JP7350363B2 - スピン軌道トルクベースの磁気トンネル接合及びその製造方法 - Google Patents

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Description

〔関連出願との相互参照〕
本出願は、２０２０年１１月２０日付の韓国特許出願第１０－２０２０－０１５６７９０号と２０２１年０８月０９日付の韓国特許出願第１０－２０２１－０１０４３３２号に基づく優先権の利益を主張し、当該韓国特許出願の文献に開示された全ての内容は本明細書の一部として組み込まれる。
本発明は、スピン軌道トルク（ｓｐｉｎ－ｏｒｂｉｔ ｔｏｒｑｕｅ、ＳＯＴ）ベースの磁気トンネル接合及びその製造方法に関し、より詳細には、スピン軌道結合（ｓｐｉｎ－ｏｒｂｉｔ ｃｏｕｐｌｉｎｇ）が大きいＷ－Ｘ合金（ここで、Ｗはタングステンであり、前記Ｘは、４族半導体及び３－５族半導体のうちの少なくとも１つを含む）薄膜をスピントルク活性層として用いることで、スピン軌道トルク（ｓｐｉｎ－ｏｒｂｉｔ ｔｏｒｑｕｅ）スイッチングが可能であり、低い比抵抗で高いスピン軌道トルクの効率を有するスピン軌道トルクベースの磁気トンネル接合及びその製造方法に関する。
磁気トンネル接合は、基本的に強磁性体／酸化物／強磁性体の３重層構造からなっており、それぞれ、磁化自由層（ｆｒｅｅ ｌａｙｅｒ、ＦＬ）、トンネルバリア（ｔｕｎｎｅｌ ｂａｒｒｉｅｒ、ＴＢ）及び磁化固定層（ｐｉｎｎｅｄ ｌａｙｅｒ、ＰＬ）を含み、自由層と固定層の位置は互いに入れ替わってもよい。トンネルバリアを挟んで隣り合う自由層と固定層のスピン方向が平行（ｐａｒａｌｌｅｌ）又は反平行（ａｎｔｉｐａｒａｌｌｅｌ）に配列された状態に応じてトンネルバリアを通過するトンネル電流の値が変わる性質を用いる。このときの抵抗差をトンネル磁気抵抗（ＴＭＲ）比という。固定層のスピン方向は固定されており、自由層のスピン方向を磁場又は電流を流して操作することによって、情報を入力することができる。
スピン軌道トルク（ｓｐｉｎ－ｏｒｂｉｔ ｔｏｒｑｕｅ、ＳＯＴ）スイッチングベースのＭＲＡＭ（ｍａｇｎｅｔｉｃ ｒａｎｄｏｍ ａｃｃｅｓｓ ｍｅｍｏｒｙ）の核心素子である磁気トンネル接合（ｍａｇｎｅｔｉｃ ｔｕｎｎｅｌ ｊｕｎｃｔｉｏｎ、ＭＴＪ）は、非磁性のスピントルク活性層／第１磁性層（磁化自由層、以下、「自由層」という）／トンネルバリア層／第２磁性層（磁化固定層、以下、「固定層」という）で構成されており、自由層と固定層の相対的な磁化方向に応じて絶縁層を通過するトンネル電流の電気抵抗値が変わるトンネル磁気抵抗（ｔｕｎｎｅｌｉｎｇ ｍａｇｎｅｔｏｒｅｓｉｓｔａｎｃｅ、ＴＭＲ）現象を用いて情報を読み出す（ｒｅａｄｉｎｇ）。
高いトンネル磁気抵抗比、高い書き込み安定性、低い書き込み電流、高集積化を実現するためには、磁気トンネル接合は、必ず垂直磁気異方性（ｐｅｒｐｅｎｄｉｃｕｌａｒ ｍａｇｎｅｔｉｃ ａｎｉｓｏｔｒｏｐｙ、ＰＭＡ）の特性を有しなければならない。垂直磁気異方性とは、磁性層の磁化方向が磁性層面に垂直であることを意味する。
最近は、自由層に隣接するスピントルク活性層の面内の平行な方向に電流が流れるときに発生するスピンホール効果（ｓｐｉｎ Ｈａｌｌ ｅｆｆｅｃｔ）又はラシュバ効果（Ｒａｓｈｂａ ｅｆｆｅｃｔ）を用いて自由層のスイッチングを誘導するスピン軌道トルク（ｓｐｉｎ－ｏｒｂｉｔ ｔｏｒｑｕｅ、ＳＯＴ）現象が見出され、既存のスピン伝達トルク（ｓｐｉｎ－ｔｒａｎｓｆｅｒ ｔｏｒｑｕｅ、ＳＴＴ）書き込み（ｗｒｉｔｉｎｇ）方式よりも高速、低電流消耗で情報の書き込みが可能な技術として関心を集めている。
したがって、スピントルク活性層として、低い比抵抗及び高いスピン軌道トルクの効率を示す物理量であるスピンホール角度（ｓｐｉｎ Ｈａｌｌ ａｎｇｌｅ、ＳＨＡ）が大きい物質を利用しようとする研究が求められている。
大韓民国公開特許第１０－２０２０－００３０２７７号、“スピン－軌道トルクラインを有する半導体素子及びその動作方法” 大韓民国公開特許第１０－２０２０－００６６８４８号、“スピン－軌道トルクラインを有する半導体素子”
本発明のひとつの課題は、スピン軌道結合（ｓｐｉｎ－ｏｒｂｉｔ ｃｏｕｐｌｉｎｇ）が大きいＷ－Ｘ合金（ここで、Ｗはタングステンであり、前記Ｘは、４族半導体及び３－５族半導体のうちの少なくとも１つを含む）薄膜をスピントルク活性層として用いることで、スピン軌道トルク（ｓｐｉｎ－ｏｒｂｉｔ ｔｏｒｑｕｅ）スイッチングが可能であり、低い比抵抗で高いスピン軌道トルク（ｓｐｉｎ－ｏｒｂｉｔ ｔｏｒｑｕｅ）の効率を示すスピン軌道トルクベースの磁気トンネル接合及びその製造方法を提供することである。
本発明の別の課題は、Ｗ－Ｘ合金のＸの組成を調節してスイッチング電流を制御することができるスピン軌道トルクベースの磁気トンネル接合及びその製造方法を提供することである。
本発明のさらに別の課題は、スピントルク活性層としてタングステン－シリコン合金を用いることで、様々な熱処理温度範囲で垂直磁気異方性（ｐｅｒｐｅｎｄｉｃｕｌａｒ ｍａｇｎｅｔｉｃ ａｎｉｓｏｔｒｏｐｙ、ＰＭＡ）が維持され得るスピン軌道トルクベースの磁気トンネル接合及びその製造方法を提供することである。
本発明の実施例に係るスピン軌道トルク（ｓｐｉｎ－ｏｒｂｉｔ ｔｏｒｑｕｅ、ＳＯＴ）ベースの磁気トンネル接合は、基板上に形成されるスピントルク活性層（ｓｐｉｎ－ｏｒｂｉｔ ａｃｔｉｖｅ ｌａｙｅｒ）と；前記スピントルク活性層上に形成される自由層と；前記自由層上に形成されるトンネルバリア層と；前記トンネルバリア層上に形成される固定層と；を含み、前記スピントルク活性層は、Ｗ－Ｘ合金（ここで、Ｗはタングステンであり、前記Ｘは、４族半導体及び３－５族半導体のうちの少なくとも１つを含む）を含む。
前記スピントルク活性層は、前記自由層と接触して面内電流を提供する電極であってもよい。
前記Ｗ－Ｘ合金内に含まれるＸの組成の含量が増加するにつれて、スイッチング電流が減少することができる。
前記Ｗ－Ｘ合金内に含まれるＸの組成の含量は０．１ａｔ％～１０．６ａｔ％であってもよい。
前記スピン軌道トルクベースの磁気トンネル接合は、垂直磁気異方性が発現される熱処理温度が増加するにつれて、スイッチング電流が減少することができる。
前記垂直磁気異方性が発現される熱処理温度は３００℃～５００℃であってもよい。
前記垂直磁気異方性が発現される熱処理温度に応じて、前記Ｗ－Ｘ合金内に含まれるＸの組成の含量が調節されてもよい。
前記スピントルク活性層、前記自由層、前記トンネルバリア層及び前記固定層は、平面視で十字（ｃｒｏｓｓ）形状であってもよい。
前記スピントルク活性層は、平面視で十字（ｃｒｏｓｓ）形状であり、前記自由層、前記トンネルバリア層及び前記固定層は、前記十字形状のスピントルク活性層の中心部に島（ｉｓｌａｎｄ）状に配置されてもよい。
前記基板は、前記スピントルク活性層と当接する表面に自然酸化層を含むことができる。
前記スピントルク活性層は、下段にバッファ（ｂｕｆｆｅｒ）層をさらに含むことができる。
前記スピン軌道トルクベースの磁気トンネル接合は、前記固定層上にキャッピング層をさらに含むことができる。
本発明の実施例に係るスピン軌道トルクベースの磁気トンネル接合の製造方法は、基板上にスピントルク活性層を形成するステップと；前記スピントルク活性層上に自由層を形成するステップと；前記自由層上にトンネルバリア層を形成するステップと；前記トンネルバリア層上に固定層を形成するステップと；前記自由層及び前記固定層に垂直磁気異方性を発現させるために熱処理を行うステップと；を含み、前記基板上にスピントルク活性層を形成するステップは、真空チャンバ内でＷターゲットとＸターゲットを同時にスパッタリングして、前記真空チャンバ内に配置された前記基板上にＷ－Ｘ合金薄膜（ここで、Ｗはタングステンであり、前記Ｘは、４族半導体及び３－５族半導体のうちの少なくとも１つを含む）を形成する。
前記Ｗターゲット及び前記Ｘターゲットのパワーに応じて前記Ｗ－Ｘ合金薄膜の組成が調節されてもよい。
前記Ｗ－Ｘ合金内に含まれるＸの組成の含量は０．１ａｔ％～１０．６ａｔ％であってもよい。
前記熱処理温度が増加するにつれて、スイッチング電流が減少することができる。
前記熱処理温度は３００℃～５００℃であってもよい。
前記熱処理温度に応じて、前記Ｗ－Ｘ合金内に含まれるＸの組成の含量が調節されてもよい。
前記基板上にスピントルク活性層を形成するステップは、前記Ｗ－Ｘ合金薄膜を十字形状にパターニングするステップをさらに含むことができる。
本発明の実施例によれば、スピン軌道結合（ｓｐｉｎ－ｏｒｂｉｔ ｃｏｕｐｌｉｎｇ）が大きいＷ－Ｘ合金薄膜をスピントルク活性層として用いることで、スピン軌道トルク（ｓｐｉｎ－ｏｒｂｉｔ ｔｏｒｑｕｅ）スイッチングが可能であり、低い比抵抗で高いスピン軌道トルク（ｓｐｉｎ－ｏｒｂｉｔ ｔｏｒｑｕｅ）の効率を示すスピン軌道トルクベースの磁気トンネル接合及びその製造方法を提供することができる。
本発明の実施例によれば、Ｗ－Ｘ合金のＸの組成を調節してスイッチング電流を制御できるスピン軌道トルクベースの磁気トンネル接合及びその製造方法を提供することができる。
本発明の実施例によれば、スピントルク活性層としてタングステン－シリコン合金を用いることで、様々な熱処理温度範囲で垂直磁気異方性（ｐｅｒｐｅｎｄｉｃｕｌａｒ ｍａｇｎｅｔｉｃ ａｎｉｓｏｔｒｏｐｙ、ＰＭＡ）が維持され得るスピン軌道トルクベースの磁気トンネル接合及びその製造方法を提供することができる。
本発明の実施例に係るスピン軌道トルクベースの磁気トンネル接合を示した断面図である。 本発明の実施例に係るスピン軌道トルクベースの磁気トンネル接合を示した平面図である。 本発明の実施例に係るスピン軌道トルクベースの磁気トンネル接合の製造方法を示したフローチャートである。 本発明の実施例に係るスピン軌道トルクベースの磁気トンネル接合のスピン軌道トルクの効率を測定するための構造を示した断面図である。 ３００℃で１時間熱処理が行われた図４に示された本発明の実施例に係るスピン軌道トルクベースの磁気トンネル接合（以下、実施例１に係るＷ－Ｓｉ／ＣｏＦｅＢ／ＭｇＯ／Ｔａ構造体と称する）に薄膜面垂直（ｏｕｔ－ｏｆ－ｐｌａｎｅ）方向に磁場を印加したとき、スピントルク活性層のシリコン含量（０ａｔ％～１０．６ａｔ％）による磁気履歴曲線を示したグラフである。 薄膜面内（ｉｎ－ｐｌａｎｅ）方向に磁場を印加したとき、スピントルク活性層のシリコン含量（０ａｔ％～１０．６ａｔ％）による磁気履歴曲線を示したグラフである。 ４００℃で１時間熱処理が行われた実施例１－１に係るＷ－Ｓｉ／ＣｏＦｅＢ／ＭｇＯ／Ｔａ構造体に薄膜面垂直方向に磁場を印加したとき、スピントルク活性層のシリコン含量（０ａｔ％～１０．６ａｔ％）による磁気履歴曲線を示したグラフである。 薄膜面内方向に磁場を印加したとき、スピントルク活性層のシリコン含量（０ａｔ％～１０．６ａｔ％）による磁気履歴曲線を示したグラフである。 ５００℃で１時間熱処理が行われた実施例１－１に係るＷ－Ｓｉ／ＣｏＦｅＢ／ＭｇＯ／Ｔａ構造体に薄膜面垂直方向に磁場を印加したとき、スピントルク活性層のシリコン含量（０ａｔ％～１０．６ａｔ％）による磁気履歴曲線を示したグラフである。 