【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、情報通信端末などに使用される光磁気ディスク、ハードディスク、デジタルデータストリーマ（ＤＤＳ）、デジタルＶＴＲ等の磁気記録装置の再生ヘッド、回転速度検出用の角速度磁気センサー、応力変化、加速度変化などを検知する応力または加速度センサーあるいは熱や化学反応による磁気抵抗効果の変化を利用した熱センサーや化学反応センサーに代表される磁気抵抗センサーや、磁気ランダムアクセスメモリ、リコンフィギュアブルメモリなどに代表する磁気固体メモリ、あるいは磁気による電流スイッチ（磁気スイッチ）素子、さらには電圧による磁化反転を行う電圧磁化スイッチ素子等の磁気デバイスに関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
磁性体内の磁化状態は、交換エネルギー、結晶磁気異方性エネルギー、静磁エネルギー、外部磁場によるゼ−マンエネルギーの和によって決定されることが知られている。このうち、磁化反転を誘起するために制御可能な物理量は、静磁エネルギーとゼ−マンエネルギーであり、磁気デバイスの磁化状態を電気的エネルギーにより制御する場合、従来、電流が流れる際に発生する磁界を利用することで行われてきた。
【０００３】
【特許文献１】
特開２００１−３３９１１０号公報
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】
しかしながら、例えば、線電流による磁場発生のエネルギー変換効率は、１％程度しかない。さらに、線電流の場合、磁界強度は距離に反比例する関係にある。多くの場合、線電流を流す導線と、ここから発生する磁場を利用する磁気でバイアス間には、絶縁体をもうける必要があるために、この変換効率は１％よりさらに低下する。これらのことが、電気的エネルギーによる磁化状態の制御を行う必要がある磁気デバイスの工業的普及を妨げてきた。
【０００５】
本発明は、かかる従来の課題に対して、磁性体内の磁化状態を高いエネルギー変換効率で反転する方法と、その好ましいデバイス構成例を提供することで、外部磁場による磁化状態を変化させる磁気デバイス全般のエネルギー消費量を大幅に削減することを目的とする。
【０００６】
【課題を解決するための手段】
前記課題を解決するために、本発明は、少なくとも１つの転移層と少なくとも１つの非磁性層と少なくとも２つの磁性体が積層され、前記非磁性層の内少なくとも１つが、２つの磁性体に挟まれ、且つ前記非磁性層を挟む２つの磁性体の磁化相対角の変化により、抵抗が変化する磁気抵抗効果部であり、前記非磁性層を挟む磁性体の内、少なくとも１つが自由磁性体であり、前記自由磁性体が前記転移層と磁気的に結合し、前記転移層が、少なくとも強誘電性とともに、強磁性を有することで、前記転移層への電界印可により前記転移層の磁性が変化し、結合している前記自由磁性体の磁化状態を変化させることを特徴とする磁気デバイスである。本発明のように、転移層への電界印可を施すことで、磁化状態を変化させるのに要する電気的エネルギーの変換効率が大幅に向上する。
【０００７】
また、転移層が強誘電性相と共存する強磁性相あるいは反強磁性相を有し、磁性相変化に際し、強磁性あるいは反強磁性転移を行うことにより、結合している前記自由磁性体の磁化方向を変化させる上で好ましい。
【０００８】
また転移層が、少なくとも電界あるいは磁界あるいは光あるいは高周波、あるいはさらに構造的あるいは電気的あるいは磁気的な歪みの少なくとも１つの印可により、強磁性あるいは反強磁性転移を行うことで、前記自由磁性体の磁化方向を変化させる上で好ましい。
【０００９】
また転移層の相変化の際に、少なくとも常磁性−強磁性転移を行い、且つ前記常磁性−強磁性転移時に、外部磁場をアシストすることで、前記転移層の強磁性状態での磁化方向を変化させることができる。強磁性への転移過程の弱い飽和磁化を持つ強磁性状態で、磁化状態を変化させることで、外部磁場の省エネルギー化が行える。磁化状態を変化させるのに要するトータルの電気的エネルギーの変換効率が大幅に向上する上で好ましい。
【００１０】
また本発明は、転移層が、電子またはホ−ルの注入あるいは誘起がない状態で、常磁性または非磁性であることを特徴とすることにより、外場印可が無い状態で、常磁性あるいは非磁性状態であることで、磁化変化を行うのに必要なエネルギーがさらに減少できる。
【００１１】
また本発明は、電圧スイッチと、その電圧スイッチにより印可される電圧により、転移する転移層と、前記転移層により磁化方向を変化させる自由磁性体と、前記自由磁性体の磁化方向を読みとる磁気抵抗効果部をそれぞれ複数個備えた磁気メモリで、この際、電圧スイッチは、半導体基板上に集積されたスイッチ素子であり、任意の位置のスイッチング動作により、自由磁性体に蓄えられたメモリの読み出し・書き込みをランダムに行うことのできるランダムアクセス型の磁気メモリを実現できる。転移層への電界印可を施すことで、磁化状態を変化させるのに要する電気的エネルギーの変換効率が大幅に向上する不揮発メモリを提供できる。
【００１２】
この際、少なくとも転移層が、強磁性と強誘電性を兼ね備えた磁性強誘電体であることを特徴とする磁気デバイスおよび磁気メモリで有るのが好ましい。
【００１３】
そのとき、磁性強誘電体は、化学式ＲＥ−ＭＥ−Ｏ３で表される酸化物で、ＲＥがＹ、Ｌａ、Ｂｉ、Ｐｂ、Ｃａ、Ｓｒ、Ｂａのうち少なくとも一つであり、ＭＥがＣｒ、Ｍｎ、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉのうち少なくとも一つであることを特徴とする。
【００１４】
またあるいは、磁性強誘電体が、化学式ＲＥ−ＭＥ−Ｏ３で表される酸化物で、ＲＥがＹ、Ｌａ、Ｂｉ、Ｃａ、Ｓｒ、Ｂａのうち少なくとも一つであり、ＭＥがＭｎを主たる元素であることを特徴とするのが好ましい。
【００１５】
あるいは磁性強誘電体は、化学式ＲＥ−ＭＥ１−Ｏ３と化学式ＲＥ−ＭＥ２−Ｏ３で表される酸化物の混合体であり、、ＲＥがＹ、Ｌａ、Ｂｉ、Ｐｂ、Ｃａ、Ｓｒ、Ｂａのうち少なくとも一つであり、ＭＥ１がＣｒ、Ｍｎ、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｗのうち少なくとも一つであり、ＭＥ２がＭｇ、Ｗ、Ｔａ、Ｒｅのうち少なくとも一つであることを特徴とするのが好ましい。
【００１６】
更に、非磁性層は、トンネル絶縁層であることを特徴とするのが好ましい。
【００１７】
あるいは非磁性層は、導電層であることを特徴とするのが好ましい。
【００１８】
【発明の実施の形態】
磁気デバイスをスイッチやメモリとして用いる場合には、磁界を効果的に発生させ、その磁界の強さによって磁性体の磁化状態を制御するのが、従来の磁気デバイスの基本的な動作原理である。この方法では、磁界発生のために図１０に示すような磁界発生用の電流配線を配さなければならない。電流によって発生する磁界は空間的に広がるため、電流印可のエネルギーに比べて、実際に磁性体に印可されるエネルギーは大きく低下してしまう。本発明の磁気デバイスはこの欠点を大きく改善する。
【００１９】
本発明の磁気デバイスについて図を用いて説明を行う。まず、図１は、電極、転移層、自由磁性層、非磁性層、固定磁性層の順に積層体として構成されている。図１（ａ）によれば、自由磁性層と転移層とが磁気的に結合されている。本構成においては転移層への電圧印可によって、転移層は強磁性相へと転移し、図１（ｂ）の様に、磁気的に結合している自由磁性層が強磁性を示す転移層の磁化方向に磁化をそろえることになる様子を示している。
【００２０】
図２には、固定磁性層に反強磁性層を接触させて配することで、磁気結合により固定磁性層の大きな保持力を実現する構成を示している。この構成により、磁気抵抗効果がより大きく且つより急峻な抵抗変化が実現できる上で好ましい。
【００２１】
ここで、図１および図２にて配する転移層は、強誘電性と共に磁性を発現する材料を用いる。すなわち、電圧印可の下で強誘電性に起因し、電界効果を有し、同時に磁気秩序状態を変化させる特性を有している。
【００２２】
図３は電圧印可に伴った転移層の秩序状態変化の様子を示している。電極からの電圧印可によって、転移層は秩序状態すなわち相変化を引き起こす。反強磁性から常磁性あるいは強磁性、または反強磁性相間の磁気秩序変化とその状態を変化させ、図１および図２に示した素子動作を実現する。秩序変化が磁性を変化させることで、転移層と磁気結合した自由磁性層への磁化状態の変化を引き起こす。
【００２３】
また、図３において電圧による秩序状態の変化の様子を示したが、電圧以外にも、磁界はもとより、光、高周波の照射印可あるいは電気的・磁気的な歪みの印可を行うことでも秩序変化を誘起することができる。また、より効率的な変化誘起には、これら外場を組み合わせることにより、効果的な秩序相変化を実現することができる。
【００２４】
特に、転移層の磁性を変化させることにおいて、電圧印可と共に磁界印可を併用するのが好ましい。また、この際、特に転移層が、秩序度が低い常磁性状態を有しているのが動作上好ましく、外場を加えない状態で、その常磁性状態が実現しているのが更に好ましい。
【００２５】
このことは、転移層が、電圧印可およびその他の外場印可が無い状態で、常磁性あるいは非磁性状態であり、電圧印可により、常磁性−強磁性転移時に、外部磁場をアシストすることで、転移層の強磁性状態での磁化方向を変化させる磁化スイッチ素子も構成できる。転移層の強磁性への転移過程の弱い飽和磁化を持つ強磁性状態で、磁化状態を変化させることで、外部磁場の省エネルギー化が行えるうえでメリットがある（図４参照）。
【００２６】
従来の外部磁界印可による磁化方向制御ではなく、電圧印可による磁化方向制御を用いれば、本発明の電圧制御の磁気メモリを構成することができる。この際、メモリは磁気抵抗素子を非磁性層を介した２つの強磁性層の典型的には磁化方向の平行・反平行あるいは、平行・直交・反平行など、複数の磁化方向の組み合わせを実現することによって行うものとする。
【００２７】
本発明の磁気デバイスの一つの例としては、図５の様に構成することで、電流により誘起した外部磁界アシスト利用の磁気デバイスを構成することができる。
【００２８】
更に、半導体スイッチを構成する半導体基板上に、図１あるいは図２にて示すような基本構成の磁気デバイスを集積化し、図６のような集積型デバイスとして構成できる。図１あるいは図２に示すような基本構成の磁気デバイスからなる単位メモリ素子としての動作には、書き込み時に図６、読み出し時に図７のようにして磁気メモリを実現できる。
【００２９】
図６は、電圧印可による自由磁性層へのメモリ書き込みの動作を示している。アドレス選択により記録線１および記録線２をアクティブにし、両線間に電圧印可を行うものとする。この際、同時にアシスト線１を選択し、外部磁界を印可することとする。この動作により、自由磁性層へのメモリ書き込みを完了する。
【００３０】
次に図７は自由磁性層へ蓄えられた磁化情報、すなわちメモリの読み出す動作を示している。アドレス選択によりビット線である記録線２およびセンス線であるアシスト線１をアクティブにし、抵抗に応じた電圧を検出し、図示していないが、同一ビット線上にあるダミー素子との間に生じた電圧を、コンパレ−タにより比較し、それぞれのメモリ情報を読みとるものである。
【００３１】
