JPWO2016158923A1 - 磁気抵抗効果素子 - Google Patents
磁気抵抗効果素子 Download PDFInfo
- Publication number
- JPWO2016158923A1 JPWO2016158923A1 JP2017510010A JP2017510010A JPWO2016158923A1 JP WO2016158923 A1 JPWO2016158923 A1 JP WO2016158923A1 JP 2017510010 A JP2017510010 A JP 2017510010A JP 2017510010 A JP2017510010 A JP 2017510010A JP WO2016158923 A1 JPWO2016158923 A1 JP WO2016158923A1
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- ferromagnetic metal
- metal layer
- tunnel barrier
- barrier layer
- lattice
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Pending
Links
- 230000000694 effects Effects 0.000 title claims description 160
- 229910052751 metal Inorganic materials 0.000 claims abstract description 218
- 239000002184 metal Substances 0.000 claims abstract description 218
- 230000005294 ferromagnetic effect Effects 0.000 claims abstract description 217
- 230000004888 barrier function Effects 0.000 claims abstract description 214
- 150000001768 cations Chemical class 0.000 claims abstract description 139
- 229910052596 spinel Inorganic materials 0.000 claims abstract description 81
- 239000011029 spinel Substances 0.000 claims abstract description 81
- 239000000203 mixture Substances 0.000 claims abstract description 66
- 229910052782 aluminium Inorganic materials 0.000 claims abstract description 60
- -1 Aluminum ion Chemical class 0.000 claims abstract description 39
- 230000005291 magnetic effect Effects 0.000 claims description 50
- 229910052749 magnesium Inorganic materials 0.000 claims description 31
- 230000001788 irregular Effects 0.000 claims description 24
- 229910052725 zinc Inorganic materials 0.000 claims description 12
- 229910052745 lead Inorganic materials 0.000 claims description 6
- 229910052793 cadmium Inorganic materials 0.000 claims description 5
- 229910052697 platinum Inorganic materials 0.000 claims description 5
- 229910052709 silver Inorganic materials 0.000 claims description 4
- 230000005389 magnetism Effects 0.000 claims description 2
- 230000003647 oxidation Effects 0.000 description 111
- 238000007254 oxidation reaction Methods 0.000 description 111
- 239000010408 film Substances 0.000 description 62
- 229910052760 oxygen Inorganic materials 0.000 description 59
- 239000001301 oxygen Substances 0.000 description 59
- QVGXLLKOCUKJST-UHFFFAOYSA-N atomic oxygen Chemical compound [O] QVGXLLKOCUKJST-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 57
- 239000013078 crystal Substances 0.000 description 32
- 239000000758 substrate Substances 0.000 description 31
- 239000007789 gas Substances 0.000 description 26
- 238000009616 inductively coupled plasma Methods 0.000 description 26
- 239000000463 material Substances 0.000 description 26
- 229910045601 alloy Inorganic materials 0.000 description 24
- 239000000956 alloy Substances 0.000 description 24
- XEEYBQQBJWHFJM-UHFFFAOYSA-N Iron Chemical compound [Fe] XEEYBQQBJWHFJM-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 23
- 238000010586 diagram Methods 0.000 description 23
- 238000000034 method Methods 0.000 description 20
- 230000000052 comparative effect Effects 0.000 description 19
- 230000007423 decrease Effects 0.000 description 19
- 230000005415 magnetization Effects 0.000 description 19
- 238000004519 manufacturing process Methods 0.000 description 18
- 229910003321 CoFe Inorganic materials 0.000 description 16
- 238000002149 energy-dispersive X-ray emission spectroscopy Methods 0.000 description 16