薄膜面内方向に磁場を印加したとき、スピントルク活性層のシリコン含量（０ａｔ％～１０．６ａｔ％）による磁気履歴曲線を示したグラフである。 垂直磁気異方性を有する実施例１－２に係るＷ－Ｓｉ／ＣｏＦｅＢ／ＭｇＯ／Ｔａ構造体を示した概略図である。 ３００℃及び５００℃で１時間真空熱処理を行って、図１１Ａに示された垂直磁気異方性を有する実施例１－２に係るＷ－Ｓｉ／ＣｏＦｅＢ／ＭｇＯ／Ｔａ構造体に、タングステン－シリコン合金層の組成範囲でハーモニックス（ｈａｒｍｏｎｉｃｓ）測定法を用いて測定した素子のスピン軌道トルクの効率を示したグラフである。 ３００℃及び５００℃で１時間真空熱処理を行って、図１１Ａに示された垂直磁気異方性を有する実施例１－２に係るＷ－Ｓｉ／ＣｏＦｅＢ／ＭｇＯ／Ｔａ構造体に、タングステン－シリコン合金層の組成範囲で４点プローブ法（ｆｏｕｒ－ｐｏｉｎｔ ｐｒｏｂｅ）を用いて測定した合金の電気比抵抗値を示したグラフである。 ３００℃で１時間真空熱処理を行って、垂直磁気異方性を有する実施例１－１に係るＷ－Ｓｉ／ＣｏＦｅＢ／ＭｇＯ／Ｔａ構造体に＋１００Ｏｅの外部磁場が加えられるとき、タングステン－シリコン合金層の組成（単位：ａｔ％）によるスイッチング特性を示したグラフである。 －１００Ｏｅの外部磁場が加えられるとき、タングステン－シリコン合金層の組成（単位：ａｔ％）によるスイッチング特性を示したグラフである。 ５００℃で１時間真空熱処理を行って、垂直磁気異方性を有する実施例１－１に係るＷ－Ｓｉ／ＣｏＦｅＢ／ＭｇＯ／Ｔａ構造体に＋１００Ｏｅの外部磁場が加えられるとき、タングステン－シリコン合金層の組成（単位：ａｔ％）によるスイッチング特性を示したグラフである。 －１００Ｏｅの外部磁場が加えられるとき、タングステン－シリコン合金層の組成（単位：ａｔ％）によるスイッチング特性を示したグラフである。 垂直磁気異方性を有する実施例１－１に係るＷ－Ｓｉ／ＣｏＦｅＢ／ＭｇＯ／Ｔａ構造体を示した概略図である。 ３００℃及び５００℃で１時間真空熱処理を行って、垂直磁気異方性を有する実施例１－１に係るＷ－Ｓｉ／ＣｏＦｅＢ／ＭｇＯ／Ｔａ構造体に±１００Ｏｅの外部磁場が加えられるとき、スピントルク活性層であるタングステン－シリコン合金層の組成によるスイッチング電流密度の変化を示したグラフである。 シリコン含量が０ａｔ％であるスピントルク活性層を含む実施例１－３に係るＷ－Ｓｉ／ＣｏＦｅＢ／ＭｇＯ／Ｔａ構造体を３００℃で１時間熱処理した後、外部磁場の変化によるスイッチング電流（電流密度）を測定したグラフである。 シリコン含量が７．４ａｔ％であるスピントルク活性層を含む実施例１－３に係るＷ－Ｓｉ／ＣｏＦｅＢ／ＭｇＯ／Ｔａ構造体を３００℃で１時間熱処理した後、外部磁場の変化によるスイッチング電流（電流密度）を測定したグラフである。 シリコン含量が９．１ａｔ％であるスピントルク活性層を含む実施例１－３に係るＷ－Ｓｉ／ＣｏＦｅＢ／ＭｇＯ／Ｔａ構造体を３００℃で１時間熱処理した後、外部磁場の変化によるスイッチング電流（電流密度）を測定したグラフである。 シリコン含量が０ａｔ％であるスピントルク活性層を含む実施例１－３に係るＷ－Ｓｉ／ＣｏＦｅＢ／ＭｇＯ／Ｔａ構造体を５００℃で１時間熱処理した後、外部磁場の変化によるスイッチング電流（電流密度）を測定したグラフである。 シリコン含量が７．４ａｔ％であるスピントルク活性層を含む実施例１－３に係るＷ－Ｓｉ／ＣｏＦｅＢ／ＭｇＯ／Ｔａ構造体を５００℃で１時間熱処理した後、外部磁場の変化によるスイッチング電流（電流密度）を測定したグラフである。 シリコン含量が９．１ａｔ％であるスピントルク活性層を含む実施例１－３に係るＷ－Ｓｉ／ＣｏＦｅＢ／ＭｇＯ／Ｔａ構造体を５００℃で１時間熱処理した後、外部磁場の変化によるスイッチング電流（電流密度）を測定したグラフである。 タングステン－シリコン合金層のシリコン組成が３．０ａｔ％である実施例２に係るＷ－Ｓｉ／ＣｏＦｅＢ／ＭｇＯ／Ｔａ構造体を５００℃で１時間真空熱処理を行った後、ラザフォード後方散乱（Ｒｕｔｈｅｒｆｏｒｄ Ｂａｃｋｓｃａｔｔｅｒｉｎｇ）を用いたＷ内のＳｉ含量を示したグラフである。 タングステン－シリコン合金層のシリコン組成が４．０ａｔ％である実施例２に係るＷ－Ｓｉ／ＣｏＦｅＢ／ＭｇＯ／Ｔａ構造体を５００℃で１時間真空熱処理を行った後、ラザフォード後方散乱（Ｒｕｔｈｅｒｆｏｒｄ Ｂａｃｋｓｃａｔｔｅｒｉｎｇ）を用いたＷ内のＳｉ含量を示したグラフである。 タングステン－シリコン合金層のシリコン組成が７．４ａｔ％である実施例２に係るＷ－Ｓｉ／ＣｏＦｅＢ／ＭｇＯ／Ｔａ構造体を５００℃で１時間真空熱処理を行った後、ラザフォード後方散乱（Ｒｕｔｈｅｒｆｏｒｄ Ｂａｃｋｓｃａｔｔｅｒｉｎｇ）を用いたＷ内のＳｉ含量を示したグラフである。 タングステン－シリコン合金層のシリコン組成が９．１ａｔ％である実施例２に係るＷ－Ｓｉ／ＣｏＦｅＢ／ＭｇＯ／Ｔａ構造体を５００℃で１時間真空熱処理を行った後、ラザフォード後方散乱（Ｒｕｔｈｅｒｆｏｒｄ Ｂａｃｋｓｃａｔｔｅｒｉｎｇ）を用いたＷ内のＳｉ含量を示したグラフである。 垂直磁気異方性を有する実施例３に係るＣｏＦｅＢ／Ｗ－Ｓｉ／ＣｏＦｅＢ／ＭｇＯ／Ｔａ構造体を示した概略図である。 ５００℃で１時間真空熱処理を行って、実施例３に係るＣｏＦｅＢ／Ｗ－Ｓｉ／ＣｏＦｅＢ／ＭｇＯ／Ｔａ構造体に、薄膜面垂直（ｏｕｔ－ｏｆ－ｐｌａｎｅ）方向及び薄膜面内（ｉｎ－ｐｌａｎｅ）方向に磁場を印加したときの磁気履歴曲線を示したグラフである。 電流印加無磁場磁化反転を測定した履歴曲線を示したグラフである。 電流印加無磁場磁化反転を測定した履歴曲線を示したグラフである。 電流印加無磁場磁化反転を測定した履歴曲線を示したグラフである。 ５００℃で１時間真空熱処理を行って、垂直磁気異方性を有する実施例１－１に係るＷ－Ｓｉ／ＣｏＦｅＢ／ＭｇＯ／Ｔａ構造体のタングステン－シリコン合金層のシリコンの組成（０．０、４．０、９．１ａｔ％）によるＸ線回折分析（Ｘ－ｒａｙ Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ、ＸＲＤ）の結果を示したグラフである。 ３００℃で１時間真空熱処理を行って、垂直磁気異方性を有する実施例２に係るＷ－Ｓｉ／ＣｏＦｅＢ／ＭｇＯ／Ｔａ構造体のタングステン－シリコン合金層のシリコンの組成（０．０、４．０、９．１ａｔ％）による薄膜面内（ｉｎ－ｐｌａｎｅ）の透過電子顕微鏡（Ｔｒａｎｓｍｉｓｓｉｏｎ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ、ＴＥＭ）を用いて薄膜の相を示したイメージである。 ５００℃で１時間真空熱処理を行って、垂直磁気異方性を有する実施例２に係るＷ－Ｓｉ／ＣｏＦｅＢ／ＭｇＯ／Ｔａ構造体のタングステン－シリコン合金層のシリコンの組成（０．０、４．０、９．１ａｔ％）による薄膜面内（ｉｎ－ｐｌａｎｅ）の透過電子顕微鏡（Ｔｒａｎｓｍｉｓｓｉｏｎ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ、ＴＥＭ）を用いて薄膜の相を示したイメージである。
以下、添付の図面及び添付の図面に記載された内容を参照して、本発明の実施例を詳細に説明するが、本発明が実施例によって制限又は限定されるものではない。
本明細書で使用される用語は、実施例を説明するためのものであり、本発明を制限しようとするものではない。本明細書において、単数形は、で特に言及しない限り、複数形も含む。明細書で使用される「含む（ｃｏｍｐｒｉｓｅｓ）」及び／又は「含んでいる（ｃｏｍｐｒｉｓｉｎｇ）」は、言及された構成要素、段階は、一つ以上の他の構成要素、段階の存在又は追加を排除しない。
本明細書で使用される「実施例」、「例」、「側面」、「例示」などは、記述された任意の態様（ａｓｐｅｃｔ）又は設計が他の態様又は設計よりも良好であるか、または利点があるものと解釈すべきものではない。
また、「又は」という用語は、排他的論理和「ｅｘｃｌｕｓｉｖｅ ｏｒ」ではなく、包含的な論理和「ｉｎｃｌｕｓｉｖｅ ｏｒ」を意味する。すなわち、特に言及しない限り、または文脈から明らかでない限り、「ｘがａ又はｂを用いる」という表現は、包含的な自然順列（ｎａｔｕｒａｌ ｉｎｃｌｕｓｉｖｅ ｐｅｒｍｕｔａｔｉｏｎｓ）のいずれか一つを意味する。
また、本明細書及び特許請求の範囲で使用される単数表現（「ａ」又は「ａｎ」）は、特に言及しない限り、または単数形態に関するものであることが文脈から明らかでない限り、一般的に「一つ以上」を意味するものと解釈しなければならない。
以下の説明で使用される用語は、関連する技術分野で一般的かつ普遍的なものが選択されたが、技術の発達及び／又は変化、慣例、技術者の選好などに応じて他の用語があり得る。したがって、以下の説明で使用される用語は、技術的思想を限定するものと理解されてはならず、実施例を説明するための例示的な用語として理解されなければならない。
また、特定の場合は、出願人が任意に選定した用語もあり、その場合、該当する説明部分で詳細にその意味を記載する。したがって、以下の説明で使用される用語は、単純な用語の名称ではなく、その用語が有する意味、及び明細書全般にわたる内容に基づいて理解されなければならない。
他の定義がなければ、本明細書で使用される全ての用語（技術及び科学的用語を含む）は、本発明の属する技術分野における通常の知識を有する者に共通に理解される意味として使用され得る。また、一般的に使用される辞書に定義されている用語は、明らかに特に定義されていない限り、理想的又は過度に解釈されない。
一方、本発明を説明するにおいて、関連する公知の機能又は構成に関する具体的な説明が本発明の要旨を不要に曖昧にすると判断される場合には、その詳細な説明を省略する。そして、本明細書で使用される用語（ｔｅｒｍｉｎｏｌｏｇｙ）は、本発明の実施例を適切に表現するために使用された用語であって、これは、使用者、運用者の意図、または本発明の属する分野の慣例などによって変わり得る。したがって、本用語に対する定義は、本明細書全般にわたる内容に基づいて行われるべきである。
図１は、本発明の実施例に係るスピン軌道トルクベースの磁気トンネル接合を示した断面図である。
本発明の実施例に係るスピン軌道トルク（ｓｐｉｎ－ｏｒｂｉｔ ｔｏｒｑｕｅ、ＳＯＴ）ベースの磁気トンネル接合は、基板１１０上に形成されるスピントルク活性層（ｓｐｉｎ－ｏｒｂｉｔ ａｃｔｉｖｅ ｌａｙｅｒ）１２０と、スピントルク活性層１２０上に形成される自由層１３０と、自由層１３０上に形成されるトンネルバリア層１４０と、トンネルバリア層１４０上に形成される固定層１５０とを含み、スピントルク活性層１２０はＷ－Ｘ合金（ここで、Ｗはタングステンであり、前記Ｘは、４族半導体及び３－５族半導体のうちの少なくとも１つを含む）を含む。
したがって、本発明の実施例に係るスピン軌道トルクベースの磁気トンネル接合は、スピン軌道結合が大きいＷ－Ｘ合金をスピントルク活性層１２０として用いることで、スピン軌道トルクスイッチングが可能であり、低い比抵抗で高いスピン軌道トルクの効率を有することができる。
本発明の実施例に係るスピン軌道トルクベースの磁気トンネル接合は、基板１１０上に形成されるスピントルク活性層１２０を含む。
