JP5294043B2 - トンネル磁気抵抗素子 - Google Patents
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Description
本発明は、トンネル磁気抵抗素子(以下、ＴＭＲ素子という)に係り、特に、基板上にマグネタイト(Ｆｅ3Ｏ4)を成膜して一方の電極とするＴＭＲ素子に関する。
不揮発性メモリとして研究開発が進んでいる磁気メモリの性能は、原理的には電極である磁性体のスピンが上向き、下向きのいずれかに偏っている割合(スピン分極率)が大きいほど向上することが知られている。ハーフメタルとして知られる物質、マグネタイト、酸化クロム、ＬＳＭＯ(Ｌａ1-xＳｒxＭｎ）、ホイスラー合金は、フェルミ面において、一方のスピンバンドにエネルギーギャップがあり、理論的にはスピン分極率１００％を有する。ハーフメタルは、強磁性トンネル接合に適用すると、無限に大きなトンネル磁気抵抗(ＴＭＲ)を発現するばかりでなく、スピンフィルター、スピン利用のトランジスタや、量子コンピュータに必要な半導体への高効率スピン注入を実現する上で欠かせない材料である。
通常、トンネル磁気抵抗(ＴＭＲ)の大きさは、ＭＲ比で表される。ＭＲ比は、ＴＭＲ素子を構成する絶縁層を挟んで対峙する２つの強磁性体電極の磁化の方向が、互いに反平行の時の電極間の電気抵抗(Ｒａｐ)と、互いに平行の時の電極間の電気抵抗(Ｒｐ)との差に対する、平行の時の電極間電気抵抗(Ｒｐ)の割合(％)、すなわち、ＭＲ比＝(Ｒａｐ−Ｒｐ)／Ｒｐ×１００で表される。
８５８Ｋ(５８５℃)の高いキュリー点を持つマグネタイト(Ｆｅ3Ｏ4)を用いたスピントンネル接合は、実用化の期待が高いが、室温におけるＭＲ比は、これまで、非特許文献１によれば、Ｃｏ／Ａｌ2Ｏ3／Ｆｅ酸化物を用いた場合の１３％、また、非特許文献２によれば、Ｆｅ3Ｏ4／ＡｌＯx／ＣｏＦｅ／ＮｉＦｅを用いた場合の１４％が報告されているにすぎない。これらはいずれも絶縁層を挟む２つの電極の磁化が反平行の時、ＭＲ比が増加する正のＴＭＲ(Normal TMR)である。電極の磁化が平行の時、ＭＲ比が増加する負のＴＭＲ（Inverse TMR）としては、非特許文献３によれば、ＮｉＦｅ／ＡｌＯx／Ｆｅ酸化物／Ｆｅを用いたＭＲ比、−１.２％が報告されている。
ハーフメタルであるマグネタイト(Ｆｅ3Ｏ4)の電気伝導は、結晶中のＢサイト(８面体位置と呼ばれる)にあるＦｅ+2、Ｆｅ+3価のイオン間での電子の飛び移り(ホッピング)により行われ、この飛び移り電子は、全て下向き(ダウン)スピンをもつという特徴がある。このため、マグネタイト(Ｆｅ3Ｏ4)から離れる際にスピンが反転しなければ、上向きスピン電子が電気伝導の主体であるＣｏやＣｏＦｅ等の３ｄ−磁性金属からなる電極と組み合わせたトンネル接合では、負のＭＲ比を示す、負のＴＭＲが発現すると予測されている。従来技術で、多くの正のＴＭＲが報告されているのは、界面での電子スピンの方向が制御されていないため、ハーフメタルとしてのスピン分極率１００％のマグネタイト(Ｆｅ3Ｏ4)本来のスピン依存電気伝導特性を反映していないのが原因である。
マグネタイト(Ｆｅ3Ｏ4)と３ｄ−磁性金属からなる負のＴＭＲを示すトンネル磁気抵抗素子として、本件発明者は、非特許文献４に記載されているように、(１１１)面のマグネタイト層を電極に、酸化マグネシウムを障壁層として用いて作製したＦｅ3Ｏ4／ＭｇＯ／ＣｏＦｅはＭＲ比−１４％の負の磁気抵抗素子を示すことを見出したが、同時にこの素子と同じ基板上にＭＲ比が最大＋１０％の正の磁気抵抗素子も多く得られ、電子トンネルに際してスピンの一部が反転していることがわかり、スピンの分極を動作原理とする電子デバイスとして問題があった。
また、ＭＲ比−１４％の負の磁気抵抗はこれまで報告された中で最も大きな負のＭＲ比であるが、実用とされる１５０％以上のＭＲ比を得るためには、更なるＭＲ比の向上が必要である。しかしながら従来の、ＭｇＯ層を障壁層とするＦｅ3Ｏ4／ＭｇＯ／ＣｏＦｅでは−１４％以上の大きなＭＲ比は得られないという問題もあった。
P.Seneor et al.，Applied Physics Letters，74,4017(1999)
K.Aoshima et al.，Journal of Applied Physics，93,7954(2003)
C.Park et al.，IEEE Transactions on Magnetics，41,2691(2005)
門 哲男、齋藤秀和、安藤功兒、Journal of AppliedPhysics，101,09J511 (2007).