- 230000035945 sensitivity Effects 0.000 description 16
- 230000015572 biosynthetic process Effects 0.000 description 15
- 230000001427 coherent effect Effects 0.000 description 15
- 238000010894 electron beam technology Methods 0.000 description 12
- 238000005259 measurement Methods 0.000 description 10
- 238000003917 TEM image Methods 0.000 description 9
- XAGFODPZIPBFFR-UHFFFAOYSA-N aluminium Chemical group [Al] XAGFODPZIPBFFR-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 9
- 238000002524 electron diffraction data Methods 0.000 description 9
- 238000011156 evaluation Methods 0.000 description 8
- 229910052742 iron Inorganic materials 0.000 description 8
- 230000008859 change Effects 0.000 description 7
- 229920002120 photoresistant polymer Polymers 0.000 description 7
- 239000003302 ferromagnetic material Substances 0.000 description 6
- 150000002500 ions Chemical class 0.000 description 6
- 239000007769 metal material Substances 0.000 description 6
- 229910052804 chromium Inorganic materials 0.000 description 5
- 239000000470 constituent Substances 0.000 description 5
- 230000006870 function Effects 0.000 description 5
- 230000002452 interceptive effect Effects 0.000 description 5
- 238000000992 sputter etching Methods 0.000 description 5
- 229910020068 MgAl Inorganic materials 0.000 description 4
- VYPSYNLAJGMNEJ-UHFFFAOYSA-N Silicium dioxide Chemical compound O=[Si]=O VYPSYNLAJGMNEJ-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 4
- 238000004458 analytical method Methods 0.000 description 4
- 238000001755 magnetron sputter deposition Methods 0.000 description 4
- 229910052748 manganese Inorganic materials 0.000 description 4
- 125000004430 oxygen atom Chemical group O* 0.000 description 4
- 229910052814 silicon oxide Inorganic materials 0.000 description 4
- 238000005477 sputtering target Methods 0.000 description 4
- 229910052719 titanium Inorganic materials 0.000 description 4
- 229910052684 Cerium Inorganic materials 0.000 description 3
- 229910017916 MgMn Inorganic materials 0.000 description 3
- 229910017052 cobalt Inorganic materials 0.000 description 3
- 239000010941 cobalt Substances 0.000 description 3
- GUTLYIVDDKVIGB-UHFFFAOYSA-N cobalt atom Chemical compound [Co] GUTLYIVDDKVIGB-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 3
- 238000002003 electron diffraction Methods 0.000 description 3
- 229910052759 nickel Inorganic materials 0.000 description 3
- 230000008569 process Effects 0.000 description 3
- 238000004544 sputter deposition Methods 0.000 description 3
- 239000010409 thin film Substances 0.000 description 3
- 229910052721 tungsten Inorganic materials 0.000 description 3
- 230000005641 tunneling Effects 0.000 description 3
- 229910052720 vanadium Inorganic materials 0.000 description 3
- 229910020598 Co Fe Inorganic materials 0.000 description 2
- 229910002519 Co-Fe Inorganic materials 0.000 description 2
- 229910005347 FeSi Inorganic materials 0.000 description 2
- FAPWRFPIFSIZLT-UHFFFAOYSA-M Sodium chloride Chemical group [Na+].[Cl-] FAPWRFPIFSIZLT-UHFFFAOYSA-M 0.000 description 2
- 238000000137 annealing Methods 0.000 description 2
- 230000008901 benefit Effects 0.000 description 2
- 230000005540 biological transmission Effects 0.000 description 2
- 229910052796 boron Inorganic materials 0.000 description 2
- 238000004364 calculation method Methods 0.000 description 2
- 238000000151 deposition Methods 0.000 description 2
- 230000008021 deposition Effects 0.000 description 2