基板１１０は半導体基板を含むことができ、半導体基板は、シリコン（Ｓｉ）、シリコンオンインシュレーター（ＳＯＩ）、シリコンゲルマニウム（ＳｉＧｅ）、ゲルマニウム（Ｇｅ）、ガリウムヒ素（ＧａＡｓ）などを含むことができる。
基板１１０は、スピントルク活性層１２０と当接する表面に自然酸化層を含むことができ、基板１１０の表面に形成された自然酸化層は非晶質であってもよい。
実施例に応じて、基板１１０上にシード層（ｓｅｅｄ ｌａｙｅｒ）及びバッファ層（ｂｕｆｆｅｒ ｌａｙｅｒ）のうちの少なくともいずれか１つをさらに含むことができる。
したがって、シード層及びバッファ層は、基板１１０とスピントルク活性層１２０との間に形成され得る。
シード層は、基板１１０上に形成されてもよく、またはスピントルク活性層１２０上に形成されてもよい。シード層は、結晶成長できるようにする物質であって、磁性物質が望む結晶方向に成長し得るようにすることができる。
シード層は、タンタル（Ｔａ）、ルテニウム（Ｒｕ）、チタン（Ｔｉ）、パラジウム（Ｐｄ）、白金（Ｐｔ）、マグネシウム（Ｍｇ）、コバルト（Ｃｏ）、アルミニウム（Ａｌ）及びタングステン（Ｗ）のうちの少なくともいずれか１つを含むことができるが、これに制限されるものではない。好ましくは、シード層は、５ｎｍのタンタル（Ｔａ）であってもよい。
バッファ層は、スピントルク活性層１２０の下段に形成され得、バッファ層がスピントルク活性層１２０の下段に形成されてスピントルク活性層１２０の結晶性を向上させることができる。
また、バッファ層は、層同士の格子定数の不一致を解消するために形成され得る。
また、シード層及びバッファ層は、互いに区分されずに単一層で形成されてもよい。例えば、バッファ層がシード層の機能も含むことができる。
バッファ層は、Ｔａ、Ｗ及びＰｄのうちの少なくともいずれか１つを含むことができるが、これに制限されない。好ましくは、バッファ層は、１０ｎｍのＰｄ又は２ｎｍのＴａであってもよい。
スピントルク活性層１２０は、自由層１３０と接触して面内電流を提供する電極として使用され得、面内電流を提供してスピンホール効果又はラシュバ効果を誘発することができる。
スピントルク活性層１２０は、スピン分極電流を提供し、スピントルク活性層１２０のスピンホール効果又はラシュバ効果によって自由層１３０にスピン軌道トルクを印加して自由層１３０の磁化反転を誘導することができる。また、スピントルク活性層１２０は、自由層１３０にスピントルク活性層１２０の磁化方向に整列されたスピン蓄積を提供し、スピン蓄積は、決定論的なスイッチング（ｄｅｔｅｒｍｉｎｉｓｔｉｃ ｓｗｉｔｃｈｉｎｇ）効果または追加的なトルクを提供する効果を提供することができる。
また、スピントルク活性層１２０を介して面内で駆動される電流及び伴われるスピン軌道相互作用は、スピン軌道磁場（Ｈ）をもたらし得る。このスピン軌道磁場（Ｈ）は、磁化上のスピン軌道トルク（Ｔ）と同等である。したがって、トルク及び磁場は、スピン軌道磁場及びスピン軌道トルクとして相互交換的に称されてもよい。これは、スピン軌道相互作用が、スピン軌道トルク及びスピン軌道磁場の根源であるという事実を反映する。スピン軌道トルクは、スピントルク活性層１２０の平面で駆動される電流及びスピン軌道相互作用に対して発生することができる。
スピントルク活性層１２０は、強力なスピン－軌道相互作用を有し、自由層１３０の磁気モーメントのスイッチング時に使用できる電極であり得る。
また、スピントルク活性層１２０は、自由層１３０内の磁場をスイッチングすることを容易にすることができ、スピントルク活性層１２０は、自由層１３０での磁場の極性の方向を変更することによってスピントランスファートルクメモリを実現することができる。
したがって、本発明の実施例に係るスピン軌道トルクベースの磁気トンネル接合は、ＭＲＡＭメモリセルを動作させるために、スピン電流を用いて自由層１３０をスイッチングするためのスピン軌道トルク（ｓｐｉｎ ｏｒｂｉｔ ｔｏｒｑｕｅ、ＳＯＴ）を用いることができる。
本発明の実施例に係るスピン軌道トルクベースの磁気トンネル接合は、スピントルク活性層１２０として、Ｗ－Ｘ合金（ここで、Ｗはタングステンであり、前記Ｘは、４族半導体及び３－５族半導体のうちの少なくとも１つを含む）を用いることができ、これによって、様々な熱処理温度範囲で垂直磁気異方性（ｐｅｒｐｅｎｄｉｃｕｌａｒ ｍａｇｎｅｔｉｃ ａｎｉｓｏｔｒｏｐｙ、ＰＭＡ）が維持され得る。
好ましくは、４族半導体は、炭素（Ｃ）、シリコン（Ｓｉ）、ゲルマニウム（Ｇｅ）、錫（Ｓｎ）、またはこれらの合金のうちの少なくともいずれか１つを含むことができ、３－５族半導体は、ＧａＡｓ、ＧａＰ、ＩｎＰ、ＩｎＧａＡｌＮ及びＧａＮのうちの少なくともいずれか１つを含むことができるが、これに制限されるものではない。
好ましくは、本発明の実施例に係るスピン軌道トルクベースの磁気トンネル接合は、スピントルク活性層１２０として、タングステン（Ｗ）－シリコン（Ｓｉ）合金（Ａｌｌｏｙ）が用いられてもよい。
より具体的には、スピン軌道トルク（ＳＯＴ）は、スピン軌道相互作用によるスピンホール効果（Ｓｐｉｎ－Ｈａｌｌ Ｅｆｆｅｃｔ）及びラシュバ効果（Ｒａｓｈｂａ Ｅｆｆｅｃｔ）によって現れ、このような現象は、原子番号に比例して強く現れ得る。これによって、従来は重金属材料（Ｗ、Ｔａ、Ｐｔなど）を中心とした研究が進められており、重金属の単一の材料の特性及び効率をさらに向上させるために、様々な材料の合金又は挿入などの研究が行われている。
したがって、スピントロニクスの観点で、タングステンは、スピン－軌道トルク（ＳＯＴ）の発現に優れた物質であるため、スピン－軌道相互作用によるスピンホール効果が強いのでＳＯＴ－ＭＲＡＭの素材として使用し易く、Ｘ（ＳｉとＧｅ、Ｇａ－Ａｓなどの４族、３－５族）半導体物質は、スピン－軌道トルクの原因として知られているスピンホール効果とラシュバ効果が存在するので、Ｗ－Ｘ合金をスピントルク活性層１２０として用いる場合、スピン軌道トルクスイッチングが可能であり、低い比抵抗で高いスピン軌道トルクの効率を有することができる。
好ましくは、タングステン（Ｗ）及びシリコン（Ｓｉ）は、半導体工程に必須の物質であり、Ｗ－Ｓｉ合金もまた、高温で熱処理を行えば、低い接触抵抗を有し、半導体工程に非常に親和的な物質であるので、スピントルク活性層１２０としてＷ－Ｓｉ合金を用いることができる。
本発明の実施例に係るスピン軌道トルクベースの磁気トンネル接合のスピントルク活性層１２０に含まれるＸ元素は半導体物質であって、Ｘ元素は、外因性（ｅｘｔｒｉｎｓｉｃ）スピンホール効果を示すことができる。
したがって、タングステンの内部に部分的に不純物（ｉｍｐｕｒｉｔｙ）として存在するＸの外因性（ｅｘｔｒｉｎｓｉｃ）スピンホール効果によって、タングステンにＸ（例；シリコン）の組成の含量が増加するほど、スピン軌道トルクの効率と呼ばれるスピンホール角度（ｓｐｉｎ ｈａｌｌ ａｎｇｌｅ）が増加することができる。
また、タングステンの内部に部分的に不純物（ｉｍｐｕｒｉｔｙ）として存在するＸによって電子散乱が増加することで、タングステンにＸの組成の含量が増加するにつれて、Ｗ－Ｘ合金薄膜の比抵抗が増加することができる。
本発明の実施例に係るスピン軌道トルクベースの磁気トンネル接合は、Ｗ－Ｘ合金内に含まれるＸの組成の含量が増加するにつれて、スイッチング電流が減少することができる。
スピン軌道トルク（ｓｐｉｎ－ｏｒｂｉｔ ｔｏｒｑｕｅ、ＳＯＴ）によるスイッチング電流は、下記式１で表すことができる。
式１において、
は、スピン軌道トルクによるスイッチング電流、θSHは、スピンホール角度と呼ばれるスピントルクの効率、Ｍsは、飽和磁化、ｔFMは、磁性層の厚さ、ＡNMは、電流が印加される非磁性層の断面積、Ｈk,effは、一軸異方性磁場の大きさ、Ｈxは、スイッチングの実験時に必要な外部磁場の大きさを意味する。
Ｗ－Ｘ合金内にＸの組成の含量が増加するにつれて、スピントルクの効率であるθSHが増加し、一軸異方性磁場の大きさであるＨk,effが減少して、スイッチング電流が減少することができる。
また、Ｗ－Ｘ合金内に含まれるＸの組成の含量は０．１ａｔ％～１０．６ａｔ％であってもよい。但し、Ｗ－Ｘ合金においてＸの組成の含量は、これに制限されず、Ｘ物質に応じて調節することができる。
Ｗ－Ｘ合金においてＸの組成の含量が増加するにつれて、垂直磁気異方性が弱くなり得、特定の組成の含量（例；１０．６ａｔ％）の範囲を外れると、垂直磁気異方性を失うことになるという問題がある。
好ましくは、Ｗ－Ｘ合金においてＸの組成は、以降に行われる熱処理の温度に応じて調節され得、熱処理の温度が３００℃又は４００℃である場合、Ｘの組成が０．１ａｔ％～９．６ａｔ％であるとき、垂直磁気異方性が発現され、５００℃である場合、０．１ａｔ％～８．６ａｔ％であるとき、垂直磁気異方性が発現され得る。但し、熱処理温度によるＷ－Ｘ合金におけるＸの組成の含量は、これに制限されず、Ｘ物質に応じて調節することができる。
Ｗ－Ｘ合金においてＸの組成の含量が０．１ａｔ％未満である場合、タングステンの１００ａｔ％の組成の場合と同じく、Ｘを含まない従来のタングステンベースのスピン軌道トルクの素材であるため、スピン軌道トルクの効率が低下することがある。
熱処理の温度が３００℃又は４００℃である場合、Ｗ－Ｘ合金におけるＸの組成の含量が９．６ａｔ％を超えると、垂直磁気異方性を失うだけでなく、Ｗ－Ｘ合金薄膜上に形成される磁性層（自由層及び固定層）が磁性特性を失ってしまい、磁気トンネル接合素子として用いることができないという問題がある。
また、熱処理の温度が５００℃である場合、Ｗ－Ｘ合金におけるＸの組成の含量が８．６ａｔ％を超えると、垂直磁気異方性を失うだけでなく、Ｗ－Ｘ合金薄膜上に形成される磁性層（自由層及び固定層）が磁性特性を失うことで、磁気トンネル接合素子として用いることができないという問題がある。
例えば、スピントルク活性層１２０としてタングステン（Ｗ）－シリコン（Ｓｉ）合金が用いられる場合に、垂直磁気異方性が発現されるシリコンの組成比率は、熱処理温度が３００℃である場合、シリコンの組成比率（ｘ）（ここで、ｘは実数）が０．１ａｔ％≦ｘ≦９．６ａｔ％であってもよく、熱処理温度が４００℃である場合、シリコンの組成比率（ｘ）が０．１ａｔ％≦ｘ≦９．６ａｔ％であってもよく、熱処理温度が５００℃である場合、シリコンの組成比率（ｘ）が０．１ａｔ％≦ｘ≦８．６ａｔ％であってもよい。
本発明の実施例に係るスピン軌道トルクベースの磁気トンネル接合は、垂直磁気異方性が発現される熱処理温度が増加するにつれて、スイッチング電流が減少することができる。
本発明の実施例に係るスピン軌道トルクベースの磁気トンネル接合は、熱処理温度が増加するにつれて、スピントルクの効率であるθSHが増加し、一軸異方性磁場の大きさであるＨk,effが減少するので、スイッチング電流が減少することができる。
また、熱処理温度が増加すると、タングステンの内部に部分的に不純物（ｉｍｐｕｒｉｔｙ）として存在していたＸ（例；シリコン）原子がタングステン構造に溶け込みながら金属間化合物をなすことで、構造的に安定化され、比抵抗が減少することができる。
垂直磁気異方性が発現される熱処理温度は３００℃～５００℃であってもよい。
