JP5688526B2

JP5688526B2 - 強磁性積層構造の製造方法

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Publication number: JP5688526B2
Application number: JP2010283253A
Authority: JP
Inventors: 淑男鈴木
Original assignee: Akita Prefecture; TDK Corp
Current assignee: Akita Prefecture; TDK Corp
Priority date: 2010-12-20
Filing date: 2010-12-20
Publication date: 2015-03-25
Anticipated expiration: 2030-12-20
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Description

本発明は、強磁性体とシリコンを含む積層構造が形成され、スピン偏極した電子が強磁性体からシリコン中に注入される強磁性積層構造の構成に関する。また、その製造方法に関する。

近年、強磁性体におけるスピンの機能と、電気伝導における電子の機能を共に利用したスピンエレクトロニクスデバイスの研究開発が盛んに行われている。こうしたデバイスの例として、例えばハードディスクドライブにおける磁気ヘッドやＭＲＡＭ（ＭａｇｎｅｔｉｃＲａｎｄｏｍＡｃｃｅｓｓＭｅｍｏｒｙ）がある。さらに、ＭＯＳ−ＦＥＴ（Ｍｅｔａｌ−Ｏｘｉｄｅ−Ｓｅｍｉｃｏｎｄｕｃｔｏｒ−Ｆｉｅｌｄ−ＥｆｆｅｃｔＴｒａｎｓｉｓｔｏｒ）にスピンの機能を付与させるスピンＭＯＳ−ＦＥＴのアイディアが提案され、半導体（シリコン）スピンエレクトロニクスデバイスの研究開発も盛んに行われている。この場合、スピン偏極した電子を、強磁性体から半導体（シリコン）に注入させることが極めて重要な技術となる。スピン偏極した電子のシリコンへの注入効率を高くするために、各種の構造（強磁性積層構造）が提案されている。

非特許文献１においては、シリコン（Ｓｉ）単結晶の（１００）面に鉄（Ｆｅ）を積層した構造（以下、Ｆｅ／Ｓｉ（１００）積層構造と記載）において、最大１００％のスピン偏極した電子がＳｉに注入されることが理論的に予測されている。ここでは、Ｓｉの（１００）面上にＦｅの（１００）面が成長し、かつＳｉ（１００）面における［１１０］方位（以下、Ｓｉ（１００）［１１０］と記載）と、Ｆｅの（１００）結晶面上における［１１０］方位（以下、Ｆｅ（１００）［１１０］と記載）が平行に配列し、これらの間で平坦で急峻な界面が形成されていることを前提としている。大きなスピン偏極電流（スピン偏極した電子が注入されることによって流れる電流）が得られるのは、この組み合わせにおいては、ＦｅとＳｉ中の電子の対称軌道が界面におけるショットキーバリアを介して結合するためである。すなわち、Ｆｅ（１００）［１１０］とＳｉ（１００）［１１０］が結晶学的に平行に配列している場合においては、大きなスピン偏極電流が得られることが理論的に明らかにされた。

しかしながら、実際にはＳｉとＦｅとは反応性に富むため、こうした理想的に平坦で急峻な界面を得ることは困難である。このため、強磁性積層構造を実際に作成し、その構造を実験的に調べることが行われている。

例えば、ＳｉとＦｅの間に他の物質を挿入する構成として、非特許文献２には、この間にＭｇＯを挿入した構成の構造の実験結果が報告された。ここでは、Ｆｅ層、ＭｇＯ層、Ｓｉ（１００）基板の間で、Ｆｅ（１００）［１００］、ＭｇＯ（１００）［１１０］、Ｓｉ（１００）［１１０］の結晶方位関係となることが示された。

この場合にＳｉ（１００）［１１０］と平行に配列しているのは非特許文献１に記載されたＦｅ（１００）［１１０］ではなく、Ｆｅ（１００）［１００］であり、４５°異なる方向である。すなわち、非特許文献１に記載された高いスピン偏極電流が得られるメカニズムは発現しない。また、この構成においては、ＳｉとＭｇＯとの間に−２２．５％の大きな格子ミスマッチが存在するため、この界面では格子整合した結晶配列は得られない。このため、この界面には電子の散乱源となる結晶欠陥が多く存在しスピン偏極電子を散乱することから、大きなスピン偏極電流を得ることができない。

また、非特許文献３においては、ＦｅＣｏＢ／ＭｇＯ／Ｓｉ積層構造も検討されている。ここでは、ＭｇＯが非晶質構造であり、ＭｇＯ層とＳｉの界面は格子整合していないことが透過電子顕微鏡によって確認された。また、ＭｇＯ層が非晶質構造であることからＦｅＣｏＢは多結晶となり、この場合においても、非特許文献１に記載されたＳｉ（１００）［１１０］方向とＦｅ（１００）［１１０］方向の関係は満たされていない。さらに、ＭｇＯが非晶質構造であるため、注入される電子がＭｇＯ中で散乱される影響も大きい。これらのため、やはり大きなスピン偏極電流を得ることはできない。

