮発性メモリ用の新しいセレクターです。 2015 年 VLSI テクノロジーに関するシンポジウム (VLSI テクノロジー) T130–T131 (IEEE、2015)。 https://doi.org/10.1109/VLSIT.2015.7223716。

Faleev, SV、Parkin, SSP & Mryasov, ON、Co(0001)/h -BN/Co(0001) 磁気トンネル接合におけるトンネル磁気抵抗と相関効果を強化するブリルアンゾーンスピンフィルター機構。物理学。 Rev. B コンデンス。マターマター。物理学。 92、235118 (2015)。

Jiang、M.ら。 FeRh膜の転移温度に対する膜組成の影響。 J.Cryst. 成長 438、19–24 (2016)。

記事 ADS CAS Google Scholar

ベネット、SP et al. Heイオン照射によるFeRh薄膜の磁気秩序多層化。メーター。解像度レット。 6、106–112 (2018)。

記事 CAS Google Scholar

ワン、T.-Y. 他。情報伝送および処理アプリケーション向けの超低電力を備えた 3 次元ナノスケールの柔軟なメモリスタネットワーク。ナノレット。 20、4111–4120 (2020)。

記事 ADS CAS Google Scholar

Liu、Q.ら。酸化物電解質ベースのReRAMにおける導電性フィラメントの動的成長/溶解のリアルタイム観察。上級メーター。 24、1844–1849 (2012)。

記事 CAS Google Scholar

Zhao、H.ら。原子的に薄いフェムトジュールメモリスティブデバイス。上級メーター。 29、1703232 (2017)。

記事 Google Scholar

ヤン、C.センら。ニューロモーフィックコンピューティング向けの超低コンダクタンスを備えた全ソリッドステートシナプストランジスタ。上級機能。メーター。 28、1–10 (2018)。

フラー、EJ et al. スケーラブルなニューロモーフィックコンピューティングのためのイオンフローティングゲートメモリアレイの並列プログラミング。科学 (80-. )。 364、570–574 (2019)。

Hadiyawarman、Budiman、F.、Hernowo、DGO、Pandey、RR、Tanaka、H. 低消費電力で高い信号処理速度を実現するメモリスタおよびトランジスタベースのニューロモーフィックデバイスの製造に関する最近の進歩。日本Ｊ．Ａｐｐｌ．物理学。 57、(2018)。

Wang, H. et al. 脳温度とその基本的特性: 臨床神経科学者向けのレビュー。フロント。神経科学。 8、1–17 (2014)。

記事 CAS Google Scholar

Pickett, MD & Stanley Williams, R. 酸化ニオブクロスポイントナノデバイスにおけるサブ 100 fJ およびサブナノ秒の熱駆動閾値スイッチング。ナノテクノロジー 23、215202 (2012)。

記事 ADS Google Scholar

Zhou、Y.ら。二酸化バナジウムスイッチにおける電圧トリガーの超高速相転移。 IEEE 電子デバイスレター。 34、220–222 (2013)。

記事 ADS CAS Google Scholar

Rathi, S. et al. VO 2 ナノビームにおける電場誘起絶縁体 - 金属転移におけるスイッチング機構を解明する。Ｊ．Ｐｈｙｓ． D.Appl. 物理学。 47、295101 (2014)。

記事 Google Scholar

ジェイン、A.ら。解説: 材料プロジェクト: 材料イノベーションを加速するための材料ゲノムアプローチ。 APLメーター。 1、011002 (2013)。

記事 ADS Google Scholar

リファレンスをダウンロードする

著者らは、G. Latini、J. Wood、R. Brun、P. Davis、D. Crouse を含む LPS サポートスタッフからの重要な支援に感謝します。

物理科学研究所、8050 Greenmead Dr.、カレッジパーク、メリーランド州、20740、米国

ニコラス・A・ブルーメンシャイン、グレゴリー・M・スティーブン、オーブリー・T・ハンビッキ、アダム・L・フリードマン

米国海軍研究所電子科学技術部門、4555 Overlook Ave.、SW、ワシントン DC、20375、米国

コーリー・D・クレス & サミュエル・W・ラガッセ

材料科学および技術部門米国海軍研究所、4555 Overlook Ave.、SW、ワシントン DC、20375、米国

スティーブン・P・ベネット

PubMed Google Scholar でこの著者を検索することもできます

ALFは実験を提案した。 ALF、GMS、ATH、およびSPBが研究を策定し、後にNAB SPBがFeRhを成長させ、FeRh膜を分析した。 ALF がデバイスを設計しました。 SWL と SPB がデバイスを製造しました。 SWLはコンセプトイメージを作成しました。 NAB と GMS はデバイスを測定し、ATH と ALFCDC からの入力を使用してデータを分析しました COMSOL® モデリングと分析を実行し、実験データを NAB、GMS、ALF、ATH、および SPB からの入力を使用したモデリングと比較しました NAB は CDC の支援を受けて原稿を執筆しましたモデリングセクション用。著者全員がデータと分析について議論し、原稿の編集に貢献しました。

ニコラス・A・ブルーメンシャインまたはアダム・L・フリードマンへの通信。

著者らは競合する利害関係を宣言していません。

シュプリンガーネイチャーは、発行された地図および所属機関における管轄権の主張に関して中立を保ちます。

オープンアクセスこの記事はクリエイティブコモンズ表示 4.0 国際ライセンスに基づいてライセンスされており、元の著者と情報源に適切なクレジットを表示する限り、あらゆる媒体または形式での使用、共有、翻案、配布、複製が許可されます。クリエイティブコモンズライセンスへのリンクを提供し、変更が加えられたかどうかを示します。この記事内の画像またはその他のサードパーティ素材は、素材のクレジットラインに別段の記載がない限り、記事のクリエイティブコモンズライセンスに含まれています。素材が記事のクリエイティブコモンズライセンスに含まれておらず、意図した使用が法的規制で許可されていない場合、または許可されている使用を超えている場合は、著作権所有者から直接許可を得る必要があります。このライセンスのコピーを表示するには、http://creativecommons.org/licenses/by/4.0/ にアクセスしてください。

転載と許可

NA ブルーメンシャイン、GM スティーブン、CD クレス他ジュール加熱によるFeRhの高速メタ磁気スイッチング。 Sci Rep 12、22061 (2022)。 https://doi.org/10.1038/s41598-022-26587-z

引用をダウンロード

受信日: 2022 年 8 月 3 日

受理日: 2022 年 12 月 16 日

公開日: 2022 年 12 月 21 日

DOI: https://doi.org/10.1038/s41598-022-26587-z

次のリンクを共有すると、誰でもこのコンテンツを読むことができます。

申し訳ございませんが、現在この記事の共有リンクは利用できません。

Springer Nature SharedIt コンテンツ共有イニシアチブによって提供

コメントを送信すると、利用規約とコミュニティガイドラインに従うことに同意したことになります。虐待的なもの、または当社の規約やガイドラインに準拠していないものを見つけた場合は、不適切としてフラグを立ててください。