JP5062597B2 - トンネル磁気抵抗素子 - Google Patents

Description

本発明は、トンネル磁気抵抗素子に関し、特に、自由層を構成する２つの強磁性体膜が平行結合したトンネル磁気抵抗素子に関する。

トンネル磁気抵抗（ＴＭＲ）素子は、例えばＭＲＡＭ（Magnetoresistive Random Access Memory）に用いられている。トンネル磁気抵抗素子は、トンネル絶縁膜を２つの強磁性体膜で挟んだ構造を有している。磁界を印加することにより磁化方向が反転しやすい強磁性体膜を自由層、反転し難い強磁性体膜を固定層という。例えば、ＭＲＡＭでは、自由層の磁化方向により不揮発的にデータを書き込みことができる。近年、自由層のスピン反転を行う方法としてスピン注入法が注目されている。この方法は、スピン偏極したキャリアを注入することで、自由層の磁化を反転させる方法である。例えば、ＭＲＡＭにスピン注入法を用いることにより、磁界を用いずデータを書き込めるため、メモリセル面積を縮小できる。また、スピン注入法では、トンネル磁気抵抗素子が小さいほどデータを書き込むためのスイッチング電流が小さくてすむため、メモリセルの微細化と消費電流の削減を行うことができる。

特許文献１には、自由層を磁化が反平行に層間交換結合した２つの強磁性膜で構成する多層型自由層を用いるトンネル磁気抵抗素子が記載されている。特許文献１によれば、２つの強磁性膜を反平行結合させることにより、熱安定性が向上することが記載されている。

特開２００７−２９４７３７号公報

トンネル磁気抵抗素子では、スピン注入の際のスイッチング電流のさらなる削減と、高い熱安定性が求められている。しかしながら、特許文献１のトンネル磁気抵抗素子では、スイッチング電流の削減と熱安定性の向上との両立が不十分である。本発明は、スイッチング電流の削減と熱安定性の向上とを両立することが可能なトンネル磁気抵抗素子を提供することを目的とする。

本発明は、強磁性体を有する固定層と、前記固定層に接して設けられたトンネル絶縁膜と、前記トンネル絶縁膜に接して設けられた第１強磁性膜と、前記第１強磁性膜と平行に層間交換結合した磁化を有する第２強磁性膜と、前記第１強磁性膜と前記第２強磁性膜とに挟まれた導電膜と、を有する自由層と、を具備し、前記第２強磁性膜の磁化と体積の積が前記第１強磁性膜の磁化と体積の積の２倍以上であり、前記自由層はスピン注入法によりスピン反転することを特徴とするトンネル磁気抵抗素子である。本発明によれば、スイッチング電流の削減と熱安定性の向上とを両立することが可能なトンネル磁気抵抗素子を提供することができる。

上記構成において、前記第２強磁性膜の磁化と体積の積が前記第１強磁性膜の磁化と体積の積の３倍より小さい構成とすることができる。この構成によれば、平行、反平行状態を安定に保持することができる。

上記構成において、前記導電膜はＲｕである構成とすることができる。また、上記構成において、前記第１強磁性膜は、ＣｏＦｅＢである構成とすることができる。さらに、上記構成において、前記第１強磁性膜および前記第２強磁性膜は、ＣｏＦｅＢである構成とすることができる。

上記構成において、前記導電膜の膜厚は、１．３〜１．７ｎｍである構成とすることができる。この構成によれば、前記第１強磁性膜と前記第２強磁性膜の磁化を平行に層間交換結合させることができる。

上記構成において、前記トンネル絶縁膜は、酸化マグネシウムである構成とすることができる。

上記構成において、前記自由層の形状磁気一軸異方性エネルギーは、前記自由層の磁気一軸異方性エネルギーから前記形状磁気一軸異方性エネルギーを減じたエネルギーより大きい構成とすることができる。

