JP3473016B2 - 強磁性トンネル接合素子と磁気ヘッドと磁気メモリ - Google Patents
強磁性トンネル接合素子と磁気ヘッドと磁気メモリInfo
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- H01—ELECTRIC ELEMENTS
- H01F—MAGNETS; INDUCTANCES; TRANSFORMERS; SELECTION OF MATERIALS FOR THEIR MAGNETIC PROPERTIES
- H01F10/00—Thin magnetic films, e.g. of one-domain structure
- H01F10/32—Spin-exchange-coupled multilayers, e.g. nanostructured superlattices
- H01F10/324—Exchange coupling of magnetic film pairs via a very thin non-magnetic spacer, e.g. by exchange with conduction electrons of the spacer
- H01F10/3268—Exchange coupling of magnetic film pairs via a very thin non-magnetic spacer, e.g. by exchange with conduction electrons of the spacer the exchange coupling being asymmetric, e.g. by use of additional pinning, by using antiferromagnetic or ferromagnetic coupling interface, i.e. so-called spin-valve [SV] structure, e.g. NiFe/Cu/NiFe/FeMn
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、高密度磁気ディス
ク装置における再生用磁気ヘッドや高密度不揮発性磁気
メモリ（ＭＲＡＭ）に適した強磁性トンネル接合素子で
あり、これを用いた磁気ヘッド及び磁気メモリに関す
る。
ク装置における再生用磁気ヘッドや高密度不揮発性磁気
メモリ（ＭＲＡＭ）に適した強磁性トンネル接合素子で
あり、これを用いた磁気ヘッド及び磁気メモリに関す
る。
【０００２】
【従来の技術】再生用磁気ヘッドや磁気メモリともなる
磁気媒体に用いる強磁性トンネル接合素子は、その基本
構成として、強磁性層／絶縁層／強磁性層を有する。こ
の絶縁層の厚さは数ｎｍであり、両強磁性層間にバイア
スが印加されると絶縁層を介したトンネル電流が流れ
る。そのときトンネル電流のコンダクタンスが両強磁性
層の磁化の相対角度に依存して変化することから、トン
ネル磁気抵抗効果と呼ばれる。
磁気媒体に用いる強磁性トンネル接合素子は、その基本
構成として、強磁性層／絶縁層／強磁性層を有する。こ
の絶縁層の厚さは数ｎｍであり、両強磁性層間にバイア
スが印加されると絶縁層を介したトンネル電流が流れ
る。そのときトンネル電流のコンダクタンスが両強磁性
層の磁化の相対角度に依存して変化することから、トン
ネル磁気抵抗効果と呼ばれる。
【０００３】「フィジクス・レターズ、54A巻、225~226
頁、1975年（Physics Letters, vol. 54A, 225~226頁,
1975)」には、このトンネル磁気抵抗効果が最初に報告
されている。それによると、磁気抵抗変化率は、 ［式１］２Ｐ１Ｐ２／（１−Ｐ１Ｐ２） によって与えられる。ここで、Ｐ１、Ｐ２は、二つの強
磁性体それぞれのスピン分極率である。従って、この式
によれば、「バリア界面に高いスピン分極率を有する材
料を用いた場合に、より高い磁気抵抗変化率が得られ
る」ことになる。
頁、1975年（Physics Letters, vol. 54A, 225~226頁,
1975)」には、このトンネル磁気抵抗効果が最初に報告
されている。それによると、磁気抵抗変化率は、 ［式１］２Ｐ１Ｐ２／（１−Ｐ１Ｐ２） によって与えられる。ここで、Ｐ１、Ｐ２は、二つの強
磁性体それぞれのスピン分極率である。従って、この式
によれば、「バリア界面に高いスピン分極率を有する材
料を用いた場合に、より高い磁気抵抗変化率が得られ
る」ことになる。
【０００４】「ジャーナル・オブ・アプライド・フィジ
クス、79巻、6262~6264頁、1996年(Journal of Applied
Physics, vol. 79, 6262~6264頁, 1996)」、「ジャー
ナル・オブ・アプライド・フィジクス、83巻、6515~651
7頁、1998年 (Journal of Applied Physics, vol. 83,
6515~6517, 1998)」は、スピン分極率の異なる様々な強
磁性体を用いて強磁性トンネル接合素子を作製し、その
磁気抵抗特性について報告している。それによれば、ス
ピン分極率の高い強磁性体をバリア界面に配置した接合
素子が、そうでない接合素子に比較してより高い磁気抵
抗変化率を示しており、［式１］を定性的に支持するデ
ータとなっている。
クス、79巻、6262~6264頁、1996年(Journal of Applied
Physics, vol. 79, 6262~6264頁, 1996)」、「ジャー
ナル・オブ・アプライド・フィジクス、83巻、6515~651
7頁、1998年 (Journal of Applied Physics, vol. 83,
6515~6517, 1998)」は、スピン分極率の異なる様々な強
磁性体を用いて強磁性トンネル接合素子を作製し、その
磁気抵抗特性について報告している。それによれば、ス
ピン分極率の高い強磁性体をバリア界面に配置した接合
素子が、そうでない接合素子に比較してより高い磁気抵
抗変化率を示しており、［式１］を定性的に支持するデ
ータとなっている。
【０００５】この強磁性トンネル接合素子では、両強磁
性層間に一定の電流を流した状態で、強磁性層面内に磁
場を印加したとき、その磁場に対する両強磁性層の磁化
反転の応答差異を利用し、それらの磁化の平行あるいは
反平行状態を実現する。トンネル抵抗は両強磁性層の磁
化が平行の場合に最小となり、反平行の場合に最大とな
る。
性層間に一定の電流を流した状態で、強磁性層面内に磁
場を印加したとき、その磁場に対する両強磁性層の磁化
反転の応答差異を利用し、それらの磁化の平行あるいは
反平行状態を実現する。トンネル抵抗は両強磁性層の磁
化が平行の場合に最小となり、反平行の場合に最大とな
る。
【０００６】従って両強磁性層に保磁力差を付与した
り、あるいは一方の強磁性層を反強磁性層により交換バ
イアスして、磁化の平行及び反平行状態を実現し、磁気
抵抗変化率を得ることができる。特に後者のタイプの強
磁性トンネル接合素子は、交換バイアス型強磁性トンネ
ル接合と呼ばれ、スピンバルブ膜のようにゼロ磁場付近
で非常に小さなヒステリシスが得られることから、デバ
イス応用に有利である。
り、あるいは一方の強磁性層を反強磁性層により交換バ
イアスして、磁化の平行及び反平行状態を実現し、磁気
抵抗変化率を得ることができる。特に後者のタイプの強
磁性トンネル接合素子は、交換バイアス型強磁性トンネ
ル接合と呼ばれ、スピンバルブ膜のようにゼロ磁場付近
で非常に小さなヒステリシスが得られることから、デバ
イス応用に有利である。
【０００７】このようなデバイス応用に適した素子にお
いて、近年、室温で２０％を超える大きな磁気抵抗変化
率が報告されたことから、強磁性トンネル接合素子は、
磁気ヘッドなどの磁気センサーデバイス、あるいはＭＲ
ＡＭなどの磁気メモリデバイスなどの応用的見地から高
い関心を集めている。このような高い磁気抵抗変化率を
示す交換バイアス型強磁性トンネル接合素子の報告例と
して、「ジャーナル・オブ・アプライド・フィジクス、
81巻、3741~3746頁、1997年 (Journal of Applied Phys
ics, vol. 81, 3741~3746, 1997)」がある。
いて、近年、室温で２０％を超える大きな磁気抵抗変化
率が報告されたことから、強磁性トンネル接合素子は、
磁気ヘッドなどの磁気センサーデバイス、あるいはＭＲ
ＡＭなどの磁気メモリデバイスなどの応用的見地から高
い関心を集めている。このような高い磁気抵抗変化率を
示す交換バイアス型強磁性トンネル接合素子の報告例と
して、「ジャーナル・オブ・アプライド・フィジクス、
81巻、3741~3746頁、1997年 (Journal of Applied Phys
ics, vol. 81, 3741~3746, 1997)」がある。
【０００８】この報告例では、Ｓｉ基板上に２０ｎｍの
Ｐｔ電極を積層し、その上に４ｎｍのＮｉＦｅ層、１０
ｎｍのＦｅＭｎ層、８ｎｍのＮｉＦｅ層、１−３ｎｍの
Ａｌを成膜後、酸素プラズマによりＡｌ酸化膜を形成
し、続いて上部電極としての８ｎｍのＣｏ層を積層し
た。反強磁性材料はＦｅＭｎであり、この層の上部に位
置する８ｎｍのＮｉＦｅ層に交換結合磁界を付与してい
る。この素子において、室温で２２％の高い磁気抵抗変
化率が得られている。
Ｐｔ電極を積層し、その上に４ｎｍのＮｉＦｅ層、１０
ｎｍのＦｅＭｎ層、８ｎｍのＮｉＦｅ層、１−３ｎｍの
Ａｌを成膜後、酸素プラズマによりＡｌ酸化膜を形成
し、続いて上部電極としての８ｎｍのＣｏ層を積層し
た。反強磁性材料はＦｅＭｎであり、この層の上部に位
置する８ｎｍのＮｉＦｅ層に交換結合磁界を付与してい
る。この素子において、室温で２２％の高い磁気抵抗変
化率が得られている。
【０００９】一方、「アプライド・フィジクス・レター
ズ，72巻，605~607頁、1998年 (Applied Physics Lette
rs, vol. 72, 605~607, 1998)」では、ＮｉＯを反強磁
性材料として採用したＣｏ／Ａｌ2Ｏ3／Ｃｏ／ＮｉＯな
る構成の強磁性トンネル接合素子で、室温で１７％の磁
気抵抗変化率を報告している。また、「アイ・イー・イ
ー・トランズアクションズ・オン・マグネティクス、33
