JP5429480B2 - 磁気抵抗素子、ｍｒａｍ、及び磁気センサー - Google Patents

磁気抵抗素子、ｍｒａｍ、及び磁気センサー Download PDF

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Description

本発明は、磁気抵抗素子、ＭＲＡＭ、及び磁気センサーに関する。
磁気抵抗素子は、ＭＲＡＭ（Ｍａｇｎｅｔｉｃ Ｒａｎｄｏｍ Ａｃｃｅｓｓ Ｍｅｍｏｒｙ）や、ハードディスク読み取り磁気ヘッドの磁気センサーなどの多くの用途に使用される。磁気抵抗素子は、典型的には、磁化が反転可能な強磁性体である磁化自由層と、磁化が固定された強磁性体である磁化固定層、その間に介設された非磁性層とで構成され、磁化固定層に対する磁化自由層の角度によって抵抗値が変化する。磁化自由層の反転によって生じる最大の抵抗変化率は、磁気抵抗比［ＭＲ比：（最大抵抗値−最小抵抗値）／最小抵抗値］として定義される。ＭＲ比が大きいほど高い信号変化が得られるため好適である。非磁性層が導体の場合はＧＭＲ（Ｇｉａｎｔ ｍａｇｎｅｔｏｒｅｓｉｓｔａｎｃｅ）素子と呼ばれ、非磁性層が絶縁体の場合はＭＴＪ（ｍａｇｎｅｔｉｃ ｔｕｎｎｅｌ ｊｕｎｃｔｉｏｎ）と呼ばれる。ＭＴＪは絶縁層（トンネルバリア）を介したトンネル抵抗が変化し、膜面に垂直に電流が流れる。
磁気抵抗素子をセンサーやＭＲＡＭに応用する際は、高ＭＲ比とともに磁化自由層が磁気的にソフトであることも重要である。磁化自由層の磁気異方性が大きすぎるとスイッチング磁場Ｈｓｗ（保磁力）が増大し、ＭＲＡＭにおいては書き込み電流が増大し問題となる。また磁気センサーにおいては磁界感度が減少し問題となる。特に微細素子でのスイッチング磁場Ｈｓｗを決定する形状磁気異方性は磁化自由層の磁化Ｍｓと膜厚ｔの積（Ｍｓ・ｔ）の総和に比例する。磁化Ｍｓと膜厚ｔの積は、一般に、磁化膜厚積と呼ばれており、磁性膜の性質を表す重要なパラメータの一つである。
また磁化自由層の磁歪定数λの低減も重要となる。磁歪定数が大きいと磁気抵抗素子の作製プロセスで生じる応力により不所望な応力誘起磁気異方性が発生し磁気抵抗曲線を劣化させ問題となる。
ソフト性の観点から、磁化自由層にはｆｃｃ（ｆａｃｅ ｃｅｎｔｅｒｅｄ ｃｕｂｉｃ）の結晶構造を持つ磁性材料が好適である。ｆｃｃ磁性材料は結晶磁気異方性が一般的に小さい。特に、Ｎｉ組成が８０％付近のＮｉＦｅ合金（パーマロイ）が好適である。パーマロイは、結晶磁気異方性磁場Ｈｋが小さく磁化Ｍｓも小さい。加えて、パーマロイは、磁歪定数λを零にすることができる。
磁化自由層の形状磁気異方性、結晶磁気異方性、応力誘起磁気異方性は、磁化膜厚積Ｍｓ・ｔ、結晶磁気異方性磁場Ｈｋ、磁歪定数λにそれぞれ比例し、全ての異方性の容易軸が一致する場合、スイッチング磁場Ｈｓｗは各異方性磁場の和になる。磁化自由層のスイッチング磁場Ｈｓｗを低減するためには、磁化膜厚積Ｍｓ・ｔ、結晶磁気異方性磁場Ｈｋ、磁歪定数λを可能な限り低減することが必要となる。
磁化固定層に関してもソフト性が望まれる。たとえば磁化膜厚積Ｍｓ・ｔの総和が小さくなると反強磁性層によって固定されている磁化固定層の磁場強度（交換バイアス磁場）を増大させることが可能であり、同時に微細素子において磁化自由層側に漏れる静磁結合磁場を低減し、磁気抵抗曲線の形状を改善することができる。
一方、高ＭＲ比を得る強磁性層材料として、スピン分極率の高いＣｏＦｅあるいはＣｏＦｅをベースとしたＣｏＦｅＢなどのアモルファス材料が好適である。特に（００１）配向した結晶性ＭｇＯ層から構成されたトンネルバリアと（００１）配向したｂｃｃ（ｂｏｄｙ ｃｅｎｔｅｒｅｄ ｃｕｂｉｃ）構造の強磁性合金を組み合わせることによって高いＭＲ比と低い素子規格化抵抗が得られる。これらの材料をトンネルバリア／強磁性層界面に用いることが望まれる。
しかしながらｂｃｃ構造の磁性材料は、磁気的なソフト性が悪い。例えばＣｏＦｅ合金ではＣｏ組成を８０％以下にするとｂｃｃ構造が得られるが、磁化Ｍｓはパーマロイの２倍以上であり、結晶磁気異方性磁場Ｈｋ及び磁歪定数λも大きい。さらに高ＭＲ比に重要な（００１）配向したｂｃｃ磁性膜は、最密面の（１１０）配向した同磁性膜と比較して原理的に結晶磁気異方性が大きくなる。ボロン（Ｂ）などの非磁性元素を添加しアモルファス化することでソフト性を改善することができるが、磁化自由層として用いるにはパーマロイと比較するとまだまだソフト性が悪い。
パーマロイのようなｆｃｃ構造を持つ強磁性層は、ソフト性は良いもののＭＲ比を大幅に低下させるため、ＭＲ比の観点からは問題がある。
強磁性層のソフト性を改善するためにｂｃｃ（００１）配向したＣｏＦｅ合金或いは、それをベースとしたＣｏＦｅＢとパーマロイとを積層させる方法が考えられる。しかしながら、ＭｇＯ（００１）バリアを用いたＭＴＪにおいて、ＭｇＯバリア直上の磁化自由層にＣｏＦｅＢを用い、その上にパーマロイを積層させるとＭＲ比が大きく減少することは、例えば特開２００６−３１９２５９号公報にも指摘されているとおり、周知である。このような構造は、ソフト性を得ることができてもＭＲ比が大きく低下し、トンネル抵抗値も増大するため問題である。トンネル抵抗が増大すると、読み取り磁気ヘッドのセンサー部を小さく出来なくなるため、ハードディスクを高密度化する上で問題となる。