本発明によれば、スイッチング電流の削減と熱安定性の向上とを両立することが可能なトンネル磁気抵抗素子を提供することができる。

図１は、本発明の原理を示す断面図である。 図２は、単層サンプルの断面図である。 図３は、平行結合および反平行結合サンプルの断面図である。 図４（ａ）および図４（ｂ）は、測定方法を示す図である。 図５は、磁気抵抗のスイッチング電流特性を示す図である。 図６は、サンプルＡの断面図である。 図７は、サンプルＡで反平行結合している場合の磁化曲線を示す図である。 図８は、サンプルＡで平行結合している場合の磁化曲線を示す図である。 図９は、サンプルＢの断面図である。 図１０（ａ）から図１０（ｄ）は、サンプルＢの磁化曲線を示す図である。 図１１は、Ｈ_ｓａｔおよびＨ_{ｓｈｉｆｔ}の導電膜厚ｔ依存性を示す図である。 図１２は、サンプルＡのＨ_ｓａｔの導電膜厚ｔ依存性を示す図である。 図１３は磁界に対するトンネル磁気抵抗素子の抵抗を示した図である。 図１４（ａ）は平行状態から反平行状態にスイッチングする場合の磁界に対するスイッチング確率を示した図、図１４（ｂ）は反平行状態から平行状態にスイッチングする場合の磁界に対するスイッチング確率を示した図である。 図１５は、磁界反転法の測定方法を示す模式図である。 図１６は、オシロスコープで観察した電圧Ｖを時間に対し示した図である。 図１７は、時間ｔ_ｓｗに対するスイッチング確率Ｐｓｗを示す図である。 図１８（ａ）から図１８（ｃ）は、磁界に対する有効熱擾乱耐性Δ_ｅｆｆを示した図である。 図１９は、各電流Ｉに対するΔ_ｅｆｆ（Ｉ）を示す図である。 図２０（ａ）から図２０（ｃ）は実施例６の模式図である。 図２１は、磁界に対する抵抗を示す図である。 図２２（ａ）から図２２（ｅ）は、それぞれ図２１の（ａ）から（ｅ）における、電圧の時間変化を示す図である。

図１は、本発明の原理を示す図である。本発明のトンネル磁気抵抗素子は、強磁性体を有する固定層３０、固定層３０に接して設けられたトンネル絶縁膜２０、トンネル絶縁膜２０に接して設けられた自由層１０とを有している。自由層１０は、トンネル絶縁膜２０に接して設けられた第１強磁性膜１２と、第１強磁性膜１２と平行強磁性結合した第２強磁性膜１６と、第１強磁性膜１２と第２強磁性膜１６とに挟まれた導電膜１４と、を有する。

固定層３０は、単層の強磁性膜でもよく、複数の強磁性膜が非磁性導電膜を挟み設けられた多層膜でもよい。トンネル絶縁膜２０としては、例えば酸化マグネシウム（ＭｇＯ）が用いられるが、他の絶縁膜でもよい。第１強磁性膜１２および第２強磁性膜１６としては、例えば、特許文献１で用いられているＣｏ、ＦｅおよびＢを有する体心立法構造のＣｅＦｅＢ膜を用いることができる。

次に、本発明において、熱安定性が向上する理由について説明する。熱安定性は、自由層１０の磁化方向が反転しないための安定性である。熱安定性が悪いと、例えばＭＲＡＭのデータが高温で消去されてしまう。スピン注入の際に、消費電力の抑制の観点から小さいスイッチング電流で自由層１０の磁化が反転することが好ましい。その手段として、自由層１０の磁化と体積を減少させることが有効であるが、同時に熱安定性が悪化してしまう。このように、スイッチング電流と熱安定性とはトレードオフの関係にある。熱安定性の指標として熱擾乱耐性指数Δがある。熱擾乱耐性指数Δは、磁化が反転する際のエネルギー障壁に関係した指数であり、数式１で示される。

ここで、Ｅ_ｕは一軸磁気異方性エネルギー、ｋ_Ｂはボルツマン定数、Ｔは温度である。熱擾乱耐性指数Δは大きいほど熱安定性が良いことを示している。

数式２のように、一軸磁気異方性エネルギーＥ_ｕは形状磁気異方性エネルギーＥ_ｕ ^{ｓｈａｐｅ}と残りの磁気異方性エネルギーＥ_ｕ ^ｆｉｌｍの和であらわされる。ここで、残りの磁気異方性エネルギーＥ_ｕ ^ｆｉｌｍは結晶磁気異方性エネルギーおよび誘導磁気異方性エネルギーなど形状磁気異方性エネルギーＥ_ｕ ^{ｓｈａｐｅ}以外のすべての磁気異方性エネルギーに相当する。