巻、3553~3555頁、1997年 (IEEE Transactions on Magn
etics, vol. 33, 3553~3555, 1997)」では、ＦｅＭｎを
反強磁性体として用いたＮｉＦｅ／Ｃｏ／Ａｌ−ＡｌＯ
x／Ｃｏ／ＮｉＦｅ／ＦｅＭｎ／ＮｉＦｅなる構成の強
磁性トンネル接合素子で、室温で最大２４％の磁気抵抗
変化率を観測し、その磁気ヒステリシスもスピンバルブ
と同様なものが得られたことを報告している。
ズ，72巻，605~607頁、1998年 (Applied Physics Lette
rs, vol. 72, 605~607, 1998)」では、ＮｉＯを反強磁
性材料として採用したＣｏ／Ａｌ2Ｏ3／Ｃｏ／ＮｉＯな
る構成の強磁性トンネル接合素子で、室温で１７％の磁
気抵抗変化率を報告している。また、「アイ・イー・イ
ー・トランズアクションズ・オン・マグネティクス、33
巻、3553~3555頁、1997年 (IEEE Transactions on Magn
etics, vol. 33, 3553~3555, 1997)」では、ＦｅＭｎを
反強磁性体として用いたＮｉＦｅ／Ｃｏ／Ａｌ−ＡｌＯ
x／Ｃｏ／ＮｉＦｅ／ＦｅＭｎ／ＮｉＦｅなる構成の強
磁性トンネル接合素子で、室温で最大２４％の磁気抵抗
変化率を観測し、その磁気ヒステリシスもスピンバルブ
と同様なものが得られたことを報告している。
【００１０】以上のような反強磁性体を用いて磁化を固
定する方法は、スピンバルブ膜で従来用いられており、
これらの報告例は、この方法を強磁性トンネル接合に適
用したものであるといえる。素子の磁気ヒステリシス
は、スピンバルブ膜と同様なものが得られており、ゼロ
磁場近傍でのヒステリシスが少ない。従って保磁力差型
の強磁性トンネル接合に比べて、磁気センサー等のデバ
イス応用に適した構成となっている。
定する方法は、スピンバルブ膜で従来用いられており、
これらの報告例は、この方法を強磁性トンネル接合に適
用したものであるといえる。素子の磁気ヒステリシス
は、スピンバルブ膜と同様なものが得られており、ゼロ
磁場近傍でのヒステリシスが少ない。従って保磁力差型
の強磁性トンネル接合に比べて、磁気センサー等のデバ
イス応用に適した構成となっている。
【００１１】強磁性トンネル接合素子を高密度磁気ヘッ
ドに適用するためには、このように一方の強磁性体を反
強磁性体で交換バイアスしたスピンバルブ的な構造を有
することが好ましいが、そこで用いられる反強磁性体
は、デバイス動作上支障のない熱安定性、ならびにデバ
イス作製プロセスにおける高い耐食性が要求される。
ドに適用するためには、このように一方の強磁性体を反
強磁性体で交換バイアスしたスピンバルブ的な構造を有
することが好ましいが、そこで用いられる反強磁性体
は、デバイス動作上支障のない熱安定性、ならびにデバ
イス作製プロセスにおける高い耐食性が要求される。
【００１２】しかし、上述した報告例は、ブロッキング
温度（交換結合磁界の消失する温度）の低いＦｅＭｎ
（ブロッキング温度１５０℃）、ＮｉＯ（ブロッキング
温度２００℃）を用いているため、熱安定性の面で不十
分である。なぜなら、ブロッキング温度が低いと、素子
動作時の温度上昇によってピン層磁化を固定する磁界が
弱まり、環境からの磁場（センス電流等から生ずる磁場
など）の影響で、ピン層磁化方向が変化するなどの結
果、その磁場感度が低下してしまうからである。なお、
ブロッキング温度の高い反強磁性体を用いた場合は、素
子の温度が上昇しても、ピン層の磁化方向が変化しにく
く、感度が落ちにくい。また、特にＦｅＭｎは腐食され
やすいという欠点もあり、デバイス作製プロセス上も問
題点を残している。
温度（交換結合磁界の消失する温度）の低いＦｅＭｎ
（ブロッキング温度１５０℃）、ＮｉＯ（ブロッキング
温度２００℃）を用いているため、熱安定性の面で不十
分である。なぜなら、ブロッキング温度が低いと、素子
動作時の温度上昇によってピン層磁化を固定する磁界が
弱まり、環境からの磁場（センス電流等から生ずる磁場
など）の影響で、ピン層磁化方向が変化するなどの結
果、その磁場感度が低下してしまうからである。なお、
ブロッキング温度の高い反強磁性体を用いた場合は、素
子の温度が上昇しても、ピン層の磁化方向が変化しにく
く、感度が落ちにくい。また、特にＦｅＭｎは腐食され
やすいという欠点もあり、デバイス作製プロセス上も問
題点を残している。
【００１３】一方、３００℃以上の高いブロッキング温
度を有する反強磁性体として、ＰｔＭｎ、ＰｄＭｎ、Ｎ
ｉＭｎに代表されるＭｎ系規則合金がある。これらＭｎ
系規則合金の反強磁性体は、その高いブロッキング温度
ゆえに熱安定性に優れ、かつ良好な耐食性も兼ね備えて
いるため、強磁性トンネル接合素子を磁気ヘッド等のデ
バイスに応用する場合、極めて有利な材料系であるとい
える。
度を有する反強磁性体として、ＰｔＭｎ、ＰｄＭｎ、Ｎ
ｉＭｎに代表されるＭｎ系規則合金がある。これらＭｎ
系規則合金の反強磁性体は、その高いブロッキング温度
ゆえに熱安定性に優れ、かつ良好な耐食性も兼ね備えて
いるため、強磁性トンネル接合素子を磁気ヘッド等のデ
バイスに応用する場合、極めて有利な材料系であるとい
える。
【００１４】しかし、これらの材料では、成膜直後の状
態で交換結合磁界が出現しない。なぜなら成膜直後の状
態では、これらの材料が不規則相となっているためであ
る。従って、不規則相を規則化し、適当な交換結合磁界
を出現させるために、従来よりも高温で、長時間の磁場
中、熱処理（ＰｔＭｎで２３０℃、ＰｄＭｎで２３０
℃、ＮｉＭｎで２８０℃以上、各５時間）が必要であ
る。
態で交換結合磁界が出現しない。なぜなら成膜直後の状
態では、これらの材料が不規則相となっているためであ
る。従って、不規則相を規則化し、適当な交換結合磁界
を出現させるために、従来よりも高温で、長時間の磁場
中、熱処理（ＰｔＭｎで２３０℃、ＰｄＭｎで２３０
℃、ＮｉＭｎで２８０℃以上、各５時間）が必要であ
る。
【００１５】こうしたＭｎ系規則合金の反強磁性体を用
いた報告例は、スピンバルブ膜の技術分野で多く報告さ
れており、素子の熱安定性、耐食性の向上というプラス
要因の一方で、熱処理中のＭｎの拡散が磁気抵抗変化率
などの特性自体を劣化させる要因となることが知られて
いる。しかし、強磁性トンネル接合の分野では、Ｍｎ系
規則合金の反強磁性体を用いた素子特性に関する実際の
報告例はなく、またこれら反強磁性体を用いた場合の成
膜後の熱処理が、素子の磁気抵抗特性に与える影響等に
ついても考察された例はない。
いた報告例は、スピンバルブ膜の技術分野で多く報告さ
れており、素子の熱安定性、耐食性の向上というプラス
要因の一方で、熱処理中のＭｎの拡散が磁気抵抗変化率
などの特性自体を劣化させる要因となることが知られて
いる。しかし、強磁性トンネル接合の分野では、Ｍｎ系
規則合金の反強磁性体を用いた素子特性に関する実際の
報告例はなく、またこれら反強磁性体を用いた場合の成
膜後の熱処理が、素子の磁気抵抗特性に与える影響等に
ついても考察された例はない。
【００１６】Ｍｎ系規則合金以外の反強磁性体を用いた
強磁性トンネル接合の熱処理特性について調べた報告例
が、「ジャーナル・オブ・マグネティクス・ソサエティ
・ジャパン、23巻、49~51頁、1999年 (Journal of Magn
etics Society of Japan, vol. 23, 49~51, 1999)」、
「ジャーナル・オブ・マグネティクス・ソサエティ・ジ
ャパン、23巻、55~57頁、1999年 (Journal of Magnetic
s Society of Japan,vol. 23, 55~57, 1999)」、「ジャ
ーナル・オブ・アプライド・フィジクス、85巻、第8
号、5258~5260頁、1999年 (Journal of Applied Physic
s, vol. 85, no.8, 5258~5260, 1999)」、にあるが、い
ずれの報告例においても、２３０℃以上の温度領域で、
２時間以上の長時間熱処理による磁気抵抗特性の変化に
ついて調べた例はない。
強磁性トンネル接合の熱処理特性について調べた報告例
が、「ジャーナル・オブ・マグネティクス・ソサエティ
・ジャパン、23巻、49~51頁、1999年 (Journal of Magn
etics Society of Japan, vol. 23, 49~51, 1999)」、
「ジャーナル・オブ・マグネティクス・ソサエティ・ジ
ャパン、23巻、55~57頁、1999年 (Journal of Magnetic
s Society of Japan,vol. 23, 55~57, 1999)」、「ジャ
ーナル・オブ・アプライド・フィジクス、85巻、第8
号、5258~5260頁、1999年 (Journal of Applied Physic
s, vol. 85, no.8, 5258~5260, 1999)」、にあるが、い
ずれの報告例においても、２３０℃以上の温度領域で、
２時間以上の長時間熱処理による磁気抵抗特性の変化に
ついて調べた例はない。
【００１７】特開平９−１０６５１４号公報は、反強磁
性体により一方の強磁性体の磁化を固定する構成を有す
る強磁性トンネル接合素子を開示しており、Ｓｉ基板上
に強磁性体膜のＦｅ膜、トンネル絶縁膜の非磁性層のア
ルミナ膜、強磁性体膜のＦｅ膜、反強磁性体膜のＦｅＭ
ｎ膜又はＮｉＭｎ膜から構成されている。この反強磁性
体としてＮｉＭｎを用いた強磁性トンネル接合素子が記
述されている。しかし、ＮｉＭｎの交換結合磁界出現の
ために必要となる熱処理が特性に与える影響についての
記述がなく、実際のデバイス応用に耐える素子性能が、
作製プロセス全体を通じて維持されるかについては全く
明らかにされていない。
性体により一方の強磁性体の磁化を固定する構成を有す
る強磁性トンネル接合素子を開示しており、Ｓｉ基板上
に強磁性体膜のＦｅ膜、トンネル絶縁膜の非磁性層のア
ルミナ膜、強磁性体膜のＦｅ膜、反強磁性体膜のＦｅＭ
ｎ膜又はＮｉＭｎ膜から構成されている。この反強磁性
体としてＮｉＭｎを用いた強磁性トンネル接合素子が記
述されている。しかし、ＮｉＭｎの交換結合磁界出現の
ために必要となる熱処理が特性に与える影響についての
記述がなく、実際のデバイス応用に耐える素子性能が、
作製プロセス全体を通じて維持されるかについては全く
