JP3550524B2 - Magnetoresistive element and magnetic memory using the same - Google Patents
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Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は垂直磁気異方性を有する磁性層を用いた磁気抵抗効果素子および該素子を用いた磁気メモリに関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
磁性層と非磁性層を積層して得られる巨大磁気抵抗効果（ＧＭＲ）素子やトンネル磁気抵抗効果（ＴＭＲ）素子は従来の異方性磁気抵抗効果（ＡＭＲ）素子と比較して大きな磁気抵抗変化率を有することから、磁気センサーとして高い性能が期待できる。ＧＭＲ素子については既にハードディスクドライブ（ＨＤＤ）の再生用磁気ヘッドとして実用化されている。一方、ＴＭＲ素子はＧＭＲ素子よりも更に高い磁気抵抗変化率を有することから、磁気ヘッドのみならず、磁気メモリへの応用も考えられている。
【０００３】
従来のＴＭＲ素子の基本的な構成例として、特開平９―１０６５１４号公報に開示されている例を図７に示す。ＴＭＲ素子は、第１の磁性層７１、絶縁層７２、第２の磁性層７３、反強磁性層７４を積層したものである。ここで、第１の磁性層７１および第２の磁性層７３は、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉ、或はこれらの合金からなり、反強磁性層７４は、ＦｅＭｎ，ＮｉＭｎ等であり、絶縁層７２はＡｌ２Ｏ３である。
【０００４】
また、図７の絶縁層７２をＣｕ等の導電性を有する非磁性層に置き換えるとＧＭＲ素子となる。
【０００５】
従来のＧＭＲ素子およびＴＭＲ素子では、磁性層部分の磁化が面内方向であるため、狭トラック幅の磁気ヘッドや高集積化磁気メモリのように素子寸法が微細化すると、端部磁極で生じる反磁界の影響を強く受けるようになる。このため磁性層の磁化方向が不安定となり、均一な磁化を維持することが困難になり、磁気ヘッドおよび磁気メモリの動作不良を発生させることになる。
【０００６】
この欠点の解決方法として、垂直磁気異方性を有する磁性層を用いた磁気抵抗効果素子が特開平１１―２１３６５０号公報に開示されている。該特許の素子構造を図８に示す。磁気抵抗効果素子は、低い保磁力を有する垂直磁化膜からなる第１の磁性層８１と、高い保磁力を有する垂直磁化膜からなる第２の磁性層８３の間に非磁性層８２が挟まれた構造をしている。なお、第１の磁性層および第２の磁性層には希土類−遷移元素合金のフェリ磁性膜、ガーネット膜、ＰｔＣｏ、ＰｄＣｏなどが用いられている。
【０００７】
この場合、端部磁極は磁性膜表面に生じることから、素子の微細化に伴う反磁界の増加は抑えられる。従って、磁性膜の垂直磁気異方性エネルギーが、磁性膜表面に生じる端部磁極による反磁界エネルギーよりも十分大きければ、素子の寸法に関係なく磁化を垂直方向に安定化させることができる。
【０００８】
【発明が解決しようとする課題】
しかしながら、上記磁気抵抗効果素子を磁気メモリ、或いは磁気ヘッドとして用いる場合、磁気抵抗変化率が小さいという問題がある。例えば、日本応用磁気学会誌Ｖｏｌ．２３ｐ．１８２６（１９９９）によると、ＴＭＲ素子を磁気メモリとして用いるにあたり、現在主流の半導体メモリと同程度の信号電圧、アクセス時間などを実現するには、上記ＴＭＲ素子の磁気抵抗変化率は３０％以上必要であると見積もられている。一方、日本応用磁気学会セミナ“スピン依存伝導現象の基礎と応用”予稿集、ｐ．３９（１９９９）によると、ＴＭＲ素子を磁気ヘッドとして用いる場合、ＴＭＲ素子の磁気抵抗変化率は２０〜３０％必要であると見積もられている。
【０００９】
垂直磁気異方性を有するＴＭＲ素子について、現在までに報告されている磁気抵抗変化率はいずれも２０％以下であることから、磁気メモリ或いは磁気ヘッドとして用いるには低すぎて、十分な特性を発揮することができない。
【００１０】
磁性層部分の磁化が面内方向である従来の構造のＴＭＲ素子については、例えば特開平１１−１３５８５７号公報で示されているように、磁性層と絶縁層の間に高分極率膜を挿入することにより、磁気抵抗変化率を改善できることが示されている。しかしながら、上記の高分極率膜は面内磁気異方性を有していることから、垂直磁気異方性を有するＴＭＲ素子に適用することは困難である。
【００１１】
そこで、本発明は上記課題を考慮し、垂直磁気異方性を有するＴＭＲ素子においても、磁気抵抗変化率が大きく、安定した出力を得ることのできる磁気抵抗効果素子、並びに磁気メモリを提供することを目的とする。
【００１２】
【課題を解決するための手段】
