CN115915906A - 存储器件 - Google Patents

存储器件 Download PDF

Info

Publication number
CN115915906A
CN115915906A CN202310098689.5A CN202310098689A CN115915906A CN 115915906 A CN115915906 A CN 115915906A CN 202310098689 A CN202310098689 A CN 202310098689A CN 115915906 A CN115915906 A CN 115915906A
Authority
CN
China
Prior art keywords
layer
magnetic
tunnel junction
memory device
free
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Pending
Application number
CN202310098689.5A
Other languages
English (en)
Inventor
朴在勤
李斗荣
李承垠
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Industry University Cooperation Foundation IUCF HYU
Original Assignee
Industry University Cooperation Foundation IUCF HYU
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Priority claimed from KR1020160015176A external-priority patent/KR101933268B1/ko
Priority claimed from KR1020160015154A external-priority patent/KR101956977B1/ko
Priority claimed from KR1020160015139A external-priority patent/KR101956976B1/ko
Priority claimed from KR1020160015086A external-priority patent/KR101956975B1/ko
Application filed by Industry University Cooperation Foundation IUCF HYU filed Critical Industry University Cooperation Foundation IUCF HYU
Publication of CN115915906A publication Critical patent/CN115915906A/zh
Pending legal-status Critical Current

Links

Images

Classifications

    • G—PHYSICS
    • G11—INFORMATION STORAGE
    • G11C—STATIC STORES
    • G11C11/00—Digital stores characterised by the use of particular electric or magnetic storage elements; Storage elements therefor
    • G11C11/02—Digital stores characterised by the use of particular electric or magnetic storage elements; Storage elements therefor using magnetic elements
    • G11C11/16—Digital stores characterised by the use of particular electric or magnetic storage elements; Storage elements therefor using magnetic elements using elements in which the storage effect is based on magnetic spin effect
    • G11C11/161—Digital stores characterised by the use of particular electric or magnetic storage elements; Storage elements therefor using magnetic elements using elements in which the storage effect is based on magnetic spin effect details concerning the memory cell structure, e.g. the layers of the ferromagnetic memory cell
    • H—ELECTRICITY
    • H10—SEMICONDUCTOR DEVICES; ELECTRIC SOLID-STATE DEVICES NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
    • H10N—ELECTRIC SOLID-STATE DEVICES NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
    • H10N50/00—Galvanomagnetic devices
    • H10N50/01—Manufacture or treatment
    • H—ELECTRICITY
    • H10—SEMICONDUCTOR DEVICES; ELECTRIC SOLID-STATE DEVICES NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
    • H10N—ELECTRIC SOLID-STATE DEVICES NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
    • H10N50/00—Galvanomagnetic devices
    • H10N50/10—Magnetoresistive devices
    • H—ELECTRICITY
    • H10—SEMICONDUCTOR DEVICES; ELECTRIC SOLID-STATE DEVICES NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
    • H10N—ELECTRIC SOLID-STATE DEVICES NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
    • H10N50/00—Galvanomagnetic devices
    • H10N50/80—Constructional details
    • H—ELECTRICITY
    • H10—SEMICONDUCTOR DEVICES; ELECTRIC SOLID-STATE DEVICES NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
    • H10N—ELECTRIC SOLID-STATE DEVICES NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
    • H10N50/00—Galvanomagnetic devices
    • H10N50/80—Constructional details
    • H10N50/85—Magnetic active materials
    • H—ELECTRICITY
    • H10—SEMICONDUCTOR DEVICES; ELECTRIC SOLID-STATE DEVICES NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
    • H10N—ELECTRIC SOLID-STATE DEVICES NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
    • H10N52/00—Hall-effect devices
    • H10N52/80—Constructional details

Landscapes

  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Computer Hardware Design (AREA)
  • Manufacturing & Machinery (AREA)
  • Hall/Mr Elements (AREA)
  • Mram Or Spin Memory Techniques (AREA)

Abstract

本发明公开存储器件，即，在基板层叠下部电极、种子层、合成交换半磁性层、分离层、磁隧道结、覆盖层及上部电极，在磁隧道结和覆盖层之间形成扩散阻挡层。并且，本发明公开存储器件，即，在基板层叠下部电极、种子层、合成交换半磁性层、分离层、磁隧道结、覆盖层及上部电极。种子层由使合成交换半磁性层向面心立方结构(111)方向形成的物质形成。并且，本发明公开存储器件，即，在两个电极之间层叠种子层、合成交换半磁性层、分离层、磁隧道结及覆盖层，磁隧道结包括形成于两个自由层之间的插入层，分离层、插入层及覆盖层的至少一个由体心立方结构的物质形成。