これらの結果より、非特許文献１に記載されたような理想的な界面をもつ構造は実際には得られていない。また、強磁性金属層とＳｉとの間にＭｇＯ層を挿入した構造の強磁性積層構造が各種検討され、評価されている。こうした構造においては、ＭｇＯ層とＳｉとの界面の結晶欠陥や、ＭｇＯ層自身の構造が電子の注入効率に悪影響を与える。すなわち、従来の強磁性金属／ＭｇＯ／Ｓｉ積層構造においては、ＭｇＯ膜とＳｉの積層界面でスピン偏極電子の散乱が抑制されるように格子整合した結晶配列は得られておらず、平坦かつ急峻な界面構造を得ることはできない。さらに、高い効率のスピン注入を実現するため理論計算から設計されたＳｉとＦｅの結晶の方位関係を満たしていない。従って、スピン注入電極として実用上十分な特性を得ることはできない。

一方、非特許文献４では、Ｆｅ／Ａｌ_２Ｏ_３／Ｓｉ積層構造において、Ｓｉのチャネル中へのスピン偏極電子の注入と、これによるチャネル中の伝導（スピン伝導）を温度１０Ｋで測定している。この場合、Ａｌ_２Ｏ_３膜は非晶質構造であり、Ｓｉとの積層界面で格子整合は得られないことから、この界面でスピン偏極電子の散乱を防ぐことはできない。さらに、非晶質Ａｌ_２Ｏ_３膜上のＦｅは多結晶となる。従って、非特許文献１に記載されたＳｉ（１００）［１１０］方向とＦｅ（１００）［１１０］方向の関係は満たされないことから、大きなスピン偏極電流を得ることはできない。このため、スピン伝導が検出されたのも、１０Ｋという低温のみの結果となっている。

また、非特許文献５においては、Ｆｅ_３Ｓｉ／Ｓｉ（１１１）積層構造を用いてスピン偏極電子の注入効率とスピン伝導を５０Ｋ以下の温度で検出している。この場合においては、Ｆｅ_３Ｓｉ膜とＳｉの積層界面で格子整合が得られている。しかしながら、Ｓｉの（１１１）面が使用されており、非特許文献１に記載の関係が満たされていないために注入効率が低くなり、検出温度も５０Ｋまでの結果となっている。

非特許文献６においては、Ｆｅ／ＭｇＯ／Ｓｉ（１００）積層構造をスピン注入電極として用い、Ｓｉチャネル中へのスピン偏極電子の注入効率と、これによるチャネル中の伝導（スピン伝導）の実測が行われている。その結果、スピン偏極電子の注入とスピン伝導は温度１５０Ｋまで確認された。しかしながら、実際にはそのスピン偏極率は２％と極めて低いことから、非特許文献１に記載のメカニズムは発現していない。従って、積層膜の構造は、非特許文献２もしくは同３の積層膜構造であると考えられる。

一方、非特許文献７では、Ｎｉ_８０Ｆｅ_２０／Ａｌ_２Ｏ_３／Ｓｉ（１００）積層構造を用い、室温（３００Ｋ）においてもスピン偏極電子の注入が確認された。しかしながら、スピン伝導は確認されなかった。すなわち、やはり充分な特性の強磁性積層構造は得られていなかった。つまり、非特許文献４と同じく、Ａｌ_２Ｏ_３膜は非結晶構造となることからＳｉの積層界面で格子整合は得られず、さらにＦｅは多結晶となることから非特許文献１に記載されたＳｉとＦｅの結晶の方位関係の条件も満たさないことから、大きなスピン偏極電流を得ることはできていない。