本発明の第１発明は、少なくとも第１の磁性層、非磁性層、第２の磁性層で構成され、該第１及び第２の磁性層が垂直磁気異方性を有する磁気抵抗効果素子において、該第１或いは第２の磁性層と非磁性層との間に薄い高分極率層が挿入され、前記第１或いは第２の磁性層と高分極率層との間に導電性非磁性層が挿入されていることを特徴とする。
【００１３】
また、第２発明は、第１発明において、前記高分極率層は鉄族遷移金属あるいはそれらの合金からなることを特徴とする。
【００１４】
また、第３発明は、第１発明において、前記高分極率層はハーフメタルからなることを特徴とする。
【００１５】
また、第４発明は、第１乃至第３発明のいずれか一つにおいて、前記第１或いは第２の磁性層が希土類−遷移金属非晶質合金膜からなることを特徴とする。
【００１６】
また、第５発明は、第４発明において、前記第１或いは第２の磁性層が室温付近に補償点を有する希土類−遷移金属非晶質合金膜からなることを特徴とする。
【００１７】
また、第６発明は、第１乃至第３発明のいずれか一つにおいて、前記非磁性層が絶縁体からなることを特徴とする。
【００１８】
また、第７発明は、第６発明において、前記絶縁体は窒化膜あるいはダイヤモンド共有結合を有する絶縁膜からなることを特徴とする。
【００１９】
また、第８発明は、第１乃至第３発明のいずれか一つにおいて、前記非磁性層が導電体からなることを特徴とする。
【００２０】
さらにまた、第９発明は、上記のいずれかの発明を用いて磁気メモリを構成することを特徴とする。
【００２１】
【発明の実施の形態】
以下、図をもとに本発明の実施例について詳細に説明する。
【００２２】
図１に本発明の参考例である磁気抵抗効果素子の概略構成図を示す。本参考例の磁気抵抗効果素子は、第１の磁性層１１、高分極率層１２、非磁性層１３、高分極率層１４、第２の磁性層１５で構成される。第１の磁性層１１及び第２の磁性層１５は、いずれも垂直磁化膜からなる。一方、高分極率層１２、１４はスピン分極率の大きな材料で構成される。
【００２３】
第１の磁性層１１をメモリ層とすると、第１の磁性層１１は書込み磁界により書換えできる程度に保磁力Ｈｃが低く、かつ垂直磁化を保持できる大きさの垂直磁気異方性エネルギーを有している必要がある。一方、第２の磁性層１５は第１の磁性層１１への書込み磁界で書換えられないように保磁力Ｈｃが大きく、かつ垂直磁化を保持できる大きさの垂直磁気異方性エネルギーを有している必要があり、さらに、第１の磁性層１１への影響が小さくなるように、飽和磁化Ｍｓが小さいものが望ましい。
【００２４】
そこで、第１の磁性層１１の材料について考察する。
【００２５】
まず、ＣｏＣｒ系合金を例に結晶質の材料について考察する。日本応用磁気学会誌 Ｖｏｌ．２４、Ｎｏ．１、ｐｐ．２５−３３（２０００）には、ＣｏＣｒ系合金としてＣｏＣｒＴａ単層膜の保磁力及び垂直磁気異方性エネルギーのＴａ組成依存性（Ｔａ組成：０〜１０ａｔ．％）が示されている。これによると、上記組成範囲内では、ＣｏＣｒＴａ膜は垂直磁気異方性を維持しているが、保磁力Ｈｃの大きさは、約８００〜２４００Ｏｅと大きな値を示している。
【００２６】
また、垂直磁気異方性エネルギーと保磁力との傾向は似かより、垂直磁気異方性エネルギーが増大すると、保磁力も増大する傾向にある。一方、保磁力を小さくすると、垂直磁気異方性エネルギーも小さくなってしまう。
【００２７】
次に、ＴｂＣｏ合金を例に重希土類を含む希土類（ＲＥ）−遷移金属（ＴＭ）非晶質合金について考察する。日本応用磁気学会誌 Ｖｏｌ．１０、Ｎｏ．２、ｐｐ．１７９−１８２（１９９６）には、ＴｂＣｏ単層膜の保磁力及び垂直磁気異方性エネルギーのＴｂ組成依存性が示されている。これによると、ＴｂＣｏ合金が垂直磁気異方性を維持するＴｂ組成は１３〜３１原子％であるが、このＴｂ組成範囲での保磁力は３ｋＯｅ以上と大きなものとなってしまう。
【００２８】
上記のように、ＴｂＣｏ或はＣｏＣｒといった結晶質合金或いは重希土類を含むＲＥ−ＴＭ非晶質合金の垂直磁化膜では、本発明のメモリ層として適当な垂直磁気異方性エネルギーを維持するためには保磁力が大きくなってしまう。一方、所望の保磁力に到達させるためには垂直磁気異方性エネルギーも低下させることになってしまい、垂直磁磁化膜を実現することができない。
【００２９】
次に、ＰｒＣｏ非晶質合金やＴｂＰｒＣｏ非晶質合金を例に軽希土類を含むＲＥ−ＴＭ非晶質合金について考察する。図２にＰｒＣｏ非晶質合金膜の保磁力Ｈｃの組成依存性を示す。ＰｒＣｏ非晶質合金膜の保磁力ＨｃはＰｒ組成にほとんど依存せず、１００Ｏｅ程度であり、これは磁気メモリでの記録電流磁界で十分反転可能な値である。図３にＰｒＣｏ非晶質合金膜の垂直磁気異方性エネルギーＫ⊥のＰｒ組成依存性を示す。垂直磁気異方性エネルギーＫ⊥はＰｒＣｏ非晶質合金膜が有する固有の垂直磁気異方性エネルギーＫｕから反磁界エネルギー２πＭｓ２を引いた値であり、垂直磁気異方性エネルギーＫ⊥が正の値を取る時ＰｒＣｏ非晶質合金膜の磁化は垂直方向が安定となる。従って、Ｐｒ組成が約２０原子％以上では垂直磁化膜となり、特にＰｒ組成が約２０〜３０原子％の範囲では大きな垂直磁気異方性エネルギーＫ⊥の値が得られ、安定した垂直磁化膜となることがわかる。