明らかにされていない。
【００１８】
【発明が解決しようとする課題】本願発明者は、Ｍｎ系
規則合金を反強磁性体として用いた強磁性トンネル接合
素子の作製と評価を進め、これらの反強磁性体を強磁性
トンネル接合素子に用いた場合に、固定層側の積層構造
を最適化して、初めて、高い磁気抵抗変化率が得られる
ことを見出した。本願発明者は、特開平９−１０６５１
４号公報に開示されているＮｉＭｎを用いた交換バイア
ス型強磁性トンネル接合素子を作製し、その特性の評価
を行ったが、磁気抵抗変化率はわずか２〜３％程度の低
い値であった。基板／Ｆｅ／Ａｌ−ｏｘｉｄｅ／Ｆｅ／
ＮｉＭｎトンネル接合では、理論的に３０％以上の磁気
抵抗変化率が予測されるのにもかかわらず、低い磁気抵
抗変化率しか得られなかった原因は、成膜後ＮｉＭｎの
交換結合磁界を得るために必要とされる、長時間の磁場
中熱処理にあることが明らかになった。
規則合金を反強磁性体として用いた強磁性トンネル接合
素子の作製と評価を進め、これらの反強磁性体を強磁性
トンネル接合素子に用いた場合に、固定層側の積層構造
を最適化して、初めて、高い磁気抵抗変化率が得られる
ことを見出した。本願発明者は、特開平９−１０６５１
４号公報に開示されているＮｉＭｎを用いた交換バイア
ス型強磁性トンネル接合素子を作製し、その特性の評価
を行ったが、磁気抵抗変化率はわずか２〜３％程度の低
い値であった。基板／Ｆｅ／Ａｌ−ｏｘｉｄｅ／Ｆｅ／
ＮｉＭｎトンネル接合では、理論的に３０％以上の磁気
抵抗変化率が予測されるのにもかかわらず、低い磁気抵
抗変化率しか得られなかった原因は、成膜後ＮｉＭｎの
交換結合磁界を得るために必要とされる、長時間の磁場
中熱処理にあることが明らかになった。
【００１９】熱処理によって磁気抵抗変化率が低下する
主な原因として、以下の二つを挙げることができる。一
つはトンネルバリア中の酸素が強磁性層側に拡散し、バ
リア界面に面した強磁性体の表面が酸化されることで、
強磁性体のスピン分極率が低下してしまうことである。
そしてもう一つは、反強磁性体中のＭｎ元素が強磁性層
側、さらにはトンネルバリアの界面まで拡散し、界面近
傍の強磁性体のスピン分極率を低下させてしまうことで
ある。
主な原因として、以下の二つを挙げることができる。一
つはトンネルバリア中の酸素が強磁性層側に拡散し、バ
リア界面に面した強磁性体の表面が酸化されることで、
強磁性体のスピン分極率が低下してしまうことである。
そしてもう一つは、反強磁性体中のＭｎ元素が強磁性層
側、さらにはトンネルバリアの界面まで拡散し、界面近
傍の強磁性体のスピン分極率を低下させてしまうことで
ある。
【００２０】特開平９−１０６５１４号公報の実施例で
開示されている強磁性トンネル接合素子は、Ｆｅの単層
膜を強磁性層として用いたものである。このような系で
は、実際に２６０℃の長時間アニールを行うと、ＮｉＭ
ｎからのＭｎの拡散をＦｅ層が抑えられず、Ｆｅのスピ
ン分極率から予測される高いスピン分極率を得ることが
できない。またＦｅの酸化物生成自由エネルギーは強磁
性体の中でも比較的大きく（−２５０ ｋＪ／ｍｏ
ｌ）、熱処理中の酸素拡散により、バリア界面でＦｅ酸
化物が形成されやすい。そのため、スピン分極率が減少
し、Ｆｅ本来の高スピン分極率（４０％）を反映した高
い磁気抵抗変化率が得られない。こうした磁気抵抗特性
の劣化は、反強磁性体の位置する側の強磁性材料に対す
る最適化が十分になされていず、単に高スピン分極率材
料をバリア界面に配置すれば、高い磁気抵抗変化率が得
られるとする従来の認識に起因するものである。
開示されている強磁性トンネル接合素子は、Ｆｅの単層
膜を強磁性層として用いたものである。このような系で
は、実際に２６０℃の長時間アニールを行うと、ＮｉＭ
ｎからのＭｎの拡散をＦｅ層が抑えられず、Ｆｅのスピ
ン分極率から予測される高いスピン分極率を得ることが
できない。またＦｅの酸化物生成自由エネルギーは強磁
性体の中でも比較的大きく（−２５０ ｋＪ／ｍｏ
ｌ）、熱処理中の酸素拡散により、バリア界面でＦｅ酸
化物が形成されやすい。そのため、スピン分極率が減少
し、Ｆｅ本来の高スピン分極率（４０％）を反映した高
い磁気抵抗変化率が得られない。こうした磁気抵抗特性
の劣化は、反強磁性体の位置する側の強磁性材料に対す
る最適化が十分になされていず、単に高スピン分極率材
料をバリア界面に配置すれば、高い磁気抵抗変化率が得
られるとする従来の認識に起因するものである。
【００２１】Ｍｎ系規則合金を反強磁性体として用いる
場合には、熱処理による特性の劣化を最小限に抑えるた
めに、強磁性トンネル接合素子の層構成に対する新たな
最適化が必要である。
場合には、熱処理による特性の劣化を最小限に抑えるた
めに、強磁性トンネル接合素子の層構成に対する新たな
最適化が必要である。
【００２２】そこで、本発明の目的は、このような従来
技術の課題を解決し、ＦｅＭｎその他の反強磁性材料に
比較して、優れた耐腐食性と高いブロッキング温度を有
するＭｎ系規則合金を反強磁性層として採用し、かつそ
れらを用いる際に必要となる熱処理を行っても、特性の
劣化がなく、高い磁気抵抗変化率の得られる強磁性トン
ネル接合素子を提供することである。
技術の課題を解決し、ＦｅＭｎその他の反強磁性材料に
比較して、優れた耐腐食性と高いブロッキング温度を有
するＭｎ系規則合金を反強磁性層として採用し、かつそ
れらを用いる際に必要となる熱処理を行っても、特性の
劣化がなく、高い磁気抵抗変化率の得られる強磁性トン
ネル接合素子を提供することである。
【００２３】
【課題を解決するための手段】上記目的を達成するため
に、本発明の磁気抵抗効果素子は、強磁性層間にトンネ
ルバリア層を挟み、一方の強磁性層の外側にＭｎ系規則
合金の反強磁性層を配置した強磁性トンネル接合素子及
び磁気ヘッドと磁気メモリにおいて、Ｍｎ系規則合金の
反強磁性層側に位置する強磁性層（固定層）が少なくと
も二層以上の強磁性体の多層膜より構成されることを特
徴とし、そのうちＭｎ系規則合金の反強磁性層と接した
強磁性体膜がＣｏ、または、Ｃｏを含む合金、またはＣ
ｏを含む化合物であり、トンネルバリア層と接した強磁
性体膜がＮｉ、またはＮｉを含む合金、またはＮｉを含
む化合物であることを特徴とする。
に、本発明の磁気抵抗効果素子は、強磁性層間にトンネ
ルバリア層を挟み、一方の強磁性層の外側にＭｎ系規則
合金の反強磁性層を配置した強磁性トンネル接合素子及
び磁気ヘッドと磁気メモリにおいて、Ｍｎ系規則合金の
反強磁性層側に位置する強磁性層（固定層）が少なくと
も二層以上の強磁性体の多層膜より構成されることを特
徴とし、そのうちＭｎ系規則合金の反強磁性層と接した
強磁性体膜がＣｏ、または、Ｃｏを含む合金、またはＣ
ｏを含む化合物であり、トンネルバリア層と接した強磁
性体膜がＮｉ、またはＮｉを含む合金、またはＮｉを含
む化合物であることを特徴とする。
【００２４】上記Ｃｏ、またはＣｏを含む合金、または
Ｃｏを含む化合物は、Ｍｎ系規則合金反強磁性体からの
Ｍｎの拡散を抑制する効果を有する。同時に、Ｎｉ、ま
たはＮｉを含む合金、またはＮｉを含む化合物をトンネ
ルバリア側に配置すると、熱処理による強磁性体表面の
酸化が比較的少なく、なおかつ本来のスピン分極率を維
持することが可能となる。
Ｃｏを含む化合物は、Ｍｎ系規則合金反強磁性体からの
Ｍｎの拡散を抑制する効果を有する。同時に、Ｎｉ、ま
たはＮｉを含む合金、またはＮｉを含む化合物をトンネ
ルバリア側に配置すると、熱処理による強磁性体表面の
酸化が比較的少なく、なおかつ本来のスピン分極率を維
持することが可能となる。
【００２５】従って、特に前記Ｍｎ系規則合金の反強磁
性層が、ＰｔＭｎ、Ｐｔ−Ｍｎ−Ｘ（ＸはＲｕ、Ｉｒ、
Ｃｒ、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｐｄ、Ｒｈ）、ＰｄＭｎ、Ｎ
ｉＭｎである場合に、この積層構造はその効果を十分に
発揮する。すなわち、これらＭｎ系規則合金を規則化す
る際に必要とされる高温かつ長時間の熱処理によって
も、磁気抵抗変化率が劣化することがない。
性層が、ＰｔＭｎ、Ｐｔ−Ｍｎ−Ｘ（ＸはＲｕ、Ｉｒ、
Ｃｒ、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｐｄ、Ｒｈ）、ＰｄＭｎ、Ｎ
ｉＭｎである場合に、この積層構造はその効果を十分に
発揮する。すなわち、これらＭｎ系規則合金を規則化す
る際に必要とされる高温かつ長時間の熱処理によって
も、磁気抵抗変化率が劣化することがない。
【００２６】また、固定層側の積層構造を、少なくとも
三層以上の多層膜により構成し、その中で反強磁性層と
接した強磁性体膜がＣｏ、またはＣｏを含む合金、また
はＣｏを含む化合物よりなり、トンネルバリアと接する
側の強磁性体がＮｉ、またはＮｉを含む合金、またはＮ
ｉを含む化合物よりなり、中間の強磁性体の多層膜に、
それら二つの強磁性体よりも高いスピン分極率を有する
強磁性体を少なくとも一つ以上含むことを特徴とする。
三層以上の多層膜により構成し、その中で反強磁性層と
接した強磁性体膜がＣｏ、またはＣｏを含む合金、また
はＣｏを含む化合物よりなり、トンネルバリアと接する
側の強磁性体がＮｉ、またはＮｉを含む合金、またはＮ
ｉを含む化合物よりなり、中間の強磁性体の多層膜に、
それら二つの強磁性体よりも高いスピン分極率を有する
強磁性体を少なくとも一つ以上含むことを特徴とする。
【００２７】また、上記高いスピン分極率膜は、Ｆｅ、
およびＣｏｘＦｅ（１−ｘ）（０＜ｘ＜１）合金である
ことを特徴とし、または、スピン分極率が５５％以上で
あることを特徴とする。
およびＣｏｘＦｅ（１−ｘ）（０＜ｘ＜１）合金である
ことを特徴とし、または、スピン分極率が５５％以上で
あることを特徴とする。
【００２８】すなわち、上記の積層構造にすることによ
り、二つの強磁性体膜の中間に、それら強磁性体膜より
高いスピン分極率を有する材料を配置することで、Ｎ
ｉ、またはＮｉを含む合金、またはＮｉを含む化合物中
の伝導電子が、よりスピン分極し、Ｎｉ本来のスピン分
極率から期待される磁気抵抗変化率をさらに上回る高い
磁気抵抗変化率を得ることが可能となる。
り、二つの強磁性体膜の中間に、それら強磁性体膜より
高いスピン分極率を有する材料を配置することで、Ｎ
ｉ、またはＮｉを含む合金、またはＮｉを含む化合物中