「ＳｐｉｎＩｎｊｅｃｔｉｏｎｆｒｏｍＦｅｉｎｔｏＳｉ（００１）：ＡｂｉｎｉｔｉｏＣａｌｃｕｌａｔｉｏｎｓａｎｄＲｏｌｅｏｆｔｈｅＳｉＣｏｍｐｌｅｘＢａｎｄＳｔｒｕｃｔｕｒｅ」、ＰｈｉｖｏｓＭａｖｒｏｐｏｕｌｏｓ、ＰｈｙｓｉｃａｌＲｅｖｉｅｗｓＢ、７８巻、０５４４４６頁（２００８年）「ＭａｇｎｅｔｉｚａｔｉｏｎＲｅｖｅｒｓａｌａｎｄＭａｇｎｅｔｉｃａｎｉｓｏｔｒｏｐｉｅｓｉｎＥｐｉｔａｘｉａｌＦｅ／ＭｇＯａｎｄＦｅ／ＭｇＯ／ＦｅＨｅｔｅｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅｓＧｒｏｗｎｏｎＳｉ（００１）」、Ｃ．ＭａｒｔｉｎｅｚＢｏｕｂｅｔａ、Ａ．Ｃｅｂｏｌｌａｄａ、Ｊ．Ｆ．Ｃａｌｌｅｊａ、Ｃ．Ｃｏｎｔｒｅｒａｓ、Ｆ．Ｐｅｉｒｏ、ａｎｄＡ．Ｃｏｒｎｅｔ、ＪｏｕｒｎａｌｏｆＡｐｐｌｉｅｄＰｈｙｓｉｃｓ、９３巻、２１２６頁（２００３年）「ＣｈａｒａｃｔｅｒｉｚａｔｉｏｎｏｆＥｍｂｅｄｄｅｄＭｇＯ／ＦｅｒｒｏｍａｇｎｅｔＣｏｎｔａｃｔｓｆｏｒＳｐｉｎＩｎｊｅｃｔｉｏｎｉｎＳｉｌｉｃｏｎ」、Ｔ．Ｕｈｒｍａｎｎ、Ｔ．Ｄｉｍｏｐｏｕｌｏｓ、Ｈ．Ｂｒｕｃｋｌ、Ｖ．Ｋ．Ｌａｚａｒｏｖ、Ａ．Ｋｏｈｎ、Ｕ．Ｐａｓｃｈｅｎ、Ｓ．Ｗｅｙｅｒｓ、Ｌ．Ｂａｒ、ａｎｄＭ．Ｒｕｈｒｉｇ、ＪｏｕｒｎａｌｏｆＡｐｐｌｉｅｄＰｈｙｓｉｃｓ、１０３巻、０６３７０９頁（２００８年）「ＥｌｅｃｔｒｉｃａｌＩｎｊｅｃｔｉｏｎａｎｄＤｅｔｅｃｔｉｏｎｏｆＳｐｉｎ−ＰｏｌａｒｉｚｅｄＣａｒｒｉｅｒｓｉｎＳｉｌｉｃｏｎｉｎａＬａｔｅｒａｌＴｒａｎｓｐｏｒｔＧｅｏｍｅｔｒｙ」、Ｏ．Ｍ．Ｊ．ｖａｎ’ｔＥｒｖｅ、Ａ．Ｔ．Ｈａｎｂｉｃｋｉ、Ｍ．Ｈｏｌｕｂ、Ｃ．Ｈ．Ｌｉ、Ｃ．Ａｗｏ・Ａｆｆｏｕｄａ、Ｐ．Ｅ．Ｔｈｏｍｐｓｏｎ、ａｎｄＢ．Ｔ．Ｊｏｎｋｅｒ、ＡｐｐｌｉｅｄＰｈｙｓｉｃｓＬｅｔｔｅｒｓ、９１巻、２１２１０９頁（２００７年）「ＥｌｅｃｔｒｉｃａｌＩｎｊｅｃｔｉｏｎａｎｄＤｅｔｅｃｔｉｏｎｏｆＳｐｉｎ−ＰｏｌａｒｉｚｅｄｅｌｅｃｔｒｏｎｓｉｎＳｉｌｉｃｏｎｔｈｒｏｕｇｈａｎＦｅ３Ｓｉ／ＳｉＳｃｈｏｔｔｋｙＴｕｎｎｅｌＢａｒｒｉｅｒ」、Ｙ．Ａｎｄｏ、Ｋ．Ｈａｍａｙａ、Ｋ．Ｋａｓａｈａｒａ、Ｙ．Ｋｉｓｈｉ、Ｋ．Ｕｅｄａ、Ｋ．Ｓａｗａｎｏ、Ｔ．Ｓａｄｏｈ、ａｎｄＭ．Ｍｉｙａｏ、ＡｐｐｌｉｅｄＰｈｙｓｉｃｓＬｅｔｔｅｒｓ、９４巻、１８２１０５頁（２００９年）「ＥｖｉｄｅｎｃｅｏｆＥｌｅｃｔｒｉｃａｌＳｐｉｎＩｎｊｅｃｔｉｏｎｉｎｔｏＳｉｌｉｃｏｎＵｓｉｎｇＭｇＯＴｕｎｎｅｌＢａｒｒｉｅｒ」、Ｔ．Ｓａｓａｋｉ、Ｔ．Ｏｉｋａｗａ、Ｔ．Ｓｕｚｕｋｉ、Ｍ．Ｓｈｉｒａｉｓｈｉ、Ｙ．Ｓｕｚｕｋｉ、ａｎｄＫ．Ｎｏｇｕｃｈｉ、ＩＥＥＥＴｒａｎｓａｃｔｉｏｎｓｏｎＭａｇｎｅｔｉｃｓ、４６巻、１４３６頁（２０１０年）「ＥｌｅｃｔｒｉｃａｌＣｒｅａｔｉｏｎｏｆＳｐｉｎＰｏｌａｒｉｚａｔｉｏｎｉｎＳｉｌｉｃｏｎａｔＲｏｏｍＴｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ」、Ｓ．Ｐ．Ｄａｓｈ、Ｓ．Ｓｈａｒｍａ、Ｒ．Ｓ．Ｐａｔｅｌ、Ｍ．Ｐ．ｄｅＪｏｎｇ、ａｎｄＲ．Ｊａｎｓｅｎ、Ｎａｔｕｒｅ、４６２巻、４９１頁（２００９年）

このように、非特許文献１においてスピン偏極電子の高い注入効率を得るための指針としてＳｉ（１００）面を用いた場合についての理論的検討はなされており、最適な構造は提案されているものの、実際にこの設計の前提となる平坦で急峻な界面と、結晶方位関係を実現した例はなく、そのため、室温で大きなスピン偏極電流やＳｉ中でのスピン伝導が観測された例はない。すなわち、これまでスピン偏極電子の高い注入効率をもつ強磁性積層構造は得られていなかった。