自由層が、単層の強磁性膜の場合、磁化が平行に層間交換結合した（平行結合）した第１強磁性膜１２と第２強磁性膜１６とからなる多層の場合、磁化が反平行に層間交換結合した（反平行結合）した第１強磁性膜１２と第２強磁性膜１６とからなる多層の場合について、形状磁気異方性エネルギーＥ_ｕ ^{ｓｈａｐｅ}は表１で表される。ここで、Ｎは自由層のセルの長軸方向の反磁界係数と短軸方向の反磁界係数の差、Ｍ_１は第１強磁性膜１２または単層強磁性膜の磁化、Ｍ_２は第２強磁性膜１６の磁化、Ｖ_１は第１強磁性膜１２または単層強磁性膜の体積、Ｖ_２は第２強磁性膜１６の体積、ｄ_１は第１強磁性膜１２または単層強磁性膜の膜厚、ｄ_２は第２強磁性膜１６の膜厚を示している。

スイッチング電流は、第１強磁性膜１２を反転させる電流である。このため、スイッチング電流は磁化Ｍ_１に依存し、磁化Ｍ_１を小さくするとスイッチング電流を削減できる。よって、磁化Ｍ_１が同じ値の場合に、形状磁気異方性エネルギーＥ_ｕ ^{ｓｈａｐｅ}が大きい構造が、一軸磁気異方性エネルギーＥ_ｕが大きくなり、熱擾乱耐性指数Δが大きくなる。すなわち、スイッチング電流と熱安定性の両立が可能となる。

表１より、反平行結合の場合、形状磁気異方性エネルギーＥ_ｕ ^{ｓｈａｐｅ}は（Ｍ_１ｄ_１−Ｍ_２ｄ_２）／（ｄ_１＋ｄ_１）の２乗に比例する。一方、平行結合の場合、形状磁気異方性エネルギーＥ_ｕ ^{ｓｈａｐｅ}は（Ｍ_１ｄ_１＋Ｍ_２ｄ_２）／（ｄ_１＋ｄ_１）の２乗に比例する。以上により、第１強磁性膜１２と第２強磁性膜１６とが平行結合の場合、反平行結合の場合に比べ、形状磁気異方性エネルギーＥ_ｕ ^{ｓｈａｐｅ}が大きくなる。よって、平行結合の場合、スイッチング電流と耐熱安定性の両立が最も可能となる。

以上のように、形状磁気異方性エネルギーＥ_ｕ ^{ｓｈａｐｅ}が熱擾乱耐性指数Δに影響するのは、一軸磁気異方性エネルギーＥ_ｕにおいて形状磁気異方性エネルギーＥ_ｕ ^{ｓｈａｐｅ}が支配的な場合である。よって、形状磁気異方性エネルギーＥ_ｕ ^{ｓｈａｐｅ}が残りの磁気異方性エネルギーＥ_ｕ ^ｆｉｌｍより大きいことが好ましい。

なお、従来の技術常識では、第１強磁性膜１２と第２強磁性膜１６の磁化が平行に層間交換結合した自由層１０の場合、スイッチング電流と熱安定性の両方が増大してしまうことが推察される。これは、導電膜１４を介して平行結合した２枚の強磁性膜で構成される自由層１０は、導電膜１４が無い場合つまり前記２枚の強磁性膜が直接接触した事実上１枚の厚い強磁性膜の自由層と同じように振る舞うだろうと類推されるためである。単純に１枚の強磁性層から成る自由層の膜厚を厚くした場合は、スイッチング電流と熱安定性が同時に増大してしまう。これに対して、本発明では、上記のように、第１強磁性膜１２と第２強磁性膜１６の磁化が平行に層間交換結合した自由層１０を用いると、スイッチング電流の削減と熱安定性の向上が同時に実現可能であることが示された。以下に、本発明の実施例を説明する。

自由層１０が単層強磁性膜のサンプル（単層）、第１強磁性膜１２と第２強磁性膜１６とが平行結合のサンプル（平行結合：このサンプルが実施例１である）、第１強磁性膜１２と第２強磁性膜１６とが反平行結合のサンプル（反平行結合）を作製した。図２は、単層サンプルの断面図である。膜厚が１５ｎｍのＰｔＭｎ膜６０上に固定層３０が形成されている。固定層３０は、ＰｔＭｎ膜６０上に形成された膜厚が２．５ｎｍのＣｏＦｅ膜からなる第３強磁性膜３６と、膜厚が０．８５ｎｍのＲｕ膜からなる第２導電膜３４と、膜厚が３ｎｍのＣｏＦｅＢ膜からなる第４強磁性膜３２と、を有している。固定層３０の第４強磁性膜３２上に膜厚が１ｎｍのＭｇＯからなるトンネル絶縁膜２０が形成されている。トンネル絶縁膜２０上に膜厚が２ｎｍのＣｏＦｅＢからなる単層の自由層１０ａが形成されている。ＣｏＦｅＢの磁化は約１．４Ｔであった。