半導体素子の工程に含まれているＢＥＯＬ（Ｂａｃｋ Ｅｎｄ Ｏｆ Ｌｉｎｅ）工程は、３００℃～４００℃の熱処理が含まれるため、当該温度でも磁性特性を維持できる素子を開発することは必須である。
したがって、本発明の実施例に係るスピン軌道トルクベースの磁気トンネル接合は、ＣｏＦｅＢ／ＭｇＯ（自由層／トンネルバリア層）構造で垂直磁気異方性が発現されるためには、少なくとも２５０℃～３００℃の熱処理を行ってＣｏＦｅＢ（自由層）の結晶化が進行しなければならないため、３００℃以上で熱処理を行わなければならず、熱処理温度が５００℃を超える場合、磁性層として活用されたＣｏＦｅＢ（自由層）が耐えられる温度範囲を外れてしまい、磁性層の特性を失うという問題がある。
本発明の実施例に係るスピン軌道トルクベースの磁気トンネル接合は、スピントルク活性層１２０の厚さに応じて、スピントルクの効率が調節され得、スピントルク活性層１２０の厚さが１ｎｍから増加するにつれて、スピントルクの効率が増加した後飽和するので、スピントルク活性層１２０の厚さは、５ｎｍ～７ｎｍで最大のスピントルク効率を有することができる。
好ましくは、Ｗの場合、スピントルク効率が高いβ（ｂｅｔａ）相を維持するためには、５ｎｍで最適の厚さを有することができるので、スピントルク活性層１２０の厚さは５ｎｍであり得る。
本発明の実施例に係るスピン軌道トルクベースの磁気トンネル接合は、スピントルク活性層１２０上に形成される自由層１３０を含む。
自由層１３０は、磁化が一方向に固定されず、一方向から、これと対向する他方向に変化し得る。自由層１３０は、固定層１５０と磁化方向が同一（即ち、平行）であってもよく、または反対（即ち、反平行）であってもよい。
磁気トンネル接合は、自由層１３０と固定層１５０の磁化配列によって変わる抵抗値に情報を対応させることによって、メモリ素子として活用することができる。
例えば、自由層１３０の磁化方向が固定層１５０と平行であるとき、磁気トンネル接合の抵抗値は小さくなり、この場合をデータ‘０’と規定することができる。また、自由層１３０の磁化方向が固定層１５０と反平行であるとき、磁気トンネル接合の抵抗値は大きくなり、この場合をデータ‘１’と規定することができる。
本発明の実施例に係るスピン軌道トルクベースの磁気トンネル接合は、自由層１３０が垂直磁気異方性（ｐｅｒｐｅｎｄｉｃｕｌａｒ ｍａｇｎｅｔｉｃ ａｎｉｓｏｔｒｏｐｙ、ＰＭＡ）を有することができる。
例えば、自由層１３０の磁化方向が負のｚ軸方向である場合、正のｚ軸方向に磁化反転させるために、電流の回転方向は時計方向であり得る。面内電流から起因して自由層１３０の磁気モーメントに加えられるトルクは、スピン軌道トルクと命名することができる。
自由層１３０は、界面垂直磁気異方性（ｉｎｔｅｒｆａｃｅ ｐｅｒｐｅｎｄｉｃｕｌａｒ ｍａｇｎｅｔｉｃ ａｎｉｓｏｔｒｏｐｙ）を有する物質を含むことができる。界面垂直磁気異方性は、内在的水平磁化特性を有する磁性層が、それに隣接する他の層との界面からの影響によって垂直磁化方向を有する現象をいう。
自由層１３０は、コバルト（Ｃｏ）、鉄（Ｆｅ）、及びニッケル（Ｎｉ）のうちの少なくとも１つを含むことができる。また、自由層１３０は、ボロン（Ｂ）、亜鉛（Ｚｎ）、アルミニウム（Ａｌ）、チタン（Ｔｉ）、ルテニウム（Ｒｕ）、タンタル（Ｔａ）、シリコン（Ｓｉ）、銀（Ａｇ）、金（Ａｕ）、銅（Ｃｕ）、炭素（Ｃ）、及び窒素（Ｎ）のような非磁性物質のうちの少なくとも１つをさらに含むことができる。
例えば、自由層１３０は、ＣｏＦｅ又はＮｉＦｅを含み、ボロン（Ｂ）をさらに含むことができる。これに加えて、 固定層１５０及び自由層１３０は、チタン（Ｔｉ）、アルミニウム（Ａｌ）、シリコン（Ｓｉ）、マグネシウム（Ｍｇ）、タンタル（Ｔａ）及びシリコン（Ｓｉ）のうちの少なくとも１つをさらに含むことができる。
実施例に応じて、自由層１３０は、Ｌ１０結晶構造を有する物質、稠密六方格子（Ｈｅｘａｇｏｎａｌ Ｃｌｏｓｅ Ｐａｃｋｅｄ ｌａｔｔｉｃｅ；ＨＣＰ）を有する物質、及び非晶質ＲＥ－ＴＭ（Ｒａｒｅ－Ｅａｒｔｈ Ｔｒａｎｓｉｔｉｏｎ Ｍｅｔａｌ）合金のうちの少なくとも１つを含むことができる。
自由層１３０の厚さは、垂直磁気異方性が発現されるために０．９ｎｍであってもよいが、これに制限されない。
本発明の実施例に係るスピン軌道トルクベースの磁気トンネル接合は、自由層１３０上に形成されるトンネルバリア層１４０を含む。
トンネルバリア層１４０は、自由層１３０と固定層１５０を分離し、自由層１３０と固定層１５０との間に量子力学的トンネリング（ｑｕａｎｔｕｍ ｍｅｃｈａｎｉｃａｌ ｔｕｎｎｅｌｉｎｇ）を可能にする。
トンネルバリア層１４０は、自由層１３０と固定層１５０との間に介在することができる。トンネルバリア層１４０は、マグネシウム（Ｍｇ）の酸化物、チタン（Ｔｉ）の酸化物、アルミニウム（Ａｌ）の酸化物、マグネシウム－亜鉛（ＭｇＺｎ）の酸化物、マグネシウム－ボロン（ＭｇＢ）の酸化物、チタン（Ｔｉ）の窒化物、及びバナジウム（Ｖ）の窒化物のうちの少なくとも１つを含むことができる。例えば、トンネルバリア層１４０は、結晶性の酸化マグネシウム（ＭｇＯ）を含むことができる。
トンネルバリア層１４０の厚さは、垂直磁気異方性が発現されるために１．０ｎｍであってもよいが、これに制限されない。
本発明の実施例に係るスピン軌道トルクベースの磁気トンネル接合は、トンネルバリア層１４０上に形成される固定層１５０を含む。
固定層１５０は、磁気メモリ素子の書き込み動作時に固定された磁気モーメントを有することができる。例えば、固定層１５０の磁気モーメントは、スピントルク活性層１２０を流れる電流によるスピン軌道トルクによってスイッチされないことができる。
固定層１５０は、界面垂直磁気異方性（ｉｎｔｅｒｆａｃｅ ｐｅｒｐｅｎｄｉｃｕｌａｒ ｍａｇｎｅｔｉｃ ａｎｉｓｏｔｒｏｐｙ）を有する物質を含むことができる。
界面垂直磁気異方性は、内在的水平磁化特性を有する磁性層が、それに隣接する他の層との界面からの影響によって垂直磁化方向を有する現象をいう。固定層１５０は、コバルト（Ｃｏ）、鉄（Ｆｅ）、及びニッケル（Ｎｉ）のうちの少なくとも１つを含むことができる。
また、固定層１５０は、ボロン（Ｂ）、亜鉛（Ｚｎ）、アルミニウム（Ａｌ）、チタン（Ｔｉ）、ルテニウム（Ｒｕ）、タンタル（Ｔａ）、シリコン（Ｓｉ）、銀（Ａｇ）、金（Ａｕ）、銅（Ｃｕ）、炭素（Ｃ）、及び窒素（Ｎ）のような非磁性物質のうちの少なくとも１つをさらに含むことができる。
例えば、固定層１５０は、ＣｏＦｅ又はＮｉＦｅを含み、ボロン（Ｂ）をさらに含むことができる。これに加えて、自由層１３０は、チタン（Ｔｉ）、アルミニウム（Ａｌ）、シリコン（Ｓｉ）、マグネシウム（Ｍｇ）、タンタル（Ｔａ）及びシリコン（Ｓｉ）のうちの少なくとも１つをさらに含むことができる。
固定層１５０は、単一層構造を有することができる。実施例に応じて、固定層１５０は、非磁性層によって分離された強磁性層を有する合成反強磁性体を含むことができる。
実施例に応じて、固定層１５０は、Ｌ１０結晶構造を有する物質、稠密六方格子（Ｈｅｘａｇｏｎａｌ Ｃｌｏｓｅ Ｐａｃｋｅｄ ｌａｔｔｉｃｅ；ＨＣＰ）を有する物質、及び非晶質ＲＥ－ＴＭ（Ｒａｒｅ－Ｅａｒｔｈ Ｔｒａｎｓｉｔｉｏｎ Ｍｅｔａｌ）合金のうちの少なくとも１つを含むことができる。
固定層１５０は、自由層１３０よりも厚く形成されることで、スイッチングが容易に起こらないように形成され得る。
スピン軌道トルクベースの磁気トンネル接合は、固定層１５０上にキャッピング層１６０をさらに含むことができ、好ましくは、キャッピング層１６０はＴａが使用されてもよい。
キャッピング層１６０は、酸化防止膜として用いることができ、自然酸化によって磁性層（自由層及び固定層）の特性が低減されることを防止するために、２ｎｍで蒸着されてもよい。
キャッピング層１６０の厚さが２ｎｍよりも厚く形成されると、酸化防止効果は増加し得るが、キャッピング層１６０の蒸着時に、トンネルバリア層１４０に影響を及ぼすため、垂直磁気異方性の条件（自由層１３０及びトンネルバリア層１４０の厚さ）を調節しなければならない。
本発明の実施例に係るスピン軌道トルクベースの磁気トンネル接合は、スピントルク活性層１２０、自由層１３０、トンネルバリア層１４０及び固定層１５０が、平面視で十字（ｃｒｏｓｓ）形状であってもよい。
また、本発明の実施例に係るスピン軌道トルクベースの磁気トンネル接合のスピントルク活性層１２０は、平面視で十字（ｃｒｏｓｓ）形状であり、自由層１３０、トンネルバリア層１４０及び固定層１５０は、十字形状のスピントルク活性層１２０の中心部に島（ｉｓｌａｎｄ）状に配置されてもよい。
図２を参照すると、スピントルク活性層１２０は、平面視で十字（ｃｒｏｓｓ）形状であり、自由層１３０、トンネルバリア層１４０及び固定層１５０は、十字形状のスピントルク活性層１２０の中心部に島（ｉｓｌａｎｄ）状に配置される、本発明の実施例に係るスピン軌道トルクベースの磁気トンネル接合について詳細に説明する。
スピン軌道トルクベースの磁気トンネル接合は、磁性層の磁化方向による抵抗の変化を電気的に計測するようになるが、全ての層が十字形状（スピントルク活性層１２０、自由層１３０、トンネルバリア層１４０及び固定層１５０は、平面視で十字（ｃｒｏｓｓ）形状）である場合、磁性層の体積が大きくなって信号（シグナル）が良く出るので、特性の分析に容易であり得る。
これに対して、スピントルク活性層１２０は、平面視で十字（ｃｒｏｓｓ）形状であり、自由層１３０、トンネルバリア層１４０及び固定層１５０は、十字形状のスピントルク活性層１２０の中心部に島（ｉｓｌａｎｄ）状に配置する場合、スピン－軌道トルクを用いたスイッチング時にのみ活用するもので、自由層の磁化方向がスピン－軌道トルクではなく磁区壁の拡散（ｄｏｍａｉｎ ｗａｌｌ ｐｒｏｐａｇａｔｉｏｎ）によって変わることを防止し、完全にスピン－軌道トルクによる磁化反転を観測することができる。
また、自由層１３０、トンネルバリア層１４０及び固定層１５０を島状に配置する場合、全ての層を十字形状に製造した後、エッチング段階をもう一度行わなければならず、エッチングの進行中にスピントルク活性層が露出し始めれば、直ちにエッチングを止めなければならないので、素子の作製にノウハウが必要である。
図２は、本発明の実施例に係るスピン軌道トルクベースの磁気トンネル接合を示した平面図である。
十字形状のスピントルク活性層１２０は、第１導電ライン１２１及び第２導電ライン１２２を含むことができ、第１導電ライン１２１及び第２導電ライン１２２は、互いに交差するように形成され得る。
したがって、磁化スイッチング方法は、第１周波数を有する交流形態の第１電流（ｊｘ）を第１導電ライン１２１に印加し、第１周波数を有し、交流形態の第２電流（ｊｙ）を第２導電ライン１２２に印加して、自由層１３０は磁化反転を行うことができる。
第１導電ライン１２１に第１角周波数（ω）を有する第１電流を注入し、第２導電ライン１２２に第１角周波数（ω）を有する第２電流を注入する場合、自由層１３０、トンネルバリア層１４０及び固定層１５０が配置された位置で、総電流ベクトルは、時間の経過に伴って回転することができる。