本発明は、斯かる問題点に鑑みてなされたものであり、上記問題点を解決する発明を提供することを目的とする。

本発明は、上記課題を解決すべく、以下に掲げる構成とした。
本発明の強磁性積層構造の製造方法は、シリコン（Ｓｉ）単結晶上に酸化マグネシウム（ＭｇＯ）層、強磁性金属層が順次形成され、前記強磁性金属層から前記Ｓｉ単結晶に電子が注入され、前記Ｓｉ単結晶の基板面は表面再構成による２×１構造を具備する（１００）面、前記ＭｇＯ層の成長面は（１００）面であり、前記Ｓｉ単結晶の基板面における［１１０］方向と前記ＭｇＯ層の成長面における［１００］方向とが互いに平行とされた強磁性積層構造の製造方法であって、前記Ｓｉ単結晶基板表面にフッ酸処理を行った後に真空中で３００℃から５００℃の温度範囲の熱処理を行うことによって、前記Ｓｉ単結晶基板表面に２×１再構成面を形成した後に、真空中で前記ＭｇＯ層及び前記強磁性金属層を順次形成することを特徴とする。
本発明の強磁性積層構造の製造方法において、前記ＭｇＯ層の形成は、ＭＢＥ（ＭｏｌｅｃｕｌａｒＢｅａｍＥｐｉｔａｘｙ）法又は電子ビーム蒸着法によって行うことを特徴とする。

本発明は以上のように構成されているので、ＭｇＯ膜とＳｉの積層界面で格子整合した強磁性積層構造となるため、それに基づきスピン偏極電子の散乱と緩和を抑制し、大きなスピン偏極電流を得ることができる。

本発明の実施の形態となる強磁性積層構造の構成を示す断面図である。本発明の実施の形態となる強磁性積層構造における界面における各層の結晶構造を示す模式図である。従来の強磁性積層構造における界面における各層の結晶構造を示す模式図である。実施例１（試料Ａ）に対するＯｕｔ−ｏｆ−ｐｌａｎｅ測定のＸ線回折を行った結果である。実施例１（試料Ａ）に対するＩｎ−ｐｌａｎｅ測定のＸ線回折を行った結果である。実施例１（試料Ｂ）に対するＩｎ−ｐｌａｎｅ測定のＸ線回折を行った結果である。５００℃の基板加熱後に得られたＳｉ表面（（１００）面）の反射高速電子線回折（ＲＨＥＥＤ）写真である。実施例２（試料Ｃ）に対するＩｎ−ｐｌａｎｅ測定のＸ線回折を行った結果である。実施例２（試料Ｃ）の断面の透過電子顕微鏡写真である。２００℃の基板加熱後に得られたＳｉ表面（（１００）面）の反射高速電子線回折（ＲＨＥＥＤ）写真である。比較例１（試料Ｄ）に対するＩｎ−ｐｌａｎｅ測定のＸ線回折を行った結果である。実施例３（試料Ｅ）に対するＯｕｔ−ｏｆ−ｐｌａｎｅ測定のＸ線回折を行った結果である。実施例３（試料Ｅ）に対するＩｎ−ｐｌａｎｅ測定のＸ線回折を行った結果である。

以下、本発明について具体的な実施形態を示しながら説明する。ただし、本発明はこれらの実施形態に限定されるものではない。

図１は本発明の実施の形態に係る強磁性積層構造１０の断面図である。この強磁性積層構造１０においては、Ｓｉ単結晶基板１１上に単結晶のＭｇＯ層１２が成長し、格子整合している。更にこの上に強磁性金属層１３が形成されている。周知のように、Ｓｉはダイヤモンド構造の結晶型をもち、ＭｇＯは塩化ナトリウム型の立方晶の結晶型をもつ。強磁性金属層１３は立方晶の結晶型をもつ。

Ｓｉ単結晶基板１１は、バルク結晶であってもエピタキシャル結晶であってもよい。また、導電性付与のための不純物ドーピングが行われていてもよい。その厚さは任意である。Ｓｉ単結晶基板１１の基板面（ＭｇＯ層１２が形成される面）は（１００）面である。

一般にＳｉの最表面には薄いシリコン酸化膜（酸化被膜）が形成されている場合が多いが、ここではＭｇＯ膜の成膜前にこの酸化被膜は除去されている。酸化被膜の除去には、例えば、フッ酸を用いるウエットプロセスを用いて除去することができ、さらに真空チャンバー内で３００℃から５００℃の温度範囲で加熱することが有効である。この場合、酸化被膜が除去されたシリコン（１００）面の表面において、２×１再構成面が得られる。また、酸化被膜の除去法として、真空チャンバー内で８００℃から１２００℃の温度範囲で加熱する加熱昇華法を用いることもでき、この方法では、酸化被膜の除去と同時に２×１再構成面を得ることができる。

