JP2003069112A

JP2003069112A - 強磁性トンネル接合素子の製造方法

Info

Publication number: JP2003069112A
Application number: JP2001258268A
Authority: JP
Inventors: Kaoru Mori; 馨森; Atsushi Kamijo; 敦上條
Original assignee: NEC Corp
Current assignee: NEC Corp
Priority date: 2001-08-28
Filing date: 2001-08-28
Publication date: 2003-03-07

Abstract

(57)【要約】【課題】１μｍ以下の膜厚でシート抵抗が０．４Ω以
下であり、かつ凹凸の小さな上部表面を有する下地電極
を持つ、高ＭＲ比かつ高歩留まりの強磁性トンネル接合
素子を、成膜後の表面処理を行うことなく、かつ安価な
装置にて実現する製造方法を提供する。【解決手段】膜厚が１μｍ以下でシート抵抗が０．４
Ω以下の下地電極を持つ強磁性トンネル接合素子におい
て、その下地電極の成膜時に、基板ステージ１６の上下
動機構により基板１２裏面と液化ガス１４で満たした冷
却ブロック１３先端を密着させて基板温度を−１００℃
以下の一定温度に保つ。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明は、強磁性トンネル接
合素子の製造方法に関し、特にトンネルバリア層におけ
る凹凸が小さく、そのため磁気ヘッドやＭＲＡＭ（magn
etic random accese memory）に適した強磁性トンネル
接合素子の製造方法に関する。

【０００２】

【従来の技術】強磁性トンネル接合は、その大きな磁気
抵抗変化率（ＭＲ比）によって、高密度磁気ディスク装
置における再生用磁気ヘッドや高密度固体磁気メモリ
（ＭＲＡＭ）への応用に多くの期待が寄せられている。
一般的な強磁性トンネル接合素子は、下地電極層／第一
強磁性層／絶縁層／第二強磁性層／上部電極層の基本構
造を持つ。ここで、絶縁層は、トンネルバリア層と呼ば
れる数ｎｍ以下の極薄膜であり、Ａｌの表面酸化膜が主
に用いられている。この構造に対して膜面と垂直方向に
電圧をかけたとき、絶縁層（トンネルバリア層）を流れ
る電流（トンネル電流）がそれを挟む両強磁性層の磁化
の相対角度に依存して変化することを利用し、磁気抵抗
効果を得る。絶縁層における電子のトンネル確率は両強
磁性層間の磁化の相対角度が小さいほど高いため、両強
磁性層の磁化方向が平行のときの素子抵抗は小さく、ま
たそれらが反平行のときの素子抵抗は大きくなる。

【０００３】強磁性トンネル接合素子は、層に対して垂
直に電流を流すその形状的特徴から、下地電極層の抵抗
値を素子抵抗に対してある程度低減する必要がある。下
地電極のシート抵抗が素子抵抗よりも大きいと、接合部
に流れ込む電流に接合面内での分布が生じることによ
り、測定される出力電圧に電極抵抗起因の電圧が含有さ
れるので、正常な出力が得られなくなるからである。こ
の問題は一般に形状効果と呼ばれる。アプライドフィジ
クスレターズ第６９巻７０８頁（１９９６年）には、強
磁性トンネル接合素子を作製する際にはこの問題を回避
するために、下地電極層のシート抵抗を素子抵抗値の１
／３以下にしなければならないことが述べられている。

【０００４】強磁性トンネル接合の実用化にとって大き
な障壁は、その特性が極めて構造敏感である点にある。
特にその薄い絶縁膜（トンネルバリア層）は、その膜厚
が素子抵抗を決定する重要な要素となるため、実用化に
際しこれを制御性良く、均質にそして高品質に作製する
工夫が必須となる。

【０００５】特開2000-91668号公報には、真空槽内へ純
酸素を導入することでＡｌを表面酸化しトンネルバリア
層を形成する手法（その場自然酸化法）が開示されてい
る。この手法は、プラズマ酸化又は大気中暴露による酸
化等の手法と比べて均質な絶縁膜が形成されるため、素
子特性のばらつきを低減する効果がある。また、特開20
00-357829号公報には、トンネルバリアとなる金属を極
めて薄く積層してその場自然酸化する、という工程を複
数回繰り返すことによって任意の厚さの絶縁膜を制御性
良く形成する手法が開示されている。

【０００６】上記に加え、更に、下地電極の凹凸を低減
する工夫も必要となる。下地電極の凹凸が大きい場合、
その凹凸はトンネルバリア層にまで引き継がれる。その
ため、トンネルバリア層自体を均質に作製しても、図１
９［１］に模式的に示すようにその下部の凹凸によっ
て、接合領域内において結果的にトンネルバリア層の厚
みにむらができてしまう。その結果、素子特性のばらつ
き及びリーク電流の発生による、素子特性の低下を引き
起こす。ここで強磁性トンネル接合素子特性にとって問
題になる凹凸とは、接合領域内に一様にかつ連続的に存
在する、凹凸周期幅が数十ｎｍ、凹凸高低差が数ｎｍ程
度の薄膜の結晶粒成長に起因する微細な凹凸であり、一
般的には結晶粒サイズと一致する。

【０００７】この微細な凹凸は、原子間力顕微鏡（ＡＦ
Ｍ）装置を用いることによって確認することができる。
ＡＦＭにより求まる面平均粗さ（Ｒａ値）は、上記の微
細な凹凸の平均的な大きさ、すなわち平均的な結晶粒サ
イズの大きさを示す指標となる。特開2000-215415号公
報では、前述のその場自然酸化法を用いた強磁性トンネ
ル接合素子において、下地電極として結晶粒サイズの小
さな材料を選択することにより、ＭＲ比が高くかつ高歩
留まりの素子特性が得られることが開示されている。た
だし、ここでは任意の下地電極材料を自由に選ぶことが
できないので、例えばそのシート抵抗は大きく制限を受
けることになる。

【０００８】なお、任意の材料の表面平坦性を制御する
方法として、特開平9-228040号公報に成膜時のウェハス
テージの温度を−２０℃程度に保持する手法が開示され
ている。この手法により改善される表面平坦性は、コン
タクトホール、ビアホール等の数μｍの開孔部における
段差被覆性や膜厚均等性を指している。しかし、この手
法では、前述の微細な凹凸を低減することができないた
め、強磁性トンネル接合素子の素子特性のばらつきやリ
ーク電流発生を引き起こす。

【０００９】また、任意の材料において、成膜後にイオ
ンビーム等を照射し、その上部を平坦化する手法があ
る。しかし、この手法は、Ａｒイオンなどの照射イオン
が膜面に注入され不純物となったり、結晶粒成長による
凹凸がミリングされる一方で新たなさざ波状の凹凸が生
じたりなど、膜面へのダメージが大きく、強磁性トンネ
ル接合素子の下地電極処理法としては適さない。

【００１０】これらイオンビーム技術の中には、特開平
8-293483号公報に開示されているクラスターイオンによ
る表面処理法のように、個々のミリング粒子の持つエネ
ルギーが小さいために膜面へのダメージが比較的小さい
手法も存在する。しかし、この処理法は、非常に高価な
装置が必要になるという欠点がある。更には、表面凸部
を選択的にミリングしていくその特徴のため、表面処理
前の薄膜の結晶粒サイズが大きい場合には、図１９
［２］に示すように、得られる膜表面の凹凸が連続的で
なくなる。たとえ、粗さの平均値であるＲａ値を結晶粒
サイズが小さい場合（図１９［３］）と同値とすること
ができても、結晶粒サイズが小さい場合（図１９
［３］）と比べて、部分的に凹凸高さのより大きな部分
が存在してしまうので、素子特性のばらつきやリーク電
流が生じることとなる。

【００１１】

【本発明が解決しようとする課題】磁気ヘッド又はＭＲ
ＡＭなどの磁気記録装置の記録密度が向上するに従い、
強磁性トンネル素子の素子抵抗は更に低い値が求められ
ている。そのため、前述の形状効果を解消する必要か
ら、更に低いシート抵抗を持つ強磁性トンネル接合素子
の下地電極が必要となってきている。特に磁気ヘッドへ
の適用に際しては近年では、１〜２Ωμｍ^２程度の素子
抵抗が求められており、その下地電極のシート抵抗は
０．４Ω以下とする必要がある。下地電極のシート抵抗
はその膜厚を厚くすることによって低減できるが、実際
には、素子加工プロセス上の制限からその膜厚は１μｍ
以下とする必要がある。それ以上膜厚が厚い場合、イオ
ンミリングによる下地電極形状加工時にバリ（ミリング
再付着物）が下地電極端部に発生するため、上部電極が
破断して素子動作が不能となる。すなわち、１μｍ以下
の膜厚で０．４Ω以下の下地電極シート抵抗を実現する
必要がある。

【００１２】しかしながら、特開2000-215415号公報に
代表される従来の方法では、これを凹凸の小さな状態で
作製することはできない。なぜなら、上記数値を実現す
るためには金属単体のような比抵抗の小さな材料を下地
電極の主材料として使う必要があるが、これら比抵抗の
小さな金属材料は薄膜の粒成長が起こりやすいため結晶
粒サイズが大きくならざるを得ないからである。前述の
ように、強磁性トンネル接合素子は、その下地電極の凹
凸が大きいと、素子特性のばらつきやリーク電流発生に
よる素子特性の低下を引き起こす。また、特開平8-2934
83号公報に代表される、成膜後にイオンビーム照射によ
る表面処理を行って平坦化する方法では、膜面へのダメ
ージが生ずることや高価な装置が必要となることが問題
となる。

