JP2018147998A - 磁気抵抗効果素子 - Google Patents

Abstract

【課題】強磁性ホイスラー合金を用いた磁気抵抗効果素子であって、ＲＡの値のばらつきを抑制することが可能な磁気抵抗効果素子を提供する。【解決手段】本発明に係る磁気抵抗効果素子は、磁強磁性ホイスラー合金を含む磁化固定層としての第一の強磁性層１３と、強磁性ホイスラー合金を含む磁化自由層としての第二の強磁性層１５と、第一の強磁性層１３と第二の強磁性層１５との間に設けられた非磁性スペーサ層１４と、を備え、非磁性スペーサ層１４は、Ｆｅ基、Ｃｏ基、又はＮｉ基の非磁性ホイスラー合金を含む。【選択図】図１

Description

本発明は、磁気抵抗効果素子に関する。

近年、強磁性体層、非磁性スペーサ層、及び強磁性体層をこの順に積層させた磁気抵抗層を有する巨大磁気抵抗（ＧＭＲ）効果素子、及びトンネル磁気抵抗（ＴＭＲ）効果素子が、新しい磁界センサーや不揮発性ランダムアクセス磁気メモリ（ＭＲＡＭ）用途の素子として注目されている。

このようなデバイス用途として、近年では、ＲＡ(面積抵抗)が０．１Ωｕｍ^２〜０．５Ωｕｍ^２程度の範囲で高い磁気抵抗比（ＭＲ比）が得られる磁気抵抗効果素子が求められている。このような素子として、例えば非特許文献１では、強磁性体層としてＣｏ基のホイスラー合金、非磁性スペーサ層としてＣｕ（Ｉｎ_１−ｘＧａ_ｘ）Ｓｅ_２（以下、「ＣＩＧＳ」と表記する場合がある）を使用したＧＭＲ素子が提案されている。

S. Kasai, et. al., "Large magnetoresistancein Heusler-alloy-based epitaxial magnetic junctions with semiconducting Cu (In0.8Ga0.2)Se2spacer", Appl. Phys. Lett., 109, 032409 (2016)

非特許文献１に記載の磁気抵抗効果素子では、磁気抵抗層の強磁性体層を構成する材料として、スピン分極率の高いＣｏ基のホイスラー合金が用いられている。そのため、高いＭＲ比を得ることができることが記載されている。

しかしながら、非特許文献１には、上述のような構成を有する複数の磁気抵抗効果素子間において、ＲＡの値のばらつきが大きいことが記載されている。具体的には、磁気抵抗層の強磁性体層としてＣｏ基のホイスラー合金、非磁性スペーサ層としてＣＩＧＳを用いた磁気抵抗効果素子においては、非特許文献１の図４の（ｂ）に記載されているように、複数の素子間におけるＲＡの値が０．３Ωｕｍ^２〜３Ωｕｍ^２程度の範囲において一桁程度ばらついている。このようなＲＡのばらつきは、磁気抵抗効果素子の実用化において大きな障害となるものであるが、このばらつきの要因及び対策は未だ明らかになっていない。

本発明は、以上の点を考慮してなされたもので、磁気抵抗層の強磁性層として強磁性ホイスラー合金を用いた磁気抵抗効果素子であって、ＲＡの値のばらつきを抑制することが可能な磁気抵抗効果素子を提供することを目的とする。

上記課題を解決するために、本発明に係る磁気抵抗効果素子は、強磁性ホイスラー合金を含む磁化固定層としての第一の強磁性層と、強磁性ホイスラー合金を含む磁化自由層としての第二の強磁性層と、第一の強磁性層と第二の強磁性層との間に設けられた非磁性スペーサ層と、を備え、上記非磁性スペーサ層は、Ｆｅ基、Ｃｏ基、又はＮｉ基の非磁性ホイスラー合金を含むことを特徴とする。

本発明に係る磁気抵抗効果素子によれば、非磁性スペーサ層がＦｅ基、Ｃｏ基、又はＮｉ基の非磁性ホイスラー合金を含むため、非磁性スペーサ層の第一の強磁性層との界面近傍、及び非磁性スペーサ層の第二の強磁性層との界面近傍に、非磁性スペーサ層に含まれる磁性元素であるＦｅ、Ｃｏ又はＮｉを存在させることが可能となる。これにより、当該界面近傍における第一の強磁性層及び第二の強磁性層の磁化方向の安定性が向上すると考えられる。その結果、磁気抵抗効果素子のＲＡの値のばらつきを小さくすることが可能となる。

また、本発明に係る磁気抵抗効果素子において、上記非磁性スペーサ層は、Ｆｅ基の非磁性ホイスラー合金を含むことが好ましい。この場合、第一の強磁性層と非磁性スペーサ層との界面近傍、及び第二の強磁性層と非磁性スペーサ層との界面近傍に、磁性元素であるＦｅを存在させることが可能となる。これにより、当該界面近傍における第一の強磁性層及び第二の強磁性層の磁化方向の安定性が特に向上すると考えられる。その結果、磁気抵抗効果素子のＲＡの値のばらつきを特に小さくすることが可能となる。

また、上記非磁性スペーサ層がＦｅ基の非磁性ホイスラー合金を含む場合において、上記非磁性ホイスラー合金は、Ｆｅ元素、元素Ｌ、及び、元素Ｍで構成され、元素Ｌは、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ｓｃ、及びＹからなる群より選択される一以上の元素であり、元素Ｍは、Ｓｉ、Ｇｅ、Ｓｎ、Ａｌ、Ｇａ、Ｉｎ、Ｚｎ、Ｃｄ、Ｈｇ、Ｍｇ、Ｃａ、Ｓｒ、Ｂａ、Ｐ、Ａｓ、Ｓｂ、及びＢｉからなる群より選択される一以上の元素であることが好ましい。