ＣｏＦｅＢとパーマロイの間に非磁性の拡散防止層を設ける方法が特開２００６−３１９２５９号公報に公開されているが、このような方法だと、より極限までソフト性を向上させる際に、ＭＲ比を著しく減少させてしまう。例えば、トンネルバリア界面のＣｏＦｅＢを薄くしようとすると、非磁性の拡散防止層がＭｇＯバリアに近づき、非磁性層がＭｇＯバリアに拡散する。これは、ＭＲ比を減少させてしまう。また、非磁性の拡散防止層を設けると、スピン分極したトンネル電子の電子構造を擾乱し、ＭＲ比を著しく減少させてしまう。加えて、ＣｏＦｅＢを薄く出来ないため、自由層の磁化膜厚積が大きく、十分なソフト性を得ることが困難である。また成膜に関するコストも増大する。
このように従来技術では、高配向結晶質バリアを用いたＭＴＪにおいて磁化自由層及び磁化固定層の十分なソフト性と高ＭＲ比を両立する方法がない。
したがって、本発明の目的は、高配向結晶質バリアを用いたＭＴＪの磁化自由層や磁化固定層を構成する磁性膜に関して、高ＭＲ比を得ながら、且つ、磁気的にソフト性を得ることができる構造を提供することである。
本発明の一の観点では、磁気抵抗素子が、固定された磁化を有する磁化固定層と、反転可能な磁化を有する磁化自由層と、前記磁化固定層と前記磁化自由層との間に介設されたトンネルバリアとを具備する。前記トンネルバリアは結晶性を有している。前記磁化自由層及び前記磁化固定層の少なくとも一方は、高スピン分極率層とソフト強磁性層とを備えている。高スピン分極率層は、前記トンネルバリアに隣接し、体心立方格子構造を発現する強磁性元素の合金である第１合金、又は、前記第１合金に対して非磁性元素が混合されたアモルファス若しくは微結晶構造を有する強磁性材料から構成されている。ソフト強磁性層は、前記高スピン分極率層に隣接して前記トンネルバリアに対して反対側に位置し、面心立方格子構造を発現する強磁性元素の合金と非磁性元素とが混合された、アモルファス又は微結晶構造を有する強磁性材料から構成されている。
本発明によれば、高配向結晶質バリアを用いたＭＴＪの磁化自由層及び／又は磁化固定層に関してスイッチング磁場を大幅に低減しつつ、同時に高いＭＲ比と、より低いトンネル抵抗を得る磁気抵抗素子構造を提供することができる。
図１は、従来のＭＴＪ素子の断面図である。 図２は、第１の実施形態のＭＴＪ素子の構成を示す断面図である。 図３は、第１の実施形態のＭＴＪ素子の他の構成を示す断面図である。 図４は、第２の実施形態のＭＴＪ素子の構成を示す断面図である。 図５は、実施例１の試料の保磁力Ｈｃ、磁化膜厚積Ｍｓ・ｔ、ＭＲ比、及びトンネル抵抗Ｒと素子面積Ａの積Ｒ・Ａを示す表である。 図６は、実施例２の試料のスイッチング磁場Ｈｓｗ、磁化膜厚積Ｍｓ・ｔ、ＭＲ比、及びトンネル抵抗Ｒと素子面積Ａの積Ｒ・Ａを示す表である。
（第１の実施形態）
図１は、従来のＭＴＪ素子の構造を示す断面図であり、図２は、本発明の第１の実施形態に係るＭＴＪ素子の構造を示す断面図である。第１の実施形態では磁化自由層に本発明を用いた構成を示す。
図１のＭＴＪ素子１及び図２のＭＴＪ素子２は共に、下地基板１０の上に作製され、下部電極層１１と、反強磁性層１２と、磁化固定層４１と、トンネルバリア層１６と、磁化自由層４２と、キャップ層１７と、上部電極層１８とを備えている。
下部電極層１１は下地基板１０の上に形成されており、磁化固定層４１への電気的接続を提供する経路として機能し、またその表面は平滑であることが望まれる。下部電極層１１は、例えば、Ｔａ、Ｒｕ、Ｃｕ、Ｚｒ，ＣｕＮ，ＴａＮ、ＴｉＮで形成される。
反強磁性層１２は、例えば、ＰｔＭｎ、ＩｒＭｎ、ＮｉＭｎのような反強磁性体で形成され、磁化固定層４１の磁化を固定する役割を有している。
磁化固定層４１は、例えばＣｏＦｅまたはＣｏＦｅＢのようなスピン分極率の高い強磁性体で形成される。磁化固定層４１の磁化は、反強磁性層１２が作用する交換相互作用によって固定される。磁化固定層４１は単層の強磁性膜で構成されてもよいが、積層フェリ構造で構成されても良い。例えば、磁化固定層４１は、強磁性層１３、非磁性層１４、強磁性層１５で構成される。典型的に強磁性層１３はＣｏＦｅ、非磁性層１４はＲｕ，Ｉｒ，Ｒｈ，Ａｇ，Ｃｕ，Ｃｒ，Ａｕなどで構成され、非磁性層１４を介して強磁性層１３と強磁性層１５に反強磁性的な磁気結合を発現する。強磁性層１５は、ＣｏＦｅ、ＣｏＦｅＢなど高スピン分極率材料で形成される。とくにｂｃｃ構造を持つ材料，好適にはＣｏ組成が８０％以下のＣｏＦｅ合金、或いはそれをベースとしたアモルファス、微結晶磁性合金が高ＭＲ比を得る上で好適である。アモルファス、微結晶磁性膜として、ＣｏＦｅ合金に対してＢ，Ｃ，Ａｌ，Ｓｉ，Ｇｅ，Ｚｒ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｎｂ，Ｗ，Ｈｆ，Ｍｇ,Ｍｏ，Ｃｕ，Ｔｉから選ばれた非磁性元素を添加した強磁性膜が好適である。