以上のような磁気デバイス及び磁気メモリを構成する、転移層として用いる材料として、いわゆる磁性強誘電体を主成分とするのが好ましい。磁性強誘電体は、強誘電性と共に磁性を発現する材料を指し、特に化学式ＲＥ−ＭＥ−Ｏ３で表される酸化物で構成するのが好ましい。このときＲＥはＹおよびＬａを含む希土類元素、あるいはＢｉ、Ｐｂ、そしてアルカリ土類元素であるＣａ、Ｓｒ、Ｂａのうち少なくとも一つであり、ＭＥはＣｒ、Ｍｎ、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉのうち少なくとも一つであることを特徴とする。特に好ましくはＭＥがＭｎを主たる元素として用いる場合である。
【００３２】
さらにあるいは、化学式ＲＥ−ＭＥ１−Ｏ３と化学式ＲＥ−ＭＥ２−Ｏ３で表される酸化物の混合体を用いる場合であり、、このときＲＥはＹおよびＬａを含む希土類元素、あるいはＢｉ、Ｐｂ、そしてアルカリ土類元素であるＣａ、Ｓｒ、Ｂａのうち少なくとも一つであり、ＭＥ１がＣｒ、Ｍｎ、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｗのうち少なくとも一つであり、ＭＥ２がＭｇ、Ｗ、Ｔａ、Ｒｅのうち少なくとも一つであることを特徴とするのが好ましい。
【００３３】
また、電極体の好ましい材料としては、Ｃｕ、Ａｌ、Ａｇ、Ａｕ、Ｐｔ、ＴｉＮを初め、抵抗率が１００μΩｃｍ以下の材料であれば何れでも良い。
【００３４】
また磁化安定層としては、高保持力磁性体、積層フェリ磁性体、反強磁性体あるいは積層フェリ磁性体と反強磁性体の多層膜であるのが好ましく、高保持力磁性体としては、ＣｏＰｔ， ＦｅＰｔ， ＣｏＣｒＰｔ， ＣｏＴａＰｔ， ＦｅＴａＰｔ， ＦｅＣｒＰｔなどの保持力が１００Ｏｅ以上である材料が好ましく、また反強磁性体としては、ＰｔＭｎ、ＰｔＰｄＭｎ、ＦｅＭｎ、ＩｒＭｎ、ＮｉＭｎ等が好ましく、また積層フェリ磁性体としては、磁性体と非磁性体の多層構造を持ち、ここで用いられる磁性体として、ＣｏまたはＣｏを含んだＦｅＣｏ， ＣｏＦｅＮｉ， ＣｏＮｉ， ＣｏＺｒＴａ， ＣｏＺｒＢ， ＣｏＺｒＮｂ合金等を用い、またこの際の非磁性体としては、Ｃｕ， Ａｇ， Ａｕ， Ｒｕ， Ｒｈ， Ｉｒ， Ｒｅ， Ｏｓあるいはこれらの金属の合金、酸化物を用いて構成することが好ましい。
【００３５】
また、自由磁性層を構成する磁性体としては、Ｆｅ， Ｃｏ， Ｎｉ， ＦｅＣｏ合金， ＮｉＦｅ合金、ＣｏＮｉ合金、ＮｉＦｅＣｏ合金、あるいは、ＦｅＮ， ＦｅＴｉＮ， ＦｅＡｌＮ， ＦｅＳｉＮ， ＦｅＴａＮ， ＦｅＣｏＮ， ＦｅＣｏＴｉＮ， ＦｅＣｏ（Ａｌ，Ｓｉ）Ｎ， ＦｅＣｏＴａＮ 等の窒化物、酸化物、炭化物、硼化物、フッ化物磁性体に代表されるＴＭＡ （Ｔは、Ｆｅ， Ｃｏ， Ｎｉから選ばれた少なくとも１種， Ｍは、Ｍｇ， Ｃａ， Ｔｉ， Ｚｒ， Ｈｆ， Ｖ， Ｎｂ， Ｔａ， Ｃｒ， Ａｌ， Ｓｉ， Ｍｇ， Ｇｅ， Ｇａから選ばれた少なくとも１種、またＡは、Ｎ， Ｂ， Ｏ， Ｆ， Ｃから選ばれた少なくとも１種）、あるいは（Ｃｏ， Ｆｅ）Ｍ （Ｍは Ｔｉ， Ｚｒ， Ｈｆ， Ｖ， Ｎｂ， Ｔａ， Ｃｕ， Ｂから選ばれた少なくとも１種）、あるいはＦｅＣｒ、ＦｅＳｉＡｌ， ＦｅＳｉ， ＦｅＡｌ， ＦｅＣｏＳｉ， ＦｅＣｏＡｌ， ＦｅＣｏＳｉＡｌ， ＦｅＣｏＴｉ， Ｆｅ（Ｎｉ）（Ｃｏ）Ｐｔ， Ｆｅ（Ｎｉ）（Ｃｏ）Ｐｄ， Ｆｅ（Ｎｉ）（Ｃｏ）Ｒｈ， Ｆｅ（Ｎｉ）（Ｃｏ）Ｉｒ， Ｆｅ（Ｎｉ）（Ｃｏ）Ｒｕ， ＦｅＰｔ等に代表されるＴＬ （ＴはＦｅ， Ｃｏ， Ｎｉから選ばれた少なくとも１種、ＬはＣｕ， Ａｇ， Ａｕ， Ｐｄ， Ｐｔ， Ｒｈ， Ｉｒ， Ｒｕ， Ｏｓ， Ｒｕ， Ｓｉ， Ｇｅ， Ａｌ， Ｇａ， Ｃｒ， Ｍｏ， Ｗ， Ｖ， Ｎｂ， Ｔａ，Ｔｉ， Ｚｒ， Ｈｆ， Ｌａ， Ｃｅ， Ｐｒ， Ｎｄ， Ｐｍ， Ｓｍ， Ｅｕ， Ｇｄ， Ｔｂ， Ｄｙ， Ｈｏ， Ｅｒ， Ｔｍ， Ｙｂ， Ｌｕから選ばれた少なくとも１種 ）等の強磁性体、またあるいは、Ｆｅ３Ｏ４あるいはＸＭｎＳｂ （Ｘは、Ｎｉ， Ｃｕ， Ｐｔから選ばれた少なくとも一つ）， ＬａＳｒＭｎＯ， ＬａＣａＳｒＭｎＯ， ＣｒＯ２に代表されるハ−フメタル材料、あるいは、ＧＱＡ（ＧはＳｃ， Ｙ， ランタノイド， Ｔｉ， Ｚｒ， Ｈｆ， Ｎｂ， Ｔａ， Ｚｎから選ばれた少なくとも１種、ＡはＣ， Ｎ， Ｏ， Ｆ， Ｓから選ばれた少なくとも１種、Ｑは、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉから選ばれた少なくとも１種）、あるいはＧａＭｎＮ， ＡｌＭｎＮ， ＧａＡｌＭｎＮ， ＡｌＢＭｎＮ等のＲＱＡ （Ｒは、Ｂ， Ａｌ， Ｇａ， Ｉｎから選ばれた１種、Ｑは、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉ から選ばれた１種、ＡはＡｓ， Ｃ， Ｎ， Ｏ， Ｐ， Ｓから選ばれた１種）等に代表される磁性半導体、あるいは、ペロブスカイト型酸化物、フェライト等のスピネル型酸化物、ガ−ネット型酸化物が好ましい。
【００３６】
より好ましくは、Ｎｉ−Ｃｏ−Ｆｅ合金が適しており、原子組成比としては、
ＮｉｘＣｏｙＦｅｚ
０．６≦ｘ≦０．９
０≦ｙ≦０．４
０≦ｚ≦０．３
のＮｉ−ｒｉｃｈの軟磁性膜、もしくは、
Ｎｉｘ’Ｃｏｙ’Ｆｅｚ’
０≦ｘ’≦０．４
０．２≦ｙ’≦０．９５
０≦ｚ’≦０．５
のＣｏ−ｒｉｃｈ膜の軟磁性膜を用いるのが望ましい。
【００３７】
また、図１および図２において示したような自由磁性層に代えて、第１自由磁性層、非磁性層、第２自由磁性層で構成された積層フェリ磁性体を用いても、微細化しても反磁界の影響を低減できる上でもちろん好ましい。このときの非磁性層にはＣｒ、Ｃｕ、Ａｇ、Ａｕ、Ｒｕ、Ｉｒ、Ｒｅ、Ｏｓあるいはそれらの金属の合金や酸化物を用いるのが好ましく、膜厚は０．２〜１．２ｎｍであることが好ましい。
【００３８】
またさらに、図１および図２において示したような固定磁性層に対して、第１固定磁性層、非磁性層、第２固定磁性層で構成された積層フェリ磁性体を用いても、（例えば非磁性層としてＲｕを用いてその膜厚を０．２〜１．２ｎｍ）とすることで反強磁性的な交換結合が生じる。第１固定磁性層と第２固定磁性層２がＣｏＦｅといった比較的飽和磁化の大きな硬質磁性材料を主とすることで固定磁性層の磁化反転磁界は大きくなるので好ましい。
【００３９】
非磁性層をトンネル絶縁層として用いる場合、自由磁性層および固定磁性層の磁気分極率を直接反映したトンネル磁気抵抗効果が得られるために、比較的大きな磁気抵抗変化が利用できる上で好ましい。この際に、絶縁層に用いられる材料としては、絶縁体あるいは半導体であれば何れでも良いが、特にＭｇ， Ｔｉ， Ｚｒ， Ｈｆ， Ｖ， Ｎｂ，Ｔａ，Ｃｒを含む ＩＩａ〜ＶＩａ、Ｌａ ， Ｃｅを含む ランタノイド、Ｚｎ， Ｂ， Ａｌ， Ｇａ，Ｓｉを含む ＩＩｂ〜ＩＶｂから選ばれた元素と、Ｆ、Ｏ、Ｃ、Ｎ、Ｂから選ばれた少なくとも元素との化合物であることが好ましい。特に好ましくは、Ａｌ２Ｏ３を用いるのが好ましい。
【００４０】
絶縁層の作成の際には、例えば合金または化合物の薄膜前駆体を作製し、これをＦ、Ｏ、Ｃ、Ｎ、Ｂいずれかの元素、分子あるいはイオン、ラジカルなどを含む適当な雰囲気、温度、時間で反応させることで、ほぼ完全にフッ化、酸化、炭化、窒化、硼化処理し作製できる。また、薄膜前駆体として、Ｆ、Ｏ、Ｃ、Ｎ、Ｂを化学両論比以下含む、不定比化合物を作製し、これをＦ、Ｏ、Ｃ、Ｎ、Ｂいずれかの元素、分子あるいはイオン、ラジカルなどを含む適当な雰囲気、温度、時間、反応性させてもよい。これらは、例えば、スパッタリング法を用いて、トンネル絶縁層としてＡｌ２Ｏ３を作製する場合、ＡｌまたはＡｌＯＸ（Ｘ≦１．５）をＡｒ雰囲気中あるいはＡｒ＋Ｏ２雰囲気中で成膜を行い、これらをＯ２またはＯ２＋不活性ガス中で反応することを繰り返すことで実現できる。なおプラズマや、ラジカル作製には、ＥＣＲ放電、グロ−放電、ＲＦ放電、ヘリコンあるいは誘導結合プラズマ（ＩＣＰ）等の通常の手段により発生できる。
【００４１】
またあるいは、磁気デバイスの抵抗を低減する際には、非磁性層に導電体を用いるのが効果的であり好ましい。この際には、自由磁性層と固定磁性層との間のスピンキャリア伝導が散乱しにくくするためには、非磁性層は１００ｎｍ以下の厚みで配するのが好ましく、導電性非磁性層を用いるのは、磁気デバイスの面内方向の大きさが１μｍ以下の時に、大きくなる抵抗値を低減するのに好ましく、この際にはその厚みも１０ｎｍ以下で配するのが特に好ましい。
【００４２】
本発明のような膜面垂直方向に電流を流す磁気デバイスとして作成するには、半導体プロセスや、ＧＭＲヘッド作製プロセス等で用いられるイオンミリング、ＲＩＥ、ＦＩＢ等の物理的あるいは化学的エッチング法や、微細パタ−ン形成のためにステッパ−、ＥＢ法等を用いたフォトリソグラフィ−技術を組み合わせて微細加工することで作成することが可能である。上部電極と下部電極との短絡を防ぐためには、層間絶縁膜を適当な場所に配する。特に図６の素子構成とすることでは必要となる。また電極等の表面平坦化のために、ＣＭＰや、クラスタ−イオンビ−ムエッチングを用いることも効果的である。電極材料として、Ｐｔ、Ａｕ、Ｃｕ、Ｒｕ、Ａｌなどの低抵抗金属を用いればよい。層間絶縁膜としては、Ａｌ２Ｏ３、ＳｉＯ２等の絶縁特性のすぐれているものを用いればよい。
【００４３】
【実施例】
更に詳細な実施例を以下に述べる。
【００４４】
（実施例１）
マグネトロンスパッタ法を用いて以下のサンプルを作成した。
【００４５】
サンプル１
Ｓｉ（００１）基板／Ｐｔ（５０）／ＢｉＭｎＯ３（１００）／ＮｉＦｅ（２０）／ＣｏＦｅ（２）／ＡｌＯ（１）／ＣｏＦｅ（１５）／Ｔａ（３）／Ｃｕ（１００）／Ｔａ（２５）
サンプル２
サファイア（０００１）基板／Ｐｔ（５０）／ＢｉＭｎＯ３（１００）／ＮｉＦｅ（２０）／ＣｏＦｅ（５）／ＡｌＯ（１）／ＣｏＦｅ（１５）／ＰｔＭｎ（２５）／Ｔａ（３）／Ｃｕ（１００）／Ｔａ（２５）
サンプル３
ＳｒＴｉＯ３（００１）基板／ＳｒＲｕＯ３（５０）／ＢｉＭｎＯ３（１００）／ＮｉＦｅ（２０）／ＣｏＦｅ（５）／ＡｌＯ（１）／ＣｏＦｅ（５）／Ｒｕ（０．８）／ＣｏＦｅ（５）／ＰｔＭｎ（２５）／Ｔａ（３）／Ｃｕ（１００）／Ｔａ（２５）
（カッコ内の単位はｎｍ）
サンプル１およびサンプル２において、アルゴン雰囲気中、基板温度２００−５００℃（典型的には４００度）においてＰｔをそれぞれの基板上に堆積し、その上で、アルゴンと酸素の混合気体中（典型的にはＯ２：１０−１５％）、基板温度４００−８００℃（典型的には６５０度）においてＢｉＭｎＯ３を堆積した。サンプル３においてはＳｒＲｕＯ３とＢｉＭｎＯ３をともに、アルゴンと酸素の混合気体中（典型的にはＯ２：１０−１５％）、基板温度４００−８００℃（典型的には６５０度）において作製した。
【００４６】
ＢｉＭｎＯ３の上への多層膜の作製には、サンプル１−３全体を通じて、一旦、ＢｉＭｎＯ３層をデバイスサイズに加工し、その上に対して、アルゴン雰囲気中、基板温度：室温−４００℃（典型的には室温）においてその後の多層膜を作製した。
【００４７】
ＡｌＯ（ ）の（ ）内の値の表記は、酸化処理前のＡｌの設計膜厚の合計値を示し、実際にはＡｌを０．３〜０．７ｎｍ成膜後、酸素含有雰囲気中で酸化することを繰り返して作製した。上部電極層としてＴａ（３）／Ｃｕ（５０）／Ｔａ（２５）を用いた。多層膜形成後、フォトリソグラフィック的な手法により図１および図２のように動作できるように微細加工した（図８および図９参照）。ＰｔＭｎを用いたサンプル２およびサンプル３には２８０℃、５ＫＯｅ磁場中で熱処理し、ＰｔＭｎに一方向異方性を付与した。
【００４８】
ここで加工したサンプルの素子サイズは０．１〜１００μｍ で、典型的なサイズは０．２μｍ×０．３５μｍである。
【００４９】
ここで、サンプル１−３を通じて、／ＡｌＯ（１）／を介して、（自由磁性層／トンネル絶縁層／固定磁性層）の磁気抵抗効果部を構成している。