このような材料系を選択することで、上記非磁性ホイスラー合金のフェルミ準位近傍に小さいエネルギーギャップを形成することが可能となり、上記非磁性ホイスラー合金の電気伝導特性を半導体的にすることが可能となる。これにより、磁気抵抗効果素子のＲＡの値を所望の値にすることが容易となる。

さらに、上記非磁性スペーサ層がＦｅ基の非磁性ホイスラー合金を含む場合において、上記非磁性ホイスラー合金は、Ｆｅ元素、元素Ｌ、及び、元素Ｍで構成され、元素Ｌは、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｓｃ、及びＹからなる群より選択される一以上の元素であり、元素Ｍは、Ｓｉ、Ｇｅ、Ｓｎ、Ａｌ、Ｇａ、Ｉｎ、Ｐ、Ａｓ、Ｓｂ、及びＢｉからなる群より選択される一以上の元素であることが好ましい。

このような材料系を選択することで、上記と同様の理由により、磁気抵抗効果素子のＲＡの値を所望の値にすることが容易となる。さらに、元素の周期表において、元素Ｌが属する族及び元素Ｍが属する族と、Ｆｅが属する族とを互いに大きく離間させることができる。これにより、上記非磁性スペーサ層の非磁性ホイスラー合金において、Ｆｅと、元素Ｌ又は元素Ｌとの元素置換を抑制することが可能となる。その結果、磁気抵抗効果素子のＲＡの値のばらつきをより小さくすることが可能となる。

さらに、上記非磁性スペーサ層がＦｅ基の非磁性ホイスラー合金を含む場合において、上記非磁性ホイスラー合金は、Ｆｅ元素、元素Ｌ、及び、元素Ｍで構成され、元素Ｌは、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｓｃ、及びＹからなる群より選択される一以上の元素であり、元素Ｍは、Ｓｉ、Ｇｅ、Ｓｎ、Ｐ、Ａｓ、Ｓｂ、及びＢｉからなる群より選択される一以上の元素であることが好ましい。

このような材料系を選択することで、上記と同様の理由により、磁気抵抗効果素子のＲＡの値を所望の値にすることが容易となる。さらに、元素の周期表において、元素Ｌが属する族及び元素Ｍが属する族と、Ｆｅが属する族とを互いにさらに大きく離間させることができる。これにより、上記非磁性スペーサ層の非磁性ホイスラー合金において、Ｆｅと、元素Ｌ又は元素Ｌとの元素置換をさらに抑制することが可能となる。その結果、磁気抵抗効果素子のＲＡの値のばらつきをより小さくすることが可能となる。

また、本発明にかかる磁気抵抗効果素子において、上記非磁性ホイスラー合金は、Ｂ２構造又はＬ２_１構造を持つことが好ましい。

これにより、上記非磁性ホイスラー合金がＡ２構造を有する場合と比較して、上記非磁性スペーサ層の第一の強磁性層との界面近傍、及び上記非磁性スペーサ層の第二の強磁性層との界面近傍に存在する上記非磁性スペーサ層に含まれる磁性元素であるＦｅ、Ｃｏ又はＮｉの数を増やすことができる。その結果、当該界面近傍における第一の強磁性層及び第二の強磁性層の磁化方向の安定性がより向上するため、磁気抵抗効果素子のＲＡの値のばらつきをより小さくすることが可能となる。

さらに、本発明に係る磁気抵抗効果素子において、第一の強磁性層及び／又は第二の強磁性層に含まれる強磁性ホイスラー合金は、Ｃｏ_２ＱＲの組成式で表されるホイスラー合金からなり、ＱはＣｒ、Ｍｎ、及びＦｅからなる群より選択される一以上の元素であり、ＲはＡｌ、Ｓｉ、Ｇａ、Ｇｅ、Ｉｎ、及びＳｎからなる群より選択される一以上の元素であることが好ましい。

これにより、第一の強磁性層及び／又は第二の強磁性層に含まれる強磁性ホイスラー合金のスピン偏極率を大きくすることができる。そのため、磁気抵抗効果素子のＭＲ比が大きくなる。

さらに、本発明に係る磁気抵抗効果素子において、第一の強磁性層及び／又は第二の強磁性層に含まれる強磁性ホイスラー合金は、一般式（１）で表されるホイスラー合金を含むことが好ましい。
Ｃｏ_２Ｑ_αＲ_β …（１）
［式中、ＱはＣｒ、Ｍｎ、及びＦｅからなる群より選択される一以上の元素であり、前記ＲはＡｌ、Ｓｉ、Ｇａ、Ｇｅ、Ｉｎ、及びＳｎからなる群より選択される一以上の元素であり、２＜α＋β＜２．６である。］

一般式（１）で表される上記強磁性ホイスラー合金において、α＋β≦２になると、ＣｏのＱサイト及びＲサイトへの置換が発生し易くなり、強磁性ホイスラー合金のスピン偏極率低下を引き起こし易くなる。一方、２．６≦α＋βになると、強磁性ホイスラー合金の磁化量が低下し易くなるため、強磁性ホイスラー合金の磁気特性が低下し易くなる。そのため、上記強磁性ホイスラー合金において２＜α＋β＜２．６の条件が満たされることにより、上記強磁性ホイスラー合金のハーフメタル特性が維持され易くなるため、より大きなＭＲ比を得ることが可能となる。