トンネルバリア層１６は結晶質のバリアが使用され、単結晶または、特定の方位が配向した多結晶膜が好適である。バリアが結晶構造を持ち、特定の面が配向していると、コヒーレントな電子のトンネリングが維持され、ＭＴＪの磁気抵抗が強磁性電極の結晶方位を大きく反映するようになる。これによって、バリアの結晶構造と方位、強磁性電極の結晶構造と方位の組み合わせによって、非常に大きいＭＲ比を発現することが可能となる。
大きいＭＲ比が得られる組み合わせの一つとして、強磁性電極にｂｃｃ（００１）配向した強磁性膜、トンネルバリア層に（００１）配向した結晶質ＭｇＯ膜を用いることが好適である。トンネルバリア層１６に（００１）配向した結晶質ＭｇＯを得る手段として、下地の強磁性層１５に、ｂｃｃ（００１）配向した強磁性層や、アモルファスや微結晶膜を用いることで、その上に成長させるＭｇＯが（００１）に配向しやすくなる。また製膜条件（製膜レート、製膜投入電力、基板温度、基板−ターゲット或いは基板―蒸着母材間の距離、製膜中の雰囲気、製膜ガス圧等）によっても最適化することができる。
キャップ層１７は、磁化固定層４１、トンネルバリア層１６、及び磁化自由層４２を保護するための層である。キャップ層１７は、例えば、Ｔａ、Ｒｕで形成される。キャップ層１７は、トンネル電流が流れる程度に極めて薄いＭｇＯｘとＴａの積層膜、或いは窒化物、典型的には、ＴｉＮとＴａの積層膜で構成すると、磁化自由層とキャップ層が反応しづらくなり耐熱性が向上する。上部電極層１８はＴａ，Ｒｕ，Ｃｕ，Ａｌ，又はそれらの合金で形成される。
図１の従来のＭＴＪ素子１と、図２の第１の実施形態に係るＭＴＪ素子２では磁化自由層４２のみが異なり、あとは共通の構造を有している。図１のＭＴＪ素子１では、磁化自由層４２を構成する強磁性層１９が、ＣｏＦｅＢなどのアモルファス合金、ＣｏＦｅ合金、またはパーマロイなどのＮｉＦｅ合金などで構成される。ＣｏＦｅを含む材料は、ＭＲ比は高いものの、ソフト性が悪い。またパーマロイは、ソフト性は良いものの、ＭＲ比が低い。両者の間をとって非常に薄いＣｏＦｅをトンネルバリア層１６との界面に使用した、ＣｏＦｅ／ＮｉＦｅ積層膜も磁化自由層４２として使用され得るが、これでも、充分に良好な特性を得ることはできない。
一方、図２に示される第１の実施形態に係るＭＴＪ素子２では、磁化自由層４２が強磁性層２１と強磁性層２２を積層させた構成をとる。トンネルバリア層１６に接合する強磁性層２１は、ｂｃｃ構造を持つ強磁性材料，好適にはＣｏ組成が８０％以下のＣｏＦｅ合金であることが好適である。それに代えて、強磁性層２１は、ｂｃｃ構造を持つ強磁性材料をベースとして非磁性元素Ｂ，Ｃ，Ａｌ，Ｓｉ，Ｇｅ，Ｚｒ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｎｂ，Ｗ，Ｈｆ，Ｍｇ，Ｍｏ，Ｃｕ，Ｔｉとを合金化したアモルファス材料又は微結晶材料が好適である。特に軽元素であるＢとＣが、ＭＲ比に対する悪影響が小さく好適である。ＭｇＯ（００１）上に成長させることで、これらはｂｃｃ（００１）に配向、または結晶化する。ｂｃｃ（００１）を維持することが高ＭＲ比を維持する上で必須である。
強磁性層２１のｂｃｃ（００１）配向と高スピン分極した電子状態を乱さないように、その上に成長させる強磁性層２２の結晶構造が重要となる。さらに強磁性層２２はソフト性が要求される。そこで第１の実施形態では、強磁性層２２として、ｆｃｃ構造を持つ強磁性材料をアモルファス化、又は微結晶化させた強磁性層を用いる。強磁性層２２がｆｃｃ強磁性材料を用いて構成されることによりソフト性を維持できる。かつ、強磁性層２２がアモルファス構造、又は微結晶構造であるため、強磁性層２１のｂｃｃ（００１）配向を物理的に阻害しない。また強磁性層２２がアモルファス構造又は微結晶構造を有しているため、強磁性層２１のスピン分極したバンド構造への擾乱も低減できる。このような強磁性層２２の構造によって磁気的にハードな強磁性層２１を、高いＭＲ比を保ったまま、非常に薄くできる。具体的には、発明者の実験から、強磁性層２１にＣｏ４０Ｆｅ４０Ｂ２０膜を使用した場合、Ｃｏ４０Ｆｅ４０Ｂ２０単層のみでは、その膜厚を１．５ｎｍよりも薄くするとＭＲ比が減少し、７０％以下になってしまうが、本実施形態のように、強磁性層２２と積層させた場合には、Ｃｏ４０Ｆｅ４０Ｂ２０層の膜厚を１．５ｎｍ以下、さらには０．２５ｎｍまで薄くしても７０％以上のＭＲ比を維持することができる。
強磁性層２２を構成するｆｃｃ磁性材料としては、Ｃｏ組成が８０％以上のＣｏＦｅ合金、またはＮｉＦｅ，ＮｉＣｏ，ＮｉＦｅＣｏ合金でＮｉ組成が７０％以上である組成が好適である。また、これらのｆｃｃ磁性合金に、Ｂ，Ｃ，Ａｌ，Ｓｉ，Ｇｅ，Ｚｒ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｎｂ，Ｗ，Ｍｏ，Ｃｕのいずれかから選択された非磁性元素を添加すること得られた、アモルファス材料、又は微結晶材料も、強磁性層２２を構成する材料として好適である。特に軽元素であるＢとＣを添加することは、ＭＲ比に対する悪影響が小さく好適である。またｆｃｃ磁性合金としては、ＮｉＦｅ合金でＮｉ組成が８２％よりも大きいものが最も優れている。なぜなら、強磁性元素の合金中で磁化Ｍｓ及び結晶磁気異方性磁場Ｈｋがもっとも小さい。また、負の磁歪定数λが得られるから、強磁性層２１の正に大きい磁歪定数λを打ち消して、磁化自由層４２全体としての実効的な磁歪定数λを零に設定することが可能である。磁化自由層４２全体としての磁歪定数λがゼロになることで、ＭＴＪ素子２に加えられた、デバイスプロセスに起因した応力の影響を低減することができる。このような材料的な優位点により磁化自由層４２を最もソフトにすることができる。