- 229910001291 heusler alloy Inorganic materials 0.000 description 2
- 230000010354 integration Effects 0.000 description 2
- 229910052741 iridium Inorganic materials 0.000 description 2
- 238000003475 lamination Methods 0.000 description 2
- 150000002739 metals Chemical class 0.000 description 2
- 229910052750 molybdenum Inorganic materials 0.000 description 2
- 229910052758 niobium Inorganic materials 0.000 description 2
- 230000000737 periodic effect Effects 0.000 description 2
- 238000012545 processing Methods 0.000 description 2
- 241000894007 species Species 0.000 description 2
- 238000012916 structural analysis Methods 0.000 description 2
- 229910052723 transition metal Inorganic materials 0.000 description 2
- 230000005428 wave function Effects 0.000 description 2
- 229910052692 Dysprosium Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910017028 MnSi Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910003271 Ni-Fe Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910019041 PtMn Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000002885 antiferromagnetic material Substances 0.000 description 1
- 125000004429 atom Chemical group 0.000 description 1
- 230000002238 attenuated effect Effects 0.000 description 1
- 229910052788 barium Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910052791 calcium Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000004020 conductor Substances 0.000 description 1
- 238000001816 cooling Methods 0.000 description 1
- RKTYLMNFRDHKIL-UHFFFAOYSA-N copper;5,10,15,20-tetraphenylporphyrin-22,24-diide Chemical group [Cu+2].C1=CC(C(=C2C=CC([N-]2)=C(C=2C=CC=CC=2)C=2C=CC(N=2)=C(C=2C=CC=CC=2)C2=CC=C3[N-]2)C=2C=CC=CC=2)=NC1=C3C1=CC=CC=C1 RKTYLMNFRDHKIL-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 230000008878 coupling Effects 0.000 description 1
- 238000010168 coupling process Methods 0.000 description 1
- 238000005859 coupling reaction Methods 0.000 description 1
- 238000009792 diffusion process Methods 0.000 description 1
- 238000001704 evaporation Methods 0.000 description 1
- 230000001747 exhibiting effect Effects 0.000 description 1
- 230000005307 ferromagnetism Effects 0.000 description 1
- 229910052735 hafnium Inorganic materials 0.000 description 1
- 238000010438 heat treatment Methods 0.000 description 1
- 239000011810 insulating material Substances 0.000 description 1
- 239000012212 insulator Substances 0.000 description 1
- 229910000765 intermetallic Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910052746 lanthanum Inorganic materials 0.000 description 1
- 238000000608 laser ablation Methods 0.000 description 1
- 238000002386 leaching Methods 0.000 description 1
- 239000000696 magnetic material Substances 0.000 description 1
- 238000000691 measurement method Methods 0.000 description 1
- 230000007246 mechanism Effects 0.000 description 1
- 150000004767 nitrides Chemical class 0.000 description 1
- 229910000510 noble metal Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910052763 palladium Inorganic materials 0.000 description 1
- 230000010287 polarization Effects 0.000 description 1
- 229910052700 potassium Inorganic materials 0.000 description 1
- 238000002360 preparation method Methods 0.000 description 1
- 238000011158 quantitative evaluation Methods 0.000 description 1
- 229910052703 rhodium Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910052707 ruthenium Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910052708 sodium Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910052712 strontium Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000000126 substance Substances 0.000 description 1