【００３０】
図４にＴｂＰｒＣｏ非晶質合金膜の保磁力Ｈｃの希土類元素（ＲＥ）組成依存性を示す。また、図５にＴｂＰｒＣｏ非晶質合金膜の垂直磁気異方性エネルギーＫ⊥のＲＥ組成依存性を示す。なお、ＲＥ内のＴｂとＰｒの相対組成比はＴｂ：Ｐｒ＝１：１近傍である。第１の磁性層１１としては磁気メモリでの記録電流磁界で十分反転可能な保磁力Ｈｃであることを必要とするため、ＲＥ組成は図４から１５原子％以下或いは３５原子％以上となる。一方、垂直磁気異方性エネルギーＫ⊥は図５で示されている組成範囲ではいずれも正の値を示しており、特にＲＥ組成が１０〜３０原子％の範囲で安定した垂直磁化膜となることが分かる。
【００３１】
したがって、第１の磁性層１１に適する材料としては、少なくとも希土類としてＰｒ等の軽希土類を含有する二元合金（ＰｒＦｅ、ＰｒＣｏなど）、或いは三元合金（ＰｒＧｄＦｅ、ＰｒＧｄＣｏ、ＰｒＴｂＦｅ、ＰｒＴｂＣｏ、ＰｒＦｅＣｏなど）があげられる。
【００３２】
一方、重希土類を含むと保磁力が大きくなることが知られているので、第２の磁性層１５に適する材料としては、希土類として主としてＴｂ、Ｇｄ等の重希土類を含有する二元合金（ＴｂＦｅ、ＴｂＣｏ、ＧｄＦｅ、ＧｄＣｏなど）、或いは三元合金（ＧｄＴｂＦｅ、ＧｄＴｂＣｏ、ＴｂＦｅＣｏなど）があげられる。
【００３３】
特に、初期化には電磁石等の磁界発生装置を使用できることから、安定性を考慮すると、第２の磁性層１５の保磁力Ｈｃと垂直磁気異方性エネルギーＫ⊥はいずれも大きい方が望ましい。従って、ＴｂＰｒＣｏ非晶質合金膜を用いる場合には、図４および図５からＲＥ組成が１８〜３２原子％のものが好ましいことが分かる。
【００３４】
なお、第２の磁性層１５として、補償点近傍組成となるＲＥ−ＴＭ非晶質合金膜を選択すると、飽和磁化Ｍｓはほとんど消失し、第１の磁性層１１への影響を回避することができる。また、磁気抗効果素子を磁気メモリに応用する場合、第２の磁性層１５として補償点近傍組成を選択していることから、保磁力Ｈｃが非常に大きくなるが、キュリー点近傍まで加熱しながら磁界を印可することにより、容易に初期化することができる。
【００３５】
上記参考例では、第２の磁性層１５としてＲＥ−ＴＭ非晶質合金膜を使用したが、第２の磁性層１５としてはそれ以外に、ＣｏＣｒ、ＣｏＰｔ等の垂直磁気異方性を有する結晶質合金膜を使用することも可能である。
【００３６】
高分極率層１２、１４としては、スピン分極率の大きな材料が望まれる。日本応用磁気学会誌Ｖｏｌ．２３、Ｎｏ．１２、ｐｐ．２１０３−２１１０（１９９９）によると、スピン分極率の大きな材料としてＣｏ、Ｆｅ、Ｎｉなどの鉄族遷移金属及びこれらの合金やＮｉＭｎＳｂ、Ｌａ０．７Ｓｒ０．３ＭｎＯ３、ＣｒＯ２などのハーフメタルが挙げられている。これらの材料のスピン分極率は、いずれも５０％に近いものから９０％のものまでという大きな値を示す。
【００３７】
非磁性層１３としては、従来のＧＭＲ素子で使用されているＣｕ等の導電性を有する非磁性層を用いることも、従来のＴＭＲ素子で使用されているＡｌ２Ｏ３膜等の絶縁性の非磁性層を用いることもできる。
【００３８】
しかしながら、非磁性層として酸化膜を使用すると、磁性層に使用している希土類金属が酸化される危険性があることから、絶縁性の非磁性層としては、ＡｌＮ、ＢＮ等のような窒化膜、或いはＳｉ、ダイヤモンド、ＤＬＣ（ダイヤモンド・ライク・カーボン）等のような共有結合を有する絶縁膜を用いるのがよい。
【００３９】
第１の磁性層１１および第２の磁性層１５は、磁性層の膜厚が薄くなりすぎると熱的エネルギーによる影響で超常磁性化するため、磁性層の膜厚は５０Å以上必要であり、膜厚が厚すぎると微細な素子を加工することが困難となるため、磁性層の膜厚は５０００Å以下が望ましい。
【００４０】
高分極率層１２、１４として鉄族遷移金属或いはこれらの合金を用いた場合、単独では面内磁気異方性を有する可能性が高い。しかしながら、それぞれ第１の磁性層１１あるいは第２の磁性層１５と直接交換相互作用により結合していることから、十分膜厚を薄く設定することにより、垂直磁化を維持することができる。また、上記のようにメモリ層を第１の磁性層１１とすると、第１の磁性層１１に隣接する高分極率層１２は、メモリ層の磁化反転に伴い磁化反転しなければならないため、第１の磁性層と同程度のＨｃを有しているのが望ましい。一方、固定層となる第２の磁性層１５に隣接する高分極率層１４は、第２磁性層と同様、外部磁界により磁化反転しない程度の保磁力を有していることが望ましい。
【００４１】