【００１３】

【発明の目的】そこで、本発明の目的は、１μｍ以下の
膜厚、０．４Ω以下のシート抵抗及び凹凸の小さな上部
表面を有する下地電極を持つ、ＭＲ比が高く高歩留まり
の強磁性トンネル接合素子を、成膜後の表面処理を行う
ことなく、かつ安価な装置にて実現する製造方法を提供
することにある。

【００１４】

【課題を解決するための手段】本発明は、基板上に電極
層、第一強磁性層、トンネルバリア層及び第二強磁性層
が順次積層された構造を有するとともに、前記電極層が
膜厚１μｍ以下かつシート抵抗０．４Ω以下かつ前記第
一強磁性層側の表面粗さ（Ｒａ値）０．５ｎｍ以下であ
る強磁性トンネル接合素子の製造方法において、前記基
板の温度を−１００℃以下に保ちつつ前記電極層を成膜
する工程を備えたことを特徴とするものである（請求項
１）。このとき、前記強磁性トンネル接合素子の素子抵
抗値が３０Ωμｍ^２以下である、としてもよい（請求項
２）。基板の温度を−１００℃以下に保ちつつ電極層を
成膜すると、そのＲａ値が極めて小さくなる。したがっ
て、前述の電極層を有する強磁性トンネル接合素子を、
容易に実現できる。

【００１５】前記基板の温度を−１００℃以下に保ちつ
つ前記トンネルバリア層を成膜する工程とを更に備え
た、としてもよい（請求項３）。基板の温度を−１００
℃以下に保ちつつトンネルバリア層を成膜すると、トン
ネルバリア層における原子レベルでの層間ミキシングが
抑えられる。したがって、強磁性トンネル接合素子のＭ
Ｒ比が向上する。

【００１６】前記基板の温度を−１００℃以下に保ちつ
つ金属層を成膜する工程と、この金属層を表面酸化する
ことにより前記トンネルバリア層を形成する工程とを更
に備えた、としてもよい（請求項４）。このとき、前記
金属層がＡｌからなる、としてもよい（請求項５）。基
板の温度を−１００℃以下に保ちつつ金属層を成膜する
と、金属層における原子レベルでの層間ミキシングが抑
えられる。したがって、強磁性トンネル接合素子のＭＲ
比が向上する。

【００１７】前記電極層がＡｇ又はＣｕからなる、とし
てもよい（請求項６）。電極層をＡｇ又はＣｕとする
と、前述の電極層を有する強磁性トンネル接合素子を、
最も容易に実現できる。

【００１８】換言すると、本発明に係る強磁性トンネル
接合素子の製造方法は、充分に小さなシート抵抗（０．
４Ω以下）、充分に薄い膜厚（１μｍ以下）、充分に小
さな表面凹凸（Ｒａ値が０．５ｎｍ以下）、を同時に実
現する下地電極を持つ強磁性トンネル接合素子の製造方
法において、その下地電極成膜時の基板温度が−１００
℃以下に保たれることを特徴とする。好ましくは、前記
強磁性トンネル接合素子の素子抵抗値が３０Ωμｍ^２以
下であることを特徴とする。更に好ましくは、前記強磁
性トンネル接合素子の絶縁層（トンネルバリア層）が、
−１００℃以下の成膜温度で成膜した金属層を表面酸化
することにより形成されることを特徴とする。

【００１９】本発明によれば、強磁性トンネル接合素子
の下地電極に関し、そのシート抵抗値及び膜厚が保たれ
たまま結晶粒サイズが低減される。このため、充分に小
さなシート抵抗、充分に薄い膜厚及び充分に小さな表面
凹凸を同時に実現する下地電極を持つ、高ＭＲ比かつ高
歩留まりな強磁性トンネル接合素子を、成膜後の表面処
理を行うことなくかつ安価な装置にて作製することがで
きる。

【００２０】

【発明の実施の形態】図１は、本発明に係る製造方法の
実施形態１を示す強磁性トンネル接合素子の概略断面図
である。以下、この図面に基づき説明する。

【００２１】実施形態１における強磁性トンネル接合素
子は、基板３０／バッファー層３１／電極層３２／バッ
ファー層３３／強磁性層３４／トンネルバリア層３５／
強磁性層３６／キャップ層３７、の基本構造を有する。

【００２２】まず、基板３０の温度（以下「基板温度」
という。）を室温にした状態で、基板３０上にバッファ
ー層３１を成膜する。続いて基板温度を−１００℃以下
に保った状態で、電極層３２を成膜し、その上に基板温
度を室温の状態に戻して、バッファー層３３、強磁性層
３４及びトンネルバリア層３５を順次形成する。更にそ
の上に、強磁性層３６及びキャップ層３７を成膜するこ
とにより、強磁性トンネル接合素子の基本構造を完成さ
せる。なお、基板温度を−１００℃以下に保った状態
で、電極層３２以外の層を成膜してもよい。

【００２３】本発明の効果は、電極層３２の材料に依ら
ず得られる。ただし、電極層３２の用途としては、比抵
抗の小さなＡｇ、Ｃｕ、Ａｕ、Ａｌ、Ｐｔなどの金属材
料が特に好ましい。

【００２４】バッファー層３１，３３は、それぞれ電極
層３２と基板３０との間、及び強磁性層３４と電極層３
２との間の密着性を高める目的から挿入する少なくとも
一層以上の層であり、Ｔａ、Ｚｒ、Ｔｉ、などが好まし
く、場合によっては省略してもよい。

【００２５】強磁性層３４，３６は、それらの磁化の相
対角度を変化させることが可能なそれぞれ少なくとも一
層以上の磁性材料からなり、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉ、又はそ
れら元素を含む合金、が含まれることが好ましい。ま
た、ゼロ磁場付近での外部磁場に対する抵抗値の線形応
答を得ることを目的として、強磁性層３４，３６のどち
らか一方を反強磁性層や硬質磁性層と組み合わせること
により、その磁化方向を固定する構造は更に好ましい。

【００２６】トンネルバリア層３５は、電子がスピンの
向きを保存してトンネル伝導する層である。トンネルバ
リア層３５の形成には、非磁性体の金属層を成膜した後
に酸素を含むガスによりその場自然酸化する方法、又は
金属層を成膜した後に酸素を含むガスによりプラズマ酸
化して形成する方法、又は絶縁体を直接積層する方法に
より形成することが好ましい。より具体的には、前二者
の方法の場合、Ａｌ、Ｍｇ、Ｔａ又はそれらの元素から
なる合金などの金属層が適している。後者の場合には、
アルミナ、ＭｇＯ、Ｔａ_２Ｏ_５ターゲットをスパッタ
法、同時スパッタ法、又は蒸着法、同時蒸着法により形
成する方法が好ましい。また、トンネルバリア層３５
は、酸化物に限定されるものではなく、ＡｌＮ等の窒化
物であってもよい。また、本発明による効果は、素子抵
抗値が３０Ωμｍ^２以下の薄いトンネルバリア層３５を
持つ強磁性トンネル接合素子において特に顕著に現れ
る。

【００２７】キャップ層３７は、大気暴露による強磁性
層３６の表面変質を防止する目的を持つ少なくとも一層
以上の層であり、Ｔａ、Ｚｒ、Ｔｉ、Ａｌなどが好まし
く、場合によっては省略してもよい。

【００２８】次に、本発明に係る製造方法の実施形態２
を説明する。

【００２９】膜厚が原子数個分に相当するほど極限的に
薄層化の進んだ多層薄膜デバイスにおいては、原子レベ
ルでの層間ミキシングが顕著な問題として現れる。一般
に、多層薄膜の層間には数原子分のミキシング層が存在
すると言われいる。そのため、強磁性トンネル接合素子
におけるトンネルバリア層のようにその膜厚自体が原子
数個分の厚さの場合、一つの層としてトンネルバリア層
を明確に分離形成することが困難となる。つまり、上記
の層間ミキシングの影響により、隣接する強磁性層の構
成原子の酸化物がトンネルバリア層の内部に存在するこ
とになる。この酸化物は、トンネルする電子の磁気スピ
ンを散乱させることにより、強磁性トンネル接合素子の
ＭＲ比を低下させる。そのため、高品質のトンネルバリ
ア層を作製するためには、層間のミキシングを低減する
必要がある。

【００３０】実施形態２では、−１００℃以下の基板温
度で金属層を成膜し、この金属層を表面酸化することに
よりトンネルバリア層を形成する。これにより、実施形
態２における強磁性トンネル接合素子は、トンネルバリ
ア層における原子レベルのミキシングが低減されること
により、より高品質なトンネルバリア層を持つために更
に高ＭＲ比となる。

【００３１】以下、図１に基づき更に詳しく説明する。

【００３２】実施形態２の強磁性トンネル接合素子は、
実施形態１と同様に、基板３０／バッファー層３１／電
極層３２／バッファー層３３／強磁性層３４／トンネル
バリア層３５／強磁性層３６／キャップ層３７、の基本
構造を有する。

