JP2005203702A - Magnetoresistice effect element and magnetic memory device - Google Patents

Magnetoresistice effect element and magnetic memory device Download PDF

Info

Publication number
JP2005203702A
JP2005203702A JP2004010763A JP2004010763A JP2005203702A JP 2005203702 A JP2005203702 A JP 2005203702A JP 2004010763 A JP2004010763 A JP 2004010763A JP 2004010763 A JP2004010763 A JP 2004010763A JP 2005203702 A JP2005203702 A JP 2005203702A
Authority
JP
Japan
Prior art keywords
layer
ferromagnetic
formed
tunnel barrier
structure
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
JP2004010763A
Other languages
Japanese (ja)
Inventor
Tetsuya Mizuguchi
徹也 水口
Original Assignee
Sony Corp
ソニー株式会社
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
Application filed by Sony Corp, ソニー株式会社 filed Critical Sony Corp
Priority to JP2004010763A priority Critical patent/JP2005203702A/en
Publication of JP2005203702A publication Critical patent/JP2005203702A/en
Application status is Pending legal-status Critical

Links

Images

Abstract

<P>PROBLEM TO BE SOLVED: To prevent an antiferromagnetic coupling field in a multilayer ferri-structure from weakening even in case of a magnetoresistive effect element having a multilayer ferri-structure formed on an insulation film, and to provide a magnetoresistive effect element arranged such that thermal resistance is ensured. <P>SOLUTION: A pair of ferromagnetic layers 5 and 7 are formed while sandwiching a tunnel barrier layer 6, at least the ferromagnetic layer 5 formed on the upper side of the tunnel barrier layer 6 has a multilayer ferri-structure, and from the side where the multilayer ferri-structure touches the tunnel barrier layer 6, at least a ferromagnetic layer 51 having amorphous or microcrystalline texture, a crystalline ferromagnetic layer 52, a nonmagnetic intermediate layer 53, and a ferromagnetic layer 54 are formed sequentially to constitute a magnetoresistive effect element 1. <P>COPYRIGHT: (C)2005,JPO&NCIPI

Description

本発明は、磁気抵抗効果素子、特に、膜面に対して垂直に電流を流すことによって磁気抵抗変化が得られる構成の磁気抵抗効果素子及びこの磁気抵抗効果素子を用いた磁気メモリ装置に関する。 The present invention relates to a magnetoresistive element, in particular, it relates to a magnetic memory device using a magneto-resistance effect element and the magnetoresistive element in which the magnetic resistance change is obtained by passing a current perpendicularly to the film surface.

情報通信機器、特に携帯端末等の個人用小型機器の飛躍的な普及に伴い、これを構成するメモリやロジック等の素子には、高集積化、高速化、低電力化等、一層の高性能化が要求されている。 Information communication devices, especially with the rapid spread of personal compact equipment such as mobile terminals, the elements such as memory and logic to configure this, high integration, high speed, low power consumption, etc., higher performance It has been demanded. 特に不揮発性メモリの高密度化及び大容量化は、可動部分の存在により本質的に小型化が不可能なハードディスクや光ディスクに置き換わる技術として、ますます重要度が増している。 In particular density and capacity of the nonvolatile memory, a technology to replace essentially miniaturization impossible hard or optical disk by the presence of moving parts, which increases the more importance.

不揮発性メモリとしては、半導体を用いたフラッシュメモリや、強誘電体を用いたFRAM(Ferro electric Random Access Memory)等が挙げられる。 Non-volatile memory, a flash memory and using a semiconductor, and the like FRAM using a ferroelectric (Ferro electric Random Access Memory) is. しかしながら、フラッシュメモリでは、書き込み速度がμ秒オーダーであって遅いという欠点がある。 However, in the flash memory, there is a drawback that the write speed is slow a μ order of seconds. 一方、FRAMでは、書き換え可能回数が少ないという問題が指摘されている。 On the other hand, the FRAM, a problem that the number of rewritable times is small has been pointed out.

これらの欠点がない不揮発性メモリとして注目されているのが、例えばMRAM(Magnetic Random Access Memory)とよばれる磁気メモリ装置である(非特許文献1参照)。 That these deficiencies have been noted as not a non-volatile memory, for example, a magnetic memory device called a MRAM (Magnetic Random Access Memory) (see Non-Patent Document 1). このMRAMは、構造が単純であるため高集積化が容易であり、また磁気モーメントの回転により記憶を行うために書き換え可能回数が大である。 The MRAM is easy to highly integrated since the structure is simple, and the number of rewritable times in order to perform the storage by the rotation of the magnetic moment is large. またアクセス時間についても非常に高速であることが予想され、既にナノ秒台で動作可能であることが確認されている。 Also it is expected that also very fast for access time, it has been confirmed that already is operable in nanoseconds.

ここで、このようなMRAMに用いられる磁気抵抗効果素子、例えば、トンネル磁気抵抗効果(Tunnel Magneto Resistance:TMR)素子の構成を、図15A及び図15Bを用いて説明する。 Here, the magnetoresistive element used for such a MRAM, for example, a tunnel magnetoresistive effect (Tunnel Magneto Resistance: TMR) the structure of the element will be described with reference to FIGS. 15A and 15B.
TMR素子60は、図15Aに示すように、一対の強磁性層61,62との間にトンネルバリア層63が挟まれて、強磁性トンネル接合64が構成されている。 TMR element 60, as shown in FIG. 15A, and the tunnel barrier layer 63 is sandwiched between the pair of ferromagnetic layers 61 and 62, the ferromagnetic tunnel junction 64 is formed. このTMR素子60では、強磁性層61,62との間に一定の電流を流した状態で外部磁場を加えることにより、強磁性層61,62の磁化の向きの相対角度に応じて磁気抵抗効果が現れる。 In the TMR element 60, by applying an external magnetic field while flowing a constant current between the ferromagnetic layers 61 and 62, the magnetoresistive effect according to the relative angle between the magnetization direction of the ferromagnetic layers 61 and 62 It appears.
そして、同図に示すように、例えば、双方の強磁性層61,62の磁化の向き(図中矢印)が反平行の場合に抵抗値が最大であり、図15Bに示すように、双方の強磁性層61,62の磁化の向き(図中矢印)が平行の場合に抵抗値が最小である。 Then, as shown in the figure, for example, the direction of magnetization of both ferromagnetic layers 61, 62 (arrow in the figure) and the maximum resistance value in the case of antiparallel, as shown in FIG. 15B, both resistance if the magnetization orientation of the ferromagnetic layers 61 and 62 (arrow in the drawing) are parallel is minimal.

このように外部磁場により反平行と平行の状態を作り出すことにより、メモリ素子としての機能を得ることができる。 By creating antiparallel and parallel state by this way the external magnetic field, it is possible to obtain a function as a memory element.

TMR素子は、このような構成以外にも、図16A及び図16Bに示すように、一方の強磁性層(図16Aの場合では強磁性層62)に隣接して反強磁性層65を形成することにより、強磁性層62と反強磁性層65とが反強磁性的に結合することを利用して、一方の強磁性層62を、磁化の向き(図中矢印)が常に固定された磁化固定層とし、他方の強磁性層61を、外部磁場等によって容易に磁化反転する磁化自由層とした、所謂スピンバルブ型のTMR素子も知られている。 TMR element, in addition to this configuration, as shown in FIGS. 16A and 16B, (in the case of FIG. 16A ferromagnetic layer 62) one of the ferromagnetic layers forming the antiferromagnetic layer 65 adjacent to by, by utilizing the fact that the ferromagnetic layer 62 and the antiferromagnetic layer 65 is anti-ferromagnetically coupled, the one of the ferromagnetic layers 62, the magnetization direction of magnetization (arrow in the figure) is always fixed a fixed layer, the other ferromagnetic layer 61, and a magnetization free layer easy magnetization reversal by an external magnetic field or the like, are also known TMR element of a so-called spin-valve type.

なお、図16Aに示すスピンバルブ型のTMR素子80は、磁化固定層62がトンネルバリア層63よりも下側に形成された、ボトムタイプのTMR素子であり、図16Bに示すスピンバルブ型のTMR素子は、磁化固定層62がトンネルバリア層63よりも上側に形成された、トップタイプのTMR素子81を示している。 Incidentally, the TMR element 80 of the spin-valve shown in FIG. 16A, the magnetization fixed layer 62 is formed below the tunnel barrier layer 63, a TMR element of a bottom type, TMR spin-valve type shown in FIG. 16B element, the magnetization fixed layer 62 is formed on the upper side of the tunnel barrier layer 63 shows a top type TMR element 81.

このような磁気抵抗効果素子を用いて磁気メモリ装置(MRAM)を構成する場合は、図示しないが、ビット書き込み線と、このビット書き込み線に直交するワード書き込み線との交点付近に、上述したような磁気抵抗効果素子を配置することでメモリセルを形成し、このようなメモリセルをマトリクス状に複数配置することでMRAMアレイ(メモリセルアレイ)を形成することにより可能である。 When configuring a magnetic memory device (MRAM) using such a magnetoresistance effect element, although not shown, the bit write line, near the intersection of the word write line perpendicular to the bit write line, as described above such form a memory cell by placing a magnetoresistance effect element, it is possible by forming the MRAM array (memory cell array) by arranging a plurality of such memory cells in a matrix.
そして、このような構成の磁気メモリ装置において記録を行う場合は、アステロイド特性を利用して磁気抵抗効果素子に対して選択書き込みを行うようにする(特許文献1参照)。 Then, such a case of performing recording in the magnetic memory device structure, to perform the selected write to the magnetic resistance effect element using asteroid characteristics (see Patent Document 1).
特開平10−116490号公報 JP 10-116490 discloses

ところで、上述した磁気メモリ装置(MRAM)においては、各メモリセルにおいて磁気抵抗効果素子の磁気特性にばらつきが存在した場合や、同一の磁気抵抗効果素子を繰り返し測定した際の磁気特性のばらつきが存在した場合に、アステロイド特性がゼロ磁場中心からずれてしまい、選択書き込み性が劣化してしまう問題が生じる。 Incidentally, in the magnetic memory device described above (MRAM), there is variation in the case where variation is present in the magnetic properties of the magnetoresistive element and the magnetic properties when measured repeatedly the same magnetoresistive element in each memory cell when, deviates asteroid characteristic from zero field center, there is a problem that selection writability deteriorates. つまり、アステロイド特性を利用した選択書き込みが困難になる。 In other words, selection writing is difficult to using the asteroid characteristics.

したがって、磁気抵抗素子の抵抗変化率(TMR比)のR−H(抵抗−磁場)曲線において、理想的なアステロイド曲線が描かれることが必要である。 Thus, R-H in the resistance change rate of the magnetoresistive element (TMR ratio) (resistance - magnetic field) in the curve, it is necessary to ideal asteroid curve is drawn. そのためには、例えばこのR−H曲線において、ノイズ(例えばバルクハウゼンノイズ)がないこと、波形の角形性が良いこと、保磁力Hcのばらつきが少ないこと等が求められる。 For this purpose, for example, in the R-H curve, the noise (e.g., Barkhausen noise) that there is no, it squareness of the waveform is good, that the variation of the coercive force Hc is small or the like is required.

また、アステロイド特性のずれは、例えば、磁化固定層から磁化自由層へ影響を及ぼす漏れ磁界等のばらつきが存在する場合によっても生じるものである。 Further, deviation of the asteroid characteristics, for example, is caused by the case where variations affect leakage field, etc., to the magnetization free layer from the magnetization fixed layer is present.

ここで、このような漏れ磁界成分を制御するために、例えば、磁化固定層を積層フェリ構造で形成することが考えられる。 In order to control such leakage magnetic field components, for example, it is conceivable to form a magnetization fixed layer in a laminated ferrimagnetic structure.
具体的には、図17Aに示すように、トンネルバリア層63上に形成された磁化固定層61を、例えば、強磁性層611、非磁性中間層613、強磁性層612を順に積層して形成することにより、磁化固定層61端からの漏れ磁場を少なくしている。 Specifically, as shown in FIG. 17A, the magnetization fixed layer 61 formed on the tunnel barrier layer 63, for example, a ferromagnetic layer 611, the non-magnetic intermediate layer 613, by laminating the ferromagnetic layers 612 are sequentially formed by and with less leakage magnetic field from the magnetization fixed layer 61 ends.
なお、強磁性層611,612としては例えばCoFe層が用いられ、非磁性中間層623としては例えばRu層が用いられている。 As the ferromagnetic layer 611, 612 used for example CoFe layer, the non-magnetic intermediate layer 623 is used for example Ru layer.

一方、磁気メモリ装置(MRAM)においては、低消費電力化を実現するために、例えば書き込み時において、ビット線やワード線に流す電流量を下げることが考えられている。 On the other hand, in the magnetic memory device (MRAM), in order to reduce power consumption, for example at the time of writing, it is considered to reduce the amount of current flowing through the bit line and word line. しかしながら、高密度化、高容量化を目指す過程で、磁気抵抗効果素子の素子サイズが小さくなると、反磁界により保磁力が増大するので、書き込みに必要な電流量、つまり消費電力が大きくなってしまう。 However, high density, in the process of aiming a high capacity, the element size of the magnetoresistive element is reduced, since the coercive force demagnetizing field is increased, the amount of current required to write, i.e. power consumption is increased .

ここで、素子サイズが小さくなっても、保磁力が上がらないようにするために、例えば、磁化自由層62を積層フェリ構造で形成することが考えられる。 Here, even when a small device size, in order to prevent rise coercive force, for example, it is conceivable to form the magnetization free layer 62 in stacked ferrimagnetic structure.
具体的には、図17Bに示すように、トンネルバリア層63上に形成された磁化自由層62を、上述した磁化固定層61の場合と同様に、例えば、強磁性層621、非磁性中間層623、強磁性層622を順に積層して形成することにより、正味の飽和磁化量を下げるようにしている。 Specifically, as shown in FIG. 17B, the magnetization free layer 62 formed on the tunnel barrier layer 63, as in the case of the magnetization fixed layer 61 described above, for example, a ferromagnetic layer 621, a nonmagnetic intermediate layer 623, by forming by stacking a ferromagnetic layer 622 in this order, and the lower the saturation magnetization of the net.