- 238000010408 sweeping Methods 0.000 description 1
- 229910052715 tantalum Inorganic materials 0.000 description 1
- 238000012546 transfer Methods 0.000 description 1
- 230000001131 transforming effect Effects 0.000 description 1
- 150000003624 transition metals Chemical group 0.000 description 1
- 229910052726 zirconium Inorganic materials 0.000 description 1
Classifications
-
- H—ELECTRICITY
- H10—SEMICONDUCTOR DEVICES; ELECTRIC SOLID-STATE DEVICES NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
- H10N—ELECTRIC SOLID-STATE DEVICES NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
- H10N50/00—Galvanomagnetic devices
- H10N50/10—Magnetoresistive devices
-
- G—PHYSICS
- G01—MEASURING; TESTING
- G01R—MEASURING ELECTRIC VARIABLES; MEASURING MAGNETIC VARIABLES
- G01R33/00—Arrangements or instruments for measuring magnetic variables
- G01R33/02—Measuring direction or magnitude of magnetic fields or magnetic flux
- G01R33/06—Measuring direction or magnitude of magnetic fields or magnetic flux using galvano-magnetic devices
- G01R33/09—Magnetoresistive devices
-
- G—PHYSICS
- G01—MEASURING; TESTING
- G01R—MEASURING ELECTRIC VARIABLES; MEASURING MAGNETIC VARIABLES
- G01R33/00—Arrangements or instruments for measuring magnetic variables
- G01R33/02—Measuring direction or magnitude of magnetic fields or magnetic flux
- G01R33/06—Measuring direction or magnitude of magnetic fields or magnetic flux using galvano-magnetic devices
- G01R33/09—Magnetoresistive devices
- G01R33/098—Magnetoresistive devices comprising tunnel junctions, e.g. tunnel magnetoresistance sensors
-
- G—PHYSICS
- G11—INFORMATION STORAGE
- G11B—INFORMATION STORAGE BASED ON RELATIVE MOVEMENT BETWEEN RECORD CARRIER AND TRANSDUCER
- G11B5/00—Recording by magnetisation or demagnetisation of a record carrier; Reproducing by magnetic means; Record carriers therefor
- G11B5/127—Structure or manufacture of heads, e.g. inductive
- G11B5/33—Structure or manufacture of flux-sensitive heads, i.e. for reproduction only; Combination of such heads with means for recording or erasing only
- G11B5/39—Structure or manufacture of flux-sensitive heads, i.e. for reproduction only; Combination of such heads with means for recording or erasing only using magneto-resistive devices or effects
-
- H—ELECTRICITY
- H01—ELECTRIC ELEMENTS
- H01F—MAGNETS; INDUCTANCES; TRANSFORMERS; SELECTION OF MATERIALS FOR THEIR MAGNETIC PROPERTIES
- H01F10/00—Thin magnetic films, e.g. of one-domain structure
- H01F10/08—Thin magnetic films, e.g. of one-domain structure characterised by magnetic layers
- H01F10/10—Thin magnetic films, e.g. of one-domain structure characterised by magnetic layers characterised by the composition
- H01F10/12—Thin magnetic films, e.g. of one-domain structure characterised by magnetic layers characterised by the composition being metals or alloys
- H01F10/14—Thin magnetic films, e.g. of one-domain structure characterised by magnetic layers characterised by the composition being metals or alloys containing iron or nickel
-
- H—ELECTRICITY
- H01—ELECTRIC ELEMENTS
- H01F—MAGNETS; INDUCTANCES; TRANSFORMERS; SELECTION OF MATERIALS FOR THEIR MAGNETIC PROPERTIES
- H01F10/00—Thin magnetic films, e.g. of one-domain structure
- H01F10/08—Thin magnetic films, e.g. of one-domain structure characterised by magnetic layers