R.Meservey and P．M．Tedrow，Phys．Rep．238，173(1994)
本発明の目的は、マグネタイト(Ｆｅ3Ｏ4)膜を一方の電極とし、マグネタイト(Ｆｅ3Ｏ4)本来のスピン依存電気伝導特性をより反映した、室温で負のＭＲ比を示すＴＭＲ素子のみを同一基板上に作成する技術、及び室温で絶対値２０％以上の負のＭＲ比を示すＴＭＲ素子を提供することにある。
本発明は、上記の課題を解決するために、次のような手段を採用した。
第１の手段は、マグネタイト電極と、該マグネタイト電極上に酸化マグネシウム層と２ｎｍ以下の厚さの酸化アルミニウム非晶質層を成膜した障壁層と、からなることを特徴とするトンネル磁気抵抗素子である。
第２の手段は、サファイア基板(００．１)と、該サファイア基板(００．１)面上にマグネタイトを[１１１]方向にエピタキシャル成膜されて形成されたマグネタイト電極と、該マグネタイト電極上に酸化マグネシウムを[１１１]方向にエピタキシャル成膜し、さらに２ｎｍ以下の厚さの酸化アルミニウム非晶質層を成膜した障壁層と、からなることを特徴とするトンネル磁気抵抗素子である。
その他の手段は、マグネタイト電極と、該マグネタイト電極上に成膜温度６０℃〜１３０℃で酸化マグネシウム層を成膜し、前記成膜温度より０〜６０℃高い温度でアニールされた障壁層と、からなることを特徴とするトンネル磁気抵抗素子である。また、その他の手段は、サファイア基板(００．１)と、該サファイア基板(００．１)面上にマグネタイトを[１１１]方向にエピタキシャル成膜されて形成されたマグネタイト電極と、該マグネタイト電極上に成膜温度６０℃から１３０℃で酸化マグネシウムを[１１１]方向にエピタキシャル成膜し、成膜温度より０〜６０℃高い温度でアニールされた障壁層と、からなることを特徴とするトンネル磁気抵抗素子である。
第１の手段は、マグネタイト電極と、該マグネタイト電極上に酸化マグネシウム層と２ｎｍ以下の厚さの酸化アルミニウム非晶質層を成膜した障壁層と、からなることを特徴とするトンネル磁気抵抗素子である。
第２の手段は、サファイア基板(００．１)と、該サファイア基板(００．１)面上にマグネタイトを[１１１]方向にエピタキシャル成膜されて形成されたマグネタイト電極と、該マグネタイト電極上に酸化マグネシウムを[１１１]方向にエピタキシャル成膜し、さらに２ｎｍ以下の厚さの酸化アルミニウム非晶質層を成膜した障壁層と、からなることを特徴とするトンネル磁気抵抗素子である。
その他の手段は、マグネタイト電極と、該マグネタイト電極上に成膜温度６０℃〜１３０℃で酸化マグネシウム層を成膜し、前記成膜温度より０〜６０℃高い温度でアニールされた障壁層と、からなることを特徴とするトンネル磁気抵抗素子である。また、その他の手段は、サファイア基板(００．１)と、該サファイア基板(００．１)面上にマグネタイトを[１１１]方向にエピタキシャル成膜されて形成されたマグネタイト電極と、該マグネタイト電極上に成膜温度６０℃から１３０℃で酸化マグネシウムを[１１１]方向にエピタキシャル成膜し、成膜温度より０〜６０℃高い温度でアニールされた障壁層と、からな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、スピン分極率１００％をもつマグネタイト(Ｆｅ3Ｏ4)本来の下向きスピン依存伝導特性を反映させたマグネタイト(Ｆｅ3Ｏ4)を一方の電極として用いることにより、高ＭＲ比のＴＭＲ素子を実現することができる。これによって、半導体への高効率スピン注入や３−ｄ金属磁性体の上向きスピンと組み合わせて２方向スピンの独立制御による電子デバイスの実現が可能となり、また、ＭＲＡＭや磁気ヘッド、量子コンピュータ等、電子デバイス、電子材料分野で広く用いることが可能となる。