以上のように、積層フェリ構造は、磁化固定層61か、或いは磁化自由層62かを問わず、磁気抵抗効果素子における選択書き込み性の向上や低消費電力化を達成する上で、非常に重要な構成であることが分かる。 As described above, the laminated ferrimagnetic structure, or the magnetization fixed layer 61, or regardless of whether the magnetization free layer 62, in achieving improved and the power consumption of the selected write of the magnetic resistance effect element, a very important it is understood that the Do configuration.

しかしながら、例えば、CoFe層でRu層を挟んだ構成等の積層フェリ構造は、金属膜上に形成された場合は強い強度の反強磁性結合磁界Hsを得ることができるが、トンネルバリア層のような絶縁膜上に形成された場合は反強磁性結合磁界Hsが弱くなるといった問題が生じる。 However, for example, stacked ferrimagnetic structure of the configuration such as sandwiching the Ru layer of CoFe layer is when it is formed on the metal film can be obtained anti-ferromagnetic coupling magnetic field Hs of the high strength, as the tunnel barrier layer when it is formed on the Do insulating film causes a problem such antiferromagnetic coupling field Hs is weakened. このように積層フェリ構造内の反強磁性結合磁界Hsが弱くなった場合は、磁化固定層61の磁界の向きが固定されず不安定となるので、例えば書き込みに必要な電流磁界にもばらつきが生じ、書き込み特性が低下してしまう。 Antiferromagnetic coupling field if Hs is weakened in this way the stacked ferrimagnetic structure, the direction of the magnetic field of the magnetization fixed layer 61 becomes unstable not fixed, the variation in the current magnetic field required for example to write occurs, the writing characteristic deteriorates. また、この他にも、耐熱性が低下するといった問題も生じる。 Also, the addition to occur another problem the heat resistance is lowered.

上述した点に鑑み、本発明は、絶縁膜上に積層フェリ構造が形成された磁気抵抗効果素子であっても、積層フェリ構造内で充分な反強磁性結合磁界が得られ、また、耐熱性が確保された構成の磁気抵抗効果素子及びこれを用いた磁気メモリ装置を提供するものである。 View of the foregoing, the present invention may be a magnetoresistive element laminated ferrimagnetic structure is formed on the insulating film, sufficient antiferromagnetic coupling field can be obtained in the laminated ferrimagnetic structure, also, heat resistance There is to provide a magnetic memory device using the magnetoresistive element in which is secured and the same.

本発明は、一対の強磁性層がトンネルバリア層を間に挟んで形成され、少なくとも、トンネルバリア層の上側に形成された強磁性層が、積層フェリ構造とされた磁気抵抗効果素子であって、積層フェリ構造が、トンネルバリア層に接する側から、少なくとも、アモルファスあるいは微結晶組織を有する強磁性層、結晶質強磁性層、非磁性中間層、強磁性層の順で積層された構成とする。 The present invention includes a pair of ferromagnetic layers is formed by sandwiching between a tunnel barrier layer, at least, a ferromagnetic layer formed on the upper side of the tunnel barrier layer, a magnetoresistive element is a laminated ferrimagnetic structure , laminated ferrimagnetic structure, to the side in contact with the tunnel barrier layer, at least, a ferromagnetic layer having an amorphous or microcrystalline structure, crystalline ferromagnetic layer, a nonmagnetic intermediate layer, and laminated in that order of the ferromagnetic layer .

本発明の磁気抵抗効果素子によれば、積層フェリ構造が、トンネルバリア層に接する側から、少なくとも、アモルファスあるいは微結晶組織を有する強磁性層、結晶質強磁性層、非磁性中間層、強磁性層の順で積層された構成とするので、トンネルバリア層上に形成された積層フェリ構造内において、充分な反強磁性結合磁界を得ることができ、耐熱性も確保することができる。 According to the magnetoresistance effect element of the present invention, the laminated ferrimagnetic structure is, from the side in contact with the tunnel barrier layer, at least, a ferromagnetic layer having an amorphous or microcrystalline structure, crystalline ferromagnetic layer, a nonmagnetic intermediate layer, a ferromagnetic since a structure in which are stacked in this order of layers in the laminated ferrimagnetic structure formed on the tunnel barrier layer, it is possible to obtain a sufficient anti-ferromagnetic coupling magnetic field, it is possible to ensure heat resistance.
また、上述した構成において、トンネルバリア層の上側に形成された強磁性層が磁化固定層である場合は、さらに、例えば磁化固定層からの漏れ磁場を抑えて、アステロイド特性がずれることを防止することが可能になる。 Furthermore, it prevented in the configuration described above, when the ferromagnetic layer formed on the upper side of the tunnel barrier layer is a magnetization fixed layer further example to suppress the leakage magnetic field from the magnetization fixed layer, that asteroid characteristic is deviated it becomes possible to.
また、上述した構成において、トンネルバリア層の上側に形成された強磁性層が磁化自由層である場合は、さらに、磁気抵抗効果素子のサイズが小さくなっても、保磁力が上がらないようにすることが可能になる。 Also, in the above configuration, when the ferromagnetic layer formed on the upper side of the tunnel barrier layer is a magnetization free layer further the size of the magnetoresistive element even smaller, so as not to rise coercive force it becomes possible.

本発明は、一対の強磁性層がトンネルバリア層を間に挟んで形成され、少なくとも、トンネルバリア層の上側に形成された強磁性層が、積層フェリ構造とされた磁気抵抗効果素子と、磁気抵抗効果素子を厚さ方向に挟むワード線とビット線とを備えた構成の磁気メモリ装置であって、積層フェリ構造が、トンネルバリア層に接する側から、アモルファスあるいは微結晶組織を有する強磁性層、結晶質強磁性層、非磁性中間層、強磁性層の順で積層された構成とする。 The present invention includes a pair of ferromagnetic layers is formed by sandwiching between a tunnel barrier layer, at least, a ferromagnetic layer formed on the upper side of the tunnel barrier layer, a magnetoresistive element which is a laminated ferrimagnetic structure, the magnetic the resistive element a magnetic memory device structure that includes a word line and a bit line sandwiching the thickness direction, laminated ferrimagnetic structure, the side in contact with the tunnel barrier layer, a ferromagnetic layer having an amorphous or microcrystalline structure crystalline ferromagnetic layer, a nonmagnetic intermediate layer, and laminated in that order of the ferromagnetic layer.

本発明の磁気メモリ装置によれば、磁気抵抗効果素子が上記本発明の磁気抵抗効果素子の構成であることにより、例えば、書き込みのばらつきに対する耐性が充分に確保され、かつ耐熱性に優れた構成を実現することが可能になる。 According to the magnetic memory device of the present invention, by the magnetoresistive element is the configuration of the magnetoresistive effect element of the present invention, for example, resistance is sufficiently secured against variations in the writing, and excellent heat resistance structure it is possible to achieve.
また、上述した構成において、トンネルバリア層の上側に形成された強磁性層が磁化固定層である場合においては、上述した作用に加えて、例えばアステロイド特性のずれを抑えることが可能になる。 Also, in the above configuration, when the ferromagnetic layer formed on the upper side of the tunnel barrier layer is a magnetization fixed layer, in addition to the operation described above, for example, it is possible to suppress the deviation of the asteroid characteristics.
また、上述した構成において、トンネルバリア層の上側に形成された強磁性層が磁化自由層である場合は、上述した作用に加えて、微細化されても保磁力が上がらない構成を実現することができる。 Also, in the above configuration, when the ferromagnetic layer formed on the upper side of the tunnel barrier layer is a magnetization free layer, in addition to the operation described above, to realize a structure which does not increase the coercive force be miniaturized can.

本発明の磁気抵抗効果素子によれば、その構成に関係なく、積層フェリ構造内の反強磁性結合磁界を安定にすることができ、かつ耐熱性も確保することができる。 According to the magnetoresistance effect element of the present invention, regardless of its configuration, the antiferromagnetic coupling field of the laminated ferrimagnetic structures can be stable, and can be secured heat resistance. これにより、高性能で、高い信頼性を有する磁気抵抗効果素子を得ることができる。 Thereby, high performance can be obtained a magnetoresistive element having a high reliability.
また、このような磁気抵抗効果素子において、トンネルバリア層の上側に形成された強磁性層が磁化固定層である場合は、上述した効果に加えて、選択書き込み性を良好にすることができる。 Further, in such a magnetoresistance effect element, when a ferromagnetic layer formed on the upper side of the tunnel barrier layer is a magnetization fixed layer, in addition to the effects described above, it is possible to improve the selective writing property.
また、このような磁気抵抗効果素子において、トンネルバリア層の上側に形成された強磁性層が磁化自由層である場合は、上述した効果に加えて、素子サイズが微細化されても、消費電力を低減することが可能になる。 Further, in such a magnetoresistance effect element, when the upper side is formed a ferromagnetic layer of the tunnel barrier layer is a magnetization free layer, in addition to the effects described above, also the element size is miniaturized, the power consumption it is possible to reduce the.

また、このような磁気抵抗効果素子を用いて磁気メモリ装置を構成することにより、書き込みのばらつきに対する耐性が充分に確保された磁気メモリ装置を実現できる。 Further, by forming the magnetic memory device using such a magnetoresistance effect element, it is possible to realize a magnetic memory device resistance is sufficiently secured against variations in writing.
これにより、書き込み特性に優れ、高い信頼性を有する磁気メモリ装置を得ることができる。 Thus, excellent writing characteristics, it is possible to obtain a magnetic memory device having high reliability.

以下、図面を用いて、本発明の実施の形態を説明する。 Hereinafter, with reference to the drawings, an embodiment of the present invention.

まず、本発明に係る磁気抵抗効果素子、例えば、トンネル磁気抵抗効果素子の一実施の形態を、図1を用いて説明する。 First, the magnetoresistive element according to the present invention, for example, one embodiment of a tunnel magnetoresistance effect element will be described with reference to FIG.
このトンネル磁気抵抗効果素子(以下TMR素子と示す)1は、例えばシリコン等からなる基板2上に、下地層3と、強磁性層でもある磁化自由層7と、トンネルバリア層6と、強磁性層である磁化固定層5と、反強磁性層4と、保護層(トップコート層)8とが順に積層された構成である。 The tunnel magnetoresistance effect element (hereinafter referred to as TMR element) 1, on a substrate 2 made of, for example, silicon or the like, a base layer 3, and the magnetization free layer 7 which is also a ferromagnetic layer, a tunnel barrier layer 6, a ferromagnetic the magnetization fixed layer 5 is a layer, the antiferromagnetic layer 4, a protective layer (topcoat layer) 8 and are configured, which are sequentially stacked.
このTMR素子1においては、一対の強磁性層である磁化自由層7と磁化固定層5との間にトンネルバリア層6が挟まれることにより、強磁性トンネル接合9が形成されている。 In the TMR element 1, by the tunnel barrier layer 6 is sandwiched between the magnetization free layer 7 and the magnetization fixed layer 5 is a pair of ferromagnetic layers, the ferromagnetic tunnel junction 9 is formed. そして、このTMR素子1は、強磁性層の一方が磁化固定層5とされ、他方が磁化自由層7とされた、いわゆるスピンバルブ型のTMR素子を示している。 Then, the TMR element 1, one of the ferromagnetic layers is a magnetization fixed layer 5, the other is a free layer 7 magnetization shows a TMR element of a so-called spin-valve type. また、このTMR素子1は、トンネルバリア層より上側に磁化固定層5が形成された、いわゆるトップタイプのTMR素子を示している。 Moreover, the TMR element 1 shows the magnetization fixed layer 5 above the tunnel barrier layer is formed, the TMR element of the so-called top type.

下地層3は、例えば、Ta、Cu、Cr、Ti等の材料より形成することができる。 Underlayer 3, for example, it can be formed Ta, Cu, Cr, than the material such as Ti.

磁化自由層7は、例えば、CoFe層やCoFeB層を用いて形成することができる。 Magnetization free layer 7, for example, can be formed using a CoFe layer and CoFeB layer. この磁化自由層7は、後述するように、磁化固定層5の磁化の向きが常に一定に固定されているので、外部磁場等によって磁化の向きが容易に反転される構成となっている。 The magnetization free layer 7, as described later, since the direction of magnetization of the magnetization fixed layer 5 is always fixed to a constant, has a configuration in which a magnetization direction is easily reversed by the external magnetic field or the like. TMR素子1をMRAMに用いる場合には、この磁化自由層7を情報記憶層として使用する。 In the case of using the TMR element 1 to MRAM uses this magnetization free layer 7 as an information storage layer.

トンネルバリア層6は、スパッタリング法や蒸着法等によって成膜された金属膜を、酸化又は窒化することにより形成することができる。 The tunnel barrier layer 6, a metal film formed by sputtering or vapor deposition method, or the like, can be formed by oxidizing or nitriding. また、トンネルバリア層6は、有機金属と、酸素、オゾン、窒素、ハロゲン、ハロゲン化ガス等とを用いるCVD法によっても形成することができる。 Further, the tunnel barrier layer 6 can also be formed by a CVD method using an organic metal, oxygen, ozone, nitrogen, a halogen, a halogenated gas.

反強磁性層4は、例えば、Fe、Ni、Pt、Ir、Rh等を含むMn合金、Co酸化物、Ni酸化物等の材料より形成することができる。 The antiferromagnetic layer 4 is, for example, Fe, Ni, Pt, Ir, Mn alloy containing Rh, etc., Co oxide, can be formed from material such as Ni oxide.
この反強磁性層4は、一方の強磁性層である磁化固定層5と結合することにより、磁界が加えられても磁化固定層5の磁化の向きを反転させず、磁化固定層5の磁化の向きを常に一定に固定するための層である。 The antiferromagnetic layer 4 by binding the magnetization fixed layer 5 is one of the ferromagnetic layers, the magnetic field does not reverse the direction of magnetization of the magnetization fixed layer 5 be added, the magnetization of the magnetization fixed layer 5 the orientation is always a layer for securing a constant.

保護層8は、例えば、Ta等の材料を用いて形成することができる。 Protective layer 8, for example, can be formed using a material such as Ta.