ＭｇＯ層１２は、ＭＢＥ（ＭｏｌｅｃｕｌａｒＢｅａｍＥｐｉｔａｘｙ）法や電子ビーム蒸着法によって形成された薄膜である。Ｓｉ単結晶基板１１の（１００）面上に形成されたＭｇＯ層１２の成長面は（１００）面である。また、ＭｇＯ層１２の厚さは０．６〜５．０ｎｍの範囲である。ここで、Ｓｉ単結晶基板１１とＭｇＯ層１２の界面において、Ｓｉ（１００）［１１０］方向（Ｓｉ（１００）面における［１１０］方向）とＭｇＯ（１００）［１００］方向（ＭｇＯ（１００）面における［１００］方向）とが平行に配列し、格子整合している。この配列においては、ＳｉとＭｇＯの格子ミスマッチは−８．７％と小さい。

強磁性金属層１３は立方晶の結晶型をもつ単結晶のＦｅ又はＦｅＣｏ合金で構成され、その成長面は（１００）面である。ここで、Ｆｅ（１００）［１１０］方向（Ｆｅ（１００）面における［１１０］方向）とＭｇＯ（１００）［１００］方向とが平行に配列し、格子整合している。ＦｅＣｏ合金の場合も同様である。この構成が得られやすい強磁性金属層１３の厚さとして、連続膜となる０．６ｎｍ以上が好ましい。強磁性金属層１３は、スパッタリング法、ＭＢＥ法、電子ビーム蒸着法等によってＭｇＯ層１２上に成膜することができる。この場合、ＭｇＯ層１２を成膜した直後に真空中で連続して成膜することが好ましい（なお、ここでいう真空とは上記成膜法における一般的な真空度での雰囲気を意味する）。この際、スピン偏極率を高めるために、ホウ素（Ｂ）等の第三成分が含まれていてもよい。

上記の構成においては、Ｓｉ（１００）［１１０］方向とＭｇＯ（１００）［１００］方向が平行に配列し、ＭｇＯ（１００）［１００］方向と強磁性金属（１００）［１１０］方向とが平行に配列する。このため、Ｓｉ（１００）［１１０］方向と強磁性金属（１００）［１１０］方向とが、薄いＭｇＯ層１２を介して平行となる。

上記の構成においては、スピン偏極電子は強磁性薄膜１３からトンネル効果によってＭｇＯ層１２を通過してＳｉ単結晶基板１１に注入される。すなわち、この電子はトンネル電流としてＭｇＯ層１２中を流れる。この際、非特許文献１に記載されるように、Ｓｉ（１００）［１１０］方向と強磁性金属（１００）［１１０］方向とが平行であることから、強磁性金属層１３中の電子軌道とＳｉ単結晶基板１１中の電子軌道がエバネッセント状態を介して結合する。このために、スピン偏極電子の高い注入効率が得られる。ＭｇＯ層１２中を流れるトンネル電流を大きくするためには、ＭｇＯ層１２の厚さは０．６ｎｍ〜５ｎｍの範囲が好ましく、特に０．８ｎｍ〜１．４ｎｍの範囲が好ましい。

上記の構成におけるＭｇＯ層１２とＳｉ単結晶基板１１の界面の結晶構造を図２に示す。ここで、図２（ａ）はＳｉ（１００）面、（ｂ）はＭｇＯ（１００）面、（ｃ）はこれらの２つの面が格子整合した状態を示す。Ｓｉ（１００）面（ａ）はＳｉ原子１１１だけで構成され、ＭｇＯ（１００）面（ｂ）はＭｇ原子１２１と酸素（Ｏ）原子１２２で構成される。ここでは、Ｓｉ（１００）面上においてＭｇＯ（１００）面が成長し、図２（ｃ）に示されるように、界面においてＳｉ（１００）［１１０］方向とＭｇＯ（１００）［１００］方向とが平行となっている。この場合の格子ミスマッチは−８．７％であり、小さい。

これに対し、非特許文献２に記載されたような、Ｓｉ（１００）面上においてＭｇＯ（１００）面が成長し、界面においてＳｉ（１００）［１１０］方向とＭｇＯ（１００）［１１０］方向とが平行となっている場合の界面の結晶構造を図３に同様に示す。この場合の格子ミスマッチは−２２．４％と大きい。すなわち、本発明の構成では、上記の図２（ｃ）の構造により、非特許文献２に記載された構造よりも格子ミスマッチを減少させ、界面の結晶欠陥を減少させることにより、Ｓｉ単結晶基板１１への電子の注入効率を高めることができる。また、格子ミスマッチを減少させることによって界面の結晶欠陥を減少させるだけでなく、ＭｇＯ層１２自身の結晶性も向上させることができる。これにより、ＭｇＯ層１２中での電子の散乱源を減少させることによっても、電子の注入効率を高めることができる。

また、上記の構成においては、例えばＦｅ（１００）［１００］方向とＭｇＯ（１００）［１００］方向が平行となる。この場合の格子ミスマッチは−３．８％と小さい。すなわち、これらの間の界面における結晶欠陥も少ないため、強磁性金属層１３からＭｇＯ層１２への電子が注入される際の障害となる結晶欠陥も少なくなる。