本件発明者は、マグネタイト(Ｆｅ3Ｏ4)を一方の電極とする負のＭＲ比を示すＴＭＲ素子を作製するため鋭意研究を重ねた。その結果、サファイア(００．１)基板上に、パルスレーザー堆積(ＰＬＤ)法でＦｅ3Ｏ4(１１１)をエピタキシャル成膜し、その成膜上に、ＭｇＯ(１１１)層を８０℃でエピタキシャル成膜し、１２５℃でアニールした後、引き続きその膜上に磁場中スパッタ法でＦｅ25Ｃｏ75／ＩｒＭｎ／Ｒｕ層を成膜した。これをＴＭＲ素子に加工することにより、同一基板上に最大８％の負のＭＲ比のみを示すＴＭＲ素子を見出した。さらに、障壁層としてＭｇＯに代えて、ＭｇＯ／Ａｌ2Ｏ3の２層膜を障壁層とすることにより、室温で２０％以上の負のＭＲ比を示すＴＭＲ素子を見出した。すなわち、本発明によれば、一方の電極にＦｅ3Ｏ4層を用い、同一基板上に２０％以上の負のＭＲ比を示すＴＭＲ素子を高率で作成することが可能となった。
本発明における一方の電極として用いる(１１１)面に成長させたマグネタイト(Ｆｅ3Ｏ4)膜は、パルスレーザー堆積(ＰＬＤ)法で成膜されるが、スパッタリング法、分子線エピタキシャル(ＭＢＥ)法、真空蒸着法でも可能である。その場合、基板温度と酸素分圧を制御して、化学量論組成に近づけることが重要である。化学量論組成に近いか否かは、膜の電気抵抗−温度曲線で１２０Ｋ付近にフェルヴェイ転移を示す急峻な抵抗変化が認められるか否かで判定できる。マグネタイト(Ｆｅ3Ｏ4)電極の膜厚は１０〜１００ｎｍであるが、好ましくは５０〜６０ｎｍがよい。
本発明に係る第１の実施形態は、トンネル障壁層となるＭｇＯ層はＦｅ3Ｏ4(１１１)膜の上に真空中、パルスレーザー堆積(ＰＬＤ)法で成膜されるが、スパッタリング法、分子線エピタキシャル(ＭＢＥ)法、真空蒸着法でも可能である。ＭｇＯ層はエピタキシャル成膜されていなくても良いが、エピタキシャル成膜されているほうが好ましい。この場合、成長方向は[１１１]方向となる。膜厚は膜の粗さ、Ｐ−Ｖ(ピーク−ヴァレー)距離にもよるが２〜８ｎｍであり、ＭｇＯ(１１１)面では４〜６ｎｍが適当である。成膜温度は５０℃から１３０℃の範囲が適当であるが、６０℃から１００℃の温度範囲が好ましい。成膜後のアニールは、成膜温度に依存するが、成膜温度より０〜６０℃以内の高い温度で行うのが望ましい。本実施形態のＴＭＲ素子によれば、室温で絶対値として５％以上の負の(−５％より大きな負の)ＭＲ比を示すことができる。つまり、本実施形態の発明によれば、同一基板上に負のＭＲ比のみを示すＴＭＲ素子を実現することができる。
本実施形態のＴＭＲ素子は、スピン反転が起こるのはＭｇＯ層が形成する２つの界面のうち、Ｆｅ3Ｏ4／ＭｇＯ界面であるという知見、および、両層の格子ミスマッチがほとんど無いため、Ｆｅ3Ｏ4／ＭｇＯ界面では両層に跨る酸素の面心立方格子のネットワークを通じて、イオン半径の小さい鉄イオン、マグネシウムイオンの相互拡散が１５０℃以上の比較的低温で起こり易くなるという知見に基づいている。したがって、酸化マグネシウム堆積時の成膜温度を上げて、スピン反転の原因とされるＦｅ3Ｏ4／ＭｇＯ界面近傍における積層転位などの欠陥を減少させる一方、両層の相互拡散を抑制できる温度以下で成膜する必要があり、これにより上記の狭い成膜温度範囲が決定される。