【００５０】
サンプル１−３を通じて、下部電極と中間電極間にＶＧ＝±１５Ｖの電圧印可を行い、印可後において、中間電極と上部電極間にて抵抗の変化であるＭＲ比を観測した。ここでＭＲ比とは、（抵抗変化分）／（抵抗値）で評価した。得られたＭＲ比は４０％を超えており、ＶＧの正負を変えることで、磁気抵抗変化を誘起することができることが確認された。この現象は、転移層が有する強誘電性に対して、ＶＧ印可により、転移層と自由磁性層との界面での転移層の磁気構造が変化し、それにより磁気結合した自由磁性層の磁化状態が変化して引き起こされたものと考えられる。すなわちＶＧ印可により、磁性制御が可能な本発明の磁気デバイスが実現された。
【００５１】
本実施例においては、転移層としてＢｉＭｎＯ３を用いた例を示したが、この他にもＢｉＦｅＯ３やＢｉサイトにアルカリ土類元素を一部ドープした（Ｂｉ，Ｃａ，Ｓｒ，Ｂａ）ＭｎＯ３を用いた場合にもほぼ同様な条件下で上記実施例を再現できた。
【００５２】
（実施例２）
実施例１のサンプル３の構成を用いて磁気メモリを試作した。
【００５３】
試料サンプルの作製は実施例１にて述べた方法と同様なので、ここでは割愛する。
【００５４】
まず、半導体スイッチを構成するＣＭＯＳ基板上に、図６あるいは図７にて示すような基本構成の磁気デバイスで集積化した磁気メモリを作製した。
【００５５】
素子配列は、１６×１６素子を１ブロックとし、合計８ブロックとした。
【００５６】
なお、ＣＭＯＳ素子部と接続するためのＴＥＯＳ層間コンタクトには、Ｐｔ／ＳｒＲｕＯ３を用いた。
【００５７】
磁気デバイスの典型的な素子断面積は０．５μｍ×０．７μｍである。
【００５８】
なお、ワ−ド線およびビット線などには全て主としてＣｕを用いた。
【００５９】
２つの選択された記録線間において電圧ＶＧの印可によって転移層の状態変化を制御する。
【００６０】
あるいは図５に示したような、２つの選択された記録線による電圧ＶＧの印可と同時にセンス線を用いた磁化印可をアシストすることにより磁化状態の変化をより容易に制御する。
【００６１】
図１１にて示すように、記録線１、記録線２にて表されるワ−ド線とビット線間に、書き込む情報に応じて電圧ＶＧの印可を行い、同時期にセンス線である上部のＣｕ線に電流誘起磁界を発生させることで、各ブロック毎に１素子ずつに同時に書き込みを行い、８ビット信号をそれぞれの素子の自由磁性層部分にて構成されるメモリー層に記録した。各ブロックで、自由磁性層に記録したメモリ情報は、磁気抵抗素子部の抵抗を検出するビット線−センス線間に電流を流し、同一ビット線上にあるダミー素子との間に生じた電圧を、コンパレ−タにより比較し、それぞれのビット情報を読みとった。
【００６２】
さらに、同様の構成を用いて、ＣＭＯＳ基板にて構成されたＦＥＴ素子および本発明の磁気メモリを図１１の様に構成することによってリコンフギュアブルなメモリ素子を構成できる。
【００６３】
図１１では、メモリ機能を搭載したプログラマブルメモリ、あるいはリコンフィギュアブルメモリ、あるいはＦＰＧＡなどに用いられる基本回路の略図を示している。図で、Ｒｃは、ＦＥＴのｏｎ抵抗で、Ｖｏ＝ Ｖｉ ×（Ｒｖ＋Ｒｃ）／（Ｒｉ＋Ｒｖ＋Ｒｃ）の関係がある。磁気抵抗素子部の抵抗が互いの磁化が平行なときをＲｖｐとし、反平行なときをＲｖａｐとし、反平行の時の抵抗が高いとすると、
負荷回路のゲ−ト電圧Ｖｄと、磁気抵抗素子の抵抗の関係を
Ｖｄ＜Ｖｏ＝ Ｖｉ×（Ｒｖａｐ ＋Ｒｃ）／（Ｒｉ＋Ｒｖａｐ＋Ｒｃ）
Ｖｄ＞Ｖｏ＝ Ｖｉ×（Ｒｖｐ ＋Ｒｃ）／（Ｒｉ＋Ｒｖｐ＋Ｒｃ）
のようにすることで、不揮発性リコンフィギュアブルメモリとして用いることができる。
【００６４】
これは、例えば、負荷回路として、論理回路を用いた場合は不揮発プログラマブル素子として、また、負荷回路を表示回路装置とすれば、静止画像などの不揮発保存なに使用でき、これら複数の機能を集積したシステムＬＳＩとして用いることができる。
【００６５】
尚、図１２中で、ＦＥＴはそれぞれＣＭＯＳウエハ上に作製することが可能である。
【００６６】
またワ−ド線とビット線は、素子から絶縁された位置に配置することが好ましい。
【００６７】
また本実施例では、アシスト線を用いた動作の例を示したが、アシスト線による磁界駆動を全く用いないで記録線１および記録線２のみを用いての動作ができることも併せて確認した。
【００６８】
（実施例３）
マグネトロンスパッタ法を用いて以下のサンプルを作成した。
【００６９】
サンプル１
Ｓｉ（００１）基板／Ｐｔ（５０）／ＬａＭｎＯ３ （１００）／ＮｉＦｅ（２０）／ＣｏＦｅ（２）／ＡｌＯ（１）／ＣｏＦｅ（１５）／Ｔａ（３）／Ｃｕ（１００）／Ｔａ（２５）
サンプル２
サファイア（０００１）基板／Ｐｔ（５０）／ＬａＭｎＯ３ （１００）／ＮｉＦｅ（２０）／ＣｏＦｅ（５）／ＡｌＯ（１）／ＣｏＦｅ（１５）／ＰｔＭｎ（２５）／Ｔａ（３）／Ｃｕ（１００）／Ｔａ（２５）
サンプル３
ＳｒＴｉＯ３ （００１）基板／ＳｒＲｕＯ３ （５０）／ＬａＭｎＯ３ （１００）／ＮｉＦｅ（２０）／ＣｏＦｅ（５）／ＡｌＯ（１）／ＣｏＦｅ（５）／Ｒｕ（０．８）／ＣｏＦｅ（５）／ＰｔＭｎ（２５）／Ｔａ（３）／Ｃｕ（１００）／Ｔａ（２５）
（カッコ内の単位はｎｍ）
サンプル１およびサンプル２において、アルゴン雰囲気中、基板温度２００−５００℃（典型的には４００度）においてＰｔをそれぞれの基板上に堆積し、その上で、アルゴンと酸素の混合気体中（典型的にはＯ２：１０−１５％）、基板温度４００−８００℃（典型的には６５０度）においてＬａＭｎＯ３を堆積した。サンプル３においてはＳｒＲｕＯ３とＬａＭｎＯ３をともに、アルゴンと酸素の混合気体中（典型的にはＯ２：１０−１５％）、基板温度４００−８００℃（典型的には６５０度）において作製した。
【００７０】
ＬａＭｎＯ３の上への多層膜の作製には、サンプル１−３全体を通じて、一旦、ＬａＭｎＯ３層をデバイスサイズに加工し、その上に対して、アルゴン雰囲気中、基板温度：室温−４００℃（典型的には室温）においてその後の多層膜を作製した。
【００７１】
ＡｌＯ（ ）の（ ）内の値の表記は、酸化処理前のＡｌの設計膜厚の合計値を示し、実際にはＡｌを０．３〜０．７ｎｍ成膜後、酸素含有雰囲気中で酸化することを繰り返して作製した。上部電極層としてＴａ（３）／Ｃｕ（５０）／Ｔａ（２５）を用いた。多層膜形成後、フォトリソグラフィック的な手法により図１および図２のように動作できるように微細加工した（図８および図９参照）。ＰｔＭｎを用いたサンプル２およびサンプル３には２８０℃、５ＫＯｅ磁場中で熱処理し、ＰｔＭｎに一方向異方性を付与した。
【００７２】
ここで加工したサンプルの素子サイズは０．１〜１００μｍ で、典型的なサイズは０．２μｍ×０．３５μｍである。
【００７３】
ここで、サンプル１−３を通じて、／ＡｌＯ（１）／を介して、（自由磁性層／トンネル絶縁層／固定磁性層）の磁気抵抗効果部を構成している。
【００７４】
サンプル１−３を通じて、下部電極と中間電極間にＶＧ＝±１０Ｖの電圧印可を行い、印可後において、中間電極と上部電極間にて抵抗の変化であるＭＲ比を観測した。ここでＭＲ比とは、（抵抗変化分）／（抵抗値）で評価した。得られたＭＲ比は３０％を超えており、ＶＧの正負を変えることで、磁気抵抗変化を誘起することができることが確認された。この現象は、転移層が有する強誘電性に対して、ＶＧ印可により、転移層と自由磁性層との界面での転移層の磁気構造が変化し、それにより磁気結合した自由磁性層の磁化状態が変化して引き起こされたものと考えられる。すなわちＶＧ印可により、磁性制御が可能な本発明の磁気デバイスが実現された。
【００７５】
本実施例においては、転移層としてＬａＭｎＯ３を用いた例を示したが、この他にもＰｂＦｅＯ３やＰｂＣｒＯ３やＬａサイトにアルカリ土類元素を一部ドープした（Ｌａ，Ｃａ，Ｓｒ，Ｂａ）ＭＥＯ３（ただしＭＥはＣｒ、Ｍｎ、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉで、Ｌａサイトに対する（Ｃａ、Ｓｒ、Ｂａ）のドープ比は２／３以下）を用いた場合にもほぼ同様な条件下で上記実施例を再現できた。
【００７６】
（実施例４）
マグネトロンスパッタ法を用いて以下のサンプルを作成した。
【００７７】
サンプル１
ＳｒＴｉＯ３（００１）基板／ＳｒＲｕＯ３（５０）／Ｐｂ（Ｆｅ２／３Ｗ１／３）Ｏ３−Ｐｂ（Ｍｇ１／２Ｗ１／２）Ｏ３（１００）／ＮｉＦｅ（２０）／ＣｏＦｅ（５）／ＡｌＯ（１）／ＣｏＦｅ（５）／Ｒｕ（０．８）／ＣｏＦｅ（５）／ＰｔＭｎ（２５）／Ｔａ（３）／Ｃｕ（１００）／Ｔａ（２５）
（カッコ内の単位はｎｍ）
サンプル１は、アルゴンと酸素の混合気体中（典型的にはＯ２：１０−１５％）、基板温度４００−８００℃（典型的には６５０度）においてＳｒＲｕＯ３／Ｐｂ（Ｆｅ２／３Ｗ１／３）Ｏ３−Ｐｂ（Ｍｇ１／２Ｗ１／２）Ｏ３をともに、アルゴンと酸素の混合気体中（典型的にはＯ２：１０−１５％）、基板温度４００−８００℃（典型的には６５０度）において作製した。
【００７８】
その上への多層膜の作製には、一旦Ｐｂ（Ｆｅ２／３Ｗ１／３）Ｏ３−Ｐｂ（Ｍｇ１／２Ｗ１／２）Ｏ３層をデバイスサイズに加工し、その上に対して、アルゴン雰囲気中、基板温度：室温−４００℃（典型的には室温）においてその後の多層膜を作製した。
【００７９】
ＡｌＯ（ ）の（ ）内の値の表記は、酸化処理前のＡｌの設計膜厚の合計値を示し、実際にはＡｌを０．３〜０．７ｎｍ成膜後、酸素含有雰囲気中で酸化することを繰り返して作製した。上部電極層としてＴａ（３）／Ｃｕ（５０）／Ｔａ（２５）を用いた。多層膜形成後、フォトリソグラフィック的な手法により図２のように動作できるように微細加工した（図８および図９参照）。また最後に２８０℃、５ＫＯｅ磁場中で熱処理し、ＰｔＭｎに一方向異方性を付与した。
【００８０】
ここで加工したサンプルの素子サイズは０．１〜１００μｍ で、典型的なサイズは０．２μｍ×０．３５μｍである。
【００８１】
ここで、／ＡｌＯ（１）／を介して、（自由磁性層／トンネル絶縁層／固定磁性層）の磁気抵抗効果部を構成している。
【００８２】
下部電極と中間電極間にＶＧ＝±３０Ｖの電圧印可を行い、印可後において、中間電極と上部電極間にて抵抗の変化であるＭＲ比を観測した。ここでＭＲ比とは、（抵抗変化分）／（抵抗値）で評価した。得られたＭＲ比は３０％を超えており、ＶＧの正負を変えることで、磁気抵抗変化を誘起することができることが確認された。この現象は、転移層が有する強誘電性に対して、ＶＧ印可により、転移層と自由磁性層との界面での転移層の磁気構造が変化し、それにより磁気結合した自由磁性層の磁化状態が変化して引き起こされたものと考えられる。すなわちＶＧ印可により、磁性制御が可能な本発明の磁気デバイスが実現された。
【００８３】
本実施例においては、転移層としてＰｂ（Ｆｅ２／３Ｗ１／３）Ｏ３−Ｐｂ（Ｍｇ１／２Ｗ１／２）Ｏ３を用いた例を示したが、この他にもＰｂＦｅＯ３やＰｂＣｒＯ３やＬａサイトにアルカリ土類元素を一部ドープした（Ｌａ，Ｃａ，Ｓｒ，Ｂａ）ＭＥＯ３（ただしＭＥはＣｒ、Ｍｎ、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉで、Ｌａサイトに対する（Ｃａ、Ｓｒ、Ｂａ）のドープ比は２／３以下）を用いた場合にもほぼ同様な条件下で上記実施例を再現できた。
【００８４】
（実施例５）
マグネトロンスパッタ法を用いて以下のサンプルを作成した。
【００８５】
サンプル１
ＭｇＯ（１１０）基板／ＴｉＮ（２００）／ＢｉＭｎＯ３ （５０）／Ｆｅ２Ｏ３ （５０）／ＴｉＮ（２）／ＮｉＦｅ（１０）／Ｔａ（３）／Ｃｕ（１００）／Ｔａ（２５）