また、上記の構成においては、薄いＭｇＯ層１２を介して、Ｆｅ（１００）［１００］方向とＳｉ（１００）［１１０］方向が平行となる。この組み合わせは、非特許文献１に記載されたように、ＦｅとＳｉ中の電子の対称軌道がエバネッセント状態を介して結合するために、最も注入効率が高くなる配列である。すなわち、図１、２の構成においては、この観点からも電子の注入効率を高くすることができ、大きなスピン偏極電流を得ることができる。

以上より、上記の構成においては、強磁性金属層１３からＳｉ単結晶基板１１に対して、スピン偏極電子を高い効率で注入することができる。

例えば、Ｓｉ単結晶基板１１中にトランジスタを形成し、強磁性金属層１３に配線を接続してその電位を制御することが可能である。これにより、上記の強磁性積層構造１０を各種の電子デバイスの一部として使用することができる。この電子デバイスは、例えば電子のスピンの偏極をその動作において利用することができるために、不揮発性のメモリや高速動作するスイッチング素子等としての使用が可能である。

（実施例１）
上記の構成の実施例として、Ｓｉ（１００）単結晶基板上に、ＭｇＯ層とＦｅ層（強磁性金属層）を順次を積層し、それぞれにおける結晶構造を調べた。

まず、Ｓｉ（１００）単結晶基板をアセトンとイソプロピルアルコールで洗浄後、表面の酸化膜をフッ酸で除去し、さらに塩酸過酸化水素水混合溶液を用いて酸化膜を形成した。その後、ＭＢＥ装置内で真空度を３×１０^−８Ｐａとして、１０００℃で基板を加熱することにより酸化膜を除去した。これにより、（１００）面の表面においては２×１再構成面が形成された。室温まで冷却した後、膜厚５ｎｍのＭｇＯ層を電子ビーム蒸着法により形成した。さらに、膜厚１３ｎｍのＦｅ層（強磁性金属層）を電子ビーム蒸着法により形成し、保護層として膜厚３ｎｍのＴｉ層を電子ビーム蒸着法で作製した（試料Ａ）。

なお、この試料Ａとは別に、上記と同様のＭｇＯ層とＴｉ保護層を順次積層したのみ、すなわち、試料ＡにおけるＦｅ層を積層しない構成の試料も作製した（試料Ｂ）。

図４は、Ｆｅ層とＭｇＯ層の成長面の配向を調べるため、試料Ａに対するＯｕｔ−ｏｆ−ｐｌａｎｅ測定のＸ線回折を行った結果である。各回折ピークには、対応する各物質の面方位が記してある。ここで、Ｆｅ（２００）結晶面およびＭｇＯ（２００）結晶面が、試料表面に対して平行に配向していることが示されている。これより、Ｓｉ（１００）単結晶基板上に単結晶ＭｇＯの（１００）面、単結晶Ｆｅの（１００）面が成長していることが確認された。

図５は、各層が上記の配向で積層された場合において、各層の面内における配向方向を調べるために、試料Ａに対するＩｎ−ｐｌａｎｅ測定のＸ線回折においてＳｉ（２２０）の極とＭｇＯ（２００）極およびＦｅ（１１０）極を測定した結果である。Ｉｎ−ｐｌａｎｅ測定は、試料表面に対して垂直な格子面を評価する測定手法であり、横軸の角度φは面内における方位角に対応する。Ｓｉ（１００）単結晶基板に対して４本の回折ピーク、ＭｇＯ層に対して４本の回折ピーク、そしてＦｅ層に対して４本の回折ピークが観測されている。ここで、Ｓｉに対する（０２２）面に起因する回折ピークとＭｇＯに対する（００２）面、さらにＦｅに対する（０１１）面に起因する回折ピークが、試料面内における相対角度でほぼ同じ角度で観測されている。この測定結果より、それぞれの結晶面のブラッグ角を考慮すると、Ｓｉ（１００）［１１０］方向、ＭｇＯ（１００）［１００］方向、及びＦｅ（１００）［１１０］方向が面内において平行となっていることが確認された。

また、試料Ａの構造においては、Ｘ線がＦｅ層で吸収されるために、その下層のＭｇＯ層の信号は小さい。一方、Ｆｅ層が形成されていない試料Ｂについて、Ｓｉ（２２０）の極とＭｇＯ（２００）極を図５と同様に測定した結果を図６に示す。この結果より、ＭｇＯ（１００）［１００］方向とＳｉ（１００）［１１０］方向が平行に配列した構造であることが明らかである。つまり、実施例１におけるＭｇＯ層とＳｉの積層界面は格子整合していることから、この界面におけるスピン偏極電子の散乱を抑制できる。従って、強磁性金属を積層することにより、優れた強磁性積層膜を得ることができる。

さらに、Ｆｅ層とＳｉ単結晶基板の間においては、非特許文献１に記載された理想的な配向の関係が成立している。このため、スピン注入電極用の積層構造として優れた特性が得られる。