磁化固定層5は、積層フェリ構造で形成されている。 Magnetization fixed layer 5 is formed of a stacked ferrimagnetic structure. この磁化固定層5は、例えば、上述したように、反強磁性層4と結合することにより、磁化の向きが常に一定に固定されている。 The magnetization fixed layer 5, for example, as described above, by binding to the anti-ferromagnetic layer 4, the magnetization direction is always fixed to a constant.

そして、本実施の形態においては、特に、この積層フェリ構造とされた磁化固定層5において、トンネルバリア層6に接する側から、アモルファス強磁性層51、結晶質強磁性層52、非磁性中間層53、強磁性層54の順に積層する。 Then, in the present embodiment, in particular, in the magnetization fixed layer 5 having this laminated ferrimagnetic structure, the side in contact with the tunnel barrier layer 6, an amorphous ferromagnetic layer 51, a crystalline ferromagnetic layer 52, nonmagnetic intermediate layer 53, stacked in this order ferromagnetic layer 54.

アモルファス強磁性層51としては、例えばCoFeB層を用いることができる。 The amorphous ferromagnetic layer 51 may be, for example, CoFeB layer.
また、これ以外にも、例えばFeCoNiB層や、Fe元素、Co元素、Ni元素のいずれか、あるいは、これら元素の複数以上を主成分としてB元素が含有された材料層で形成することが好ましい。 In addition to this, for example FeCoNiB layer and, Fe element, Co element, one of Ni element, or is preferably formed of a material layer B element is contained as a main component a plurality or more of these elements. これは、比較的薄い膜厚(領域)でも磁気特性を得ることができるからである。 This is because it is possible to obtain the magnetic properties even relatively small thickness (region).

このように、B元素を含有させる場合には、さらにB元素の量が、12(原子%)以上、37(原子%)以下であることが好ましい。 Thus, in case of incorporating the element B, the amount of addition element B, 12 (atomic%) or more and less 37 (atomic%).
例えば、B元素の量が12(原子%)程度と少ない場合は、結晶化温度の低いアモルファスとなるが、成膜時にアモルファスあるいは微結晶組織を有していれば構わないので、12(原子%)でも構わない。 For example, if the amount of B element is small and the degree 12 (atomic%) is a low crystallization temperature of amorphous, since no matter if it has an amorphous or microcrystalline structure at the time of film formation, 12 (atomic% ) may even. また、Bの元素量が40(原子%)程度と多くなった場合は、その層自体が強磁性層として機能しなくなり、強磁性層としての特性が得られなくなる。 Further, when the element amount of B becomes large as the degree 40 (atomic%), the layer itself is not function as the ferromagnetic layer, the characteristics of the ferromagnetic layer can not be obtained.

このアモルファス強磁性層51は、0.5nm以上、15nm以下の膜厚で形成することが好ましい。 The amorphous ferromagnetic layer 51, 0.5 nm or more, is preferably formed by the following film thickness 15 nm. 0.5nm以上の膜厚で形成することにより、後述するように、熱的な影響等に関係なく、積層フェリ構造内の反強磁性結合磁界Hsを充分に得ることができる。 By forming a thickness of more than 0.5 nm, as described later, without regard to thermal influences, etc., it can be sufficiently obtained antiferromagnetic coupling field Hs in the laminated ferrimagnetic structure.
また、後述するように、積層フェリ構造の磁気特性を確保するためにはアモルファス強磁性層51とその上に積層される結晶質強磁性層52の膜厚の合計を15nm以下とすることが望ましいので、アモルファス強磁性層51の膜厚も同等以下(15nm以下)とする。 As will be described later, it is desirable to 15nm or less the sum of the thickness of the crystalline ferromagnetic layer 52 stacked thereon an amorphous ferromagnetic layer 51 in order to ensure the magnetic characteristic of the laminated ferrimagnetic structure since the film thickness of the amorphous ferromagnetic layer 51 is also equal to or less than a (15 nm or less).

結晶質強磁性層52としては、例えばCoFe層等を用いることができる。 The crystalline ferromagnetic layer 52 may be, for example, CoFe layer.
また、結晶質強磁性層52としては、Co元素が含有されていることが望ましい。 As the crystalline ferromagnetic layer 52, it is desirable that the Co element is contained. これは、その下側に形成される上記組成のアモルファスあるいは微結晶組織を有する強磁性層51との間で拡散が生じたとしても、成分が近いため特性変化などの影響が少ないためである。 This is also the diffusion occurs between the ferromagnetic layer 51 having an amorphous or microcrystalline structure of the above composition formed on the lower side, because there is little influence of characteristic variation due components are close.

この結晶質強磁性層52は、0.5nm以上、3nm以下の膜厚で形成することが好ましい。 The crystalline ferromagnetic layer 52, 0.5 nm or more, is preferably formed by the following film thickness 3 nm. すなわち、このような膜厚で形成することにより、後述するように、熱的な影響等に関係なく、積層フェリ構造内の反強磁性結合磁界Hsを充分に得ることができるからである。 That is, by forming in such a film thickness, as described later, without regard to thermal influences, etc., because the antiferromagnetic coupling field Hs in the laminated ferrimagnetic structure can be sufficiently obtained. 例えば、膜厚が3nm以上の場合は、磁性層の異方性分散など磁気特性が確保できなくなる。 For example, if the thickness is more than 3 nm, the magnetic properties such as anisotropy dispersion of the magnetic layer can not be secured.

非磁性中間層53としては、例えばRu層等を形成することができる。 The nonmagnetic intermediate layer 53 can be formed, for example, Ru layer.
このRu層53は、反強磁性接合が得られる膜厚(例えば0.8nm)で形成することができる。 The Ru layer 53 may be formed to a thickness of the antiferromagnetic bonding is obtained (e.g., 0.8 nm). なお、非磁性中間層53としては、これ以外にも、Ir、Re、Rh等の材料層を用いることもできる。 As the non-magnetic intermediate layer 53, in addition to this, it is also possible to use Ir, Re, the material layer of Rh or the like. この場合においても、膜厚は反強磁性接合が得られる膜厚で形成する。 In this case, the film thickness is formed to a thickness of the antiferromagnetic bonding is obtained.

また、強磁性層54、すなわち、反強磁性層4に接する側の強磁性層としては、例えばCoFe層等を用いることができる。 The ferromagnetic layer 54, i.e., as the ferromagnetic layer on the side in contact with the antiferromagnetic layer 4, may be used, for example CoFe layer. なお、この強磁性層54は、結晶質強磁性層に限定されず、他の強磁性層であっても構わない。 Incidentally, the ferromagnetic layer 54 is not limited to the crystalline ferromagnetic layer, it may be other ferromagnetic layer.

なお、アモルファス強磁性層51と、その上に形成される結晶質強磁性層52との合計の膜厚は1nm以上、15nm以下であることが好ましい。 Note that the amorphous ferromagnetic layer 51, thereon the total thickness of the crystalline ferromagnetic layer 52 to be formed is 1nm or more and 15nm or less. すなわち、膜厚をこのような範囲内で規定することにより、良好な磁気特性を確保することができる。 That is, by defining the film thickness in this range, it is possible to ensure excellent magnetic characteristics.

例えば、アモルファス強磁性層51と結晶質強磁性層52との合計膜厚が1nm未満である場合では、熱による相互拡散により磁気特性が大幅に損なわれる。 For example, if the total thickness of the amorphous ferromagnetic layer 51 and the crystalline ferromagnetic layer 52 is less than 1nm, the magnetic properties are impaired significantly by interdiffusion due to heat.
また、アモルファスあるいは微結晶組織を有する強磁性層51と結晶質強磁性層52の合計膜厚が15nmを上回る場合では、TMR素子1の特性が不十分になる。 The total thickness of the crystalline ferromagnetic layer 52 and ferromagnetic layer 51 having an amorphous or microcrystalline structure is in the case of more than 15 nm, characteristic of the TMR element 1 becomes insufficient.

ここで、実際に、このような構成のTMR素子1を作製し、このTMR素子1において、反強磁性結合磁界Hsの測定を行った。 Here, in fact, to prepare the TMR element 1 having such a configuration, in the TMR element 1 was measured of the antiferromagnetic coupling field Hs. この測定結果を図2に示す。 The measurement results are shown in Figure 2.
なお、図2Aは、本実施の形態のように、トンネルバリア層6に接してアモルファス強磁性層51を形成した場合のTMR素子1の反強磁性結合磁界Hsを示したものである。 Incidentally, FIG. 2A, as in the present embodiment, shows the anti-ferromagnetic coupling magnetic field Hs of the TMR element 1 in the case of forming an amorphous ferromagnetic layer 51 in contact with the tunnel barrier layer 6.
具体的には、積層フェリ構造とされた磁化固定層5の構成が、トンネルバリア層6に接する側から、Co63Fe7B30層(1nm)、Co90Fe10層(2nm)、Ru層(0.8nm)、Co90Fe10層(3nm)とが順に積層された構成のTMR素子1の場合である。 Specifically, the configuration of the laminated ferrimagnetic structure magnetizable fixed layer 5 is, from the side in contact with the tunnel barrier layer 6, Co63Fe7B30 layer (1 nm), Co90Fe10 layer (2 nm), Ru layer (0.8 nm), Co90Fe10 layer (3 nm) and is the case of TMR elements 1 a structure, which are sequentially stacked.
また、図2Bは、比較例として、トンネルバリア層に接して結晶質強磁性層を形成した場合のTMR素子の反強磁性結合磁界Hsを示したものである。 Further, FIG. 2B, as a comparative example illustrates the anti-ferromagnetic coupling magnetic field Hs of the TMR element in the case of forming a crystalline ferromagnetic layer in contact with the tunnel barrier layer.
具体的には、積層フェリ構造とされた磁化固定層5の構成が、トンネルバリア層6に接する側から、Co90Fe10層(2.5nm)、Ru層(0.8nm)、Co90Fe10層(3nm)とが順に積層された構成のTMR素子の場合である。 Specifically, the configuration of the laminated ferrimagnetic structure magnetizable fixed layer 5 is, from the side in contact with the tunnel barrier layer 6, Co90Fe10 layer (2.5 nm), Ru layer (0.8 nm), Co90Fe10 layer and (3 nm) There is a case of TMR element in which are sequentially stacked.
なお、それぞれのTMR素子において、磁化固定層以外の部分は、同じ材料層で形成されているものとする。 Note that in each of the TMR elements, portions other than the magnetization fixed layer is assumed to be formed of the same material layer.
また、それぞれのTMR素子においては、成膜後、磁場中において、250℃、5時間の条件で熱処理が施されている。 Further, in each of the TMR elements, after the deposition, in a magnetic field, 250 ° C., a heat treatment under conditions of 5 hours are subjected.

図2Aより、本実施の形態のように、積層フェリ構造とされた磁化固定層5において、トンネルバリア層6に接して直接アモルファス強磁性材料層(Co63Fe7B30層)51を形成した場合では、充分に強い強度の反強磁性結合磁界Hsが得られていることが分かる。 From FIG. 2A, as in the present embodiment, the magnetization fixed layer 5 which is a laminated ferrimagnetic structure, in the case of forming the tunnel barrier layer directly amorphous ferromagnetic material layer in contact with the 6 (Co63Fe7B30 layer) 51 is sufficiently it is understood that the anti-ferromagnetic coupling magnetic field Hs of the high intensity is obtained.
また、図2Bより、比較例である、トンネルバリア層6に接して直接結晶質強磁性層(Co90Fe10層)51を形成した場合では、反強磁性結合磁界Hsが弱くなっていることが分かる。 Further, from FIG. 2B, which is a comparative example, in the case of forming the tunnel barrier layer 6 in contact directly crystalline ferromagnetic layer (Co90Fe10 layer) 51, it can be seen that the anti-ferromagnetic coupling magnetic field Hs is weakened.

したがって、本発明の構成を用いることにより、トンネルバリア層6上に積層フェリ構造が形成されたTMR素子の場合であっても、従来のように、積層フェリ構造内の反強磁性結合磁界Hsが弱くならず、充分な強さの反強磁性結合磁界Hsを得ることができる。 Accordingly, by using the structure of the present invention, even when the TMR element laminated ferrimagnetic structure is formed on the tunnel barrier layer 6, as in the prior art, the anti-ferromagnetic coupling magnetic field Hs in the laminated ferrimagnetic structure not weak, it is possible to obtain the antiferromagnetic coupling field Hs of sufficient strength.

これは、トンネルバリア層6のような絶縁膜上に形成された積層フェリ構造において、トンネルバリア層6に接して直接アモルファス強磁性材料層(CoFeB層)51を形成したことにより、比較例のトンネルバリア層に接して直接結晶質強磁性層(CoFe層)を形成した場合に比べて、磁気特性を得るのに必要な初期成長層が薄くて済む、あるいは不要となるためである。 This is because in the laminated ferrimagnetic structure formed on an insulating film such as a tunnel barrier layer 6, directly amorphous ferromagnetic material layer in contact with the tunnel barrier layer 6 by forming the (CoFeB layer) 51, tunnel Comparative Example direct crystalline ferromagnetic layer in contact with the barrier layer as compared with the case of forming the (CoFe layer), requires only a thin necessary initial growth layer to obtain the magnetic properties, or is to become unnecessary.

このように、アモルファス強磁性層(CoFeB層)51を、薄くて良好な層状に形成することができるので、このアモルファス強磁性層51を下地層として、結晶質強磁性層52を良好に成長させることができ、非磁性中間層53との間で、良好な反平行結合を得ることが可能になる。 Thus, amorphous ferromagnetic layer (CoFeB layer) 51, the thin and can be formed in a good layered, the amorphous ferromagnetic layer 51 as an underlying layer, is satisfactorily grow the crystalline ferromagnetic layer 52 it can be, between the non-magnetic intermediate layer 53, it is possible to obtain a good anti-parallel coupling. つまり、アモルファス強磁性層51が配向下地膜のような役割を果たしていることになる。 That is, the amorphous ferromagnetic layer 51 plays a role, such as the alignment undercoat film.