- H01F10/10—Thin magnetic films, e.g. of one-domain structure characterised by magnetic layers characterised by the composition
- H01F10/12—Thin magnetic films, e.g. of one-domain structure characterised by magnetic layers characterised by the composition being metals or alloys
- H01F10/16—Thin magnetic films, e.g. of one-domain structure characterised by magnetic layers characterised by the composition being metals or alloys containing cobalt
-
- H—ELECTRICITY
- H01—ELECTRIC ELEMENTS
- H01F—MAGNETS; INDUCTANCES; TRANSFORMERS; SELECTION OF MATERIALS FOR THEIR MAGNETIC PROPERTIES
- H01F10/00—Thin magnetic films, e.g. of one-domain structure
- H01F10/26—Thin magnetic films, e.g. of one-domain structure characterised by the substrate or intermediate layers
-
- H—ELECTRICITY
- H01—ELECTRIC ELEMENTS
- H01F—MAGNETS; INDUCTANCES; TRANSFORMERS; SELECTION OF MATERIALS FOR THEIR MAGNETIC PROPERTIES
- H01F10/00—Thin magnetic films, e.g. of one-domain structure
- H01F10/32—Spin-exchange-coupled multilayers, e.g. nanostructured superlattices
-
- H—ELECTRICITY
- H01—ELECTRIC ELEMENTS
- H01F—MAGNETS; INDUCTANCES; TRANSFORMERS; SELECTION OF MATERIALS FOR THEIR MAGNETIC PROPERTIES
- H01F10/00—Thin magnetic films, e.g. of one-domain structure
- H01F10/32—Spin-exchange-coupled multilayers, e.g. nanostructured superlattices
- H01F10/324—Exchange coupling of magnetic film pairs via a very thin non-magnetic spacer, e.g. by exchange with conduction electrons of the spacer
-
- H—ELECTRICITY
- H01—ELECTRIC ELEMENTS
- H01L—SEMICONDUCTOR DEVICES NOT COVERED BY CLASS H10
- H01L27/00—Devices consisting of a plurality of semiconductor or other solid-state components formed in or on a common substrate
- H01L27/02—Devices consisting of a plurality of semiconductor or other solid-state components formed in or on a common substrate including semiconductor components specially adapted for rectifying, oscillating, amplifying or switching and having potential barriers; including integrated passive circuit elements having potential barriers
- H01L27/04—Devices consisting of a plurality of semiconductor or other solid-state components formed in or on a common substrate including semiconductor components specially adapted for rectifying, oscillating, amplifying or switching and having potential barriers; including integrated passive circuit elements having potential barriers the substrate being a semiconductor body
- H01L27/10—Devices consisting of a plurality of semiconductor or other solid-state components formed in or on a common substrate including semiconductor components specially adapted for rectifying, oscillating, amplifying or switching and having potential barriers; including integrated passive circuit elements having potential barriers the substrate being a semiconductor body including a plurality of individual components in a repetitive configuration
- H01L27/105—Devices consisting of a plurality of semiconductor or other solid-state components formed in or on a common substrate including semiconductor components specially adapted for rectifying, oscillating, amplifying or switching and having potential barriers; including integrated passive circuit elements having potential barriers the substrate being a semiconductor body including a plurality of individual components in a repetitive configuration including field-effect components
-
- H—ELECTRICITY
- H01—ELECTRIC ELEMENTS
- H01L—SEMICONDUCTOR DEVICES NOT COVERED BY CLASS H10