Description

存储器件
本申请为申请日为2017年02月03日、申请号为2017800225007、发明名称为“存储器件”的专利申请的分案申请。
技术领域
本发明涉及存储器件，更详细地，涉及利用磁隧道结(Magnetic TunnelJunction，MTJ)的磁存储器件。
背景技术
当前，进行着与闪存器件相比，器件电力少且集成度高的下一代非易失性存储器件的研究。这种下一代非易失性存储器件为如硫属化合物(chalcogenide alloy)的利用相变物质的状态变化的相变存储器(Phase change RAM，PRAM)、利用基于铁磁体的磁化状态的磁隧道结(Magnetic Tunnel Junction，MTJ)的阻抗变化的磁存储器(Magnetic RAM，MRAM)、利用铁电材料的极化现象的铁电存储器(Ferroelectric RAM)、利用可变阻抗物质的阻抗变化的阻抗变化存储器(Resistance change RAM，ReRAM)等。
作为磁存储器，包括利用基于电子注入的自旋转移力矩(Spin-Transfer Torque，STT)来反转磁化，判断磁化反转之后的阻抗差的自旋转移力矩磁随机存取存储器(STT-MRAM，Spi n-Transfer Torque Magnetic Random Access Memory)。自旋转移力矩磁随机存取存储器器件包括分别由铁磁形成的固定层(pinned layer)及自由层(free layer)和在形上述两个层之间形成隧道结(tunnel barrier)的磁隧道结。若自由层和固定层的磁化方向相同(即，平行(parallel))，则磁隧道结的电流流动简单，从而处于低阻抗状态，若磁化方向不同(即，不平行(anti parallel))，则电流会减少，从而处于高阻抗状态。并且，磁隧道结仅向磁化方向与基板垂直的方向变更，因此，自由层及固定层具有磁化值。根据磁场的强度及方向，若垂直磁化值以0为基准对称，且呈矩形(squareness，S)形状(S＝1)，则垂直磁各向异性(perpendicular magnetic anisotropy，PMA)优秀。这种自旋转移力矩磁随机存取存储器器件理论上可实现1015以上的循环(cycling)，可通过ns程度的快速进行调节。尤其，垂直磁化型自旋转移力矩磁随机存取存储器器件理论上没有缩放限制(ScalingLimit)，以能够进行缩放的方式降低驱动电流的电流密度，从而积极开发能够代替DRAM器件的下一代存储与案件。另一方面，自旋转移力矩磁随机存取存储器器件的例在韩国授权专利第10-1040163号中公开。
并且，自旋转移力矩磁随机存取存储器器件在自由层下部形成种子层，在固定层上部形成分离层，在分离层上部形成合成交换半磁性层及上部电极。而且，自旋转移力矩磁随机存取存储器器件在硅基板形成硅氧化膜之后，在上部形成种子层及磁隧道结。并且，在硅基板可形成三极管等的选择器件，硅氧化膜可覆盖选择器件。因此，自旋转移力矩磁随机存取存储器器件呈在形成有选择器件的硅基板层叠硅氧化膜、种子层、自由层、隧道结、固定层、分离层、合成交换半磁性层及上部电极的结构。其中，分离层及覆盖层利用钽(Ta)来形成，合成交换半磁性层呈磁芯金属和非磁性金属交替层叠的下部磁性层及上部磁性层和这些之间的非磁性层的结构。即，以基板为中心，磁隧道结形成于下侧，合成交换半磁性层形成于上侧。
但是，在向体心立方结构100方向纹理的磁隧道结上侧形成面心立方结构111的合成交换半磁性层，因此，当形成合成交换半磁性层时，面心立方结构111结构向磁隧道结扩散，从而可以使体心立方结构100结晶恶化。即，当形成合成交换半磁性层时，上述物质的一部分向磁隧道结扩散，从而可以使磁隧道结的结晶性恶化。因此，磁隧道结的磁化方向无法急剧变化，从而，存储器的动作速度降低或者不进行工作。
为了解决这种问题，在基板先进行合成交换半磁性层之后，在上部形成磁隧道结。此时，在种子层形成合成交换半磁性层，种子层利用Ru、Hf及Ta中的一种来形成。如上所述，在合成交换半磁性层形成磁隧道结的情况下，为了向垂直方向固定磁隧道结的固定层，合成交换半磁性层向面心立方结构111方向形成。但是，通常，被用为种子层的Ru、Hf及Ta不适合向合成交换半磁性层的面心立方结构111方向的形成，从而很难体现磁隧道结高的磁阻(Magnetic Resistance，MR)比。
并且，在形成上述存储器件之后，实施钝化和金属化工序等，这种工序在大约400℃的温度条件下实施。但是，由分离层及覆盖层形成的Ta向磁隧道结扩散，磁隧道结的垂直磁各向异性降低，由此，很难体现高的磁阻抗比。
并且，合成交换半磁性层呈多层结构的第一磁性层、非磁性层及多层结构的第二磁性层层叠的结构。例如，第一磁性层由Co及Pt至少反复层叠6层来形成，第二磁性层由Co及Pt至少反复层叠3次来形成。如上所述，第一磁性层及第二磁性层分别呈多层结构，因此，存储器件的厚度增加。并且，第一磁性层及第二磁性层主要使用稀土类(rare-earth)，因此，工序成本提高。
发明内容
技术问题
本发明提供在基板层叠合成交换半磁性层及磁隧道结的存储器件。并且，本发明提供可防止在磁隧道结上形成的覆盖层物质的扩散的存储器件。
本发明提供在合成交换半磁性层形成磁隧道结的存储器件。并且，本发明提供可提高磁阻抗比的存储器件。并且，本发明提供交换半磁性层向面心立方结构111方向形成，从而使磁隧道结的固定层的磁化向垂直方向固定的存储器件。
本发明提供可提高磁隧道结的结晶性的存储器件。并且，本发明提供防止合成交换半磁性层物质的磁隧道结的扩散来提高磁隧道结的结晶性的存储器件。并且，本发明提供防止分离层及覆盖层物质向磁隧道结的扩散来提高磁隧道结的结晶性的存储器件。
本发明提供防止合成交换半磁性层物质向磁隧道结的扩散来提供磁隧道结的结晶性的存储器件。并且，本发明提供减少合成交换半磁性层的厚度来减少工序成本，并减少整体厚度的存储器件。
技术方案
本发明一实施方式的存储器件中，在基板上以层叠的方式形成有下部电极、种子层、合成交换半磁性层、分离层、磁隧道结、覆盖层及上部电极，在上述磁隧道结与覆盖层之间形成扩散阻挡层。
本发明的存储器件还包括形成于上述磁隧道结与上述扩散阻挡层之间的氧化物层。
在上述磁隧道结层叠有固定层、隧道结及自由层，上述自由层包括第一磁化层、未进行磁化的插入层及第二磁化层。
上述自由层具有垂直磁各向异性。
上述覆盖层由具有体心立方结构的物质形成。上述覆盖层由包含钨的物质形成。
上述扩散阻挡层由原子尺寸小于上述覆盖层物质的物质形成。
上述扩散阻挡层由铁、铬、钼、钒中的至少一个形成。
上述扩散阻挡层的厚度为0.1nm至0.7nm。
本发明再一实施方式的存储器件中，在基板上以层叠的方式形成有下部电极、种子层、合成交换半磁性层、分离层、磁隧道结、覆盖层及上部电极，上述磁隧道结与上部电极之间层叠氧化物层、扩散阻挡层及覆盖层，上述扩散阻挡层防止上述覆盖层物质至少向上述氧化物层的扩散。
上述氧化物层包含MgO，上述扩散阻挡层包含Fe，上述覆盖层包含W。
上述铁的厚度为0.1nm至0.7nm。
本发明另一实施方式的存储器件中，在基板上以层叠的方式形成有下部电极、种子层、合成交换半磁性层、分离层、磁隧道结、覆盖层及上部电极，上述种子层由使上述合成交换半磁性层向面心立方结构111方向生长的物质形成。
上述种子层包含选自由钛、钯、铂、镁、钴、铝及钨组成的组中的金属或它们的合金。
上述种子层由厚度为2nm至6nm的铂金形成。
根据上述铂金的厚度，磁阻抗比为60％至140％。
上述磁隧道结包括固定层、隧道结、自由层，上述自由层呈在第一自由层及第二自由层之间形成插入层的结构。
上述磁隧道结与覆盖层之间还形成氧化物层。
上述分离层、插入层及覆盖层的至少一个由具有体心立方结构的物质形成。
本发明还有一实施方式的存储器件中，在基板上以层叠的方式形成有下部电极、种子层、合成交换半磁性层、分离层、磁隧道结、覆盖层及上部电极，上述种子层包含厚度为2nm至6nm的铂金。
本发明另一实施方式的存储器件中，在两个电极之间以层叠的方式形成有种子层、合成交换半磁性层、分离层、磁隧道结及覆盖层，上述磁隧道结包括形成于两个自由层之间的插入层，上述分离层、插入层及覆盖层的至少一个由体心立方结构的物质形成。
在上述合成交换半磁性层上形成有磁隧道结。
本发明还包括形成于上述磁隧道结与覆盖层之间的氧化物层。
上述分离层、插入层及覆盖层的至少一个由晶格常数小于330pm的物质形成。
上述分离层、插入层及覆盖层的至少一个由钨、钒、铬、钼中的至少一个形成。
上述覆盖层的厚度大于上述分离层及插入层的厚度，上述分离层与插入层的厚度相同或不同。
上述覆盖层的厚度为1nm至6nm，上述分离层及插入层的厚度为0.2nm至0.5nm。
本发明另一实施方式的存储器件中，在基板上以层叠的方式形成有下部电极、种子层、合成交换半磁性层、分离层、磁隧道结、覆盖层及上部电极，上述磁隧道结包括形成于两个自由层之间的插入层，上述分离层、插入层及覆盖层的至少一个由晶格常数小于330pm的体心立方结构物质形成。
上述分离层、插入层及覆盖层的至少一个由钨、钒、铬、钼中的至少一个形成。
本发明另一实施方式的存储器件中，在两个电极之间以层叠的方式形成有种子层、合成交换半磁性层、分离层、磁隧道结及覆盖层，上述合成交换半磁性层分别包括一个磁性层及非磁性层。
在上述合成交换半磁性层上形成有磁隧道结。
本发明的存储器件还包括形成于上述合成交换半磁性层与上述分离层之间的缓冲层。
上述缓冲层的单一层由磁性物质形成，且厚度小于上述合成交换半磁性层的上述磁性层的厚度。
本发明的存储器件还包括形成于上述磁隧道结与覆盖层之间的氧化物层。
本发明另一实施方式的存储器件中，上述磁隧道结包括固定层、隧道结及自由层，上述自由层包括第一自由层、第二自由层及形成于上述第一自由层与第二自由层之间的插入层。
上述第一自由层、第二自由层由包含CoFeB的物质形成，上述第一自由层的厚度小于或等于第二自由层的厚度。
上述分离层由体心立方结构的物质形成，且厚度为0.1nm至0.5nm。
技术效果
本发明的下部电极由多结晶物质形成，在上部形成合成交换半磁性层之后，形成磁隧道结。因此，合成交换半磁性层的面心立方结构111结构不向磁隧道结扩散，因此，可保存磁隧道结的体心立方结构100结晶，由此，磁隧道结的磁化方向不会急剧变化，从而可提高存储器的动作速度。
并且，本发明具有如下效果，即，在磁隧道结和覆盖层之间形成扩散阻挡层，由此，可防止覆盖层物质的磁隧道结的扩散。因此，可确保磁隧道结的正常动作，从而可提高存储器件的动作可靠性。
并且，本发明的具有如下效果，即，种子层由包含铂金(Pt)的物质形成，由此，合成交换半磁性层向面心立方结构111方向形成，由此，可向垂直方向对固定层的磁化进行固定。因此，与以往相比，可呈现出更高的磁阻抗比。
并且，本发明具有如下效果，即，利用钨等的体心立方结构的物质来形成合成交换半磁性层和磁隧道结之间的分离层、双重自由层之间的插入层及磁隧道结上部的覆盖层中的至少一个，由此，在约为400℃的温度条件下，磁隧道结维持垂直磁各向异性。
并且，本发明具有如下效果，即，合成交换半磁性层分别包括一个磁性层及非磁性层，由此，减少合成交换半磁性层的厚度，从而可减少整体存储器件的厚度。而且，减少用于形成合成交换半磁性层的材料的使用量来减少工序成本。
附图说明
图1为本发明一实施例的存储器件的剖视图；
图2为示出比较例及本发明实施例的存储器件的扩散阻挡层的厚度的隧道磁阻比的图；
图3a、图3b、图4a及图4b为示出比较例及本发明实施例的存储器件的磁特性的图；
图5及图6为比较例及本发明实施例的存储器件的透射电子显微镜照片；
图7及图8为示出比较例及本发明实施例的存储器件的离子扩散分布的图；
图9为本发明一实施例的存储器件的剖视图；
图10为示出种子层的厚度的比较例和本发明实施例的磁阻抗比的图；
图11为示出本发明实施例的种子层厚度的种子层的表面粗糙度和合成交换合成半磁性层的垂直磁化率值的图；
图12为本发明一实施例的存储器件的剖视图；
图13为示出具有比较例和本发明实施例的双重自由层的磁隧道结的晶格常数的简图；
图14及图15为示出比较例及本发明实施例的存储器件的400℃热处理之后的垂直磁各向异性特性的图；
图16及图17为示出比较例及本发明实施例的存储器件的400℃热处理之后双重自由层的垂直磁各向异性特性的图；
图18为示出比较例及本发明实施例的双重自由层之间的插入层的厚度变化的磁共振比的图；
图19为本发明一实施例的存储器件的剖视图；
图20为示出分离层厚度的比较例及本发明实施例的磁阻抗比的图；
图21为示出本发明实施例的合成交换半磁性层的位置和分离层的厚度的隧道磁阻比的图。
具体实施方式
以下，参照附图，详细说明本发明实施例。但是，本发明并不局限于以下公开的实施例，而是可体现为多种不同形态，只是，本实施例使本发明的公开变得完整，并向本发明所属技术领域的普通技术人员告知本发明的完整范畴。
图1为本发明一实施例的存储器件的剖视图，自旋转移力矩磁随机存取存储器器件的剖视图。
参照图1，本发明一实施例的存储器件包括形成于基板100的下部电极110、第一缓冲层120、种子层130、合成交换半磁性层140、分离层150、固定层160、隧道结170、自由层180、第二缓冲层190、扩散阻挡层200、覆盖层210及上部电极220。其中，合成交换半磁性层140层叠第一磁性层141、非磁性层142及第二磁性层143的结构，固定层160、隧道结170及自由层180形成磁隧道结。即，在基板100依次层叠从下部电极100至上部电极220，本发明实施例中，在基板100先形成合成交换半磁性层140之后，形成磁隧道结。
基板100可利用半导体基板。例如，基板100可利用硅基板、砷化镓基板，硅锗基板，氧化硅膜基板，在本实施例中利用硅基板。并且，在基板100形成包括三极管的选择器件。另一方面，在基板100可形成绝缘层(未图示)。即，绝缘层可覆盖选择器件等的固定的结构物，绝缘层可形成使选择器件的至少一部分漏出的连接孔。这种绝缘层利用硅氧化膜(SiO2)等来形成。
下部电极110形成于基板100。这种下部电极110可利用金属、金属氮化物等的导电物质形成。并且，本发明的下部电极110可由至少一个层形成。即，下部电极110可由单一层形成，也可以由两个以上的多个层形成。在下部电极110由单一层形成的情况下，例如，可由氮化钛薄膜(TiN)等的金属氮化物形成。并且，例如，下部电极110可由第一下部电极及第二下部电极的双重结构形成。其中，第一下部电极可形成于基板100，第二下部电极可形成于第一下部电极。另一方面，在基板100形成绝缘层的情况下，第一下部电极可形成于绝缘层，且可形成于绝缘层内部，由此，可以与在基板100形成的选择器件相连接。这种下部电极110可由多结晶(polycrystal)的导电物质形成。即，第一下部电极及第二下部电极可由体心立方结构的导电物质形成。例如，第一下部电极可由钨(W)等的金属形成，第二下部电极可由氮化钛薄膜(TiN)等的金属氮化物形成。
第一缓冲层120形成于下部电极110的上部。第一缓冲层120为了解除下部电极110与种子层130的晶格常数不相同而由与下部电极110的整合性优秀的物质形成。例如，在下部电极110或第二下部电极由TiN形成的情况下，第一缓冲层120可利用与TiN的晶格整合性优秀的钽(Ta)形成。其中，Ta为非晶质，下部电极110为多晶质，因此，非晶质的缓冲层可沿着多结晶的下部电极110的结晶方向形成，之后，通过热处理提高结晶性。另一方面，例如，第一缓冲层120的厚度为2nm-10nm。
种子层130形成于第一缓冲层120。种子层130可由使合成交换半磁性层140结晶形成的物质形成。即，种子层130可向合成交换半磁性层140的第一磁性层141及第二磁性层143所需要的结晶方向形成。例如，可由向面心立方结构111的方向或六角紧密堆积结构001(Hexagonal Close-Packed Structure，HCP)的方向，使结晶的形成简单的金属形成。这种种子层130可包含选自由钽(Ta)、钌(Ru)、钛(Ti)、钯(Pd)、铂(Pt)、镁(Mg)、钴(Co)、铝(Al)及钨(W)组成的组中的金属或它们的合金。优选地，种子层130可由铂金(Pt)形成，且厚度为1nm-3nm。