一方、高分極率層１２、１４としてハーフメタルを用いた場合、鉄族遷移金属に比して素子抵抗が高くなる。磁気ヘッド或いは磁気メモリへの応用を考慮すると、熱雑音の点から素子抵抗はできる限り低い方が望ましい。したがって、高分極率層１２、１４としてのハーフメタルの膜厚は数Å〜数十Åの間に設定するのが望ましい。
【００４２】
また、非磁性層の膜厚は、ＴＭＲ素子の場合には、膜厚が５Å以下であると磁性層間で電気的にショートしてしまう可能性があり、膜厚が３０Å以上である場合、電子のトンネル現象が起きにくくなってしまうため、５Å以上３０Å以下がよい。一方、ＧＭＲ素子では、膜厚が厚くなると磁気抵抗変化率が低下するため、５０Å以下がよい。
【００４３】
図６に本発明の実施例である磁気抵抗効果素子の概略構成図を示す。本実施例の磁気抵抗効果素子は、第１の磁性層６１、導電性非磁性層６２、高分極率層６３、非磁性層６４、高分極率層６５、導電性非磁性層６６、第２の磁性層６７で構成される。
【００４４】
導電性非磁性層６２、６６を除くと、上記参考例と同様であることから、異なる点についてのみ以下に説明する。
【００４５】
本実施例においては、高分極率層６３、６５はスピン分極率の大きなＣｏ、Ｆｅ、Ｎｉなどの鉄族遷移金属或いはこれらの合金からなる磁性体である。導電性非磁性層６２、６６はＣｕ、Ｃｒ、Ｒｕ等であり、その膜厚は、第１の磁性層６１と高分極率層６３及び第２の磁性層６７と高分極率層６５がそれぞれ反強磁性結合或いは強磁性結合するように設定されている。導電性非磁性層６２、６６に例えばＲｕを使用した場合には、膜厚を１０Å以下に設定することにより、強い反強磁性結合を得ることができる。
【００４６】
上記のように、本実施例では第１の磁性層６１と高分極率層６３及び第２の磁性層６７と高分極率層６５はそれぞれ反強磁性結合或いは強磁性結合することから、高分極率層６３、６５に使用した磁性体が面内磁気異方性を有していても、第１の磁性層６１及び第２の磁性層６７が十分大きな垂直磁気異方性を有するように設定することにより、高分極率層６３、６５の磁化を垂直方向に向けることが可能となる。
【００４７】
上記参考例、実施例のいずれにおいても、非磁性層の両側に界面を接して、しかも第１の磁性層及び第２の磁性層と同様に垂直磁気異方性を有する高分極率層が挿入されている。第１の磁性層及び第２の磁性層が有する磁化の平行反平行による抵抗変化は電子スピンに依存し、従って、非磁性層と界面を接する磁性層のスピン分極率に強く依存することから、高分極率層が無い場合に比して高分極率層を挿入することにより著しく向上することがわかる。
【００４８】
また、上記参考例、実施例のいずれにおいても、非磁性層の両側に高分極率層が挿入されているが、もちろん片方にのみ挿入することも可能である。特に、第２の磁性層に希土類を含まないＣｏＣｒ合金等を用いた場合には、第２の磁性層自身がスピン分極率の高い材料で構成されることから、高分極率層は第１磁性層側にのみ挿入するだけで、十分効果を発揮することができる。さらにまた、磁性層と高分極率層の間、或いは非磁性層と高分極率層の間に拡散を防止する保護層等を挿入する、或いはまた、磁性層、高分極率層、非磁性層等を多層で構成する等のように、本発明は上記の実施例に制限されるものでないことは明らかである。
【００４９】
【発明の効果】
以上のように、本発明によれば、垂直磁気異方性を有する磁性層と非磁性層を積層した磁気抵抗効果素子の磁気抵抗変化率を高めることが可能となり、高出力の磁気メモリを提供することができる。
【図面の簡単な説明】
【図１】本発明の参考例である磁気抵抗効果素子の概略構成図である。
【図２】Ｐｒ−Ｃｏ合金の保磁力ＨｃのＰｒ組成依存性を示す図である。
【図３】Ｐｒ−Ｃｏ合金の垂直磁気異方性エネルギーＫ⊥のＰｒ組成依存性を示す図である。
【図４】Ｐｒ−Ｔｂ−Ｃｏ合金の保磁力Ｈｃの希土類金属（ＲＥ）組成依存性を示す図である。
【図５】Ｐｒ−Ｔｂ−Ｃｏ合金の垂直磁気異方性エネルギーＫ⊥の希土類金属（ＲＥ）組成依存性を示す図である。
【図６】本発明の実施例である磁気抵抗効果素子の概略構成図である。
【図７】従来のＴＭＲ素子の基本的な構成例を示す図である。
【図８】従来の垂直磁化膜からなるＴＭＲ素子の構成例を示す図である。
【符号の説明】
１１、６１ 第１の磁性層
１２、６３ 高分極率層
１３、６４ 非磁性層
１４、６５ 高分極率層
１５、６７ 第２の磁性層
６２、６６ 導電性非磁性層
７１、８１ 第１の磁性層
７２、８２ 非磁性層
７３、８３ 第２の磁性層
７４ 反強磁性層[0001]
TECHNICAL FIELD OF THE INVENTION
The present invention relates to a magnetoresistance effect element using a magnetic layer having perpendicular magnetic anisotropy and a magnetic memory using the element.