本発明に係る第２の実施形態は、第１の実施形態におけるトンネル障壁層と同様に形成されるが、トンネル障壁層として、室温でＭｇＯ／Ａｌ2Ｏ3膜からなる２層膜を作成することによって得られる。トンネル障壁層の厚さは３〜８ｎｍであるが、好ましくは５〜７ｎｍである。通常ＭｇＯが一方の膜として用いられ、他方の膜としてＳｒＴｉＯ3、Ｃｅ1−xＬａxＯy、Ａｌ2Ｏ3、ＳｉＯ2のいずれかの１つが２ｎｍ未満の厚さでＭｇＯ上に連続して堆積される。これらの膜はアモルファス状態である方が膜の平坦化を促進する上で好都合である。ＭｇＯ(５ｎｍ)／Ａｌ2Ｏ３(１ｎｍ)膜を障壁層とした磁気抵抗素子は、室温で最大−２６％の負のＭＲ比を示すことができる。つまり、本実施形態の発明によれば、室温で２０％以上の負のＭＲ比を示すＴＭＲ素子を実現することができる。
なお、第２の実施形態によれば、同一基板上には最大で＋１８％の正のＭＲ比を示すＴＭＲ素子が認められたが、正のＭＲ比を持つＴＭＲ素子は、第１の実施形態を併用することにより、スピン反転に影響を及ぼす、Ｆｅ3Ｏ4／ＭｇＯ界面近傍層の欠陥を減じることにより正のＭＲ比を無くすことが可能である。つまり、第１の実施形態および第２の実施形態に係る発明を併せて用いることにより、室温で絶対値２０％以上の負のＭＲ比を示すＴＭＲ素子をのみを作成することが可能となる。これは、このＦｅ3Ｏ4／ＭｇＯ／ＣｏＦｅＴＭＲ素子において、スピン反転に影響を及ぼすのは、Ｆｅ3Ｏ4／ＭｇＯ界面近傍層の欠陥であり、ＭＲ比に影響を及ぼすのはＭｇＯ／Ｆｅ3Ｏ4界面の粗さであり、しかもそれぞれの界面の状態は成膜時に独立に制御できるという知見によるものである。
第２の実施形態において、正負とも、大きなＭＲ比が得られる原因は、ＭｇＯ/ＣｏＦｅ界面の粗さが改善した結果と考えられる。室温で成膜した酸化マグネシウム(１１１)層は(００１)面からなる三角錐型の形態をとるファセット成長をしており、平均表面粗さＲａは０.７ｎｍ、Ｐ−Ｖ(ピーク−ヴァレー)距離は５.５ｎｍに対して、本実施形態に係るＭｇＯ(５ｎｍ厚さ)／Ａｌ2Ｏ3(１ｎｍ厚さ）膜の平均表面粗さＲａは０.３ｎｍ、Ｐ−Ｖ(ピーク−ヴァレー)距離は３.７ｎｍと、非常に小さな値で、表面粗さは非常に向上している。これはＡｌ2Ｏ3がアモルファスであることから、ファセット成長ではなく、ファセット成長で形成された凹凸を平坦化しているものと考えられる。なお、障壁層を６ｎｍの一定厚さに保ち、Ａｌ2Ｏ3層厚さを２ｎｍ以上増加させれば、ＭＲ曲線にノイズの重畳が顕著となり、また、ＭＲ比の向上は認められない。
第１および第２の実施形態に係る発明において、(１１１)面成長させたＦｅ3Ｏ4膜を一方の電極(下部電極)とし、この一方の電極とトンネル障壁層を挟んで対峙する他方の電極（上部電極）は、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉ、およびＦｅ、Ｃｏ、Ｎｉを含む合金膜である。他方の電極(上部電極)としてＦｅ3Ｏ4を用いても良い。その場合には正のＭＲ比となる。