本発明によれば、磁気抵抗層の強磁性層として強磁性ホイスラー合金を用いた磁気抵抗効果素子であって、ＲＡの値のばらつきを抑制することが可能な磁気抵抗効果素子が提供される。

本実施形態に係る磁気抵抗効果素子１の断面構造図である。 ホイスラー合金の結晶構造を説明するための模式図である。 本実施形態に係る磁気抵抗効果素子を有する磁気抵抗デバイスの模式図である。

以下、本発明における実施形態を説明する。なお、以下の発明は本発明の実施形態の一部を例示するものであり、本発明はこれら実施形態に限定されるものではなく、形態が本発明の技術的思考を有するものである限り、本発明の範囲に含まれる。各実施形態における各構成及びそれらの組み合わせなどは一例であり、本発明の趣旨から逸脱しない範囲内で、構成の付加、省略、置換、及びその他の変更が可能である。

図１は、本実施形態に係る磁気抵抗効果素子１の断面構造図である。磁気抵抗効果素子１は膜面垂直方向に電流を流すＣＰＰ構造の巨大磁気抵抗効果（ＧＭＲ）素子である。図１に示すように、磁気抵抗効果素子１は、基板１０、下地層１２、磁気抵抗層１８、及びキャップ層１７をこの順に備える。磁気抵抗層１８は、磁化自由層としての第一の強磁性層１３、磁化固定層としての第二の強磁性層１５、第一の強磁性層１３と第二の強磁性層１５との間に設けられた非磁性スペーサ層１４、及び反強磁性体層１６を有する。

基板１０を構成する材料は、適度な機械的強度を有し、且つ熱処理や微細加工に適した材質であれば、特に限定されるものではない。例えば、基板１０として、金属酸化物単結晶基板、シリコン単結晶基板、熱酸化膜付シリコン単結晶基板、サファイア単結晶基板、セラミック基板、石英基板、ガラス基板などを挙げることができるが、ＭｇＯ単結晶基板が特に好適である。基板１０として汎用基板であるＭｇＯ単結晶基板を用いることで、公知技術を用いて容易にエピタキシャル成長膜を得ることができる。これにより、高いＭＲ特性を有する磁気抵抗効果素子１が得られる。

下地層１２は、検出用電流を流すための電極となるもので、例えばＡｇ、Ａｕ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｖ、Ａｌ、Ｗ、Ｐｔ等の少なくとも一つの金属元素を含む。下地層２０は、これらの金属元素の合金、又はこれら金属元素の２種類以上からなる材料の積層体を含んでもよい。そのような金属元素の合金として、例えばＡｇＺｎ合金、ＡｇＭｇ合金、ＮｉＡｌ合金などの立方晶系の材料が挙げられる。

なお、基板１０と下地層１２の間に、上部の層の結晶配向を制御するための結晶配向層（図示せず）を設けても良い。結晶配向層として、ＭｇＯ、ＴｉＮ、ＮｉＴａ合金の少なくとも一種類を含むものが挙げられる。また、基板１０と下地層１２の間に、磁気抵抗効果素子１に積層方向に沿って電流を流すための下部電極（図示せず）を設けてもよい。

磁化自由層として機能する第一の強磁性層１３は、軟磁性材料で構成され、磁化方向が実質的に固定されていない。そのため、測定対象の外部磁界が印加されると、その方向に磁化方向が容易に変化する。磁化固定層として機能する第二の強磁性層１５の磁化方向は、外部磁界に対して第一の強磁性層１３の磁化方向よりも変化し難い。好ましくは、第二の強磁性層１５の磁化方向は、測定対象の外部磁界に対して実質的に固定されており、測定対象の外部磁界に対して実質的に変化しない。磁気抵抗層１８に外部磁場が印加され、第一の強磁性層１３及び第二の強磁性層１５の相対的な磁化方向が変化することによって、磁気抵抗層１８の抵抗値が変化して磁気抵抗効果を発揮する。

第一の強磁性層１３及び第二の強磁性層１５は、強磁性ホイスラー合金を含み、好ましくは実質的に強磁性ホイスラー合金からなる。特に、第一の強磁性層１３及び第二の強磁性層１５の強磁性ホイスラー合金は、Ｃｏ_２ＱＲの組成式で表されるホイスラー合金からなることが好ましい。当該組成式において、ＱはＣｒ、Ｍｎ、及びＦｅからなる群より選択される一以上の元素であり、ＲはＡｌ、Ｓｉ、Ｇａ、Ｇｅ、Ｉｎ、及びＳｎからなる群より選択される一以上の元素である。このような強磁性ホイスラー合金を用いることにより、第一の強磁性層１３及び第二の強磁性層１５のスピン偏極率を大きくすることができる。その結果、磁気抵抗効果素子１の磁気抵抗効果を大きくすることができる。

また、第一の強磁性層１３及び第二の強磁性層１５の強磁性ホイスラー合金は、下記の一般式（１）で表される強磁性ホイスラー合金であることがさらに好ましい。
Ｃｏ_２Ｑ_αＲ_β …（１）
一般式（１）において、ＱはＣｒ、Ｍｎ、及びＦｅからなる群より選択される一以上の元素であり、ＲはＡｌ、Ｓｉ、Ｇａ、Ｇｅ、Ｉｎ、及びＳｎからなる群より選択される一以上の元素であり、２＜α＋β＜２．６である。