- H01L29/00—Semiconductor devices specially adapted for rectifying, amplifying, oscillating or switching and having potential barriers; Capacitors or resistors having potential barriers, e.g. a PN-junction depletion layer or carrier concentration layer; Details of semiconductor bodies or of electrodes thereof ; Multistep manufacturing processes therefor
- H01L29/66—Types of semiconductor device ; Multistep manufacturing processes therefor
- H01L29/82—Types of semiconductor device ; Multistep manufacturing processes therefor controllable by variation of the magnetic field applied to the device
-
- H—ELECTRICITY
- H10—SEMICONDUCTOR DEVICES; ELECTRIC SOLID-STATE DEVICES NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
- H10N—ELECTRIC SOLID-STATE DEVICES NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
- H10N50/00—Galvanomagnetic devices
- H10N50/80—Constructional details
-
- H—ELECTRICITY
- H10—SEMICONDUCTOR DEVICES; ELECTRIC SOLID-STATE DEVICES NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
- H10N—ELECTRIC SOLID-STATE DEVICES NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
- H10N50/00—Galvanomagnetic devices
- H10N50/80—Constructional details
- H10N50/85—Magnetic active materials
-
- G—PHYSICS
- G11—INFORMATION STORAGE
- G11C—STATIC STORES
- G11C11/00—Digital stores characterised by the use of particular electric or magnetic storage elements; Storage elements therefor
- G11C11/02—Digital stores characterised by the use of particular electric or magnetic storage elements; Storage elements therefor using magnetic elements
- G11C11/16—Digital stores characterised by the use of particular electric or magnetic storage elements; Storage elements therefor using magnetic elements using elements in which the storage effect is based on magnetic spin effect
- G11C11/161—Digital stores characterised by the use of particular electric or magnetic storage elements; Storage elements therefor using magnetic elements using elements in which the storage effect is based on magnetic spin effect details concerning the memory cell structure, e.g. the layers of the ferromagnetic memory cell
-
- H—ELECTRICITY
- H10—SEMICONDUCTOR DEVICES; ELECTRIC SOLID-STATE DEVICES NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
- H10B—ELECTRONIC MEMORY DEVICES
- H10B61/00—Magnetic memory devices, e.g. magnetoresistive RAM [MRAM] devices
Landscapes
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Power Engineering (AREA)
- Physics & Mathematics (AREA)
- Condensed Matter Physics & Semiconductors (AREA)
- General Physics & Mathematics (AREA)
- Microelectronics & Electronic Packaging (AREA)
- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
- Computer Hardware Design (AREA)
- Manufacturing & Machinery (AREA)
- Ceramic Engineering (AREA)
- Hall/Mr Elements (AREA)
- Mram Or Spin Memory Techniques (AREA)
- Magnetic Heads (AREA)
- Thin Magnetic Films (AREA)
Abstract
この磁気抵抗効果素子では、第一の強磁性金属層と、第二の強磁性金属層と、前記第一及び第二の強磁性金属層に挟持されたトンネルバリア層と、を有し、前記第一及び第二の強磁性金属層に挟持されたトンネルバリア層と、を有し、前記トンネルバリア層は、AB2Ox(0<x≦4)という組成式で表され、陽イオンの配列が不規則化したスピネル構造であり、前記トンネルバリア層は、前記第一の強磁性金属層と前記第二の強磁性金属層の両方と格子整合している格子整合部と、前記第一の強磁性金属層と前記第二の強磁性金属層の少なくとも一方と格子整合していない格子不整合部と、を有し、Aサイトは複数の非磁性元素の二価の陽イオンであり、Bサイトはアルミニウムイオンであり、前記組成式において二価の陽イオンの元素数がアルミニウムイオンの元素数の半分未満である。
Description
本発明は、磁気抵抗効果素子に関するものである。
本願は、2015年3月31日に、日本に出願された特願2015−071409号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。
本願は、2015年3月31日に、日本に出願された特願2015−071409号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。