の伝導電子が、よりスピン分極し、Ｎｉ本来のスピン分
極率から期待される磁気抵抗変化率をさらに上回る高い
磁気抵抗変化率を得ることが可能となる。
【００２９】以上、これらの効果により、高い磁気抵抗
変化率を有し、かつデバイス応用に有利なＭｎ系規則合
金反強磁性体を用いた強磁性トンネル接合素子の作製が
可能となる。
変化率を有し、かつデバイス応用に有利なＭｎ系規則合
金反強磁性体を用いた強磁性トンネル接合素子の作製が
可能となる。
【００３０】
【発明の実施の形態】本発明による実施形態について、
図面を参照しつつ詳細に説明する。
図面を参照しつつ詳細に説明する。
【００３１】［第一の実施形態］本発明の磁気抵抗効果
素子に関する第一の実施形態について、図面を参照して
説明する。図１に示すように、本発明に係る磁気抵抗効
果素子は、基板１０上に配線層１１、第一の強磁性層１
２、トンネルバリア層１３を形成する。その上に、Ｎ
ｉ、またはＮｉを含む合金、またはＮｉを含む化合物よ
りなる第二の強磁性層１４と、Ｃｏ、またはＣｏを含む
合金、またはＣｏを含む化合物よりなる第三の強磁性層
１５、さらにその上にＭｎ系規則合金反強磁性層１６を
形成し、強磁性トンネル接合の基本構造を完成させる。
なお、配線層１１と第一の強磁性層１２の間に適当なバ
ッファー層を挿入してもよい。
素子に関する第一の実施形態について、図面を参照して
説明する。図１に示すように、本発明に係る磁気抵抗効
果素子は、基板１０上に配線層１１、第一の強磁性層１
２、トンネルバリア層１３を形成する。その上に、Ｎ
ｉ、またはＮｉを含む合金、またはＮｉを含む化合物よ
りなる第二の強磁性層１４と、Ｃｏ、またはＣｏを含む
合金、またはＣｏを含む化合物よりなる第三の強磁性層
１５、さらにその上にＭｎ系規則合金反強磁性層１６を
形成し、強磁性トンネル接合の基本構造を完成させる。
なお、配線層１１と第一の強磁性層１２の間に適当なバ
ッファー層を挿入してもよい。
【００３２】［第二の実施形態］本発明の磁気抵抗効果
素子に関する第二の実施形態について、図面を参照して
説明する。図２に示すように、まず基板２０上に配線層
２１、バッファー層２２を積層し、その上にＭｎ系規則
合金反強磁性層２３を成膜する。次にＣｏ、またはＣｏ
を含む合金、またはＣｏを含む化合物よりなる第一の強
磁性層２４、Ｎｉ、またはＮｉを含む合金、またはＮｉ
を含む化合物よりなる第二の強磁性層２５、トンネルバ
リア層２６を形成する。次に第三の上部強磁性層２７を
成膜して、強磁性トンネル接合の基本構造を完成させ
る。なお、適当な交換バイアスを得るために、バッファ
ー層２２は二層以上でもよく、場合によってはなくても
よい。
素子に関する第二の実施形態について、図面を参照して
説明する。図２に示すように、まず基板２０上に配線層
２１、バッファー層２２を積層し、その上にＭｎ系規則
合金反強磁性層２３を成膜する。次にＣｏ、またはＣｏ
を含む合金、またはＣｏを含む化合物よりなる第一の強
磁性層２４、Ｎｉ、またはＮｉを含む合金、またはＮｉ
を含む化合物よりなる第二の強磁性層２５、トンネルバ
リア層２６を形成する。次に第三の上部強磁性層２７を
成膜して、強磁性トンネル接合の基本構造を完成させ
る。なお、適当な交換バイアスを得るために、バッファ
ー層２２は二層以上でもよく、場合によってはなくても
よい。
【００３３】［第三の実施形態］本発明の磁気抵抗効果
素子に関する第三の実施形態について、図面を参照して
説明する。図３に示すように、まず基板３０上に配線層
３１を積層し、その上に第一の強磁性層３２、トンネル
バリア層３３を形成する。その上にＮｉ、またはＮｉを
含む合金、またはＮｉを含む化合物よりなる第二の強磁
性層３４を成膜し、次に高スピン分極率を有する第三の
強磁性層３５、その上にＣｏ、またはＣｏを含む合金、
またはＣｏを含む化合物よりなる第四の強磁性層３６、
Ｍｎ系規則合金反強磁性層３７を成膜して、強磁性トン
ネル接合の基本構造を完成させる。なお、配線層３１と
第一の強磁性層３２の間に適当なバッファー層を挿入し
てもよい。
素子に関する第三の実施形態について、図面を参照して
説明する。図３に示すように、まず基板３０上に配線層
３１を積層し、その上に第一の強磁性層３２、トンネル
バリア層３３を形成する。その上にＮｉ、またはＮｉを
含む合金、またはＮｉを含む化合物よりなる第二の強磁
性層３４を成膜し、次に高スピン分極率を有する第三の
強磁性層３５、その上にＣｏ、またはＣｏを含む合金、
またはＣｏを含む化合物よりなる第四の強磁性層３６、
Ｍｎ系規則合金反強磁性層３７を成膜して、強磁性トン
ネル接合の基本構造を完成させる。なお、配線層３１と
第一の強磁性層３２の間に適当なバッファー層を挿入し
てもよい。
【００３４】［第四の実施形態］本発明の磁気抵抗効果
素子に関する第四の実施形態について、図面を参照して
説明する。図４に示すように、まず基板４０上に配線層
４１、バッファー層４２、Ｍｎ系規則合金反強磁性層４
３、Ｃｏ、またはＣｏを含む合金、またはＣｏを含む化
合物よりなる第一の強磁性層４４、高スピン分極率を有
する第二の強磁性層４５、Ｎｉ、またはＮｉを含む合
金、またはＮｉを含む化合物よりなる第三の強磁性層４
６、トンネルバリア層４７を形成する。次にその上に第
四の上部強磁性層４８を積層し、強磁性トンネル接合の
基本構造を完成させる。なお、適当な交換バイアスを得
るために、バッファー層４２は二層以上でもよく、場合
によってはなくてもよい。
素子に関する第四の実施形態について、図面を参照して
説明する。図４に示すように、まず基板４０上に配線層
４１、バッファー層４２、Ｍｎ系規則合金反強磁性層４
３、Ｃｏ、またはＣｏを含む合金、またはＣｏを含む化
合物よりなる第一の強磁性層４４、高スピン分極率を有
する第二の強磁性層４５、Ｎｉ、またはＮｉを含む合
金、またはＮｉを含む化合物よりなる第三の強磁性層４
６、トンネルバリア層４７を形成する。次にその上に第
四の上部強磁性層４８を積層し、強磁性トンネル接合の
基本構造を完成させる。なお、適当な交換バイアスを得
るために、バッファー層４２は二層以上でもよく、場合
によってはなくてもよい。
【００３５】上記Ｍｎ系規則合金反強磁性層１６，２
３，３７，４３は、ＰｔＭｎ（白金−マンガン）、Ｐｔ
−Ｍｎ−Ｘ（ＸはＲｕ（ルテニウム）、Ｉｒ（イリジウ
ム）、Ｃｒ、Ｆｅ（鉄）、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｐｄ、Ｒｈ）、
ＰｄＭｎ、ＮｉＭｎのいずれかであることが望ましい。
３，３７，４３は、ＰｔＭｎ（白金−マンガン）、Ｐｔ
−Ｍｎ−Ｘ（ＸはＲｕ（ルテニウム）、Ｉｒ（イリジウ
ム）、Ｃｒ、Ｆｅ（鉄）、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｐｄ、Ｒｈ）、
ＰｄＭｎ、ＮｉＭｎのいずれかであることが望ましい。
【００３６】上記トンネルバリア層１３，２６，３３，
４７は電子がスピンの向きを保持してトンネルするもの
で、トンネルバリア層の形成には、非磁性体の金属層を
成膜した後に酸素を含むガスにより自然酸化する方法、
あるいは金属層を成膜した後に酸素を含むガスによりプ
ラズマ酸化して形成する方法、あるいは絶縁体を直接積
層する方法により形成することが望ましい。より具体的
には、前二者の方法の場合、Ａｌ、Ｍｇ、Ｔａあるいは
それらの元素よりなる合金などの金属層が適している。
後者の場合には、アルミナ、ＭｇＯ、Ｔａ2Ｏ5ターゲッ
トをスパッタ法、同時スパッタ法、あるいは蒸着法、同
時蒸着法により形成する方法が好ましい。また、トンネ
ルバリア層は、酸化物に限定されるものでなく、ＡｌＮ
等の窒化物であってもよい。
４７は電子がスピンの向きを保持してトンネルするもの
で、トンネルバリア層の形成には、非磁性体の金属層を
成膜した後に酸素を含むガスにより自然酸化する方法、
あるいは金属層を成膜した後に酸素を含むガスによりプ
ラズマ酸化して形成する方法、あるいは絶縁体を直接積
層する方法により形成することが望ましい。より具体的
には、前二者の方法の場合、Ａｌ、Ｍｇ、Ｔａあるいは
それらの元素よりなる合金などの金属層が適している。
後者の場合には、アルミナ、ＭｇＯ、Ｔａ2Ｏ5ターゲッ
トをスパッタ法、同時スパッタ法、あるいは蒸着法、同
時蒸着法により形成する方法が好ましい。また、トンネ
ルバリア層は、酸化物に限定されるものでなく、ＡｌＮ
等の窒化物であってもよい。
【００３７】上記Ｎｉ、またはＮｉを含む合金、または
Ｎｉを含む化合物１４，２５，３４，４６は、Ｎｉと遷
移金属などとの組み合わせで、より具体的には、Ｎｉx
Ｆｅ( 100-x)（但し、ｘの単位はａｔ．％である）など
が適当である。その組成範囲も、少なくともＮｉの組成
ｘは３５ａｔ．％以上が適当である。
Ｎｉを含む化合物１４，２５，３４，４６は、Ｎｉと遷
移金属などとの組み合わせで、より具体的には、Ｎｉx
Ｆｅ( 100-x)（但し、ｘの単位はａｔ．％である）など
が適当である。その組成範囲も、少なくともＮｉの組成
ｘは３５ａｔ．％以上が適当である。
【００３８】上記Ｎｉ、またはＮｉを含む合金、または
Ｎｉを含む化合物は、Ｎｉ−Ｆｅ−Ｘ（Ｘは、Ｂ、Ｂ
ｉ、Ｓｂ）などのように、Ｎｉ−Ｆｅ以外に適当な添加
元素を加えることも有効である。
Ｎｉを含む化合物は、Ｎｉ−Ｆｅ−Ｘ（Ｘは、Ｂ、Ｂ
ｉ、Ｓｂ）などのように、Ｎｉ−Ｆｅ以外に適当な添加
元素を加えることも有効である。
【００３９】上記Ｃｏ、またはＣｏを含む合金、または
Ｃｏを含む化合物１５，２４，３６，４４は、Ｃｏ−Ｘ
（Ｘは、Ｆｅ、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｐｔ、Ｍｎ）、より具体的
にはＣｏxＦｅ1-xなどが適当である。その組成範囲も、
少なくともＣｏの組成ｘは、１０ａｔ．％以上であるこ
とが望ましい。
Ｃｏを含む化合物１５，２４，３６，４４は、Ｃｏ−Ｘ
（Ｘは、Ｆｅ、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｐｔ、Ｍｎ）、より具体的
にはＣｏxＦｅ1-xなどが適当である。その組成範囲も、
少なくともＣｏの組成ｘは、１０ａｔ．％以上であるこ
とが望ましい。
【００４０】上記強磁性トンネル接合素子は、必要に応
じて適当な保護層をその最上部層として積層することが