（実施例２）
実施例２として、以下の試料Ｃを作製し、その構造を調べた。すなわち、Ｓｉ（１００）基板をアセトンとイソプロピルアルコールで洗浄後、表面の酸化膜をフッ酸で除去し、ＭＢＥ装置内で真空度を３×１０^−８Ｐａとして、実施例１よりも低温となる５００℃で基板を加熱した。室温まで冷却した後、実施例１よりも薄い膜厚１．４ｎｍのＭｇＯ層を電子ビーム蒸着法により形成した。さらに、実施例１と同一の膜厚１３ｎｍのＦｅ層を電子ビーム蒸着法により形成し、保護層として実施例１と同一の膜厚３ｎｍのＴｉ層を電子ビーム蒸着法で形成した（試料Ｃ）。

図７は、５００℃の基板加熱後に得られたＳｉ表面（（１００）面）を反射高速電子線回折（ＲＨＥＥＤ）を行った結果の写真である。この回折写真においては、矢印で示されるように、２×１再構成面に起因するストリークが観測される。すなわち、フッ酸で酸化膜を除去した後に真空中での加熱処理を行うことによって、Ｓｉの（１００）面においては２×１再構成面が形成されている。

図８は、試料Ｃに対するＩｎ−ｐｌａｎｅ測定のＸ線回折においてＳｉ（２２０）の極とＦｅ（１１０）極を測定した結果である。成長面内におけるＦｅ層とＳｉ（１００）単結晶基板の結晶方位の関係においては、実施例１（試料Ａ）と同様にＦｅ（１００）［１１０］方向とＳｉ（１００）［１１０］方向とが平行となっていることが確認できる。

さらに、図９に試料Ｃの断面を透過電子顕微鏡で観察した結果の写真を示す。それぞれの界面で格子が整合しており、平坦で欠陥のない急峻な界面が得られていることが確認できる。これは、実施例２の製造方法で得られた構造においては、実施例１（試料Ａ）と同様に、ＭｇＯ層がＳｉ（１００）単結晶基板及びＦｅ層とそれぞれの界面で格子整合していることに起因する。

また、図８のＸ線回折の結果におけるＦｅ（１１０）極に対する回折ピークの半値幅は、面内方向におけるＦｅ（１１０）結晶面の配向分散に対する指標となる。４つのピークの半値幅の平均は３．１°であり、次に示す比較例１（試料Ｄ）に比べ、結晶の配向分散が小さく、結晶性の高い単結晶となっている。すなわち、格子整合した結晶配列の効果として、優れた配向性が得られる。

以上のように、実施例２（試料Ｃ）においては、Ｓｉ（１００）面における２×１再構成面上にＭｇＯ層とＦｅ層を順次成膜することで、それぞれの界面で格子が整合する構造となった。この格子整合した結晶配列は、非特許文献１で示されたスピン偏極率の高いトンネル電子の注入が可能となる積層構造である。更に、格子整合した結晶配列となった効果として、結晶欠陥の少ないＦｅ層を得ることができる。これらの相乗効果により、スピン注入電極用の積層構造として優れた特性を得ることができる。

（比較例１）
比較例として、次の試料Ｄを作製し、その構造を調べた。すなわち、Ｓｉ（１００）単結晶基板をアセトンとイソプロピルアルコールで洗浄後、表面の酸化膜をフッ酸で除去し、ＭＢＥ装置内で真空度を３×１０^−８Ｐａとして、実施例１、２よりも低い２００℃で基板を加熱した。室温まで冷却した後、実施例２と同一の膜厚１．４ｎｍのＭｇＯ層を電子ビーム蒸着法により作製した。更に、実施例１と同一の膜厚１３ｎｍのＦｅ層を電子ビーム蒸着法により作製し、保護層として実施例１と同一の膜厚３ｎｍのＴｉ層を電子ビーム蒸着法で作製した（試料Ｄ）。

図１０は、図７と同様に、２００℃の基板加熱により得られたＳｉ（１００）面表面で反射高速電子線回折（ＲＨＥＥＤ）を行った結果の写真である。図７の結果と対照的に、Ｓｉバルクの１×１構造に起因するストリークのみ観測され、矢印で示す箇所における２×１再構成面に起因するストリークは観測されない。すなわち、２×１再構成面は形成されていない。

図１１は、試料Ｄに対するＩｎ−ｐｌａｎｅ測定のＸ線回折においてＳｉ（２２０）の極とＦｅ（１１０）極を測定した結果である。この結果から、実施例１、２と異なり、Ｆｅの［１１０］方向とＳｉの［１１０］方向は平行ではないことが明らかであり、Ｆｅの［１００］方向とＳｉの［１１０］方向が平行となっている。すなわち、実施例１（試料Ａ）や実施例２（試料Ｃ）と比べて、ＦｅとＳｉの方位が約４５°ずれている。この構造は、非特許文献１に記載された理想的な構造ではなく、非特許文献２で示された積層膜と同様の構造である。

従って、ＭｇＯ層が形成されるＳｉ（１００）面が、２×１再構成面とは異なる１×１構造の場合、ＭｇＯ層を積層しても実施例１、２と同様の格子整合した構造を得ることはできない。