合成交换半磁性层140形成于种子层130。合成交换半磁性层140起到对固定层160的磁化进行固定的作用。合成交换半磁性层140包括第一磁性层141、非磁性层142及第二磁性层143。即，合成交换半磁性层140中，第一磁性层141和第二磁性层143以非磁性层142为介质反铁磁性结合。此时，第一磁性层141和第二磁性层143可具有向面心立方结构111方向或六角紧密堆积结构001方向的结晶。并且，第一磁性层141及第二磁性层143的磁化方向不平行，例如，第一磁性层141向上侧方向(即，上部电极220方向)磁化，第二磁性层143向下侧方向(即，基板100方向)磁化。相反，第一磁性层141向下侧方向磁化，第二磁性层143向上侧方向磁化。第一磁性层141及第二磁性层143呈磁性金属和非磁性金属交替层叠的结构。磁性金属可以为选自由铁(Fe)、钴(Co)及镍(Ni)等组成的组中的单一金属它们的合金。非磁性金属可利用选自由(Cr)、铂(Pt)、钯(Pd)、铱(Ir)、铑(Rh)、钌(Ru)、锇(Os)、铼(Re)、金(Au)及铜(Cu)组成中的组中的单一金属或它们的合金。例如，第一磁性层141及第二磁性层143可由[Co/Pd]n、[Co/Pt]n或[CoFe/Pt]n(其中，n为1以上的正数)形成。此时，第一磁性层141的厚度大于第二磁性层143的厚度。并且，第一磁性层141呈多层结构，第二磁性层143呈单一层结构。即，第一磁性层141呈磁性金属和非磁性金属反复层叠的结构，第二磁性层143可呈磁性金属和非磁性金属层叠一次，即，单一层结构。第一磁性层141及第二磁性层143可由相同物质或相同厚度形成，第一磁性层141的层叠数大于第二磁性层143的层叠数量。例如，第一磁性层141可由Co及Pt反复层叠6次的[Co/Pt]6形成，第二磁性层143可由Co及Pt反复层叠3次的[Co/Pt]3形成。此时，例如，Co的厚度为0.3nm-0.5nm，Pt的厚度小于Co的厚度，例如，可以为0.2nm-0.4nm。并且，第一磁性层141为反复层叠的Co/Pt，即，在[Co/Pt]6还形成Co。即，第一磁性层141中，Co的层数比Pt多一层，最上层的Co的厚度大于下侧的Co的厚度，例如，厚度为0.5nm-0.7nm。而且，第二磁性层143中，在[Co/Pt]3下侧还形成Co及Pt，还形成上侧Co。即，在非磁性层142上层叠Co、Pt、[Co/Pt]3及Co，从而可形成第二磁性层143。此时，[Co/Pt]3下侧的Co的厚度等于或大于[Co/Pt]3的Co的厚度，例如，厚度可以为0.5nm-0.7nm，[Co/Pt]3下侧的Pt的厚度可以与[Co/Pt]3的Pt的厚度相同，上侧的Co的厚度可以与[Co/Pt]3的Co的厚度相同。非磁性层142形成于第一磁性层141与第二磁性层143之间，可由第一磁性层141及第二磁性层143半磁性结合的物质形成。例如，非磁性层142可由选自由钌(Ru)、铑(Rh)、锇(Os)、铼(Re)及铬(Cr)组成的组中的单独或它们的合金形成，优选地，可由钌(Ru)形成。另一方面，在第二磁性层143呈单一层叠结构，即，单一层的情况下，第一磁性层141的厚度也可以减少，由此，可减少整体存储器件的厚度。即，以非磁性体142为中心，第一磁性层141的磁化值与第二磁性层143及固定层160的磁化值相同。但是，在第二磁性层143呈多层结构的情况下，为使第二磁性层143及固定层160的磁化值之和与第一磁性层141的磁化值相同，第一磁性层141的反复次数需要大于第二磁性层143的次数。但是，本发明中，第二磁性层143为单一结构，由此，第一磁性层141的层叠次数比以往减少，由此，存储器件的整体厚度可以减少。
分离层150形成于合成交换半磁性层140的上部。因形成分离层150，合成交换半磁性层140与固定层160的磁化相互独立发生。并且，分离层150由可提高包括固定层160、隧道结170及自由层180的磁隧道结的结晶性的物质形成。为此，分离层150可由多结晶物质，例如，体心立方结构结构的导电物质形成，可由钨(W)形成。如上所述，分离层150由多结晶物质形成，由此，可提高包括形成于上部的固定层160、隧道结170及自由层180的磁隧道结的结晶性。即，若形成多结晶的分离层150，则形成于其上部的非晶质的磁隧道结沿着分离层150的结晶方向形成，之后，若为了垂直磁各向异性而执行热处理，则与以往相比，磁隧道结的结晶性得到提高。尤其，若将W用为分离层150，则在400℃以上，例如，400℃-500℃的高温热处理之后结晶化，由此，抑制向隧道结170的不同物质的扩散，进而，使固定层160及自由层180结晶化来维持磁隧道结的垂直磁各向异性。即，若磁隧道结的结晶性得到提高，则当施加磁场时，发生很大的磁化，在平行状态下，通过磁隧道结流动的电流增加。因此，若将这种磁隧道结适用于存储器件，则器件的动作速度及可靠性得到提高。另一方面，例如，分离层150的厚度为0.2nm-0.5nm。其中，合成交换半磁性层140的第二磁性层143和固定层160需要铁耦合(ferro coupling)，固定层160的磁化方向才能够被固定，若利用W的分离层150的厚度大于0.5nm，则因分离层150的厚度增加，固定层160的磁化方向不会被固定，具有与自由层180相同的磁化方向，在磁存储器器件中，不会发生需要的相同磁化方向及不同磁化方向，从而不起到存储器的作用。
固定层160形成于分离层150，由铁磁物质形成。固定层160在规定范围内的磁场中，沿着磁化的方向固定，由磁化物质形成。例如，磁化可从上部朝向下部的方向固定。例如，这种固定层160可利用全赫斯勒(Full-Heusler)半金属类合金、非晶质类稀土类元素合金、铁磁金属(ferromagnetic metal)和非磁性金属(nonmagnetic matal)交替层叠的薄膜、具有L10型结晶结构的合金或钴基合金等的铁磁物质来形成。全赫斯勒半金属类合金为CoFeAl、CoFeAlSi等，非晶质类稀土类元素合金为TbFe、TbCo、TbFeCo、DyTbFeCo、GdTbCo等。或者，非磁性金属和磁性金属交替层叠的多层薄膜为Co/Pt、Co/Pd、CoCr/Pt、Co/Ru、Co/Os、Co/Au,、Ni/Cu、CoFeAl/Pd、CoFeAl/Pt、CoFeB/Pd、CoFeB/Pt等。而且，具有L10型结晶结构的合金为Fe50Pt50、Fe50Pd50、Co50Pt50、Fe30Ni20Pt50、Co30Ni20Pt50等。在这种物质中，CoFeB单一层的厚度大于CoFeB和Co/Pt或Co/Pd的厚度，因此，磁阻抗比可以增加。并且，与如Pt或Pd等的金属相比，CoFeB简单进行蚀刻，因此，CoFeB单一层的制造工序比含有Pt或Pd等的多层结构的制造工序简单。不仅如此，调节CoFeB的厚度来具有垂直磁化和水平磁化。因此，本发明实施例利用CoFeB单一层来形成固定层160，CoFeB由非结晶形成之后，通过热处理被纹理(texturing)成体心立方结构100。另一方面，例如，固定层160的厚度可以为0.5nm-1.5nm。
隧道结170形成于固定层160，从而分离固定层160和自由层180。隧道结170可在固定层160和自由层180之间实现量子力学隧穿(quantum mechanical tunneling)。这种隧道结170可由氧化镁(MgO)、氧化铝(Al2O3)、氧化硅(SiO2)、氧化钽(Ta2O5)、氮化硅(SiNx)等形成。在本发明的实施例中，隧道结170使用多结晶的氧化镁。氧化镁通过热处理被纹理成体心立方结构100。另一方面，隧道结170的厚度与固定层160相同或更厚，例如，厚度可以为0.5nm-1.5nm。
自由层180形成于隧道结170。这种自由层180不向磁化方向固定，而向与一方向相向的另一方向变化。即，自由层180与固定层160的磁化方向相同(即，平行)，也可以相反(即，不平行)。磁隧道结使根据自由层180和固定层160的磁化排列改变的阻抗值与“0”或“1”的信息相对应，由此，可用为存储器件。例如，当自由层180的磁化方向与固定层160平行时，磁隧道结的阻抗值变小，在此情况下，可将数据为“0”。或者，当自由层180的磁化方向与固定层160不平行时，磁隧道结的阻抗值变大，在此情况下，数据为“1”。例如，这种自由层180可由全赫斯勒半金属类合金、非晶质类稀土类元素合金、铁磁金属和非磁性金属交替层叠的薄膜、具有L10型结晶结构的合金或钴基合金等的铁磁物质来形成。另一方面，自由层180可呈第一自由层181、插入层182及第二自由层183的层叠结构。即，自由层180呈通过插入层182上下分离的第一自由层181及第二自由层183的结构。其中，第一自由层181及第二自由层183可向相同方向磁化，也可以向不同方向磁化。例如，第一自由层181及第二自由层183可分别具有垂直磁化，第一自由层181具有垂直磁化，第二自由层183可具有水平磁化。并且，插入层182可由不具有磁化的体心立方结构的物质形成。即，第一自由层181垂直磁化，插入层182不被磁化，第二自由层183垂直或水平磁化。此时，第一自由层181及第二自由层183分别由CoFeB形成，第一自由层181的厚度小于或等于第二自由层183的厚度。并且，插入层182的厚度小于第一自由层181及第二自由层183的厚度。例如，第一自由层181及第二自由层183利用CoFeB来形成0.5nm-1.5nm厚度，插入层182可将体心立方结构结构的物质，例如，W形成为0.2nm-0.5nm的厚度。其中，第一自由层181及第二自由层182的厚度与固定层160相同或薄，自由层180整体厚度可大于固定层160的厚度。另一方面，第一自由层181为了增加垂直磁化而还可包含Fe。即，第一自由层181可由Fe及CoFeB层叠而成。此时，Fe的厚度小于CoFeB，例如，厚度可以为0.3nm-0.5nm。
第二缓冲层190形成于自由层180上。这种第二缓冲层190可由氧化镁(MgO)、氧化铝(Al2O3)、氧化硅(SiO2)、氧化钽(Ta2O5)等形成。即，第二缓冲层190可由氧化物形成。本发明实施例中，第二缓冲层190利用多结晶的氧化镁。这种缓第二冲层190为使自由层180具有垂直磁特性而形成。即，第二缓冲层190的氧向自由层180扩散来与自由层180内的物质相结合，由此，自由层180具有垂直磁特性。另一方面，例如，第二缓冲层190的厚度可以为0.8nm-1.2nm。
扩散阻挡层200形成于第二缓冲层190。这种扩散阻挡层200用于防止形成于扩散阻挡层200的覆盖层210结构物质的扩散。即，当实时钝化工序和配线工序等的后续工序时，覆盖层210，例如，钨可向下侧的磁隧道结扩散。若钨向磁隧道结扩散，则在磁隧道结的垂直磁特性发生问题来引起器件的特性劣化。为了防止这种覆盖层210物质的扩散，在第二缓冲层190与覆盖层210之间形成扩散阻挡层200。扩散阻挡层200可由原子尺寸小于钨的物质形成。例如，扩散阻挡层200可由Fe、Cr、Mo、V等的物质形成，优选地，可由Fe形成。并且，例如，扩散阻挡层200的厚度可以为0.1nm-0.7nm。但是，扩散阻挡层200，例如，Fe大于0.7nm的情况下，Fe因自身特性而呈现出水平磁特性。即，若Fe的厚度厚，则磁隧道结的自由层180不具有垂直磁特性，而是具有水平磁特性。因此，在扩散阻挡层200薄的情况下，覆盖层210物质的扩散防止效果并不明显。因此，扩散阻挡层200具有防止覆盖层210的扩散，磁隧道结不呈现出水平磁特性的厚度，例如，可以为0.1nm-0.7nm。
覆盖层210形成于扩散阻挡层200。这种覆盖层210由多结晶物质，例如，体心立方结构结构的导电物质形成。例如，覆盖层210可由钨(W)形成。上述覆盖层210由多结晶物质形成，由此，可提高上述下部的磁隧道结的结晶性。即，若在体心立方结构分离层150形成非结晶的磁隧道结，则非结晶的磁隧道结沿着分离层150的结晶方向形成，若在磁隧道结形成体心立方结构结构的覆盖层210，之后进行热处理，则磁隧道结的结晶性进一步提高。并且，覆盖层210防止上部电极220的扩散。例如，这种覆盖层210的厚度为1nm-4nm。
上部电极220形成于覆盖层210。这种上部电极220可利用导电物质形成，金属、金属氧化物、金属氮化物等形成。例如，上部电极200可由选自由钽(Ta)、钌(Ru)、钛(Ti)、钯(Pd)、铂(Pt)、镁(Mg)组成的组中的单一金属或它们的合金。
如上所述，本发明实施例的存储器件中，下部电极110由多结晶物质形成，在上部形成合成交换半磁性层140之后，形成磁隧道结。因此，合成交换半磁性层140的面心立方结构111结构不向磁隧道结扩散，因此，可保存磁隧道结的体心立方结构100结晶，由此，磁隧道结的磁化方向急剧变化，从而可提高存储器的动作速度。并且，在磁隧道结上的第二缓冲层190与覆盖层210之间形成扩散阻挡层200，由此，可防止覆盖层210的扩散。即，磁隧道结与覆盖层210之间形成扩散阻挡层200，由此，在后续工序中，防止覆盖层210的结构物质向磁隧道结侧扩散，由此，可确保磁隧道结的正常动作，从而可提高存储器件的动作可靠性。
图2为示出扩散阻挡层的厚度的磁阻抗(Tunnel Magnetic Resistance；TMR)比的图。即，图2为测定未形成扩散阻挡层的比较例的存储器件和所形成的扩散阻挡层的厚度为0.2nm-0.7nm的本发明实施例的存储器件的磁阻抗比的图表。此时，以往例及本发明实施例的结构及厚度相同，与以往例相比，本发明实施例还形成扩散阻挡层。如图2所示，形成扩散阻挡层，扩散阻挡层的厚度为0.3nm，磁阻抗比上升，从0.3nm至0.7nm，磁阻抗比减少。磁阻抗比在扩散阻挡层为0.3nm时为最大的153％。但是，在扩散阻挡层的厚度为0.2nm以上或小于0.3nm的情况下，或者在大于0.3nm且小于0.7nm以下的情况下，与未形成的比较例相比，磁阻抗比增加。另一方面，隧道磁阻比通过平面隧道效应中的电流(CiPT，current inplane tunneling method)方式的装置测定，平面隧道效应中的电流测定方式在薄的上部电极接合探针来形成数μm的间隔来测定，此时，匹配数μm间隔测定的薄的上部电极和厚的下部电极之间的阻抗来在装置自身计算磁隧道阻比。
图3a、图3b、图4a及图4b为示出比较例及本发明实施例的存储器件的磁特性的图。即，图3a及图4a为示出未形成扩散阻挡层的比较例的磁隧道结及自由层的磁特性的图，图3b及图4b为形成扩散阻挡层的本发明一实施例的磁隧道结及自由层的磁特性的图。其中，图3a及图4a内的箭头从下侧至上侧示出合成交换半磁性层的第一磁性层及第二磁性层、固定层及自由层的磁方向，图3b及图4b为垂直磁各向异性和水平磁各向异性。如图4a所示，本发明实施与图3a所示的比较例相同，自由层维持矫顽力和方形度。并且，如图3b所示，比较例的自由层的垂直磁化度为165μemu，水平磁化度为73μemu，均呈现垂直及水平各向异性。但是，如图4b所示，本发明实施例的自由层的垂直磁化度为217μemu，水平磁化度在没有水平各向异性的情况下为29μemu。因此，若形成利用Fe的扩散阻挡层，则垂直磁各向异性得到提高，妨碍垂直磁各向异性的水平各向异性丧失。
图5及图6为比较例及本发明实施例的存储器件的透射电子显微镜照片。即，图5为未形成扩散阻挡层的比较例的存储器件的透射电子显微镜照片，图6为形成0.3nm的扩散阻挡层的本发明实施例的存储器件的透射电子显微镜照片。图5的比较例的存储器件从上侧向下侧层叠合成交换半磁性层(SyAF)、W分离层、CoFeB固定层、MgO隧道结、CoFeB第一自由层、W插入层、CoFeB第二自由层、MgO缓冲层及W覆盖层，图6的本发明实施例的存储器件在图5的存储器件还形成在MgO缓冲层与W覆盖层之间形成的Fe扩散阻挡层，如图5所示，在未形成Fe扩散阻挡层的比较例的情况下，MgO缓冲层处于非晶质状态。但是，如图6所示，在0.3nm的Fe形成为扩散阻挡层的情况下，MgO缓冲层均匀地被晶质化。
图7及图8为示出比较例及本发明实施例的存储器件的离子扩散分布的二次离子质谱(SIMS，Secondary ion mass spectroscopy)的结果。如图7所示，在未形成扩散阻挡层的情况下，覆盖层的W原子可扩散至磁隧道结，如图8所示，在形成Fe扩散阻挡层的情况下，Fe扩散阻挡层防止覆盖层的W向磁隧道结扩散。因此，与本发明的存储器件的比较例的存储器件相比，可防止覆盖层形成物质的扩散，由此，可提高隧道磁阻比。
以下，参照图9至图11，说明本发明另一实施例的存储器件。
图9为本发明一实施例的存储器件的剖视图，自旋转移力矩磁随机存取存储器器件的剖视图。
参照图9，本发明一实施例的存储器件包括形成于基板100的下部电极110、种子层120、合成交换半磁性层130、分离层140、固定层150、隧道结160、自由层170、缓冲层180、覆盖层190及上部电极200。其中，合成交换半磁性层130呈第一磁性层131、非磁性层132及第二磁性层133的层叠结构，固定层150、隧道结160及自由层170形成磁隧道结。即，本发明的存储器件在基板100先形成合成交换半磁性层130，在其上部形成磁隧道结。