総電流ベクトルの位相のように、回転する座標系の立場で問題を見ると、交流電流は直流電流の問題に変わる。一方、回転する座標系の立場では、回転角速度に対応する垂直方向の有効磁場が現れる。すなわち、交流電流の効果は、垂直方向の有効磁場があるシステムでの直流電流の問題に変換される。この場合、垂直方向の有効磁場の効果のため、自由層の磁化は非常に容易に反転することができる。
第１導電ライン１２１及び第２導電ライン１２２は、スピンホール効果又はラシュバ効果を誘発する物質であってもよい。第１導電ライン１２１に第１電流が流れる場合、第１導電ライン１２１の進行する方向に垂直なスピン分極が発生し、スピン電流は、前記自由層の方向（ｚ軸方向）に進行する。
第１導電ライン１２１は、ｘ方向に沿って延びるライン形状を有することができる。第２導電ライン１２２は、第１導電ライン１２１に交差するライン形状を有することができる。例えば、第２導電ライン１２２は、ｙ方向に沿って延びるライン形状を有することができる。
第１導電ライン１２１と第２導電ライン１２２は、一地点で互いに交差することができ、互いに接続され得る。例えば、第１導電ライン１２１及び第２導電ライン１２２は、同じ平面（即ち、ｘ－ｙ平面）上に位置することができる。
本発明の実施例に係るスピン軌道トルクベースの磁気トンネル接合は、スピントルク活性層１２０を十字形状にパターニングすることによって、スピンホール効果による特性を電気的に測定することができ、スピントルクによる磁化の動きを、電流注入方向と垂直な方向に電圧を測定することができる。
図３は、本発明の実施例に係るスピン軌道トルクベースの磁気トンネル接合の製造方法を示したフローチャートである。
本発明の実施例に係るスピン軌道トルクベースの磁気トンネル接合の製造方法は、本発明の実施例に係るスピン軌道トルクベースの磁気トンネル接合と同じ構成要素を含んでいるので、同じ構成要素に対しては省略する。
まず、本発明の実施例に係るスピン軌道トルクベースの磁気トンネル接合の製造方法は、基板上にスピントルク活性層を形成するステップ（Ｓ１１０）を行う。
基板は、シリコン基板であってもよく、シリコン基板の表面には自然酸化層が形成されてもよく、実施例に応じて、自然酸化層は、ＣＶＤ、ＰＶＤまたは熱酸化することによって形成されてもよい。
実施例に応じて、本発明の実施例に係るスピン軌道トルクベースの磁気トンネル接合の製造方法は、基板上にスピントルク活性層を形成する前に、基板上にシード層を形成するステップ及び基板上にバッファ層を形成するステップのうちの少なくともいずれか１つのステップを行うことができる。
シード層及びバッファ層は、スパッタリングを含む物理的気相蒸着（ＰＶＤ、ｐｈｙｓｉｃａｌ ｖａｐｏｒ ｄｅｐｏｓｉｔｉｏｎ）、分子ビームエピタキシー（ＭＢＥ、ｍｏｌｅｃｕｌａｒ ｂｅａｍ ｅｐｉｔａｘｙ）、パルスレーザー堆積（ＰＬＤ、ｐｕｌｓｅｄ ｌａｓｅｒ ｄｅｐｏｓｉｔｉｏｎ）、原子層堆積（ＡＬＤ、ａｔｏｍｉｃ ｌａｙｅｒ ｄｅｐｏｓｉｔｉｏｎ）、電子ビーム（ｅ－ｂｅａｍ）エピタキシー、化学的気相蒸着（ＣＶＤ、ｃｈｅｍｉｃａｌ ｖａｐｏｒ ｄｅｐｏｓｉｔｉｏｎ）、または低圧ＣＶＤ（ＬＰＣＶＤ、ｌｏｗ ｐｒｅｓｓｕｒｅ ＣＶＤ）、超高真空ＣＶＤ（ＵＨＶＣＶＤ、ｕｌｔｒａｈｉｇｈ ｖａｃｕｕｍ ＣＶＤ）又は減圧ＣＶＤ（ＲＰＣＶＤ、ｒｅｄｕｃｅｄ ｐｒｅｓｓｕｒｅ ＣＶＤ）を含む派生ＣＶＤ工程、電気めっき、コーティングまたはこれらの任意の組み合わせを含む方法により形成されてもよい。
基板上にスピントルク活性層を形成するステップ（Ｓ１１０）は、真空チャンバ内でＷターゲットとＸターゲットを同時にスパッタリングして、真空チャンバ内に配置された基板上にＷ－Ｘ合金（ここで、Ｗはタングステンであり、Ｘは、４族半導体及び３－５族半導体のうちの少なくとも１つを含む）薄膜を形成する。
好ましくは、真空チャンバ内でＷターゲットとＸターゲットを同時にスパッタリングする同時蒸着法（Ｃｏ－ｄｅｐｏｓｉｔｉｏｎ）により、真空チャンバ内に配置された基板上にタングステン－シリコン合金薄膜を形成することができる。
本発明の実施例に係るスピン軌道トルクベースの磁気トンネル接合の製造方法は、Ｗターゲット及びＸターゲットのパワー及び厚さに応じて、Ｗ－Ｘ合金薄膜の組成が調節され得る。
まず、Ｗターゲット及びＸターゲットのパワーに応じてＷ－Ｘ合金薄膜の組成が調節され得る。
Ｗターゲットのパワーは０．１Ｗ～８５Ｗ（０Ｗ／ｃｍ2～４．１９Ｗ／ｃｍ2）であってもよく、０．１Ｗ未満であると、Ｗが蒸着されない問題があり、Ｗターゲットのパワーが８５Ｗを超えると、Ｗターゲットに過度のエネルギーが加えられて亀裂が生じる問題がある。
Ｘターゲットのパワーは０．１Ｗ～８６．２Ｗ（０．１Ｗ／ｃｍ2～４．２５Ｗ／ｃｍ2）であってもよく、０．１Ｗ未満であると、Ｘが蒸着されない問題があり、Ｘターゲットのパワーが８６．２Ｗを超えると、Ｘターゲットに過度のエネルギーが加えられて亀裂が生じる問題がある。
例えば、各物質（Ｗ及びＸ）の物性値（密度、原子量）を用いてモル（ｍｏｌｅ）当たりの体積（ｍｏｌ／ｃｍ3）を計算し、これを厚さで割って特定の厚さを蒸着するとき、蒸着されるモルの値を計算した後、全Ｗ－Ｘ合金薄膜の厚さを固定させ、各物質（Ｗ及びＸ）の厚さを調節すると、各物質（Ｗ及びＸ）のモル値が計算され、これを用いてＷ－Ｘ合金薄膜の組成（ａｔ％）を決定することができる。
ＷターゲットとＸターゲットのパワーは、各ターゲットの蒸着パワーと蒸着速度が正比例するという仮定下で、５０Ｗ（２．４７Ｗ／ｃｍ2）で蒸着するときの蒸着速度を用いて２つの物質の蒸着時間が同一になるパワーで蒸着することができる。
例えば、Ｘとしてシリコンを用いて、Ｗ－Ｓｉ合金薄膜を形成するとき、スパッタリング装備の場合、５０Ｗのパワーでタングステン（Ｗ）及びシリコン（Ｓｉ）の蒸着速度はそれぞれ０．０４５７７８ｎｍ／ｓ及び０．０１３６７８ｎｍ／ｓであるので、タングステンとシリコンの原子比を５０：５０に合わせるために、Ｗ－Ｓｉ合金薄膜の厚さを５ｎｍと固定したとき、タングステンとシリコンの厚さが、それぞれ３．７２ｎｍ及び１．２８ｎｍとなり得る。
蒸着速度を考慮して、２つの物質をいずれも５０Ｗで蒸着を行うと、各厚さを蒸着するのに８１．３秒と９３．６秒がかかるが、この場合、蒸着時間が異なるので、Ｗ－Ｓｉ合金薄膜が均一に形成されないため、各物質のパワーを調節して、タングステン３．７２ｎｍとシリコン１．２８ｎｍを蒸着するのに同じ時間がかかるパワーを設定して蒸着を行うことができる。
このとき、タングステンターゲットのパワーは６０Ｗ（２．９６Ｗ／ｃｍ2）であってもよく、シリコンターゲットのパワーは６９．１Ｗ（３．４１Ｗ／ｃｍ2）であってもよい。
また、Ｗ－Ｓｉ合金薄膜の厚さが５ｎｍである場合、タングステンの厚さは１．２ｎｍ～４．９ｎｍであってもよく、シリコンの厚さは０．１ｎｍ～３．８ｎｍであってもよい。
また、タングステンターゲットとシリコンターゲットを同時にスパッタリングする蒸着時間は、５９秒～２３１秒であってもよい。
スパッタリングチャンバの初期真空度は５×１０-9Ｔｏｒｒであってもよく、３９ｓｃｃｍのアルゴンを流したとき、作業圧力（ｗｏｒｋｉｎｇ ｐｒｅｓｓｕｒｅ）は１．４ｍＴｏｒｒであってもよい。
したがって、Ｗ－Ｘ合金内に含まれるＸの組成の含量は０．１ａｔ％～１０．６ａｔ％であり得る。
例えば、Ｗ－Ｘ合金としてタングステン（Ｗ）－シリコン（Ｓｉ）合金が用いられる場合に、垂直磁気異方性が発現されるシリコンの組成比率は、熱処理温度が３００℃である場合、シリコンの組成比率（ｘ）（ここで、ｘは実数）が０．１ａｔ％≦ｘ≦９．６ａｔ％であってもよく、熱処理温度が４００℃である場合、シリコンの組成比率（ｘ）が０．１ａｔ％≦ｘ≦９．６ａｔ％であってもよく、熱処理温度が５００℃である場合、シリコンの組成比率（ｘ）が０．１ａｔ％≦ｘ≦８．６ａｔ％であってもよい。
基板上にスピントルク活性層を形成するステップは、Ｗ－Ｘ合金薄膜を十字形状にパターニングするステップをさらに含むことができる。
Ｗ－Ｘ合金薄膜は、フォトリソグラフィ及びエッチングを行って十字形状にパターニングされ得る。
本発明の実施例に係るスピン軌道トルクベースの磁気トンネル接合の製造方法は、スピントルク活性層上に自由層を形成するステップ（Ｓ１２０）、自由層上にトンネルバリア層を形成するステップ（Ｓ１３０）、及びトンネルバリア層上に固定層を形成するステップ（Ｓ１４０）を行う。
自由層、トンネルバリア層及び固定層は、それぞれ、スパッタリングを含む物理的気相蒸着（ＰＶＤ、ｐｈｙｓｉｃａｌ ｖａｐｏｒ ｄｅｐｏｓｉｔｉｏｎ）、分子ビームエピタキシー（ＭＢＥ、ｍｏｌｅｃｕｌａｒ ｂｅａｍ ｅｐｉｔａｘｙ）、パルスレーザー堆積（ＰＬＤ、ｐｕｌｓｅｄ ｌａｓｅｒ ｄｅｐｏｓｉｔｉｏｎ）、原子層堆積（ＡＬＤ、ａｔｏｍｉｃ ｌａｙｅｒ ｄｅｐｏｓｉｔｉｏｎ）、電子ビーム（ｅ－ｂｅａｍ）エピタキシー、化学的気相蒸着（ＣＶＤ、ｃｈｅｍｉｃａｌ ｖａｐｏｒ ｄｅｐｏｓｉｔｉｏｎ）、または低圧ＣＶＤ（ＬＰＣＶＤ、ｌｏｗ ｐｒｅｓｓｕｒｅ ＣＶＤ）、超高真空ＣＶＤ（ＵＨＶＣＶＤ、ｕｌｔｒａｈｉｇｈ ｖａｃｕｕｍ ＣＶＤ）又は減圧ＣＶＤ（ＲＰＣＶＤ、ｒｅｄｕｃｅｄ ｐｒｅｓｓｕｒｅ ＣＶＤ）を含む派生ＣＶＤ工程、電気めっき、またはこれらの任意の組み合わせを含む方法により形成されてもよい。
実施例に応じて、本発明の実施例に係るスピン軌道トルクベースの磁気トンネル接合の製造方法は、トンネルバリア層上に固定層を形成するステップ（Ｓ１４０）を行った後、固定層上にキャッピング層を形成するステップを行うことができる。
キャッピング層は、スパッタリングを含む物理的気相蒸着（ＰＶＤ、ｐｈｙｓｉｃａｌ ｖａｐｏｒ ｄｅｐｏｓｉｔｉｏｎ）、分子ビームエピタキシー（ＭＢＥ、ｍｏｌｅｃｕｌａｒ ｂｅａｍ ｅｐｉｔａｘｙ）、パルスレーザー堆積（ＰＬＤ、ｐｕｌｓｅｄ ｌａｓｅｒ ｄｅｐｏｓｉｔｉｏｎ）、原子層堆積（ＡＬＤ、ａｔｏｍｉｃ ｌａｙｅｒ ｄｅｐｏｓｉｔｉｏｎ）、電子ビーム（ｅ－ｂｅａｍ）エピタキシー、化学的気相蒸着（ＣＶＤ、ｃｈｅｍｉｃａｌ ｖａｐｏｒ ｄｅｐｏｓｉｔｉｏｎ）、または低圧ＣＶＤ（ＬＰＣＶＤ、ｌｏｗ ｐｒｅｓｓｕｒｅ ＣＶＤ）、超高真空ＣＶＤ（ＵＨＶＣＶＤ、ｕｌｔｒａｈｉｇｈ ｖａｃｕｕｍ ＣＶＤ）又は減圧ＣＶＤ（ＲＰＣＶＤ、ｒｅｄｕｃｅｄ ｐｒｅｓｓｕｒｅ ＣＶＤ）を含む派生ＣＶＤ工程、電気めっき、コーティング、またはこれらの任意の組み合わせを含む方法により形成されてもよい。
自由層及び固定層に垂直磁気異方性を発現させるために熱処理を行うステップ（Ｓ１５０）を行う。
本発明の実施例に係るスピン軌道トルクベースの磁気トンネル接合の製造方法は、自由層及び固定層に垂直磁気異方性を発現させるために熱処理を行うステップ（Ｓ１５０）を行う。
本発明の実施例に係るスピン軌道トルクベースの磁気トンネル接合の製造方法は、熱処理温度が増加するにつれて、スピントルクの効率であるθSHが増加し、一軸異方性磁場の大きさであるＨk,effが減少するので、スイッチング電流が減少することができる。
また、熱処理温度が増加すると、タングステンの内部に部分的に不純物（ｉｍｐｕｒｉｔｙ）として存在していたＸ（例；シリコン）原子がタングステン構造に溶け込みながら金属間化合物をなすことで、構造的に安定化され、比抵抗が減少することができる。