【００３３】まず、基板温度を室温にした状態で、基板
３０上にバッファー層３１を成膜する。続いて、基板温
度を−１００℃以下に保った状態で、電極層３２を成膜
する。続いて、基板温度を室温の状態に戻して、その上
にバッファー層３３及び強磁性層３４を成膜する。続い
て、基板温度を−１００℃以下に保った状態で、トンネ
ルバリアとなる金属層を成膜し、それをその場自然酸化
することで、トンネルバリア層３５を形成する。更に、
基板温度を室温の状態に戻して、その上に強磁性層３６
及びキャップ層３７を成膜することにより、強磁性トン
ネル接合素子の基本構造を完成させる。なお、基板温度
を−１００℃以下に保った状態で、電極層３２及びトン
ネルバリアとなる金属層以外の層を成膜してもよい。

【００３４】実施形態１の場合と同じく、本発明の効果
は電極層３２の材料に依らず得られる。ただし、電極層
３２の用途としては、比抵抗の小さなＡｇ、Ｃｕ、Ａ
ｕ、Ａｌ、Ｐｔなどの金属材料が特に好ましい。

【００３５】バッファー層３１，３３は、それぞれ電極
層３２と基板３０との間及び強磁性層３４と電極層３２
との間の密着性を高める目的から挿入する、少なくとも
一層以上の層であり、Ｔａ、Ｚｒ、Ｔｉなどが好まし
く、場合によっては省略してもよい。

【００３６】実施形態１の場合と同じく、強磁性層３
４，３６は、それらの磁化の相対角度を変化させること
が可能な少なくとも一層以上の磁性材料からなり、Ｆ
ｅ、Ｃｏ、Ｎｉ、又はそれら元素を含む合金、が含まれ
ることが好ましい。また、ゼロ磁場付近での外部磁場に
対する抵抗値の線形応答を得ることを目的として、強磁
性層３４，３６のどちらか一方を反強磁性層や硬質磁性
層と組み合わせることにより、その磁化方向を固定する
構造は更に好ましい。

【００３７】トンネルバリアとなる金属層は、Ａｌ、Ｍ
ｇ、Ｔａ又はそれらの元素からなる合金などが適してい
る。実施形態２ではその場自然酸化による酸化方法を示
したが、金属層を成膜した後に酸素を含むガスによりプ
ラズマ酸化してトンネルバリア層３５を形成しても同様
の効果が得られる。また、トンネルバリアとなる金属層
を成膜せずに、代わりに、基板温度を−１００℃以下に
保った状態で絶縁体を直接成膜することでトンネルバリ
ア層３５を形成しても同様の効果が得られる。また、ト
ンネルバリア層３５は、酸化物に限定されるものではな
く、ＡｌＮ等の窒化物であってもよい。

【００３８】キャップ層３７は、大気暴露による強磁性
層３６の表面変質を防止する目的を持つ少なくとも一層
以上の層であり、Ｔａ、Ｚｒ、Ｔｉ、Ａｌなどが好まし
く、場合によっては省略してもよい。

【００３９】

【実施例】具体的な実施例の説明の前に、本発明に係る
製造方法で使用される薄膜形成装置について説明する。
図２は、本発明に係る製造方法で使用される薄膜形成装
置を示す概略断面図である。以下、この図面に基づき説
明する。

【００４０】図２の薄膜形成装置は、薄膜形成方法とし
てスパッタ法を用いた場合の例であり、通常のスパッタ
装置と同様、図示しない真空排気機構及びアルゴン等の
プロセスガスの導入機構、並びに真空チャンバー１０等
を備えている。真空チャンバー１０内にはスパッタター
ゲット１１及び基板１２が配置され、プラズマの作用に
よりスパッタターゲット１１から原料物質がスパッタリ
ングされ基板１２上に堆積される。ただし、通常のスパ
ッタ薄膜形成装置とは異なり、基板１２上方に冷却ブロ
ック１３を備える。冷却ブロック１３は、真空チャンバ
ー１０内においてその底面で基板１２裏面と接触可能で
あって、真空チャンバー１０外から導入された液化ガス
１４で基板１２を冷却できる構造を有する。冷却ブロッ
ク１３底部には温度調節ヒーター１５が内蔵され、この
出力を調整することにより冷却ブロック１３の底面温度
を液化ガス１４の沸点以上の任意温度に一定に保つこと
ができる。冷却ブロック１３の材料としては、熱伝導性
に優れたＣｕを用いている。基板ステージ１６は、図示
しない上下動機構及びバネ機構を備え、基板１２の裏面
と冷却ブロック１３の底面とを任意に密着又は隔離させ
ることができる。

【００４１】まず、予め真空チャンバー１０外から冷却
ブロック１３内へ液化ガス１４を注入し、冷却ブロック
１３内を液化ガス１４で満たす。温度調節ヒーター１５
を作動させ、冷却ブロック１３底面を液化ガス１４の沸
点以上かつ室温以下の任意の温度に一定に保つ。基板温
度を室温以外の温度に一定に保ちつつ成膜する際には、
基板ステージ１６の上下動機構及びバネ機構を用いて基
板１２裏面と冷却ブロック１３底面とを密着させる。密
着後数分間の保持により冷却ブロック１３と基板１２と
の間で充分な熱交換が行われ、基板１２の表面温度を冷
却ブロック１３底面と同温度にまで冷却することができ
る。このようにして、基板１２表面温度を液化ガス１４
の沸点以上かつ室温以下の任意温度に一定に保った状態
のまま、スパッタターゲット１１と基板１２との間に電
圧を印加しつつ、スパッタリングを行って、該当層の成
膜を完了する。該当層以外の層の成膜時には、基板ステ
ージ１６の上下動機構を用いて基板１２と冷却ブロック
１３とを隔離して基板１２の表面温度を室温とすること
で、従来法による通常のスパッタリングを行うことも可
能である。

【００４２】一定に保つ基板表面温度が−１００℃以下
の時、本発明の効果が現れるため、液化ガス１４として
は、沸点の低い液体窒素、液体ヘリウムなどが適してい
る。また、蒸着法など、スパッタ法以外の成膜法におい
ても、同様にして基板裏面に冷却ブロックを密着させて
基板温度を室温以外の温度に一定に保つことができる。

【００４３】

【実施例１】図３は、実施例１を示す断面図である。以
下、この図面に基づき説明する。

【００４４】実施例１として、強磁性トンネル接合素子
の下地電極部分に相当する薄膜電極を作製し諸特性の確
認を行った。その構造及び製造方法を図３を用いて説明
する。本実施例の薄膜電極は、熱酸化シリコン基板４０
／Ｔａ層４１／Ｃｕ層４２／Ｔａ層４３、の基本構造を
有する。本実施例は、図１の実施形態１における電極層
３２としてＣｕを、バッファー層３１，３３としてＴａ
を用いた、強磁性トンネル接合素子の下地電極部分に相
当する薄膜電極である。

【００４５】まず、表面を熱酸化した直径２インチのシ
リコン基板４０上に、基板温度を室温の状態にして、
１．５ｎｍ厚のＴａ層４１を成膜する。続いて、基板温
度を−１７０℃に保った状態にして１００ｎｍ厚のＣｕ
層４２を成膜し、更にその上に基板温度を室温の状態に
戻して３ｎｍ厚のＴａ層４３を成膜し、Ｃｕ薄膜電極を
完成させた。

【００４６】成膜には図２に示した薄膜形成装置を用い
た。具体的には、Ｃｕ製の冷却ブロック１３及び直径２
インチのスパッタターゲット１１を６基備えるＲＦマグ
ネトロンスパッタ装置であり、液化ガス１４として液体
窒素を使用したものである。チャンバー真空度は１×１
０^−９Ｔｏｒｒ（１．３３×１０^−７Ｐａ）、スパッタ
時のアルゴンガス圧は０．８ｍＴｏｒｒ（１０６．４ｍ
Ｐａ）とした。

【００４７】図４は実施例１のＣｕ薄膜電極の膜表面凹
凸を観察したＡＦＭ（atomic forcemicroscope）像であ
る。Ｒａ値は０．３８ｎｍであった。段差測定を行った
結果、本薄膜電極の成膜後の膜厚は９８ｎｍであった。
また、四端子法による抵抗測定の結果、本薄膜電極のシ
ート抵抗は０．３３Ωであった。

【００４８】実施例１の薄膜電極は、シート抵抗０．３
３Ω、膜厚９８ｎｍ、表面凹凸（Ｒａ値）０．３８ｎ
ｍ、であり、強磁性トンネル接合素子の下地電極として
充分に小さなシート抵抗、充分に薄い膜厚、充分に小さ
な表面凹凸、を同時に実現することができる。

【００４９】

【比較例１】実施例１に対する比較例として、全ての層
の成膜時の基板温度を常に室温としたＣｕ薄膜電極を作
製した。その構造及び製造方法を図３を用いて説明す
る。比較例１のＣｕ薄膜電極は、実施例１のそれと同じ
く、熱酸化シリコン基板４０／Ｔａ層４１／Ｃｕ層４２
／Ｔａ層４３、の基本構造を有する。ただし、すべての
層を基板温度が室温の状態にて作製した。