より具体的には、強磁性層２２は、（ＮｉＸＦｅ１−Ｘ）１−ＹＭＹの組成式で表される材料で形成されることが好適である。ここで、Ｍは非磁性元素であり、Ｂ，Ｃ，Ａｌ，Ｓｉ，Ｇｅ，Ｚｒ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｎｂ，Ｗ，Ｈｆ，Ｍｇ，Ｍｏ，Ｃｕから一つ以上の元素が選択される。Ｘは８２％以上が好適であるが、Ｍの材料によってλが若干負にシフトする場合があり、より確実に負の磁歪定数λを得るにはＸは８０％以上のＮｉＦｅ合金を使用すれば良い。Ｍの組成としては、強磁性層２２が微結晶、またはアモルファス化し、且つ、強磁性を失わない範囲が好適であり、Ｙは４０〜５％が好適である。
以上に説明されているように、本実施形態のＭＴＪ素子２の磁化自由層４２では微結晶構造、アモルファス構造を得るために強磁性層に非磁性元素が添加される。一般に非磁性元素濃度が増大するほど飽和磁化や異方性磁場が減少し、強磁性層はソフトになる。しかしながら強磁性層２１に関しては添加する非磁性濃度を増大するほどＭＲ比は減少する。従って強磁性層２１の非磁性層濃度は大きくはできない。一方強磁性層２２に関してはＭＲ比には大きく寄与しない。よって強磁性層２２の非磁性元素の濃度は強磁性層２１よりもより高く設定することが好適である。そうすることで磁化自由層４２はよりソフトになる。
本実施形態では、磁化自由層がアモルファス合金、微結晶合金で構成されており、熱処理温度を増大するとやがては磁化自由層が結晶化してしまう。その際、強磁性層２１はＭｇＯ（００１）によりｂｃｃ（００１）に結晶化し易いが、強磁性層２２が先に結晶化すると、強磁性層２１のｂｃｃ（００１）への配向、結晶化が阻害される。従って強磁性層２２を強磁性層２１よりも高い結晶化温度を持つように作製することでこのような問題を回避することができる。
そのような構成を得るためには強磁性層２１の非磁性元素をＢ、Ｃなどの軽元素のみで構成することが好ましい。強磁性層２１は高いＭＲ比が望まれ、軽元素であるＣやＢは、ＭＲ比に対しての悪影響は小さい。さらに、強磁性層２２を、Ｂ、Ｃなどの軽元素に加えて、さらに第二の非磁性元素として、これらの軽元素に対して、強磁性層２２を構成する強磁性元素よりも結合しやすい非磁性元素を加えると良い。軽元素であるＢやＣは、これらの第二の非磁性元素によって安定にトラップされる。具体的にそのような第二の非磁性元素は、Ｓｉ，Ａｌ，Ｚｒ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｔｉ，Ｍｏ，Ｗ，Ｈｆ，Ｍｇ，Ｇｅから選択される。このような材料構成によって、少なくとも強磁性層２１よりも強磁性層２２は、非磁性元素が抜けにくく結晶化温度が高くなる。
さらに結晶化温度を高める観点からも、強磁性層２２の非磁性元素の添加濃度は非磁性元素の添加濃度に比べて大きい方が良い。強磁性層２１が強磁性層２２と同種類の非磁性元素を使用した場合、意図的に強磁性層２１と比較して強磁性層２２の非磁性元素濃度を大きくすることにより、強磁性層２１が先に結晶化し、そのｂｃｃ（００１）への結晶化が保障される。
強磁性層２２の結晶化温度を一層に高める構成として、強磁性層２２を酸化物、窒素化物を含むアモルファス合金、微結晶合金とすることも好適である。具体的には、酸素、または窒素雰囲気中で、ｆｃｃ構造を持つ強磁性元素合金を成膜することで強磁性層２２を形成する。またより結晶化温度を高めるには強磁性合金元素に対して、強磁性元素よりも酸素あるいは窒素と結合しやすい非磁性元素を添加した合金を、酸素含有雰囲気、あるいは窒素含有雰囲気で成膜すると良い。そのような非磁性元素は、Ｓｉ，Ａｌ，Ｚｒ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｔｉ，Ｍｏ，Ｈｆ，Ｍｇ，Ｗ，Ｈｆ，Ｍｇ，Ｇｅから選択される。これらの非磁性元素は強磁性元素と比較して安定に酸素及び窒素に結合する。非磁性酸化物、非磁性窒化物が強磁性層と混合されて形成されるアモルファス合金、微結晶合金を使用する方が、非磁性元素のみが混合されている場合よりも結晶温度が高くなり、熱安定性が向上する。強磁性層２２の作製方法として、酸素含有雰囲気、窒素含有雰囲気中で作製する方法以外にも、スパッタターゲット自体を狙いとする組成を持つ窒化物、酸化物としても良い。また、強磁性層２２は、酸化物よりも窒素化物である方が、トンネルバリア層１６/強磁性層２１の界面を酸化してＭＲ比を劣化させる恐れがないので好適であり、ＭＲ比の観点から材料として優れている。