一般式（１）のホイスラー合金は、２＜α＋β＜２．６という条件を満たすため、以下のような理由により、ハーフメタル特性が維持され易くなる。即ち、一般式（１）で表されるホイスラー合金では、ＣｏがＱ、Ｒサイトに置換されるとスピン分極率が低下するが、Ｑ、Ｒサイトの元素がＣｏサイトに置換された場合は、スピン分極率への影響は少ないことが理論的に示されている。そのため、２＜α＋βであれば、ＣｏがＱ、Ｒサイトに置換されることが抑制されるので、元素置換に起因するスピン分極率の低下が抑制される。一方、２．６≦α＋βのときには、ホイスラー合金の磁化量が低下する。そのため、当該ホイスラー合金において、２＜α＋β＜２．６の条件が満たされると、ハーフメタル特性が維持され易くなり、その結果、磁気抵抗効果素子１が大きな磁気抵抗効果を発揮し得る。

一般式（１）のホイスラー合金としては、Ｃｏ_２Ｍｎ_α−ＸＦｅ_ＸＳｉ_β（２＜α＋β＜２．６、α＞Ｘ）が特に好ましいが、ＣＰＰ構造のＧＭＲ素子で大きなΔＲＡ（磁気抵抗変化量×素子面積）が得られるＣｏ_２Ｍｎ_αＡｌ_β−ＸＳｉ_Ｘ（２＜α＋β＜２．６、α＞Ｘ）、Ｃｏ_２Ｆｅ_αＧａ_β−ＸＧｅ_Ｘ（２＜α＋β＜２．６、α＞Ｘ）、Ｃｏ_２Ｆｅ_αＡｌ_β−ＸＳｉ_Ｘ（２＜α＋β＜２．６、α＞Ｘ）なども好ましい。また、第一の強磁性層１３と第二の強磁性層１５は、１種類の強磁性ホイスラー合金、２種類以上の強磁性ホイスラー合金、又は強磁性ホイスラー合金とホイスラー合金以外の金属との組み合わせからなってもよい。また、第一の強磁性層１３と第二の強磁性層１５の強磁性ホイスラー合金は、同じであってもよいし異なっていてもよい。

非磁性スペーサ層１４は、Ｆｅ基、Ｃｏ基、又はＮｉ基の非磁性ホイスラー合金を含み、好ましくは当該非磁性ホイスラー合金からなる。非磁性スペーサ層１４を非磁性ホイスラー合金で構成することで、非磁性スペーサ層１４、第一の強磁性層１３、及び第二の強磁性層１５がいずれもホイスラー合金で構成されるため、第一の強磁性層１３及び第二の強磁性層１５を比較的容易に結晶化させることが可能となる。その結果、第一の強磁性層１３及び第二の強磁性層１５の結晶配向性を上げることが可能となる。非磁性スペーサ層１４の厚さは、１ｎｍ以上、１０ｎｍ以下にすることが好ましい。

Ｆｅ基の非磁性ホイスラー合金としては、例えばＦｅ_２ＴｉＳｉ、Ｆｅ_２ＺｒＧｅ、Ｆｅ_２ＨｆＳｎ、Ｆｅ_２ＶＡｌ、Ｆｅ_２ＴａＡｌ、Ｆｅ_２ＮｂＧａ、Ｆｅ_２ＣｒＺｎ、Ｆｅ_２ＭｏＣｄ、Ｆｅ_２ＷＳｒ、Ｆｅ_２ＳｃＢｉ等を挙げることができ、Ｃｏ基の非磁性ホイスラー合金としては、例えばＣｏ_２ＺｎＧｅ、Ｃｏ_２ＳｃＡｌ、Ｃｏ_２ＳｃＧａ等を挙げることができる。

反強磁性体層１６は、第二の強磁性層１５の非磁性スペーサ層１４側とは反対側の面上に設けられている。反強磁性体層１６は、第二の強磁性層１５と交換結合し、第二の強磁性層１５に一方向異方性を付与することによって、第二の強磁性層１５の磁化の方向を実質的に固定させるために使用される。反強磁性体層１６の材料としては、例えば、ＦｅＭｎ合金、ＰｔＭｎ合金、ＰｔＣｒＭｎ合金、ＮｉＭｎ合金、ＩｒＭｎ合金、ＮｉＯ、Ｆｅ_２Ｏ_３が挙げられる。第一の強磁性層１３の厚さは、例えば１ｎｍ以上、２０ｎｍ以下とすることができ、第二の強磁性層１５の厚さは、例えば１ｎｍ以上、２０ｎｍ以下とすることができる。反強磁性体層１６の厚さは、例えば５ｎｍ以上、１５ｎｍ以下とすることができる。第一の強磁性層１３及び第二の強磁性層１５について、例えば、それらの層の厚さを変えるなどの手法によって、第二の強磁性層１５の保磁力が、第一の強磁性層１３の保磁力より大きく、かつ、第二の強磁性層１５の磁化方向が測定対象の外部磁場に対して実質的に固定される程度の大きさを有するときは、必ずしも反強磁性体層１６は設けられなくてもよい。

キャップ層１７は、磁気抵抗層１８を保護するために設けられる。キャップ層１７は、例えば、Ｒｕ、Ａｇ、Ａｌ、Ｃｕ、Ａｕ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｐｔ、Ｗ、Ｔａ、Ｐｄ、及びＩｒの一以上の金属元素、これら金属元素の合金、又は、これら金属元素の２種類以上からなる材料の積層体を含んでよい。キャップ層１７上に、磁気抵抗効果素子１に積層方向に沿って電流を流すための上部電極（図示せず）を設けてもよい。