図３は、平行結合サンプル、反平行結合サンプルの断面図である。ＰｔＭｎ膜６０からトンネル絶縁膜２０までの構造は、単層サンプルと同じであり説明を省略する。トンネル絶縁膜２０上に自由層１０が形成されている。自由層１０は、膜厚が２ｎｍのＣｏＦｅＢからなる第１強磁性膜１２と、Ｒｕ膜からなる導電膜１４と、膜厚が２ｎｍのＣｏＦｅＢからなる第２強磁性膜１６と、を有している。ここで、平行結合サンプルは、導電膜１４の膜厚が１．３ｎｍであり、反平行結合サンプルは、導電膜１４の膜厚が１．１ｎｍである。これらの導電膜１４の膜厚で平行結合または反平行結合サンプルが得られることについては、実施例３で説明する。各サンプルの各層は、マグネトロンスパッタ法を用いて形成している。トンネル磁気抵抗素子の断面形状（トンネル電流が流れる断面の形状）は９０ｎｍ×１４０ｎｍの楕円様形状である。

次に、熱擾乱耐性指数Δの測定方法について説明する。作製したサンプルの自由層１０と固定層３０との間に電流を掃引し、トンネル磁気抵抗素子の磁気抵抗を測定した。図４（ａ）のように、素子には薄膜表面に平行で素子の長手方向に平行な方向に約１０Ｏｅの磁界を加えた状態で、自由層１０側を負、固定層３０側を正とし電流を印加した。図４（ｂ）のように、電流の印加は、１００ｍｓの幅のパルスで行なった。図５は、単層サンプルの電流と抵抗とのヒステリシス特性を示す図である。図５の領域ＡおよびＢにおいて、スイッチング電流の分布が生じている。この分布から熱擾乱耐性指数Δを求めることができる。スイッチング電流の分布の理論式は、数式３で表される。

ここで、Ｐはスイッチング確率、Ｉ_ｃはスイッチング電流、Ｉ_ｃ０は熱擾乱を受ける前の本質的なスイッチング電流、ｔ_Ｐはパルス電流幅、τ_Ｐ−ＡＰはトンネル磁気抵抗素子が平行状態から反平行状態にスイッチングするのにかかる時間、τ_０は試行周波数（attempt Frequency）の逆数である。数式３を用いることにより、スイッチング電流の分布から、本質的なスイッチング電流Ｉ_ｃ０と熱擾乱耐性指数Δを求めることができる。

表２は、領域ＡおよびＢにおけるスイッチング電流の分布から数式３を用い算出した各サンプルの本質的なスイッチング電流密度Ｊ_ｃ０（単位素子断面積あたりのＩ_ｃ０）および熱擾乱耐性指数Δである。値は、領域ＡとＢから得られた値の平均値である。また、保磁力Ｈｃも記載した。表２より、本質的なスイッチング電流密度Ｊ_ｃ０は各サンプルでほぼ同じである。保磁力Ｈｃは反平行結合が平行結合より大きいものの、熱擾乱耐性指数Δは平行結合が反平行結合より大きくなっている。このように、平行結合の場合、反平行結合や単層に比べスイッチング電流と耐熱安定性の両立が最も可能となることが確かめられた。

実施例１の図３で示した平行結合のサンプルに対し第２強磁性膜１６の膜厚が第１強磁性膜１２と異なるサンプルを作製した。作製したサンプルは、導電膜１４の膜厚が１．５ｎｍであり、第２強磁性膜１６の膜厚が１ｎｍのサンプルと４ｎｍのサンプル（このサンプルが実施例２である）である。その他の構造は、実施例１の平行結合サンプルと同じである。表３は、作製したサンプルのスイッチング電流密度Ｊ_ｃ０と熱擾乱耐性指数Δとを実施例１と同じ方法で評価した結果を示す表である。なお、実施例１とは、作製したロットが異なるため、実施例１と実施例２との定量的比較は行うことができない。

表３を参照に、本質的なスイッチング電流密度Ｊ_ｃ０は２つのサンプルでほぼ同じである。第２強磁性膜１６の膜厚が４ｎｍと第１強磁性膜１２の膜厚（２ｎｍ）より大きい場合、小さい場合（第２強磁性膜１６の膜厚が１ｎｍ）に比べ、保磁力Ｈｃも熱擾乱耐性指数Δも大きい。このように、平行結合した自由層１０であり、かつ第２強磁性膜１６が第１強磁性膜１２より厚い場合、熱安定性をより向上させることができる。