磁化自由層４２に関して、図３に示されているように、非磁性層を含む多層膜構造を使用しても良い。図３のＭＴＪ素子３では、磁化自由層４２が、トンネルバリア層１６の上部に順次に形成された、強磁性層２１、強磁性層２２、非磁性層２３、及び強磁性層２４で構成されている。強磁性層２１、強磁性層２２には、既に説明した構成が採用される。強磁性層２４は、強磁性層２１と強磁性層２２の積層膜に対して非磁性層２３を介して磁気的に結合されている。非磁性層２３は、非磁性層１４と同種の材料、具体的には、Ｒｕ，Ｉｒ，Ｒｈ，Ａｇ，Ｃｕ，Ｃｒなどが使用され得る。非磁性層２３としてこれらの材料を使用すると、非磁性層２３の膜厚の増大と共に、非磁性層２３は、強磁性的な磁気結合を示したり、反強磁性的な磁気結合を示したりを繰り替える。磁気結合の大きさは、膜厚の増大と共に減衰する。特に反強磁性的な磁気結合が発現するように非磁性層２３の膜厚が設定されている場合、磁化自由層４２は、積層フェリ自由層として機能する。一方、非磁性層２３の膜厚が強磁性的な磁気結合が発現するように設定されている場合は、磁化自由層４２は、積層フェロ自由層として機能する。磁化自由層４２は、目的に応じて、積層フェリ自由層、積層フェロ自由層の何れかとして機能させてもよい。いずれの場合でも、磁化自由層４２のスイッチング磁場Ｈｓｗの低減など、反転特性を改善することができる。強磁性層２４は、磁気的にソフトであることが好ましく、パーマロイなどのｆｃｃ合金、またはｆｃｃ合金をベースとしたアモルファス、微結晶材料が使用される。また、強磁性層２２と同種の材料を使用しても良い。
（第２の実施形態）
図４は、本発明の第２の実施形態に係るＭＴＪ素子４の構成を示す断面図である。第２の実施形態では、磁化固定層に本発明を適用した構成が提示される。
ＭＴＪ素子４は、下地基板１０の上に作製、下部電極層１１と、反強磁性層１２と、磁化固定層４１と、トンネルバリア層１６と、磁化自由層４２と、キャップ層１７と、上部電極層１８とを備えている。
下部電極層１１及び反強磁性層１２は、第１の実施形態と同様の機能を持つように、且つ、同様の材料で構成される。
磁化固定層４１は、強磁性層２５と強磁性層２６の積層膜を備えている。強磁性層２５と強磁性層２６は、第１の実施形態で説明した、強磁性層２２及び強磁性層２１と、それぞれ同一の機能をもち、同一の材料が使用される。磁化固定層４１は、強磁性層２５と強磁性層２６のみで構成されても良く、また、図４に示されるように、強磁性層１３、非磁性層１４、強磁性層２５、強磁性層２６の順で形成された積層フェリ構成が使用されても良い。トンネルバリア層１６に対して遠い位置に強磁性層２５が形成され、強磁性層２５としては、ｆｃｃ磁性材料をアモルファス化又は微結晶化させた強磁性層が用いられる。強磁性層２５がｆｃｃ磁性材料で構成されることによりソフト性を維持される。そして強磁性層２５がアモルファス又は微結晶構造であるため、トンネルバリアに近い位置に形成された強磁性層２６のｂｃｃ（００１）配向を阻害しない。強磁性層２５と強磁性層２６の積層膜は、その多くがｆｃｃ材料で占められているため、従来のｂｃｃ材料のみで構成される磁化固定層よりも磁化膜厚積が小さくなり、交換バイアス磁場が向上し、磁化自由層への静磁結合も低減し、ＭＴＪの特性が改善する。
トンネルバリア層１６、キャップ層１７、上部電極層１８は実施の形態１と同一の構成が使用される。
磁化自由層４２に関しては、ｂｃｃ磁性材料でｂｃｃ（００１）配向するように成膜されるか、ｂｃｃ磁性材料のアモルファス、微結晶材料で構成することが、高ＭＲ比を得る上で好適である。ＭＲ比を落としても磁化自由層４２のソフト性を得たい場合は、パーマロイなどのソフト性にすぐれたｆｃｃ構造を持つ材料が使用される。その場合においても、トンネルバリアがアモルファスのＡｌＯバリアより構成されたＭＴＪと比較して十分に大きなＭＲ比が得られる。磁化自由層４２に関しても、第１の実施形態で説明した磁化自由層の構成を採用することにより、高ＭＲ比とソフト性をより改善することができる。
まとめれば、本発明の一実施形態の磁気抵抗素子は、固定された磁化を有する磁化固定層と、反転可能な磁化を有する磁化自由層と、前記磁化固定層と前記磁化自由層との間に介設されたトンネルバリアとを具備する。前記トンネルバリアは結晶性を有している。前記磁化自由層及び前記磁化固定層の少なくとも一方は、高スピン分極率層とソフト強磁性層とを備えている。高スピン分極率層は、前記トンネルバリアに隣接し、体心立方格子構造を発現する強磁性元素の合金である第１合金、又は、前記第１合金に対して非磁性元素が混合されたアモルファス若しくは微結晶構造を有する強磁性材料から構成されている。ソフト強磁性層は、前記高スピン分極率層に隣接して前記トンネルバリアに対して反対側に位置し、面心立方格子構造を発現する強磁性元素の合金と非磁性元素とが混合された、アモルファス又は微結晶構造を有する強磁性材料から構成されている。
前記トンネルバリアは、マグネシウムを含む化合物から構成され、且つ、（００１）面への配向が最も高いことが好ましい。
前記高スピン分極率層に含まれている強磁性元素の合金は、ｂｃｃ（００１）面への配向が最も高いことが好ましい。