上述した本実施の形態のTMR素子1によれば、トンネルバリア層6上の積層フェリ構造とされた磁化固定層5を、トンネルバリア層6に接する側から、アモルファスあるいは微結晶組織を有する強磁性層(CoFeB層)51と、結晶質強磁性層(CoFe層)52と、非磁性中間層(Ru層)53と、結晶質強磁性層(CoFe層)とを順に積層することにより形成したので、積層フェリ構造内の反平行結合がばらつくことを抑えることができる。 According to the TMR element 1 of the present embodiment described above, a ferromagnetic having a magnetization fixed layer 5 which is a laminated ferri structure on the tunnel barrier layer 6, from the side in contact with the tunnel barrier layer 6, an amorphous or microcrystalline structure a layer (CoFeB layer) 51, the crystalline ferromagnetic layer (CoFe layer) 52, a nonmagnetic intermediate layer (Ru layer) 53, since the crystalline ferromagnetic layer and the (CoFe layer) was formed by laminating in this order , it is possible to suppress the antiparallel coupling in the laminated ferrimagnetic structure varies.

すなわち、これは、トンネルバリア層6に接して直接アモルファス強磁性材料層(CoFeB層)を形成することにより、このアモルファス強磁性層(CoFeB層)51を薄くて良好な層状に形成することができるので、このアモルファス強磁性層51上に結晶質強磁性層52を形成した場合、結晶質強磁性層52を良好に成長させることができ、非磁性中間層53との間で、良好な反平行結合を得ることが可能になるためである。 In other words, this is by forming a direct amorphous ferromagnetic material layer in contact with the tunnel barrier layer 6 (CoFeB layer), it can be the amorphous ferromagnetic layer (CoFeB layer) 51 thinner to form a good layer since, in this case the on the amorphous ferromagnetic layer 51 to form a crystalline ferromagnetic layer 52, it is possible to satisfactorily grow the crystalline ferromagnetic layer 52, between the non-magnetic intermediate layer 53, good anti-parallel it is because it becomes possible to obtain a bond.

したがって、トンネルバリア層6上の磁化固定層5を積層フェリ構造としたTMR素子1であっても、積層フェリ構造内において、反強磁性結合磁界Hsが弱まることを防止して、充分な反強磁性結合磁界Hsを得ることができる。 Therefore, even in the TMR element 1 in which the magnetization fixed layer 5 on the tunnel barrier layer 6 and the laminated ferrimagnetic structure, in the laminated ferrimagnetic structure, to prevent the anti-ferromagnetic coupling magnetic field Hs is weakened, a sufficient anti-ferroelectric it can be obtained magnetic coupling field Hs.
これにより、例えば、書き込みに必要な電流磁界にばらつきが生じることを抑えて、書き込み特性の低下を防止することができる。 Thus, for example, by suppressing the variations in current magnetic field required for writing, it is possible to prevent degradation of the write characteristics. また、耐熱性が確保された構成を得ることができる。 Further, it is possible to obtain a configuration in which heat resistance is ensured.
また、例えば、磁化固定層からの漏れ磁場を抑えて、アステロイド特性のずれを防止することができる。 Further, for example, to suppress the leakage magnetic field from the magnetization fixed layer, it is possible to prevent the displacement of the asteroid characteristics.

次に、本発明に係る磁気抵抗効果素子の他の実施の形態を、図3を用いて説明する。 Next, another embodiment of the magnetoresistive element according to the present invention will be described with reference to FIG.
上述した実施の形態では、トンネルバリア層6を挟んで下側に磁化自由層7が形成され、上側に磁化固定層5と反強磁性層4が形成されたトップタイプのスピンバルブ型のTMR素子1の場合を挙げて説明を行った。 In the embodiment described above, the magnetization free layer 7 is formed on the lower sides of the tunnel barrier layer 6, and the magnetization fixed layer 5 to the upper antiferromagnetic layer 4 is formed top type spin-valve type TMR element It has been described by citing the case of 1.
これに対して本実施の形態は、トンネルバリア層6を挟んで下側に反強磁性層4と磁化固定層5が形成され、上側に磁化自由層7が形成されたボトムタイプのスピンバルブ型のTMR素子10の場合である。 The present embodiment, on the other hand, the antiferromagnetic layer 4 and the magnetization fixed layer 5 is formed on the lower side across the tunnel barrier layer 6, a bottom type spin-valve type that the magnetization free layer 7 on the upper side is formed the case of a TMR element 10 of the.
なお、その他の構成においては、図1に示す場合と同様であるので、対応する部分には同一符号を付して重複説明を省略する。 In the other configuration is the same as the case shown in FIG. 1, the corresponding parts thereof is omitted here will be denoted by the same reference numerals.

そして、本実施の形態においては、トンネルバリア層6上の磁化自由層7を積層フェリ構造とし、さらにこの積層フェリ構造とされた磁化自由層7を、トンネルバリア層6に接する側から、アモルファス強磁性材層(CoFeB層)71と、結晶質強磁性層(CoFe層)72と、非磁性中間層(Ru層)73と、強磁性層(CoFe層)74とを順に積層することにより形成する。 Then, in this embodiment, the magnetization of the free layer 7 has a stacked ferrimagnetic structure, the magnetization free layer 7 which is further this laminated ferrimagnetic structure on the tunnel barrier layer 6, from the side in contact with the tunnel barrier layer 6, an amorphous strong magnetic material layer (CoFeB layer) 71, the crystalline ferromagnetic layer (CoFe layer) 72, a nonmagnetic intermediate layer (Ru layer) 73 is formed by stacking a ferromagnetic layer (CoFe layer) 74 in this order .

なお、アモルファス強磁性層71、結晶質強磁性層72、非磁性中間層73、強磁性層74の具体的な構成は、前述した実施の形態の、アモルファス強磁性層51、結晶質強磁性層52、非磁性中間層53、強磁性層54の各層とそれぞれ同様に構成することができる。 Incidentally, the amorphous ferromagnetic layer 71, a crystalline ferromagnetic layer 72, the nonmagnetic intermediate layer 73, the specific structure of the ferromagnetic layer 74, the embodiment described above, an amorphous ferromagnetic layer 51, a crystalline ferromagnetic layer 52, the nonmagnetic intermediate layer 53 may be similarly configured respectively layers of ferromagnetic layer 54.

上述した本実施の形態によれば、トンネルバリア層6に接して、直接結晶質強磁性層(CoFe層)72を形成せずに、アモルファス強磁性層(CoFeB層)71を形成した上で、結晶質強磁性層(CoFe層)72と、非磁性中間層(Ru層)73と、強磁性層(CoFe層)74とを順に積層して積層フェリ構造を形成したので、前述した実施の形態の場合と同様に、積層フェリ構造内において、各強磁性層間で形成されている反平行結合にばらつきが生じることを抑えることができ、充分に強度が確保された反強磁性結合磁界Hsを得ることができる。 According to the present embodiment described above, in contact with the tunnel barrier layer 6, without forming direct crystalline ferromagnetic layer (CoFe layer) 72, an amorphous ferromagnetic layer (CoFeB layer) 71 on which is formed, a crystalline ferromagnetic layer (CoFe layer) 72, a nonmagnetic intermediate layer (Ru layer) 73, since a ferromagnetic layer (CoFe layer) 74 are laminated in this order to form a laminated ferrimagnetic structure, the above-described embodiment as in the case of, in the laminated ferrimagnetic structure, the variations in the antiparallel coupling being formed by respective ferromagnetic layers can be suppressed to obtain the antiferromagnetic coupling field Hs of sufficient strength is ensured be able to. また、耐熱性を確保することができる。 Further, it is possible to ensure the heat resistance.

このように、トンネルバリア層6上の磁化自由層7が積層フェリ構造とされたTMR素子10であっても、積層フェリ構造内において充分な反強磁性結合磁界Hsが得られると共に、例えば、素子サイズが小さくなっても、保磁力が上がらない構成を実現することが可能になる。 Thus, the magnetization free layer 7 on the tunnel barrier layer 6 is also a TMR element 10 having the laminated ferrimagnetic structure, sufficient antiferromagnetic coupling field Hs is obtained in the laminated ferrimagnetic structure, for example, element as the size is reduced, it is possible to realize a configuration in which the coercive force does not increase.

なお、本実施の形態の場合においても、アモルファス強磁性層51と、その上に形成される結晶質強磁性層52との合計の膜厚は1nm以上、15nm以下であることが好ましい。 Also in the case of the present embodiment, the amorphous ferromagnetic layer 51, thereon the total thickness of the crystalline ferromagnetic layer 52 to be formed is 1nm or more and 15nm or less. すなわち、膜厚をこのような範囲内で規定することにより、良好な磁気特性を確保することができる。 That is, by defining the film thickness in this range, it is possible to ensure excellent magnetic characteristics.

例えば、アモルファスあるいは微結晶組織を有する強磁性層51と結晶質強磁性層52との合計膜厚が1nm未満である場合では、熱による相互拡散により磁気特性が大幅に損なわれる。 For example, if the total thickness of the ferromagnetic layer 51 having an amorphous or microcrystalline structure and a crystalline ferromagnetic layer 52 is less than 1nm, the magnetic properties are impaired significantly by interdiffusion due to heat.
また、アモルファスあるいは微結晶組織を有する強磁性層51と結晶質強磁性層52の合計膜厚が15nmを上回る場合では、その保磁力が過剰に高くなる。 The total thickness of the crystalline ferromagnetic layer 52 and ferromagnetic layer 51 having an amorphous or microcrystalline structure is in the case of more than 15 nm, the coercive force is excessively high.

上述した本実施の形態においては、本発明が適用される一方の強磁性層のみを積層フェリ構造とした場合を挙げて説明を行ったが(図1に示すトップタイプのTMR素子では磁化固定層5、図3に示すボトムタイプのTMR素子では磁化自由層7)、この積層フェリ構造は、本発明が適用される一方の強磁性層のみに限定されず、両方の強磁性層に形成されていても構わない。 In the present embodiment described above, although only one of the ferromagnetic layers to which the present invention is applied has been described by taking a case in which a laminated ferri structure (magnetization fixed layer in the top type TMR element shown in FIG. 1 5, the magnetization free layer 7 is a bottom-type TMR element shown in FIG. 3), the laminated ferrimagnetic structure is not limited to only one of the ferromagnetic layers to which the present invention is applied, it is formed on both of the ferromagnetic layers and it may be.

例えば、図4に示すように、ボトムタイプの磁気抵抗効果素子において、上述したように、一方の磁化自由層7が積層フェリ構造で形成されると共に、もう一方の磁化固定層5が、非磁性中間層43を間に挟んで両側に強磁性層41,42が形成された積層フェリ構造とされていても構わない。 For example, as shown in FIG. 4, the magnetoresistance effect element of the bottom type, as described above, together with one of the magnetization free layer 7 is formed by laminated ferrimagnetic structure, the other is the magnetization fixed layer 5, a non-magnetic it may be a laminated ferrimagnetic structure in which ferromagnetic layers 41 and 42 are formed on both sides of the intermediate layer 43 between.
また、図5に示すように、トップタイプのTMR素子において、上述したように、一方の磁化固定層5が積層フェリ構造で形成されると共に、もう一方の磁化自由層7が、非磁性中間層43を挟んだ両側に強磁性層41,42が形成された積層フェリ構造とされていても構わない。 Further, as shown in FIG. 5, the top type TMR element, as described above, together with one of the magnetization fixed layer 5 is formed by laminated ferrimagnetic structure, the other of the magnetization free layer 7, the non-magnetic intermediate layer on both sides of 43 it may be a laminated ferrimagnetic structure in which ferromagnetic layers 41 and 42 are formed.

また、間に非磁性中間層53を挟んで2層の強磁性層51,52が形成された積層フェリ構造の他に、さらに中間層、強磁性層が形成された、3層以上の強磁性層からなる積層フェリ構造であっても同様の効果は得られる。 In addition to the non-magnetic intermediate layer 53 interposed therebetween laminated ferrimagnetic structure in which ferromagnetic layers 51 and 52 of the two layers is formed between, further intermediate layer, a ferromagnetic layer was formed, three or more layers of ferromagnetic similar effects have a laminated ferri structure composed of layers is obtained.
具体的には、図6に示すように、例えば、ボトムタイプの磁気抵抗効果素子において、磁化固定層5を、4つの強磁性層(41,42,44,45)と、この4つの強磁性層(41,42,44,45)のそれぞれの間に形成された3つの非磁性中間層(531,532,533)とから構成したものである。 Specifically, as shown in FIG. 6, for example, in the magnetoresistive element of the bottom type, the magnetization fixed layer 5, the four ferromagnetic layers (41, 42, 44, 45), the four ferromagnetic those constructed from the layers (41, 42, 44, 45) non-magnetic intermediate layer 3 formed between the respective (531, 532 and 533).
なお、その他の部分は、図3に示す磁気抵抗効果素子10の場合と同様であるので、対応する部分には同一符号を付している。 The other parts are the same as in the case of the magnetoresistive element 10 shown in FIG. 3, and corresponding parts are denoted by the same reference numerals.

次に、このような構成の磁気抵抗効果素子を用いた、本発明に係る磁気メモリ装置の一実施の形態を、図7を用いて説明する。 Next, using a magneto-resistance effect element having such a configuration, an embodiment of a magnetic memory device according to the present invention will be described with reference to FIG.
なお、本実施の形態では、磁気メモリ装置として、例えばMRAMの場合を挙げて説明する。 In the present embodiment, as a magnetic memory device, for example it is described by way of case MRAM.

磁気メモリ装置(MRAM)20は、ワード線WLと、このワード線WLと直交する複数のビット線BLとを有し、ワード線WLとビット線BLとの交点付近に、上述したようなTMR素子(1,10)が配置されることによりメモリセル21が形成される。 Magnetic memory device (MRAM) 20 includes a word line WL, and a plurality of bit lines BL perpendicular to the word line WL, in the vicinity of the intersection between the word line WL and bit line BL, TMR element, as described above (1,10) memory cell 21 is formed by is disposed. そして、このメモリセル21が複数配置されることにより、MRAMアレイ22が形成されている。 By this memory cell 21 is more disposed, MRAM array 22 is formed.
図7では、3×3のメモリセル11がマトリクス状に配列された構成のMRAMアレイ22を示している。 In Figure 7, the memory cell 11 of the 3 × 3 indicates an MRAM array 22 arranged in a matrix form.