以下に、第２強磁性膜１６の膜厚が第１強磁性膜１２の膜厚以上の場合、熱安定性をより向上させることができる理由を説明する。表１を参照に、自由層１０が平行結合の場合、形状磁気異方性エネルギーＥ_ｕ ^{ｓｈａｐｅ}は（Ｍ_１ｄ_１＋Ｍ_２ｄ_２）／（ｄ_１＋ｄ_１）の２乗に比例する。スイッチング電流を削減するためには、第１強磁性膜１２の磁化と厚さの積Ｍ_１ｄ_１を小さくすることが好ましい。そこで、磁化と厚さの積Ｍ_１ｄ_１を小さくし、第２強磁性膜１６の磁化と厚さの積Ｍ_２ｄ_２を大きくすること（すなわち第２強磁性膜１６の磁化を大きく、厚さを大きくすること）が好ましい。これにより、スイッチング電流を削減し、熱擾乱耐性指数Δを向上させることができる。第１強磁性膜１２および第２強磁性膜１６の膜厚はそれぞれの体積に対応する。よって、第２強磁性膜１６の磁化と体積の積は第１強磁性膜１２の磁化と体積の積より大きいことが好ましい。第２強磁性膜１６の磁化と体積の積は第１強磁性膜１２の磁化と体積の積より２倍以上大きいことがより好ましい。

次に、自由層１０の第１強磁性膜１２と第２強磁性膜１６とが平行結合する導電膜１４の膜厚を調べた。

まず、図６のように、実施例１の図３の自由層１０のみのサンプルＡを作製した。図７は、導電膜１４を厚さが１．１ｎｍのＲｕ膜としたサンプルＡの磁界−磁化曲線である。磁化が飽和する磁界Ｈ_ｓａｔが１ｋＯｅ以上と大きく、強い反平行結合が生じていることがわかる。図８は、導電膜１４を厚さが１．３ｎｍのＲｕ膜としたサンプルＡの磁界−磁化曲線である。単層サンプルの磁化曲線と同様に、磁化曲線はゼロ磁界付近で急峻に立ち上がり、層間交換結合の強度を評価することができない。

そこで、図９のようなサンプルＢを作製した。サンプルＢは、膜厚が１５ｎｍのＰｔＭｎ膜６０上に膜厚が２．５ｎｍのＣｏＦｅ膜からなる第１強磁性膜１２ａ、第１強磁性膜１２ａ上に膜厚がｔのＲｕからなる導電膜１４ａ、導電膜１４ａ上に膜厚が３ｎｍのＣｏＦｅＢ膜からなる第２強磁性膜１６ａが形成されている。各膜はマグネトロンスパッタ法を用い形成されている。サンプルＢでは、ＰｔＭｎ膜６０と第１強磁性膜１２ａとが強磁性結合するため、第１強磁性膜１２ａの磁化が回転し難くなる。このように、第１強磁性膜１２ａと第２強磁性膜１６ａとを非対称とすることにより、平行結合か否かの判断がし易くなる。

図１０（ａ）から図１０（ｄ）は、それぞれ導電膜１４の膜厚ｔが０．８５ｎｍ、１．１ｎｍ、１．４ｎｍおよび２．０ｎｍの場合の磁化−磁界曲線である。図１０（ａ）を参照に、磁化が飽和した磁界の強さを飽和磁界Ｈ_ｓａｔ、飽和した磁化の半分の磁化となる磁界の強さをシフト磁界Ｈ_{ｓｈｉｆｔ}とする。ヒステリシスがある場合は、２本の曲線の中心の磁界の強さを飽和磁界Ｈ_ｓａｔまたはシフト磁界Ｈ_{ｓｈｉｆｔ}とする。平行結合の特徴は、飽和磁界Ｈ_ｓａｔが小さくなり、シフト磁界Ｈ_{ｓｈｉｆｔ}が負になることである。

図１１は導電膜１４の膜厚ｔが異なるサンプルＢを作製し、Ｈ_ｓａｔおよびＨ_{ｓｈｉｆｔ}を測定した結果である。膜厚ｔが０．８ｎｍのときＨ_ｓａｔおよびＨ_{ｓｈｉｆｔ}が最も大きく、第１強磁性膜１２ａと第２強磁性膜１６ａとは反平行結合している。一方、膜厚ｔが１．２ｎｍから１．５ｎｍの間ではＨ_{ｓｈｉｆｔ}が負となっており、第１強磁性膜１２ａと第２強磁性膜１６ａとは平行結合している。なお、サンプルＢはサンプルＡと強磁性材料が一部異なるため、平行結合を示す導電膜１４（Ｒｕ膜）の膜厚が若干異なる。