サンプル２
Ｓｉ／ＳｉＯ２基板／Ｐｔ（２５０）／ＢｉＭｎＯ３５０）／Ｆｅ２Ｏ３ （５０）／Ｃｕ（１）／ＮｉＦｅ（１０）／Ｔａ（３）／Ｃｕ（１００）／Ｔａ（２５）
（カッコ内の単位はｎｍ）
サンプル１において、基板温度２００−５００℃（典型的には３００度）においてＴｉＮを、その上に基板温度４００−８００℃（典型的には６５０度）においてＢｉＭｎＯ３を、そして基板温度２００−５００℃（典型的には３００度）においてＦｅ２Ｏ３、ＴｉＮを順に基板上に堆積して作製した。
【００８６】
ＴｉＮの上への多層膜の作製の前に、デバイスサイズに加工し、その上に対して、基板温度：室温−４００℃（典型的には室温）においてその後の多層膜を作製した。
【００８７】
またサンプル２においては、基板温度２００−５００℃（典型的には３００度）においてＰｔを、その上に基板温度４００−８００℃（典型的には６５０度）においてＢｉＭｎＯ３を、そして基板温度２００−５００℃（典型的には３００度）においてＦｅ２Ｏ３を順に基板上に堆積して作製した。
【００８８】
ＴｉＮの上への多層膜の作製の前に、デバイスサイズに加工し、その上に対して、基板温度：室温−４００℃（典型的には室温）においてその後の多層膜を作製した。
【００８９】
ここでＴｉＮは導電性を示す。
【００９０】
加工したサンプルの素子サイズは０．１〜１００μｍ で、典型的なサイズは０．２μｍ×０．３５μｍである。
【００９１】
ここで、サンプル１、２を通じて、（自由磁性層／導電層／固定磁性層）の磁気抵抗効果部を構成している。
【００９２】
サンプル１、２を通じて、下部電極と中間電極間にＶＧ＝±１５Ｖの電圧印可を行い、印可後において、中間電極と上部電極間にて抵抗の変化であるＭＲ比を観測した。ここでＭＲ比とは、（抵抗変化分）／（抵抗値）で評価した。得られたＭＲ比は１５％を超えており、ＶＧの正負を変えることで、磁気抵抗変化を誘起することができることが確認された。この現象は、転移層が有する強誘電性に対して、ＶＧ印可により、転移層と自由磁性層との界面での転移層の磁気構造が変化し、それにより磁気結合した自由磁性層の磁化状態が変化して引き起こされたものと考えられる。すなわちＶＧ印可により、磁性制御が可能な本発明の磁気デバイスが実現された。
【００９３】
本実施例においては、転移層としてＢｉＭｎＯ３を用いた例を示したが、この他にもＢｉＦｅＯ３やＢｉサイトにアルカリ土類元素を一部ドープした（Ｂｉ，Ｃａ，Ｓｒ，Ｂａ）ＭｎＯ３を用いた場合にもほぼ同様な条件下で上記実施例を再現できた。
【００９４】
また、ここでは導電層を配した例を示しているが、／ＡｌＯ／を介した、（自由磁性層／トンネル絶縁層／固定磁性層）の磁気抵抗効果部を構成しても同様な動作が期待され、サンプル１類似の構成である
ＭｇＯ（１１０）基板／ＴｉＮ（２００）／ＢｉＭｎＯ３ （５０）／Ｆｅ２Ｏ３ （５０）／ＡｌＯ（１）／ＮｉＦｅ（１０）／Ｔａ（３）／Ｃｕ（１００）／Ｔａ（２５）
でＭＲ＝３０％（ＶＧ＝±１５Ｖ）の動作が確認された。
【００９５】
また磁気抵抗素子部のトンネル絶縁層としてＡｌＯ層を用いているが、ＡｌＯの変わりにＡｌＮ、ＡｌＯＮを用いた構成でも、バイアス依存性の改善が図れる利点があり、好ましいことが分かった。ここで、ＡｌＮ、ＡｌＯＮはそれぞれ、Ａｌを成膜後、窒素プラズマ中で窒化、あるいは酸窒素プラズマ中で酸窒化することで作製できた。
【００９６】
【発明の効果】
本発明の磁気デバイスを用いることで、磁性体内の磁化状態を高いエネルギー変換効率で反転する方法と、その好ましいデバイス構成例を提供することができる。本発明により、外部磁場による磁化状態を変化させる磁気デバイス全般のエネルギー消費量を大幅に削減することができる。
【００９７】
このため、従来の情報通信端末などに使用される光磁気ディスク、ハ−ドディスク、デジタルデ−タストリ−マ（ＤＤＳ）、デジタルＶＴＲ等の磁気記録装置の再生ヘッド、またシリンダ−や、自動車などの回転速度検出用の磁気センサー、磁気ランダム・アクセス・メモリ（ＭＲＡＭ）、応力変化、加速度変化などを検知する応力または加速度センサーあるいは熱センサーや化学反応センサー等の特性を向上させることができる。
【図面の簡単な説明】
【図１】本発明の磁気デバイスの基本構成を示す図
【図２】本発明の磁気デバイスの基本構成を示す図
【図３】本発明の磁気デバイスにおける電圧による磁気秩序相変化の様子を示す図
【図４】本発明の磁気デバイスの動作原理を示す図
【図５】本発明の磁気デバイスの構成例を示す図
【図６】本発明の磁気メモリの構成例および動作原理を示す図
【図７】本発明の磁気メモリの構成例および動作原理を示す図
【図８】本発明の磁気デバイスの外観図
【図９】本発明の磁気デバイスの断面構成図
【図１０】従来の磁気デバイスにおける磁性層への磁界印可の様子を示す図
【図１１】本発明の磁気デバイスを用いたデバイス構成例を示す図[0001]
TECHNICAL FIELD OF THE INVENTION
The present invention relates to a reproducing head of a magnetic recording device such as a magneto-optical disk, a hard disk, a digital data streamer (DDS), and a digital VTR used for an information communication terminal, an angular velocity magnetic sensor for detecting a rotational speed, a stress change, and an acceleration change. Such as a stress or acceleration sensor that detects a magnetic resistance effect such as a thermal sensor or a chemical reaction sensor that uses a change in the magnetoresistive effect due to heat or a chemical reaction, a magnetic random access memory, or a reconfigurable memory. The present invention relates to a magnetic solid state memory, a magnetic current switch (magnetic switch) element, and a magnetic device such as a voltage magnetization switch element that performs magnetization reversal by voltage.
[0002]
[Prior art]
It is known that the magnetization state in a magnetic body is determined by the sum of exchange energy, crystal magnetic anisotropic energy, magnetostatic energy, and Zeeman energy due to an external magnetic field. Of these, physical quantities that can be controlled to induce magnetization reversal are magnetostatic energy and Zeeman energy. Conventionally, when a magnetization state of a magnetic device is controlled by electric energy, it is generated when a current flows. This has been done using magnetic fields.
[0003]
[Patent Document 1]
JP 2001-339110 A
[0004]
[Problems to be solved by the invention]
However, for example, the energy conversion efficiency of magnetic field generation by a line current is only about 1%. Further, in the case of a line current, the magnetic field strength is in a relationship inversely proportional to the distance. In many cases, the conversion efficiency is further reduced to less than 1% due to the necessity of providing an insulator between the conducting wire carrying the line current and the magnetic bias utilizing the magnetic field generated therefrom. These facts have hindered the industrial spread of magnetic devices that need to control the magnetization state by electric energy.
[0005]
The present invention provides a method for reversing the state of magnetization in a magnetic body with high energy conversion efficiency and a preferred example of a device configuration for solving the conventional problem. The aim is to significantly reduce the energy consumption of
[0006]
[Means for Solving the Problems]