【００５０】すなわち、基板温度を室温の状態にして、
表面を熱酸化した直径２インチのシリコン基板４０上に
１．５ｎｍ厚のＴａ層４１、１００ｎｍ厚のＣｕ層４
２、３ｎｍ厚のＴａ層４３を順次成膜することにより、
比較例１のＣｕ薄膜電極を完成させた。成膜に用いたの
は実施例１で使用したものと同一の図２に示した薄膜形
成装置であるが、基板温度は常に室温とした。その他の
条件は実施例１と全く同じとした。

【００５１】図５は、比較例１のＣｕ薄膜電極の膜表面
凹凸を観察したＡＦＭ像である。Ｒａ値は１．４３ｎｍ
であった。段差測定を行った結果、本薄膜電極の成膜後
の膜厚は９９ｎｍであった。また、四端子法による抵抗
測定の結果、本薄膜電極のシート抵抗は０．３２Ωであ
った。

【００５２】実施例１と比較例１とを比較すると、両者
の違いは、１００ｎｍ厚のＣｕ層４２について基板温度
を−１７０℃に保った状態にして成膜したか、又は基板
温度を室温の状態にして成膜したかだけである。しか
し、それらの表面の凹凸の大きさには、極めて顕著な違
いが見られた。

【００５３】電極表面の面平均粗さ（Ｒａ値）は、比較
例１では１．４３ｎｍであったのに対し、実施例１では
０．３８ｎｍであった。両者ともに、数十ｎｍ周期の一
様で連続的な凹凸が観察されたｓ。その周期幅は、比較
例１（図５）では８０ｎｍであったのに対し、実施例１
（図４）では２０ｎｍに減少した。また同時に凹凸の高
低差も、比較例１（図５）では８．０ｎｍであったのに
対し、実施例１（図４）では０．６ｎｍ以下であった。
一方で、膜厚及びシート抵抗は比較例１及び実施例１と
もにほぼ等しく、Ｃｕの比抵抗はいずれの場合も３．２
μΩｃｍであった。また、Ｘ線回折法により、両者の
（１１１）結晶面配向度も変化がないことを確認し
た。

【００５４】実施例１と比較例１との比較によって、本
発明に係る製造方法における強磁性トンネル接合素子の
下地電極に関し、その結晶性、シート抵抗値及び膜厚が
保たれたまま結晶粒サイズが著しく低減される効果を確
認できる。

【００５５】

【実施例２】実施例１と同一構造（図３）のＣｕ薄膜電
極において、Ｃｕ層４２の成膜時の基板温度を室温から
−１９０℃まで連続的に変化させて複数のＣｕ薄膜電極
を作製し、その基板温度とＲａ値の関係を調べた。

【００５６】本実施例のＣｕ薄膜電極は、実施例１のそ
れと同じく、図３に示すように、熱酸化シリコン基板４
０／Ｔａ層４１／Ｃｕ層４２／Ｔａ層４３、の基本構造
を有する。ただし、実施例１と異なり、Ｃｕ層４２の成
膜時に一定に保つ基板温度を、室温から−１９０℃まで
連続的に変化させた。

【００５７】まず、表面を熱酸化した直径２インチのシ
リコン基板４０上に、基板温度を室温の状態にして、
１．５ｎｍ厚のＴａ層４１を成膜した。続いて、一定に
保つ基板温度を室温から−１９０℃まで連続的に変化さ
せて、１００ｎｍ厚のＣｕ層４２を成膜した。更にその
上に、基板温度を室温の状態に戻して３ｎｍ厚のＴａ層
４３を成膜することにより、実施例２のＣｕ薄膜電極を
完成させた。

【００５８】成膜に用いた薄膜形成装置は、図２に示し
た実施例１で使用したものと同一である。ただし、Ｃｕ
層４２の成膜時には基板温度を連続的に変化させるた
め、冷却ブロック１３を基板裏面に接触させた状態のま
ま、温度調節ヒーター１５の出力を連続的に変化させ
た。その他の条件は実施例１と全く同じとした。

【００５９】図６は、本実施例のＣｕ薄膜電極におい
て、Ｃｕ層４２の成膜時に一定に保つ基板温度と電極表
面の面平均粗さ（Ｒａ値）との関係を示す図である。一
定に保つ基板温度が−１００℃のとき、電極表面のＲａ
値に急激な変化が見られた。−１００℃を越える高温の
ときは電極表面のＲａ値が１．０ｎｍ以上であったのに
対し、−１００℃以下ではＲａ値が０．５ｎｍ以下であ
った。これにより、一定に保つ基板温度が−１００℃以
下のときに、大きな効果が現れることがわかる。

【００６０】

【実施例３】本実施例では、電極層の成膜時に基板温度
を−１７０℃に保った薄膜電極において、電極材料及び
その膜厚を様々に変化させ、その膜厚及びシート抵抗と
Ｒａ値の電極材料依存性とを調べた。本実施例の薄膜電
極は、図７に示すように、熱酸化シリコン基板５０／Ｔ
ａ層５１／金属層５２／Ｔａ層５３、の基本構造を有す
る。ここで金属層５２は、２０〜１００ｎｍ厚のＣｕ、
Ａｇ、Ａｕ、Ａｌ、Ｐｔの各種金属層である。

【００６１】まず、表面を熱酸化した直径２インチのシ
リコン基板５０上に、基板温度を室温の状態にして、
１．５ｎｍ厚のＴａ層５１を成膜する。続いて、基板温
度を−１７０℃に保った状態にして、金属層５２を成膜
する。更に、基板温度を室温の状態に戻して、その上に
３ｎｍ厚のＴａ層５３を成膜することにより、薄膜電極
を完成させた。

【００６２】本実施例で使用した薄膜形成装置は、実施
例１で使用した図２のものと同一である。チャンバー真
空度は１×１０^−９Ｔｏｒｒ（１．３３×１０^−７Ｐ
ａ）、スパッタ時のアルゴンガス圧は０．８ｍＴｏｒｒ
（１０６．４ｍＰａ）とした。

【００６３】本実施例において、各種電極表面の面平均
粗さ（Ｒａ値）は０．１７ｎｍから０．５８ｎｍの値を
示した。

【００６４】図８［１］は、各種薄膜電極の膜厚と電極
表面の面平均粗さ（Ｒａ値）との関係を示す図表であ
る。同図表から、同一の材料の場合、いずれも膜厚の増
大に伴って線形的に電極表面の面平均粗さ（Ｒａ値）が
増大することがわかる。

【００６５】各種薄膜電極のシート抵抗とその表面の面
平均粗さ（Ｒａ値）との関係を、図９の曲線（ａ）に示
す。全てのプロット点は、図中（ａ）で示す同一の双曲
線上に乗ることがわかる。この双曲線には、シート抵抗
が０．４Ω以下でかつ面平均粗さ（Ｒａ値）が０．５ｎ
ｍ以下である点が含まれる。後述の実施例５（図１４）
に示すように、強磁性トンネル接合素子において、下地
電極上部のＲａ値が０．５ｎｍ以下のとき、リーク電流
による特性劣化が解消される。本発明の製造方法を用い
ることによって、充分に小さなシート抵抗（０．４Ω以
下）、充分に薄い膜厚（１μｍ以下）、充分に小さな表
面凹凸（Ｒａ値が０．５ｎｍ以下）、を同時に実現する
下地電極を持つ強磁性トンネル接合素子が得られる。

【００６６】

【比較例２】実施例３に対する比較例として、全ての層
の成膜時の基板温度を常に室温とした薄膜電極におい
て、電極材料及びその膜厚を様々に変化させ、その膜厚
及びシート抵抗とＲａ値の電極材料依存性とを調べた。
比較例３の薄膜電極は、実施例３のそれと同じく、図７
に示すように、熱酸化シリコン基板５０／Ｔａ層５１／
金属層５２／Ｔａ層５３、の基本構造を有する。ここで
金属層５２は、２０〜１００ｎｍ厚のＣｕ、Ａｇ、Ａ
ｕ、Ａｌ、Ｐｔの各種金属層である。ただし、基板温度
を室温の状態にして、全ての層を作製した。

【００６７】まず、基板温度を室温の状態にして、表面
を熱酸化した直径２インチのシリコン基板５０上に１．
５ｎｍ厚のＴａ層５１、金属層５２、３ｎｍ厚のＴａ層
５３を順次成膜することにより、比較例２のＣｕ薄膜電
極を完成させた。成膜に用いたのは実施例３で使用した
ものと同一の図２に示した薄膜形成装置であるが、基板
温度は常に室温とした。その他の条件は実施例３と全く
同じとした。

【００６８】比較例２の各種電極表面の面平均粗さ（Ｒ
ａ値）は、０．１７ｎｍから１．８７ｎｍの値を示し
た。

【００６９】図８［２］は、比較例２の各種薄膜電極の
膜厚と電極表面の面平均粗さ（Ｒａ値）との関係を示す
図表である。図８［１］，［２］により、実施例３と比
較例２とを比較すると、同一材料かつ同一膜厚では、す
べての試料において比較例２の薄膜電極の表面Ｒａ値よ
りも実施例３のそれは小さな値となる。また、図８
［２］から、比較例２においても、同一の材料の場合、
いずれも膜厚の増大に伴って線形的に電極表面の面平均
粗さ（Ｒａ値）が増大することがわかる。