前記高スピン分極率層に含まれる、強磁性元素に対する非磁性元素の濃度は、前記ソフト強磁性層中の、強磁性元素に対する非磁性元素の濃度よりも低いことが好ましい。
前記ソフト強磁性層中の強磁性合金は、ＮｉＸＦｅ１−Ｘの組成式を有し、且つ、Ｘが０．８以上の合金であることが好ましい。その代わりに、前記ソフト強磁性層中の強磁性合金は、ＣｏＸＦｅ１−Ｘの組成式を有し、且つ、Ｘが０．８以上の合金であることも好ましい。
前記高スピン分極率層中の強磁性合金は、ＣｏＸＦｅ１−Ｘの組成式を有し、且つ、Ｘが０．８以下の合金であることが好ましい。その代わりに、前記高スピン分極率層中の強磁性合金が、ＣｏＸＦｅ１−Ｘの組成式を有し、且つ、Ｘが８０％以下の合金であることも好ましい。
前記高スピン分極率層は前記ソフト強磁性層と比較して、結晶配向性が高いことが好ましい。
また、前記高スピン分極率層及び前記ソフト強磁性層の非磁性元素は、Ｂ又はＣを含むことが好ましい。
また、前記高スピン分極率層よりも前記ソフト強磁性層の結晶化温度が高いことが好ましい。この場合、前記高スピン分極率層及び前記ソフト強磁性層の非磁性元素が、Ｂ又はＣから選択され、前記ソフト強磁性層は、さらに第二の非磁性元素を含み、前記第二の非磁性元素は、Ｓｉ，Ａｌ，Ｚｒ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｔｉ，Ｍｏ，Ｗ，Ｈｆ，Ｍｇ,Ｇｅからなる群から選択されていることが好ましい。
以上に説明された構成を有するＭＴＪ素子は、ＭＲＡＭのメモリセルや、磁気センサーとして好適に使用される。以下では、本発明の実施例を説明する。
（実施例１）
（ＭＴＪにおける磁化自由層膜磁気特性、及び、磁気抵抗）
熱酸化膜付きのＳｉ基板上にマグネトロンスパッタによってＭＴＪ積層膜を成膜した。ＭＴＪ積層膜の構成は、基板／Ｔａ（５ｎｍ）／ＰｔＭｎ（２０ｎｍ）／Ｃｏ９０Ｆｅ１０（２．５ｎｍ）／Ｒｕ（０．９ｎｍ）／Ｃｏ４０Ｆｅ４０Ｂ２０（３ｎｍ）／ＭｇＯ（１．８ｎｍ）／磁化自由層／Ｒｕ（３ｎｍ）／Ｔａ（１００ｎｍ）である。
ＭＴＪ積層膜としては、以下の８種類の磁化自由層を有する試料１〜８が作製された。
試料１（比較例）：Ｃｏ４０Ｆｅ４０Ｂ２０（２ｎｍ）
試料２（比較例）：Ｃｏ４０Ｆｅ４０Ｂ２０（１．５ｎｍ）
試料３（比較例）：Ｃｏ４０Ｆｅ４０Ｂ２０（１ｎｍ）
試料４（比較例）：Ｎｉ８２Ｆｅ１８（４ｎｍ）
試料５（比較例）：Ｃｏ４０Ｆｅ４０Ｂ２０（１ｎｍ）／ＮｉＦｅ（３ｎｍ）
試料６（比較例）：Ｃｏ４０Ｆｅ４０Ｂ２０（０．５ｎｍ）／ＮｉＦｅ（３ｎｍ）
試料７（本発明）：Ｃｏ４０Ｆｅ４０Ｂ２０（１ｎｍ）／Ｃｏ６３Ｆｅ７Ｂ３０（１ｎｍ）
試料８（本発明）：Ｃｏ４０Ｆｅ４０Ｂ２０（１ｎｍ）／Ｎｉ６４Ｆｅ１６Ｂ２０（１ｎｍ）
基板に上記ＭＴＪ積層膜を製膜後、２７５℃、５時間、１．２Ｔの磁場熱処理を行い、磁気異方性を付与した。そして振動式磁力計（ＶＳＭ）によって磁化曲線を測定した。また光梃子法を用いて磁歪定数λを評価した。
またこれらのＭＴＪ積層膜をＫｒＦリソグラフィとイオンミリングを用いて、複数のＭＴＪ素子に加工した。ＭＴＪ素子の形状は０．３２ｕｍ×０．８ｕｍの楕円である。これらを直流四端子法によって、１ｍＶバイアスでのＭＲ比を測定した。
測定された保磁力Ｈｃ、磁化膜厚積Ｍｓ・ｔ、ＭＲ比、トンネル抵抗Ｒと素子面積Ａの積Ｒ・Ａを図５に示す。
試料１〜３は、典型的なｂｃｃ−Ｃｏ５０Ｆｅ５０合金をベースとしたアモルファス磁化自由層を備えている。試料１は、２ｎｍのＣｏ４０Ｆｅ４０Ｂ２０で磁化自由層が構成されており、磁化自由層の膜厚が薄く設定されている。試料１の磁化自由層は、試料４のＮｉＦｅ磁化自由層に比べて飽和磁化がほぼ２倍と大きいため、膜厚が１／２にも関わらず、試料１の磁化自由層の磁化膜厚積Ｍｓ・ｔは、試料４の磁化自由層の磁化膜厚積Ｍｓ・ｔにかなり近い。その代わり、試料１の磁化自由層のＭＲ比は、１７５％と最も大きい。保持力Ｈｃについては、試料１の磁化自由層は、試料４のＮｉＦｅ磁化自由層に比べて２倍以上に大きい。さらにこれらの結晶磁気異方性磁場Ｈｋも２０（Ｏｅ）と大きく、磁歪定数λも２０ｐｐｍと大きかった。一方、試料４のＮｉＦｅ磁化自由層は、結晶磁気異方性磁場Ｈｋが４（Ｏｅ）と小さく磁歪定数λが０．３ｐｐｍであった。これらの膜特性から、試料１のＣｏ４０Ｆｅ４０Ｂ２０の磁化自由層のスイッチング磁場Ｈｓｗは、試料４のＮｉＦｅ磁化自由層よりも大きくなる。これを改善するために試料２、試料３のようにＣｏ４０Ｆｅ４０Ｂ２０の膜厚を減らして磁化膜厚積Ｍｓ・ｔを低減していくと、ＭＲ比が大きく減少し、試料３の膜厚が１ｎｍのＣｏ４０Ｆｅ４０Ｂ２０の磁化自由層では、ＭＲ比は２％となり、さらに磁化曲線やＭＲ曲線では明瞭な強磁性ヒステリシスが観測できなかった。このようにＣｏＦｅＢ単層では磁化自由層を薄くすることができない。
試料４のＮｉＦｅ磁化自由層は、ソフト性は優れるもののＭＲ比が５４％であり、１００％以上の巨大なＭＲ比を得ることができない。さらに、トンネル抵抗（Ｒ）と素子面積（Ａ）の積Ｒ・Ａも最も高く、ＭＴＪ素子の抵抗を低減することが難しい。これは、ＮｉＦｅがｆｃｃ合金であり、原理的にΔ１バンドの高いスピン分極に起因するトンネリングが実現できないことに起因している。