図１２は導電膜１４の膜厚ｔが異なるサンプルＡの飽和磁界Ｈ_ｓａｔを測定した結果である。導電膜１４（Ｒｕ膜）の膜厚ｔが１．１ｎｍのＨ_ｓａｔの極大は，サンプルＢにおける膜厚ｔが０．８ｎｍのＨ_ｓａｔの極大と対応する。つまり、サンプルＡでは膜厚ｔが１．１nmで強く反平行結合している。同様に平行結合する膜厚ｔもサンプルＡではサンプルＢよりも若干厚くなる。図１２のサンプルＡにおける膜厚が１．３〜１．７ｎｍのＨ_ｓａｔの谷は、図１１のサンプルＢにおける膜厚ｔが１．１ｎｍ〜１．５ｎｍ付近のＨ_ｓａｔの極小と対応する。つまり，サンプルＡでは結合の強度は不明なものの膜厚ｔが１．３〜１．７ｎｍで平行結合している。このことから、実施例１および２における自由層１０中の導電膜１４の膜厚ｔが１．３ｎｍおよび１．５ｎｍのサンプルでは第１強磁性膜１２と第２強磁性膜１６との磁化は平行結合している。一方、実施例１における自由層１０中の導電膜１４の膜厚ｔが１．１ｎｍのサンプルでは第１強磁性膜１２と第２強磁性膜１６との磁化は平行結合している。

図１１と図１２とのように、組み合わせる強磁性材料によって，平行結合する導電膜１４の膜厚ｔが若干変化する。これは、強磁性体薄膜と導電膜１４（Ｒｕ膜）の界面の拡散の様子が組み合わせによってことなること、Ｒｕ膜の薄膜成長が下地の強磁性体材料によって異なることなどが原因として考えられる。

実施例１に示すように、自由層１０をトンネル絶縁膜２０上に形成する場合、上記のように、導電膜１４の好ましい膜厚は第１強磁性膜１２の材料によって異なる。よって、導電膜１４としてＲｕ膜を用い第１強磁性膜１２としてＣｏＦｅＢ膜を用いる場合、第１強磁性膜１２と第２強磁性膜１６とを平行結合とするためには、導電膜１４の膜厚ｔは、１．３ｎｍ〜１．７ｎｍが好ましい。さらに、第２強磁性膜１６もＣｏＦｅＢ膜であることがより好ましい。また、上記第１強磁性膜１２と第２強磁性膜１６とを平行結合とするための膜厚ｔは、前述の理由から、第１強磁性膜１２と第２強磁性膜１６の膜厚にはほとんど影響されない。

実施例１と同様な実験を別の方法を用いて行なった。平行結合のサンプルおよび反平行結合のサンプルを別途作製した。平行結合サンプルは、導電膜１４の膜厚が１．５ｎｍであり、反平行結合サンプルは、導電膜１４の膜厚が１．１ｎｍである。その他の構造は実施例１の平行結合サンプルおよび反平行結合サンプルと同じである。

磁化反転法による測定は、以下のように行なった。図１３は磁界に対するトンネル磁気抵抗素子の抵抗を示した図である。図１３のように、磁界の掃引を８００回行なった。磁界の掃引速度ｖは２１．３Ｏｅ／ｓである。図１３のように、複数回の磁界の掃引を行なうと、平行状態Ｐから反平行状態ＡＰ、反平行状態ＡＰから平行状態Ｐにスイッチする磁界は毎回異なる。なお、図１３は平行結合サンプルの例である。図１４（ａ）は平行状態から反平行状態にスイッチングする場合の磁界に対するスイッチングする確率Ｐ_ＳＷを示した図である。図１４（ａ）において、磁界が−１０５Ｏｅで反平行状態になる確率はほとんど０である。磁界が−１１７Ｏｅで反平行状態になる確率はほとんど１００％である。図１４（ｂ）は、反平行状態から平行状態にスイッチングする場合の磁界に対するスイッチング確率Ｐ_ＳＷを示した図である。