次に、上述したメモリセル21の構成を、図8を用いて説明する。 Next, a configuration of a memory cell 21 described above will be described with reference to FIG.
メモリセル21では、例えばシリコン基板23上に、ゲート電極24、ソース領域25及びドレイン領域26からなるトランジスタ27が形成されている。 In the memory cell 21, for example, on the silicon substrate 23, a gate electrode 24, the transistor 27 of the source region 25 and drain region 26 are formed. ゲート電極24は、読み出し用のワード線WL1を構成している。 The gate electrode 24 constitutes the word line WL1 for reading. そして、ゲート電極24上には絶縁層(図示せず)を介して書き込み用のワード線WL2が形成されている。 Then, on the gate electrode 24 is formed the word line WL2 for writing through an insulating layer (not shown). トランジスタ27のドレイン領域26にはコンタクトメタル28が接続され、さらにコンタクトメタル28には下地層29が接続されている。 The drain region 26 of the transistor 27 is connected contact metal 28, further to the contact metal 28 is connected underlayer 29.

そして、本実施の形態の磁気メモリ装置(MRAM)20においては、上述した構成のTMR素子1又は10を、下地層29上の書き込み用のワード線WL2の上方に対応する位置に形成する。 Then, the magnetic memory device (MRAM) 20 of the present embodiment, the TMR element 1 or 10 having the above structure, formed in a position corresponding to the upper word line WL2 for writing on the underlying layer 29.
なお、このTMR素子1又は10の上側には、ワード線WL1及びWL2と直交するビット線BLが形成される。 Note that the upper side of the TMR element 1 or 10, the bit line BL perpendicular to the word lines WL1 and WL2 are formed.

本実施の形態の磁気メモリ装置20によれば、上述した構成の磁気抵抗効果素子を用いて構成したので、反強磁性結合磁界Hsを充分に得ることができ、かつ耐熱性に優れた構成を実現できる。 According to the magnetic memory device 20 of the present embodiment, since it is configured using a magnetoresistive element having the above structure, the antiferromagnetic coupling field Hs can be obtained sufficiently, and the structure excellent in heat resistance realizable.

また、図1に示したようなトップタイプのTMR素子1を用いて磁気メモリ装置20を構成した場合は、上述した作用に加えて、選択書き込み性を良好にすることができる。 Further, the case where the magnetic memory device 20 by using the TMR element 1 a top type, as shown in FIG. 1, in addition to the operation described above, it is possible to improve the selective writing property.

また、図3に示したようなボトムタイプのTMR素子10を用いて磁気メモリ装置20を構成した場合は、上述した作用に加えて、素子サイズが微細化されても、消費電力を低減することが可能になる。 Further, the case where the magnetic memory device 20 by using a bottom-type TMR element 10 shown in FIG. 3, in addition to the operation described above, even the element size is miniaturized, to reduce the power consumption It becomes possible.

本実施の形態においては、本発明の磁気抵抗効果素子1を、磁気メモリ装置(MRAM)20に適用した場合を挙げて説明を行ったが、磁気抵抗効果素子1は、このように磁気メモリ装置20のみならず、磁気ヘッドやこの磁気ヘッドを搭載したハードディスクドライブに適用することが可能である。 In this embodiment, the magnetoresistive element 1 of the present invention has been described by taking a case of applying a magnetic memory device (MRAM) 20, the magnetoresistance effect element 1, thus the magnetic memory device not 20 only can be applied to a hard disk drive having a magnetic head and the magnetic head. また、これ以外にも、集積回路チップやパソコン、携帯端末や携帯電話といった各種電子機器、電気機器等にも適用することが可能である。 In addition to this, an integrated circuit chip or a personal computer, a mobile terminal or mobile phone such as various electronic apparatuses, it is also applicable to electric appliances or the like.

(実施例) (Example)
次に、上述した各実施の形態の磁気抵抗効果素子を実際にそれぞれ作製して特性を調べた。 Then, it was characterized by producing each magnetoresistive element of the above described embodiments in practice.
具体的には、トンネルバリア層6上に形成された磁化固定層5が積層フェリ構造とされたTMR素子1において、トンネルバリア層6と非磁性中間層53との間に形成される各強磁性層51,52の膜厚をそれぞれ変化させて、熱処理を行う前と行った後における積層フェリ構造内での反強磁性結合磁界Hsの変化について測定を行った。 Specifically, each ferromagnetic magnetization fixed layer 5 formed on the tunnel barrier layer 6 in the TMR element 1 a laminated ferrimagnetic structure, which is formed between the tunnel barrier layer 6 and the non-magnetic intermediate layer 53 respectively by changing the film thickness of the layers 51 and 52 were measured for changes in the anti-ferromagnetic coupling magnetic field Hs in the laminated ferrimagnetic structure in after a prior heat treatment is performed.
なお、図7及び図8を用いて説明したように、磁気メモリ装置20においては、TMR素子1以外にスイッチング用のトランジスタ27等が形成されているが、本実施例においては、TMR素子1の特性を調べるために、後述するように、強磁性トンネル接合のみが形成された特性評価用素子(Test Element Group:TEG)をそれぞれ作成し、この特性評価用素子を用いて特性を調べた。 As described with reference to FIGS. 7 and 8, in the magnetic memory device 20, the transistor 27 and the like are formed for switching in addition to the TMR element 1, in this embodiment, the TMR element 1 to examine the characteristics, as described later, the ferromagnetic tunnel junction only formed element for characteristic evaluation (Test element Group: TEG) to create each, were characterized by using the element for characteristic evaluation.

(実験1) (Experiment 1)
アモルファス強磁性材料層(CoFeB層)51の最適な膜厚を規定するために、結晶質強磁性層(CoFe層)52の膜厚を固定して、アモルファス強磁性材料層51のみの膜厚を変化させて、熱処理を行った後における積層フェリ構造内での反強磁性結合磁界Hsの変化について測定を行った。 To define the optimum film thickness of the amorphous ferromagnetic material layer (CoFeB layer) 51, by fixing the thickness of the crystalline ferromagnetic layer (CoFe layer) 52, the thickness of only the amorphous ferromagnetic material layer 51 varied, was measured for changes in the anti-ferromagnetic coupling magnetic field Hs in the laminated ferrimagnetic structure in after the heat treatment.

(試料1) (Sample 1)
図9に平面図、図10に図9のA−Aにおける断面図をそれぞれ示すように、特性評価用素子(TEG)として、基板33上に、ワード線WLとビット線BLとが直交して配され、これらワード線WLとビット線BLとの交点付近にTMR素子1が形成された構造を作製した。 Plan view in FIG. 9, as shown, respectively a cross-sectional view along A-A of FIG. 9 in FIG. 10, as a characteristic evaluation element (TEG), on the substrate 33, and perpendicular to the word line WL and bit line BL provided that, to produce a structure TMR element 1 is formed near the intersections of these word lines WL and bit line BL. このTEGはTMR素子1が短軸5μm×長軸10μmの楕円形状であり、ワード線WL及びビット線BLの両端にそれぞれ端子パッド31,32が形成され、ワード線WLとビット線BLとをAl 23膜からなる絶縁層34によって互いに電気的に絶縁した構成となっている。 The TEG is elliptic TMR element 1 minor axis 5 [mu] m × major axis 10 [mu] m, respectively terminal pads 31, 32 are formed at both ends of the word lines WL and bit lines BL, word lines WL and bit lines BL Al and it is electrically insulated with the structures to each other by an insulating layer 34 made of 2 O 3 film.

具体的には、次のようにして図9及び図10に示すTEGを作製した。 Specifically, to prepare a TEG shown in FIGS. 9 and 10 as follows.
先ず、基板33上にワード線の材料を成膜し、フォトリソグラフィ技術によってマスクした後に、ワード線WL以外の部分をArプラズマにより選択的にエッチングし、ワード線WLを形成した。 First, forming a material of the word line on the substrate 33, after masking by photolithography, the portion other than the word line WL is selectively etched by Ar plasma to form a word line WL. このとき、ワード線WL以外の領域は、基板33の深さ5nmまでエッチングした。 At this time, the area other than the word line WL, and etched to a depth of 5nm substrate 33. なお、基板33としては、表面に厚さ2μmの熱酸化膜が形成された、厚さ0.6mmのシリコン基板を用いた。 As the substrate 33, the thermal oxide film having a thickness of 2μm on the surface is formed, a silicon substrate having a thickness of 0.6 mm.

続いて、下記の層構成(1)からなるTMR素子1を、公知のリソグラフィ法及びエッチングにより作製した。 Subsequently, the TMR element 1 consisting of the following layer arrangement (1), were prepared by known lithography and etching. 層構成(1)は、/の左側が基板側となっており、()内は膜厚を示している。 Layer structure (1) is / the left has a substrate side shows a thickness within ().
Ta(5nm)/Cu(20nm)/Co90Fe10(2nm)/Al−Ox(1nm)/アモルファス強磁性層(t1nm)/結晶質強磁性層(2nm)/Ru(0.8nm)/Co90Fe10(3nm)/PtMn(30nm)/Ta(5nm)−(1) Ta (5nm) / Cu (20nm) / Co90Fe10 (2nm) / Al-Ox (1nm) / amorphous ferromagnetic layer (t1nm) / crystalline ferromagnetic layer (2nm) / Ru (0.8nm) / Co90Fe10 (3nm) / PtMn (30nm) / Ta (5nm) - (1)

なお、層構成(1)において、CoFeB層51の組成はCo63Fe7B30(原子%)とし、CoFe層の組成はCo90Fe10とした。 Incidentally, in the layer structure (1), the composition of the CoFeB layer 51 as Co63Fe7B30 (atomic%), the composition of the CoFe layer was Co90Fe10.

トンネルバリア層6として形成したAl−Ox層は、先ず、DCスパッタ法を用いて、Al膜を1nmの膜厚で堆積させた後、酸素/アルゴンの流量比を1:1とし、チャンバー内に導入されるガス圧を0.1mTorrとして、ICPプラズマを用いて上記Al膜をプラズマ酸化することにより形成した。 Al-Ox layer formed as a tunnel barrier layer 6, first, using a DC sputtering method, after the Al film is deposited at a thickness of 1 nm, the flow ratio of oxygen / argon 1: 1, into the chamber the introduced is a gas pressure of 0.1 mTorr, was formed by plasma oxidizing the Al film using an ICP plasma.
また、酸化時間はICPプラズマ出力に依存するが、今回の実施例中では30秒とした。 Also, oxidation time depends on the ICP plasma power was set to 30 seconds in this embodiment.
また、このAl−Ox層以外の各層においては、DCマグネトロンスパッタ法を用いて形成した。 In the layers other than the Al-Ox layer was formed using a DC magnetron sputtering method.

このようにして、ワード線WL上にTMR素子1を形成した後、磁場中熱処理炉において、10kOe、250℃、5時間の熱処理を行い、反強磁性層4であるPtMn層の規則化熱処理を行い、強磁性トンネル接合9を形成した。 In this way, after forming the TMR element 1 on the word line WL, and the magnetic field heat treatment furnace, 10 kOe, 250 ° C., subjected to heat treatment for 5 hours, the ordering heat treatment of the PtMn layer antiferromagnetic layer 4 performed to form a ferromagnetic tunnel junction 9.

次に、例えばAl 23膜をスパッタリングすることにより、厚さ100nm程度の絶縁層34を形成し、さらに、リソグラフィ技術を用いて、ビット線BL及び端子パッド31,32を形成することにより、図9及び図10に示すTEGを得て、これを試料1のTEGとした。 Then, for example, by sputtering an Al 2 O 3 film, an insulating layer 34 having a thickness of about 100 nm, further, by lithography, by forming the bit line BL and the terminal pads 31 and 32, to obtain TEG shown in FIGS. 9 and 10, which was used as a TEG of the sample 1.

また、比較例1として、トンネルバリア層6に接してアモルファス強磁性層(CoFeB層)51を形成せずに、直接結晶質強磁性層(CoFe層)52を2nmの膜厚で形成し、このCoFe層52上は、上述した本発明を適用した場合と同じように、非磁性中間層53、結晶質強磁性層54を順に積層した試料2を作製した。 In Comparative Example 1, without forming the amorphous ferromagnetic layer (CoFeB layer) 51 in contact with the tunnel barrier layer 6, formed directly crystalline ferromagnetic layer (CoFe layer) 52 with a thickness of 2 nm, the on CoFe layer 52, like the case of applying the present invention described above, the non-magnetic intermediate layer 53, a sample was prepared 2 a crystalline ferromagnetic layer 54 were laminated in this order. また、比較例2として、結晶質強磁性層(CoFe層)52を3nmの膜厚で形成した他は比較例1と同じ構成とした試料3を作製した。 In Comparative Example 2, except that the crystalline ferromagnetic layer (CoFe layer) 52 is formed with a film thickness of 3nm is to form Sample 3 was the same configuration as Comparative Example 1.

そして、試料1のTEGにおいて、アモルファス強磁性材料層(CoFeB層)51の膜厚t1を、0.5nm、1.0nm、2.0nmと変化させて、250℃の熱処理の前後の反強磁性結合磁界Hsの変化を測定した。 Then, the TEG of the sample 1, the thickness t1 of the amorphous ferromagnetic material layer (CoFeB layer) 51, 0.5 nm, 1.0 nm, by varying the 2.0 nm, antiferromagnetic before and after heat treatment at 250 ° C. the variation of the coupling magnetic field Hs was measured.
また、比較例1である試料2のTEG及び比較例2である試料3のTEGにおいても同様に、熱処理前後の反強磁性結合磁界Hsの変化を測定した。 Similarly, in the TEG of the sample 3 is TEG and Comparative Example 2 Sample 2 is a comparative example 1 were measured change in antiferromagnetic coupling field Hs before and after the heat treatment.
具体的には、後述するようにして、R−H曲線の測定を行い、さらにR−H曲線から反強磁性結合磁界Hsを求めた。 Specifically, as described later, it performs a measurement of the R-H curve, further was determined antiferromagnetic coupling field Hs from R-H curve.