また、第１および第２の実施形態に係る発明において、上部電極の上にＩｒＭｎ層を反強磁性交換結合膜として形成する場合があるが、下部電極のＦｅ3Ｏ4層と上部電極層の保磁力が異なっていれば、形成する必要はない。また、最上部には保護層としてＲｕ層が形成されるが、ＴＭＲ素子を環境から保護できれば、Ａｕ、Ｔａ、Ｐｔ等の他の材料を用いても良い。
なお、第１および第２の実施形態に係る発明のＴＭＲ素子は、上記トンネル接合層から成る多層膜を通常のフォトリソグラフィ法とＡｒミリングまたはエッチングにより加工されるが、加工法によって何ら限定されるものでは無い。
以下に、本発明に係る実施例について説明する。
実施例１
本実施例で作製されるＴＭＲ素子の構造は、サファイア(００．１)基板／Ｆｅ3Ｏ4(６０ｎｍ)／ＭｇＯ(６ｎｍ)／Ｆｅ25Co75(５ｎｍ)／ＩｒＭｎ(１０ｎｍ）／Ｒｕ(５ｎｍ)である。
このＴＭＲ素子の作製は、まず、サファイア（００．１）基板上に、パルスレーザー堆積(ＰＬＤ)法およびスパッタ法を用いて、Ｆｅ3Ｏ4層を、１×１０-5Ｐａの真空下で１５０℃で成膜後、５００℃で３０分間、アニールした。その後、その成膜上に、障壁層としてＭｇＯ層を１×１０-5Ｐａの真空下で８０℃で成膜後、１２５℃で１０分間、アニールした。さらに、その膜試料を高真空下でスパッタ装置に移動し、その膜上に、磁場中スパッタ法でＦｅ25Ｃｏ75／ＩｒＭｎ／Ｒｕ層（室温）を成膜した。その後、フォトリソグラフィとアルゴンイオンミリングにより３×１２μｍ2の接合面積を有するＴＭＲ素子を作製した。
本実施例で作製されるＴＭＲ素子の構造は、サファイア(００．１)基板／Ｆｅ3Ｏ4(６０ｎｍ)／ＭｇＯ(６ｎｍ)／Ｆｅ25Co75(５ｎｍ)／ＩｒＭｎ(１０ｎｍ）／Ｒｕ(５ｎｍ)である。
このＴＭＲ素子の作製は、まず、サファイア（００．１）基板上に、パルスレーザー堆積(ＰＬＤ)法およびスパッタ法を用いて、Ｆｅ3Ｏ4層を、１×１０-5Ｐａの真空下で１５０℃で成膜後、５００℃で３０分間、アニールした。その後、その成膜上に、障壁層としてＭｇＯ層を１×１０-5Ｐａの真空下で８０℃で成膜後、１２５℃で１０分間、アニールした。さらに、その膜試料を高真空下でスパッタ装置に移動し、その膜上に、磁場中スパッタ法でＦｅ25Ｃｏ75／ＩｒＭｎ／Ｒｕ層（室温）を成膜した。その後、フォトリソグラフィとアルゴンイオンミリングにより３×１２μｍ2の接合面積を有するＴＭＲ素子を作製した。
次に、この実施例で作製されたＴＭＲ素子の磁気抵抗の測定を行った。
図１(ａ)は、作製されたＴＭＲ素子のＭＲ比とトンネル接合の面抵抗ＲＡとの関係を示す図であり、横軸はトンネル接合の面抵抗ＲＡ、縦軸はＭＲ比である。磁気抵抗の測定は、室温で２端子法により行った。
同図に示すように、ＭＲ比はすべて負の値であり、正のＭＲ比は認められなかった。ＭＲ比は−８％〜−１％、ＲＡは３×１０5〜２×１０6Ωμｍ2の値を示すが、ＲＡが高いほど、ＭＲ比は大きな負の値を示す傾向があり、相関が見られる。
図１(ｂ)は、室温で最も大きな負のＭＲ比−８％を示すＴＭＲ素子のＭＲ曲線を示す図であり、横軸は磁場、縦軸はＭＲ比である。磁気抵抗の測定は、室温で４端子法により行った。
同図に示すように、ＩｒＭｎにより、ＣｏＦｅ電極に交換バイアスがかけられており、磁化曲線は非対称であるため、ＭＲ曲線も非対象となっている。