基板100可利用半导体基板。例如，基板100可利用硅基板、砷化镓基板，硅锗基板，氧化硅膜基板，在本实施例中利用硅基板。并且，在基板100形成包括三极管的选择器件。另一方面，在基板100可形成绝缘层(未图示)。即，绝缘层可覆盖选择器件等的固定的结构物，绝缘层可形成使选择器件的至少一部分漏出的连接孔。这种绝缘层利用硅氧化膜(SiO2)等来形成。
下部电极110形成于基板100。这种下部电极110可利用金属、金属氮化物等的导电物质形成。并且，本发明的下部电极110可由至少一个层形成。即，下部电极110可由单一层形成，也可以由两个以上的多个层形成。在下部电极110由单一层形成的情况下，例如，可由氮化钛薄膜(TiN)等的金属氮化物形成。并且，例如，下部电极110可由第一下部电极及第二下部电极的双重结构形成。其中，第一下部电极可形成于基板100，第二下部电极可形成于第一下部电极。另一方面，在基板100形成绝缘层的情况下，第一下部电极可形成于绝缘层，且可形成于绝缘层内部，由此，可以与在基板100形成的选择器件相连接。这种下部电极110可由多结晶(polycrystal)的导电物质形成。即，第一下部电极及第二下部电极可由体心立方结构的导电物质形成。例如，第一下部电极可由钨(W)等的金属形成，第二下部电极可由氮化钛薄膜(TiN)等的金属氮化物形成。另一方面，在下部电极110形成用于解除下部电极110与种子层120的晶格上部不相同的缓冲层(未图示)。缓冲层可由与下部电极110的整合性优秀的物质形成。例如，在下部电极110或第二下部电极由TiN形成的情况下，缓冲层可利用与TiN的晶格整合性优秀的钽(Ta)形成。其中，Ta为非晶质，下部电极110为多晶质，因此，非晶质的缓冲层可沿着多结晶的下部电极110的结晶方向形成，之后，通过热处理提高结晶性。
种子层120形成于下部电极110。此时，在下部电极110形成缓冲层的情况下，种子层120形成于缓冲层180。种子层120可由使合成交换半磁性层130结晶形成的物质形成。即，种子层120可向合成交换半磁性层140的第一磁性层131及第二磁性层133所需要的结晶方向形成。例如，可由向面心立方结构111的方向或六角紧密堆积结构001(Hexagonal Close-Packed Structure，HCP)的方向，使结晶的形成简单的金属形成。这种种子层120可包含选自由钽(Ta)、钌(Ru)、钛(Ti)、钯(Pd)、铂(Pt)、镁(Mg)、钴(Co)、铝(Al)及钨(W)组成的组中的金属或它们的合金。优选地，种子层120可由铂金(Pt)形成，且厚度为1nm-8nm。如上所述，在将铂金用为种子层120的情况下，可维持60％-140％的磁阻抗比。优选地，在铂金用为种子层120，且厚度为3nm-5nm的情况下，可维持120％-140％的磁阻抗比。
合成交换半磁性层130形成于种子层120。合成交换半磁性层130起到对固定层150的磁化进行固定的作用。合成交换半磁性层130包括第一磁性层131、非磁性层132及第二磁性层133。即，合成交换半磁性层130中，第一磁性层131和第二磁性层133以非磁性层132为介质反铁磁性结合。此时，第一磁性层131和第二磁性层133可具有向面心立方结构111方向或六角紧密堆积结构001方向的结晶。并且，第一磁性层131及第二磁性层133的磁化方向不平行，例如，第一磁性层131向上侧方向(即，上部电极200方向)磁化，第二磁性层133向下侧方向(即，基板100方向)磁化。相反，第一磁性层131向下侧方向磁化，第二磁性层133向上侧方向磁化。第一磁性层131及第二磁性层133呈磁性金属和非磁性金属交替层叠的结构。磁性金属可以为选自由铁(Fe)、钴(Co)及镍(Ni)等组成的组中的单一金属它们的合金。非磁性金属可利用选自由(Cr)、铂(Pt)、钯(Pd)、铱(Ir)、铑(Rh)、钌(Ru)、锇(Os)、铼(Re)、金(Au)及铜(Cu)组成中的组中的单一金属或它们的合金。例如，第一磁性层131及第二磁性层133可由[Co/Pd]n、[Co/Pt]n或[CoFe/Pt]n(其中，n为1以上的正数)形成。此时，第一磁性层131的厚度大于第二磁性层133的厚度。并且，第一磁性层131呈多层结构，第二磁性层133呈单一层结构。即，第一磁性层131呈磁性金属和非磁性金属反复层叠的结构，第二磁性层133可呈磁性金属和非磁性金属层叠一次，即，单一层结构。例如，第一磁性层131及第二磁性层133可由相同物质或相同厚度形成，第一磁性层131的层叠数大于第二磁性层143的层叠数量。例如，第一磁性层131可由Co及Pt反复层叠6次的[Co/Pt]6形成，第二磁性层133可由Co及Pt反复层叠3次的[Co/Pt]3形成。此时，例如，Co的厚度为0.3nm-0.5nm，Pt的厚度小于Co的厚度，例如，可以为0.2nm-0.4nm。非磁性层132形成于第一磁性层131与第二磁性层133之间，第一磁性层131及第二磁性层133由可半磁性结合的物质形成。例如，非磁性层132可由选自由钌(Ru)、铑(Rh)、锇(Os)、铼(Re)及铬(Cr)组成的组中的单独或它们的合金形成，优选地，可由钌(Ru)形成。另一方面，在第二磁性层133呈单一层叠结构，即，单一层的情况下，第一磁性层131的厚度也可以减少，由此，可减少整体存储器件的厚度。即，以非磁性体132为中心，第一磁性层131的磁化值与第二磁性层133及固定层150的磁化值相同。但是，在第二磁性层133呈多层结构的情况下，为使第二磁性层133及固定层150的磁化值之和与第一磁性层131的磁化值相同，第一磁性层131的反复次数需要大于第二磁性层133的次数。但是，本发明中，第二磁性层133为单一结构，由此，第一磁性层131的层叠次数比以往减少，由此，存储器件的整体厚度可以减少。
分离层140形成于合成交换半磁性层130的上部。因形成分离层140，合成交换半磁性层130与固定层150的磁化相互独立发生。并且，分离层140由可提高包括固定层150、隧道结160及自由层170的磁隧道结的结晶性的物质形成。为此，分离层140可由多结晶物质，例如，体心立方结构结构的导电物质形成，可由钨(W)形成。如上所述，分离层140由多结晶物质形成，由此，可提高包括形成于上部的固定层150、隧道结160及自由层170的磁隧道结的结晶性。即，若形成多结晶的分离层140，则形成于其上部的非晶质的磁隧道结沿着分离层140的结晶方向形成，之后，若为了垂直磁各向异性而执行热处理，则与以往相比，磁隧道结的结晶性得到提高。尤其，若将W用为分离层140，则在400℃以上，例如，400℃-500℃的高温热处理之后结晶化，由此，抑制向隧道结160的不同物质的扩散，进而，使固定层150及自由层170结晶化来维持磁隧道结的垂直磁各向异性。即，若磁隧道结的结晶性得到提高，则当施加磁场时，发生很大的磁化，在平行状态下，通过磁隧道结流动的电流增加。因此，若将这种磁隧道结适用于存储器件，则器件的动作速度及可靠性得到提高。另一方面，例如，分离层140的厚度为0.2nm-0.5nm。其中，合成交换半磁性层130的第二磁性层133和固定层150需要铁耦合(ferro coupling)，固定层150的磁化方向才能够被固定，若利用W的分离层140的厚度大于0.5nm，则因分离层150的厚度增加，固定层150的磁化方向不会被固定，具有与自由层170相同的磁化方向，在磁存储器器件中，不会发生需要的相同磁化方向及不同磁化方向，从而不起到存储器的作用。
固定层150形成于分离层140，由铁磁物质形成。固定层150在规定范围内的磁场中，沿着磁化的方向固定，由磁化物质形成。例如，磁化可从上部朝向下部的方向固定。例如，这种固定层150可利用全赫斯勒(Full-Heusler)半金属类合金、非晶质类稀土类元素合金、铁磁金属(ferromagnetic metal)和非磁性金属(nonmagnetic matal)交替层叠的薄膜、具有L10型结晶结构的合金或钴基合金等的铁磁物质来形成。全赫斯勒半金属类合金为CoFeAl、CoFeAlSi等，非晶质类稀土类元素合金为TbFe、TbCo、TbFeCo、DyTbFeCo、GdTbCo等。或者，非磁性金属和磁性金属交替层叠的多层薄膜为Co/Pt、Co/Pd、CoCr/Pt、Co/Ru、Co/Os、Co/Au,、Ni/Cu、CoFeAl/Pd、CoFeAl/Pt、CoFeB/Pd、CoFeB/Pt等。而且，具有L10型结晶结构的合金为Fe50Pt50、Fe50Pd50、Co50Pt50、Fe30Ni20Pt50、Co30Ni20Pt50等。并且，钴基合金为CoCr、CoPt、CoCrPt、CoCrTa、CoCrPtTa、CoCrNb、CoFeB等。在这种物质中，CoFeB单一层的厚度大于CoFeB和Co/Pt或Co/Pd的厚度，因此，磁阻抗比可以增加。并且，与如Pt或Pd等的金属相比，CoFeB简单进行蚀刻，因此，CoFeB单一层的制造工序比含有Pt或Pd等的多层结构的制造工序简单。不仅如此，调节CoFeB的厚度来具有垂直磁化和水平磁化。因此，本发明实施例利用CoFeB单一层来形成固定层150，CoFeB由非结晶形成之后，通过热处理被纹理(texturing)成体心立方结构100。
隧道结160形成于固定层150，从而分离固定层150和自由层170。隧道结160可在固定层150和自由层170之间实现量子力学隧穿(quantum mechanical tunneling)。这种隧道结160可由氧化镁(MgO)、氧化铝(Al2O3)、氧化硅(SiO2)、氧化钽(Ta2O5)、氮化硅(SiNx)等形成。在本发明的实施例中，隧道结160使用多结晶的氧化镁。氧化镁通过热处理被纹理成体心立方结构100。
自由层170形成于隧道结160。这种自由层170不向磁化方向固定，而向与一方向相向的另一方向变化。即，自由层170与固定层150的磁化方向相同(即，平行)，也可以相反(即，不平行)。磁隧道结使根据自由层170和固定层150的磁化排列改变的阻抗值与“0”或“1”的信息相对应，由此，可用为存储器件。例如，当自由层170的磁化方向与固定层150平行时，磁隧道结的阻抗值变小，在此情况下，可将数据为“0”。或者，当自由层170的磁化方向与固定层150不平行时，磁隧道结的阻抗值变大，在此情况下，数据为“1”。例如，这种自由层170可由全赫斯勒半金属类合金、非晶质类稀土类元素合金、铁磁金属和非磁性金属交替层叠的薄膜、具有L10型结晶结构的合金或钴基合金等的铁磁物质来形成。另一方面，自由层170可呈第一自由层171、插入层172及第二自由层173的层叠结构。即，自由层170呈通过插入层172上下分离的第一自由层171及第二自由层173的结构。其中，第一自由层171及第二自由层173可向相同方向磁化，也可以向不同方向磁化。例如，第一自由层171及第二自由层173可分别具有垂直磁化，第一自由层171具有垂直磁化，第二自由层173可具有水平磁化。并且，插入层172可由不具有磁化的体心立方结构的物质形成。即，第一自由层171垂直磁化，插入层172不被磁化，第二自由层173垂直或水平磁化。此时，第一自由层171及第二自由层173分别由CoFeB形成，第一自由层171的厚度小于或等于第二自由层173的厚度。并且，插入层172的厚度小于第一自由层171及第二自由层173的厚度。例如，第一自由层171及第二自由层173利用CoFeB，且厚度为0.5nm-1.5nm，插入层172可呈体心立方结构，例如，W的厚度为0.2nm-0.5nm。
缓冲层180形成于自由层170上。这种缓冲层180可由氧化镁(MgO)、氧化铝(Al2O3)、氧化硅(SiO2)、氧化钽(Ta2O5)等形成。即，缓冲层180可由氧化物形成。本发明实施例中，缓冲层180利用多结晶的氧化镁。这种缓冲层180为使自由层170具有垂直磁特性而形成。即，缓冲层180的氧向自由层170扩散来与自由层170内的物质相结合，由此，自由层170具有垂直磁特性。另一方面，例如，缓冲层180的厚度可以为0.8nm-1.2nm。
覆盖层190形成于缓冲层180。这种覆盖层190由多结晶物质，例如，体心立方结构结构的导电物质形成。例如，覆盖层190可由钨(W)形成。上述覆盖层190由多结晶物质形成，由此，可提高上述下部的磁隧道结的结晶性。即，若在体心立方结构分离层140形成非结晶的磁隧道结，则非结晶的磁隧道结沿着分离层140的结晶方向形成，若在磁隧道结形成体心立方结构结构的覆盖层190，之后进行热处理，则磁隧道结的结晶性进一步提高。并且，覆盖层190防止上部电极200的扩散。例如，这种覆盖层190的厚度为1nm-6nm。
上部电极200形成于覆盖层190。这种上部电极200可利用导电物质形成，金属、金属氧化物、金属氮化物等形成。例如，上部电极200可由选自由钽(Ta)、钌(Ru)、钛(Ti)、钯(Pd)、铂(Pt)、镁(Mg)组成的组中的单一金属或它们的合金。
如上所述，本发明实施例的存储器件中，下部电极110由多结晶物质形成，在上部形成合成交换半磁性层130之后形成磁隧道结。因此，合成交换半磁性层130的面心立方结构111结构不向磁隧道结扩散，因此，可保存磁隧道结的体心立方结构100结晶，由此，磁隧道结的磁化方向急剧变化，从而，存储器的动作速度可以提高。并且，本发明中，种子层120由包含铂金(Pt)的物质形成，由此，合成交换半磁性层130向面心立方结构111方向形成，由此，固定层150的磁化可向水平方向固定。因此，与以往相比，可体现高的磁阻抗比。
图10为示出种子层的厚度的比较例和本发明实施例的磁阻抗比的图。即，在图10中比较示出在基板层叠下部电极、种子层、合成交换半磁性层、分离层、磁隧道结、缓冲层、覆盖层及上部电极，磁隧道结的自由层在第一自由层及第二自由层之间形成插入层的结构以Ru形成种子层的比较例和通过Pt形成种子层的实施例的种子层厚度变化(2nm-8nm)的磁阻抗比。此时，比较例及实施例均测定在层叠结构实施400℃的热处理之后的磁阻抗比。将Ru用为种子层的比较例中，在2nm-8nm厚度下维持50％至70％的磁阻抗比。但是，在将Pt用为种子层的实施例中，在2nm-8nm的厚度下维持65％至134％的磁阻抗比。即，与将Ru用为种子层的情况相比，在将Pt用为种子层的情况下呈现出高的磁阻抗比。尤其，在将Pt以3nm-5nm的厚度利用的情况下，磁阻抗比为125％以上，在将Pt以6nm的厚度形成的情况下，磁阻抗比为100％。
图11为示出本发明实施例的种子层厚度的种子层的表面粗糙度和合成交换合成半磁性层的垂直磁化率值的图。合成交换半磁性层的垂直磁化率至因当Pt种子层为2nm时，未形成以44μemu，[Co/Pt]n合成交换半磁性层的完整面心立方结构111，从而呈现出低磁化率值。但是，若Pt种子层增加为3nm，则垂直磁化率值增加为570μemu，合成交换半磁性层的面心立方结构111形成顺畅。并且，若Pt种子层的厚度增加为5nm以上，则垂直磁化率值会减少，与合成交换半磁性层的面心立方结构111形成不同，Pt种子层变厚，表面粗糙度增加，层之间的垂直磁化特性变低。
以下，参照图12至图18，说明本发明另一实施例的存储器件。
图12为本发明一实施例的存储器件的剖视图，自旋转移力矩磁随机存取存储器器件的剖视图。
参照图12，本发明一实施例的存储器件包括形成于基板100的下部电极110、第一缓冲层120、种子层130、合成交换半磁性层140、分离层150、固定层160、隧道结170、自由层180、第二缓冲层190、覆盖层200及上部电极210。其中，合成交换半磁性层140层叠第一磁性层141、非磁性层142及第二磁性层143的结构，固定层160、隧道结170及自由层180形成磁隧道结。即，本发明的存储器件中，在基板100先形成合成交换半磁性层140，在上部形成磁隧道结。
基板100可利用半导体基板。例如，基板100可利用硅基板、砷化镓基板，硅锗基板，氧化硅膜基板，在本实施例中利用硅基板。并且，在基板100形成包括三极管的选择器件。另一方面，在基板100可形成绝缘层(未图示)。即，绝缘层可覆盖选择器件等的固定的结构物，绝缘层可形成使选择器件的至少一部分漏出的连接孔。这种绝缘层利用硅氧化膜(SiO2)等来形成。
下部电极110形成于基板100。这种下部电极110可利用金属、金属氮化物等的导电物质形成。并且，本发明的下部电极110可由至少一个层形成。即，下部电极110可由单一层形成，也可以由两个以上的多个层形成。在下部电极110由单一层形成的情况下，例如，可由氮化钛薄膜(TiN)等的金属氮化物形成。并且，例如，下部电极110可由第一下部电极及第二下部电极的双重结构形成。其中，第一下部电极可形成于基板100，第二下部电极可形成于第一下部电极。另一方面，在基板100形成绝缘层的情况下，第一下部电极可形成于绝缘层，且可形成于绝缘层内部，由此，可以与在基板100形成的选择器件相连接。这种下部电极110可由多结晶(polycrystal)的导电物质形成。即，第一下部电极及第二下部电极可由体心立方结构的导电物质形成。例如，第一下部电极可由钨(W)等的金属形成，第二下部电极可由氮化钛薄膜(TiN)等的金属氮化物形成。