[0002]
[Prior art]
A giant magnetoresistive (GMR) element or a tunnel magnetoresistive (TMR) element obtained by laminating a magnetic layer and a nonmagnetic layer has a large magnetoresistance change compared to a conventional anisotropic magnetoresistive (AMR) element. Because of its high efficiency, high performance can be expected as a magnetic sensor. The GMR element has already been put to practical use as a reproducing magnetic head for a hard disk drive (HDD). On the other hand, since the TMR element has a higher magnetoresistance ratio than the GMR element, application to not only a magnetic head but also a magnetic memory is considered.
[0003]
FIG. 7 shows an example disclosed in Japanese Patent Application Laid-Open No. 9-106514 as a basic configuration example of a conventional TMR element. The TMR element has a structure in which a first magnetic layer 71, an insulating layer 72, a second magnetic layer 73, and an antiferromagnetic layer 74 are stacked. Here, the first magnetic layer 71 and the second magnetic layer 73 are made of Fe, Co, Ni, or an alloy thereof, the antiferromagnetic layer 74 is made of FeMn, NiMn, or the like, and the insulating layer 72 is made of FeMn, NiMn or the like. Al 2 O 3 .
[0004]
Further, when the insulating layer 72 in FIG. 7 is replaced with a nonmagnetic layer having conductivity such as Cu, a GMR element is obtained.
[0005]
In the conventional GMR element and TMR element, the magnetization of the magnetic layer portion is in the in-plane direction. Therefore, when the element size is reduced as in a magnetic head having a narrow track width or a highly integrated magnetic memory, the magnetization generated at the end magnetic poles is reduced. Becomes strongly affected by the magnetic field. For this reason, the magnetization direction of the magnetic layer becomes unstable, it becomes difficult to maintain uniform magnetization, and a malfunction of the magnetic head and the magnetic memory occurs.
[0006]
As a method of solving this drawback, a magnetoresistance effect element using a magnetic layer having perpendicular magnetic anisotropy is disclosed in Japanese Patent Application Laid-Open No. H11-213650. FIG. 8 shows the device structure of this patent. In the magnetoresistive element, a nonmagnetic layer 82 is sandwiched between a first magnetic layer 81 made of a perpendicular magnetic film having a low coercive force and a second
[0007]
In this case, since the end magnetic poles are formed on the surface of the magnetic film, an increase in the demagnetizing field due to miniaturization of the element is suppressed. Therefore, if the perpendicular magnetic anisotropy energy of the magnetic film is sufficiently larger than the demagnetizing field energy generated by the end poles generated on the surface of the magnetic film, the magnetization can be stabilized in the vertical direction regardless of the dimensions of the element.
[0008]
[Problems to be solved by the invention]
However, when the magnetoresistive element is used as a magnetic memory or a magnetic head, there is a problem that the magnetoresistance ratio is small. For example, the Journal of the Japan Society of Applied Magnetics, Vol. 23p. According to 1826 (1999), when a TMR element is used as a magnetic memory, the rate of change in magnetoresistance of the TMR element is required to be 30% or more in order to realize a signal voltage, an access time, and the like, which are almost the same as those of a currently mainstream semiconductor memory. It is estimated that On the other hand, Japanese Society of Applied Magnetics seminar, “Basics and Applications of Spin-Dependent Conduction Phenomena”, p. 39 (1999), when a TMR element is used as a magnetic head, it is estimated that the magnetoresistance change rate of the TMR element is required to be 20 to 30%.
[0009]
As for the TMR element having perpendicular magnetic anisotropy, the magnetoresistance change rate reported to date is not more than 20%, so that it is too low to be used as a magnetic memory or a magnetic head and has sufficient characteristics. Can not demonstrate.
[0010]
For a TMR element having a conventional structure in which the magnetization of the magnetic layer portion is in the in-plane direction, a highly polarizable film is inserted between the magnetic layer and the insulating layer as disclosed in, for example, JP-A-11-135857. It is shown that by doing so, the rate of change in magnetoresistance can be improved. However, since the high polarizability film has in-plane magnetic anisotropy, it is difficult to apply it to a TMR element having perpendicular magnetic anisotropy.