図１(ａ)は、作製されたＴＭＲ素子のＭＲ比とトンネル接合の面抵抗ＲＡとの関係を示す図であり、横軸はトンネル接合の面抵抗ＲＡ、縦軸はＭＲ比である。磁気抵抗の測定は、室温で２端子法により行った。
同図に示すように、ＭＲ比はすべて負の値であり、正のＭＲ比は認められなかった。ＭＲ比は−８％〜−１％、ＲＡは３×１０5〜２×１０6Ωμｍ2の値を示すが、ＲＡが高いほど、ＭＲ比は大きな負の値を示す傾向があり、相関が見られる。
図１(ｂ)は、室温で最も大きな負のＭＲ比−８％を示すＴＭＲ素子のＭＲ曲線を示す図であり、横軸は磁場、縦軸はＭＲ比である。磁気抵抗の測定は、室温で４端子法により行った。
同図に示すように、ＩｒＭｎにより、ＣｏＦｅ電極に交換バイアスがかけられており、磁化曲線は非対称であるため、ＭＲ曲線も非対象となっている。
図２は、ＴＭＲ素子を形成する多層膜の作成時におけるＲＨＥＥＤ(反射高エネルギー電子線回折)パターンを示す図であり、図２(ａ)は、Ｆｅ3Ｏ4(６０ｎｍ)を成膜後、５００℃でアニールしたもののＲＨＥＥＤパターンであり、図２(ｂ)は、その後、ＭｇＯを８０℃で６ｎｍ成膜後のＲＨＥＥＤパターンであり、図２(ｃ)は、その後、成膜されたＭｇＯを１２５℃でアニールしたもののＲＨＥＥＤパターンである。
Ｆｅ3Ｏ4、ＭｇＯともにエピタキシャル製膜されており、図２(ｂ)、図２(ｃ)に見られるように、ＭｇＯのＲＨＥＥＤパターンには明瞭な菊池線が認められ、８０℃という非常に低い成膜温度で膜の結晶品質は著しく向上していることが分かる。このＲＨＥＥＤパターンを室温で成膜後のＭｇＯのＲＨＥＥＤパターンと、後述する図４(ｂ)の菊池線が見られないＲＨＥＥＤパターンと比較すると、成膜温度８０℃での成膜でＭｇＯの結晶品質は著しく向上しており、ＭｇＯ／Ｆｅ3Ｏ4界面で、転位などの格子欠陥が少ないことを示唆している。これが散乱による電子スピン反転が起こりにくい原因と考えられる。
Ｆｅ3Ｏ4、ＭｇＯともにエピタキシャル製膜されており、図２(ｂ)、図２(ｃ)に見られるように、ＭｇＯのＲＨＥＥＤパターンには明瞭な菊池線が認められ、８０℃という非常に低い成膜温度で膜の結晶品質は著しく向上していることが分かる。このＲＨＥＥＤパターンを室温で成膜後のＭｇＯのＲＨＥＥＤパターンと、後述する図４(ｂ)の菊池線が見られないＲＨＥＥＤパターンと比較すると、成膜温度８０℃での成膜でＭｇＯの結晶品質は著しく向上しており、ＭｇＯ／Ｆｅ3Ｏ4界面で、転位などの格子欠陥が少ないことを示唆している。これが散乱による電子スピン反転が起こりにくい原因と考えられる。
実施例２
本実施例で作製されるＴＭＲ素子の構造は、サファイア(００．１)基板／Ｆｅ3Ｏ4(６０ｎｍ)／ＭｇＯ(５ｎｍ)／Ａｌ2Ｏ3(１ｎｍ)／Ｆｅ25Ｃｏ75(５ｎｍ)／ＩｒＭｎ(１０ｎｍ)／Ｒｕ(５ｎｍ)である。
このＴＭＲ素子の作製は、障壁層であるＭｇＯを室温で厚さ５ｎｍ成膜し、その後、ＭｇＯと同じ条件でＡｌ2Ｏ3を１ｎｍ成膜した以外は、実施例１と同じ条件でＴＭＲ素子を作製した。
本実施例で作製されるＴＭＲ素子の構造は、サファイア(００．１)基板／Ｆｅ3Ｏ4(６０ｎｍ)／ＭｇＯ(５ｎｍ)／Ａｌ2Ｏ3(１ｎｍ)／Ｆｅ25Ｃｏ75(５ｎｍ)／ＩｒＭｎ(１０ｎｍ)／Ｒｕ(５ｎｍ)である。