In order to solve the above-mentioned problem, the present invention provides a semiconductor device comprising: at least one transition layer, at least one non-magnetic layer, and at least two magnetic materials, wherein at least one of the non-magnetic layers is sandwiched between two magnetic materials. And a magnetoresistive effect portion whose resistance changes due to a change in the relative angle of magnetization of the two magnetic materials sandwiching the nonmagnetic layer. At least one of the magnetic materials sandwiching the nonmagnetic layer is a free magnetic material. The free magnetic material is magnetically coupled to the transition layer, and the transition layer has at least ferroelectricity and ferromagnetism, so that the electric field applied to the transition layer changes the magnetism of the transition layer. And changing the magnetization state of the coupled free magnetic material. By applying an electric field to the transition layer as in the present invention, the conversion efficiency of electric energy required to change the magnetization state is greatly improved.
[0007]
Further, the transition layer has a ferromagnetic phase or an antiferromagnetic phase coexisting with the ferroelectric phase, and performs a ferromagnetic or antiferromagnetic transition during a magnetic phase change, thereby forming It is preferable for changing the magnetization direction.
[0008]
Further, the transition layer performs ferromagnetic or antiferromagnetic transition by applying at least one of an electric field, a magnetic field, light, or a high frequency, and further, at least one of structural, electrical, and magnetic strains. It is preferable for changing the magnetization direction.
[0009]
Further, at the time of phase change of the transition layer, at least paramagnetic-ferromagnetic transition is performed, and at the time of the paramagnetic-ferromagnetic transition, the magnetization direction of the transition layer in the ferromagnetic state is assisted by assisting an external magnetic field. Can be changed. By changing the magnetization state in a ferromagnetic state having a weak saturation magnetization in the process of transition to ferromagnetism, energy saving of an external magnetic field can be performed. This is preferable because the conversion efficiency of the total electric energy required to change the magnetization state is greatly improved.
[0010]
Further, the present invention is characterized in that the transition layer is paramagnetic or non-magnetic in a state in which electrons or holes are not injected or induced, so that the transition layer is paramagnetic or non-magnetic in a state where no external field is applied. The magnetic state can further reduce the energy required to change the magnetization.
[0011]
The present invention also provides a voltage switch, a transition layer that transitions by a voltage applied by the voltage switch, a free magnetic body that changes the magnetization direction by the transition layer, and a magnetoresistance that reads the magnetization direction of the free magnetic body. A magnetic memory provided with a plurality of effect units, wherein the voltage switch is a switch element integrated on a semiconductor substrate, and a read / write operation of the memory stored in the free magnetic material is performed by a switching operation at an arbitrary position. A random access type magnetic memory capable of performing writing at random can be realized. By applying an electric field to the transition layer, a nonvolatile memory can be provided in which the conversion efficiency of electric energy required to change the magnetization state is significantly improved.
[0012]
At this time, it is preferable that at least the transition layer is a magnetic device or a magnetic memory, which is a magnetic ferroelectric substance having both ferromagnetism and ferroelectricity.
[0013]
At that time, the magnetic ferroelectric substance has the chemical formula RE-ME-O3Wherein RE is at least one of Y, La, Bi, Pb, Ca, Sr, and Ba, and ME is at least one of Cr, Mn, Fe, Co, and Ni. It is characterized by.
[0014]
Alternatively, the magnetic ferroelectric substance has the chemical formula RE-ME-O3It is preferable that RE is at least one of Y, La, Bi, Ca, Sr and Ba, and ME is Mn as a main element.
[0015]
Alternatively, the magnetic ferroelectric has the chemical formula RE-ME1-O3And the chemical formula RE-ME2-O3Wherein RE is at least one of Y, La, Bi, Pb, Ca, Sr, and Ba, and ME1 is one of Cr, Mn, Fe, Co, Ni, and W. Preferably, at least one of them is used, and ME2 is at least one of Mg, W, Ta, and Re.
[0016]
Further, it is preferable that the non-magnetic layer is a tunnel insulating layer.
[0017]
Alternatively, the nonmagnetic layer is preferably a conductive layer.
[0018]
BEST MODE FOR CARRYING OUT THE INVENTION
When a magnetic device is used as a switch or a memory, the basic operation principle of a conventional magnetic device is to effectively generate a magnetic field and control the magnetization state of a magnetic body by the strength of the magnetic field. In this method, a current wiring for generating a magnetic field as shown in FIG. 10 must be provided for generating a magnetic field. Since the magnetic field generated by the current spreads spatially, the energy actually applied to the magnetic body is greatly reduced as compared with the energy applied to the current. The magnetic device of the present invention greatly ameliorates this drawback.