強磁性層と非磁性層の多層膜からなる巨大磁気抵抗(GMR)素子、及び非磁性層に絶縁層(トンネルバリア層、バリア層)を用いたトンネル磁気抵抗(TMR)素子が知られている。一般的に、TMR素子はGMR素子に比べて素子抵抗が高いものの、TMR素子の磁気抵抗(MR)比はGMR素子のMR比よりも大きい。TMR素子は2種類に分類することができる。一つ目は強磁性層間の波動関数の浸み出し効果を利用したトンネル効果のみ利用したTMR素子である。2つ目は前述のトンネル効果を生じた際に、トンネルする非磁性絶縁層の特定の軌道の伝導を利用したコヒーレントトンネルを利用したTMR素子である。コヒーレントトンネルを利用したTMR素子はトンネルのみ利用したTMR素子よりも大きいMR比が得られることが知られている。このコヒーレントトンネル効果を引き起こすためには強磁性層と非磁性絶縁層が互いに結晶質であり、強磁性層と非磁性絶縁層の界面が結晶学的に連続になっている場合に生じる。
磁気抵抗効果素子は様々な用途で用いられている。例えば、磁気センサとして、磁気抵抗効果型磁気センサが知られており、ハードディスクドライブにおける再生機能において磁気抵抗効果素子がその特性を決定している。これは、磁気抵抗効果素子の磁化の向きが外部からの磁場によって変化する効果を磁気抵抗効果素子の抵抗変化として検出しているものである。今後期待されるデバイスは磁気抵抗変化型ランダムアクセスメモリ(MRAM)である。MRAMでは二層の強磁性の磁気の向きを平行と反平行に適宜変化させ、磁気抵抗を0と1というデジタル信号に読み込むメモリである。
Hiroaki Sukegawa,a[1] Huixin Xiu, Tadakatsu Ohkubo, Takao Furubayashi, Tomohiko Niizeki,Wenhong Wang, Shinya Kasai, Seiji Mitani, Koichiro Inomata, and Kazuhiro Hono, APPLIED PHYSICS LETTERS 96, 212505 [1](2010)
Thomas Scheike,Hiroaki Sukegawa、Takao Furubayashi、 Zhenchao Wen、Koichiro Inomata、Tadakatsu Ohkubo、Kazuhiro Hono andSeiji Mitani、Applied Physics Letters,105,242407 (2014)
Yoshio Miura, Shingo Muramoto, Kazutaka Abe, and Masafumi Shirai, Physical Review B 86, 024426 (2012)
近年までこのコヒーレントトンネルを生じるためには非磁性絶縁層としてMgOを使う必要があった。しかしながら、MgOを非磁性絶縁層として利用した場合、TMR素子に印可されるバイアス電圧が高くなるとMR比が大きく減少するという課題があった。
今後の磁気センサやMRAMなどのデバイスにおいて、高いバイアス電圧下でも十分なMR比が得られることが必要となっている。バイアス電圧下でのMR比の減少についての一つの指標がVhalfである。Vhalfは低バイアス電圧を基準として、低バイアス電圧印加時のMR比に対してMR比が半減するバイアス電圧を指す。低バイアス電圧とは例えば1mVである。また、磁気抵抗効果素子の抵抗値などの条件により得られる最適な低バイアス電圧は異なるため、低バイアス電圧とは少なくともVhalfよりも10分の1以下の電圧であれば良い。
磁気センサにおいては地磁気や生体磁気など微小な磁場を観測するために、回路上で抵抗変化として得られる電気信号を増幅しなければならない。従来よりも高感度を実現するためにはMR比だけではなく、出力電圧、あるいは、出力電流も増大させる必要があり、高いバイアス電圧での駆動が必要になってくる。MRAMの場合は書き込む動作において高い電圧駆動が必要である。スピントランスファートルク型(STT)MRAMでは、強磁性層の磁化の向きが変化するほど高い電流密度を磁気抵抗効果素子に印可する必要がある。強磁性層の磁化の向きはスピン偏極電流が強磁性層のスピンに作用する効果である。書き換え電流はMR比と同様に、強いスピン偏極電流によって生じるため、STT−MRAMでも同様に高いバイアス電圧下において高いMR比が必要である。
特許文献1及び非特許文献1にはMgOに代わる材料としてはスピネル構造のトンネルバリアが有効であると報告されている。MgAl2O4の組成式で表されるスピネルトンネルバリアはMgOと同等のMgO比が得ることが可能であり、同時に、高いバイアス電圧下ではMgOよりも高いMR比を得られることが知られている。また、特許文献2、非特許文献2及び非特許文献3には高いMR比を得るためにはMgAl2O4が不規則化したスピネル構造である必要があることが記載されている。ここで言う不規則化したスピネル構造とは、O原子の配列はスピネルとほぼ同等の最密立方格子を取っているものの、MgとAlの原子配列が乱れた構造を持ち、全体として立方晶である構造を指す。本来のスピネルでは、酸素イオンの四面体空隙及び八面体空隙にMgとAlは規則正しく配列する。しかし、不規則化したスピネル構造ではこれらがランダムに配置されているため、結晶の対称性が変わり、実質的に格子定数がMgAl2O4の約0.808nmから半減した構造となっている。
本発明は上記事情に鑑みてなされたものであり、高いバイアス電圧下において従来のスピネルトンネルバリアを用いたTMR素子よりも高いMR比を生じる磁気抵抗効果素子を提供することを目的とする。
上記の課題を解決するため、本発明にかかる磁気抵抗効果素子は、第一の強磁性金属層と、第二の強磁性金属層と、第一及び第二の強磁性金属層に挟持されたトンネルバリア層と、を有し、トンネルバリア層は、AB2Ox(0<x≦4)という組成式で表され、陽イオンの配列が不規則化したスピネル構造であり、Aは複数の非磁性元素の二価の陽イオンであり、Bはアルミニウムイオンであり、組成式において二価の陽イオンの元素数がアルミニウムイオンの元素数の半分未満である。
陽イオンが不規則化したスピネル構造を有するトンネルバリア層において、二価の陽イオンのサイトに異なる非磁性元素が配置されることで基本格子定数が従来のスピネル構造の半分となり、MR比が増大する。非磁性元素の構成元素数をアルミニウムイオンの元素数の半分未満にすることで、陽イオンに空孔を生じて、空孔と2種類以上の非磁性元素が陽イオンを占めることになり、格子の周期性が乱れることになるため、さらに、MR比が増大する。また、このVhalfは1V以上であり、高感度の磁気センサ、ロジックインメモリ及びMRAMなどの高いバイアス電圧が印可されるデバイスにおいても磁気抵抗効果素子が利用可能になる。
上記の課題を解決するため、本発明にかかる磁気抵抗効果素子は、第一の強磁性金属層と、第二の強磁性金属層と、第一及び第二の強磁性金属層に挟持されたトンネルバリア層と、を有し、トンネルバリア層は、AB2Ox(0<x≦4)という組成式で表され、陽イオンの配列が不規則化したスピネル構造であり、トンネルバリア層は、第一の強磁性金属層と第二の強磁性金属層の両方と格子整合している格子整合部と、第一の強磁性金属層と第二の強磁性金属層の少なくとも一方と格子整合していない格子不整合部と、を有し、Aは複数の非磁性元素の二価の陽イオンであり、Bはアルミニウムイオンであり、組成式において二価の陽イオンの元素数がアルミニウムイオンの元素数の半分未満であることを特徴とする。