【００７０】比較例２における各種薄膜電極のシート抵
抗とその表面の面平均粗さ（Ｒａ値）との関係を図９の
曲線（ｂ）に示す。比較例２の全てのプロット点は図中
（ｂ）で示す同一の双曲線上に乗ることがわかる。この
双曲線にはシート抵抗が０．４Ω以下でかつ面平均粗さ
（Ｒａ値）が０．５ｎｍ以下である点が含まれない。後
述の実施例５（図１４）に示すように、強磁性トンネル
接合素子において、下地電極上部のＲａ値が０．５ｎｍ
より大きいときには、リーク電流による特性劣化が生じ
る。従来の製造方法では、充分に小さなシート抵抗
（０．４Ω以下）、充分に薄い膜厚（１μｍ以下）、充
分に小さな表面凹凸（Ｒａ値が０．５ｎｍ以下）、を同
時に実現する下地電極を持つ強磁性トンネル接合素子を
得ることは不可能である。

【００７１】

【実施例４】実施形態１の一実施例として強磁性トンネ
ル接合素子を作製した。その膜構造及び製造方法を図面
を用いて説明する。実施例４の強磁性トンネル接合素子
は、図１０に示すように、熱酸化シリコン基板６０／Ｔ
ａ層６１／Ｃｕ層６２／Ｔａ層６３／ＮｉＦｅ層６４／
トンネルバリア層６５／ＮｉＦｅ層６６／ＩｒＭｎ層６
７／Ｔａ層６８、の基本構造を有する。実施形態１に記
載の電極層３２としてＣｕを、またバッファー層３１，
３３及びキャップ層３７には全てＴａを、そして強磁性
層３４，３６にはＮｉＦｅを用い、更に強磁性層３６の
ＮｉＦｅを反強磁性体のＩｒＭｎと組み合わせることで
その磁化方向を固定する構造とした。

【００７２】まず、表面を熱酸化した直径２インチのシ
リコン基板６０上に、基板温度を室温の状態にして、
１．５ｎｍ厚のＴａ層６１を成膜した。続いて、基板温
度を−１７０℃に保った状態にして、１００ｎｍ厚のＣ
ｕ層６２を成膜した。更に、基板温度を室温の状態に戻
して、その上に３ｎｍ厚のＴａ層６３、５ｎｍ厚のＮｉ
Ｆｅ層６４、０．６ｎｍ厚のＡｌを成膜した。続いて、
真空下で５０Ｔｏｒｒ（６６５０Ｐａ）の純酸素を導入
し、室温で１時間保持することにより、Ａｌの自然酸化
を行いトンネルバリア層６５を形成した。酸素を排気
後、同じく基板温度を室温の状態にして、５ｎｍ厚のＮ
ｉＦｅ層６６、１０ｎｍ厚のＩｒＭｎ層６７、５ｎｍ厚
のＴａ層６８、を成膜し、実施例４の強磁性トンネル接
合膜を完成させた。なお、本実施例の強磁性トンネル接
合素子の下地電極部分は、実施例１のＣｕ薄膜電極に相
当する

【００７３】成膜には図２に示した薄膜形成装置を用い
た。具体的には、Ｃｕ製の冷却ブロック１３、及び直径
２インチのスパッタターゲット１１を６基備えるマグネ
トロンスパッタ装置であり、液化ガス１４として液体窒
素を使用したものである。成膜チャンバーの真空度は１
×１０^−９Ｔｏｒｒ（１．３３×１０^−７Ｐａ）、スパ
ッタ時のアルゴンガス圧は０．８ｍＴｏｒｒ（１０６．
４ｍＰａ）とした。

【００７４】次に、完成した強磁性トンネル接合膜に対
して、フォトリソグラフィーとイオンミリング技術を用
いることにより、接合素子形状への加工を行った。その
工程を図面を用いて説明する。図１１及び図１２は実施
例４の強磁性トンネル接合膜の素子形状加工プロセスを
示す図である。ここでは簡略のため、図１０におけるＴ
ａ層６１／Ｃｕ層６２／Ｔａ層６３を下地電極層７１と
表記し、また、ＮｉＦｅ層６６／ＩｒＭｎ層６７／Ｔａ
層６８を強磁性層７４と表記する。ＮｉＦｅ層６４は強
磁性層７２に、また、トンネルバリア層６５はトンネル
バリア層７３に対応する。

【００７５】まず、完成した強磁性トンネル接合膜面上
に下地電極形状のフォトレジスト７５を形成し（図１１
（ａ））、イオンミリングにより接合膜構成の全層を下
地電極の配線パターン形状に加工した（図１１
（ｂ））。フォトレジスト７５を除去した後、膜面上に
接合寸法を規定するフォトレジスト７６を形成し（図１
１（ｃ））、強磁性層７２の上部までをイオンミリング
した（図１１（ｄ））。

【００７６】このフォトレジスト７６を残したまま層間
絶縁層７７を蒸着形成し（図１２（ｅ））、その後フォ
トレジスト７６を除去した（図１２（ｆ））。層間絶縁
層７７にはアルミナを用いた。更にこの上に、フォトレ
ジスト形成、Ａｌ膜の蒸着形成、フォトレジストのリフ
トオフ、の各工程を順に行い、上部電極の配線パターン
を持つ上部電極層７８を形成した（図１２（ｇ））。以
上により強磁性トンネル接合膜の素子形状加工を完了し
た。

【００７７】完成した強磁性トンネル接合素子は、直流
四端子法により磁場中での抵抗変化を測定し、特性評価
を行った。本実施例の強磁性トンネル接合素子の磁気抵
抗曲線を図１３の曲線（ｂ）に示す。

【００７８】本実施例の強磁性トンネル接合素子は、そ
の下地電極の凹凸が小さいためにトンネルバリア層に厚
みむらがなく、５．１Ωμｍ^２と低い素子抵抗でありな
がら、１８％以上のＭＲ比を持つ。なお、本実施例にお
いては反強磁性層としてＩｒＭｎを用いたが、ＦｅＭ
ｎ、ＰｔＭｎ、ＮｉＭｎ等の反強磁性体であっても、類
似の結果が得られた。

【００７９】

【比較例３】実施例４に対する比較例として、全ての層
の成膜時の基板温度を常に室温にして強磁性トンネル接
合素子を作製した。本比較例は、比較例１のＣｕ薄膜電
極を下地電極として用いた強磁性トンネル接合素子であ
る。その構造及び製造方法を図面を用いて説明する。比
較例３の強磁性トンネル接合素子は、実施例４のそれと
同じく、図１０に示すように、熱酸化シリコン基板６０
／Ｔａ層６１／Ｃｕ層６２／Ｔａ層６３／ＮｉＦｅ層６
４／トンネルバリア層６５／ＮｉＦｅ層６６／ＩｒＭｎ
層６７／Ｔａ層６８、の基本構造を有する。ただし、全
ての層を基板温度を室温の状態にして作製した。

【００８０】まず、基板温度を室温の状態にして、表面
を熱酸化した直径２インチのシリコン基板６０上に、
１．５ｎｍ厚のＴａ層６１、１００ｎｍ厚のＣｕ層６
２、３ｎｍ厚のＴａ層６３、５ｎｍ厚のＮｉＦｅ層６
４、０．６ｎｍ厚のＡｌを順次成膜した。続いて、真空
下で５０Ｔｏｒｒ（６６５０Ｐａ）の純酸素を導入し、
室温で１時間保持することにより、Ａｌの自然酸化を行
いトンネルバリア層６５を形成した。酸素を排気後、同
じく基板温度を室温の状態にして、５ｎｍ厚のＮｉＦｅ
層６６、１０ｎｍ厚のＩｒＭｎ層６７、５ｎｍ厚のＴａ
層６８を成膜することにより、比較例３の強磁性トンネ
ル接合膜を完成させた。なお、本比較例の強磁性トンネ
ル接合素子の下地電極部分は、比較例１のＣｕ薄膜電極
に相当する。

【００８１】成膜に用いたのは実施例４で使用したもの
と同一の図２に示した薄膜形成装置であるが、基板温度
は常に室温とした。その他の条件は実施例４と全く同じ
とした。

【００８２】実施例４と同様に図１１及び図１２に示し
た方法により接合素子形状へ加工し、直流四端子法によ
り磁場中での抵抗変化を測定して特性評価を行った。本
比較例の強磁性トンネル接合素子の磁気抵抗曲線を図１
３の曲線（ｃ）に示す。

【００８３】実施例４の強磁性トンネル接合素子と比較
例３のそれを比較すると、両者の違いは、１００ｎｍ厚
のＣｕ層６２について基板温度を−１７０℃に保った状
態にして成膜したか、又は基板温度を室温の状態にして
成膜したかだけである。しかし、それらの磁気抵抗特性
には大きな違いが見られた。ＭＲ比は、比較例３が３．
９％であったのに対し、実施例４が１８．２％であっ
た。また、歩留まりは、比較例３が４４．６％であった
のに対し、実施例４が９８．２％であった。本発明の製
造方法により、ＭＲ比が高く高歩留まりの強磁性トンネ
ル接合素子が得られることがわかる。