[0019]
The magnetic device of the present invention will be described with reference to the drawings. First, FIG. 1 is configured as a laminate in the order of an electrode, a transition layer, a free magnetic layer, a nonmagnetic layer, and a fixed magnetic layer. According to FIG. 1A, the free magnetic layer and the transition layer are magnetically coupled. In this configuration, the transition layer changes to a ferromagnetic phase by applying a voltage to the transition layer, and as shown in FIG. 1B, the free magnetic layer magnetically coupled to the transition layer exhibits ferromagnetism. The figure shows that the magnetization is aligned in the magnetization direction.
[0020]
FIG. 2 shows a configuration in which a large coercive force of the fixed magnetic layer is realized by magnetic coupling by disposing the antiferromagnetic layer in contact with the fixed magnetic layer. This configuration is preferable because a greater magnetoresistance effect and a steeper resistance change can be realized.
[0021]
Here, the transition layer provided in FIGS. 1 and 2 uses a material that exhibits ferroelectricity and magnetism. That is, it has an electric field effect due to ferroelectricity under voltage application, and at the same time, has a characteristic of changing the magnetic order state.
[0022]
FIG. 3 shows how the order of the transition layer changes with voltage application. Upon application of a voltage from the electrodes, the transition layer undergoes an ordered state or phase change. The change of the magnetic order between the antiferromagnetic to paramagnetic or ferromagnetic or antiferromagnetic phase and its state are changed to realize the element operation shown in FIGS. The change in order changes the magnetism, causing a change in the magnetization state of the free magnetic layer magnetically coupled to the transition layer.
[0023]
In addition, FIG. 3 shows the state of the change of the order state by the voltage. In addition to the voltage, the change of the order state is performed not only by applying a magnetic field but also by applying light or high-frequency irradiation or applying electric / magnetic distortion. Can be induced. In order to induce a more efficient change, an effective ordered phase change can be realized by combining these external fields.
[0024]
In particular, in changing the magnetism of the transition layer, it is preferable to use the magnetic field application together with the voltage application. In this case, in particular, it is preferable in operation that the transition layer has a paramagnetic state with a low degree of order, and it is more preferable that the paramagnetic state is realized without applying an external field.
[0025]
This means that the transition layer is in a paramagnetic or non-magnetic state in the absence of a voltage application and other external field applications, and by applying a voltage, at the time of paramagnetic-ferromagnetic transition, by assisting an external magnetic field, A magnetization switching element that changes the magnetization direction of the transition layer in the ferromagnetic state can also be configured. By changing the magnetization state in a ferromagnetic state having a weak saturation magnetization in the transition process of the transition layer to ferromagnetism, there is an advantage in that energy can be saved in an external magnetic field (see FIG. 4).
[0026]
By using the magnetization direction control by applying a voltage instead of the conventional magnetization direction control by applying an external magnetic field, the voltage-controlled magnetic memory of the present invention can be configured. At this time, the memory realizes a combination of a plurality of magnetization directions such as parallel / anti-parallel or parallel / orthogonal / anti-parallel of the magnetization direction of the two ferromagnetic layers through the non-magnetic layer, typically the non-magnetic layer. By doing so.
[0027]
As an example of the magnetic device of the present invention, by configuring as shown in FIG. 5, a magnetic device utilizing an external magnetic field assist induced by current can be configured.
[0028]
Further, a magnetic device having a basic configuration as shown in FIG. 1 or 2 is integrated on a semiconductor substrate constituting a semiconductor switch, and can be configured as an integrated device as shown in FIG. For operation as a unit memory element composed of a magnetic device having a basic configuration as shown in FIG. 1 or FIG. 2, a magnetic memory can be realized as shown in FIG. 6 during writing and as shown in FIG. 7 during reading.
[0029]
FIG. 6 shows an operation of writing a memory to the free magnetic layer by applying a voltage. The recording line 1 and the recording line 2 are activated by address selection, and a voltage is applied between both lines. At this time, the assist line 1 is selected at the same time, and an external magnetic field is applied. This operation completes the memory writing to the free magnetic layer.
[0030]
Next, FIG. 7 shows magnetization information stored in the free magnetic layer, that is, an operation of reading data from the memory. The address line activates the recording line 2 which is a bit line and the assist line 1 which is a sense line, detects a voltage corresponding to the resistance, and is generated between a dummy element (not shown) on the same bit line. The voltages are compared by a comparator, and each memory information is read.
[0031]
It is preferable that a material used as a transition layer constituting the magnetic device and the magnetic memory as described above contains a so-called magnetic ferroelectric as a main component. The magnetic ferroelectric refers to a material that exhibits magnetism together with ferroelectricity, and in particular, has the chemical formula RE-ME-O3It is preferable to be composed of an oxide represented by the following formula. At this time, RE is at least one of rare earth elements including Y and La, or Bi, Pb, and Ca, Sr, and Ba that are alkaline earth elements, and ME is one of Cr, Mn, Fe, Co, and Ni. It is characterized by being at least one. Particularly preferably, ME uses Mn as a main element.
[0032]
Further alternatively, the chemical formula RE-ME1-O3And the chemical formula RE-ME2-O3Wherein RE is a rare earth element containing Y and La, or Bi, Pb, and at least one of Ca, Sr, and Ba, which are alkaline earth elements. It is preferable that ME1 is at least one of Cr, Mn, Fe, Co, Ni, and W, and ME2 is at least one of Mg, W, Ta, and Re.
[0033]
As a preferable material for the electrode body, any material having a resistivity of 100 μΩcm or less, such as Cu, Al, Ag, Au, Pt, and TiN, may be used.
[0034]
The magnetization stabilizing layer is preferably a high coercive force magnetic material, a laminated ferrimagnetic material, an antiferromagnetic material, or a multilayer film of a laminated ferrimagnetic material and an antiferromagnetic material. , FePt, CoCrPt, CoTaPt, FeTaPt, FeCrPt, etc., are preferably materials having a coercive force of 100 Oe or more. The antiferromagnetic material is preferably PtMn, PtPdMn, FeMn, IrMn, NiMn, etc., and the laminated ferrimagnetic material. Has a multilayer structure of a magnetic material and a non-magnetic material, and uses FeCo, CoFeNi, CoNi, CoZrTa, CoZrB, CoZrNb alloy or the like containing Co or Co as a magnetic material used here. As a body, Cu, Ag, Au, Ru, Rh, Ir, Re, It is preferable to use Os or an alloy or oxide of these metals.
[0035]
The magnetic material constituting the free magnetic layer is Fe, Co, Ni, FeCo alloy, NiFe alloy, CoNi alloy, NiFeCo alloy, or FeN, FeTiN, FeAlN, FeSiN, FeTaN, FeCoN, FeCoTiN, FeCo (Al , Si) N, TMA represented by nitride, oxide, carbide, boride, fluoride magnetic material such as FeCoTaN (T is at least one selected from Fe, Co, Ni, M is Mg, At least one selected from Ca, Ti, Zr, Hf, V, Nb, Ta, Cr, Al, Si, Mg, Ge, and Ga; and A is selected from N, B, O, F, and C At least one) or (Co, Fe) M (M is Ti, Zr, Hf, V, Nb, Ta, At least one selected from Cu and B), or FeCr, FeSiAl, FeSi, FeAl, FeCoSi, FeCoAl, FeCoSiAl, FeCoTi, Fe (Ni) (Co) Pt, Fe (Ni) (Co) Pd, Fe (Ni ) TL represented by (Co) Rh, Fe (Ni) (Co) Ir, Fe (Ni) (Co) Ru, FePt, etc. (T is at least one selected from Fe, Co, Ni, and L is Cu , Ag, Au, Pd, Pt, Rh, Ir, Ru, Os, Ru, Si, Ge, Al, Ga, Cr, Mo, W, V, Nb, Ta, Ti, Zr, Hf, La, Ce, Pr , Nd, Pm, Sm, Eu, Gd, Tb, Dy, Ho, Er, Tm, Yb, Lu Kutomo one) ferromagnetic material such as, or alternatively, Fe3O4Alternatively, XMnSb (X is at least one selected from Ni, Cu, Pt), LaSrMnO, LaCaSrMnO, CrO2Or GQA (G is at least one selected from Sc, Y, lanthanoid, Ti, Zr, Hf, Nb, Ta, Zn, and A is C, N, O, F, At least one selected from S, and Q is at least one selected from V, Cr, Mn, Fe, Co, and Ni), or RQA such as GaMnN, AlMnN, GaAlMnN, AlBMnN (R is B, Al , Ga, In, Q is one selected from V, Cr, Mn, Fe, Co, Ni, and A is one selected from As, C, N, O, P, S. Magnetic semiconductors, spinel oxides such as perovskite oxides and ferrites, and garnet oxides.
[0036]
More preferably, a Ni-Co-Fe alloy is suitable, and as an atomic composition ratio,
NixCoyFez
0.6 ≦ x ≦ 0.9
0 ≦ y ≦ 0.4
0 ≦ z ≦ 0.3
Ni-rich soft magnetic film, or
Nix 'Coy 'Fez '
0 ≦ x ′ ≦ 0.4
0.2 ≦ y ′ ≦ 0.95
0 ≦ z ′ ≦ 0.5
It is desirable to use a soft magnetic film of the Co-rich film described above.
[0037]
Also, instead of using the free magnetic layer as shown in FIGS. 1 and 2, a laminated ferrimagnetic material composed of a first free magnetic layer, a non-magnetic layer, and a second free magnetic layer may be used. This is, of course, preferable because the effect of the demagnetizing field can be reduced. At this time, it is preferable to use Cr, Cu, Ag, Au, Ru, Ir, Re, Os or an alloy or oxide of these metals for the nonmagnetic layer, and the film thickness is 0.2 to 1.2 nm. Is preferred.
[0038]
Further, when a laminated ferrimagnetic material composed of a first fixed magnetic layer, a nonmagnetic layer, and a second fixed magnetic layer is used for the fixed magnetic layer as shown in FIGS. By using Ru as the nonmagnetic layer to have a thickness of 0.2 to 1.2 nm), antiferromagnetic exchange coupling occurs. It is preferable that the first pinned magnetic layer and the second pinned magnetic layer 2 are mainly made of a hard magnetic material having a relatively large saturation magnetization, such as CoFe, because the magnetization reversal magnetic field of the pinned magnetic layer becomes large.