このＴＭＲ素子の作製は、障壁層であるＭｇＯを室温で厚さ５ｎｍ成膜し、その後、ＭｇＯと同じ条件でＡｌ2Ｏ3を１ｎｍ成膜した以外は、実施例１と同じ条件でＴＭＲ素子を作製した。
次に、この実施例で作製されたＴＭＲ素子の磁気抵抗を測定した。磁気抵抗の測定は、室温で２端子法により行った。
図３(ａ)は、作製されたＴＭＲ素子のＭＲ比とトンネル接合の面抵抗の関係を示す図であり、横軸はトンネル接合の面抵抗ＲＡ、縦軸はＭＲ比を示す。
同図に示すように、ＭＲ比は−２６％〜１８％、Ｒａは１０6〜１０11Ωμｍ2の値を示すが、ＲＡが高いほど、ＭＲ比は負となる傾向があり、相関が見られる。
図３(ｂ)は、室温で最も大きな負のＭＲ比−２６％を示すＴＭＲ素子のＭＲ曲線である。横軸は磁場、縦軸はＭＲ比である。
図３(ｃ)は、室温で最も大きな正のＭＲ比１８％を示すＴＭＲ素子のＭＲ曲線である。横軸は磁場、縦軸はＭＲ比である。
図３(ｄ)は、ＴＭＲ素子の加工前の磁性多層膜の磁化曲線である。ＩｒＭｎによりＣｏＦｅに交換磁気バイアスがかかっており、磁化曲線は非対称である。磁化曲線に依存して図１(ｂ)、(ｃ)のＭＲ曲線も非対称となっている。
図３(ａ)は、作製されたＴＭＲ素子のＭＲ比とトンネル接合の面抵抗の関係を示す図であり、横軸はトンネル接合の面抵抗ＲＡ、縦軸はＭＲ比を示す。
同図に示すように、ＭＲ比は−２６％〜１８％、Ｒａは１０6〜１０11Ωμｍ2の値を示すが、ＲＡが高いほど、ＭＲ比は負となる傾向があり、相関が見られる。
図３(ｂ)は、室温で最も大きな負のＭＲ比−２６％を示すＴＭＲ素子のＭＲ曲線である。横軸は磁場、縦軸はＭＲ比である。
図３(ｃ)は、室温で最も大きな正のＭＲ比１８％を示すＴＭＲ素子のＭＲ曲線である。横軸は磁場、縦軸はＭＲ比である。
図３(ｄ)は、ＴＭＲ素子の加工前の磁性多層膜の磁化曲線である。ＩｒＭｎによりＣｏＦｅに交換磁気バイアスがかかっており、磁化曲線は非対称である。磁化曲線に依存して図１(ｂ)、(ｃ)のＭＲ曲線も非対称となっている。
図４は、ＴＭＲ素子の多層膜の作成時におけるＲＨＥＥＤ(反射高エネルギー電子線回折)パターンである。図４(ａ)はＦｅ3Ｏ4の成膜後のＲＨＥＥＤパターンであり、図４(ｂ)はＭｇＯを室温で成膜後のＲＨＥＥＤパターンであり、図４(ｃ)はその後Ａｌ2Ｏ3を成膜後のＲＨＥＥＤパターンである。
Ｆｅ3Ｏ4、ＭｇＯともにエピタキシャル製膜されているが、図４(ｂ)のＭｇＯのＲＨＥＥＤパターンでは菊池線は認められず、結晶品質は実施例１のそれよりも劣っていると考えられる。図４(ｃ)に見られるようにＡｌ2Ｏ3はアモルファスである。１ｎｍ厚さでは、ＭｇＯ層がファセット成長して凹凸があることを受け、かすかにＭｇＯのＲＨＥＥＤパターンが認められるが、２ｎｍ厚さのＡｌ2Ｏ3では消滅する。なお、Ａｌ2Ｏ3の膜厚が非常に薄ければ、その上にＭｇＯのエピタキシャル製膜は可能である。
Ｆｅ3Ｏ4、ＭｇＯともにエピタキシャル製膜されているが、図４(ｂ)のＭｇＯのＲＨＥＥＤパターンでは菊池線は認められず、結晶品質は実施例１のそれよりも劣っていると考えられる。図４(ｃ)に見られるようにＡｌ2Ｏ3はアモルファスである。１ｎｍ厚さでは、ＭｇＯ層がファセット成長して凹凸があることを受け、かすかにＭｇＯのＲＨＥＥＤパターンが認められるが、２ｎｍ厚さのＡｌ2Ｏ3では消滅する。なお、Ａｌ2Ｏ3の膜厚が非常に薄ければ、その上にＭｇＯのエピタキシャル製膜は可能である。