磁化自由層のソフト性と高ＭＲ比を両立する目的で、試料５、試料６のようにＮｉＦｅ膜とＣｏ４０Ｆｅ４０Ｂ２０膜を積層させてソフト性を得ようとしてもＭＲ比は６５％まで減少してしまう。試料６のようにＣｏＦｅＢを薄くすると、ＭＲ比は３９％とＮｉＦｅ以下になってしまった。
このように従来技術ではソフト性と高ＭＲ比を両立することができない。
これに対して、試料７、試料８では、ｂｃｃ−Ｃｏ５０Ｆｅ５０合金をベースとしたアモルファスＣｏ４０Ｆｅ４０Ｂ２０膜（１ｎｍ）に対して、ｆｃｃ−Ｃｏ９０Ｆｅ１０合金をベースとしたアモルファスＣｏ６３Ｆｅ７Ｂ３０膜（１ｎｍ）及びｆｃｃ−Ｎｉ８０Ｆｅ２０合金をベースとしたＮｉ６４Ｆｅ１６Ｂ２０膜（１ｎｍ）をそれぞれ積層させた構成である。試料５、試料６のような結晶質のＮｉＦｅ膜とＣｏ４０Ｆｅ４０Ｂ２０膜と直接に積層させた構成と比較して、試料７、試料８のＭＴＪ素子のＭＲ比は遥かに大きく１００％以上を保っている。さらに試料７、試料８共に、磁化自由層の磁化膜厚積Ｍｓ・ｔと保磁力Ｈｃは小さく、試料４のＮｉＦｅ磁化自由層と比較しても小さい。試料８の磁化自由層は、試料７のＣｏ９０Ｆｅ１０ベースのアモルファス強磁性層の代わりに、Ｎｉ８０Ｆｅ２０ベースのアモルファス強磁性層を採用することで、磁化膜厚積Ｍｓ・ｔを大幅に低減して最も小さい値を保ちながら、ＭＲ比は１１５％を維持している。またＭＴＪ素子抵抗も、ＮｉＦｅ磁化自由層を採用するＭＴＪ素子と比べて低く、試料７、８の構造は、ＭＴＪ素子の抵抗を低くすることが容易である。このように、本発明は、従来技術にくらべて、磁化自由層にソフト強磁性層を付加したり、トンネルバリア界面のｂｃｃ−ＣｏＦｅベースの強磁性層を薄くしても、低い素子抵抗や高いＭＲ比を維持することができる。これは、本発明が、ソフト化による磁化自由層の積層構造の変化に対してｂｃｃ−ＣｏＦｅ（００１）／ＭｇＯ（００１）／ｂｃｃ−ＣｏＦｅ（００１）の結晶構造をより安定に維持することが可能であり、ＣｏＦｅ強磁性層のΔ１バンドによるコヒーレントな電子のトンネリングを維持することができた結果である。
（実施例２）
（ＭＴＪにおけるスイッチング磁場と磁気抵抗比）
実施例１と同様の手順により、ＭＴＪ素子を作製した。素子形状は０．３２ｕｍ×０．８ｕｍの楕円である。ＭＴＪの膜構成は基板／Ｔａ（５ｎｍ）／ＰｔＭｎ（２０ｎｍ）／Ｃｏ９０Ｆｅ１０（２．５ｎｍ）／Ｒｕ（０．９ｎｍ）／Ｃｏ４０Ｆｅ４０Ｂ２０（３ｎｍ）／ＭｇＯ（１．８ｎｍ）／磁化自由層／Ｒｕ（３ｎｍ）／Ｔａ（１００ｎｍ）である。ＭＴＪ素子としては、以下の５種類の磁化自由層を有する試料９〜１３が作製された。
試料９（従来例）：Ｃｏ４０Ｆｅ４０Ｂ２０（２ｎｍ）
試料１０（従来例）：Ｃｏ３５Ｆｅ３５Ｂ３０（２ｎｍ）
試料１１（従来例）：Ｎｉ８２Ｆｅ１８（４ｎｍ）
試料１２（本発明）：Ｃｏ４０Ｆｅ４０Ｂ２０（１ｎｍ）／Ｃｏ６３Ｆｅ７Ｂ３０（１ｎｍ）
試料１３（本発明）：Ｃｏ４０Ｆｅ４０Ｂ２０（０．５ｎｍ）／Ｃｏ６３Ｆｅ７Ｂ３０（１ｎｍ）
試料９〜１３のそれぞれについて、１２０個のＭＴＪ素子が作製された。作成されたＭＴＪ素子に対して外部磁場と直流４端子法（バイアス電圧：１００ｍＶ）によってＭＲ曲線を測定した。
図６に、１００ｍＶのバイアス電圧で測定されたＭＲ比と、トンネル抵抗Ｒと、スイッチング磁場Ｈｓｗの平均値を示す。Ｃｏ４０Ｆｅ４０Ｂ２０の磁化自由層を有する試料９は、ＭＲ比は１５２％と最も大きいが、スイッチング磁場Ｈｓｗも４５（Ｏｅ）と最も大きい。試料９に対してＢ組成を増やして、磁化膜厚積Ｍｓ・ｔを下げた試料１０は、スイッチング磁場Ｈｓｗが２４（Ｏｅ）と大きく低減したが、ＭＲ比も９２％と大きく減少した。
試料１１のＮｉＦｅ磁化自由層は、スイッチング磁場Ｈｓｗが２２（Ｏｅ）と小さいが、ＭＲ比も４４％と大きく減少した。また、トンネル抵抗Ｒと素子面積Ａの積Ｒ・Ａも最も大きい。試料１１は、ソフト性は得られるが、高抵抗、且つ、低ＭＲ比である。
本発明の試料１２、試料１３の磁化自由層は、ｂｃｃ−Ｃｏ５０Ｆｅ５０をベースとした磁気的にハードなＣｏ４０Ｆｅ４０Ｂ２０層と、ｆｃｃ−Ｃｏ９０Ｆｅ１０をベースとし、さらにＢ組成を増やして磁化Ｍｓを下げ、且つ、結晶化温度を上げた磁気的にソフトなＣｏ６３Ｆｅ７Ｂ３０（１ｎｍ）の２層膜で構成されている。試料１３は、特にＣｏ４０Ｆｅ４０Ｂ２０層の膜厚を低減してソフト化を狙った構成である。
試料１２は、試料９に対してスイッチング磁場Ｈｓｗが３１（Ｏｅ）と大幅に低減し、且つ、ＭＲ比は、１３２％と大きな値を維持している。試料１３はスイッチング磁場Ｈｓｗが１８（Ｏｅ）と最も小さい値が得られ、且つＭＲ比は１０２％と大きい。これはＣｏ４０Ｆｅ４０Ｂ２０層を０．５ｎｍと薄くしても、ｂｃｃ−ＣｏＦｅ（００１）への結晶化が維持され、Δ１バンドのコヒーレントなトンネルが行われていることを示している。このように、本発明によれば高ＭＲ比を発現するが磁気的にハードであるｂｃｃベースの強磁性合金を、高いＭＲ比を保ちながら薄層化することが可能であり、その結果、高いＭＲ比を保ったまま、ＭＴＪの磁化自由層のスイッチング磁場を大幅に低減できることが、実験によって示された。