[0011]
In view of the above, the present invention provides a magnetoresistive effect element having a large magnetoresistance change rate and capable of obtaining a stable output, and a magnetic memory even in a TMR element having perpendicular magnetic anisotropy. With the goal.
[0012]
[Means for Solving the Problems]
According to a first aspect of the present invention, there is provided a magnetoresistive element including at least a first magnetic layer, a nonmagnetic layer, and a second magnetic layer, wherein the first and second magnetic layers have perpendicular magnetic anisotropy. A thin highly polarizable layer is inserted between the first or second magnetic layer and the nonmagnetic layer, and a conductive nonmagnetic layer is interposed between the first or second magnetic layer and the highly polarizable layer. Is inserted .
[0013]
According to a second invention, in the first invention, the high polarizability layer is made of an iron group transition metal or an alloy thereof.
[0014]
In a third aspect based on the first aspect, the high polarizability layer is made of a half metal.
[0015]
According to a fourth aspect , in any one of the first to third aspects, the first or second magnetic layer is made of a rare earth-transition metal amorphous alloy film.
[0016]
In a fifth aspect based on the fourth aspect , the first or second magnetic layer is made of a rare earth-transition metal amorphous alloy film having a compensation point near room temperature.
[0017]
According to a sixth aspect , in any one of the first to third aspects, the nonmagnetic layer is made of an insulator.
[0018]
In a seventh aspect based on the sixth aspect, the insulator is formed of a nitride film or an insulating film having a diamond covalent bond.
[0019]
According to an eighth aspect, in any one of the first to third aspects, the non-magnetic layer is made of a conductor.
[0020]
Furthermore, a ninth aspect of the present invention is characterized in that a magnetic memory is configured by using any one of the above-mentioned aspects.
[0021]
BEST MODE FOR CARRYING OUT THE INVENTION
Hereinafter, embodiments of the present invention will be described in detail with reference to the drawings.
[0022]
FIG. 1 shows a schematic configuration diagram of a magnetoresistive element according to a reference example of the present invention. The magnetoresistive element of the present reference example includes a first magnetic layer 11, a high polarizability layer 12, a nonmagnetic layer 13, a
[0023]
Assuming that the first magnetic layer 11 is a memory layer, the first magnetic layer 11 has a low coercive force Hc enough to be rewritable by a write magnetic field and has a perpendicular magnetic anisotropic energy large enough to maintain perpendicular magnetization. Need to be. On the other hand, the second
[0024]
Therefore, the material of the first magnetic layer 11 will be considered.
[0025]
First, a crystalline material will be considered using a CoCr-based alloy as an example. Journal of the Japan Society of Applied Magnetics, Vol. 24, no. 1, pp. 25-33 (2000) shows the dependency of the coercive force and perpendicular magnetic anisotropy energy of a CoCrTa single layer film as a CoCr-based alloy on the Ta composition (Ta composition: 0 to 10 at.%). According to this, within the above composition range, the CoCrTa film maintains the perpendicular magnetic anisotropy, but the magnitude of the coercive force Hc shows a large value of about 800 to 2400 Oe.
[0026]
Further, the tendency between the perpendicular magnetic anisotropy energy and the coercive force is similar, and the coercive force tends to increase as the perpendicular magnetic anisotropic energy increases. On the other hand, when the coercive force is reduced, the perpendicular magnetic anisotropy energy is also reduced.
[0027]
Next, a rare earth (RE) -transition metal (TM) amorphous alloy containing heavy rare earths will be considered using a TbCo alloy as an example. Journal of the Japan Society of Applied Magnetics, Vol. 10, no. 2, pp. 179-182 (1996) show the Tb composition dependence of the coercive force and perpendicular magnetic anisotropy energy of a TbCo single layer film. According to this, the Tb composition for maintaining the perpendicular magnetic anisotropy of the TbCo alloy is 13 to 31 atomic%, but the coercive force in this Tb composition range is as large as 3 kOe or more.
[0028]
As described above, in the perpendicular magnetization film of the crystalline alloy such as TbCo or CoCr or the RE-TM amorphous alloy containing heavy rare earth, the perpendicular magnetic anisotropy energy suitable for the memory layer of the present invention is maintained. Has a large coercive force. On the other hand, in order to reach a desired coercive force, the perpendicular magnetic anisotropy energy is also reduced, and a perpendicular magnetic magnetization film cannot be realized.
[0029]
Next, a RE-TM amorphous alloy containing a light rare earth element will be considered by taking a PrCo amorphous alloy or a TbPrCo amorphous alloy as an example. FIG. 2 shows the composition dependency of the coercive force Hc of the PrCo amorphous alloy film. The coercive force Hc of the PrCo amorphous alloy film hardly depends on the Pr composition and is about 100 Oe, which is a value that can be sufficiently reversed by a recording current magnetic field in a magnetic memory. FIG. 3 shows the dependency of the perpendicular magnetic anisotropy energy K エ ネ ル ギ ー of the PrCo amorphous alloy film on the Pr composition. The perpendicular magnetic anisotropy energy K⊥ is a value obtained by subtracting the demagnetizing field energy 2πMs 2 from the intrinsic perpendicular magnetic anisotropy energy Ku of the PrCo amorphous alloy film. When the value is taken, the magnetization of the PrCo amorphous alloy film becomes stable in the vertical direction. Therefore, when the Pr composition is about 20 at% or more, the film becomes a perpendicular magnetization film. In particular, when the Pr composition is in the range of about 20 to 30 at%, a large value of perpendicular magnetic anisotropy energy K⊥ is obtained. It turns out that it becomes.