【００８４】実施例４及び比較例３の強磁性トンネル接
合素子のそれぞれの下地電極に対応する薄膜電極は、そ
れぞれ図４及び図５に示される実施例１及び比較例１の
Ｃｕ薄膜電極である。したがって、実施例４及び比較例
３の強磁性トンネル接合素子の下地電極上部の凹凸の大
きさにも、顕著な違いがあると考えられる。比較例３の
強磁性トンネル接合素子では、下地電極上部の大きな凹
凸がトンネルバリア層にまで引き継がれ、トンネルバリ
ア層に厚みむらが生じてリーク電流が発生することによ
り、ＭＲ比や歩留まりが劣化したものと考えられる。

【００８５】

【実施例５】本実施例は、実施例２のＣｕ薄膜電極を下
地電極として用いた、複数の強磁性トンネル接合素子で
ある。これにより強磁性トンネル接合素子のＭＲ比と、
Ｃｕ下地電極上部の面平均粗さ（Ｒａ値）との関係を調
べた。その構造及び製造方法を図面を用いて説明する。

【００８６】実施例５の強磁性トンネル接合素子は、実
施例４のそれと同じく、図１０に示すように、熱酸化シ
リコン基板６０／Ｔａ層６１／Ｃｕ層６２／Ｔａ層６３
／ＮｉＦｅ層６４／トンネルバリア層６５／ＮｉＦｅ層
６６／ＩｒＭｎ層６７／Ｔａ層６８、の基本構造を有す
る。ただし、実施例４と異なり、Ｃｕ層６２の成膜時に
一定に保つ基板温度を、室温から−１９０℃まで連続的
に変化させた。

【００８７】まず、表面を熱酸化した直径２インチのシ
リコン基板６０上に、基板温度を室温の状態にして、
１．５ｎｍ厚のＴａ層６１を成膜した。続いて、一定に
保つ基板温度を室温から−１９０℃まで連続的に変化さ
せて、１００ｎｍ厚のＣｕ層６２を成膜した。更に、基
板温度を室温の状態に戻して、その上に３ｎｍ厚のＴａ
層６３、５ｎｍ厚のＮｉＦｅ層６４、０．６ｎｍ厚のＡ
ｌを成膜した。続いて、真空下で５０Ｔｏｒｒ（６６５
０Ｐａ）の純酸素を導入し、室温で１時間保持すること
により、Ａｌの自然酸化を行いトンネルバリア層６５を
形成した。酸素を排気後、同じく基板温度を室温の状態
にして、５ｎｍ厚のＮｉＦｅ層６６、１０ｎｍ厚のＩｒ
Ｍｎ層６７、５ｎｍ厚のＴａ層６８を成膜することによ
り、実施例５の強磁性トンネル接合膜を完成させた。

【００８８】成膜に用いた薄膜形成装置は、実施例４で
用いたものと同一である（図２）。ただし、Ｃｕ層６２
の成膜時には、基板温度を連続的に変化させるため、冷
却ブロック１３を基板裏面に接触させた状態のまま温度
調節ヒーター１５の出力を連続的に変化させた。その他
の条件は実施例４と全く同じとした。

【００８９】実施例４と同様に図１１及び図１２に示し
た方法により接合素子形状へ加工し、直流四端子法によ
り磁場中での抵抗変化を測定して特性評価を行った。本
実施例の強磁性トンネル接合素子のＭＲ比と、それらの
下地電極に対応する薄膜電極の表面Ｒａ値（実施例２）
との関係を図１４に示す。

【００９０】表面Ｒａ値が０．５ｎｍのとき、ＭＲ比に
急激な変化が見られた。Ｒａ値が０．５ｎｍを越えると
ＭＲ比は２％以下であったのに対し、Ｒａ値が０．５ｎ
ｍ以下ではＭＲ比は１３％以上であった。下地電極上部
のＲａ値が０．５ｎｍ以下のときに、リーク電流による
特性劣化が解消されることがわかる。なお、Ａｇ、Ａ
ｕ、Ａｌ、Ｐｔを下地電極として用いた場合も同様の実
験結果が得られた。

【００９１】

【実施例６】実施形態１の一実施例として本発明の製造
方法による強磁性トンネル接合素子を作製した。本実施
例は、トンネルバリア層の膜厚を連続的に変化させた複
数の強磁性トンネル接合素子である。トンネルバリア層
の膜厚を連続的に変化させることにより素子抵抗値を連
続的に変化させ、本発明の製造方法による強磁性トンネ
ル接合素子のＭＲ比とその素子抵抗値との関係を調べ
た。その構造及び製造方法を図面を用いて説明する。

【００９２】実施例６の強磁性トンネル接合素子は、実
施例４のそれと同じく、図１０に示すように、熱酸化シ
リコン基板６０／Ｔａ層６１／Ｃｕ層６２／Ｔａ層６３
／ＮｉＦｅ層６４／トンネルバリア層６５／ＮｉＦｅ層
６６／ＩｒＭｎ層６７／Ｔａ層６８、の基本構造を有す
る。ただし、実施例４と異なり、トンネルバリア層６５
の膜厚を連続的に変化させた。

【００９３】まず、表面を熱酸化した直径２インチのシ
リコン基板６０上に、基板温度を室温の状態にして、
１．５ｎｍ厚のＴａ層６１を成膜した。続いて、基板温
度を−１７０℃に保った状態にして、１００ｎｍ厚のＣ
ｕ層６２を成膜した。更に、基板温度を室温の状態に戻
して、その上に３ｎｍ厚のＴａ層６３、５ｎｍ厚のＮｉ
Ｆｅ層６４を成膜した。続いて、０．６０ｎｍ〜０．７
５ｎｍ厚のＡｌを成膜した後、真空下で５０Ｔｏｒｒ
（６６５０Ｐａ）の純酸素を導入し、室温で１時間保持
することにより、Ａｌの自然酸化を行いトンネルバリア
層６５を形成した。酸素を排気後、同じく基板温度を室
温の状態にして、５ｎｍ厚のＮｉＦｅ層６６、１０ｎｍ
厚のＩｒＭｎ層６７、５ｎｍ厚のＴａ層６８を成膜する
ことにより、実施例６の強磁性トンネル接合膜を完成さ
せた。

【００９４】成膜に用いた薄膜形成装置は、実施例４で
用いたものと同一である（図２）。トンネルバリア層と
なるＡｌの膜厚以外の他の条件は、実施例４と全く同じ
とした。

【００９５】実施例４と同様に図１１及び図１２に示し
た方法により接合素子形状へ加工し、直流四端子法によ
り磁場中での抵抗変化を測定して特性評価を行った。本
実施例の強磁性トンネル接合素子のＭＲ比と素子抵抗値
との関係を、図１５の曲線（ａ）に示す。

【００９６】

【比較例４】実施例６に対する比較例として、全ての層
の成膜時の基板温度を常に室温にして強磁性トンネル接
合素子を作製した。本比較例は、トンネルバリア層の膜
厚を連続的に変化させた複数の強磁性トンネル接合素子
である。トンネルバリア層の膜厚を連続的に変化させる
ことにより素子抵抗値を連続的に変化させ、全ての層の
成膜時の基板温度を常に室温とした強磁性トンネル接合
素子のＭＲ比とその素子抵抗値との関係を調べた。その
構造及び製造方法を図面を用いて説明する。

【００９７】比較例４の強磁性トンネル接合素子は、実
施例６のそれと同じく、図１０に示すように、熱酸化シ
リコン基板６０／Ｔａ層６１／Ｃｕ層６２／Ｔａ層６３
／ＮｉＦｅ層６４／トンネルバリア層６５／ＮｉＦｅ層
６６／ＩｒＭｎ層６７／Ｔａ層６８、の基本構造を有す
る。また、実施例６と同様にトンネルバリア層６５の膜
厚を連続的に変化させた。ただし、実施例６と異なり、
すべての層を基板温度を室温の状態にして作製した。

【００９８】まず、基板温度を室温の状態にして、表面
を熱酸化した直径２インチのシリコン基板６０上に、
１．５ｎｍ厚のＴａ層６１、１００ｎｍ厚のＣｕ層６
２、３ｎｍ厚のＴａ層６３、５ｎｍ厚のＮｉＦｅ層６４
を順次成膜した。続いて、０．６０ｎｍ〜０．７５ｎｍ
厚のＡｌを成膜した後、真空下で５０Ｔｏｒｒ（６６５
０Ｐａ）の純酸素を導入し、室温で１時間保持すること
により、Ａｌの自然酸化を行いトンネルバリア層６５を
形成した。酸素を排気後、同じく基板温度を室温の状態
にして、５ｎｍ厚のＮｉＦｅ層６６、１０ｎｍ厚のＩｒ
Ｍｎ層６７、５ｎｍ厚のＴａ層６８を成膜することによ
り、比較例４の強磁性トンネル接合膜を完成させた。

【００９９】成膜に用いた薄膜形成装置は、実施例６で
用いたものと同一である（図２）。ただし、基板温度は
常に室温とした。その他の条件は実施例６と全く同じと
した。