磁気抵抗効果素子１の製造方法は、例えばスパッタ法によって、基板１１の上に、下地層１２、第一の強磁性層１３、非磁性スペーサ層１４、第二の強磁性層１５、反強磁性体層１６、キャップ層１７の各層を形成する工程を備えている。各工程では必要に応じて熱処理を行っても良いし、一軸磁気異方性を付与するための磁場印加処理を行っても良い。磁場印加処理の際には適宜熱処理を同時に行っても良い。また、磁気抵抗効果素子１は、電子線等を用いたリソグラフィーおよびＡｒイオン等を用いたドライエッチングにより、磁気抵抗特性を評価可能な形状に微細加工される。

上述のような本実施形態の磁気抵抗効果素子１によれば、非磁性スペーサ層１４がＦｅ基、Ｃｏ基、又はＮｉ基の非磁性ホイスラー合金を含むため、非磁性スペーサ層１４の第一の強磁性層１３との界面近傍、及び非磁性スペーサ層１４の第二の強磁性層１５との界面近傍に、非磁性スペーサ層１４に含まれる磁性元素であるＦｅ、Ｃｏ又はＮｉを存在させることが可能となる。これにより、当該界面近傍における第一の強磁性層１３及び第二の強磁性層１５の磁化方向の安定性が向上すると考えられる。その結果、磁気抵抗効果素子１のＲＡの値のばらつきを小さくすることが可能となる。

また、本実施形態の磁気抵抗効果素子１においては、非磁性スペーサ層１４がＦｅ基の非磁性ホイスラー合金を含み、当該非磁性ホイスラー合金が、Ｆｅ元素、元素Ｌ、及び、元素Ｍで構成され、元素Ｌは、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ｓｃ、及びＹからなる群より選択される一以上の元素であり、元素Ｍは、Ｓｉ、Ｇｅ、Ｓｎ、Ａｌ、Ｇａ、Ｉｎ、Ｚｎ、Ｃｄ、Ｈｇ、Ｍｇ、Ｃａ、Ｓｒ、Ｂａ、Ｐ、Ａｓ、Ｓｂ、及びＢｉからなる群より選択される一以上の元素であることが好ましい。

Ｆｅ基の非磁性ホイスラー合金として、このような材料系を選択することで、当該非磁性ホイスラー合金のフェルミ準位近傍に小さいエネルギーギャップを形成することが可能となり、上記非磁性ホイスラー合金の電気伝導特性を半導体的にすることが可能となる。これにより、磁気抵抗効果素子１のＲＡの値を所望の値にすることが容易となる。このような材料系の非磁性ホイスラー合金の一般式は、例えばＦｅ_２ＬＭであるが、当該非磁性ホイスラー合金の組成は、本発明の主旨を逸脱しない範囲で当該一般式から多少ずれても良い。

さらに、本実施形態の磁気抵抗効果素子１においては、非磁性スペーサ層１４がＦｅ基の非磁性ホイスラー合金を含み、当該非磁性ホイスラー合金は、Ｆｅ元素、元素Ｌ、及び、元素Ｍで構成され、元素Ｌは、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｓｃ、及びＹからなる群より選択される一以上の元素であり、元素Ｍは、Ｓｉ、Ｇｅ、Ｓｎ、Ａｌ、Ｇａ、Ｉｎ、Ｐ、Ａｓ、Ｓｂ、及びＢｉからなる群より選択される一以上の元素であることが好ましい。

Ｆｅ基の非磁性ホイスラー合金として、このような材料系を選択することで、上記と同様の理由により、磁気抵抗効果素子１のＲＡの値を所望の値にすることが容易となる。さらに、元素の周期表において、元素Ｌが属する族（３族、４族、又は５族）及び元素Ｍが属する族（１３族、１４族、又は１５族）と、Ｆｅが属する族（８族）とを互いに大きく離間させることができる。これにより、非磁性スペーサ層１４の非磁性ホイスラー合金において、Ｆｅと、元素Ｌ又は元素Ｌとの元素置換を抑制することが可能となる。その結果、磁気抵抗効果素子１のＲＡの値のばらつきをより小さくすることが可能となる。

さらに、本実施形態の磁気抵抗効果素子１においては、非磁性スペーサ層１４がＦｅ基の非磁性ホイスラー合金を含み、当該非磁性ホイスラー合金は、Ｆｅ元素、元素Ｌ、及び、元素Ｍで構成され、元素Ｌは、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｓｃ、及びＹからなる群より選択される一以上の元素であり、元素Ｍは、Ｓｉ、Ｇｅ、Ｓｎ、Ｐ、Ａｓ、Ｓｂ、及びＢｉからなる群より選択される一以上の元素であることが好ましい。

Ｆｅ基の非磁性ホイスラー合金として、このような材料系を選択することで、上記と同様の理由により、磁気抵抗効果素子１のＲＡの値を所望の値にすることが容易となる。さらに、元素の周期表において、元素Ｌが属する族（３族、又は４族）及び元素Ｍが属する族（１４族、１５族）と、Ｆｅが属する族（８族）とを互いにさらに大きく離間させることができる。これにより、非磁性スペーサ層１４の非磁性ホイスラー合金において、Ｆｅと、元素Ｌ又は元素Ｌとの元素置換をさらに抑制することが可能となる。その結果、磁気抵抗効果素子１のＲＡの値のばらつきをより小さくすることが可能となる。