図５(ａ)はＦｅ3Ｏ4(６０ｎｍ)、図５(ｂ)はＦｅ3Ｏ4(６０ｎｍ)／ＭｇＯ(６ｎｎ)、図５(ｃ)はＦｅ3Ｏ4(６０ｎｍ)／ＭｇＯ(５ｎｍ)／Ａｌ2Ｏ3(１ｎｍ)膜表面の原子間力顕微鏡（ＡＦＭ）像である。それぞれの平均面粗さＲａとＰ−Ｖ(ピークーヴァレー)距離は、(０.３ｎｍ、３.７ｎｍ)、(０.７ｎｍ，５.５ｎｍ)および(０.３ｎｍ，３.７ｎｍ)である。ＭｇＯ(１１１)のＲａ、Ｐ−Ｖ(ピークーヴァレー)距離ともに大きいのは、(００１)面からなるファセット成長しているためである。１ｎｍのＡｌ2Ｏ3を堆積するとＲａ、Ｐ−Ｖ(ピークーヴァレー)距離とも、著しく低下し、表面粗さが低減されることがわかる。実施例３で正負ともＭＲ比が高いのは、(ＭｇＯ／Ａｌ2Ｏ3)／ＣｏＦｅ界面での粗さが低下していることが原因と考えられる。
なお、非特許文献５によれば、Ａｌ2Ｏ3／３ｄ−金属の界面ではスピンの反転は起こらないことが知られている。したがって、ＭｇＯ層の替わりにＭｇＯ／Ａｌ2Ｏ3層を障壁層に用いて正負のＭＲが生じたという結果は、正負のＭＲ比が生じる原因となるスピンの反転はＭｇＯ／ＣｏＦｅ界面で起こるのではなく、Ｆｅ3Ｏ4／ＭｇＯ界面で起こることを示唆している。
実施例３
本実施例で作製されるＴＭＲ素子の構造は、サファイア(００．１)基板／Ｆｅ3Ｏ4(６０ｎｍ)／ＭｇＯ(４ｎｍ)／Ａｌ2Ｏ3(２ｎｍ)／Ｆｅ25Ｃｏ75(５ｎｍ)／ＩｒＭｎ(１０ｎｍ)／Ｒｕ(５ｎｍ)である。このＴＭＲ素子の作製は、室温でＭｇＯ層の厚さを４ｎｍとし、その後ＭｇＯと同じ条件でＡｌ2Ｏ3を２ｎｍ連続成膜した以外は、実施例２と同じ条件でＴＭＲ素子を作製した。
本実施例で作製されるＴＭＲ素子の構造は、サファイア(００．１)基板／Ｆｅ3Ｏ4(６０ｎｍ)／ＭｇＯ(４ｎｍ)／Ａｌ2Ｏ3(２ｎｍ)／Ｆｅ25Ｃｏ75(５ｎｍ)／ＩｒＭｎ(１０ｎｍ)／Ｒｕ(５ｎｍ)である。このＴＭＲ素子の作製は、室温でＭｇＯ層の厚さを４ｎｍとし、その後ＭｇＯと同じ条件でＡｌ2Ｏ3を２ｎｍ連続成膜した以外は、実施例２と同じ条件でＴＭＲ素子を作製した。
図６は、本実施例で作製されたＴＭＲ素子のＭＲ曲線である。横軸は磁場、縦軸はＭＲ比である。雑音が強くＭＲ曲線に重畳し、ほとんど再現性のある測定結果は得られなかった。なお、ＭｇＯ障壁層の厚さを３ｎｍとし、その後ＭｇＯと同じ条件でＡｌ2Ｏ3を３ｎｍ成膜した以外は実施例２と同じ条件で作成したＴＭＲ素子には、ＭＲ曲線は認められなかった。
Claims (2)
- マグネタイト電極と、
該マグネタイト電極上に成膜された酸化マグネシウム層と該酸化マグネシウム層上に成膜された２ｎｍ以下の厚さの酸化アルミニウム非晶質層とからなる障壁層と、
を備えることを特徴とするトンネル磁気抵抗素子。 - サファイア基板(００．１)と、
該サファイア基板(００．１)面上にマグネタイトを[１１１]方向にエピタキシャル成膜されて形成されたマグネタイト電極と、
該マグネタイト電極上に[１１１]方向にエピタキシャル成膜された酸化マグネシウム層と、該酸化マグネシウム層上に成膜された２ｎｍ以下の厚さの酸化アルミニウム非晶質層とからなる障壁層と、
を備えることを特徴とするトンネル磁気抵抗素子。
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