スイッチング確率Ｐ_ＳＷの理論式は数式４で表される。

ここで、ｔ_ｐはＨ_ｃの平均／磁界掃引速度ｖである。ｔ_０は試行周波数の逆数である。図１４（ａ）および図１４（ｂ）の結果から数式４を用い平行結合サンプルと反平行結合サンプルの熱擾乱耐性指数Δおよび絶対零度に対応する保持力Ｈ_Ｃ０を求めた。結果を表４に示した。なお、熱擾乱耐性指数Δおよび絶対零度に対応する保持力Ｈ_Ｃ０は平行状態から反平行状態と反平行状態から平行状態の平均を示している。

スピン注入磁化反転法による測定は以下のように行なった。図１５は、スピン注入磁化反転法の測定方法を示す模式図である。図１５のように、磁界を印加した状態でトンネル磁気抵抗素子の固定層３０を接地し、自由層１０にパルス電流を流す。自由層１０のノードＮの電圧をオシロスコープで観察する。図１６は、オシロスコープで観察したノードＮの電圧Ｖを時間に対し示した図である。パルス電流Ｉは０．７ｍＡ、磁界Ｈは１２０Ｏｅである。図１６のように、時間ｔ_ｓｗで反平行状態から平行状態に磁化反転する。

図１７は、図１６の観察を数百回行なった場合の時間ｔ_ＳＷに対するスイッチング確率Ｐ_ＳＷを示す図である。スイッチング確率Ｐ_ＳＷの理論式は、数式５で表される。

ここで、Δ_ｅｆｆは有効熱擾乱耐性である。これにより、ある電流Ｉ_ｃ、磁界Ｈの場合の有効熱擾乱耐性Δ_ｅｆｆが求まる。有効熱擾乱耐性Δ_ｅｆｆは数式６および数式７で表される。

そこで、パルス電流Ｉ_ｃを０．５、０．６、０．７および０．８ｍＡとし、磁界を各電流で正負でそれぞれ５点変えΔ_ｅｆｆを測定した。図１８（ａ）は磁界に対する有効熱擾乱耐性Δ_ｅｆｆを示した図である。図１８（ｂ）は負の磁界における測定点付近の拡大図、図１８（ｃ）は正の磁界における測定点付近の拡大図である。図１８（ｂ）および図１８（ｃ）において、各電流Ｉ_ｃにおけるデータから２次曲線の横方向（磁界）の原点からのずれを求めた。数式６を用い、求めた横方向の原点からのずれからＨ_Ｃ０を求めることができる。図１８（ａ）において正の磁界および負の磁界の２次曲線が交わる点が磁界Ｈ＝０に相当する点とし、このときのΔ_ｅｆｆをΔ_ｅｆｆ（Ｉ）とした。図１９は、各電流Ｉ_ｃに対するΔ_ｅｆｆ（Ｉ）を示す図である。数式７より、図１９のデータを直線近似した切片から熱擾乱耐性指数Δおよびスイッチング電流Ｉ_ｃ０を求めることができる。求めたスイッチング電流Ｉ_ｃ０、熱擾乱耐性指数Δおよび絶対零度に対応する保磁力Ｈ_Ｃ０を表４に示した。なお、図１７から図１９は、測定方法を説明するためのものであり、表４の数値とは関係はない。

表４のように、実施例１とは異なるサンプルおよび異なる評価方法を用いても、平行結合のサンプルは反平行結合のサンプルに比べ、大きい熱擾乱耐性指数Δを有することが確認できた。

実施例２の別の例として、第２強磁性膜１６の膜厚が１ｎｍ、２ｎｍおよび４ｎｍのサンプルを作製した。実施例４と同様に、スピン注入磁化反転法を用い本質的なスイッチング電流Ｉ_ｃ０、熱擾乱耐性指数Δおよび絶対零度に対応する保磁力Ｈ_Ｃ０を測定した。また、同じサンプルで実施例４と同様に磁界反転法を用い、熱擾乱耐性指数Δおよび絶対零度に対応する保磁力Ｈ_Ｃ０を測定した。結果を表５に示す。表５のように、実施例２とは異なるサンプル、異なる評価方法を用い、第２強磁性膜厚が厚くなると熱擾乱耐性指数Δが大きくなることが確認できた。表５より、第２強磁性膜１６の磁化と体積の積は第１強磁性膜１２の磁化と体積の積以上であることが好ましい。