また、本実施形態の磁気抵抗効果素子１においては、非磁性スペーサ層１４の非磁性ホイスラー合金は、Ｂ２構造又はＬ２_１構造を有することが好ましい。これについて、図２を用いて説明する。図２は、Ｆｅ_２ＬＭの一般式で表されるＦｅ基の非磁性ホイスラー合金のユニットセルの模式図である。図２の（ａ）は、Ｌ２_１構造のＦｅ基の非磁性ホイスラー合金のユニットセル５０Ｌを示し、図２の（ｂ）は、Ｂ２構造のＦｅ基の非磁性ホイスラー合金のユニットセル５０Ｂを示し、図２の（ｃ）は、Ａ２構造のＦｅ基の非磁性ホイスラー合金のユニットセル５０Ａを示している。

図２（ａ）に示すように、Ｌ２_１構造のユニットセル５０Ｌは、４つのｆｃｃ（面心立方格子）副格子から構成される。Ｆｅ５１は座標（0,0,0）および（1/2,1/2,1/2）を起点にしてｆｃｃ構造をとる。元素Ｌ５３は（1/4,1/4,1/4）を起点にしてｆｃｃ構造をとる。元素Ｍ５５は(3/4,3/4,3/4)を起点にしてｆｃｃ構造をとる。また、図２（ｂ）に示すように、Ｌ２_１構造に対して、元素Ｘ５３と元素Ｙ５５が不規則に配列した構造がＢ２構造である。また、図２（ｃ）に示すように、Ｌ２_１構造に対して、Ｆｅ５１、元素Ｘ５３及び元素５５が不規則に配列した構造がＡ２構造である。

ここで、Ｌ２_１構造、Ｂ２構造、及びＡ２構造の（００１）面Ｐ１をみると、Ｌ２_１構造及びＢ２構造の（００１）面Ｐ１は、Ｆｅのみで構成されていることがわかる。そして、ｆｃｃ構造では、（００１）面が優先配向面である。そのため、非磁性スペーサ層１４を、Ｂ２構造又はＬ２_１構造を有する非磁性ホイスラー合金で構成することにより、Ａ２構造を有する非磁性ホイスラー合金で構成した場合と比較して、非磁性スペーサ層１４の第一の強磁性層１３との界面近傍、及び非磁性スペーサ層１４の第二の強磁性層１５との界面近傍に存在する、非磁性スペーサ層１４に含まれる磁性元素であるＦｅ、Ｃｏ又はＮｉの数を増やすことができる。その結果、当該界面近傍における第一の強磁性層１３及び第二の強磁性層１５の磁化方向の安定性がより向上するため、磁気抵抗効果素子１のＲＡの値のばらつきをより小さくすることが可能となる。

一方、非磁性スペーサ層１４を、Ａ２構造を有する非磁性ホイスラー合金で構成した場合、（００１）面Ｐ１にＦｅ等の磁性元素以外の元素も存在するため、当該界面近傍における第一の強磁性層１３及び第二の強磁性層１５の磁化方向を安定化させる効果は、相対的に低くなる。

以下、本願発明の磁気抵抗効果素子の効果をさらに明確にするため、本発明の実施例および比較例について説明する。

図３は、磁気抵抗デバイス１００を磁気抵抗効果素子１の積層方向から平面視した模式図である。磁気抵抗デバイス１００は、実施例及び比較例に係る磁気抵抗効果素子１のＭＲ比を評価可能である。具体的には、磁気抵抗デバイス１００は、上記実施形態に係る磁気抵抗効果素子１と、二つの電極層２１、２２と、電源３１と、電圧計３２とからなる。磁気抵抗効果素子１は、二つの電極層２１、２２の間に配置される。磁気抵抗効果素子１は、キャップ層１７上に設けられた上部電極と、基板１０及び下地層１２の間に設けられた下部電極とを有する。当該上部電極及び当該下部電極と、二つの電極層２１、２２とが各々電気的に接続されている。二つの電極層２１、２２は、共に電源３１と電圧計３２に接続されている。電源３１によって磁気抵抗効果素子１に電圧を印加すると、磁気抵抗層１８の積層方向に電流が流れ、この際の磁気抵抗効果素子１への印加電圧を電圧計１５でモニターすることができる。磁気抵抗効果素子１に積層方向に一定電流を流した状態で、外部から磁気抵抗効果素子１に磁場を掃引しながら磁気抵抗効果素子１への印加電圧を電圧計３２によってモニターすることにより、磁気抵抗効果素子１の抵抗変化を測定することができる。そして、この抵抗変化の測定結果から、磁気抵抗効果素子１のＭＲ比を算出することができる。このような磁気抵抗デバイス１００によって、後述のように作成した実施例１〜１１及び比較例１のＭＲ比等の測定を行った。