[0039]
The use of a nonmagnetic layer as a tunnel insulating layer is preferable because a relatively large change in magnetoresistance can be used because a tunnel magnetoresistance effect that directly reflects the magnetic polarizabilities of the free magnetic layer and the fixed magnetic layer can be obtained. At this time, as a material used for the insulating layer, any material may be used as long as it is an insulator or a semiconductor. In particular, IIa to VIa, including La, Ce, including Mg, Ti, Zr, Hf, V, Nb, Ta, and Cr. The compound is preferably a compound of an element selected from IIb to IVb including Zn, B, Al, Ga, and Si, and at least an element selected from F, O, C, N, and B. Particularly preferably, Al2O3It is preferable to use
[0040]
When forming the insulating layer, for example, a thin film precursor of an alloy or a compound is prepared, and this is subjected to an appropriate atmosphere containing any element, molecule, ion, radical, or the like of F, O, C, N, or B, and a temperature. The reaction can be performed in a short time to produce a fluorinated, oxidized, carbonized, nitrided and borated product almost completely. In addition, as a thin film precursor, a non-stoichiometric compound containing F, O, C, N, and B at a stoichiometric ratio or less is prepared, and the compound is prepared using any of F, O, C, N, or B elements, molecules or ions, An appropriate atmosphere including radicals, temperature, time, and reactivity may be used. These are formed, for example, by sputtering, using Al as a tunnel insulating layer.2O3When producing Al or AlOX(X ≦ 1.5) in an Ar atmosphere or Ar + O2Film formation is performed in an atmosphere,2Or O2+ It can be realized by repeating the reaction in an inert gas. The plasma and radicals can be generated by ordinary means such as ECR discharge, glow discharge, RF discharge, helicon or inductively coupled plasma (ICP).
[0041]
Alternatively, when reducing the resistance of the magnetic device, it is effective and preferable to use a conductor for the nonmagnetic layer. In this case, the nonmagnetic layer is preferably disposed with a thickness of 100 nm or less so that spin carrier conduction between the free magnetic layer and the pinned magnetic layer is hardly scattered, and a conductive nonmagnetic layer is used. This is preferable for reducing the increased resistance value when the size of the magnetic device in the in-plane direction is 1 μm or less, and in this case, it is particularly preferable to arrange the thickness to be 10 nm or less.
[0042]
In order to create a magnetic device that allows a current to flow in the direction perpendicular to the film surface as in the present invention, a physical or chemical etching method such as ion milling, RIE, FIB or the like used in a semiconductor process, a GMR head manufacturing process, or the like, It can be formed by performing fine processing by combining photolithography techniques using a stepper, an EB method or the like for forming a fine pattern. In order to prevent a short circuit between the upper electrode and the lower electrode, an interlayer insulating film is provided at an appropriate place. In particular, this is necessary for the element configuration shown in FIG. It is also effective to use CMP or cluster-ion beam etching for planarizing the surface of the electrode or the like. As an electrode material, a low-resistance metal such as Pt, Au, Cu, Ru, or Al may be used. Al as the interlayer insulating film2O3, SiO2What has excellent insulating characteristics, such as, may be used.
[0043]
【Example】
A more detailed example is described below.
[0044]
(Example 1)
The following samples were prepared using the magnetron sputtering method.
[0045]
Sample 1
Si (001) substrate / Pt (50) / BiMnO3(100) / NiFe (20) / CoFe (2) / AlO (1) / CoFe (15) / Ta (3) / Cu (100) / Ta (25)
Sample 2
Sapphire (0001) substrate / Pt (50) / BiMnO3(100) / NiFe (20) / CoFe (5) / AlO (1) / CoFe (15) / PtMn (25) / Ta (3) / Cu (100) / Ta (25)
Sample 3
SrTiO3(001) Substrate / SrRuO3(50) / BiMnO3(100) / NiFe (20) / CoFe (5) / AlO (1) / CoFe (5) / Ru (0.8) / CoFe (5) / PtMn (25) / Ta (3) / Cu (100) / Ta (25)
(Units in parentheses are nm)
In Samples 1 and 2, Pt was deposited on each substrate at a substrate temperature of 200-500 ° C. (typically 400 ° C.) in an argon atmosphere, and then in a mixture of argon and oxygen (typically O2: 10-15%), and BiMnO at a substrate temperature of 400-800 ° C (typically 650 ° C).3Was deposited. In sample 3, SrRuO3And BiMnO3Together in a mixture of argon and oxygen (typically O2: 10-15%) and a substrate temperature of 400-800 ° C (typically 650 ° C).
[0046]
BiMnO3In order to form a multilayer film on the sample, BiMnO was once used throughout the sample 1-3.3The layer was processed to a device size, and a subsequent multilayer film was formed thereon, in an argon atmosphere, at a substrate temperature of room temperature to 400 ° C. (typically room temperature).
[0047]
The notation of the value in () of AlO () indicates the total value of the designed film thickness of Al before the oxidation treatment. Actually, after forming Al to a thickness of 0.3 to 0.7 nm, the oxidation is performed in an oxygen-containing atmosphere. Was repeatedly produced. Ta (3) / Cu (50) / Ta (25) was used as the upper electrode layer. After the formation of the multilayer film, it was finely processed by a photolithographic method so as to be operable as shown in FIGS. 1 and 2 (see FIGS. 8 and 9). Samples 2 and 3 using PtMn were heat-treated at 280 ° C. in a 5 KOe magnetic field to give PtMn unidirectional anisotropy.
[0048]
The element size of the sample processed here is 0.1 to 100 μm, and a typical size is 0.2 μm × 0.35 μm.
[0049]
Here, the magnetoresistive effect portion of (free magnetic layer / tunnel insulating layer / fixed magnetic layer) is formed through / AlO (1) / through sample 1-3.
[0050]
Through sample 1-3, V was applied between the lower electrode and the intermediate electrode.GA voltage of ± 15 V was applied, and after the application, an MR ratio, which is a change in resistance, between the intermediate electrode and the upper electrode was observed. Here, the MR ratio was evaluated by (resistance change) / (resistance value). The resulting MR ratio is over 40% and VGIt was confirmed that a change in magnetoresistance can be induced by changing the sign of. This phenomenon is due to the ferroelectricity of the transition layer,GIt is considered that the application changed the magnetic structure of the transition layer at the interface between the transition layer and the free magnetic layer, thereby changing the magnetization state of the magnetically coupled free magnetic layer. That is, VGBy applying, the magnetic device of the present invention capable of controlling the magnetism was realized.
[0051]
In this embodiment, BiMnO is used as the transition layer.3Is shown, but in addition to this, BiFeO3Or Bi site (Bi, Ca, Sr, Ba) MnO in which alkaline earth element is partially doped3The above example was able to be reproduced under almost the same conditions also when using.
[0052]
(Example 2)
A magnetic memory was prototyped using the configuration of sample 3 of the first embodiment.
[0053]
The preparation of the sample is the same as the method described in the first embodiment, and is omitted here.
[0054]
First, a magnetic memory integrated with a magnetic device having a basic configuration as shown in FIG. 6 or 7 was manufactured on a CMOS substrate constituting a semiconductor switch.
[0055]
The element array was made up of 16 × 16 elements as one block, for a total of eight blocks.
[0056]
In addition, Pt / SrRuO is used as a TEOS interlayer contact for connecting to the CMOS element portion.3Was used.
[0057]
A typical element cross-sectional area of a magnetic device is 0.5 μm × 0.7 μm.
[0058]
Note that Cu was mainly used for word lines and bit lines.
[0059]
The voltage V between two selected recording linesGControls the change in state of the transition layer.
[0060]
Alternatively, as shown in FIG. 5, the voltage V due to the two selected recording linesGThe change of the magnetization state is more easily controlled by assisting the magnetization application using the sense line at the same time as the application.
[0061]
As shown in FIG. 11, a voltage V corresponding to information to be written is written between word lines represented by recording lines 1 and 2 and bit lines.GBy applying a current-induced magnetic field to the upper Cu line which is a sense line at the same time, writing is performed simultaneously for each element in each block, and an 8-bit signal is written to the free magnetic layer of each element. It was recorded on the memory layer composed of the parts. In each block, the memory information recorded in the free magnetic layer is such that a current flows between a bit line for detecting the resistance of the magnetoresistive element portion and a sense line, and a voltage generated between a dummy element on the same bit line and A comparison was made using a comparator, and each bit information was read.
[0062]
Further, a reconfigurable memory element can be configured by configuring the FET element configured on the CMOS substrate and the magnetic memory of the present invention as shown in FIG. 11 using the same configuration.
[0063]
FIG. 11 is a schematic diagram of a basic circuit used for a programmable memory having a memory function, a reconfigurable memory, or an FPGA. In the figure, Rc is the on resistance of the FET, and has a relationship of Vo = Vi × (Rv + Rc) / (Ri + Rv + Rc). When the resistances of the magnetoresistive element portions are Rvp when their magnetizations are parallel to each other, Rvap when they are antiparallel, and when the resistance when antiparallel is high,
The relationship between the gate voltage Vd of the load circuit and the resistance of the magnetoresistive element is shown.
Vd <Vo = Vi × (Rvap + Rc) / (Ri + Rvap + Rc)
Vd> Vo = Vi × (Rvp + Rc) / (Ri + Rvp + Rc)
By doing so, it can be used as a nonvolatile reconfigurable memory.
[0064]
This can be used, for example, as a nonvolatile programmable element when a logic circuit is used as a load circuit, or as a nonvolatile circuit such as a still image when the load circuit is used as a display circuit device. It can be used as a system LSI.
[0065]
In FIG. 12, each FET can be manufactured on a CMOS wafer.
[0066]
Further, it is preferable that the word line and the bit line are arranged at positions insulated from the element.
[0067]
Further, in this embodiment, an example of the operation using the assist line is shown, but it was also confirmed that the operation using only the recording line 1 and the recording line 2 can be performed without using the magnetic field driving by the assist line at all.
[0068]
(Example 3)
The following samples were prepared using the magnetron sputtering method.
[0069]
Sample 1
Si (001) substrate / Pt (50) / LaMnO3 (100) / NiFe (20) / CoFe (2) / AlO (1) / CoFe (15) / Ta (3) / Cu (100) / Ta (25)
Sample 2
Sapphire (0001) substrate / Pt (50) / LaMnO3 (100) / NiFe (20) / CoFe (5) / AlO (1) / CoFe (15) / PtMn (25) / Ta (3) / Cu (100) / Ta (25)
Sample 3
SrTiO3 (001) Substrate / SrRuO3 (50) / LaMnO3 (100) / NiFe (20) / CoFe (5) / AlO (1) / CoFe (5) / Ru (0.8) / CoFe (5) / PtMn (25) / Ta (3) / Cu (100) / Ta (25)
(Units in parentheses are nm)
In Sample 1 and Sample 2, Pt was deposited on each substrate at a substrate temperature of 200-500 ° C. (typically 400 ° C.) in an argon atmosphere, and then in a mixture of argon and oxygen (typically O2At a substrate temperature of 400-800 ° C. (typically 650 ° C.).3Was deposited. In sample 3, SrRuO3And LaMnO3Together in a mixture of argon and oxygen (typically O2: 10-15%) and a substrate temperature of 400-800 ° C (typically 650 ° C).
[0070]
LaMnO3In order to fabricate a multilayer film on top of the sample 1-3, LaMnO3The layer was processed to a device size, and a subsequent multilayer film was formed thereon at a substrate temperature of room temperature-400 ° C. (typically room temperature) in an argon atmosphere.