以上、実施形態及び実施例を参照して本願発明を説明したが、本発明は、上記実施形態及び実施例に限定されるものではない。本願発明の構成や詳細には、本願発明のスコープ内で当業者が理解し得る様々な変更をすることができる。
この出願は、２００７年４月２４日に出願された日本出願特願２００７−１１４１８７号を基礎とする優先権を主張し、その開示の全てをここに取り込む。

Claims (12)

  1. 固定された磁化を有する磁化固定層と、
    反転可能な磁化を有する磁化自由層と、
    前記磁化固定層と前記磁化自由層との間に介設されたトンネルバリア
    とを具備し、
    前記トンネルバリアは結晶性を有し、
    前記磁化自由層及び前記磁化固定層の少なくとも一方は、
    前記トンネルバリアに隣接し、体心立方格子構造を発現する強磁性元素の合金である第１合金、又は、前記第１合金に対して非磁性元素が混合されたアモルファス若しくは微結晶構造を有する強磁性材料から構成された高スピン分極率層と、
    前記高スピン分極率層に隣接して前記トンネルバリアに対して反対側に位置し、面心立方格子構造を発現する強磁性元素の合金と非磁性元素とが混合された、アモルファス又は微結晶構造を有する強磁性材料から構成されたソフト強磁性層
    とを備えており、
    前記高スピン分極率層よりも前記ソフト強磁性層の結晶化温度が高く、
    前記高スピン分極率層及び前記ソフト強磁性層の非磁性元素が、Ｂ又はＣから選択され、
    前記ソフト強磁性層は、さらに第二の非磁性元素を含み、
    前記第二の非磁性元素は、Ｓｉ，Ａｌ，Ｚｒ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｔｉ，Ｍｏ，Ｗ，Ｈｆ，Ｍｇ,Ｇｅからなる群から選択された
    磁気抵抗素子。
  2. 請求項１に記載の磁気抵抗素子であって、
    前記トンネルバリアは、マグネシウムを含む化合物から構成され、且つ、（００１）面への配向が最も高い
    磁気抵抗素子。
  3. 請求項１又は２に記載の磁気抵抗素子であって、
    前記高スピン分極率層に含まれている強磁性元素の合金は、ｂｃｃ（００１）面への配向が最も高い
    磁気抵抗素子。
  4. 請求項１〜３のいずれかに記載の磁気抵抗素子であって、
    前記高スピン分極率層に含まれる、強磁性元素に対する非磁性元素の濃度は、前記ソフト強磁性層中の、強磁性元素に対する非磁性元素の濃度よりも低い
    磁気抵抗素子。
  5. 請求項１〜４のいずれかに記載の磁気抵抗素子であって、
    前記ソフト強磁性層中の強磁性合金が、ＮｉＸＦｅ１−Ｘの組成式を有し、且つ、Ｘが０．８以上の合金である
    磁気抵抗素子。
  6. 請求項１〜４のいずれかに記載の磁気抵抗素子であって、
    前記ソフト強磁性層中の強磁性合金が、ＣｏＸＦｅ１−Ｘの組成式を有し、且つ、Ｘが０．８以上の合金である
    磁気抵抗素子。
  7. 固定された磁化を有する磁化固定層と、
    反転可能な磁化を有する磁化自由層と、
    前記磁化固定層と前記磁化自由層との間に介設されたトンネルバリア
    とを具備し、
    前記トンネルバリアは結晶性を有し、
    前記磁化自由層及び前記磁化固定層の少なくとも一方は、
    前記トンネルバリアに隣接し、体心立方格子構造を発現する強磁性元素の合金である第１合金、又は、前記第１合金に対して非磁性元素が混合されたアモルファス若しくは微結晶構造を有する強磁性材料から構成された高スピン分極率層と、
    前記高スピン分極率層に隣接して前記トンネルバリアに対して反対側に位置し、面心立方格子構造を発現する強磁性元素の合金と非磁性元素とが混合された、アモルファス又は微結晶構造を有する強磁性材料から構成されたソフト強磁性層
    とを備えており、
    前記ソフト強磁性層中の強磁性合金が、Ｃｏ Ｘ Ｆｅ １−Ｘ の組成式を有し、且つ、Ｘが０．８以上の合金である
    磁気抵抗素子。
  8. 請求項１〜７のいずれかに記載の磁気抵抗素子であって、
    前記高スピン分極率層中の強磁性合金が、ＣｏＸＦｅ１−Ｘの組成式を有し、且つ、Ｘが０．８以下の合金である
    磁気抵抗素子。
  9. 請求項１〜７のいずれかに記載の磁気抵抗素子であって、
    前記高スピン分極率層中の強磁性合金が、ＣｏＸＦｅ１−Ｘの組成式を有し、且つ、Ｘが８０％以下の合金である
    磁気抵抗素子。
  10. 請求項７に記載の磁気抵抗素子であって、
    前記高スピン分極率層及び前記ソフト強磁性層の非磁性元素が、Ｂ又はＣを含む
    磁気抵抗素子。
  11. 請求項１〜１０のいずれかに記載の磁気抵抗素子を備えたメモリセルを含む
    ＭＲＡＭ。
  12. 請求項１〜１１のいずれかに記載の磁気抵抗素子を備えた
    磁気センサー。
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