垂直磁気異方性が発現される熱処理温度は３００℃～５００℃であってもよい。
半導体素子の工程に含まれているＢＥＯＬ（Ｂａｃｋ Ｅｎｄ Ｏｆ Ｌｉｎｅ）工程は、３００℃～４００℃の熱処理が含まれるため、当該温度でも磁性特性を維持できる素子を開発することは必須である。
したがって、本発明の実施例に係るスピン軌道トルクベースの磁気トンネル接合の製造方法は、ＣｏＦｅＢ／ＭｇＯ（自由層／トンネルバリア層）構造で垂直磁気異方性が発現されるためには、少なくとも２５０℃～３００℃の熱処理を行ってＣｏＦｅＢ（自由層）の結晶化が進行しなければならないため、３００℃以上で熱処理を行わなければならず、熱処理温度が５００℃を超える場合、磁性層として活用されたＣｏＦｅＢ（自由層）が耐えられる温度範囲を外れてしまい、磁性層の特性を失うという問題がある。
実験例１：素子の製造
［実施例１－１］：Ｓｉ／ＳｉＯ２／Ｗ－Ｓｉ／ＣｏＦｅＢ／ＭｇＯ／Ｔａ（多層薄膜構造）の製造
表面に非晶質の自然酸化層が形成されたＳｉ基板（Ｓｉ／ＳｉＯ2）上にタングステン（Ｗ）ターゲットをスパッタリングすると同時に、シリコン（Ｓｉ）ターゲットを共にスパッタリングして５ｎｍのタングステン－シリコン合金層（Ｗ－Ｓｉ、スピントルク活性層）を形成した。このとき、タングステンターゲットとシリコンターゲットは、それぞれ、直流、交流マグネトロンスパッタリングを用い、アルゴン気体の流量を固定させた状態で同時にスパッタリングする元素のそれぞれのスパッタリングパワーを調節して、タングステン系合金薄膜の組成を調節し、タングステン－シリコン合金層の作製に用いたターゲットの大きさは直径２インチである。
タングステン－シリコン合金層上に、Ｃｏ40Ｆｅ40Ｂ20（ａｔ％）ターゲットを用いて０．９ｎｍのＣｏＦｅＢ自由層を形成した後、１ｎｍのＭｇＯ絶縁層及び２ｎｍのＴａキャッピング層を形成した。
これによって、図４に示したようなＳｉ／ＳｉＯ2／Ｗ－Ｓｉ／ＣｏＦｅＢ／ＭｇＯ／Ｔａ（基板／自然酸化層／スピントルク活性層／自由層／トンネルバリア層／キャッピング層）を形成した。
スピン軌道トルクベースの磁気トンネル接合の製造時に、金属層を積層するときは直流（ｄｃ）マグネトロンスパッタリング（ｓｐｕｔｔｅｒｉｎｇ）を用い、絶縁体を積層するときは交流（ａｃ）マグネトロンスパッタリングを用い、初期真空（ｂａｓｅ ｐｒｅｓｓｕｒｅ）は、それぞれ５×１０-9Ｔｏｒｒ以下であり、アルゴン（Ａｒ）雰囲気で蒸着した。各層の厚さは、蒸着時間及びスパッタリングパワーを用いて調節した。
図４は、本発明の実施例に係るスピン軌道トルクベースの磁気トンネル接合のスピン軌道トルクの効率を測定するための構造を示した断面図である。
［実施例１－２］：Ｓｉ／ＳｉＯ2／Ｗ－Ｓｉ／ＣｏＦｅＢ／ＭｇＯ／Ｔａ（十字パターン構造）の製造
スピントルク活性層、ＣｏＦｅＢ自由層及びＭｇＯ絶縁層を含む多層薄膜構造は、全て実施例１－１と同様に製造された。図１１Ａのように、素子の全体構造を十字形状にパターニングして、スピン軌道トルクの効率及び比抵抗を測定した。
［実施例１－３］：Ｓｉ／ＳｉＯ2／Ｗ－Ｓｉ／ＣｏＦｅＢ／ＭｇＯ／Ｔａ（自由層磁気トンネル接合構造）の製造
スピントルク活性層、ＣｏＦｅＢ自由層及びＭｇＯ絶縁層を含む多層薄膜構造は、全て実施例１－１と同様に製造された。図１７Ａのように、素子の全体構造を十字形状にパターニングした後、スピントルク活性層を除いた全ての層をスピン軌道トルク活性層上に島状に形成した。当該試片を用いて、電流－印加スピン軌道トルクによる磁化反転を測定した。
［実施例２］
２５ｎｍのタングステン－シリコン合金層（Ｗ－Ｓｉ、スピントルク活性層）の単一膜を形成し、パターニング工程以外は、実施例１－１と同様に製造された。
［実施例３］：ＣｏＦｅＢ４／Ｗ96Ｓｉ4.0１．５／ＣｏＦｅＢ０．９／ＭｇＯ１／Ｔａ２（単位：ｎｍ）
表面に非晶質の自然酸化層が形成されたＳｉ基板（Ｓｉ／ＳｉＯ2）上に、Ｃｏ40Ｆｅ40Ｂ20（ａｔ％）ターゲットを用いて４ｎｍの面内方向に磁化容易軸を有する磁性層を直流マグネトロンスパッタリングを用いて蒸着する。このとき、磁性層の厚さは、磁化容易軸が面内方向である状態で変わり得る。
タングステン（Ｗ）ターゲットをスパッタリングすると同時に、シリコン（Ｓｉ）ターゲットを共にスパッタリングして１．５ｎｍのタングステン－シリコン合金層（Ｗ－Ｓｉ、スピントルク活性層）を形成した。このとき、タングステンターゲットとシリコンターゲットは、それぞれ、直流、交流マグネトロンスパッタリングを用い、アルゴン気体の流量を固定させた状態で同時にスパッタリングする元素のそれぞれのスパッタリングパワーを調節して、タングステン系合金薄膜の組成を調節し、タングステン－シリコン合金層の作製に用いたターゲットの大きさは直径２インチである。タングステン－シリコン合金層の厚さも変化し得る（１ｎｍ、１．５ｎｍ、２ｎｍ、３ｎｍの厚さ）。
タングステン－シリコン合金層上に、Ｃｏ40Ｆｅ40Ｂ20（ａｔ％）ターゲットを用いて０．９ｎｍのＣｏＦｅＢ自由層を形成した後、１ｎｍのＭｇＯ絶縁層及び２ｎｍのＴａキャッピング層を形成した。
これによって、図４に示したものとほぼ同一であるが、ＳｉＯ2とＷ－Ｓｉとの間にＣｏＦｅＢが追加されたＳｉ／ＳｉＯ2／ＣｏＦｅＢ／Ｗ－Ｓｉ／ＣｏＦｅＢ／ＭｇＯ／Ｔａ（基板／面内方向に磁化容易軸を有する磁性層／自然酸化層／スピントルク活性層／自由層／トンネルバリア層／キャッピング層）を形成した。
スピン軌道トルクベースの磁気トンネル接合の製造時に、金属層を積層するときは直流（ｄｃ）マグネトロンスパッタリング（ｓｐｕｔｔｅｒｉｎｇ）を用い、絶縁体を積層するときは交流（ａｃ）マグネトロンスパッタリングを用い、初期真空（ｂａｓｅ ｐｒｅｓｓｕｒｅ）は、それぞれ５×１０-9Ｔｏｒｒ以下であり、アルゴン（Ａｒ）雰囲気で蒸着した。各層の厚さは、蒸着時間及びスパッタリングパワーを用いて調節した。
本発明の実施例１－２のように、スピン軌道トルクベースの磁気トンネル接合は、スピン軌道トルクの効率を測定するために、全体の薄膜構造を十字パターン状にパターニングした。
その後、電流－印加スピン軌道トルクによる磁化反転を測定するために、実施例１－３のようにスピントルク活性層を除いた全ての層をスピントルク活性層上に島状に形成した。
［実験例４］：熱処理
図４に示したようなＳｉ／ＳｉＯ2／Ｗ－Ｓｉ／ＣｏＦｅＢ／ＭｇＯ／Ｔａを全て形成した後、３００℃、４００℃及び５００℃の温度で１時間熱処理を行い、熱処理時の初期真空は１０-6Ｔｏｒｒ帯域であり、熱処理中に、６ｋＯｅの外部磁場がＳｉ／ＳｉＯ2／Ｗ－Ｓｉ／ＣｏＦｅＢ／ＭｇＯ／Ｔａ（スピン軌道トルクベースの磁気トンネル接合）に垂直な方向に加えられた。
３００℃、４００℃及び５００℃で熱処理を行った後、垂直磁気異方性が維持される試片に対してスピン軌道トルクの効率を確認するために、フォトリソグラフィ（ｐｈｏｔｏｌｉｔｈｏｇｒａｐｈｙ）工程により５×３５μｍ2の大きさの十字形状のホールバー（Ｈａｌｌ ｂａｒ）を作製した。同じ試片を用いて十字形状のホールバーを作製した後、ＣｏＦｅＢ／ＭｇＯ／Ｔａ層は、直径４μｍの島（ｉｓｌａｎｄ）状に作製して、スピン－軌道トルクによる磁化反転を測定した。
図５乃至図１０は、振動試片磁力計（ｖｉｂｒａｔｉｎｇ ｓａｍｐｌｅ ｍａｇｎｅｔｏｍｅｔｅｒ、ＶＳＭ）で測定した熱処理温度による磁気履歴（ｍａｇｎｅｔｉｃ ｈｙｓｔｅｒｅｓｉｓ）曲線である。
図５は、３００℃で１時間熱処理が行われた図４に示されたような本発明の実施例に係るスピン軌道トルクベースの磁気トンネル接合（以下、実施例１－１に係るＷ－Ｓｉ／ＣｏＦｅＢ／ＭｇＯ／Ｔａ構造体と称する）に薄膜面垂直（ｏｕｔ－ｏｆ－ｐｌａｎｅ）方向に磁場を印加したとき、スピントルク活性層のシリコン含量（０ａｔ％～１０．６ａｔ％）による磁気履歴曲線を示したグラフであり、図６は、薄膜面内（ｉｎ－ｐｌａｎｅ）方向に磁場を印加したとき、スピントルク活性層のシリコン含量（０ａｔ％～１０．６ａｔ％）による磁気履歴曲線を示したグラフである。
図５及び図６は、振動試片磁力計（ｖｉｂｒａｔｉｎｇ ｓａｍｐｌｅ ｍａｇｎｅｔｏｍｅｔｅｒ、ＶＳＭ）を用いて薄膜面垂直（ｏｕｔ－ｏｆ－ｐｌａｎｅ）方向、薄膜面内（ｉｎ－ｐｌａｎｅ）方向に磁場を印加して測定した磁気履歴曲線である。
図５及び図６を参照すると、３００℃で熱処理が行われた実施例１－１に係るＷ－Ｓｉ／ＣｏＦｅＢ／ＭｇＯ／Ｔａ構造体において、タングステン－シリコン合金の厚さを５ｎｍと固定した場合、シリコンの組成が０ａｔ％から１０．６ａｔ％まで垂直磁気異方性が発現されることが分かる。
図７は、４００℃で１時間熱処理が行われた実施例１－１に係るＷ－Ｓｉ／ＣｏＦｅＢ／ＭｇＯ／Ｔａ構造体に薄膜面垂直方向に磁場を印加したとき、スピントルク活性層のシリコン含量（０ａｔ％～１０．６ａｔ％）による磁気履歴曲線を示したグラフであり、図８は、薄膜面内方向に磁場を印加したとき、スピントルク活性層のシリコン含量（０ａｔ％～１０．６ａｔ％）による磁気履歴曲線を示したグラフである。
図７及び図８を参照すると、４００℃で熱処理が行われた実施例１－１に係るＷ－Ｓｉ／ＣｏＦｅＢ／ＭｇＯ／Ｔａ構造体において、タングステン－シリコン合金の厚さを５ｎｍと固定した場合、シリコンの組成が０ａｔ％から１０．６ａｔ％まで垂直磁気異方性が維持され、それ以上からは垂直磁気異方性が消えることが分かる。
また、シリコンの組成が１０．６ａｔ％以上である組成範囲では、シリコンの組成範囲が増えるほど、異方性を有さず、磁性特性が減少することがある。
図９は、５００℃で１時間熱処理が行われた実施例１－１に係るＷ－Ｓｉ／ＣｏＦｅＢ／ＭｇＯ／Ｔａ構造体に薄膜面垂直方向に磁場を印加したとき、スピントルク活性層のシリコン含量（０ａｔ％～１０．６ａｔ％）による磁気履歴曲線を示したグラフであり、図１０は、薄膜面内方向に磁場を印加したとき、スピントルク活性層のシリコン含量（０ａｔ％～１０．６ａｔ％）による磁気履歴曲線を示したグラフである。
図９及び図１０を参照すると、５００℃で熱処理が行われた実施例１－１に係るＷ－Ｓｉ／ＣｏＦｅＢ／ＭｇＯ／Ｔａ構造体において、タングステン－シリコン合金の厚さを５ｎｍと固定した場合、シリコンの組成が０ａｔ％から１０．６ａｔ％まで垂直磁気異方性が維持され、それ以上からは垂直磁気異方性が消えることが分かる。
図１１Ａは、垂直磁気異方性を有する実施例１－２に係るＷ－Ｓｉ／ＣｏＦｅＢ／ＭｇＯ／Ｔａ構造体を示した概略図であり、図１１Ｂは、３００℃及び５００℃で１時間真空熱処理を行って、図１１Ａに示された垂直磁気異方性を有する実施例１－２に係るＷ－Ｓｉ／ＣｏＦｅＢ／ＭｇＯ／Ｔａ構造体に、タングステン－シリコン合金層の組成範囲でハーモニックス（ｈａｒｍｏｎｉｃｓ）測定法を用いて測定した素子のスピン軌道トルクの効率を示したグラフである。このとき、ＤＬWS3、ＦＬWS3、ＤＬWS5及びＦＬWS5は、それぞれ、３００℃で熱処理した試片のｄａｍｐｉｎｇ－ｌｉｋｅトルク、３００℃で熱処理した試片のｆｉｅｌｄ－ｌｉｋｅトルク、５００℃で熱処理した試片のｄａｍｐｉｎｇ－ｌｉｋｅトルク、５００℃で熱処理した試片のｆｉｅｌｄ－ｌｉｋｅトルクの効率である。