(R−H曲線の測定) (Measurement of R-H curve)
通常のMRAM等の磁気メモリ装置では、電流磁界によってTMR素子を磁化反転させて情報を書き込むが、本実施例では、外部磁界によってTMR素子1を磁化反転させることにより、抵抗値の測定を行った。 In the magnetic memory device of such conventional MRAM, but writes information the TMR element is the magnetization reversal by the current magnetic field, in the present embodiment, by magnetization reversal of the TMR element 1 by an external magnetic field were measured resistance value . すなわち、先ず、TMR素子1の磁化自由層7を磁化反転させるための外部磁界を、磁化自由層7の磁化容易軸に対して平行となるように印加した。 That is, first, the external magnetic field for magnetization reversal of the magnetization free layer 7 of the TMR element 1 was applied so as to be parallel to the easy axis of the magnetization free layer 7. 測定のための外部磁界の大きさは例えば4.5kOeとした。 The magnitude of the external magnetic field for measurement was for example 4.5 kOe. 次に、磁化自由層7の磁化容易軸の一方から見て例えば−4.5kOeから+4.5kOeまで掃引するのと同時に、ワード線WLの端子パッド31とビット線BLの端子パッド32とにかかるバイアス電圧が100mVとなるように調節して、強磁性トンネル接合9にトンネル電流を流した。 Then, simultaneously with the sweep when viewed from one easy axis of the magnetization free layer 7, for example from -4.5kOe to + 4.5 kOe, according to the terminal pads 32 of the terminal pads 31 and the bit line BL of the word lines WL a bias voltage is adjusted to be 100 mV, flushed with tunnel current in the ferromagnetic tunnel junction 9. このときの、各外部磁界に対する抵抗値を測定し、R−H曲線を得た。 At this time, to measure the resistance value for each external magnetic field, to obtain a R-H curve.

(反強磁性結合磁界HSの測定) (Measurement of the antiferromagnetic coupling magnetic field HS)
上記の測定方法により、図14に示すようなR−H曲線を作成し、磁化固定層5と磁化自由層7が反平行であって抵抗が高い状態での抵抗値R1から、マイナス側(反強磁性層4に直接接している強磁性層52の磁化方向に磁界を加えたとき磁化固定層5の磁化が回転して行く過程にあたる)の曲線に接線(破線)Xを引き、この接線Xが磁化固定層5と磁化自由層7が平行であって抵抗が低い状態での抵抗値R2と交差する磁界Hの値を便宜的に反強磁性結合磁界Hsと定義した。 The above measuring method, to create a R-H curve as shown in FIG. 14, the resistance value R1 of the magnetization fixed layer 5 and the magnetization free layer 7 has a higher resistance to a anti-parallel state, the minus side (counter a tangent is drawn (dashed) X curve of hits) in the process of magnetization of the magnetization fixed layer 5 is gradually rotated when applying a magnetic field to the magnetization direction of the ferromagnetic layer 52 is in direct contact with the ferromagnetic layer 4, the tangent X there was defined as the value the convenience antiferromagnetic coupling field Hs of the magnetic field H that intersects with the resistance value R2 at a low state resistance to a parallel magnetization free layer 7 and the magnetization fixed layer 5.

試料1のTEG及び比較例である試料2のTEGと試料3のTEGの反強磁性結合磁界Hsの変化の測定結果を図11に示す。 The measurement results of the change in the anti-ferromagnetic coupling magnetic field Hs of the TEG TEG and the sample 3 of the sample 2 is TEG and Comparative Examples of Sample 1 shown in FIG. 11.
なお、図11において、●及び○が本発明の構成のTMR素子(試料1)の場合を示し、▲及び△が比較例1の場合のTMR素子(試料2)を示し、■及び□が比較例2の場合のTMR素子(試料3)の場合を示している。 Incidentally, in FIG. 11 shows a case where ● and ○ is of the TMR element structure of the present invention (Sample 1), ▲ and △ indicates a TMR element (Sample 2) in the case of Comparative Example 1, ■ and □ is compared It shows the case of a TMR element of the example 2 (sample 3).
また、●,▲,■は熱処理を行う前の状態を示し、○,△,□は250℃の熱処理を行った後の状態を示している。 In addition, ●, ▲, ■ shows the state prior to the heat treatment, ○, △, □ shows the state after the heat treatment of 250 ℃.

図11より、先ず比較例1の場合においては、熱処理前の反強磁性結合磁界Hsの値が低い上、熱処理後における反強磁性結合磁界Hsは、熱処理前に比べて大幅に低下していることが分かる。 Than 11, first in the case of Comparative Example 1, on the low value of the antiferromagnetic coupling field Hs before the heat treatment, the antiferromagnetic coupling field Hs after heat treatment is greatly reduced as compared with that before the heat treatment it can be seen. また、比較例2の場合においては、熱処理前の反強磁性結合磁界Hsが、比較例1に比べてさらに低くなっており、熱処理後における反強磁性結合磁界Hsも、比較例1程ではないが、低下していることが分かる。 In the case of Comparative Example 2, the anti-ferromagnetic coupling magnetic field Hs before heat treatment, has become even lower than that of Comparative Example 1, even antiferromagnetic coupling field Hs after heat treatment, not to the extent of Comparative Example 1 but it can be seen that the decrease.

これに対して、本発明のトンネルバリア層6上にCoFeB層51を形成した場合においては、その膜厚t1を0.5nm、1.0nm、2.0nmとした場合の全てにおいて、熱処理前の反強磁性結合磁界Hsが高く、また熱処理後においても、反強磁性結合磁界Hsが大幅に低下していないことが分かる。 In contrast, in the case where on the tunnel barrier layer 6 of the present invention to form a CoFeB layer 51, 0.5 nm and the film thickness t1, 1.0 nm, in all cases where a 2.0 nm, before heat treatment antiferromagnetic coupling field Hs is high, and even after the heat treatment, it is seen that the anti-ferromagnetic coupling magnetic field Hs is not significantly reduced.
ただし、その膜厚t1が厚くなるに従って(例えば2nm)、熱処理前の反強磁性結合磁界Hsが若干低くなり、これに伴い熱処理後の反強磁性結合磁界Hsも低下していることが分かる。 However, in accordance with the thickness t1 is thicker (e.g. 2 nm), the antiferromagnetic coupling field Hs before the heat treatment is slightly lower, also it is seen that reduced antiferromagnetic coupling field Hs after heat treatment accordingly.

以上より、トンネルバリア層6に直接接してアモルファス強磁性材料層(CoFeB層)51を形成し、このCoFeB層51上に結晶質強磁性層(CoFe層)52を形成したことにより、従来のように、トンネルバリア層6上に直接接して結晶質強磁性層(CoFe層)52を形成した場合に比べて、高い反強磁性結合磁界Hsを得られることが分かる。 As described above, in direct contact with the tunnel barrier layer 6 amorphous ferromagnetic material layer (CoFeB layer) 51 is formed, by forming a crystalline ferromagnetic layer (CoFe layer) 52 on the CoFeB layer 51, as in the prior art to, as compared with the case of forming the crystalline ferromagnetic layer in direct contact with the tunnel barrier layer 6 (CoFe layer) 52, it is can be seen that to obtain a high anti-ferromagnetic coupling magnetic field Hs. また熱処理後においても、大きく反強磁性結合磁界Hsが低下しない構成を得られることが分かる。 Also even after the heat treatment, it can be seen that to obtain a structure that does not decrease significantly antiferromagnetic coupling field Hs.
この場合、アモルファス強磁性層51の膜厚t1は、例えば、0.5nm〜15nmの範囲内で規定することができる。 In this case, the thickness t1 of the amorphous ferromagnetic layer 51, for example, can be defined within a range of 0.5Nm~15nm. ここで、アモルファス強磁性層51の膜厚t1の上限を15nmとしたのは、前述したように、熱履歴に関わらず良好な磁気特性を得ることができるためである。 Here, the upper limit of the film thickness t1 of the amorphous ferromagnetic layer 51 was 15nm is because it is possible to obtain, as described above, good magnetic properties regardless of the thermal history.

(実験2) (Experiment 2)
結晶質強磁性層(CoFe層)52の有無及び最適な膜厚を規定するために、アモルファス強磁性材料層(CoFeB層)51の膜厚を固定して、結晶質強磁性層52の膜厚のみを変化させて、熱処理を行った後における積層フェリ構造内での反強磁性結合磁界Hsの変化について測定を行った。 Crystalline ferromagnetic layer to define the presence and optimum film thickness of the (CoFe layer) 52, an amorphous ferromagnetic material layer by fixing the thickness of the (CoFeB layer) 51, the thickness of the crystalline ferromagnetic layer 52 only by changing, it was measured for changes in the anti-ferromagnetic coupling magnetic field Hs in the laminated ferrimagnetic structure in after the heat treatment.

(試料4) (Sample 4)
下記の層構成(2)からなるTMR素子1を、前述した実験1に示す場合と同様に、公知のリソグラフィ法及びエッチングにより作製した。 The TMR element 1 consisting of the following layer arrangement (2), similarly to the case shown in Experiment 1 described above, were prepared by known lithography and etching. 層構成(2)は、/の左側が基板側となっており、()内は膜厚を示している。 Layer structure (2) is / the left has a substrate side shows a thickness within ().
Ta(5nm)/Cu(20nm)/Co90Fe10(2nm)/Al−Ox(1nm)/アモルファス強磁性層(1nm)/結晶質強磁性層(t2nm)/Ru(0.8nm)/Co90Fe10(3nm)/PtMn(30nm)/Ta(5nm)−(2) Ta (5nm) / Cu (20nm) / Co90Fe10 (2nm) / Al-Ox (1nm) / amorphous ferromagnetic layer (1 nm) / crystalline ferromagnetic layer (t2nm) / Ru (0.8nm) / Co90Fe10 (3nm) / PtMn (30nm) / Ta (5nm) - (2)

なお、層構成(2)において、CoFeB層51の組成はCo63Fe7B30(原子%)とし、CoFe層の組成はCo90Fe10とした。 Incidentally, in the layer structure (2), the composition of the CoFeB layer 51 as Co63Fe7B30 (atomic%), the composition of the CoFe layer was Co90Fe10.
そして、前述した実験1と同様にして図9及び図10に示すTEGを得て、これを試料4のTEGとした。 Then, to obtain TEG shown in FIGS. 9 and 10 in the same manner as in Experiment 1 described above, which was used as a TEG of the sample 4.

また、比較例として、トンネルバリア層に接してアモルファス強磁性層(CoFeB層)を形成して、このアモルファス強磁性層上に結晶質強磁性層(CoFe層)を形成せずに、非磁性中間層を直接形成した場合の試料5のTEGを作製した。 As a comparative example, to form an amorphous ferromagnetic layer (CoFeB layer) in contact with the tunnel barrier layer, without forming a crystalline ferromagnetic layer (CoFe layer) on the amorphous ferromagnetic layer, a nonmagnetic intermediate the TEG sample 5 in the case of forming a layer directly to prepare.

そして、このような構成とされた試料4のTEGにおいて、結晶質強磁性層(CoFe層)52の膜厚t2を、上限が2.5nmの範囲内において変化させて、熱処理を施した後の反強磁性結合磁界Hsの変化を測定した。 In such a configuration as has been TEG sample 4, the crystalline ferromagnetic layer thickness t2 of (CoFe layer) 52, and the upper limit is varied in a range of 2.5 nm, after the heat treatment the change of the antiferromagnetic coupling magnetic field Hs was measured.
具体的には、上述したように、R−H曲線の測定を行い、さらにR−H曲線から反強磁性結合磁界Hsを求めた。 Specifically, as described above, was measured in the R-H curve, further it was determined antiferromagnetic coupling field Hs from R-H curve.
また、比較例である試料5のTEGにおいても同様に、熱処理前後の反強磁性結合磁界Hsの変化を測定した。 Similarly, in the TEG of the sample 5 which is a comparative example, it was measured change in antiferromagnetic coupling field Hs before and after the heat treatment.

試料4のTEG及び比較例である試料5のTEGの測定結果を図12に示す。 The measurement results of the TEG of the sample 5 is TEG and Comparative Examples of Sample 4 is shown in FIG. 12.
図12において、●及び○が本発明の構成のTMR素子(試料4)の場合を示し、▲及び△が比較例の場合のTMR素子(試料5)を示している。 12 shows a case where ● and ○ is of the TMR element structure of the present invention (Sample 4), ▲ and △ indicates a TMR element of the comparative example (Sample 5).
また、●,▲は熱処理を行う前の状態を示し、○,△は250℃の熱処理を行った後の状態を示している。 In addition, ●, ▲ shows the state prior to the heat treatment, ○, △ shows the state after the heat treatment of 250 ℃.

図12より、アモルファス強磁性層(CoFeB層)上に結晶質強磁性層(CoFe層)を形成しない比較例の場合においては、反強磁性結合磁界Hsが著しく低い値を示していることが分かる。 From FIG. 12, in the case of the comparative example on the amorphous ferromagnetic layer (CoFeB layer) does not form a crystalline ferromagnetic layer (CoFe layer), it can be seen that the anti-ferromagnetic coupling magnetic field Hs indicates a remarkably low value .

これに対して、アモルファス強磁性材料層(CoFeB層)51上に結晶質強磁性層(CoFe層)52を形成した本実施の形態の場合では、その膜厚t2を、0.5nm、1.0nm、1.5nm、2.0nmとした場合の全てにおいて、熱処理前の反強磁性結合磁界Hsが高く、また、熱処理後においても反強磁性結合磁界Hsが大幅に低下していないことが分かる。 In contrast, the amorphous ferromagnetic material layer in the case of the present embodiment formed (CoFeB layer) crystalline ferromagnetic layer on 51 (CoFe layer) 52, the thickness t2, 0.5 nm, 1. 0 nm, 1.5 nm, in all cases where a 2.0 nm, high antiferromagnetic coupling field Hs before the heat treatment, also, it can be seen that not significantly reduced even antiferromagnetic coupling field Hs after heat treatment .
ただし、その膜厚t2が厚くなるに従って(例えば2nm)、アモルファス強磁性層51の場合と同様に、熱処理前の反強磁性結合磁界Hsが低下して、これに伴い熱処理後の反強磁性結合磁界Hsも低下していることが分かる。 However, in accordance with the thickness t2 is increased (e.g. 2 nm), as in the case of amorphous ferromagnetic layer 51, and decreases the antiferromagnetic coupling field Hs before the heat treatment, the antiferromagnetic coupling after heat treatment With this magnetic field Hs also it can be seen that the decrease.