【０１００】実施例４と同様に図１１及び図１２に示し
た方法により接合素子形状へ加工し、直流四端子法によ
り磁場中での抵抗変化を測定して特性評価を行った。比
較例４の強磁性トンネル接合素子のＭＲ比と素子抵抗値
との関係を、図１５の曲線（ｂ）に示す。

【０１０１】実施例６の強磁性トンネル接合素子と比較
例４のそれとを比較すると、両者の違いは、１００ｎｍ
厚のＣｕ層６２について基板温度を−１７０℃に保った
状態にして成膜したか、又は基板温度を室温の状態にし
て成膜したかだけである。しかし、図１５（ａ）及び図
１５（ｂ）の曲線に示されるそれらのＭＲ比の素子抵抗
値依存性には、大きな違いが見られた。比較例４の強磁
性トンネル接合素子のＭＲ比は、素子抵抗値が３０Ωμ
ｍ^２より大きいときはほぼ３０％程度で一定値を示した
ものの、素子抵抗値が３０Ωμｍ^２以下のときは素子抵
抗値の低下に伴い急激にＭＲ比が低下した。一方で、実
施例６の強磁性トンネル接合素子の場合は、素子抵抗値
が３０Ωμｍ^２での急激なＭＲ比低下は見られず、素子
抵抗値の低下に伴うＭＲ比の減少は緩やかなものであっ
た。

【０１０２】本発明の製造方法による強磁性トンネル接
合素子は、その素子抵抗が３０Ωμｍ^２以下のときに、
特に優れた特性を示すことがわかる。３０Ωμｍ^２以下
の素子抵抗値のトンネルバリア層は非常に膜厚が薄いた
め、下部の凹凸により生じるトンネルバリア層の厚みむ
らが特に大きくリーク電流の発生に影響すると考えられ
る。

【０１０３】

【実施例７】実施形態２の一実施例として本発明の製造
方法による強磁性トンネル接合素子を作製した。その構
造及び製造方法を図面を用いて説明する。本実施例の強
磁性トンネル接合素子は、実施例４のそれと同じく、図
１０に示すように、熱酸化シリコン基板６０／Ｔａ層６
１／Ｃｕ層６２／Ｔａ層６３／ＮｉＦｅ層６４／トンネ
ルバリア層６５／ＮｉＦｅ層６６／ＩｒＭｎ層６７／Ｔ
ａ層６８、の基本構造を有する。

【０１０４】まず、表面を熱酸化した直径２インチのシ
リコン基板６０上に、基板温度を室温の状態にして、
１．５ｎｍ厚のＴａ層６１を成膜した。続いて、基板温
度を−１７０℃に保った状態にして、１００ｎｍ厚のＣ
ｕ層６２を成膜した。更に、基板温度を室温の状態に戻
して、その上に３ｎｍ厚のＴａ層６３、５ｎｍ厚のＮｉ
Ｆｅ層６４を成膜した。続いて、再び基板温度を−１７
０℃に保った状態にして、０．６ｎｍ厚のＡｌを成膜し
た。その後、基板温度を室温の状態に戻し、真空下で５
０Ｔｏｒｒ（６６５０Ｐａ）の純酸素を導入し、室温で
１時間保持することにより、Ａｌの自然酸化を行いトン
ネルバリア層６５を形成した。酸素を排気後、基板温度
を室温の状態にして、５ｎｍ厚のＮｉＦｅ層６６、１０
ｎｍ厚のＩｒＭｎ層６７、５ｎｍ厚のＴａ層６８を成膜
することにより、実施例７の強磁性トンネル接合膜を完
成させた。

【０１０５】成膜に用いた薄膜形成装置は、実施例４で
用いたものと同一である（図２）。その他の条件は実施
例４と全く同じとした。

【０１０６】本実施例の強磁性トンネル接合素子の磁気
抵抗曲線を、図１３の曲線（ａ）に示す。実施例７の強
磁性トンネル接合素子と実施例４のそれとを比較する
と、両者の違いは、０．６ｎｍ厚のトンネルバリア層と
なるＡｌについて基板温度を−１７０℃に保った状態に
して成膜したか、又は基板温度を室温の状態にして成膜
したかだけである。しかし、実施例７の強磁性トンネル
接合素子のＭＲ比は２６％であり、図１３（ｂ）に示さ
れる実施例４の強磁性トンネル接合素子と比較して、更
なるＭＲ比の向上が見られた。なお、本実施例において
は反強磁性層としてＩｒＭｎを用いたが、ＦｅＭｎ、Ｐ
ｔＭｎ、ＮｉＭｎ等の反強磁性体であっても、類似の結
果が得られた。

【０１０７】

【実施例８】実施例４に対する実施例７のＭＲ比向上を
考察するために、強磁性トンネル接合素子の膜構造にお
いて、トンネルバリア層までを積層した多層膜を作製
し、その表面凹凸を調べた。トンネルバリア層となるＡ
ｌの膜厚は０．６ｎｍから４．０ｎｍまで連続的に変化
させ、またトンネルバリア層となるＡｌの成膜時の基板
温度は−１７０℃に保った。その構造及び製造方法を図
面を用いて説明する。

【０１０８】本実施例の多層膜は、図１６に示すよう
に、熱酸化シリコン基板８０／Ｔａ層８１／Ｃｕ層８２
／Ｔａ層８３／ＮｉＦｅ層８４／トンネルバリア層８５
／Ｔａ層８６、の基本構造を有する。

【０１０９】まず、表面を熱酸化した直径２インチのシ
リコン基板８０上に、基板温度を室温の状態にして、
１．５ｎｍ厚のＴａ層８１を成膜した。続いて、基板温
度を−１７０℃に保った状態にして、１００ｎｍ厚のＣ
ｕ層８２を成膜した。更に、基板温度を室温の状態に戻
して、その上に３ｎｍ厚のＴａ層８３、５ｎｍ厚のＮｉ
Ｆｅ層８４を成膜した。続いて、再び基板温度を−１７
０℃に保った状態にして、０．６ｎｍ〜４．０ｎｍ厚の
Ａｌを成膜した。その後、基板温度を室温の状態に戻
し、真空下で５０Ｔｏｒｒ（６６５０Ｐａ）の純酸素を
導入し、室温で１時間保持することにより、Ａｌの自然
酸化を行いトンネルバリア層８５を形成した。酸素を排
気後、基板温度を室温の状態にして、５ｎｍ厚のＴａ層
８６を成膜することにより、実施例８の多層膜を完成さ
せた。

【０１１０】成膜に用いた薄膜形成装置は、実施例７で
用いたものと同一である（図２）。その他、成膜条件は
実施例７と全く同じとした。

【０１１１】実施例８の多層膜の表面Ｒａ値とトンネル
バリア層となるＡｌの膜厚との関係を図１７の曲線
（ａ）に示す。

【０１１２】

【比較例５】実施例８に対する比較例として、強磁性ト
ンネル接合素子の膜構造において、トンネルバリア層ま
でを積層した多層膜を作製し、その表面凹凸を調べた。
トンネルバリア層となるＡｌの膜厚は０．６ｎｍから
４．０ｎｍまで連続的に変化させ、またトンネルバリア
層となるＡｌの成膜時の基板温度は室温とした。その構
造及び製造方法を図面を用いて説明する。

【０１１３】比較例５の多層膜は、実施例８のそれと同
じく、図１６に示すように、熱酸化シリコン基板８０／
Ｔａ層８１／Ｃｕ層８２／Ｔａ層８３／ＮｉＦｅ層８４
／トンネルバリア層８５／Ｔａ層８６、の基本構造を有
する。

【０１１４】まず、表面を熱酸化した直径２インチのシ
リコン基板８０上に、基板温度を室温の状態にして、
１．５ｎｍ厚のＴａ層８１を成膜した。続いて、基板温
度を−１７０℃に保った状態にして、１００ｎｍ厚のＣ
ｕ層８２を成膜した。更に、基板温度を室温の状態に戻
して、その上に３ｎｍ厚のＴａ層８３、５ｎｍ厚のＮｉ
Ｆｅ層８４を成膜した。続いて、０．６ｎｍ〜４．０ｎ
ｍ厚のＡｌを成膜した。その後、真空下で５０Ｔｏｒｒ
（６６５０Ｐａ）の純酸素を導入し、室温で１時間保持
することにより、Ａｌの自然酸化を行いトンネルバリア
層８５を形成した。酸素を排気後、同じく基板温度を室
温の状態にして、５ｎｍ厚のＴａ層８６を成膜すること
により、比較例５の多層膜を完成させた。

【０１１５】成膜に用いた薄膜形成装置は、実施例８で
用いたものと同一である（図２）。ただし、トンネルバ
リア層となるＡｌの成膜時の基板温度は室温とした。そ
の他の条件は実施例８と全く同じとした。