図１１Ａを参照すると、実施例１－２に係るＷ－Ｓｉ／ＣｏＦｅＢ／ＭｇＯ層を十字形状にパターニングを行った後に、ハーモニックス測定法を用いて測定した。
実施例１－２に係るＷ－Ｓｉ／ＣｏＦｅＢ／ＭｇＯ層を十字形状にパターニングして製造された多層薄膜構造は、電流をｘ方向に流すとき、ｘ、ｙ方向に電圧を測定することができ、ｘ方向の電圧は、素材の比抵抗を測定することができ、ｙ方向の電圧は、素材のスピン軌道トルクの効率を測定することができる。
図１１Ｂを参照すると、タングステン－シリコン合金層において５００℃で熱処理を行ったとき、全てのシリコンの組成において、タングステンの単一層を用いた場合（３０％）よりも増加したことが分かる。
特に、Ｓｉの組成が４．０ａｔ％である場合、タングステンの単一層よりも約１００％増加した０．５８のスピン軌道トルクの効率を示すことが分かる。
図１２は、３００℃（ＷＳ３）及び５００℃（ＷＳ５）で１時間真空熱処理を行って、図１１Ａに示された垂直磁気異方性を有する実施例１－２に係るＷ－Ｓｉ／ＣｏＦｅＢ／ＭｇＯ／Ｔａ構造体に、タングステン－シリコン合金層の組成範囲で４点プローブ法（ｆｏｕｒ－ｐｏｉｎｔ ｐｒｏｂｅ）を用いて測定した合金の電気比抵抗値を示したグラフである。
図１２は、Ｗ－Ｓｉ層を十字形状にパターニングを行った後に、ハーモニックス測定法を用いて測定した。
電流をＷ－Ｓｉ／ＣｏＦｅＢ／ＭｇＯ／Ｔａ構造体に流したとき、絶縁層（ＭｇＯ）とキャッピング層（Ｔａ）には電流が流れないという仮定に基づいて、スピントルク活性層（電極）Ｗ－Ｓｉ層と自由層ＣｏＦｅＢ（ρ＝１７０μΩ・ｃｍ）を並列抵抗の計算を行ってタングステン－シリコン合金層の比抵抗を計算した結果である。
図１２を参照すると、３００℃及び５００℃の熱処理条件に対して、シリコンの組成が増加するにつれて比抵抗が増加するが、５００℃で熱処理を行った場合、シリコンの組成７．６ａｔ％まで、３００℃で熱処理を行ったタングステンの単一層の比抵抗よりも低い値を示すことが分かる。
図１３乃至図２２は、実施例１－３に係るＷ－Ｓｉ／ＣｏＦｅＢ／ＭｇＯ／Ｔａ構造体のスイッチング特性を測定したもので、スピントルク活性層を除いた層（自由層、トンネルバリア層など）が十字形状のスピントルク活性層の中心部に島（ｉｓｌａｎｄ）状にパターニングされた後、測定が行われた。
図１３は、３００℃で１時間真空熱処理を行って、垂直磁気異方性を有する実施例１－３に係るＷ－Ｓｉ／ＣｏＦｅＢ／ＭｇＯ／Ｔａ構造体に＋１００Ｏｅの外部磁場が加えられるとき、タングステン－シリコン合金層の組成（単位：ａｔ％）によるスイッチング特性を示したグラフであり、図１４は、－１００Ｏｅの外部磁場が加えられるとき、タングステン－シリコン合金層の組成（単位：ａｔ％）によるスイッチング特性を示したグラフである。
図１３及び図１４を参照すると、タングステン－シリコン合金層の組成によるスピン軌道トルクスイッチング特性は、全てのシリコンの組成に対して、タングステンの単一層よりも小さい電流でスイッチングが起こることが分かる。
図１５は、５００℃で１時間真空熱処理を行って、垂直磁気異方性を有する実施例１－３に係るＷ－Ｓｉ／ＣｏＦｅＢ／ＭｇＯ／Ｔａ構造体に＋１００Ｏｅの外部磁場が加えられるとき、タングステン－シリコン合金層の組成（単位：ａｔ％）によるスイッチング特性を示したグラフであり、図１６は、－１００Ｏｅの外部磁場が加えられるとき、タングステン－シリコン合金層の組成（単位：ａｔ％）によるスイッチング特性を示したグラフである。
図１５及び図１６を参照すると、タングステン－シリコン合金層の組成によるスピン軌道トルクスイッチング特性は、全てのシリコンの組成に対して、タングステンの単一層よりも小さい電流でスイッチングが起こることが分かる。
図１７Ａは、垂直磁気異方性を有する実施例１－３に係るＷ－Ｓｉ／ＣｏＦｅＢ／ＭｇＯ／Ｔａ構造体を示した概略図あり、図１７Ｂは、３００℃及び５００℃で１時間真空熱処理を行って、垂直磁気異方性を有する実施例１－１に係るＷ－Ｓｉ／ＣｏＦｅＢ／ＭｇＯ／Ｔａ構造体に±１００Ｏｅの外部磁場が加えられるとき、スピントルク活性層であるタングステン－シリコン合金層の組成によるスイッチング電流密度の変化を示したグラフである。
スイッチング電流密度は、シリコンの組成の増加による比抵抗の変化を考慮し、並列抵抗計算をしてタングステン－シリコン合金層に実際に流れる電流の大きさを用いて計算した。
図１７Ａを参照すると、Ｗ－Ｓｉ層を十字形状にパターニングを行った後、ＣｏＦｅＢ／ＭｇＯは、Ｗ－Ｓｉ層の十字形状の交差部にのみ形成された。
Ｗ－Ｓｉ層を十字形状にパターニングを行った後、ＣｏＦｅＢ／ＭｇＯをＷ－Ｓｉ層の十字形状の交差部にのみ形成して製造された多層薄膜構造は、電流をｘ方向に、電圧をｙ方向に測定すると、電流の注入によるスピン軌道トルクによる磁化反転を観測することができ、同じ構造において磁場をｘ方向にかければ、有磁場磁化反転を、磁場を加えなければ、無磁場磁化反転を測定することができる。
図１７Ｂを参照すると、シリコンの組成が増加するほど、スイッチング電流が減少することが分かる。
より具体的には、３００℃で熱処理が行われた場合、シリコンが含まれないとき、スイッチング電流密度が４３．５ＭＡ／ｃｍ2であったが、シリコン（Ｓｉ）の組成が９．６ａｔ％であるとき、１４．０ＭＡ／ｃｍ2まで減少した。
５００℃で熱処理が行われた場合、シリコンが含まれないとき、スイッチング電流密度が３３．２ＭＡ／ｃｍ2であったが、シリコン（Ｓｉ）の組成が７．４ａｔ％であるとき、１０．８ＭＡ／ｃｍ2まで減少した。
したがって、５００℃で熱処理が行われた場合、３００℃で熱処理が行われた場合よりも、スイッチング電流密度が全ての組成に対して低い値を有することが分かる。
図１８は、シリコン含量が０ａｔ％であるスピントルク活性層を含む実施例１－３に係るＷ－Ｓｉ／ＣｏＦｅＢ／ＭｇＯ／Ｔａ構造体を３００℃で１時間熱処理した後、外部磁場の変化によるスイッチング電流（電流密度）を測定したグラフであり、図１９は、シリコン含量が７．４ａｔ％であるスピントルク活性層を含む実施例１－３に係るＷ－Ｓｉ／ＣｏＦｅＢ／ＭｇＯ／Ｔａ構造体を３００℃で１時間熱処理した後、外部磁場の変化によるスイッチング電流（電流密度）を測定したグラフであり、図２０は、シリコン含量が９．１ａｔ％であるスピントルク活性層を含む実施例１－３に係るＷ－Ｓｉ／ＣｏＦｅＢ／ＭｇＯ／Ｔａ構造体を３００℃で１時間熱処理した後、外部磁場の変化によるスイッチング電流（電流密度）を測定したグラフである。
図１８乃至図２０を参照すると、１０Ｏｅから１５０Ｏｅまで大きさを増加させながら印加した外部磁場に応じて、磁化反転に必要なスイッチング電流又は電流密度の値が減少し、印加された全ての外部磁場下でスピン軌道トルクスイッチング現象が現れることが分かる。
図２１は、シリコン含量が０ａｔ％であるスピントルク活性層を含む実施例１－３に係るＷ－Ｓｉ／ＣｏＦｅＢ／ＭｇＯ／Ｔａ構造体を５００℃で１時間熱処理した後、外部磁場の変化によるスイッチング電流（電流密度）を測定したグラフであり、図２２は、シリコン含量が７．４ａｔ％であるスピントルク活性層を含む実施例１－３に係るＷ－Ｓｉ／ＣｏＦｅＢ／ＭｇＯ／Ｔａ構造体を５００℃で１時間熱処理した後、外部磁場の変化によるスイッチング電流（電流密度）を測定したグラフであり、図２３は、シリコン含量が９．１ａｔ％であるスピントルク活性層を含む実施例１－３に係るＷ－Ｓｉ／ＣｏＦｅＢ／ＭｇＯ／Ｔａ構造体を５００℃で１時間熱処理した後、外部磁場の変化によるスイッチング電流（電流密度）を測定したグラフである。
図２１乃至図２３を参照すると、１０Ｏｅから１５０Ｏｅまで大きさを増加させながら印加した外部磁場に応じて、磁化反転に必要なスイッチング電流又は電流密度の値が減少することが分かる。
また、印加された全ての外部磁場下でスピン軌道トルクスイッチング現象が現れ、図１８乃至図２３と比較したとき、熱処理温度が増加すると、スイッチング電流の値が減少することが分かる。
図２４は、タングステン－シリコン合金層のシリコン組成が３．０ａｔ％である実施例２に係るＷ－Ｓｉ／ＣｏＦｅＢ／ＭｇＯ／Ｔａ構造体を５００℃で１時間真空熱処理を行った後、ラザフォード後方散乱（Ｒｕｔｈｅｒｆｏｒｄ Ｂａｃｋｓｃａｔｔｅｒｉｎｇ）を用いたＷ内のＳｉ含量を示したグラフであり、図２５は、タングステン－シリコン合金層のシリコン組成が４．０ａｔ％である実施例２に係るＷ－Ｓｉ／ＣｏＦｅＢ／ＭｇＯ／Ｔａ構造体を５００℃で１時間真空熱処理を行った後、ラザフォード後方散乱（Ｒｕｔｈｅｒｆｏｒｄ Ｂａｃｋｓｃａｔｔｅｒｉｎｇ）を用いたＷ内のＳｉ含量を示したグラフであり、図２６は、タングステン－シリコン合金層のシリコン組成が７．４ａｔ％である実施例２に係るＷ－Ｓｉ／ＣｏＦｅＢ／ＭｇＯ／Ｔａ構造体を５００℃で１時間真空熱処理を行った後、ラザフォード後方散乱（Ｒｕｔｈｅｒｆｏｒｄ Ｂａｃｋｓｃａｔｔｅｒｉｎｇ）を用いたＷ内のＳｉ含量を示したグラフであり、図２７は、タングステン－シリコン合金層のシリコン組成が９．１ａｔ％である実施例２に係るＷ－Ｓｉ／ＣｏＦｅＢ／ＭｇＯ／Ｔａ構造体を５００℃で１時間真空熱処理を行った後、ラザフォード後方散乱（Ｒｕｔｈｅｒｆｏｒｄ Ｂａｃｋｓｃａｔｔｅｒｉｎｇ）を用いたＷ内のＳｉ含量を示したグラフである。
図２４乃至図２７を参照すると、タングステン－シリコン合金層のシリコン組成が３．０ａｔ％、４．０ａｔ％、７．４ａｔ％及び９．１ａｔ％であることが分かる。
図２８は、垂直磁気異方性を有する実施例３に係るＣｏＦｅＢ／Ｗ－Ｓｉ／ＣｏＦｅＢ／ＭｇＯ／Ｔａ構造体を示した概略図であり、図２９は、５００℃で１時間真空熱処理を行って、実施例３に係るＣｏＦｅＢ／Ｗ－Ｓｉ／ＣｏＦｅＢ／ＭｇＯ／Ｔａ構造体に、薄膜面垂直（ｏｕｔ－ｏｆ－ｐｌａｎｅ）方向及び薄膜面内（ｉｎ－ｐｌａｎｅ）方向に磁場を印加したときの磁気履歴曲線を示したグラフであり、図３０乃至図３２は、電流印加無磁場磁化反転を測定した履歴曲線を示したグラフである。
図２８を参照すると、薄膜面垂直方向と薄膜面内方向の両方とも、磁場を印加したときに残留磁化が残っているという点で、両方向（例；ｘ方向及びｙ方向）のいずれにも対して磁化容易方向が存在するということが分かる。
また、実施例３に係るＣｏＦｅＢ／Ｗ－Ｓｉ／ＣｏＦｅＢ／ＭｇＯ／Ｔａ構造体は、スピントルク活性化層の下部に面内方向に磁化容易軸を有する磁性層を蒸着して無磁場磁化反転が可能であり、下部の磁性層とスピントルク活性化層の厚さに応じて特性が調節され得る。したがって、デザインに応じて、Ｗ－Ｓｉ合金層の下部の磁性層が面内方向に磁化容易軸を有し、Ｗ－Ｓｉ合金層上の磁性層の裏面に垂直方向に磁化容易軸を有することが分かる。
図３０及び図３１は、それぞれ、Ｗ－Ｓｉ合金層の下部に存在する磁性層の初期磁化方向が－ｘ又は＋ｘ方向に存在するとき、外部磁場を印加していない状態でスピン軌道トルクによって磁化反転が起こる状況であり、図３０及び図３１を参照すると、下部の磁性層の初期磁化がスイッチング方向を決定するということが分かる。
図３２を参照すると、外部磁場を－２００Ｏｅから＋２００Ｏｅまで変化させたときのスピン軌道トルクによる磁化反転であって、０Ｏｅでも磁化反転が起こることが分かる。また、＋３０Ｏｅでスイッチングの方向が変わることは、下部の磁性層の磁化の方向が３０Ｏｅ付近で変わるためである。このとき、３０Ｏｅは、下部の磁性層の保磁力を意味する。