望ましい。保護層としては、Ｔａ、Ｚｒ、Ｃｒ、Ｓｉ、
ＮｉＦｅ、などが適当である。
じて適当な保護層をその最上部層として積層することが
望ましい。保護層としては、Ｔａ、Ｚｒ、Ｃｒ、Ｓｉ、
ＮｉＦｅ、などが適当である。
【００４１】上記高スピン分極率強磁性層は、ＣｏxＦ
ｅ(100-x)（但し、１０＜ｘ＜９０）、Ｆｅ、ＮｉＭｎ
Ｓｂ、Ｌａ0.7Ｓｒ0.3ＭｎＯ3、ＣｒＯ2などが適当であ
る。
ｅ(100-x)（但し、１０＜ｘ＜９０）、Ｆｅ、ＮｉＭｎ
Ｓｂ、Ｌａ0.7Ｓｒ0.3ＭｎＯ3、ＣｒＯ2などが適当であ
る。
【００４２】また、配線層１１，２１，３１，４１に
は、電極層として、Ａｌ，Ｐｔ等を用いることができ
る。また、上記各実施形態による強磁性トンネル接合素
子を検出電極の間に挟んだ磁気センサとして、この磁気
センサを用いて磁気ヘッドを構成することができる。例
えば、ハードディスクの磁気ヘッドとして、磁気媒体か
ら数ｎｍ離間して磁気トラック上を走査することによ
り、磁気センサが磁界の変動を検出してこれを読み出し
信号として出力し、従来の再生用ＧＭＲ（Giant Magnet
oresistive）ヘッドからの代替えも可能である。また、
書き込みの場合には、複合磁気ヘッドとして書き込み用
のＴＭＲ（Tunneling Magnetoresistive）と共に用いる
ことができる。
は、電極層として、Ａｌ，Ｐｔ等を用いることができ
る。また、上記各実施形態による強磁性トンネル接合素
子を検出電極の間に挟んだ磁気センサとして、この磁気
センサを用いて磁気ヘッドを構成することができる。例
えば、ハードディスクの磁気ヘッドとして、磁気媒体か
ら数ｎｍ離間して磁気トラック上を走査することによ
り、磁気センサが磁界の変動を検出してこれを読み出し
信号として出力し、従来の再生用ＧＭＲ（Giant Magnet
oresistive）ヘッドからの代替えも可能である。また、
書き込みの場合には、複合磁気ヘッドとして書き込み用
のＴＭＲ（Tunneling Magnetoresistive）と共に用いる
ことができる。
【００４３】また、この強磁性トンネル接合素子を配線
層の電極層の間に挟んで、ランダムアクセスメモリとし
ての磁気メモリとすることもできる。基板上の配線層と
上部の電極層に網の目状にマトリクス配線して、一方を
アドレス用に、他方をデータ用にそのクロス点間の強磁
性トンネル接合素子が磁化・保磁することから、書き込
み、読み出しが可能となり、磁気メモリとして高集積化
することができる。
層の電極層の間に挟んで、ランダムアクセスメモリとし
ての磁気メモリとすることもできる。基板上の配線層と
上部の電極層に網の目状にマトリクス配線して、一方を
アドレス用に、他方をデータ用にそのクロス点間の強磁
性トンネル接合素子が磁化・保磁することから、書き込
み、読み出しが可能となり、磁気メモリとして高集積化
することができる。
【００４４】
【実施例】［第一の実施例］本発明の第一の実施例につ
いて図面を参照して詳細に説明する。図５に示すよう
に、熱酸化した２インチのＳｉウェハー５１上に強磁性
トンネル接合膜を作製した。成膜にはＤＣマグネトロン
スパッタを用いた。成膜時のチャンバー真空度は、１×
１０-7 Ｔｏｒｒ、スパッタＡｒ圧は１．５ ｍＴｏｒ
ｒであった。成膜時には、基板面内に磁場を印加した。
まず成膜室において１．５ ｎｍ厚のＴａシード層５
２、７０ ｎｍ厚のＣｕ配線層５３、その上に２０ ｎ
ｍ厚のＮｉ 81Ｆｅ19下部強磁性層５４、２ ｎｍ厚のＡ
ｌを積層する。次に真空に引かれた搬送路を経由して、
基板を酸化プロセス用の別チャンバーに搬送した。搬送
後、チャンバー内に純酸素を導入し、２００ Ｔｏｒｒ
の酸素圧で１時間保持し、Ａｌを自然酸化してトンネル
バリア５５を形成した。
いて図面を参照して詳細に説明する。図５に示すよう
に、熱酸化した２インチのＳｉウェハー５１上に強磁性
トンネル接合膜を作製した。成膜にはＤＣマグネトロン
スパッタを用いた。成膜時のチャンバー真空度は、１×
１０-7 Ｔｏｒｒ、スパッタＡｒ圧は１．５ ｍＴｏｒ
ｒであった。成膜時には、基板面内に磁場を印加した。
まず成膜室において１．５ ｎｍ厚のＴａシード層５
２、７０ ｎｍ厚のＣｕ配線層５３、その上に２０ ｎ
ｍ厚のＮｉ 81Ｆｅ19下部強磁性層５４、２ ｎｍ厚のＡ
ｌを積層する。次に真空に引かれた搬送路を経由して、
基板を酸化プロセス用の別チャンバーに搬送した。搬送
後、チャンバー内に純酸素を導入し、２００ Ｔｏｒｒ
の酸素圧で１時間保持し、Ａｌを自然酸化してトンネル
バリア５５を形成した。
【００４５】Ａｌ酸化時の温度は室温である。酸化後、
再び成膜室に基板を搬送し、２ ｎｍのＮｉ81Ｆｅ19層
５６、４ ｎｍのＣｏ90Ｆｅ10層５７、３０ ｎｍのＰ
ｔＭｎ層５８を積層し、最後に５ ｎｍのＴａ層５９の
酸化防止層を積層した。この試料をタイプＡとする。
再び成膜室に基板を搬送し、２ ｎｍのＮｉ81Ｆｅ19層
５６、４ ｎｍのＣｏ90Ｆｅ10層５７、３０ ｎｍのＰ
ｔＭｎ層５８を積層し、最後に５ ｎｍのＴａ層５９の
酸化防止層を積層した。この試料をタイプＡとする。
【００４６】［比較例１］次に比較のために作製した強
磁性トンネル接合の層構成を図６に示す。下部電極とト
ンネルバリアまでをタイプＡと同様の構成と実験条件で
形成した後（図６中６０１〜６０４）、１０ ｎｍのＮ
ｉ81Ｆｅ19層上部強磁性層６０５、３０ｎｍのＰｔＭｎ
層６０６を積層し、５ ｎｍ厚のＴａ酸化防止層６０７
を成膜したタイプＢの試料を準備した。この試料では、
ＰｔＭｎ層側にＣｏＦｅ層を含まない構成である。
磁性トンネル接合の層構成を図６に示す。下部電極とト
ンネルバリアまでをタイプＡと同様の構成と実験条件で
形成した後（図６中６０１〜６０４）、１０ ｎｍのＮ
ｉ81Ｆｅ19層上部強磁性層６０５、３０ｎｍのＰｔＭｎ
層６０６を積層し、５ ｎｍ厚のＴａ酸化防止層６０７
を成膜したタイプＢの試料を準備した。この試料では、
ＰｔＭｎ層側にＣｏＦｅ層を含まない構成である。
【００４７】さらに、下部電極とトンネルバリアまでを
タイプＡの試料と同様な構成と実験条件で形成した後
（図６中６１１〜６１４）、５ ｎｍのＣｏ90Ｆｅ10層
６１５、３０ ｎｍのＰｔＭｎ層６１６を積層し、５
ｎｍ厚のＴａ酸化防止層６１７を積層したタイプＣの試
料を準備した。この試料は、トンネルバリア上にＣｏＦ
ｅ層を直接積層した構成である。
タイプＡの試料と同様な構成と実験条件で形成した後
（図６中６１１〜６１４）、５ ｎｍのＣｏ90Ｆｅ10層
６１５、３０ ｎｍのＰｔＭｎ層６１６を積層し、５
ｎｍ厚のＴａ酸化防止層６１７を積層したタイプＣの試
料を準備した。この試料は、トンネルバリア上にＣｏＦ
ｅ層を直接積層した構成である。
【００４８】さらに比較のため、ＦｅＭｎを用いた以下
の接合を作製した。１．５ ｎｍ厚のＴａシード層６２
１、７０ ｎｍ厚のＣｕ配線層６２２、その上に３ ｎ
ｍ厚のＴａ層６２３と２ ｎｍのＮｉ81Ｆｅ19層６２４
よりなるバッファー層、次に１０ ｎｍ厚のＦｅＭｎ層
６２５、１０ ｎｍ厚のＮｉ81Ｆｅ19強磁性層６２６、
２ ｎｍのＡｌを積層して上記と同様の条件で酸化を行
い、トンネルバリア６２７を形成する。その上に２０
ｎｍのＮｉ81Ｆｅ19強磁性層６２８、５ ｎｍのＴａ酸
化防止層６２９を積層した。この試料をタイプＤとす
る。
の接合を作製した。１．５ ｎｍ厚のＴａシード層６２
１、７０ ｎｍ厚のＣｕ配線層６２２、その上に３ ｎ
ｍ厚のＴａ層６２３と２ ｎｍのＮｉ81Ｆｅ19層６２４
よりなるバッファー層、次に１０ ｎｍ厚のＦｅＭｎ層
６２５、１０ ｎｍ厚のＮｉ81Ｆｅ19強磁性層６２６、
２ ｎｍのＡｌを積層して上記と同様の条件で酸化を行
い、トンネルバリア６２７を形成する。その上に２０
ｎｍのＮｉ81Ｆｅ19強磁性層６２８、５ ｎｍのＴａ酸
化防止層６２９を積層した。この試料をタイプＤとす
る。
【００４９】また、ＦｅＭｎ側の強磁性層である１０
ｎｍのＮｉ81Ｆｅ19を、４ ｎｍのＣｏ90Ｆｅ10と、２
ｎｍのＮｉ81Ｆｅ19の二層で置き換えた構造（図６中
６３１〜６４０）を有する接合を作製し、タイプＥとし
た。
ｎｍのＮｉ81Ｆｅ19を、４ ｎｍのＣｏ90Ｆｅ10と、２
ｎｍのＮｉ81Ｆｅ19の二層で置き換えた構造（図６中
６３１〜６４０）を有する接合を作製し、タイプＥとし
た。
【００５０】ここで、タイプＡ〜Ｃに示したＰｔＭｎを
用いた成膜後の試料に対し、２７０℃、４時間の磁場中
熱処理を行うことにより、ＰｔＭｎを規則化させた。一
方、タイプＤ，Ｅに示したＦｅＭｎを用いた成膜後の試
料には熱処理を行わなかった。これは成膜直後でも交換
結合磁界が得られるためである。
用いた成膜後の試料に対し、２７０℃、４時間の磁場中
熱処理を行うことにより、ＰｔＭｎを規則化させた。一
方、タイプＤ，Ｅに示したＦｅＭｎを用いた成膜後の試
料には熱処理を行わなかった。これは成膜直後でも交換
結合磁界が得られるためである。
【００５１】これらのタイプＡ乃至タイプＥに示した膜
に対して、フォトリソグラフィーとイオンミリング技術
を用いることにより、接合素子形成の加工を行った。そ
の工程を図７に示す。ここで上部電極層７１はトンネル
バリア７２より上側の多層膜を示し、例えばタイプＡで
はＮｉ81Ｆｅ19層５６〜Ｔａ層５９が該当し、下部電極
層７３は、トンネルバリアより下側の多層膜、例えばタ
イプＡではＮｉ81Ｆｅ 19層５４〜Ｔａ層５２を指す。
に対して、フォトリソグラフィーとイオンミリング技術
を用いることにより、接合素子形成の加工を行った。そ
の工程を図７に示す。ここで上部電極層７１はトンネル
バリア７２より上側の多層膜を示し、例えばタイプＡで
はＮｉ81Ｆｅ19層５６〜Ｔａ層５９が該当し、下部電極
層７３は、トンネルバリアより下側の多層膜、例えばタ
イプＡではＮｉ81Ｆｅ 19層５４〜Ｔａ層５２を指す。
【００５２】まず、膜表面に下部電極形状のフォトレジ
ストパターン７４を形成し（図７（ａ））、基板７５表
面までの全層をミリングした（ｂ）。レジスト７４除去
後、下部電極上に２×２〜４０×４０ μｍ2サイズの
接合のレジストパターン７６を形成した（ｃ）。次に接
合形成のため、下部電極表面までのミリングを行った
（ｄ）。このレジスト７６を残した状態で層間絶縁膜の
アルミナ７７を蒸着する（ｅ）。次にリフトオフにより