また、図１１におけるＦｅ（１１０）極に対する回折ピークの半値幅の平均は、５．３°となり、実施例２（試料Ｃ）に比べて大きい。すなわち、比較例１の試料Ｄの積層膜は、整合配列ではないことから、優れた配向性を得ることができない。また、ＭｇＯとＳｉの界面の原子配列は格子整合した結晶配列でない図３の構造であることから、トンネル電子を散乱する結晶欠陥が多数存在し、電子の効率的な注入ができない。さらに、この積層膜は、ＦｅとＳｉの配向の組み合わせが、非特許文献１に記載されたようなスピン偏極率の高い電子の注入を可能とする配向の組み合わせとは異なるため、この点からもスピン偏極率の高いトンネル電子の注入はできない。この点については、非特許文献２に記載の構造と同様である。

（実施例３）
本発明の実施例３として、次の試料Ｅを作製し、その構造を調べた。すなわち、Ｓｉ（１００）単結晶基板をアセトンとイソプロピルアルコールで洗浄後、表面の酸化膜をフッ酸で除去し、さらに塩酸過酸化水素水混合溶液を用いて酸化膜を形成した。その後、ＭＢＥ装置内で真空度を３×１０^−８Ｐａとして、実施例１と同一の１０００℃で基板を加熱することにより酸化膜を除去した。前記の通り、この表面においては２×１再構成面が形成される。室温まで冷却した後、実施例１、２よりも薄い膜厚０．８ｎｍのＭｇＯ層を電子ビーム蒸着法により作製した。さらに、実施例１と同一の膜厚１３ｎｍのＦｅ層を電子ビーム蒸着法により作製し、保護層として実施例１と同一の膜厚３ｎｍのＴｉ層を電子ビーム蒸着法で作製した（試料Ｅ）。

図１２は、図４と同様に、試料Ｅに対するＯｕｔ−ｏｆ−ｐｌａｎｅ測定のＸ線回折を行った結果である。各回折ピークには、対応する各物質の面方位が記してある。ここで、Ｆｅは（２００）結晶面が試料表面に対して平行に配向していることが示されている。すなわち、試料Ｅにおいても、Ｓｉ（１００）面と平行にＦｅ（１００）面が成長している。

図１３は、試料Ｅに対するＩｎ−ｐｌａｎｅ測定のＸ線回折においてＳｉ（２２０）の極とＦｅ（１１０）極を測定した結果である。ＦｅとＳｉの結晶方位関係は、実施例１（試料Ａ）および実施例２（試料Ｃ）と同様に、Ｆｅ（１００）［１１０］方向とＳｉ（１００）［１１０］方向とが平行となっていることが確認できる。すなわち、実施例１、実施例２と同様に、スピン偏極率の高いトンネル電子の注入が可能となる。

更に、図１３のＦｅ（１１０）極に対する回折ピークの半値幅の平均は、３．５°となり、比較例１の試料Ｄに比べ、結晶の配向分散が小さい。すなわち、格子整合した結晶配列の効果として、優れた配向性が得られる。

また、試料ＥにおけるＭｇＯ層の膜厚は０．８ｎｍと薄いため、トンネル電流を大きくとることが可能である。このため、この強磁性積層構造をデバイスに用いることにより、デバイスの低抵抗化が実現でき、高周波特性やＳＮ比に優れるデバイスが実現できる。

なお、上記のいずれの実施例においても、強磁性金属層の材料としてＦｅを用いているが、これに限られるものではなく、ＦｅＣｏ合金も同様に用いることができる。その他、膜厚等も、上記の範囲に限定されず任意である。その他、作製に関する諸条件も、本発明の要旨を逸脱しない範囲で任意である。

１０強磁性積層構造
１１Ｓｉ単結晶基板
１２ＭｇＯ層
１３強磁性金属層
１１１Ｓｉ原子
１２１Ｍｇ原子
１２２酸素原子

Claims

シリコン（Ｓｉ）単結晶上に酸化マグネシウム（ＭｇＯ）層、強磁性金属層が順次形成され、前記強磁性金属層から前記Ｓｉ単結晶に電子が注入され、前記Ｓｉ単結晶の基板面は表面再構成による２×１構造を具備する（１００）面、前記ＭｇＯ層の成長面は（１００）面であり、前記Ｓｉ単結晶の基板面における［１１０］方向と前記ＭｇＯ層の成長面における［１００］方向とが互いに平行とされた強磁性積層構造の製造方法であって、
前記Ｓｉ単結晶基板表面にフッ酸処理を行った後に真空中で３００℃から５００℃の温度範囲の熱処理を行うことによって、前記Ｓｉ単結晶基板表面に２×１再構成面を形成した後に、真空中で前記ＭｇＯ層及び前記強磁性金属層を順次形成することを特徴とする強磁性積層構造の製造方法。
前記ＭｇＯ層の形成は、ＭＢＥ（ＭｏｌｅｃｕｌａｒＢｅａｍＥｐｉｔａｘｙ）法又は電子ビーム蒸着法によって行うことを特徴とする請求項１に記載の強磁性積層構造の製造方法。