第一缓冲层120形成于下部电极110的上部。第一缓冲层120为了解除下部电极110与种子层130的晶格常数不相同而由与下部电极110的整合性优秀的物质形成。例如，在下部电极110或第二下部电极由TiN形成的情况下，第一缓冲层120可利用与TiN的晶格整合性优秀的钽(Ta)形成。其中，Ta为非晶质，下部电极110为多晶质，因此，非晶质的缓冲层可沿着多结晶的下部电极110的结晶方向形成，之后，通过热处理提高结晶性。另一方面，例如，第一缓冲层120的厚度为2nm-10nm。
种子层130形成于第一缓冲层120。种子层130可由使合成交换半磁性层140结晶形成的物质形成。即，种子层130可向合成交换半磁性层140的第一磁性层141及第二磁性层143所需要的结晶方向形成。例如，可由向面心立方结构111的方向或六角紧密堆积结构001(Hexagonal Close-Packed Structure，HCP)的方向，使结晶的形成简单的金属形成。这种种子层130可包含选自由钽(Ta)、钌(Ru)、钛(Ti)、钯(Pd)、铂(Pt)、镁(Mg)、钴(Co)、铝(Al)及钨(W)组成的组中的金属或它们的合金。优选地，种子层130可由铂金(Pt)形成，且厚度为1nm-3nm。
合成交换半磁性层140形成于种子层130。合成交换半磁性层140起到对固定层160的磁化进行固定的作用。合成交换半磁性层140包括第一磁性层141、非磁性层142及第二磁性层143。即，合成交换半磁性层140中，第一磁性层141和第二磁性层143以非磁性层142为介质反铁磁性结合。此时，第一磁性层141和第二磁性层143可具有向面心立方结构111方向或六角紧密堆积结构001方向的结晶。并且，第一磁性层141及第二磁性层143的磁化方向不平行，例如，第一磁性层141向上侧方向(即，上部电极200方向)磁化，第二磁性层143向下侧方向(即，基板100方向)磁化。相反，第一磁性层141向下侧方向磁化，第二磁性层143向上侧方向磁化。第一磁性层141及第二磁性层143呈磁性金属和非磁性金属交替层叠的结构。磁性金属可以为选自由铁(Fe)、钴(Co)及镍(Ni)等组成的组中的单一金属它们的合金。非磁性金属可利用选自由(Cr)、铂(Pt)、钯(Pd)、铱(Ir)、铑(Rh)、钌(Ru)、锇(Os)、铼(Re)、金(Au)及铜(Cu)组成中的组中的单一金属或它们的合金。例如，第一磁性层141及第二磁性层143可由[Co/Pd]n、[Co/Pt]n或[CoFe/Pt]n(其中，n为1以上的正数)形成。此时，第一磁性层141的厚度大于第二磁性层143的厚度。并且，第一磁性层141呈多层结构，第二磁性层143呈单一层结构。即，第一磁性层141呈磁性金属和非磁性金属反复层叠的结构，第二磁性层143可呈磁性金属和非磁性金属层叠一次，即，单一层结构。例如，第一磁性层141及第二磁性层143可由相同物质或相同厚度形成，第一磁性层141的层叠数大于第二磁性层143的层叠数量。例如，第一磁性层141可由Co及Pt反复层叠6次的[Co/Pt]6形成，第二磁性层143可由Co及Pt反复层叠3次的[Co/Pt]3形成。此时，例如，Co的厚度为0.3nm-0.5nm，Pt的厚度小于Co的厚度，例如，可以为0.2nm-0.4nm。非磁性层形成于第一磁性层141与第一磁性层143之间，可由第一磁性层141及第二磁性层143半磁性结合的物质形成。例如，非磁性层142可由选自由钌(Ru)、铑(Rh)、锇(Os)、铼(Re)及铬(Cr)组成的组中的单独或它们的合金形成，优选地，可由钌(Ru)形成。另一方面，在第二磁性层143呈单一层叠结构，即，单一层的情况下，第一磁性层141的厚度也可以减少，由此，可减少整体存储器件的厚度。即，以非磁性体142为中心，第一磁性层141的磁化值与第二磁性层143及固定层160的磁化值相同。但是，在第二磁性层143呈多层结构的情况下，为使第二磁性层143及固定层160的磁化值之和与第一磁性层141的磁化值相同，第一磁性层141的反复次数需要大于第二磁性层143的次数。但是，本发明中，第二磁性层143为单一结构，由此，第一磁性层141的层叠次数比以往减少，由此，存储器件的整体厚度可以减少。
分离层150形成于合成交换半磁性层140的上部。因形成分离层150，合成交换半磁性层140与固定层160的磁化相互独立发生。并且，分离层150由可提高包括固定层160、隧道结170及自由层180的磁隧道结的结晶性的物质形成。为此，分离层150可由多结晶物质，例如，体心立方结构结构的导电物质形成，可由钨(W)形成。如上所述，分离层150由多结晶物质形成，由此，可提高包括形成于上部的固定层160、隧道结170及自由层180的磁隧道结的结晶性。即，若形成多结晶的分离层150，则形成于其上部的非晶质的磁隧道结沿着分离层150的结晶方向形成，之后，若为了垂直磁各向异性而执行热处理，则与以往相比，磁隧道结的结晶性得到提高。尤其，若将W用为分离层150，则在400℃以上，例如，400℃-500℃的高温热处理之后结晶化，由此，抑制向隧道结170的不同物质的扩散，进而，使固定层160及自由层180结晶化来维持磁隧道结的垂直磁各向异性。即，若磁隧道结的结晶性得到提高，则当施加磁场时，发生很大的磁化，在平行状态下，通过磁隧道结流动的电流增加。因此，若将这种磁隧道结适用于存储器件，则器件的动作速度及可靠性得到提高。另一方面，例如，分离层150的厚度为0.2nm-0.5nm。其中，合成交换半磁性层140的第二磁性层143和固定层160需要铁耦合(ferro coupling)，固定层160的磁化方向才能够被固定，若利用W的分离层150的厚度大于0.5nm，则因分离层150的厚度增加，固定层160的磁化方向不会被固定，具有与自由层180相同的磁化方向，在磁存储器器件中，不会发生需要的相同磁化方向及不同磁化方向，从而不起到存储器的作用。
固定层160形成于分离层150，由铁磁物质形成。固定层160在规定范围内的磁场中，沿着磁化的方向固定，由磁化物质形成。例如，磁化可从上部朝向下部的方向固定。例如，这种固定层160可利用全赫斯勒(Full-Heusler)半金属类合金、非晶质类稀土类元素合金、铁磁金属(ferromagnetic metal)和非磁性金属(nonmagnetic matal)交替层叠的薄膜、具有L10型结晶结构的合金或钴基合金等的铁磁物质来形成。全赫斯勒半金属类合金为CoFeAl、CoFeAlSi等，非晶质类稀土类元素合金为TbFe、TbCo、TbFeCo、DyTbFeCo、GdTbCo等。并且，非磁性金属和磁性金属交替层叠的多层薄膜为Co/Pt、Co/Pd、CoCr/Pt、Co/Ru、Co/Os、Co/Au,、Ni/Cu、CoFeAl/Pd、CoFeAl/Pt、CoFeB/Pd、CoFeB/Pt等。而且，具有L10型结晶结构的合金为Fe50Pt50、Fe50Pd50、Co50Pt50、Fe30Ni20Pt50、Co30Ni20Pt50等。并且，钴基合金为CoCr、CoPt、CoCrPt、CoCrTa、CoCrPtTa、CoCrNb、CoFeB等。在这种物质中，CoFeB单一层的厚度大于CoFeB和Co/Pt或Co/Pd的厚度，因此，磁阻抗比可以增加。并且，与如Pt或Pd等的金属相比，CoFeB简单进行蚀刻，因此，CoFeB单一层的制造工序比含有Pt或Pd等的多层结构的制造工序简单。不仅如此，调节CoFeB的厚度来具有垂直磁化和水平磁化。因此，本发明实施例利用CoFeB单一层来形成固定层160，CoFeB由非结晶形成之后，通过热处理被纹理(texturing)成体心立方结构100。
隧道结170形成于固定层160，从而分离固定层160和自由层180。隧道结170可在固定层160和自由层180之间实现量子力学隧穿(quantum mechanical tunneling)。这种隧道结170可由氧化镁(MgO)、氧化铝(Al2O3)、氧化硅(SiO2)、氧化钽(Ta2O5)、氮化硅(SiNx)等形成。在本发明的实施例中，隧道结170使用多结晶的氧化镁。氧化镁通过热处理被纹理成体心立方结构100。
自由层180形成于隧道结170。这种自由层180不向磁化方向固定，而向与一方向相向的另一方向变化。即，自由层180与固定层160的磁化方向相同(即，平行)，也可以相反(即，不平行)。磁隧道结使根据自由层180和固定层160的磁化排列改变的阻抗值与“0”或“1”的信息相对应，由此，可用为存储器件。例如，当自由层180的磁化方向与固定层160平行时，磁隧道结的阻抗值变小，在此情况下，可将数据为“0”。并且，当自由层180的磁化方向与固定层160不平行时，磁隧道结的阻抗值变大，在此情况下，数据为“1”。例如，这种自由层180可由全赫斯勒半金属类合金、非晶质类稀土类元素合金、铁磁金属和非磁性金属交替层叠的薄膜、具有L10型结晶结构的合金或钴基合金等的铁磁物质来形成。另一方面，自由层180可呈第一自由层181、插入层182及第二自由层183的层叠结构。即，自由层180呈通过插入层182上下分离的第一自由层181及第二自由层183的结构。其中，第一自由层181及第二自由层183可向相同方向磁化，也可以向不同方向磁化。例如，第一自由层181及第二自由层183可分别具有垂直磁化，第一自由层181具有垂直磁化，第二自由层183可具有水平磁化。并且，插入层182可由不具有磁化的体心立方结构的物质形成。即，第一自由层181垂直磁化，插入层182不被磁化，第二自由层183垂直或水平磁化。此时，第一自由层181及第二自由层183分别由CoFeB形成，第一自由层181的厚度小于或等于第二自由层183的厚度。并且，插入层182的厚度小于第一自由层181及第二自由层183的厚度。例如，第一自由层181及第二自由层183利用CoFeB来形成0.5nm-1.5nm厚度，插入层182可将体心立方结构结构的物质，例如，W形成为0.2nm-0.5nm的厚度。
第二缓冲层190形成于自由层180上。这种第二缓冲层190可由氧化镁(MgO)、氧化铝(Al2O3)、氧化硅(SiO2)、氧化钽(Ta2O5)等形成。即，第二缓冲层190可由氧化物形成。本发明实施例中，第二缓冲层190利用多结晶的氧化镁。这种第二缓冲层190为使自由层180具有垂直磁特性而形成。即，第二缓冲层190的氧向自由层180扩散来与自由层180内的物质相结合，由此，自由层180具有垂直磁特性。另一方面，例如，第二缓冲层190的厚度可以为0.8nm-1.2nm。
覆盖层200形成于第二缓冲层190。这种覆盖层200由多结晶物质，例如，体心立方结构结构的导电物质形成。例如，覆盖层200可由钨(W)形成。上述覆盖层200由多结晶物质形成，由此，可提高上述下部的磁隧道结的结晶性。即，若在体心立方结构分离层150形成非结晶的磁隧道结，则非结晶的磁隧道结沿着分离层150的结晶方向形成，若在磁隧道结形成体心立方结构结构的覆盖层200，之后进行热处理，则磁隧道结的结晶性进一步提高。并且，覆盖层200防止上部电极210的扩散。例如，这种覆盖层200的厚度为1nm-6nm。
上部电极210形成于覆盖层200。这种上部电极210可利用导电物质形成，金属、金属氧化物、金属氮化物等形成。例如，上部电极210可由选自由钽(Ta)、钌(Ru)、钛(Ti)、钯(Pd)、铂(Pt)、镁(Mg)组成的组中的单一金属或它们的合金。
如上所述，本发明实施例的存储器件中，下部电极110由多结晶物质形成，在上部形成合成交换半磁性层140之后，形成磁隧道结。因此，合成交换半磁性层140的面心立方结构111结构不向磁隧道结扩散，因此，可保存磁隧道结的体心立方结构100结晶，由此，磁隧道结的磁化方向急剧变化，从而可提高存储器的动作速度。并且，本发明中，分离层150、插入层182及覆盖层200的至少一个，优选地，所有利用钨等的体心立方结构结构的位置来形成，由此，在约为400℃的温度条件下，磁隧道结可维持垂直磁各向异性。即，在形成上部电极210之后，在约为400℃的温度条件下，实施钝化工序和金属配线工序，将钽(Ta)用为分离层或覆盖层的以往，上述温度条件下，钽会扩散，从而导致磁隧道结的垂直磁各向异性的降低，本发明形成不扩散的钽来维持磁隧道结的垂直磁各向异性。
图13为示出具有本发明实施例的双重自由层的磁隧道结的晶格常数的简图。即，示出将利用层叠MgO隧道结、CoFeB第一自由层、插入层、CoFeB第二自由层及MgO缓冲层的磁隧道结的Ta作为插入层的比较例(图13(a))和将W用为插入层的实施例(图13(b))的晶格常数的简图。在将Ta作为插入层用在第一自由层及第二自由层之间的比较例的情况下，Ta的晶格常数为330pm，两个CoFeB自由层的晶格常数为286pm，Ta插入层和第一CoFeB自由层及第二CoFeB自由层会之间的晶格结构错配率为-15.3％及13.3％。但是，在将W作为插入层用于第一自由层及第二自由层之间的实施例的情况下，W的晶格常数为316pm，W插入层和第一CoFeB自由层及第二CoFeB自由层会之间的晶格结构错配率为-10.4％及9.5％。即，W与CoFeB的晶格结构错配率低于Ta与CoFeB的晶格常数错配率。晶格结构的错配率越低，扩散的发生减少，因此，与将Ta用为插入层的比较例相比，将W用为插入层的实施例中，向插入层物质的自由层的扩散减少。因此，可将晶格常数低于Ta的物质用为分离层、插入层及覆盖层，可将晶格常数小于Ta，且体心立方结构物质，作为3d过渡金属的钒(302pm)、铬(288pm)、钼(315pm)等来代替使用。即，将晶格常数小于330pm，例如，280pm以上，且小于330pm，体心立方结构结构的物质用为分离层、插入层及覆盖层物质。
图14及图15为示出比较例及本发明实施例的存储器件的400℃热处理之后的垂直磁各向异性特性的图。即，图14示出在基板层叠下部电极、合成交换半磁性层、分离层、磁隧道结、覆盖层及上部电极，磁隧道结的自由层为在第一自由层及第二自由层之间形成插入的结构分别以Ta形成分离层、插入层及覆盖层的垂直磁各向异性特性，图15示出分离层、插入层及覆盖层分别由W形成的垂直磁各向异性特性。如图14及图15所示，比较例和实施例中，1.5[kOe]以上(a区域)或-1.5[kOe]以下的区域(c区域)中，固定层和合成交换半磁性层的垂直磁特性几乎相同。但是，在呈现出用于确保隧道磁阻比的双重自由层，即，双重信息存储层的垂直磁特性的-500[Oe]至500[Oe](b区域)中，比较例及实施例的垂直磁特性存在差异。如图14所示，在利用Ta的比较例的情况下，在400℃热处理之后，双重自由层的垂直磁特性劣化，从而起到信息存储作用。但是，如图15所示，利用W的实施例中，在400℃的热处理之后，W的扩散程度小于Ta的扩散程度，因此，双重自由层的垂直磁特性劣化。
图16及图17为示出双重自由层(b区域)的垂直磁各向异性特性的图。即，在-500[Oe]至500[Oe]中呈现出双重自由层，即，双重信息存储层的垂直磁特性。在使用Ta的比较例的情况下，如图16所示，未呈现出尘现出垂直特性的矩形，垂直磁化量(magnetic momet)为140μemu，在400℃的热处理之后，呈现出低的磁共振比。但是，如图17所示，在利用W的实施例的情况下，在400℃的热处理之后，也具有几乎完整的矩形，双重自由层的垂直磁化率值为165μemu，从而呈现出高的磁共振比。另一方面，通常，单一信息存储层，即，单一CoFeB自由层的自由率为80～90μemu。
图18为示出比较例及本发明实施例的双重自由层之间的插入层的厚度变化的磁共振比的图。即，比较例的Ta插入层及实施例的W插入层的厚度为0.2nm至0.7nm，在400℃热处理之后，测定磁共振比。比较例中，Ta插入层的厚度在0.4nm至0.53nm的范围内维持98％的磁共振比。但是，实施例中，W插入层的厚度在0.3nm至0.53nm的范围中维持133％的磁共振比。因此，在将W利用为分离层、插入层及覆盖层的情况下，在后续400℃工序中，磁隧道结不会被劣化。并且，可利用Ta插入层的厚度为0.3nm至0.4nm，在使用W插入层的情况下，可确保约为2倍的0.3nm至0.5nm。
以下，参照图19至图21，说明本发明另一实施例的存储器件。