レジスト７６を除去すると、接合部の膜表面が現れる
（ｆ）。この上に上部電極形状のレジストパターンを形
成し、露出した接合表面のＡｒプラズマによる逆スパッ
タクリーニングを行った後、Ａｌ上部電極層７８を蒸着
した。最後にリフトオフにより上部電極のレジストを除
去し、接合素子を完成した（ｇ）。この下部電極と上部
電極とを取り出して、磁気ヘッドを形成する。作製した
素子について、四端子法による室温での磁気抵抗測定を
行った。
ストパターン７４を形成し（図７（ａ））、基板７５表
面までの全層をミリングした（ｂ）。レジスト７４除去
後、下部電極上に２×２〜４０×４０ μｍ2サイズの
接合のレジストパターン７６を形成した（ｃ）。次に接
合形成のため、下部電極表面までのミリングを行った
（ｄ）。このレジスト７６を残した状態で層間絶縁膜の
アルミナ７７を蒸着する（ｅ）。次にリフトオフにより
レジスト７６を除去すると、接合部の膜表面が現れる
（ｆ）。この上に上部電極形状のレジストパターンを形
成し、露出した接合表面のＡｒプラズマによる逆スパッ
タクリーニングを行った後、Ａｌ上部電極層７８を蒸着
した。最後にリフトオフにより上部電極のレジストを除
去し、接合素子を完成した（ｇ）。この下部電極と上部
電極とを取り出して、磁気ヘッドを形成する。作製した
素子について、四端子法による室温での磁気抵抗測定を
行った。
【００５３】図８には、ＰｔＭｎを反強磁性体として用
いたタイプＡ乃至タイプＣの三つの試料についての磁場
に対する抵抗のヒステリシス曲線を示す。タイプＡの素
子が２１％、タイプＢの素子が４％、タイプＣの素子が
７％の磁気抵抗変化率を示した。これより明らかなよう
に、タイプＡで最も大きな磁気変化率が得られた。スピ
ン分極率の高い材料であるＣｏＦｅがトンネルバリア側
に面したタイプＣの素子では、磁気抵抗変化率が７％と
低く、ＣｏＦｅ本来の高分極率を反映した磁気抵抗変化
率は得られなかった。これはＣｏＦｅがＮｉＦｅに比較
して酸化されやすいために、熱処理による酸素の拡散に
よりＣｏＦｅが酸化され、スピン分極率が大きく低下し
たことが原因と考えられる。
いたタイプＡ乃至タイプＣの三つの試料についての磁場
に対する抵抗のヒステリシス曲線を示す。タイプＡの素
子が２１％、タイプＢの素子が４％、タイプＣの素子が
７％の磁気抵抗変化率を示した。これより明らかなよう
に、タイプＡで最も大きな磁気変化率が得られた。スピ
ン分極率の高い材料であるＣｏＦｅがトンネルバリア側
に面したタイプＣの素子では、磁気抵抗変化率が７％と
低く、ＣｏＦｅ本来の高分極率を反映した磁気抵抗変化
率は得られなかった。これはＣｏＦｅがＮｉＦｅに比較
して酸化されやすいために、熱処理による酸素の拡散に
よりＣｏＦｅが酸化され、スピン分極率が大きく低下し
たことが原因と考えられる。
【００５４】つぎに、タイプＤは、ＦｅＭｎを反強磁性
体として用いていることから、成膜直後から交換結合磁
界が得られる。従って熱処理による劣化のない理想的な
特性が実現しており、磁気抵抗変化率で１９％が得られ
た。しかしこの素子を２７０℃、５時間の条件で熱処理
したところ、その磁気抵抗変化率は４．５％まで低下し
た。また、タイプＥの接合では、成膜直後で１３％の磁
気抵抗率を示したが、熱処理後にはやはり５％まで低下
し、ＣｏＦｅの挿入効果はＦｅＭｎ反強磁性体を用いた
素子では観測されなかった。
体として用いていることから、成膜直後から交換結合磁
界が得られる。従って熱処理による劣化のない理想的な
特性が実現しており、磁気抵抗変化率で１９％が得られ
た。しかしこの素子を２７０℃、５時間の条件で熱処理
したところ、その磁気抵抗変化率は４．５％まで低下し
た。また、タイプＥの接合では、成膜直後で１３％の磁
気抵抗率を示したが、熱処理後にはやはり５％まで低下
し、ＣｏＦｅの挿入効果はＦｅＭｎ反強磁性体を用いた
素子では観測されなかった。
【００５５】以上のように、ＰｔＭｎ側にＣｏＦｅ合金
を配置し、かつ、バリア側にＮｉＦｅを配置すること
で、高温かつ長時間の熱処理を行っても、磁気抵抗特性
が劣化することのない強磁性トンネル接合素子を作製す
ることができた。このタイプＡと同様の構成を有する素
子で、固定層側のＮｉＦｅ、およびＣｏＦｅの膜厚を変
化させた接合の特性を調べたところ、ＮｉＦｅは０．２
〜２ ｎｍ、ＣｏＦｅは１〜１０ ｎｍの膜厚領域で２
０％を超える高い磁気抵抗変化率が得られた。
を配置し、かつ、バリア側にＮｉＦｅを配置すること
で、高温かつ長時間の熱処理を行っても、磁気抵抗特性
が劣化することのない強磁性トンネル接合素子を作製す
ることができた。このタイプＡと同様の構成を有する素
子で、固定層側のＮｉＦｅ、およびＣｏＦｅの膜厚を変
化させた接合の特性を調べたところ、ＮｉＦｅは０．２
〜２ ｎｍ、ＣｏＦｅは１〜１０ ｎｍの膜厚領域で２
０％を超える高い磁気抵抗変化率が得られた。
【００５６】一方、交換結合磁界の値は、タイプＡで２
６５ Ｏｅ、タイプＢで１５０ Ｏｅ、タイプＣで２７
０ Ｏｅであった。これらの交換結合磁界の値と、Ｎｉ
Ｆｅ、ＣｏＦｅそれぞれの飽和磁化（それぞれ、７８０
Ｇ、１５００ Ｇとした。）より計算した交換結合エ
ネルギーの値は、タイプＡで０．２０ ｍＪ／ｍ2、タ
イプＢで０．１２ ｍＪ／ｍ2、タイプＣで０．２０
ｍＪ／ｍ2となり、ＰｔＭｎとの界面にＣｏＦｅ層が面
した構造をもつ素子が非常に高い値を示した。
６５ Ｏｅ、タイプＢで１５０ Ｏｅ、タイプＣで２７
０ Ｏｅであった。これらの交換結合磁界の値と、Ｎｉ
Ｆｅ、ＣｏＦｅそれぞれの飽和磁化（それぞれ、７８０
Ｇ、１５００ Ｇとした。）より計算した交換結合エ
ネルギーの値は、タイプＡで０．２０ ｍＪ／ｍ2、タ
イプＢで０．１２ ｍＪ／ｍ2、タイプＣで０．２０
ｍＪ／ｍ2となり、ＰｔＭｎとの界面にＣｏＦｅ層が面
した構造をもつ素子が非常に高い値を示した。
【００５７】それに対し、ＦｅＭｎを用いた接合素子に
おいて、タイプＤとタイプＥを比較した結果、両タイプ
でほぼ同じ値０．１３ｍＪ／ｍ2が得られ、ＮｉＦｅと
ＦｅＭｎ、ＣｏＦｅとＦｅＭｎの間の交換結合エネルギ
ーに差異は見られなかった。
おいて、タイプＤとタイプＥを比較した結果、両タイプ
でほぼ同じ値０．１３ｍＪ／ｍ2が得られ、ＮｉＦｅと
ＦｅＭｎ、ＣｏＦｅとＦｅＭｎの間の交換結合エネルギ
ーに差異は見られなかった。
【００５８】なお、同様の効果は、他のＭｎ系規則合金
であるＮｉＭｎ、ＰｄＭｎ、ＰｄＰｔＭｎについても観
測された。
であるＮｉＭｎ、ＰｄＭｎ、ＰｄＰｔＭｎについても観
測された。
【００５９】［第二の実施例］本発明の第二の実施例に
ついて、図９を用いて説明する。本実施例では、ＲＦマ
グネトロンスパッタ成膜装置にて以下に示す手順で強磁
性トンネル接合素子を作製した。熱酸化シリコン基板９
１上に、１．５ ｎｍのＴａ層９２、７０ ｎｍのＣｕ
電極層９３、３０ ｎｍのＰｔＭｎ層９４、４ ｎｍの
Ｃｏ90Ｆｅ10層９５、２ ｎｍのＮｉ81Ｆｅ19層９６を
積層した。その上に２ ｎｍのＡｌを成膜し、真空下で
２０ Ｔｏｒｒの純酸素を導入し、１０分間保持して室
温での自然酸化を行い、トンネルバリア層９７を形成し
た。酸素を排気後、上部強磁性体の２０ ｎｍのＮｉ81
Ｆｅ19層９８、５ ｎｍのＴａ保護層９９を成膜した。
成膜後の素子を、２７０℃、５時間、３ ｋＯｅの磁場
中熱処理を行った。その後第１の実施例の図７に示した
ものと同様の方法で接合素子形状に加工した。
ついて、図９を用いて説明する。本実施例では、ＲＦマ
グネトロンスパッタ成膜装置にて以下に示す手順で強磁
性トンネル接合素子を作製した。熱酸化シリコン基板９
１上に、１．５ ｎｍのＴａ層９２、７０ ｎｍのＣｕ
電極層９３、３０ ｎｍのＰｔＭｎ層９４、４ ｎｍの
Ｃｏ90Ｆｅ10層９５、２ ｎｍのＮｉ81Ｆｅ19層９６を
積層した。その上に２ ｎｍのＡｌを成膜し、真空下で
２０ Ｔｏｒｒの純酸素を導入し、１０分間保持して室
温での自然酸化を行い、トンネルバリア層９７を形成し
た。酸素を排気後、上部強磁性体の２０ ｎｍのＮｉ81
Ｆｅ19層９８、５ ｎｍのＴａ保護層９９を成膜した。
成膜後の素子を、２７０℃、５時間、３ ｋＯｅの磁場
中熱処理を行った。その後第１の実施例の図７に示した
ものと同様の方法で接合素子形状に加工した。
【００６０】この素子では、ＰｔＭｎ層９４がトンネル
バリアの下側に位置する構成となっており、交換結合磁
界を印加される磁性層（Ｃｏ90Ｆｅ10（４ ｎｍ）／Ｎ
ｉ81Ｆｅ19（２ ｎｍ））が、ＰｔＭｎ層９４の上部に
積層される。この素子の磁気抵抗変化率は２９％で、第
１の実施例での素子に比べて大きな値を示した。交換結
合磁界の値は、３００ Ｏｅ程度であった。
バリアの下側に位置する構成となっており、交換結合磁
界を印加される磁性層（Ｃｏ90Ｆｅ10（４ ｎｍ）／Ｎ
ｉ81Ｆｅ19（２ ｎｍ））が、ＰｔＭｎ層９４の上部に
積層される。この素子の磁気抵抗変化率は２９％で、第
１の実施例での素子に比べて大きな値を示した。交換結
合磁界の値は、３００ Ｏｅ程度であった。
【００６１】［第三の実施例］次に本発明の第三の実施
例について、図１０を用いて説明する。以下の手順にて
強磁性トンネル接合を作製した。電子ビーム蒸着装置に
より、熱酸化シリコン基板１０１上に、シード層として
の２ ｎｍ厚のＺｒ１０２を成膜後、１００ｎｍのＰｔ
電極層１０３を積層し、２０ ｎｍのＮｉ81Ｆｅ19強磁
性層１０４を成膜する。次に、２ ｎｍのＡｌを積層し
た後、真空を破らずに５ ｍＴｏｒｒの純酸素をチャン
バー中に導入し、基板に４ ｍＷ／ｃｍ2のＲＦ電力を
印加することで酸素プラズマを生成した。３０秒間の酸
化を行い、トンネルバリア１０５を形成した。
例について、図１０を用いて説明する。以下の手順にて
強磁性トンネル接合を作製した。電子ビーム蒸着装置に
より、熱酸化シリコン基板１０１上に、シード層として
の２ ｎｍ厚のＺｒ１０２を成膜後、１００ｎｍのＰｔ
電極層１０３を積層し、２０ ｎｍのＮｉ81Ｆｅ19強磁
性層１０４を成膜する。次に、２ ｎｍのＡｌを積層し
た後、真空を破らずに５ ｍＴｏｒｒの純酸素をチャン
バー中に導入し、基板に４ ｍＷ／ｃｍ2のＲＦ電力を
印加することで酸素プラズマを生成した。３０秒間の酸
化を行い、トンネルバリア１０５を形成した。
【００６２】その後、上部電極としての１．５ ｎｍの