【０１１６】比較例５の多層膜の表面Ｒａ値とトンネル
バリア層となるＡｌの膜厚の関係を図１７の曲線（ｂ）
に示す。実施例８の多層膜と比較例５のそれとを比較す
ると、両者の違いは、トンネルバリア層となるＡｌにつ
いて基板温度を−１７０℃に保った状態にして成膜した
か、又は基板温度を室温の状態にして成膜したかだけで
ある。しかし、図１７（ａ），（ｂ）に示されるその表
面Ｒａ値のトンネルバリア層となるＡｌ膜厚依存性に
は、違いが見られた。Ａｌ膜厚の増加に従い、比較例５
の多層膜の表面Ｒａ値は０．３８ｎｍから１．２１ｎｍ
まで大きく増加したのに対し、実施例８の多層膜のそれ
は０．３８ｎｍから０．４４ｎｍでほぼ一定であった。
しかし、両者に違いが見られたのはＡｌ膜厚が１．０ｎ
ｍより厚いときのみである。Ａｌ膜厚が１．０ｎｍ以下
のときには、実施例８及び比較例５の両者の多層膜の表
面Ｒａ値はともに０．３８ｎｍと下地電極のそれとほぼ
等しく、両者にはまったく違いがなかった。ここで、実
施例４及び実施例７の強磁性トンネル接合素子における
Ａｌ膜厚は、ともに０．６ｎｍであり、１．０ｎｍ以下
である。

【０１１７】したがって、実施例４及び実施例７の強磁
性トンネル接合素子のトンネルバリア層上部のＲａ値も
ともに０．３８ｎｍであり、トンネルバリア層となるＡ
ｌの結晶粒成長に両者の違いは生じていないことがわか
る。実施例４及び実施例７のトンネルバリア層はともに
被覆性に優れたものであると言える。

【０１１８】

【実施例９】実施形態２に特有のＭＲ比向上効果を考察
する実験として、実施例４及び実施例７においてトンネ
ルバリア層６５（０．６ｎｍ厚）までを作製した状態
（図１８）にて、最表面のその場Ｘ線光電子分光法（Ｘ
ＰＳ）分析を行った。

【０１１９】その結果、実施例４では最表面におけるＮ
ｉ及びＦｅ原子の存在を示すピークが観察された一方
で、実施例７にはそれらが観察されなかった。前述のよ
うに実施例４及び実施例７のトンネルバリア層は両者と
もに被覆性に優れていると考えられることから、上記の
ＸＰＳ分析で実施例４に観察されるＮｉ及びＦｅ原子ピ
ークは原子レベルの層間ミキシングにより最表面に現れ
た強磁性層９４の構成原子であると考えられる。実施形
態２に特有のＭＲ比向上効果は、トンネルバリア層のよ
うに極限的に薄層化が進んだ層において顕著な影響とし
て現れる層間のミキシングを低減するものであることが
わかる。なお、図１７から明らかなようにトンネルバリ
アとなるＡｌが１ｎｍより厚い場合には、トンネルバリ
アの被覆性向上による特性向上が期待できる。

【０１２０】上述の実施例１〜実施例９はすべてスパッ
タ法を用いて成膜を行ったが、蒸着法による成膜でも同
様の結果が得られた。

【０１２１】

【本発明の効果】本発明によれば、基板の温度を−１０
０℃以下に保ちつつ電極層を成膜することにより、電極
層のＲａ値を極めて小さくできる。したがって、膜厚１
μｍ以下かつシート抵抗０．４Ω以下かつ第一強磁性層
側のＲａ値０．５ｎｍ以下である電極層を有する強磁性
トンネル接合素子を、容易に実現できる。

【０１２２】また、基板の温度を−１００℃以下に保ち
つつトンネルバリア層（又はトンネルバリアとなる金属
層）を成膜すると、トンネルバリア層における原子レベ
ルでの層間ミキシングが抑えられるので、ＭＲ比を向上
できる。

【０１２３】更に、電極層をＡｇ又はＣｕとすると、前
述の電極層を有する強磁性トンネル接合素子を最も容易
に実現できる。

【０１２４】換言すると、本発明によれば、充分に小さ
なシート抵抗、充分に薄い膜厚、充分に小さな表面凹
凸、を同時に実現する下地電極を持つ、高ＭＲ比かつ高
歩留まりの強磁性トンネル接合素子を、成膜後の表面処
理を行うことなくかつ安価に作製することが可能とな
る。

【図面の簡単な説明】

【図１】実施形態１，２における強磁性トンネル接合素
子の基本構造を示す概略断面図である。

【図２】全ての実施例及び比較例で用いた薄膜形成装置
の成膜室を示した概略断面図である。

【図３】実施例１、実施例２、比較例１のＣｕ薄膜電極
の基本構造を示す概略断面図である。

【図４】実施例１のＣｕ薄膜電極の膜表面凹凸を観察し
たＡＦＭ像である。

【図５】比較例１のＣｕ薄膜電極の膜表面凹凸を観察し
たＡＦＭ像である。

【図６】実施例２の薄膜電極表面のＲａ値と基板温度と
の関係を示すグラフである。

【図７】実施例３及び比較例２の薄膜電極の基本構造を
示す概略断面図である。

【図８】図８［１］は実施例３の薄膜電極表面のＲａ値
とその膜厚との関係を示す図表である。図８［２］は比
較例２の薄膜電極表面のＲａ値とその膜厚との関係を示
す図表である。

【図９】実施例３及び比較例２の薄膜電極表面のＲａ値
とシート抵抗との関係を示すグラフである。

【図１０】実施例４、実施例５、実施例６、実施例７、
比較例３、比較例４の強磁性トンネル接合素子の基本構
造を示す概略断面図である。

【図１１】実施例４、実施例５、実施例６、実施例７、
比較例３、比較例４の強磁性トンネル接合素子の素子形
状加工プロセスを示す概略断面図であり、図１１（ａ）
〜図１１（ｄ）の順に工程が進行する。

【図１２】実施例４、実施例５、実施例６、実施例７、
比較例３、比較例４の強磁性トンネル接合素子の素子形
状加工プロセスを示す概略断面図であり、図１２（ｅ）
〜図１２（ｇ）の順に工程が進行する。

【図１３】実施例４、実施例７、比較例３の強磁性トン
ネル接合素子の磁気抵抗曲線を示すグラフである。

【図１４】実施例５の強磁性トンネル接合素子のＭＲ比
と、下地Ｃｕ電極上部Ｒａ値との関係を示すグラフであ
る。

【図１５】実施例６及び比較例４の強磁性トンネル接合
素子のＭＲ比と素子抵抗値との関係を示すグラフであ
る。

【図１６】実施例８及び比較例５の多層膜の基本構造を
示す概略断面図である。

【図１７】実施例８及び比較例５の多層膜の上部Ｒａ値
とトンネルバリア層となるＡｌの膜厚との関係を示すグ
ラフである。

【図１８】実施例９におけるＸＰＳ分析時の多層膜の基
本構造を示す断面図である。

【図１９】図１９［１］はトンネルバリア層下部の凹凸
が大きい場合のトンネルバリア層の断面模式図である。
図１９［２］は結晶粒サイズの大きな電極表面をクラス
ターイオンビーム処理し、Ｒａ値を０．５ｎｍとした場
合の表面形状の断面模式図である。図１９［３］は結晶
粒サイズが小さく、Ｒａ値が０．５ｎｍである場合の電
極表面形状の断面模式図である。

【符号の説明】

１１スパッタターゲット１２，３０，７０基板１３冷却ブロック１４液化ガス１５温度調節ヒーター１６基板ステージ３１，３３バッファー層３２電極層３４，３６，７２，７４強磁性層３５，６５，７３，８５，９５トンネルバリア層３７キャップ層４０，５０，６０，８０，９０熱酸化シリコン基板４１，４３，５１，５３，６１，６３，６８，８１，８
３，８６，９１，９３Ｔａ層４２，６２，８２，９２Ｃｕ層５２金属層６４，６６，８４，９４ＮｉＦｅ層６７ＩｒＭｎ層７１下地電極層７５，７６フォトレジスト７７層間絶縁層７８上部電極層

Claims

【特許請求の範囲】

【請求項１】基板上に電極層、第一強磁性層、トンネ
ルバリア層及び第二強磁性層が順次積層された構造を有
するとともに、前記電極層が膜厚１μｍ以下かつシート
抵抗０．４Ω以下かつ前記第一強磁性層側の表面粗さ
（Ｒａ値）０．５ｎｍ以下である強磁性トンネル接合素
子の製造方法において、前記基板の温度を−１００℃以下に保ちつつ前記電極層
を成膜する工程を備えたことを特徴とする強磁性トンネ
ル接合素子の製造方法。
【請求項２】前記強磁性トンネル接合素子の素子抵抗
値が３０Ωμｍ^２以下である、請求項１記載の強磁性トンネル接合素子の製造方法。
【請求項３】前記基板の温度を−１００℃以下に保ち
つつ前記トンネルバリア層を成膜する工程とを更に備え
た、請求項１又は２記載の強磁性トンネル接合素子の製造方
法。
【請求項４】前記基板の温度を−１００℃以下に保ち
つつ金属層を成膜する工程と、この金属層を表面酸化す
ることにより前記トンネルバリア層を形成する工程とを
更に備えた、請求項１又は２記載の強磁性トンネル接合素子の製造方
法。
【請求項５】前記金属層がＡｌからなる、請求項４記載の強磁性トンネル接合素子の製造方法。
【請求項６】前記電極層がＡｇ又はＣｕからなる、請求項１、２、３、４又は５記載の強磁性トンネル接合
素子の製造方法。