ＭＲ比は一般的に以下の式で表される。
ＭＲ比（％）＝（Ｒ_ＡＰ−Ｒ_Ｐ）／Ｒ_Ｐ×１００
Ｒ_Ｐは第一の強磁性層１３と第二の強磁性層１５の磁化の向きが平行の場合の磁気抵抗効果素子の抵抗であり、Ｒ_ＡＰは第一の強磁性層１３と第二の強磁性層１５の磁化の向きが反平行の場合の磁気抵抗効果素子の抵抗である。また、磁気抵抗効果素子１の平面視形状の面積をＡとしたとき、Ｒ_ｐにＡを乗じたＲ_ｐＡをＲＡ（面積抵抗）と定義する。ＲＡは、印加されるバイアス電圧を磁気抵抗効果素子の積層方向に流れた電流で割ることで得られる抵抗値を、各層が接合される面の面積の逆数で割り、単位面積における抵抗値に規格化したものである。ここでは、Ｒ_ｐに前記面積を乗じたＲ_ｐＡをＲＡと定義する。また、ＲＡの値のばらつきは、実施例１〜１１及び比較例１のそれぞれについて、同一基板上に作製した平面視形状の面積が略同じ磁気抵抗効果素子を１０個作成し、それぞれについて測定したＲＡの３σ（σはＲＡの標準偏差）と定義した。各実施例及び比較例に係る磁気抵抗効果素子１の構造は、Ｘ線回折像、断面透過電子顕微鏡像および各層の電子線回折像から確認した。

（実施例１）
上記実施形態に対応する実施例１の磁気抵抗効果素子について、図１に示す磁気抵抗効果素子１を参照して説明する。なお、説明の便宜上、各図において同一又は対応する部材には同一の符号を用いる。

基板１０としてＭｇＯ基板を使用し、下地層１２を基板１０側からＣｒ（１０ｎｍ）、Ａｇ（１００ｎｍ）を積層させたものとし、第一の強磁性層１３と第二の強磁性層１５を強磁性ホイスラー合金のＣｏ_２ＭｎＳｉ（１０ｎｍ）とし、非磁性スペーサ層１４を非磁性ホイスラー合金のＦｅ_２ＣｒＺｎ（２ｎｍ）とし、反強磁性体層１６をＩｒＭｎ（１０ｎｍ）とし、キャップ層１７をＲｕ（５ｎｍ）とした。尚、括弧内は膜厚で、各層の成膜はスパッタ法により行われた。

第二の強磁性層１５を成膜した後に、４５０℃の熱処理を行い、第一の強磁性層１３、非磁性スペーサ層１４、及び第二の強磁性層１５の結晶規則化を促した。また、キャップ層１７を成膜した後に、第二の強磁性層１５への一軸磁気異方性付与のための磁場中熱処理を行った。このときの熱処理温度は３００℃で、磁場印加強度は５ｋＯｅとした。

磁場中熱処理後に断面透過電子顕微鏡像および各層の電子線回折像を確認したところ、第一の強磁性層１３、非磁性スペーサ層１４及び第二の強磁性層１５は、いずれもＢ２構造を有していることを確認した。

このように作成した実施例１に係る磁気抵抗効果素子について、上述の磁気抵抗デバイス１００を用いてＲＡ、ＲＡばらつき、ΔＲＡ、及びＭＲ比を測定した。

（実施例２）
実施例２に係る磁気抵抗効果素子は、非磁性スペーサ層１４としてＦｅ_２ＣｒＺｎ（２ｎｍ）に代えて、Ｆｅ_２ＴａＡｌ（２ｎｍ）を用いた点以外は、実施例１の磁気抵抗効果素子と同様の構成を有しており、実施例１と同様の方法によって作成及び測定を行った。

（実施例３）
実施例３に係る磁気抵抗効果素子は、非磁性スペーサ層１４としてＦｅ_２ＣｒＺｎ（２ｎｍ）に代えて、Ｆｅ_２ＴｉＳｉ（２ｎｍ）を用いた点以外は、実施例１の磁気抵抗効果素子と同様の構成を有しており、実施例１と同様の方法によって作成及び測定を行った。

（実施例４）
実施例４に係る磁気抵抗効果素子は、第二の強磁性層１５を成膜した後に、４５０℃の熱処理に代えて、３００℃の熱処理を行った点以外は、実施例３と同様の方法で、作成及び測定を行った。

磁場中熱処理後に実施例４の磁気抵抗効果素子の断面透過電子顕微鏡像及び各層の電子線回折像を確認したところ、第一の強磁性層１３、非磁性スペーサ層１４及び第二の強磁性層１５は、いずれもＡ２構造を有していることを確認した。

（実施例５）
実施例５に係る磁気抵抗効果素子は、第二の強磁性層１５を成膜した後に、４５０℃の熱処理に代えて、５５０℃の熱処理を行った点以外は、実施例３と同様の方法で、作成及び測定を行った。

磁場中熱処理後に実施例５の磁気抵抗効果素子の断面透過電子顕微鏡像および各層の電子線回折像を確認したところ、第一の強磁性層１３、非磁性スペーサ層１４および第二の強磁性層１５は、いずれもＬ２_１構造を有していることを確認した。

（実施例６〜実施例１１）
実施例６〜実施例１１に係る磁気抵抗効果素子は、第一の強磁性層１３と第二の強磁性層１５をホイスラー合金Ｃｏ_２ＭｎＳｉ（１０ｎｍ）に代えて、Ｃｏに対するＭｎおよびＳｉの組成を変えたホイスラー合金Ｃｏ_２Ｑ_αＲ_βを用いた点以外は、実施例３と同様の方法で、作成及び測定を行った。

（比較例１）
比較例１に係る磁気抵抗効果素子は、非磁性スペーサ層１４として、Ｆｅ_２ＣｒＺｎ（２ｎｍ）に代えてＲｈ_２ＣｕＳｎを用いた点以外は、実施例１と同様の方法で、作成及び測定を行った。