Ｎｉ層１０６を成膜し、続いて２ｎｍのＦｅ層１０７、
１ ｎｍのＣｏ層１０８、３０ ｎｍのＰｄＰｔＭｎ層
１０９を成膜した。最後に酸化防止層としての５ ｎｍ
厚のＴａ層１０１０を成膜した。
Ｎｉ層１０６を成膜し、続いて２ｎｍのＦｅ層１０７、
１ ｎｍのＣｏ層１０８、３０ ｎｍのＰｄＰｔＭｎ層
１０９を成膜した。最後に酸化防止層としての５ ｎｍ
厚のＴａ層１０１０を成膜した。
【００６３】一方、前述の積層構造において、２ ｎｍ
厚のＦｅをＣｒＯ2（Ｆｅのスピン分極率５５％よりも
高いスピン分極率を有する）に置き換えた構造を有する
接合素子を作製した。磁気抵抗変化率は、それぞれ３０
％、３５％を示し、中間層として高スピン分極率の材料
を配置することにより、磁気抵抗変化率が上昇した。同
様の磁気抵抗変化率の上昇は、中間層としてＦｅ（スピ
ン分極率５５％）よりも高いスピン分極率を有するＣｏ
40Ｆｅ60、ＮｉＭｎＳｂ、Ｌａ0.7Ｓｒ0.3ＭｎＯ3を用
いた接合についても観測された。
厚のＦｅをＣｒＯ2（Ｆｅのスピン分極率５５％よりも
高いスピン分極率を有する）に置き換えた構造を有する
接合素子を作製した。磁気抵抗変化率は、それぞれ３０
％、３５％を示し、中間層として高スピン分極率の材料
を配置することにより、磁気抵抗変化率が上昇した。同
様の磁気抵抗変化率の上昇は、中間層としてＦｅ（スピ
ン分極率５５％）よりも高いスピン分極率を有するＣｏ
40Ｆｅ60、ＮｉＭｎＳｂ、Ｌａ0.7Ｓｒ0.3ＭｎＯ3を用
いた接合についても観測された。
【００６４】また、中間層としてＦｅを用いた上記の強
磁性トンネル接合素子において、バリア上部に位置する
Ｎｉの膜厚を１．５ ｎｍから０．２ ｎｍまで連続的
に変化させたところ、０．５ ｎｍまで磁気抵抗比が増
加し、それ以降減少する挙動を示した。これは、０．５
ｎｍまでは、Ｎｉのスピン分極率がそれよりも高いス
ピン分極率を有するＦｅによる影響で、実効的なＮｉの
スピン分極率が本来の値よりも高くなっているためであ
り、それ以降の減少は熱処理によるＦｅ表面の酸化が原
因である。
磁性トンネル接合素子において、バリア上部に位置する
Ｎｉの膜厚を１．５ ｎｍから０．２ ｎｍまで連続的
に変化させたところ、０．５ ｎｍまで磁気抵抗比が増
加し、それ以降減少する挙動を示した。これは、０．５
ｎｍまでは、Ｎｉのスピン分極率がそれよりも高いス
ピン分極率を有するＦｅによる影響で、実効的なＮｉの
スピン分極率が本来の値よりも高くなっているためであ
り、それ以降の減少は熱処理によるＦｅ表面の酸化が原
因である。
【００６５】［第四の実施例］次に本発明の第四の実施
例について、図１１を用いて説明する。高周波ＲＦマグ
ネトロンスパッタ装置にて、以下の手順で成膜を行っ
た。
例について、図１１を用いて説明する。高周波ＲＦマグ
ネトロンスパッタ装置にて、以下の手順で成膜を行っ
た。
【００６６】コーニング７０５９のガラス基板１１１上
に、２ ｎｍのＴａ層１１２、５０ｎｍのＡｌ電極層１
１３を積層し、その上に２０ ｎｍのＮｉ81Ｆｅ19層１
１４を成膜した。次に１．５ ｎｍ厚のＡｌを積層し、
真空を破ることなく純酸素を導入して２００ Ｔｏｒ
ｒ、１時間の条件で酸化を行い、トンネルバリア層１１
５を形成した。その後、酸素を排気し、バックグラウン
ド（２×１０-9 Ｔｏｒｒ）に達した時点で１ ｎｍの
Ｎｉ40Ｆｅ60層１１６を成膜した。その後、基板を液体
窒素温度まで冷却し、４ ｎｍのＣｏＮｂＺｒ合金層１
１７を成膜した。基板が室温まで上昇するのを待って、
３０ ｎｍのＮｉＭｎ層１１８と、酸化防止層の５ ｎ
ｍのＴａ層１１９を順次成膜した。成膜後の基板を、２
７０℃、５時間で磁場中熱処理した。印加磁場は、３
ｋＯｅである。
に、２ ｎｍのＴａ層１１２、５０ｎｍのＡｌ電極層１
１３を積層し、その上に２０ ｎｍのＮｉ81Ｆｅ19層１
１４を成膜した。次に１．５ ｎｍ厚のＡｌを積層し、
真空を破ることなく純酸素を導入して２００ Ｔｏｒ
ｒ、１時間の条件で酸化を行い、トンネルバリア層１１
５を形成した。その後、酸素を排気し、バックグラウン
ド（２×１０-9 Ｔｏｒｒ）に達した時点で１ ｎｍの
Ｎｉ40Ｆｅ60層１１６を成膜した。その後、基板を液体
窒素温度まで冷却し、４ ｎｍのＣｏＮｂＺｒ合金層１
１７を成膜した。基板が室温まで上昇するのを待って、
３０ ｎｍのＮｉＭｎ層１１８と、酸化防止層の５ ｎ
ｍのＴａ層１１９を順次成膜した。成膜後の基板を、２
７０℃、５時間で磁場中熱処理した。印加磁場は、３
ｋＯｅである。
【００６７】作製した試料について第一の実施例の図７
に示したものと同様の手法で、接合素子形状に加工し
た。加工後の素子について磁気抵抗測定を行った結果、
磁気抵抗変化率にして２２％の高い値が得られた。この
ことにより、Ｍｎ系規則合金反強磁性層１１８とＮｉ40
Ｆｅ60層１１６の間にアモルファス層を挿入することに
よっても、熱処理による磁気抵抗変化率の低下を抑える
ことができることがわかる。なお、ＣｏＺｒＮｂ膜につ
いては、別種にＸ線回折実験により、成膜直後、熱処理
後でアモルファス状態であることを確認している。ま
た、このＣｏＺｒＮｂをＣｏＦｅＳｉＢアモルファス合
金に変えた接合素子も作製したが、同様に２０％を超え
る高い磁気抵抗変化率が得られた。
に示したものと同様の手法で、接合素子形状に加工し
た。加工後の素子について磁気抵抗測定を行った結果、
磁気抵抗変化率にして２２％の高い値が得られた。この
ことにより、Ｍｎ系規則合金反強磁性層１１８とＮｉ40
Ｆｅ60層１１６の間にアモルファス層を挿入することに
よっても、熱処理による磁気抵抗変化率の低下を抑える
ことができることがわかる。なお、ＣｏＺｒＮｂ膜につ
いては、別種にＸ線回折実験により、成膜直後、熱処理
後でアモルファス状態であることを確認している。ま
た、このＣｏＺｒＮｂをＣｏＦｅＳｉＢアモルファス合
金に変えた接合素子も作製したが、同様に２０％を超え
る高い磁気抵抗変化率が得られた。
【００６８】［第五の実施例］本発明の第五の実施例に
ついて、図１２を用いて説明する。本実施例では、ＤＣ
マグネトロンスパッタ成膜装置により、以下に示す手順
で強磁性トンネル接合素子を作製した。
ついて、図１２を用いて説明する。本実施例では、ＤＣ
マグネトロンスパッタ成膜装置により、以下に示す手順
で強磁性トンネル接合素子を作製した。
【００６９】熱酸化シリコン基板１２１上に、３ ｎｍ
のＴａ層１２２、７０ ｎｍのＰｔ電極層１２３、３０
ｎｍのＮｉＭｎ層１２４、４ ｎｍのＣｏ90Ｆｅ10層
１２５、２ ｎｍのＮｉＭｎＳｂ層１２６、１ ｎｍの
Ｎｉ50Ｆｅ50層１２７を積層した。その上に２ ｎｍの
Ａｌを成膜し、真空下で１００ Ｔｏｒｒの純酸素を導
入し、２０分間保持して室温での自然酸化を行い、トン
ネルバリア１２８を形成した。酸素を排気後、上部強磁
性体の２０ ｎｍのＮｉ81Ｆｅ19層１２９、５ｎｍのＴ
ａ保護層１２１０を成膜した。
のＴａ層１２２、７０ ｎｍのＰｔ電極層１２３、３０
ｎｍのＮｉＭｎ層１２４、４ ｎｍのＣｏ90Ｆｅ10層
１２５、２ ｎｍのＮｉＭｎＳｂ層１２６、１ ｎｍの
Ｎｉ50Ｆｅ50層１２７を積層した。その上に２ ｎｍの
Ａｌを成膜し、真空下で１００ Ｔｏｒｒの純酸素を導
入し、２０分間保持して室温での自然酸化を行い、トン
ネルバリア１２８を形成した。酸素を排気後、上部強磁
性体の２０ ｎｍのＮｉ81Ｆｅ19層１２９、５ｎｍのＴ
ａ保護層１２１０を成膜した。
【００７０】成膜後の素子を、２７０℃、５時間、３
ｋＯｅの磁場中熱処理を行った。その後、第１の実施例
の図７で説明したものと同様の方法で接合素子形状に加
工した。
ｋＯｅの磁場中熱処理を行った。その後、第１の実施例
の図７で説明したものと同様の方法で接合素子形状に加
工した。
【００７１】この素子では、ＮｉＭｎ層１２４がトンネ
ルバリア層１２８の下側に位置する構成となっており、
交換結合磁界を印加される磁性層（Ｃｏ90Ｆｅ10（４
ｎｍ）／ＮｉＭｎＳｂ（２ ｎｍ）／Ｎｉ50Ｆｅ50（１
ｎｍ））が、ＮｉＭｎ層１２４の上部に積層される。
この素子の磁気抵抗変化率は４０％で、非常に高い磁気
抵抗変化率を示した。交換結合磁界の値は、２００ Ｏ
ｅ程度であった。同様の高い磁気抵抗変化率はＣｒ
Ｏ2、Ｌａ0.7Ｓｒ0.3ＭｎＯ3を用いた接合についても観
測された。
ルバリア層１２８の下側に位置する構成となっており、
交換結合磁界を印加される磁性層（Ｃｏ90Ｆｅ10（４
ｎｍ）／ＮｉＭｎＳｂ（２ ｎｍ）／Ｎｉ50Ｆｅ50（１
ｎｍ））が、ＮｉＭｎ層１２４の上部に積層される。
この素子の磁気抵抗変化率は４０％で、非常に高い磁気
抵抗変化率を示した。交換結合磁界の値は、２００ Ｏ
ｅ程度であった。同様の高い磁気抵抗変化率はＣｒ
Ｏ2、Ｌａ0.7Ｓｒ0.3ＭｎＯ3を用いた接合についても観
測された。
【００７２】
【発明の効果】以上詳述したように、Ｍｎ系規則合金を
反強磁性体として用いる場合には、熱処理を必要とする
ため、従来強磁性トンネル接合の技術分野で一般的な認
識となっている、「高スピン分極率材料をトンネルバリ
ア側に配置する構成」は必ずしも効果的ではない。それ
は、高スピン分極率材料であるＦｅ、Ｃｏ系の材料は比
較的酸化されやすく（酸化物生成エンタルピーが大き
い、酸化速度が大きい）、その本来のスピン分極率を失
いやすいからである。
反強磁性体として用いる場合には、熱処理を必要とする
ため、従来強磁性トンネル接合の技術分野で一般的な認
識となっている、「高スピン分極率材料をトンネルバリ
ア側に配置する構成」は必ずしも効果的ではない。それ
は、高スピン分極率材料であるＦｅ、Ｃｏ系の材料は比
較的酸化されやすく（酸化物生成エンタルピーが大き
い、酸化速度が大きい）、その本来のスピン分極率を失
いやすいからである。
【００７３】これに対し、本発明の強磁性トンネル接合
素子及び磁気ヘッドと磁気メモリによれば、Ｆｅ、Ｃｏ
系の強磁性体に比べ、より酸化されにくいＮｉ系の強磁
性体をトンネルバリア側に配置し、なおかつＭｎの拡散
を抑制する効果を有するＣｏ、またはＣｏを含む合金、
または化合物をＭｎ系規則合金反強磁性体側に配置する
と、耐熱性を大幅に向上させることが可能となる。
素子及び磁気ヘッドと磁気メモリによれば、Ｆｅ、Ｃｏ
系の強磁性体に比べ、より酸化されにくいＮｉ系の強磁
性体をトンネルバリア側に配置し、なおかつＭｎの拡散