图19为本发明一实施例的存储器件的剖视图，旋转移力矩磁随机存取存储器器件的剖视图。
参照图19，本发明一实施例的存储器件包括形成于基板100的下部电极110、第一缓冲层120、种子层130、合成交换半磁性层140、第二缓冲层150、分离层160、固定层170、隧道结180、自由层190、第二缓冲层200、覆盖层210及上部电极220。其中，合成交换半磁性层140层叠第一磁性层141、非磁性层142及第二磁性层143的结构，固定层160、隧道结170及自由层180形成磁隧道结。即，本发明的存储器件中，在基板100先形成合成交换半磁性层140，在上部形成磁隧道结。
基板100可利用半导体基板。例如，基板100可利用硅基板、砷化镓基板，硅锗基板，氧化硅膜基板，在本实施例中利用硅基板。并且，在基板100形成包括三极管的选择器件。另一方面，在基板100可形成绝缘层(未图示)。即，绝缘层可覆盖选择器件等的固定的结构物，绝缘层可形成使选择器件的至少一部分漏出的连接孔。这种绝缘层利用硅氧化膜(SiO2)等来形成。
下部电极110形成于基板100。这种下部电极110可利用金属、金属氮化物等的导电物质形成。并且，本发明的下部电极110可由至少一个层形成。即，下部电极110可由单一层形成，也可以由两个以上的多个层形成。在下部电极110由单一层形成的情况下，例如，可由氮化钛薄膜(TiN)等的金属氮化物形成。并且，例如，下部电极110可由第一下部电极及第二下部电极的双重结构形成。其中，第一下部电极可形成于基板100，第二下部电极可形成于第一下部电极。另一方面，在基板100形成绝缘层的情况下，第一下部电极可形成于绝缘层，且可形成于绝缘层内部，由此，可以与在基板100形成的选择器件相连接。这种下部电极110可由多结晶(polycrystal)的导电物质形成。即，第一下部电极及第二下部电极可由体心立方结构的导电物质形成。例如，第一下部电极可由钨(W)等的金属形成，第二下部电极可由氮化钛薄膜(TiN)等的金属氮化物形成。
第一缓冲层120形成于下部电极110的上部。第一缓冲层120为了解除下部电极110与种子层130的晶格常数不相同而由与下部电极110的整合性优秀的物质形成。例如，在下部电极110或第二下部电极由TiN形成的情况下，第一缓冲层120可利用与TiN的晶格整合性优秀的钽(Ta)形成。其中，Ta为非晶质，下部电极110为多晶质，因此，非晶质的缓冲层可沿着多结晶的下部电极110的结晶方向形成，之后，通过热处理提高结晶性。另一方面，例如，第一缓冲层120的厚度为2nm-10nm。
种子层130形成于第一缓冲层120。种子层130可由使合成交换半磁性层140结晶形成的物质形成。即，种子层130可向合成交换半磁性层140的第一磁性层141及第二磁性层143所需要的结晶方向形成。例如，可由向面心立方结构111的方向或六角紧密堆积结构001(Hexagonal Close-Packed Structure，HCP)的方向，使结晶的形成简单的金属形成。这种种子层130可包含选自由钽(Ta)、钌(Ru)、钛(Ti)、钯(Pd)、铂(Pt)、镁(Mg)、钴(Co)、铝(Al)及钨(W)组成的组中的金属或它们的合金。优选地，种子层130可由铂金(Pt)形成，且厚度为1nm-3nm。
合成交换半磁性层140形成于种子层130。合成交换半磁性层140起到对固定层160的磁化进行固定的作用。合成交换半磁性层140包括磁性层141、非磁性层142。本发明的合成交换半磁性层分别包括一个磁性层及非磁性层。此时，磁性层141可具有向面心立方结构111方向或六角紧密堆积结构001方向的结晶。并且，磁性层141向上侧方向(即，上部电极220方向)或下侧方向(即，基板100方向)磁化。磁性层141呈磁性金属和非磁性金属交替层叠的结构。磁性金属可以为选自由铁(Fe)、钴(Co)及镍(Ni)等组成的组中的单一金属它们的合金。非磁性金属可利用选自由(Cr)、铂(Pt)、钯(Pd)、铱(Ir)、铑(Rh)、钌(Ru)、锇(Os)、铼(Re)、金(Au)及铜(Cu)组成中的组中的单一金属或它们的合金。例如，磁性层141可由[Co/Pd]n、[Co/Pt]n或[CoFe/Pt]n(其中，n为1以上的正数)形成。即，磁性层呈磁性金属和非磁性金属反复层叠的结构。例如，磁性层141可由Co及Pt反复层叠3次的[Co/Pt]3形成。此时，例如，Co的厚度为0.3nm-0.5nm，Pt的厚度小于Co的厚度，例如，可以为0.2nm-0.4nm。非磁性层142可由非磁性物质形成，例如，非磁性层142可由选自由钌(Ru)、铑(Rh)、锇(Os)、铼(Re)及铬(Cr)组成的组中的单独或它们的合金形成，优选地，可由钌(Ru)形成。例如，非磁性层141可呈Co/Ru/Co的结构。上述磁性层141形成一个，从而形成合成交换半磁性层140，由此，合成交换半磁性层140的厚度可以减少，从而可减少存储器件的整体厚度。
第二缓冲层150形成于合成交换半磁性层140。即，第二缓冲层150形成于非磁性层142上。这种第二缓冲层150可以为单一层结构的磁性层。并且，第二缓冲层150可具有向面心立方结构111方向或六角紧密堆积结构001方向的结晶。因此，第二缓冲层150以非磁性层142为介质与合成交换半磁性层140的磁性层141反铁磁性结合。或者，磁性层141和第二缓冲层150的磁化方向不平行，例如，例如，磁性层141向上侧方向(即，上部电极220方向)磁化，第二缓冲层150向下侧方向(即，基板100方向)磁化。相反，磁性层141向下侧方向磁化，第二缓冲层150向上侧方向磁化。这种第二缓冲层150可呈磁性金属和非磁性金属层叠一次的结构。磁性金属可以为选自由铁(Fe)、钴(Co)及镍(Ni)等组成的组中的单一金属它们的合金。非磁性金属可利用选自由(Cr)、铂(Pt)、钯(Pd)、铱(Ir)、铑(Rh)、钌(Ru)、锇(Os)、铼(Re)、金(Au)及铜(Cu)组成中的组中的单一金属或它们的合金。例如，第二缓冲层150可由Co/Pd、Co/Pt或CoFe/Pt形成。即，第二缓冲层150可呈磁性金属和非磁性金属层叠一次，即，单一层叠结构。此时，Co的厚度为0.3nm-0.5nm，Pt的厚度小于Co的厚度，例如，可以为0.2nm-0.4nm。其中，以非磁性层142为中心，磁性层141的磁化值与第二缓冲层150及固定层170的磁化值之和相同。
分离层160形成于第二缓冲层150的上部。因形成分离层160，合成交换半磁性层140与固定层170的磁化相互独立发生。并且，分离层160由可提高包括固定层170、隧道结180及自由层190的磁隧道结的结晶性的物质形成。为此，分离层160可由多结晶物质，例如，体心立方结构结构的导电物质形成，可由钨(W)形成。如上所述，分离层160由多结晶物质形成，由此，可提高包括形成于上部的固定层170、隧道结180及自由层190的磁隧道结的结晶性。即，若形成多结晶的分离层160，则形成于其上部的非晶质的磁隧道结沿着分离层160的结晶方向形成，之后，若为了垂直磁各向异性而执行热处理，则与以往相比，磁隧道结的结晶性得到提高。尤其，若将W用为分离层160，则在400℃以上，例如，400℃-500℃的高温热处理之后结晶化，由此，抑制向隧道结180的不同物质的扩散，进而，使固定层180及自由层190结晶化来维持磁隧道结的垂直磁各向异性。即，若磁隧道结的结晶性得到提高，则当施加磁场时，发生很大的磁化，在平行状态下，通过磁隧道结流动的电流增加。因此，若将这种磁隧道结适用于存储器件，则器件的动作速度及可靠性得到提高。另一方面，例如，分离层160的厚度为0.2nm-0.5nm。其中，合成交换半磁性层140和固定层170需要铁耦合(ferrocoupling)，固定层170的磁化方向才能够被固定，若利用W的分离层160的厚度大于0.5nm，则因分离层160的厚度增加，固定层170的磁化方向不会被固定，具有与自由层190相同的磁化方向，在磁存储器器件中，不会发生需要的相同磁化方向及不同磁化方向，从而不起到存储器的作用。
固定层170形成于分离层160，由铁磁物质形成。固定层170在规定范围内的磁场中，沿着磁化的方向固定，由磁化物质形成。例如，磁化可从上部朝向下部的方向固定。例如，这种固定层170可利用全赫斯勒(Full-Heusler)半金属类合金、非晶质类稀土类元素合金、铁磁金属(ferromagnetic metal)和非磁性金属(nonmagnetic matal)交替层叠的薄膜、具有L10型结晶结构的合金或钴基合金等的铁磁物质来形成。全赫斯勒半金属类合金为CoFeAl、CoFeAlSi等，非晶质类稀土类元素合金为TbFe、TbCo、TbFeCo、DyTbFeCo、GdTbCo等。并且，非磁性金属和磁性金属交替层叠的多层薄膜为Co/Pt、Co/Pd、CoCr/Pt、Co/Ru、Co/Os、Co/Au,、Ni/Cu、CoFeAl/Pd、CoFeAl/Pt、CoFeB/Pd、CoFeB/Pt等。而且，具有L10型结晶结构的合金为Fe50Pt50、Fe50Pd50、Co50Pt50、Fe30Ni20Pt50、Co30Ni20Pt50等。并且，钴基合金为CoCr、CoPt、CoCrPt、CoCrTa、CoCrPtTa、CoCrNb、CoFeB等。在这种物质中，CoFeB单一层的厚度大于CoFeB和Co/Pt或Co/Pd的厚度，因此，磁阻抗比可以增加。并且，与如Pt或Pd等的金属相比，CoFeB简单进行蚀刻，因此，CoFeB单一层的制造工序比含有Pt或Pd等的多层结构的制造工序简单。不仅如此，调节CoFeB的厚度来具有垂直磁化和水平磁化。因此，本发明实施例利用CoFeB单一层来形成固定层170，CoFeB由非结晶形成之后，通过热处理被纹理(texturing)成体心立方结构100。
隧道结180形成于固定层170，从而分离固定层170和自由层190。隧道结180可在固定层170和自由层190之间实现量子力学隧穿(quantum mechanical tunneling)。这种隧道结170可由氧化镁(MgO)、氧化铝(Al2O3)、氧化硅(SiO2)、氧化钽(Ta2O5)、氮化硅(SiNx)等形成。在本发明的实施例中，隧道结180使用多结晶的氧化镁。氧化镁通过热处理被纹理成体心立方结构100。
自由层190形成于隧道结180。这种自由层190不向磁化方向固定，而向与一方向相向的另一方向变化。即，自由层190与固定层170的磁化方向相同(即，平行)，也可以相反(即，不平行)。磁隧道结使根据自由层190和固定层170的磁化排列改变的阻抗值与“0”或“1”的信息相对应，由此，可用为存储器件。例如，当自由层190的磁化方向与固定层170平行时，磁隧道结的阻抗值变小，在此情况下，可将数据为“0”。并且，当自由层190的磁化方向与固定层170不平行时，磁隧道结的阻抗值变大，在此情况下，数据为“1”。例如，这种自由层190可由全赫斯勒半金属类合金、非晶质类稀土类元素合金、铁磁金属和非磁性金属交替层叠的薄膜、具有L10型结晶结构的合金或钴基合金等的铁磁物质来形成。另一方面，自由层190可呈第一自由层191、插入层192及第二自由层193的层叠结构。即，自由层190呈通过插入层192上下分离的第一自由层191及第二自由层193的结构。其中，第一自由层191及第二自由层193可向相同方向磁化，也可以向不同方向磁化。例如，第一自由层191及第二自由层193可分别具有垂直磁化，第一自由层191具有垂直磁化，第二自由层193可具有水平磁化。并且，插入层192可由不具有磁化的体心立方结构的物质形成。即，第一自由层191垂直磁化，插入层192不被磁化，第二自由层193垂直或水平磁化。此时，第一自由层191及第二自由层193分别由CoFeB形成，第一自由层191的厚度小于或等于第二自由层193的厚度。并且，插入层192的厚度小于第一自由层191及第二自由层193的厚度。例如，第一自由层191及第二自由层193利用CoFeB来形成0.5nm-1.5nm厚度，插入层192可将体心立方结构结构的物质，例如，W形成为0.2nm-0.5nm的厚度。
第三缓冲层200形成于自由层190上。这种第三缓冲层200可由氧化镁(MgO)、氧化铝(Al2O3)、氧化硅(SiO2)、氧化钽(Ta2O5)等形成。即，第三缓冲层200可由氧化物形成。本发明实施例中，第三缓冲层200利用多结晶的氧化镁。这种第三缓冲层200为使自由层190具有垂直磁特性而形成。即，第三缓冲层200的氧向自由层190扩散来与自由层190内的物质相结合，由此，自由层190具有垂直磁特性。另一方面，例如，第三缓冲层200的厚度可以为0.8nm-1.2nm。
覆盖层210形成于第三缓冲层200。这种覆盖层210由多结晶物质，例如，体心立方结构结构的导电物质形成。例如，覆盖层210可由钨(W)形成。上述覆盖层210由多结晶物质形成，由此，可提高上述下部的磁隧道结的结晶性。即，若在体心立方结构分离层160形成非结晶的磁隧道结，则非结晶的磁隧道结沿着分离层160的结晶方向形成，若在磁隧道结形成体心立方结构结构的覆盖层210，之后进行热处理，则磁隧道结的结晶性进一步提高。并且，覆盖层210防止上部电极220的扩散。例如，这种覆盖层210的厚度为1nm-6nm。
上部电极220形成于覆盖层210。这种上部电极220可利用导电物质形成，金属、金属氧化物、金属氮化物等形成。例如，上部电极220可由选自由钽(Ta)、钌(Ru)、钛(Ti)、钯(Pd)、铂(Pt)、镁(Mg)组成的组中的单一金属或它们的合金。
如上所述，本发明实施例的存储器件中，下部电极110由多结晶物质形成，在上部形成合成交换半磁性层140之后，形成磁隧道结。因此，合成交换半磁性层140的面心立方结构111结构不向磁隧道结扩散，因此，可保存磁隧道结的体心立方结构100结晶，由此，磁隧道结的磁化方向急剧变化，从而可提高存储器的动作速度。并且，合成交换半磁性层140呈磁性层141和非磁性层142的结构，由此，合成交换半磁性层140的厚度减少，从而可减少存储器件的整体厚度。即，以往，合成交换半磁性层140在两个磁性层之间以非磁性层的结构形成，相反，本发明中，由一个磁性层和一个非磁性层形成。因此，在后续蚀刻工序等中，可缩减时间，在蚀刻之后，器件的横向及纵向比例降低，从而可以进行稳定的工序。并且，为了形成稀土类物质等合成交换半磁性层140而减少材料的使用量来减少工序成本。
图20为示出分离层厚度的比较例及本发明的实施例的磁阻抗比的图。即，从基板层叠下部电极、种子层、合成交换半磁性层、分离层、具有双重结构的自由层的磁隧道结、覆盖层及上部电极，比较例中，合成交换半磁性层包括第一磁性层、非磁性层及第二磁性层，实施例中，合成交换半磁性层包括磁性层及非磁性层。并且，比较例中，第一磁性层由[Co/Pt]6形成，第二磁性呈由[Co/Pt]3形成，实施例中，磁性层由[Co/Pt]3形成。并且，实施例中，合成交换半磁性层在磁性层与分离层之间形成Co/Pt缓冲层。而且，分离层利用W来形成，且厚度为0.1nm至0.5nm。如图20所示，比较例A中，在0.2nm至0.3nm的厚度中，分离层的磁阻抗比为最大的160％左右。但是，在实施例(B)中，分离层在0.2nm至0.3nm的厚度中，呈现出最大的179％左右的磁阻抗比。因此，与比较例相比，本发明实施例的磁阻抗比高20％左右。这是因为随着合成交换半磁性层的厚度的减少，向磁隧道结扩散的金属的量减少。
图21为示出合成交换半磁性层的位置和分离层的厚度的隧道磁阻比的图。即，示出在分别具有一个磁性层及非磁性层的合成交换半磁性层位于隧道磁接合的上侧的情况下(实施例1)和位于隧道磁接合的下侧的情况下(实施例2)的磁阻抗比。实施例1层叠在基板上形成下部电极、种子层、双重自由层的速调磁接合、分离层、本发明的合成交换半磁性层、覆盖层及上部电极，实施例2层叠在基板具有下部电极、种子层、本发明的合成交换半磁性层、分离层、双重自由层的隧道磁接合覆盖层及上部电极。如图21所示，在实施例1(C)的情况下，分离层在0.55nm厚度下，磁阻抗比为最大的158％左右。但是，实施例2(D)的情况下，分离层在0.2nm至0.3nm厚度下呈现出最大的179％左右的磁阻抗比。因此，本发明实施例2与比较例2相比，磁阻抗比高20％左右。这是因为合成交换半磁性层形成于磁隧道结的上侧的情况下，合成交换半磁性层的物质向磁隧道结扩散，合成交换半磁性层形成于磁隧道结下侧的情况下，合成交换半磁性层的物质不向磁隧道结扩散。
另一方面，本发明的技术思想通过上述实施例具体记述，上述实施例用于上述说明，并非用于限定本发明。并且，本发明所属技术领域的普通技术人员可在本发明的技术思想的范围内进行多种实施。