以上より、トンネルバリア層6上に接してアモルファス強磁性層(CoFeB層)51のみを形成しただけでは、熱処理を行う前後の両方において、高い反強磁性結合磁界Hsを得ることはできず、本発明のように、アモルファス強磁性層(CoFeB層)51を形成し、さらに結晶質強磁性層(CoFe層)52を形成することにより、熱処理を行う前後において、高い反強磁性結合磁界Hsが得られることが分かる。 Thus, only by forming only amorphous ferromagnetic layer (CoFeB layer) 51 over and in contact with the tunnel barrier layer 6 in both the before and after performing the heat treatment, it is impossible to obtain a high antiferromagnetic coupling field Hs, the as in the invention, an amorphous ferromagnetic layer (CoFeB layer) 51 is formed by further forming a crystalline ferromagnetic layer (CoFe layer) 52, before and after performing a heat treatment, high antiferromagnetic coupling field Hs is obtained is it can be seen.
この場合、結晶質強磁性層52の膜厚t2は、例えば、0.5nm〜3nmの範囲内で規定することができる。 In this case, the thickness t2 of the crystalline ferromagnetic layer 52, for example, can be defined within a range of 0.5Nm~3nm. これにより、前述したように、積層フェリ構造内において、反強磁性結合磁界Hsを充分に確保することができる。 Thus, as described above, it can be in the laminated ferrimagnetic structure, to ensure a sufficient antiferromagnetic coupling field Hs.

(実験3) (Experiment 3)
アモルファス強磁性材料層(CoFeB層)51の最適なB元素の量(原子%)を規定するために、B元素の量(原子%)を変化させて、熱処理を行った後における積層フェリ構造内での反強磁性結合磁界Hsの変化について測定を行った。 Amorphous ferromagnetic material layer in order to define the optimum amount of B element (CoFeB layer) 51 (atomic%), with varying amounts of B element (atomic%), the laminated ferrimagnetic structure in after the heat treatment It was measured for changes in the anti-ferromagnetic coupling magnetic field Hs in.

(試料6) (Sample 6)
下記の層構成(3)からなるTMR素子1を、前述した実験1に示す場合と同様に、公知のリソグラフィ法及びエッチングにより作製した。 The TMR element 1 consisting of the following layer arrangement (3), similarly to the case shown in Experiment 1 described above, were prepared by known lithography and etching. 層構成(3)は、/の左側が基板側となっており、()内は膜厚を示している。 Layer structure (3) is / the left has a substrate side shows a thickness within ().
Ta(5nm)/Cu(20nm)/Co90Fe10(2nm)/Al−Ox(1nm)/アモルファス強磁性層(1nm)/結晶質強磁性層(2nm)/Ru(0.8nm)/Co90Fe10(3nm)/PtMn(30nm)/Ta(5nm)−(3) Ta (5nm) / Cu (20nm) / Co90Fe10 (2nm) / Al-Ox (1nm) / amorphous ferromagnetic layer (1 nm) / crystalline ferromagnetic layer (2nm) / Ru (0.8nm) / Co90Fe10 (3nm) / PtMn (30nm) / Ta (5nm) - (3)

なお、層構成(3)において、CoFe層の組成はCo90Fe10とした。 Incidentally, in the layer structure (3), the composition of the CoFe layer was Co90Fe10.
そして、前述した実験1と同様にして図9及び図10に示すTEGを得て、これを試料6のTEGとした。 Then, to obtain TEG shown in FIGS. 9 and 10 in the same manner as in Experiment 1 described above, which was used as a TEG of the sample 6.

また、比較例として、トンネルバリア層に接してB元素のないCoFe層、すなわち結晶質強磁性層を3nmの膜厚で形成して、この結晶質強磁性層上に非磁性中間層を直接形成した場合の試料7のTEGを作製した。 As a comparative example, CoFe layer without the element B in contact with the tunnel barrier layer, i.e. a crystalline ferromagnetic layer is formed to a thickness of 3 nm, a non-magnetic intermediate layer on the crystalline ferromagnetic layer directly formed to produce a TEG of the sample 7 in the case of.

そして、このような構成とされた試料6のTEGにおいて、アモルファス強磁性層51であるCoFeB層の組成をCo63Fe7Bx(原子%)とし、B元素の量(x%)を0〜40(原子%)の範囲内で変化させた場合の、熱処理を施した後の反強磁性結合磁界Hsの変化を測定した。 Then, the TEG of the sample 6 having this structure, the composition of the CoFeB layer is an amorphous ferromagnetic layer 51 and Co63Fe7Bx (atomic%), the amount of B element (x%) 0-40 (atomic%) when changing within the range of, to measure the change in anti-ferromagnetic coupling magnetic field Hs after the heat treatment.
具体的には、前述したように、R−H曲線の測定を行い、さらにR−H曲線から反強磁性結合磁界Hsを求めた。 Specifically, as described above, was measured in the R-H curve, further it was determined antiferromagnetic coupling field Hs from R-H curve.
また、比較例である試料7のTEGにおいても同様に、熱処理前後の反強磁性結合磁界Hsの変化を測定した。 Similarly, in the TEG of the sample 7 which is a comparative example, it was measured change in antiferromagnetic coupling field Hs before and after the heat treatment.

試料6のTEG及び比較例である試料7のTEGの測定結果を図13に示す。 The measurement results of the TEG of the sample 7 is a TEG and Comparative Examples of Sample 6 shown in FIG. 13.
図13において、●が本発明の構成のTMR素子(試料6)の場合を示し、▲が比較例の場合のTMR素子(試料7)を示している。 In Figure 13, ● indicates the case of the TMR element structure of the present invention (Sample 6), ▲ indicates the TMR element (sample 7) in the case of the comparative example.

図13から分かるように、CoFeB層に含まれるB濃度は12(原子%)以上であれば、比較例に比べて、高い反強磁性結合磁界Hsが得られることが分かる。 As it can be seen from Figure 13, if the B concentration in the CoFeB layer 12 (atomic%) or more, as compared with the comparative example, it can be seen that high antiferromagnetic coupling field Hs is obtained.
なお、B元素の量が40(原子%)を越えた場合、CoFeB層は強磁性体ではなく非磁性化してしまうので40(原子%)未満である必要がある。 Incidentally, when the amount of B element exceeds 40 (atomic%), CoFeB layer should be less than 40 (atomic%) so resulting in a non-magnetized rather than the ferromagnetic material.

以上は、図1に示したようなトップタイプのスピンバルブ型のTMR素子1において、磁化固定層5が積層フェリ構造とされた場合についての実施例であるが、図3に示したようなボトムタイプのスピンバルブ型の磁気抵抗効果素子10において、磁化自由層7が積層フェリ構造とされた場合についても全く同様の作用を得ることができる。 Above, in top type spin-valve type TMR element 1 as shown in FIG. 1, but an embodiment for the case where the magnetization fixed layer 5 is a laminated ferrimagnetic structure, the bottom as shown in FIG. 3 in the spin valve magnetoresistive element 10 of the type, it is possible to obtain exactly the same effect also when the magnetization free layer 7 is a laminated ferrimagnetic structure.

このように、実験1〜実験3に示した結果からも明らかなように、トンネルバリア層6上に積層フェリ構造が形成されたTMR素子の場合であっても、トンネルバリア層6に接して直接アモルファス強磁層51を形成し、このアモルファス強磁性層51上に結晶質強磁性層52を形成することにより、積層フェリ構造内の反強磁性結合磁界Hsが弱くなることを防ぐことができ、充分な反強磁性結合磁界Hsが得られていることが分かる。 Thus, as is apparent from the results shown in Experiments 1 to 3, even when the TMR element laminated ferrimagnetic structure is formed on the tunnel barrier layer 6, directly in contact with the tunnel barrier layer 6 forming an amorphous strong free layer 51, by forming a crystalline ferromagnetic layer 52 on the amorphous ferromagnetic layer 51, it is possible to prevent the anti-ferromagnetic coupling magnetic field Hs in the laminated ferrimagnetic structure is weakened, it is understood that sufficient antiferromagnetic coupling field Hs is obtained.

尚、本発明は、上述の実施の形態に限定されるものではなく、本発明の要旨を逸脱しない範囲でその他様々な構成が取り得る。 The present invention is not limited to the embodiments described above, various arrangements without departing from the spirit and scope of the present invention can take.

本発明に係る磁気抵抗効果素子の一実施の形態を示す概略断面図である。 It is a schematic sectional view showing one embodiment of a magnetoresistive element according to the present invention. A,B 本発明の構成と比較例の構成との熱処理後の反強磁性結合磁界を示す図である。 A, it is a graph showing the anti-ferromagnetic coupling magnetic field after heat treatment of the structure of the structure as a comparative example of B present invention. 本発明に係る磁気抵抗効果素子の他の実施の形態を示す概略構成図である。 Another embodiment of the magnetoresistive element according to the present invention is a schematic diagram showing. 本発明に係る磁気抵抗効果素子の他の形態を示す概略構成図(その1)である。 Schematic diagram showing another embodiment of a magnetoresistive element according to the present invention (1). 本発明に係る磁気抵抗効果素子の他の形態を示す概略構成図(その2)である。 Schematic diagram showing another embodiment of a magnetoresistive element according to the present invention (2). 本発明に係る磁気抵抗効果素子の他の形態を示す概略構成図(その3)である。 Schematic diagram showing another embodiment of a magnetoresistive element according to the present invention (3). 本発明に係る磁気メモリ装置の一実施の形態を示す斜視図である。 Is a perspective view showing an embodiment of a magnetic memory device according to the present invention. 図7に示す磁気メモリ装置のメモリセルの拡大断面図である。 It is an enlarged sectional view of a memory cell of the magnetic memory device illustrated in FIG. 実験において用いられるTMR素子評価用のTEGの平面図である。 It is a plan view of a TEG of TMR elements for evaluation used in the experiment. 図9に示すTEGのA−A線上の拡大断面図である。 It is an enlarged sectional view of A-A line of TEG shown in FIG. 磁気抵抗効果素子のアモルファス強磁性材料層の厚さの違いによる反強磁性結合Hsの違いを示す図である。 It is a diagram showing a difference of antiferromagnetic coupling Hs due to difference in thickness of the amorphous ferromagnetic material layer of the magnetoresistive element. 磁気抵抗効果素子の結晶質強磁性材料の厚さの違いによる反強磁性結合Hsの違いを示す図である。 It is a diagram showing a difference of antiferromagnetic coupling Hs due to difference in thickness of the crystalline ferromagnetic material of the magnetoresistive element. 磁気抵抗効果素子のアモルファス強磁性層としてCoFeB層を用いた場合のB元素の濃度の違いによる反強磁性結合Hsの違いを示す図である。 It is a diagram showing a difference of antiferromagnetic coupling Hs due to the difference in the concentration of B element in the case of using a CoFeB layer as an amorphous ferromagnetic layer of the magnetoresistive element. R−H曲線から測定される反強磁性結合磁界の説明図である。 It is an explanatory view of the antiferromagnetic coupling field measured from R-H curve. A,B 従来の磁気抵抗効果素子の要部を示す概略断面図である。 A, it is a schematic sectional view showing a main portion of a conventional magnetoresistive element B. A,B 従来のスピンバルブ型の磁気抵抗効果素子を説明するための図である。 A, it is a diagram for explaining a magnetoresistive element of a conventional spin-valve type B. A,B ボトムタイプ及びトップタイプの磁気抵抗効果素子を説明するための図である。 A, it is a diagram for explaining the magnetoresistive element B bottom type and top type.

符号の説明 DESCRIPTION OF SYMBOLS

1,10・・・磁気抵抗効果素子、2・・・基板、3・・・下地層、4・・・反強磁性層、5・・・磁化固定層、51,71・・・アモルファス強磁性材料層(CoFeB層)、52,54・・・結晶質強磁性層(CoFe層)、53・・・非磁性中間層、6・・・トンネルバリア層、7・・・磁化自由層、72,74・・・結晶質強磁性層(CoFe層)、73・・・非磁性中間層、8・・・保護層、9・・・強磁性トンネル接合、20・・・磁気メモリ装置、21・・・メモリセル、22・・・MRAMアレイ 1,10 ... magnetoresistive element, 2 ... substrate, 3 ... underlayer, 4 ... antiferromagnetic layer, 5 ... magnetization fixed layer, 51, 71 ... amorphous ferromagnetic material layer (CoFeB layer), 52, 54 ... crystalline ferromagnetic layer (CoFe layer), 53 ... nonmagnetic intermediate layer, 6 ... tunnel barrier layer, 7 ... magnetization free layer, 72, 74 ... crystalline ferromagnetic layer (CoFe layer), 73 ... non-magnetic intermediate layer, 8 ... protective layer, 9 ... ferromagnetic tunnel junction, 20 ... magnetic memory device, 21 ... memory cell, 22 ··· MRAM array

Claims (16)