[0030]
FIG. 4 shows the dependency of the coercive force Hc of the TbPrCo amorphous alloy film on the composition of the rare earth element (RE). FIG. 5 shows the RE composition dependency of the perpendicular magnetic anisotropy energy K⊥ of the TbPrCo amorphous alloy film. The relative composition ratio of Tb and Pr in the RE is around Tb: Pr = 1: 1. Since the first magnetic layer 11 needs to have a coercive force Hc that can be sufficiently reversed by a recording current magnetic field in a magnetic memory, the RE composition is 15 atomic% or less or 35 atomic% or more from FIG. On the other hand, the perpendicular magnetic anisotropy energy K⊥ shows a positive value in the composition range shown in FIG. 5, and a stable perpendicular magnetization film is obtained particularly when the RE composition is in the range of 10 to 30 atomic%. You can see that.
[0031]
Therefore, as a material suitable for the first magnetic layer 11, a binary alloy (PrFe, PrCo, etc.) containing at least a light rare earth such as Pr as a rare earth, or a ternary alloy (PrGdFe, PrGdCo, PrTbFe, PrTbCo, PrFeCo, etc.) ).
[0032]
On the other hand, since it is known that the coercive force increases when heavy rare earth is included, a material suitable for the second
[0033]
In particular, since a magnetic field generator such as an electromagnet can be used for initialization, it is preferable that both the coercive force Hc and the perpendicular magnetic anisotropic energy K⊥ of the second
[0034]
Note that when an RE-TM amorphous alloy film having a composition near the compensation point is selected as the second
[0035]
In the above reference example , an RE-TM amorphous alloy film was used as the second
[0036]
As the high polarizability layers 12 and 14, a material having a large spin polarizability is desired. Journal of the Japan Society of Applied Magnetics, Vol. 23, no. 12, pp. 2103-2110 (1999) According to, Co as a major material for the spin polarization, Fe, iron group transition metals and their alloys and NiMnSb such Ni, La 0.7 Sr 0.3 MnO 3 , half of such CrO 2 Metal is mentioned. The spin polarizabilities of these materials show large values ranging from close to 50% to 90%.
[0037]
As the nonmagnetic layer 13, a conductive nonmagnetic layer such as Cu used in a conventional GMR element can be used, or an insulating material such as an Al 2 O 3 film used in a conventional TMR element can be used. A non-magnetic layer can also be used.
[0038]
However, if an oxide film is used as the nonmagnetic layer, there is a risk that the rare earth metal used in the magnetic layer may be oxidized. Therefore, a nitride film such as AlN or BN is used as the insulating nonmagnetic layer. Alternatively, it is preferable to use an insulating film having a covalent bond such as Si, diamond, DLC (diamond-like carbon), or the like.
[0039]
The first magnetic layer 11 and the second
[0040]
When an iron-group transition metal or an alloy thereof is used as the high polarizability layers 12 and 14, it is highly likely that the ferromagnetic layer alone has in-plane magnetic anisotropy. However, since they are directly coupled to the first magnetic layer 11 or the second
[0041]
On the other hand, when a half metal is used for the high polarizability layers 12 and 14, the element resistance becomes higher than that of the iron group transition metal. In consideration of application to a magnetic head or a magnetic memory, it is desirable that the element resistance be as low as possible from the viewpoint of thermal noise. Therefore, it is desirable to set the thickness of the half metal as the high polarizability layers 12 and 14 between several Å and several tens of Å.
[0042]
In the case of a TMR element, if the thickness of the non-magnetic layer is less than 5 mm, there is a possibility that an electrical short circuit occurs between the magnetic layers. 5 ° or more and 30 ° or less is preferable since the tunnel phenomenon of the above becomes difficult to occur. On the other hand, in the case of the GMR element, the rate of change in magnetoresistance decreases as the film thickness increases.
[0043]
FIG. 6 shows a schematic configuration diagram of a magnetoresistive element according to an embodiment of the present invention. The magnetoresistive element according to this embodiment includes a first magnetic layer 61, a conductive
[0044]
Except for the conductive
[0045]
In this embodiment, the high polarizability layers 63 and 65 are made of a magnetic material made of an iron group transition metal such as Co, Fe, or Ni having a high spin polarizability, or an alloy thereof. The conductive
[0046]
As described above, in the present embodiment, the first magnetic layer 61 and the high polarizability layer 63 and the second magnetic layer 67 and the high polarizability layer 65 are antiferromagnetically or ferromagnetically coupled. The first magnetic layer 61 and the second magnetic layer 67 are set so as to have sufficiently large perpendicular magnetic anisotropy even if the magnetic material used for the index layers 63 and 65 has in-plane magnetic anisotropy. By doing so, it becomes possible to direct the magnetization of the high polarizability layers 63 and 65 in the vertical direction.