Claims (18)

1.一种存储器件，其特征在于，在基板上以层叠的方式形成有下部电极、种子层、合成交换半磁性层、分离层、磁隧道结、覆盖层及上部电极，
在所述磁隧道结与所述覆盖层之间形成扩散阻挡层，
其中，在所述存储器件中，所述扩散阻挡层被配置为防止覆盖层物质从所述覆盖层扩散到所述磁隧道结中，其中所述覆盖层由包含钨W的物质形成，且所述扩散阻挡层由原子半径小于形成所述覆盖层的物质形成；
其中所述磁隧道结具有固定层、隧道结和自由层，
其中所述磁隧道结在所述合成交换半磁性层上形成，
其中所述分离层由具有体心立方BCC结构的物质形成，并且通过位于所述合成交换半磁性层和所述磁隧道结之间来独立地导致所述合成交换半磁性层和所述磁隧道结的所述固定层中发生磁化。
2.根据权利要求1所述的存储器件，其特征在于，还包括形成于所述磁隧道结与所述扩散阻挡层之间的氧化物层。
3.根据权利要求1所述的存储器件，其特征在于，所述自由层包括第一磁化层、未进行磁化的插入层和第二磁化层。
4.根据权利要求3所述的存储器件，其特征在于，所述自由层具有垂直磁各向异性。
5.根据权利要求3所述的存储器件，其特征在于，所述覆盖层由具有体心立方BCC结构的物质形成。
6.根据权利要求1所述的存储器件，其特征在于，所述扩散阻挡层由铁Fe、铬Cr、钼M、钒中的至少一种形成。
7.根据权利要求6所述的存储器件，其特征在于，所述扩散阻挡层的厚度为0.1nm至0.7nm。
8.一种存储器件，其特征在于，在基板上以层叠的方式形成有下部电极、种子层、合成交换半磁性层、分离层、磁隧道结、覆盖层及上部电极，其中所述种子层由厚度为2nm至6nm的铂金Pt形成，使所述合成交换半磁性层在面心立方FCC结构(111)方向生长；
其中在所述存储器件中，根据由铂金形成的所述种子层的厚度，磁阻抗比保持为60％至140％，
其中所述磁隧道结具有固定层、隧道结和自由层，
其中所述磁隧道结在所述合成交换半磁性层上形成，
其中所述分离层由具有体心立方BCC结构的物质形成，并且通过位于所述合成交换半磁性层和所述磁隧道结之间来独立地导致所述合成交换半磁性层和所述磁隧道结的所述固定层中发生磁化。
9.一种存储器件，其特征在于，在两个电极之间以层叠的方式形成有种子层、合成交换半磁性层、分离层、磁隧道结及覆盖层，
其中所述磁隧道结包括固定层、隧道结和自由层；所述自由层具有一自由层结构，在所述自由层结构中，第一自由层、插入层以及第二自由层层叠；和
在存储器件中，所述分离层、插入层及覆盖层中的至少一个由体心立方BCC结构的物质形成，其中所述插入层位于所述第一自由层和所述第二自由层之间，并且未进行磁化；
其中，所述磁隧道结在所述合成交换半磁性层上形成，
其中所述分离层由具有体心立方BCC结构的物质形成，并且通过位于所述合成交换半磁性层和所述磁隧道结之间来独立地导致所述合成交换半磁性层和所述磁隧道结的所述固定层中发生磁化。
10.根据权利要求9所述的存储器件，其特征在于，还包括形成于所述磁隧道结与所述覆盖层之间的氧化物层。
11.根据权利要求9或10所述的存储器件，其特征在于，所述分离层、所述插入层及所述覆盖层的至少一个由晶格常数小于330pm的物质形成。
12.根据权利要求11所述的存储器件，其特征在于，所述分离层、所述插入层及所述覆盖层的至少一个由钨W、钒V、铬Cr、钼Mo中的至少一种形成。
13.根据权利要求12所述的存储器件，其特征在于，所述覆盖层的厚度大于所述分离层及所述插入层的厚度，所述分离层与所述插入层的厚度相同或不同。
14.根据权利要求13所述的存储器件，其特征在于，所述覆盖层的厚度为1nm至6nm，所述分离层和所述插入层的厚度为0.2nm至0.5nm。
15.一种存储器件，其特征在于，在两个电极之间以层叠的方式形成有种子层、合成交换半磁性层、分离层、磁隧道结及覆盖层，其中所述合成交换半磁性层包括一个磁性层和一个非磁性层，其中在所述存储器器件中，一个磁性层通过多次交替层叠磁性金属和非磁性金属形成，
其中所述磁隧道结在所述合成交换半磁性层上形成，并且所述存储器件还包括形成于所述合成交换半磁性层和所述分离层之间的缓冲层；
其中所述缓冲层由磁性材料形成以形成单一层，且厚度小于所述合成交换半磁性层的所述磁性层的厚度，
其中所述磁隧道结具有固定层、隧道结和自由层，
其中所述分离层由具有体心立方BCC结构的物质形成，并且通过位于所述合成交换半磁性层和所述磁隧道结之间来独立地导致所述合成交换半磁性层和所述磁隧道结的所述固定层中发生磁化。
16.根据权利要求15所述的存储器件，其特征在于，还包括形成于所述磁隧道结与所述覆盖层之间的氧化物层。
17.根据权利要求15所述的存储器件，其特征在于，所述自由层包括第一自由层、第二自由层及形成于所述第一自由层与第二自由层之间的插入层，
其中所述第一自由层和第二自由层各自由包含CoFeB的物质形成，且所述第一自由层的厚度小于或等于所述第二自由层的厚度。
18.根据权利要求15所述的存储器件，其特征在于，所述分离层的厚度为0.1nm至0.5nm。
CN202310098689.5A 2016-02-05 2017-02-03 存储器件 Pending CN115915906A (zh)