[0071]
The notation of the value in () of AlO () indicates the total value of the designed film thickness of Al before the oxidation treatment. Actually, after forming Al to a thickness of 0.3 to 0.7 nm, the oxidation is performed in an oxygen-containing atmosphere. Was repeatedly produced. Ta (3) / Cu (50) / Ta (25) was used as the upper electrode layer. After the formation of the multilayer film, it was finely processed by a photolithographic method so as to be operable as shown in FIGS. 1 and 2 (see FIGS. 8 and 9). Samples 2 and 3 using PtMn were heat-treated at 280 ° C. in a 5 KOe magnetic field to give PtMn unidirectional anisotropy.
[0072]
The element size of the sample processed here is 0.1 to 100 μm, and a typical size is 0.2 μm × 0.35 μm.
[0073]
Here, through sample 1-3, the magnetoresistance effect portion of (free magnetic layer / tunnel insulating layer / fixed magnetic layer) is formed via / AlO (1) /.
[0074]
Through sample 1-3, V was applied between the lower electrode and the intermediate electrode.GA voltage of ± 10 V was applied, and after application, an MR ratio, which is a change in resistance, between the intermediate electrode and the upper electrode was observed. Here, the MR ratio was evaluated by (resistance change) / (resistance value). The obtained MR ratio is over 30% and VGIt was confirmed that a change in magnetoresistance can be induced by changing the sign of. This phenomenon is due to the ferroelectricity of the transition layer,GIt is considered that the application changed the magnetic structure of the transition layer at the interface between the transition layer and the free magnetic layer, thereby changing the magnetization state of the magnetically coupled free magnetic layer. That is, VGBy applying, the magnetic device of the present invention capable of controlling the magnetism was realized.
[0075]
In this embodiment, LaMnO is used as the transition layer.3Although an example using PbFeO was shown, PbFeO3And PbCrO3(La, Ca, Sr, Ba) MEO in which Al and La sites are partially doped with alkaline earth elements3(However, ME is Cr, Mn, Fe, Co, Ni, and the doping ratio of (Ca, Sr, Ba) to the La site is 2/3 or less). I was able to reproduce.
[0076]
(Example 4)
The following samples were prepared using the magnetron sputtering method.
[0077]
Sample 1
SrTiO3(001) Substrate / SrRuO3(50) / Pb (Fe2/3W1/3) O3-Pb (Mg1/2W1/2) O3(100) / NiFe (20) / CoFe (5) / AlO (1) / CoFe (5) / Ru (0.8) / CoFe (5) / PtMn (25) / Ta (3) / Cu (100) / Ta (25)
(Units in parentheses are nm)
Sample 1 was prepared in a mixture of argon and oxygen (typically O 22SrRuO at a substrate temperature of 400-800 ° C. (typically 650 ° C.).3/ Pb (Fe2/3W1/3) O3-Pb (Mg1/2W1/2) O3Together in a mixture of argon and oxygen (typically O2: 10-15%) and a substrate temperature of 400-800 ° C (typically 650 ° C).
[0078]
In order to form a multilayer film thereon, Pb (Fe2/3W1/3) O3-Pb (Mg1/2W1/2) O3The layer was processed to a device size, and a subsequent multilayer film was formed thereon at a substrate temperature of room temperature-400 ° C. (typically room temperature) in an argon atmosphere.
[0079]
The notation of the value in () of AlO () indicates the total value of the designed film thickness of Al before the oxidation treatment. Actually, after forming Al to a thickness of 0.3 to 0.7 nm, the oxidation is performed in an oxygen-containing atmosphere. Was repeatedly produced. Ta (3) / Cu (50) / Ta (25) was used as the upper electrode layer. After the formation of the multilayer film, fine processing was performed by a photolithographic method so as to operate as shown in FIG. Finally, heat treatment was performed at 280 ° C. in a 5 KOe magnetic field to give PtMn unidirectional anisotropy.
[0080]
The element size of the sample processed here is 0.1 to 100 μm, and a typical size is 0.2 μm × 0.35 μm.
[0081]
Here, the magnetoresistance effect portion of (free magnetic layer / tunnel insulating layer / fixed magnetic layer) is formed via / AlO (1) /.
[0082]
V between lower electrode and intermediate electrodeG= ± 30 V was applied, and after the application, the MR ratio, which is a change in resistance, between the intermediate electrode and the upper electrode was observed. Here, the MR ratio was evaluated by (resistance change) / (resistance value). The obtained MR ratio is over 30% and VGIt was confirmed that a change in magnetoresistance can be induced by changing the sign of. This phenomenon is due to the ferroelectricity of the transition layer,GIt is considered that the application changed the magnetic structure of the transition layer at the interface between the transition layer and the free magnetic layer, thereby changing the magnetization state of the magnetically coupled free magnetic layer. That is, VGBy applying, the magnetic device of the present invention capable of controlling the magnetism was realized.
[0083]
In the present embodiment, Pb (Fe2/3W1/3) O3-Pb (Mg1/2W1/2) O3Although an example using PbFeO was shown, PbFeO3And PbCrO3(La, Ca, Sr, Ba) MEO in which Al and La sites are partially doped with alkaline earth elements3(However, ME is Cr, Mn, Fe, Co, Ni, and the doping ratio of (Ca, Sr, Ba) to the La site is 2/3 or less). I was able to reproduce.
[0084]
(Example 5)
The following samples were prepared using the magnetron sputtering method.
[0085]
Sample 1
MgO (110) substrate / TiN (200) / BiMnO3 (50) / Fe2O3 (50) / TiN (2) / NiFe (10) / Ta (3) / Cu (100) / Ta (25)
Sample 2
Si / SiO2Substrate / Pt (250) / BiMnO350) / Fe2O3 (50) / Cu (1) / NiFe (10) / Ta (3) / Cu (100) / Ta (25)
(Units in parentheses are nm)
In sample 1, TiN was deposited at a substrate temperature of 200-500 ° C. (typically 300 ° C.), and BiMnO was deposited thereon at a substrate temperature of 400-800 ° C. (typically 650 ° C.).3And at a substrate temperature of 200-500 ° C. (typically 300 ° C.)2O3, TiN were sequentially deposited on the substrate.
[0086]
Prior to fabrication of the multilayer on TiN, it was processed to a device size, upon which a subsequent multilayer was fabricated at substrate temperature: room temperature-400 ° C. (typically room temperature).
[0087]
In Sample 2, Pt was deposited at a substrate temperature of 200 to 500 ° C. (typically 300 ° C.), and BiMnO was deposited thereon at a substrate temperature of 400 to 800 ° C. (typically 650 ° C.).3And at a substrate temperature of 200-500 ° C. (typically 300 ° C.)2O3Were sequentially deposited on the substrate.
[0088]
Prior to fabrication of the multilayer on TiN, it was processed to a device size, upon which a subsequent multilayer was fabricated at substrate temperature: room temperature-400 ° C. (typically room temperature).
[0089]
Here, TiN indicates conductivity.
[0090]
The element size of the processed sample is 0.1 to 100 μm, and a typical size is 0.2 μm × 0.35 μm.
[0091]
Here, the magnetoresistive effect portion of (free magnetic layer / conductive layer / fixed magnetic layer) is formed through samples 1 and 2.
[0092]
Through samples 1 and 2, V was applied between the lower electrode and the intermediate electrode.GA voltage of ± 15 V was applied, and after the application, an MR ratio, which is a change in resistance, between the intermediate electrode and the upper electrode was observed. Here, the MR ratio was evaluated by (resistance change) / (resistance value). The resulting MR ratio is over 15% and VGIt was confirmed that a change in magnetoresistance can be induced by changing the sign of. This phenomenon is due to the ferroelectricity of the transition layer,GIt is considered that the application changed the magnetic structure of the transition layer at the interface between the transition layer and the free magnetic layer, thereby changing the magnetization state of the magnetically coupled free magnetic layer. That is, VGBy applying, the magnetic device of the present invention capable of controlling the magnetism was realized.
[0093]
In this embodiment, BiMnO is used as the transition layer.3Is shown, but in addition to this, BiFeO3Or Bi site (Bi, Ca, Sr, Ba) MnO in which alkaline earth element is partially doped3The above example was able to be reproduced under almost the same conditions also when using.
[0094]
Although an example in which a conductive layer is provided is shown here, a similar operation can be performed even if a magnetoresistive effect portion of (free magnetic layer / tunnel insulating layer / fixed magnetic layer) is formed via / AlO /. Expected, similar to sample 1
MgO (110) substrate / TiN (200) / BiMnO3 (50) / Fe2O3 (50) / AlO (1) / NiFe (10) / Ta (3) / Cu (100) / Ta (25)
And MR = 30% (VG= ± 15 V).
[0095]
Further, although the AlO layer is used as the tunnel insulating layer of the magnetoresistive element portion, it has been found that a configuration using AlN or AlON instead of AlO has an advantage that the bias dependency can be improved and is preferable. Here, AlN and AlON could be produced by forming Al and then nitriding in nitrogen plasma or oxynitriding in oxynitrogen plasma.
[0096]
【The invention's effect】
By using the magnetic device of the present invention, it is possible to provide a method of inverting the magnetization state in a magnetic body with high energy conversion efficiency and a preferable device configuration example. According to the present invention, it is possible to greatly reduce the energy consumption of the entire magnetic device that changes the magnetization state due to the external magnetic field.
[0097]
Therefore, reproducing heads of magnetic recording devices such as magneto-optical disks, hard disks, digital data streamers (DDS), and digital VTRs used in conventional information communication terminals, cylinders, automobiles, etc. The characteristics of a magnetic sensor for detecting the rotational speed, a magnetic random access memory (MRAM), a stress or acceleration sensor for detecting a change in stress and a change in acceleration, a heat sensor, a chemical reaction sensor, and the like can be improved.
[Brief description of the drawings]
FIG. 1 is a diagram showing a basic configuration of a magnetic device of the present invention.
FIG. 2 is a diagram showing a basic configuration of a magnetic device of the present invention.
FIG. 3 is a diagram showing a state of a magnetic order phase change due to a voltage in the magnetic device of the present invention.
FIG. 4 is a diagram showing the operation principle of the magnetic device of the present invention.
FIG. 5 is a diagram showing a configuration example of a magnetic device of the present invention.
FIG. 6 is a diagram showing a configuration example and an operation principle of a magnetic memory according to the present invention;
FIG. 7 is a diagram showing a configuration example and an operation principle of a magnetic memory according to the present invention;
FIG. 8 is an external view of a magnetic device of the present invention.
FIG. 9 is a sectional configuration diagram of a magnetic device of the present invention.
FIG. 10 is a diagram showing a state of applying a magnetic field to a magnetic layer in a conventional magnetic device.
FIG. 11 is a diagram showing a device configuration example using the magnetic device of the present invention.