[0047]
In each of the above reference examples and examples, a high polarizability layer having perpendicular magnetic anisotropy, which is in contact with the interface on both sides of the nonmagnetic layer and has the same perpendicular magnetic anisotropy as the first magnetic layer and the second magnetic layer, is inserted. Have been. The resistance change due to the parallel / anti-parallel magnetization of the first magnetic layer and the second magnetic layer depends on the electron spin, and therefore strongly depends on the spin polarizability of the magnetic layer in contact with the nonmagnetic layer. It can be seen that the improvement is remarkably achieved by inserting the high polarizability layer as compared with the case without the high polarizability layer .
[0048]
In each of the above-mentioned reference examples and embodiments , the high polarizability layer is inserted on both sides of the nonmagnetic layer, but it is of course possible to insert it on only one side. In particular, when a CoCr alloy or the like containing no rare earth is used for the second magnetic layer, the second magnetic layer itself is made of a material having a high spin polarizability. The effect can be sufficiently exerted only by inserting it on the layer side. Furthermore, a protective layer or the like for preventing diffusion is inserted between the magnetic layer and the high polarizability layer, or between the nonmagnetic layer and the high polarizability layer. Obviously, the present invention is not limited to the above-described embodiments, for example, by configuring such as a multilayer.
[0049]
【The invention's effect】
As described above, according to the present invention, it is possible to increase the magnetoresistance ratio of a magnetoresistance effect element in which a magnetic layer having perpendicular magnetic anisotropy and a nonmagnetic layer are stacked, and to provide a high-output magnetic memory. can do.
[Brief description of the drawings]
FIG. 1 is a schematic configuration diagram of a magnetoresistive element according to a reference example of the present invention.
FIG. 2 is a diagram showing the Pr composition dependency of the coercive force Hc of a Pr—Co alloy.
FIG. 3 is a diagram showing the Pr composition dependency of the perpendicular magnetic anisotropy energy K の of a Pr—Co alloy.
FIG. 4 is a diagram showing the dependence of the coercive force Hc of a Pr—Tb—Co alloy on the composition of a rare earth metal (RE).
FIG. 5 is a diagram showing the dependency of perpendicular magnetic anisotropy energy K⊥ of a Pr—Tb—Co alloy on the composition of a rare earth metal (RE).
FIG. 6 is a schematic configuration diagram of a magnetoresistive element according to an embodiment of the present invention.
FIG. 7 is a diagram showing a basic configuration example of a conventional TMR element.
FIG. 8 is a diagram showing a configuration example of a conventional TMR element made of a perpendicular magnetization film.
[Explanation of symbols]
11, 61 first magnetic layer 12, 63 high polarizability layer 13, 64
Claims (9)
該第１或いは第２の磁性層と非磁性層との間に高分極率層が挿入され、
前記第１或いは第２の磁性層と高分極率層との間に導電性非磁性層が挿入されていることを特徴とする磁気抵抗効果素子。A magnetoresistive effect element comprising at least a first magnetic layer, a nonmagnetic layer, and a second magnetic layer, wherein the first and second magnetic layers have perpendicular magnetic anisotropy.
A high polarizability layer is inserted between the first or second magnetic layer and the non-magnetic layer ,
A magnetoresistive element , wherein a conductive non-magnetic layer is inserted between the first or second magnetic layer and the high polarizability layer .
前記高分極率層は鉄族遷移金属あるいはそれらの合金からなることを特徴とする磁気抵抗効果素子。The magnetoresistance effect element according to claim 1,
The high-polarizability layer is made of an iron-group transition metal or an alloy thereof, wherein the magnetoresistance effect element is characterized in that:
前記高分極率層はハーフメタルからなることを特徴とする磁気抵抗効果素子。The magnetoresistance effect element according to claim 1,
The high-polarizability layer is made of a half metal.
前記第１或いは第２の磁性層が希土類−遷移金属非晶質合金膜からなることを特徴とする磁気抵抗効果素子。The magnetoresistance effect element according to any one of claims 1 to 3 ,
The first or second magnetic layer comprises a rare earth-transition metal amorphous alloy film.
前記第１或いは第２の磁性層が室温付近に補償点を有する希土類−遷移金属非晶質合金膜からなることを特徴とする磁気抵抗効果素子。The magnetoresistance effect element according to claim 4 ,
A magnetoresistive element wherein the first or second magnetic layer comprises a rare earth-transition metal amorphous alloy film having a compensation point near room temperature.
前記非磁性層が絶縁体からなることを特徴とする磁気抵抗効果素子。The magnetoresistance effect element according to any one of claims 1 to 3 ,
A magnetoresistive element, wherein the nonmagnetic layer is made of an insulator.
前記絶縁体は窒化膜あるいはダイヤモンド共有結合を有する絶縁膜からなることを特徴とする磁気抵抗効果素子。The magnetoresistive element is characterized in that the insulator comprises a nitride film or an insulating film having a diamond covalent bond.
前記非磁性層が導電体からなることを特徴とする磁気抵抗効果素子。A magnetoresistive element, wherein the nonmagnetic layer is made of a conductor.
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