Applications Claiming Priority (10)

Application Number Priority Date Filing Date Title
KR1020160015176A KR101933268B1 (ko) 2016-02-05 2016-02-05 메모리 소자
KR1020160015154A KR101956977B1 (ko) 2016-02-05 2016-02-05 메모리 소자
KR10-2016-0015139 2016-02-05
KR10-2016-0015154 2016-02-05
KR10-2016-0015176 2016-02-05
KR1020160015139A KR101956976B1 (ko) 2016-02-05 2016-02-05 메모리 소자
KR10-2016-0015086 2016-02-05
KR1020160015086A KR101956975B1 (ko) 2016-02-05 2016-02-05 메모리 소자
CN201780022500.7A CN109155360A (zh) 2016-02-05 2017-02-03 存储器件
PCT/KR2017/001234 WO2017135767A1 (ko) 2016-02-05 2017-02-03 메모리 소자

Related Parent Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CN201780022500.7A Division CN109155360A (zh) 2016-02-05 2017-02-03 存储器件

Publications (1)

Publication Number Publication Date
CN115915906A true CN115915906A (zh) 2023-04-04

Family

ID=59499919

Family Applications (2)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CN202310098689.5A Pending CN115915906A (zh) 2016-02-05 2017-02-03 存储器件
CN201780022500.7A Pending CN109155360A (zh) 2016-02-05 2017-02-03 存储器件

Family Applications After (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CN201780022500.7A Pending CN109155360A (zh) 2016-02-05 2017-02-03 存储器件

Country Status (3)

Country Link
US (4) US10453510B2 (zh)
CN (2) CN115915906A (zh)
WO (1) WO2017135767A1 (zh)

Families Citing this family (28)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US10727401B2 (en) * 2017-11-10 2020-07-28 Taiwan Semiconductor Manufacturing Co., Ltd. Magnetic random access memory
KR102169622B1 (ko) * 2018-01-17 2020-10-26 한양대학교 산학협력단 메모리 소자
US10665773B2 (en) 2018-01-26 2020-05-26 Taiwan Semiconductor Manufacturing Company, Ltd. Nitride capping layer for spin torque transfer (STT)-magnetoresistive random access memory (MRAM)
US10944050B2 (en) 2018-05-08 2021-03-09 Applied Materials, Inc. Magnetic tunnel junction structures and methods of manufacture thereof
US11502188B2 (en) 2018-06-14 2022-11-15 Intel Corporation Apparatus and method for boosting signal in magnetoelectric spin orbit logic
US11411173B2 (en) * 2018-06-15 2022-08-09 Intel Corporation Perpendicular spin transfer torque devices with improved retention and thermal stability
US11476412B2 (en) 2018-06-19 2022-10-18 Intel Corporation Perpendicular exchange bias with antiferromagnet for spin orbit coupling based memory
US11770979B2 (en) * 2018-06-29 2023-09-26 Intel Corporation Conductive alloy layer in magnetic memory devices and methods of fabrication
US11616192B2 (en) 2018-06-29 2023-03-28 Intel Corporation Magnetic memory devices with a transition metal dopant at an interface of free magnetic layers and methods of fabrication
US10692569B2 (en) 2018-07-06 2020-06-23 Spin Memory, Inc. Read-out techniques for multi-bit cells
US10559338B2 (en) 2018-07-06 2020-02-11 Spin Memory, Inc. Multi-bit cell read-out techniques
US10879307B2 (en) 2018-09-21 2020-12-29 Taiwan Semiconductor Manufacturing Co., Ltd. Magnetic device and magnetic random access memory
JP2020155442A (ja) 2019-03-18 2020-09-24 キオクシア株式会社 磁気デバイス
US11737368B2 (en) * 2019-03-27 2023-08-22 Intel Corporation Magnetic memory devices and methods of fabrication
KR20210007083A (ko) * 2019-07-09 2021-01-20 삼성전자주식회사 정보 저장 소자 및 그 제조방법
CN112490352B (zh) * 2019-09-11 2023-10-27 上海磁宇信息科技有限公司 磁性随机存储器的磁性隧道结结构
EP3800643A1 (en) * 2019-10-02 2021-04-07 Imec VZW Magnetic device with a hybrid free layer stack
CN112652709A (zh) * 2019-10-10 2021-04-13 上海磁宇信息科技有限公司 磁性隧道结的种子层形成方法
CN112652705B (zh) * 2019-10-10 2023-04-25 上海磁宇信息科技有限公司 磁性隧道结结构及其磁性随机存储器
CN112750944A (zh) * 2019-10-30 2021-05-04 上海磁宇信息科技有限公司 磁性隧道结结构及磁性随机存储器
CN112864306A (zh) * 2019-11-12 2021-05-28 上海磁宇信息科技有限公司 具对称双势垒层的磁性隧道结结构及磁性随机存储器
US11839162B2 (en) 2019-11-22 2023-12-05 Western Digital Technologies, Inc. Magnetoresistive memory device including a plurality of reference layers
CN112864313B (zh) * 2019-11-28 2023-03-21 上海磁宇信息科技有限公司 磁性随机存储器的磁性隧道结结构
CN112928202A (zh) * 2019-12-05 2021-06-08 上海磁宇信息科技有限公司 磁性隧道结结构及其应用的磁性随机存储器
CN112928205B (zh) * 2019-12-05 2023-04-07 上海磁宇信息科技有限公司 提升磁垂直各向异性的磁性隧道结及磁性随机存储器
CN113346006B (zh) * 2020-03-02 2023-03-21 上海磁宇信息科技有限公司 磁性隧道结结构及其磁性随机存储器
JP2021144969A (ja) * 2020-03-10 2021-09-24 キオクシア株式会社 磁気記憶装置
US11585873B2 (en) * 2021-07-08 2023-02-21 Tdk Corporation Magnetoresistive effect element containing two non-magnetic layers with different crystal structures

Family Cites Families (19)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US7973349B2 (en) 2005-09-20 2011-07-05 Grandis Inc. Magnetic device having multilayered free ferromagnetic layer
US20100148167A1 (en) * 2008-12-12 2010-06-17 Everspin Technologies, Inc. Magnetic tunnel junction stack
KR101040163B1 (ko) 2008-12-15 2011-06-09 한양대학교 산학협력단 다치화 구조를 갖는 ｓｔｔ-ｍｒａｍ 메모리 소자와 그 구동방법
US8786036B2 (en) * 2011-01-19 2014-07-22 Headway Technologies, Inc. Magnetic tunnel junction for MRAM applications
US8686484B2 (en) 2011-06-10 2014-04-01 Everspin Technologies, Inc. Spin-torque magnetoresistive memory element and method of fabricating same
US8492169B2 (en) 2011-08-15 2013-07-23 Magic Technologies, Inc. Magnetic tunnel junction for MRAM applications
US8878318B2 (en) * 2011-09-24 2014-11-04 Taiwan Semiconductor Manufacturing Company, Ltd. Structure and method for a MRAM device with an oxygen absorbing cap layer
US8871365B2 (en) 2012-02-28 2014-10-28 Headway Technologies, Inc. High thermal stability reference structure with out-of-plane aniotropy to magnetic device applications
US8900884B2 (en) 2012-06-18 2014-12-02 Headway Technologies, Inc. MTJ element for STT MRAM
KR20140025165A (ko) 2012-08-21 2014-03-04 삼성전자주식회사 자기 메모리 소자의 제조 방법
US8860156B2 (en) * 2012-09-11 2014-10-14 Headway Technologies, Inc. Minimal thickness synthetic antiferromagnetic (SAF) structure with perpendicular magnetic anisotropy for STT-MRAM
WO2014097520A1 (ja) 2012-12-20 2014-06-26 キヤノンアネルバ株式会社 酸化処理装置、酸化方法、および電子デバイスの製造方法
US8981505B2 (en) * 2013-01-11 2015-03-17 Headway Technologies, Inc. Mg discontinuous insertion layer for improving MTJ shunt
US9082960B2 (en) 2013-04-16 2015-07-14 Headway Technologies, Inc. Fully compensated synthetic antiferromagnet for spintronics applications
WO2015141794A1 (ja) * 2014-03-20 2015-09-24 独立行政法人物質・材料研究機構 垂直磁化膜用下地、垂直磁化膜構造、垂直ｍｔｊ素子及びこれらを用いた垂直磁気記録媒体
KR101661275B1 (ko) 2014-04-18 2016-09-29 한양대학교 산학협력단 메모리 소자
JP6375719B2 (ja) * 2014-06-24 2018-08-22 富士電機株式会社 磁性薄膜および磁性薄膜を含む応用デバイス
JP2016066634A (ja) 2014-09-22 2016-04-28 株式会社東芝 磁気論理素子、磁気論理回路、磁気メモリ
US9177573B1 (en) 2015-04-30 2015-11-03 HGST Netherlands B.V. Tunneling magnetoresistive (TMR) device with magnesium oxide tunneling barrier layer and free layer having insertion layer

Also Published As

Publication number Publication date
WO2017135767A1 (ko) 2017-08-10
US10854254B2 (en) 2020-12-01
US20200090720A1 (en) 2020-03-19
US10453510B2 (en) 2019-10-22
US20190244649A1 (en) 2019-08-08
US10643681B2 (en) 2020-05-05
US10783945B2 (en) 2020-09-22
US20190043548A1 (en) 2019-02-07
CN109155360A (zh) 2019-01-04
US20200357450A9 (en) 2020-11-12
US20200066319A1 (en) 2020-02-27

Similar Documents

Publication Publication Date Title
US10643681B2 (en) Memory device
US10580964B2 (en) Memory device
CN107534081B (zh) 存储器件
US11296276B2 (en) Memory device based on multi-bit perpendicular magnetic tunnel junction
US10586919B2 (en) Memory device
US10516097B2 (en) Memory device
CN107454986B (zh) 存储器件
JP6567272B2 (ja) 磁性多層スタック
KR101636492B1 (ko) 메모리 소자
KR101956975B1 (ko) 메모리 소자
CN107735874B (zh) 存储器件
KR101635139B1 (ko) 자기 메모리 소자
US11050014B2 (en) Memory device
CN107710433B (zh) 存储器件
CN107735875B (zh) 存储器件
KR101956976B1 (ko) 메모리 소자
KR101956977B1 (ko) 메모리 소자
KR101933268B1 (ko) 메모리 소자

Legal Events

Date Code Title Description
PB01 Publication
PB01 Publication
SE01 Entry into force of request for substantive examination
SE01 Entry into force of request for substantive examination