表１に、実施例１〜１１及び比較例１の測定結果を示す。

表１に示す通り、ＲＡの値のばらつき（３σ）については、実施例１で０．０７５Ωum²、実施例２で０．０６２Ωum²、実施例３で０．０４３Ωum²、実施例４で０．０８２Ωum²、実施例５で０．０４２Ωum²、実施例６で０．０３９Ωum²、実施例７で０．０４１um²、実施例８で０．０４２Ωum²、実施例９で０．０４２Ωum²、実施例１０で０．０３９Ωum²、実施例１１で０．０４１Ωum²、となり、いずれも比較例１での０．１８３Ωum²よりも小さい値となった。

さらに、ＲＡの値のばらつきは、実施例１、実施例２、実施例３の順に小さくなっている。これは、非磁性スペーサ層１４として用いたＦｅ_２ＬＭについて、元素の周期表において、８族のＦｅに対して、Ｘ元素が属する族及びＹ元素が属する族を離すほどＲＡばらつきが小さくなることを示している。また、実施例３、実施例４及び実施例５の比較によって、ＲＡの値のばらつきという観点では、非磁性スペーサ層１４の結晶構造は、Ａ２構造であるよりも、Ｂ２構造又はＬ２_１構造であることが好ましいことが示されている。さらに、実施例３、実施例６〜実施例１１の結果から、Ｃｏ_２Ｑ_αＲ_βのαとβの合計量を、２より大きく２．６より小さくすることで、特にＭＲ比が大きくなることが示された。

１…磁気抵抗効果素子、１０…基板、１２…下地層、１３…第一の強磁性層（磁化自由層）、１４…非磁性スペーサ層、１５…第二の強磁性層（磁化固定層）、１６…反強磁性体層、１７…キャップ層。

Claims (8)

1. 強磁性ホイスラー合金を含む磁化固定層としての第一の強磁性層と、
   強磁性ホイスラー合金を含む磁化自由層としての第二の強磁性層と、
   前記第一の強磁性層と前記第二の強磁性層との間に設けられた非磁性スペーサ層と、
   を備え、
   前記非磁性スペーサ層は、Ｆｅ基、Ｃｏ基、又はＮｉ基の非磁性ホイスラー合金を含むことを特徴とする磁気抵抗効果素子。
2. 前記非磁性スペーサ層は、Ｆｅ基の非磁性ホイスラー合金を含むことを特徴とする請求項１に記載の磁気抵抗効果素子。
3. 前記非磁性ホイスラー合金は、Ｆｅ元素、元素Ｌ、及び、元素Ｍで構成され、前記元素Ｌは、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ｓｃ、及びＹからなる群より選択される一以上の元素であり、前記元素Ｍは、Ｓｉ、Ｇｅ、Ｓｎ、Ａｌ、Ｇａ、Ｉｎ、Ｚｎ、Ｃｄ、Ｈｇ、Ｍｇ、Ｃａ、Ｓｒ、Ｂａ、Ｐ、Ａｓ、Ｓｂ、及びＢｉからなる群より選択される一以上の元素であることを特徴とする請求項２に記載の磁気抵抗効果素子。
4. 前記非磁性ホイスラー合金は、Ｆｅ元素、元素Ｌ、及び、元素Ｍで構成され、前記元素Ｌは、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｓｃ、及びＹからなる群より選択される一以上の元素であり、前記元素Ｍは、Ｓｉ、Ｇｅ、Ｓｎ、Ａｌ、Ｇａ、Ｉｎ、Ｐ、Ａｓ、Ｓｂ、及びＢｉからなる群より選択される一以上の元素であることを特徴とする請求項２に記載の磁気抵抗効果素子。
5. 前記非磁性ホイスラー合金は、Ｆｅ元素、元素Ｌ、及び、元素Ｍで構成され、前記元素Ｌは、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｓｃ、及びＹからなる群より選択される一以上の元素であり、前記元素Ｍは、Ｓｉ、Ｇｅ、Ｓｎ、Ｐ、Ａｓ、Ｓｂ、及びＢｉからなる群より選択される一以上の元素であることを特徴とする請求項２に記載の磁気抵抗効果素子。
6. 前記非磁性ホイスラー合金は、Ｂ_２構造又はＬ２_１構造を持つことを特徴とする請求項１〜５のいずれか一項に記載の磁気抵抗効果素子。
7. 前記第一の強磁性層及び／又は前記第二の強磁性層に含まれる前記強磁性ホイスラー合金は、Ｃｏ_２ＱＲの組成式で表されるホイスラー合金からなり、前記ＱはＣｒ、Ｍｎ、及びＦｅからなる群より選択される一以上の元素であり、前記ＲはＡｌ、Ｓｉ、Ｇａ、Ｇｅ、Ｉｎ、及びＳｎからなる群より選択される一以上の元素であることを特徴とする請求項１〜６のいずれか一項に記載の磁気抵抗効果素子。
8. 前記第一の強磁性層及び／又は前記第二の強磁性層に含まれる前記強磁性ホイスラー合金は、一般式（１）で表されるホイスラー合金を含む、請求項１〜６のいずれか一項に記載の磁気抵抗効果素子。
   Ｃｏ_２Ｑ_αＲ_β …（１）
   ［式中、ＱはＣｒ、Ｍｎ、及びＦｅからなる群より選択される一以上の元素であり、前記ＲはＡｌ、Ｓｉ、Ｇａ、Ｇｅ、Ｉｎ、及びＳｎからなる群より選択される一以上の元素であり、２＜α＋β＜２．６である。］

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