を抑制する効果を有するＣｏ、またはＣｏを含む合金、
または化合物をＭｎ系規則合金反強磁性体側に配置する
と、耐熱性を大幅に向上させることが可能となる。
【００７４】また、Ｎｉまたは、Ｎｉを含む合金、また
はＮｉを含む化合物等の耐酸化性に優れた強磁性層をト
ンネルバリア側に配置し、それに隣接して高スピン分極
率材料を配置すると、ＮｉあるいはＮｉ含有合金層中に
本来のスピン分極率以上の分極率を誘起することがで
き、より高い磁気抵抗変化率を得ることが可能である。
はＮｉを含む化合物等の耐酸化性に優れた強磁性層をト
ンネルバリア側に配置し、それに隣接して高スピン分極
率材料を配置すると、ＮｉあるいはＮｉ含有合金層中に
本来のスピン分極率以上の分極率を誘起することがで
き、より高い磁気抵抗変化率を得ることが可能である。
【００７５】以上により、Ｍｎ系規則合金を規則化する
際に必要となる高温の熱処理によっても、強磁性トンネ
ル接合の磁気抵抗変化率を低下させることなく、素子を
作製することが可能となる。なおかつ結果として、Ｃｏ
あるいは、Ｃｏを含む合金とＭｎ系規則合金との間の効
果的な交換相互作用により、より大きな交換結合磁界を
も同時に得ることが可能である。
際に必要となる高温の熱処理によっても、強磁性トンネ
ル接合の磁気抵抗変化率を低下させることなく、素子を
作製することが可能となる。なおかつ結果として、Ｃｏ
あるいは、Ｃｏを含む合金とＭｎ系規則合金との間の効
果的な交換相互作用により、より大きな交換結合磁界を
も同時に得ることが可能である。
【図１】本発明の第一の実施形態における、強磁性トン
ネル接合素子の基本構造を示す図である。
ネル接合素子の基本構造を示す図である。
【図２】本発明の第二の実施形態における、強磁性トン
ネル接合素子の基本構造を示す図である。
ネル接合素子の基本構造を示す図である。
【図３】本発明の第三の実施形態における、強磁性トン
ネル接合素子の基本構造を示す図である。
ネル接合素子の基本構造を示す図である。
【図４】本発明の第四の実施形態における、強磁性トン
ネル接合素子の基本構造を示す図である。
ネル接合素子の基本構造を示す図である。
【図５】本発明の第一の実施例における、強磁性トンネ
ル接合素子の基本構造を示す図である。
ル接合素子の基本構造を示す図である。
【図６】本発明の第一の実施例における、強磁性トンネ
ル接合素子の基本構造を示す図である。
ル接合素子の基本構造を示す図である。
【図７】本発明の第一の実施例における、強磁性トンネ
ル接合素子の作製プロセスを示す図である。
ル接合素子の作製プロセスを示す図である。
【図８】本発明の第一の実施例における、強磁性トンネ
ル接合素子の磁気抵抗曲線を示す図である。
ル接合素子の磁気抵抗曲線を示す図である。
【図９】本発明の第二の実施例における、強磁性トンネ
ル接合素子の基本構造を示す図である。
ル接合素子の基本構造を示す図である。
【図１０】本発明の第三の実施例における、強磁性トン
ネル接合素子の基本構造を示す図である。
ネル接合素子の基本構造を示す図である。
【図１１】本発明の第四の実施例における、強磁性トン
ネル接合素子の基本構造を示す図である。
ネル接合素子の基本構造を示す図である。
【図１２】本発明の第五の実施例における、強磁性トン
ネル接合素子の基本構造を示す図である。
ネル接合素子の基本構造を示す図である。
【符号の説明】
１０ 基板
１１ 配線層
１２ 第一の強磁性層
１３ トンネルバリア層
１４ 第二の強磁性層
１５ 第三の強磁性層
１６ Ｍｎ系規則合金反強磁性層
２０ 基板
２１ 配線層
２２ バッファー層
２３ Ｍｎ系規則合金反強磁性層
２４ 第一の強磁性層
２５ 第二の強磁性層
２６ トンネルバリア層
２７ 第三の上部強磁性層
３０ 基板
３１ 配線層
３２ 第一の強磁性層
３３ トンネルバリア層
３４ 第二の強磁性層
３５ 第三の強磁性体膜
３６ 第四の強磁性層
３７ Ｍｎ系規則合金反強磁性層
４０ 基板
４１ 配線層
４２ バッファー層
４３ Ｍｎ系規則合金反強磁性層
４４ 第一の強磁性層
４５ 第二の強磁性層
４６ 第三の強磁性層
４７ トンネルバリア層
４８ 第四の上部強磁性層
─────────────────────────────────────────────────────
フロントページの続き
(72)発明者 柘植 久尚
東京都港区芝五丁目７番１号 日本電気
株式会社内
(56)参考文献 特開 平11−161919（ＪＰ，Ａ)
特開 平11−168249（ＪＰ，Ａ)
特開 平９−231525（ＪＰ，Ａ)
特開 平８−204253（ＪＰ，Ａ)
特開 平11−134620（ＪＰ，Ａ)
特開 平11−135857（ＪＰ，Ａ)
特開 平９−106514（ＪＰ，Ａ)
(58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名)
H01L 43/08
G01R 33/09
G11B 5/39
Claims (9)
- 【請求項１】 強磁性層間にトンネルバリア層を挟み、
一方の強磁性層の外側にＭｎ系規則合金の反強磁性層を
配置した強磁性トンネル接合素子において、 前記Ｍｎ系規則合金の反強磁性層側に位置する強磁性層
（固定層）が、少なくとも二層以上の強磁性体の多層膜
よりなり、 前記Ｍｎ系規則合金の反強磁性層と接した前記強磁性体
膜がＣｏ、またはＣｏを含む合金、またはＣｏを含む化
合物であり、前記トンネルバリア層と接した前記強磁性
体膜がＮｉ、またはＮｉを含む合金、またはＮｉを含む
化合物であることを特徴とする強磁性トンネル接合素
子。 - 【請求項２】 前記Ｍｎ系規則合金は、ＰｔＭｎ、Ｐｔ
−Ｍｎ−Ｘ（ＸはＲｕ、Ｉｒ、Ｃｒ、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎ
ｉ、Ｐｄ、Ｒｈ）、あるいは、ＰｄＭｎ、ＮｉＭｎであ
ることを特徴とする請求項１に記載の強磁性トンネル接
合素子。 - 【請求項３】 前記Ｃｏを含む合金、またはＣｏを含む
化合物はＣｏＦｅであり、前記Ｎｉを含む合金、または
Ｎｉを含む化合物は、ＮｉＦｅであることを特徴とする
請求項１又は２に記載の強磁性トンネル接合素子。 - 【請求項４】 前記Ｍｎ系規則合金の反強磁性層側に位
置する前記強磁性層が、少なくとも三層以上の多層膜よ
りなり、その中で前記Ｍｎ系規則合金の反強磁性層と接
した前記強磁性体膜がＣｏ、またはＣｏを含む合金、ま
たはＣｏを含む化合物であり、前記トンネルバリア層と
接する側の前記強磁性体膜がＮｉ、またはＮｉを含む合
金、またはＮｉを含む化合物よりなり、中間の前記強磁
性体の多層膜に、それら二つの前記強磁性体膜よりも高
いスピン分極率を有する強磁性体を少なくとも一つ以上
含むことを特徴とする請求項１に記載の強磁性トンネル
接合素子。 - 【請求項５】 前記Ｍｎ系規則合金は、ＰｔＭｎ、Ｐｔ
−Ｍｎ−Ｘ（ＸはＲｕ、Ｉｒ、Ｃｒ、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎ
ｉ、Ｐｄ、Ｒｈ）、あるいは、ＰｄＭｎ、あるいはＮｉ
Ｍｎであることを特徴とする請求項４に記載の強磁性ト
ンネル接合素子。 - 【請求項６】 前記高いスピン分極率を有する強磁性体
は、Ｆｅ、またはＣｏｘＦｅ（１−ｘ）（但し、０＜ｘ
＜１）合金であることを特徴とする請求項４に記載の強
磁性トンネル接合素子。 - 【請求項７】 前記高いスピン分極率を有する強磁性体
は、前記スピン分極率が５５％以上であることを特徴と
する請求項４に記載の強磁性トンネル接合素子。 - 【請求項８】 基板上に配線層を形成した上部に強磁性
層間にトンネルバリア層を挟み、一方の強磁性層の外側
にＭｎ系規則合金の反強磁性層を配置した強磁性トンネ
ル接合素子を有する磁気ヘッドにおいて、 前記Ｍｎ系規則合金の反強磁性層側に位置する強磁性層
（固定層）が、少なくとも二層以上の強磁性体の多層膜
よりなり、 前記Ｍｎ系規則合金の反強磁性層と接した前記強磁性体
膜がＣｏ、またはＣｏを含む合金、またはＣｏを含む化
合物であり、前記トンネルバリア層と接した前記強磁性
体膜がＮｉ、またはＮｉを含む合金、またはＮｉを含む
化合物であり、前記強磁性トンネル接合素子上に上部電
極を具備したことを特徴とする磁気ヘッド。 - 【請求項９】 基板上に配線層を形成した上部に、強磁
性層間にトンネルバリア層を挟んで、一方の強磁性層の
外側にＭｎ系規則合金の反強磁性層を配置した強磁性ト
ンネル接合素子を有する磁気メモリにおいて、 前記Ｍｎ系規則合金の反強磁性層側に位置する強磁性層
（固定層）が、少なくとも二層以上の強磁性体膜の多層
膜よりなり、 前記Ｍｎ系規則合金の反強磁性層と接した前記強磁性体
膜がＣｏ、またはＣｏを含む合金、またはＣｏを含む化
合物であり、前記トンネルバリア層と接した前記強磁性
体膜がＮｉ、またはＮｉを含む合金、またはＮｉを含む
化合物であり、前記強磁性トンネル接合素子上に上部電
極を具備したことを特徴とする磁気メモリ。
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Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP23872699A JP3473016B2 (ja) | 1999-08-25 | 1999-08-25 | 強磁性トンネル接合素子と磁気ヘッドと磁気メモリ |
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| JP3473016B2 true JP3473016B2 (ja) | 2003-12-02 |
Family
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Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
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-
1999
- 1999-08-25 JP JP23872699A patent/JP3473016B2/ja not_active Expired - Fee Related
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