実施例６は実施例２の第２強磁性膜１６の膜厚をさらに厚くした例である。図２０（ａ）から図２０（ｃ）は、作製したサンプルの模式図である。第１強磁性膜１２の膜厚を２ｎｍ、第２強磁性膜１６の膜厚を６ｎｍとした。その他の構造は、実施例２と同じであり説明を省略する。図２０（ａ）のように、磁界を印加し、トンネル磁気抵抗素子に０．６ｍＡの電流を印加し、トンネル磁気抵抗素子の抵抗を測定した。図２１は、磁界に対する抵抗を示した図である。良好なヒステリシス特性を示している。図２２（ａ）から図２２（ｅ）は、図２１の（ａ）から（ｅ）において、時間に対するトンネル磁気抵抗素子に印加されている電圧Ｖを示した図である。図２２（ａ）から図２２（ｅ）は、それぞれ、磁界が２０８Ｏｅ、２１５Ｏｅ、２２４Ｏｅ、２３３Ｏｅおよび２４２Ｏｅに対応している。

図２２（ａ）では、電圧Ｖは約３００ｍＶである。これは、図２０（ａ）のように、自由層１０の第１強磁性膜１２および第２強磁性膜１６の磁化方向が、固定層３０の磁化方向に対し、反平行状態であることを示している。図２２（ｅ）では、電圧Ｖは約２００ｍＶである。これは、図２０（ｃ）のように、自由層１０の第１強磁性膜１２および第２強磁性膜１６の磁化が、固定層３０の磁化方向に対し、平行状態であることを示している。図２２（ｂ）から図２２（ｄ）では、電圧Ｖは３００ｍＶと約２００ｍＶとの間を振動している。これは、図２０（ｂ）のように、第２強磁性膜１６の磁化が反転しにくく、図２０（ａ）の状態と図２０（ｂ）の状態とを繰り返しているためと考えられる。

以上のように、実施例２によれば、第２強磁性膜１６は厚い、すなわち磁化と体積の積が大きいことが好ましいが、実施例６によれば、第２強磁性膜１６が厚過ぎると、すなわち磁化と体積の積が大き過ぎると、第１強磁性膜１２の磁化が磁化反転後に再び戻ってしまうことがわかった。これにより、第２強磁性膜１６の磁化と体積の積が第１強磁性膜１２の磁化と体積の積の３倍より小さいことがより好ましい。

以上、本発明の実施例について詳述したが、本発明は係る特定の実施例に限定されるものではなく、特許請求の範囲に記載された本発明の要旨の範囲内において、種々の変形・変更が可能である。

１０ 自由層
１２ 第１強磁性膜
１４ 導電膜
１６ 第２強磁性膜
２０ トンネル絶縁膜
３０ 固定層

Claims (8)

1. 強磁性体を有する固定層と、
   前記固定層に接して設けられたトンネル絶縁膜と、
   前記トンネル絶縁膜に接して設けられた第１強磁性膜と、前記第１強磁性膜と平行に層間交換結合した磁化を有する第２強磁性膜と、前記第１強磁性膜と前記第２強磁性膜とに挟まれた導電膜と、を有する自由層と、
   を具備し、
   前記第２強磁性膜の磁化と体積の積が前記第１強磁性膜の磁化と体積の積の２倍以上であり、
   前記自由層はスピン注入法によりスピン反転することを特徴とするトンネル磁気抵抗素子。
2. 前記第２強磁性膜の磁化と体積の積が前記第１強磁性膜の磁化と体積の積の３倍より小さいことを特徴とする請求項１記載のトンネル磁気抵抗素子。
3. 前記導電膜はＲｕであることを特徴とする請求項１または２記載のトンネル磁気抵抗素子。
4. 前記第１強磁性膜は、ＣｏＦｅＢであることを特徴とすることを特徴とする請求項３記載のトンネル磁気抵抗素子。
5. 前記第１強磁性膜および前記第２強磁性膜は、ＣｏＦｅＢであることを特徴とする請求項３記載のトンネル磁気抵抗素子。
6. 前記導電膜の膜厚は、１．３〜１．７ｎｍであることを特徴とする請求項４または５記載のトンネル磁気抵抗素子。
7. 前記トンネル絶縁膜は、酸化マグネシウムであることを特徴とする請求項１から６のいずれか一項記載のトンネル磁気抵抗素子。
8. 前記自由層の形状磁気一軸異方性エネルギーは、前記自由層の磁気一軸異方性エネルギーから前記形状磁気一軸異方性エネルギーを減じたエネルギーより大きいことを特徴とする請求項１から７のいずれか一項記載のトンネル磁気抵抗素子。

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