図３３は、５００℃で１時間真空熱処理を行って、垂直磁気異方性を有する実施例１－１に係るＷ－Ｓｉ／ＣｏＦｅＢ／ＭｇＯ／Ｔａ構造体のタングステン－シリコン合金層のシリコンの組成（０．０ａｔ％、３．０ａｔ％、４．０ａｔ％、７．４ａｔ％、９．１ａｔ％、１００ａｔ％）によるＸ線回折分析（Ｘ－ｒａｙ Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ、ＸＲＤ）の結果を示したグラフである。
図３３の下部にバーグラフで表記されているデータは標準データであって、それぞれの標準データコードはグラフ内に明示されている。
図３３を参照すると、Ｘ線回折分析法を用いてタングステン－シリコン合金層の相を確認した結果、シリコン（Ｓｉ）の含量が増加するにつれて、７．４ａｔ％まではβ－Ｗ（ｂｅｔａ－Ｗ）相が維持されるが（４０度付近の三叉ピーク）、９．１ａｔ％からはα－Ｗ（ａｌｐｈａ－Ｗ）相に変化し、これは、シリコン（Ｓｉ）が初期にはβ（ｂｅｔａ）相を安定化させるが、シリコン（Ｓｉ）の含量が増加するほど、β－Ｗ（ｂｅｔａ－Ｗ）相の形成を妨げることが分かる。
図３４は、３００℃で１時間真空熱処理を行って、垂直磁気異方性を有する実施例２に係るＷ－Ｓｉ／ＣｏＦｅＢ／ＭｇＯ／Ｔａ構造体のタングステン－シリコン合金層のシリコンの組成（０．０、４．０、９．１ａｔ％）による薄膜面内（ｉｎ－ｐｌａｎｅ）の透過電子顕微鏡（Ｔｒａｎｓｍｉｓｓｉｏｎ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ、ＴＥＭ）を用いて薄膜の相を示したイメージであり、図３５は、５００℃で１時間真空熱処理を行って、垂直磁気異方性を有する実施例２に係るＷ－Ｓｉ／ＣｏＦｅＢ／ＭｇＯ／Ｔａ構造体のタングステン－シリコン合金層のシリコンの組成（０．０、４．０、９．１ａｔ％）による薄膜面内（ｉｎ－ｐｌａｎｅ）の透過電子顕微鏡（Ｔｒａｎｓｍｉｓｓｉｏｎ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ、ＴＥＭ）を用いて薄膜の相を示したイメージである。
図３４及び図３５において、Ｗ－Ｓｉの厚さは２５ｎｍである。
図３４及び図３５を参照すると、厚さが２５ｎｍと厚いか、または熱処理温度が３００℃以上である場合、タングステン（Ｗ）は、α（ａｌｐｈａ）相を好むことが分かる。
また、図３４及び図３５の１番目のイメージであるシリコン（Ｓｉ）の含量が０ａｔ％である場合には、タングステン（Ｗ）がα（ａｌｐｈａ）相として存在することが分かり、シリコン（Ｓｉ）の含量が４．０ａｔ％に増加することによって、２５ｎｍの厚い薄膜であるにもかかわらず、β－Ｗ（ｂｅｔａ－Ｗ）相が現れることが分かり、９．１ａｔ％にシリコン（Ｓｉ）の含量が増加するや、再びα－Ｗ（ａｌｐｈａ－Ｗ）相に変化することから見て、相分離が起こることが分かる。
以上のように、本発明は、たとえ限定された実施例と図面によって説明されたが、本発明は上記の実施例に限定されるものではなく、本発明の属する技術分野における通常の知識を有する者なら、このような記載から様々な修正及び変形が可能である。したがって、本発明の範囲は説明された実施例に限定されて定められてはならず、後述する特許請求の範囲だけでなく、この特許請求の範囲と均等なものによって定められなければならない。
１１０ 基板
１２０ スピントルク活性層
１２１ 第１導電ライン
１２２ 第２導電ライン
１３０ 自由層
１４０ トンネルバリア層
１５０ 固定層
１６０ キャッピング層

Claims (17)

  1. 基板上に形成されるスピントルク活性層（ｓｐｉｎ－ｏｒｂｉｔ ａｃｔｉｖｅ ｌａｙｅｒ）と、
    前記スピントルク活性層上に形成される自由層と、
    前記自由層上に形成されるトンネルバリア層と、
    前記トンネルバリア層上に形成される固定層とを含み、
    前記スピントルク活性層は、Ｗ－Ｘ合金を含み（ここで、Ｗはタングステンであり、前記Ｘは、４族半導体及び３－５族半導体のうちの少なくとも１つを含む）、
    前記Ｗ－Ｘ合金内に含まれるＸの組成の含量は０．１ａｔ％～１０．６ａｔ％であることを特徴とする、スピン軌道トルクベースの磁気トンネル接合。
  2. 前記スピントルク活性層は、前記自由層と接触して面内電流を提供する電極であることを特徴とする、請求項１に記載のスピン軌道トルクベースの磁気トンネル接合。
  3. 前記Ｗ－Ｘ合金内に含まれるＸの組成の含量が増加するにつれて、スイッチング電流が減少することを特徴とする、請求項１に記載のスピン軌道トルクベースの磁気トンネル接合。
  4. 基板上に形成されるスピントルク活性層（ｓｐｉｎ－ｏｒｂｉｔ ａｃｔｉｖｅ ｌａｙｅｒ）と、
    前記スピントルク活性層上に形成される自由層と、
    前記自由層上に形成されるトンネルバリア層と、
    前記トンネルバリア層上に形成される固定層とを含み、
    前記スピントルク活性層は、Ｗ－Ｘ合金を含み（ここで、Ｗはタングステンであり、前記Ｘは、４族半導体及び３－５族半導体のうちの少なくとも１つを含む）、
    スピン軌道トルクベースの磁気トンネル接合は、垂直磁気異方性が発現される熱処理温度が増加するにつれて、スイッチング電流が減少することを特徴とする、スピン軌道トルクベースの磁気トンネル接合。
  5. 前記垂直磁気異方性が発現される熱処理温度は３００℃～５００℃であることを特徴とする、請求項４に記載のスピン軌道トルクベースの磁気トンネル接合。
  6. 前記垂直磁気異方性が発現される熱処理温度に応じて、前記Ｗ－Ｘ合金内に含まれるＸの組成の含量が調節されることを特徴とする、請求項５に記載のスピン軌道トルクベースの磁気トンネル接合。
  7. 前記スピントルク活性層、前記自由層、前記トンネルバリア層及び前記固定層は、平面視で十字（ｃｒｏｓｓ）形状であることを特徴とする、請求項１に記載のスピン軌道トルクベースの磁気トンネル接合。
  8. 前記スピントルク活性層は、平面視で十字（ｃｒｏｓｓ）形状であり、
    前記自由層、前記トンネルバリア層及び前記固定層は、前記十字形状のスピントルク活性層の中心部に島（ｉｓｌａｎｄ）状に配置されることを特徴とする、請求項１に記載のスピン軌道トルクベースの磁気トンネル接合。
  9. 前記基板は、前記スピントルク活性層と当接する表面に自然酸化層を含むことを特徴とする、請求項１に記載のスピン軌道トルクベースの磁気トンネル接合。
  10. 前記スピントルク活性層は、下段にバッファ（ｂｕｆｆｅｒ）層をさらに含むことを特徴とする、請求項１に記載のスピン軌道トルクベースの磁気トンネル接合。
  11. 前記スピン軌道トルクベースの磁気トンネル接合は、前記固定層上にキャッピング層をさらに含むことを特徴とする、請求項１に記載のスピン軌道トルクベースの磁気トンネル接合。
  12. 基板上にスピントルク活性層を形成するステップと、
    前記スピントルク活性層上に自由層を形成するステップと、
    前記自由層上にトンネルバリア層を形成するステップと、
    前記トンネルバリア層上に固定層を形成するステップと、
    前記自由層及び前記固定層に垂直磁気異方性を発現させるために熱処理を行うステップとを含み、
    前記基板上にスピントルク活性層を形成するステップは、
    真空チャンバ内でＷターゲットとＸターゲットを同時にスパッタリングして、前記真空チャンバ内に配置された前記基板上にＷ－Ｘ合金薄膜（ここで、Ｗはタングステンであり、前記Ｘは、４族半導体及び３－５族半導体のうちの少なくとも１つを含む）を形成し、
    前記Ｗ－Ｘ合金内に含まれるＸの組成の含量は０．１ａｔ％～１０．６ａｔ％であることを特徴とする、スピン軌道トルクベースの磁気トンネル接合の製造方法。
  13. 前記Ｗターゲット及び前記Ｘターゲットのパワーに応じて前記Ｗ－Ｘ合金薄膜の組成が調節されることを特徴とする、請求項１２に記載のスピン軌道トルクベースの磁気トンネル接合の製造方法。
  14. 基板上にスピントルク活性層を形成するステップと、
    前記スピントルク活性層上に自由層を形成するステップと、
    前記自由層上にトンネルバリア層を形成するステップと、
    前記トンネルバリア層上に固定層を形成するステップと、
    前記自由層及び前記固定層に垂直磁気異方性を発現させるために熱処理を行うステップとを含み、
    前記基板上にスピントルク活性層を形成するステップは、
    真空チャンバ内でＷターゲットとＸターゲットを同時にスパッタリングして、前記真空チャンバ内に配置された前記基板上にＷ－Ｘ合金薄膜（ここで、Ｗはタングステンであり、前記Ｘは、４族半導体及び３－５族半導体のうちの少なくとも１つを含む）を形成し、
    前記熱処理の温度が増加するにつれて、スイッチング電流が減少することを特徴とする、スピン軌道トルクベースの磁気トンネル接合の製造方法。
  15. 基板上にスピントルク活性層を形成するステップと、
    前記スピントルク活性層上に自由層を形成するステップと、
    前記自由層上にトンネルバリア層を形成するステップと、
    前記トンネルバリア層上に固定層を形成するステップと、
    前記自由層及び前記固定層に垂直磁気異方性を発現させるために熱処理を行うステップとを含み、
    前記基板上にスピントルク活性層を形成するステップは、
    真空チャンバ内でＷターゲットとＸターゲットを同時にスパッタリングして、前記真空チャンバ内に配置された前記基板上にＷ－Ｘ合金薄膜（ここで、Ｗはタングステンであり、前記Ｘは、４族半導体及び３－５族半導体のうちの少なくとも１つを含む）を形成し、
    前記熱処理の温度は３００℃～５００℃であることを特徴とする、スピン軌道トルクベースの磁気トンネル接合の製造方法。
  16. 基板上にスピントルク活性層を形成するステップと、
    前記スピントルク活性層上に自由層を形成するステップと、
    前記自由層上にトンネルバリア層を形成するステップと、
    前記トンネルバリア層上に固定層を形成するステップと、
    前記自由層及び前記固定層に垂直磁気異方性を発現させるために熱処理を行うステップとを含み、
    前記基板上にスピントルク活性層を形成するステップは、
    真空チャンバ内でＷターゲットとＸターゲットを同時にスパッタリングして、前記真空チャンバ内に配置された前記基板上にＷ－Ｘ合金薄膜（ここで、Ｗはタングステンであり、前記Ｘは、４族半導体及び３－５族半導体のうちの少なくとも１つを含む）を形成し、
    前記熱処理の温度に応じて、前記Ｗ－Ｘ合金内に含まれるＸの組成の含量が調節されることを特徴とする、スピン軌道トルクベースの磁気トンネル接合の製造方法。
  17. 前記基板上にスピントルク活性層を形成するステップは、
    前記Ｗ－Ｘ合金薄膜を十字形状にパターニングするステップをさらに含むことを特徴とする、請求項１２に記載のスピン軌道トルクベースの磁気トンネル接合の製造方法。
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