  1. 一対の強磁性層がトンネルバリア層を間に挟んで形成され、少なくとも、前記トンネルバリア層の上側に形成された前記強磁性層が、積層フェリ構造とされた磁気抵抗効果素子であって、 A pair of ferromagnetic layers is formed by sandwiching between a tunnel barrier layer, at least, the ferromagnetic layer formed on the upper side of the tunnel barrier layer, a magnetoresistive element is a laminated ferrimagnetic structure,
    前記積層フェリ構造が、前記トンネルバリア層に接する側から、少なくとも、アモルファスあるいは微結晶組織を有する強磁性層、結晶質強磁性層、非磁性中間層、強磁性層の順で積層された構成である ことを特徴とする磁気抵抗効果素子。 The laminated ferrimagnetic structure, the side in contact with the tunnel barrier layer, at least, a ferromagnetic layer having an amorphous or microcrystalline structure, crystalline ferromagnetic layer, a nonmagnetic intermediate layer, in stacked arrangement in order of ferromagnetic layers magnetoresistive element characterized in that.
  2. 前記トンネルバリア層の上側に形成された強磁性層は、磁化固定層であることを特徴とする請求項1に記載の磁気抵抗効果素子。 It said upper which is formed on the ferromagnetic layers of the tunnel barrier layer, the magnetoresistive element according to claim 1, characterized in that the magnetization fixed layer.
  3. 前記トンネルバリア層の上側に形成された強磁性層は、磁化自由層であることを特徴とする請求項1に記載の磁気抵抗効果素子。 Said upper which is formed on the ferromagnetic layers of the tunnel barrier layer, the magnetoresistive element according to claim 1, characterized in that the magnetization free layer.
  4. 前記アモルファスあるいは微結晶組織を有する強磁性層は、FeCoB層あるいはFeCoNiB層で形成されていることを特徴とする請求項1に記載の磁気抵抗効果素子。 The amorphous or ferromagnetic layer having a microcrystalline structure to a magnetoresistive element according to claim 1, characterized in that it is formed by FeCoB layer or FeCoNiB layer.
  5. 前記FeCoB層あるいはFeCoNiB層において、B元素の量は、12(原子%)以上、37(原子%)以下であることを特徴とする請求項4に記載の磁気抵抗効果素子。 Wherein the FeCoB layer or FeCoNiB layer, the amount of element B 12 (atomic%) or more, 37 magnetoresistive element according to claim 4, wherein the (atomic%) or less.
  6. 前記結晶質強磁性層はCoが含有されていることを特徴とする請求項1に記載の磁気抵抗効果素子。 The element according to claim 1 wherein the crystalline ferromagnetic layer, characterized in that Co is contained.
  7. 前記アモルファスあるいは微結晶組織を有する強磁性層の膜厚は、0.5nm以上、15nm以下であることを特徴とする請求項1に記載の磁気抵抗効果素子。 The amorphous or thickness of the ferromagnetic layer having a microcrystalline structure is, 0.5 nm or more, the magnetoresistive element according to claim 1, characterized in that at 15nm or less.
  8. 前記結晶質強磁性層の膜厚は、0.5nm以上、3nm以下であることを特徴とする請求項1に記載の磁気抵抗効果素子。 Thickness of the crystalline ferromagnetic layer, 0.5 nm or more, the magnetoresistive element according to claim 1, characterized in that it is 3nm or less.
  9. 一対の強磁性層がトンネルバリア層を間に挟んで形成され、少なくとも、前記トンネルバリア層の上側に形成された前記強磁性層が、積層フェリ構造とされた磁気抵抗効果素子と、前記磁気抵抗効果素子を厚さ方向に挟むワード線とビット線とを備えた構成の磁気メモリ装置であって、 A pair of ferromagnetic layers is formed by sandwiching between a tunnel barrier layer, at least, the ferromagnetic layer formed on the upper side of the tunnel barrier layer, a magnetoresistive element which is a laminated ferrimagnetic structure, the magnetoresistive a magnetic memory device structure that includes a word line and a bit line sandwiching the effect element in the thickness direction,
    前記積層フェリ構造が、前記トンネルバリア層に接する側から、少なくとも、アモルファスあるいは微結晶組織を有する強磁性層、結晶質強磁性層、非磁性中間層、強磁性層の順で積層された構成である ことを特徴とする磁気メモリ装置。 The laminated ferrimagnetic structure, the side in contact with the tunnel barrier layer, at least, a ferromagnetic layer having an amorphous or microcrystalline structure, crystalline ferromagnetic layer, a nonmagnetic intermediate layer, in stacked arrangement in order of ferromagnetic layers the magnetic memory device, characterized in that there.
  10. 前記トンネルバリア層の上側に形成された強磁性層は、磁化固定層であることを特徴とする請求項9に記載の磁気メモリ装置。 It said upper which is formed on the ferromagnetic layers of the tunnel barrier layer, the magnetic memory device according to claim 9, characterized in that the magnetization fixed layer.
  11. 前記トンネルバリア層の上側に形成された強磁性層は、情報記憶層であることを特徴とする請求項9に記載の磁気メモリ装置。 The upper side forming ferromagnetic layers of the tunnel barrier layer, the magnetic memory device according to claim 9, characterized in that the information storage layer.
  12. 前記アモルファスあるいは微結晶組織を有する強磁性層は、FeCoB層あるいはFeCoNiB層で形成されていることを特徴とする請求項9に記載の磁気メモリ装置。 The amorphous or ferromagnetic layer having a microcrystalline structure, the magnetic memory device according to claim 9, characterized in that it is formed by FeCoB layer or FeCoNiB layer.
  13. 前記FeCoB層あるいはFeCoNiB層において、B元素の量は、12(原子%)以上、37(原子%)以下であることを特徴とする請求項12に記載の磁気メモリ装置。 In the FeCoB layer or FeCoNiB layer, the amount of element B 12 (atomic%) or more, 37 magnetic memory device according to claim 12, wherein the (atomic%) or less.
  14. 前記結晶質強磁性層はCoが含有されていることを特徴とする請求項9に記載の磁気メモリ装置。 The magnetic memory device according to claim 9 wherein the crystalline ferromagnetic layer, characterized in that Co is contained.
  15. 前記アモルファスあるいは微結晶組織を有する強磁性層の膜厚は、0.5nm以上、15nm以下であることを特徴とする請求項9に記載の磁気メモリ装置。 The amorphous or thickness of the ferromagnetic layer having a microcrystalline structure is, 0.5 nm or more, a magnetic memory device according to claim 9, characterized in that at 15nm or less.
  16. 前記結晶質強磁性層の膜厚は、0.5nm以上、3nm以下であることを特徴とする請求項9に記載の磁気メモリ装置。 The thickness of the crystalline ferromagnetic layer, 0.5 nm or more, a magnetic memory device according to claim 9, characterized in that it is 3nm or less.
JP2004010763A 2004-01-19 2004-01-19 Magnetoresistice effect element and magnetic memory device Pending JP2005203702A (en)

Priority Applications (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2004010763A JP2005203702A (en) 2004-01-19 2004-01-19 Magnetoresistice effect element and magnetic memory device

Applications Claiming Priority (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2004010763A JP2005203702A (en) 2004-01-19 2004-01-19 Magnetoresistice effect element and magnetic memory device

Publications (1)

Publication Number Publication Date
JP2005203702A true JP2005203702A (en) 2005-07-28

Family

ID=34823397

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
JP2004010763A Pending JP2005203702A (en) 2004-01-19 2004-01-19 Magnetoresistice effect element and magnetic memory device

Country Status (1)

Country Link
JP (1) JP2005203702A (en)

Cited By (12)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2006261637A (en) * 2005-02-16 2006-09-28 Nec Corp Laminated ferromagnetic structure, manufacturing method thereof, and magnetoresistive device
JP2007096075A (en) * 2005-09-29 2007-04-12 Sony Corp Magnetic storage element and magnetic memory
WO2007063718A1 (en) * 2005-11-30 2007-06-07 Renesas Technology Corp. Nonvolatile memory device
JP2008283207A (en) * 2005-10-19 2008-11-20 Toshiba Corp Magnetoresistance effect element, magnetic random access memory, electronic card, and electronic device
JP2008300840A (en) * 2007-05-29 2008-12-11 Headway Technologies Inc Pined layer and tmr sensor using the same, and method of manufacturing tmr sensor
JP2010062353A (en) * 2008-09-04 2010-03-18 Fujitsu Ltd Magnetoresistive element
JP2011082477A (en) * 2009-10-08 2011-04-21 Korea Advanced Inst Of Sci Technol Magnetic tunnel junction device and manufacturing method therefor
JP2011123944A (en) * 2009-12-10 2011-06-23 Hitachi Global Storage Technologies Netherlands Bv Method of manufacturing tmr read head, and tmr laminated body
US8363462B2 (en) 2005-10-19 2013-01-29 Kabushiki Kaisha Toshiba Magnetoresistive element
US8722211B2 (en) 2009-01-20 2014-05-13 Samsung Electronics Co., Ltd. Magnetic memory devices and methods of manufacturing such magnetic memory devices
WO2015072140A1 (en) * 2013-11-18 2015-05-21 キヤノンアネルバ株式会社 Magnetoresistive-element manufacturing method
WO2015072139A1 (en) * 2013-11-18 2015-05-21 キヤノンアネルバ株式会社 Magnetoresistive-element manufacturing method

Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2001068760A (en) * 1999-08-31 2001-03-16 Hitachi Ltd Ferromagnetic tunnel junction element
JP2002100012A (en) * 2000-09-27 2002-04-05 Nec Corp Magnetic storage and image recording and reproducing apparatus, and apparatus, equipment, machine, or system
JP2002204010A (en) * 2000-08-21 2002-07-19 Matsushita Electric Ind Co Ltd Magnetoresistance element
WO2003036734A2 (en) * 2001-10-12 2003-05-01 Sony Corp Magnetoresistance effect element, magetic memory element, magnetic memory device, and their manufacturing method

Patent Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2001068760A (en) * 1999-08-31 2001-03-16 Hitachi Ltd Ferromagnetic tunnel junction element
JP2002204010A (en) * 2000-08-21 2002-07-19 Matsushita Electric Ind Co Ltd Magnetoresistance element
JP2002100012A (en) * 2000-09-27 2002-04-05 Nec Corp Magnetic storage and image recording and reproducing apparatus, and apparatus, equipment, machine, or system
WO2003036734A2 (en) * 2001-10-12 2003-05-01 Sony Corp Magnetoresistance effect element, magetic memory element, magnetic memory device, and their manufacturing method

Cited By (17)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2006261637A (en) * 2005-02-16 2006-09-28 Nec Corp Laminated ferromagnetic structure, manufacturing method thereof, and magnetoresistive device
JP2007096075A (en) * 2005-09-29 2007-04-12 Sony Corp Magnetic storage element and magnetic memory
JP2008283207A (en) * 2005-10-19 2008-11-20 Toshiba Corp Magnetoresistance effect element, magnetic random access memory, electronic card, and electronic device
US8363462B2 (en) 2005-10-19 2013-01-29 Kabushiki Kaisha Toshiba Magnetoresistive element
US7773408B2 (en) 2005-11-30 2010-08-10 Renesas Technology Corp. Nonvolatile memory device
WO2007063718A1 (en) * 2005-11-30 2007-06-07 Renesas Technology Corp. Nonvolatile memory device
US7983075B2 (en) 2005-11-30 2011-07-19 Renesas Electronics Corporation Nonvolatile memory device
JP2008300840A (en) * 2007-05-29 2008-12-11 Headway Technologies Inc Pined layer and tmr sensor using the same, and method of manufacturing tmr sensor
JP2010062353A (en) * 2008-09-04 2010-03-18 Fujitsu Ltd Magnetoresistive element
US8722211B2 (en) 2009-01-20 2014-05-13 Samsung Electronics Co., Ltd. Magnetic memory devices and methods of manufacturing such magnetic memory devices
JP2011082477A (en) * 2009-10-08 2011-04-21 Korea Advanced Inst Of Sci Technol Magnetic tunnel junction device and manufacturing method therefor
US8329478B2 (en) 2009-10-08 2012-12-11 Korea Institute Of Science And Technology Magnetic tunnel junction device and method for manufacturing the same
JP2011123944A (en) * 2009-12-10 2011-06-23 Hitachi Global Storage Technologies Netherlands Bv Method of manufacturing tmr read head, and tmr laminated body
WO2015072140A1 (en) * 2013-11-18 2015-05-21 キヤノンアネルバ株式会社 Magnetoresistive-element manufacturing method
WO2015072139A1 (en) * 2013-11-18 2015-05-21 キヤノンアネルバ株式会社 Magnetoresistive-element manufacturing method
JP6077133B2 (en) * 2013-11-18 2017-02-08 キヤノンアネルバ株式会社 Method for manufacturing a magneto-resistance effect element
US10153426B2 (en) 2013-11-18 2018-12-11 Canon Anelva Corporation Manufacturing method of magnetoresistive effect element

Similar Documents

Publication Publication Date Title
US8098514B2 (en) Magnetoresistive element and magnetic memory
US7869272B2 (en) Memory device and memory for retaining information based on amagnetization state of a magnetic material
KR100502113B1 (en) Magnetoresistive element, memory element using the magnetoresistive element, and recording/reproduction method for the memory element
US8604569B2 (en) Magnetoresistive element
CN100433182C (en) Magneto-resistive element
US8670271B2 (en) Magnetic stack having assist layers
US20060262594A1 (en) Magnetoresistive device and magnetic memory using the same
JP4649457B2 (en) Magnetoresistive element and a magnetic memory
CN1307643C (en) Reading method for magnet resistance device with soft reference layer
US7483291B2 (en) Magneto-resistance effect element, magnetic memory and magnetic head
KR100439288B1 (en) Method for writing information to or reading information from a magnetic-resistive effect memory cell
JP5218314B2 (en) Magnetic memory devices, magnetic memory devices
US9042165B2 (en) Magnetoresistive effect element, magnetic memory cell using same, and random access memory
CN1310212C (en) Magnetic device and magnetic memory
JP3824600B2 (en) Magnetoresistive element and a magnetic memory
CN1215464C (en) Magnetic recorder and mfg. method thereof
US7126848B2 (en) Magnetic cell and magnetic memory
US7547934B2 (en) Magneto-resistive effect element and magnetic memory
US8553450B2 (en) Magnetic random access memory and write method of the same
JP5040105B2 (en) Memory element, the memory
JP3583102B2 (en) The magnetic switching element and a magnetic memory
JP4568152B2 (en) Magnetic recording element and a magnetic recording apparatus using the same
JP4575136B2 (en) Magnetic recording elements, magnetic recording apparatus, and the information process of recording
KR100995464B1 (en) Magnetoresistive effect element, magnetic memory device, and manufacturing method of magnetoresistive effect element and magnetic memory device
JP5279384B2 (en) Stt-mtj-MRAM cell and manufacturing method thereof

Legal Events

Date Code Title Description
A621 Written request for application examination

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A621

Effective date: 20060802

A977 Report on retrieval

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A971007

Effective date: 20091126

A131 Notification of reasons for refusal

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131

Effective date: 20091201

A521 Written amendment

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523

Effective date: 20100114

A02 Decision of refusal

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A02

Effective date: 20100706