陽イオンが不規則化したスピネル構造を有するトンネルバリア層において、二価の陽イオンのサイトに異なる非磁性元素が配置されることで基本格子定数が従来のスピネル構造の半分となり、MR比が増大する。さらに、トンネルバリア層は、第一の強磁性金属層と第二の強磁性金属層の両方と格子整合している格子整合部分が部分的に存在する。一般的には、トンネルバリア層は、第一の強磁性金属層と第二の強磁性金属層の両方と全てが格子整合している方が良い。しかしながら、全てが格子整合しているとトンネルバリア層を通過する際のスピン偏極した電子がお互いに干渉するためトンネルバリア層を通過しにくくなる。逆に、トンネルバリア層は、第一の強磁性金属層と第二の強磁性金属層の両方と格子整合している格子整合部と、第一の強磁性金属層と第二の強磁性金属層の少なくとも一方と格子整合していない格子不整合部が存在すると、格子整合していない部分でトンネルバリア層を通過する際のスピン偏極した電子の干渉が適度に切断され、スピン偏極した電子がトンネルバリア層を通過しやすくなる。また、Bはアルミニウムイオンであることにより、格子定数が一般的な強磁性体である鉄やコバルトなどの元素を含む合金の格子定数と一致しやすくなり、高い電圧下でのMR比が増大を実現できる。
上記磁気抵抗効果素子において、トンネルバリア層全体の体積に対する、トンネルバリア層における格子整合部分の体積比は65〜95%であってもよい。
トンネルバリア層における格子整合部分の体積比が65%以下である場合には、コヒーレントトンネルの効果が減少するためにMR比が減少してしまう。また、トンネルバリア層における格子整合部分の体積比が95%以上の場合には、トンネルバリア層を通過する際のスピン偏極した電子がお互いに干渉する効果を弱められず、スピン偏極した電子がトンネルバリア層を通過する効果の増大が観測されない。非磁性元素の構成元素数をアルミニウムイオンの元素数の半分未満にすることで、陽イオンに空孔を生じて、空孔と2種類以上の非磁性元素が陽イオンを占めることになり、格子の周期性が乱れることになるため、さらに、MR比が増大する。また、このVhalfは1V以上であり、高感度の磁気センサ、ロジックインメモリ及びMRAMなどの高いバイアス電圧が印可されるデバイスにおいても磁気抵抗効果素子が利用可能になる。
トンネルバリア層における格子整合部分の体積比が65%以下である場合には、コヒーレントトンネルの効果が減少するためにMR比が減少してしまう。また、トンネルバリア層における格子整合部分の体積比が95%以上の場合には、トンネルバリア層を通過する際のスピン偏極した電子がお互いに干渉する効果を弱められず、スピン偏極した電子がトンネルバリア層を通過する効果の増大が観測されない。非磁性元素の構成元素数をアルミニウムイオンの元素数の半分未満にすることで、陽イオンに空孔を生じて、空孔と2種類以上の非磁性元素が陽イオンを占めることになり、格子の周期性が乱れることになるため、さらに、MR比が増大する。また、このVhalfは1V以上であり、高感度の磁気センサ、ロジックインメモリ及びMRAMなどの高いバイアス電圧が印可されるデバイスにおいても磁気抵抗効果素子が利用可能になる。
上記磁気抵抗効果素子において、非磁性元素の二価の陽イオンは、アルミニウムイオンに対して、15〜42.5%の割合であってもよい。非磁性元素の二価の陽イオンがアルミニウムイオンに対して、15〜42.5%の割合であることで、陽イオンの不規則化が効率的に起こり、バイアス電圧に対してVhalfの減少が抑制される。また、このVhalfは1V以上であり、高感度の磁気センサ、ロジックインメモリ及びMRAMなどの高いバイアス電圧が印可されるデバイスにおいても磁気抵抗効果素子が利用可能になる。
上記磁気抵抗効果素子において、非磁性元素の二価の陽イオンに含まれる元素の中で最も大きいイオン半径を有する元素は、非磁性元素の二価の陽イオンの中で12.5〜90%の割合で含まれてもよい。非磁性元素の二価の陽イオンの中で12.5〜90%の割合で含まれることで、陽イオンの不規則化が効率的に起こり、バイアス電圧に対してVhalfの現象が抑制される。また、このVhalfは1V以上であり、高感度の磁気センサ、ロジックインメモリ及びMRAMなどの高いバイアス電圧が印可されるデバイスにおいても磁気抵抗効果素子が利用可能になる。
上記の課題を解決するため、本発明にかかる磁気抵抗効果素子は、第一の強磁性金属層と、第二の強磁性金属層と、第一及び第二の強磁性金属層に挟持されたトンネルバリア層と、を有し、トンネルバリア層は、AB2Ox(0<x≦4)という組成式で表され、陽イオンの配列が不規則化したスピネル構造であり、Aは複数の非磁性元素の二価の陽イオンであり、非磁性元素の二価の陽イオンに含まれる元素の中で最も大きいイオン半径の元素は、二価の陽イオンの中で12.5〜90%の割合で含まれるトンネルバリア層であり、Bはアルミニウムである。
陽イオンが不規則化したスピネル構造を有するトンネルバリア層において、二価の陽イオンのサイトに異なる非磁性元素が配置されることで基本格子定数が従来のスピネル構造の半分となり、MR比が増大する。イオン半径の差が小さいと陽イオンが秩序化しにくくなり、一般的なスピネル構造の格子定数よりも小さい格子定数になるため、イオン半径が近い2種類以上の元素の場合にMR比がより増大する。非磁性元素の二価の陽イオンは、アルミニウムイオンに対して、15〜42.5%の割合であるトンネルバリア層であることで、陽イオンの不規則化が効率的に起こり、バイアス電圧に対してVhalfの減少が抑制される。また、このVhalfは1V以上であり、高感度の磁気センサ、ロジックインメモリ及びMRAMなどの高いバイアス電圧が印可されるデバイスにおいても磁気抵抗効果素子が利用可能になる。
上記の課題を解決するため、本発明にかかる磁気抵抗効果素子は、第一の強磁性金属層と、第二の強磁性金属層と、第一及び第二の強磁性金属層に挟持されたトンネルバリア層と、を有し、トンネルバリア層は、AB2Ox(0<x≦4)という組成式で表され、陽イオンの配列が不規則化したスピネル構造であり、トンネルバリア層は、第一の強磁性金属層と第二の強磁性金属層の両方と格子整合している格子整合部と、第一の強磁性金属層と第二の強磁性金属層の少なくとも一方と格子整合していない格子不整合部と、を有し、Aは複数の非磁性元素の二価の陽イオンであり、非磁性元素の二価の陽イオンに含まれる元素の中で最も大きいイオン半径の元素は、二価の陽イオンの中で12.5〜90%の割合で含まれ、Bはアルミニウムである。
陽イオンが不規則化したスピネル構造を有するトンネルバリア層において、二価の陽イオンのサイトに異なる非磁性元素が配置されることで基本格子定数が従来のスピネル構造の半分となり、MR比が増大する。さらに、トンネルバリア層は、第一の強磁性金属層と第二の強磁性金属層の両方と格子整合している格子整合部分が部分的に存在する。一般的には、トンネルバリア層は、第一の強磁性金属層と第二の強磁性金属層の両方と全てが格子整合している方が良い。しかしながら、全てが格子整合しているとトンネルバリア層を通過する際のスピン偏極した電子がお互いに干渉するためトンネルバリア層を通過しにくくなる。逆に、トンネルバリア層は、第一の強磁性金属層と第二の強磁性金属層の両方と格子整合している格子整合部と、第一の強磁性金属層と第二の強磁性金属層の少なくとも一方と格子整合していない格子不整合部が存在すると、格子整合していない部分でトンネルバリア層を通過する際のスピン偏極した電子の干渉が適度に切断され、スピン偏極した電子がトンネルバリア層を通過しやすくなる。また、非磁性元素の二価の陽イオンに含まれる元素の中で最も大きいイオン半径の元素は、二価の陽イオンの中で12.5〜90%の割合で含まれるトンネルバリア層であると、非磁性元素の二価の陽イオンが不規則化しやすくなり、磁気抵抗比が大きくなる。また、Bはアルミニウムイオンであることにより、格子定数が一般的な強磁性体である鉄やコバルトなどの元素を含む合金の格子定数と一致しやすくなり、高い電圧下でのMR比が増大を実現できる。
上記磁気抵抗効果素子において、トンネルバリア層全体の体積に対する、トンネルバリア層における格子整合部分の体積比は65〜95%であってもよい。トンネルバリア層における格子整合部分の体積比が65%以下である場合には、コヒーレントトンネルの効果が減少するためにMR比が減少してしまう。また、トンネルバリア層における格子整合部分の体積比が95%以上の場合には、トンネルバリア層を通過する際のスピン偏極した電子がお互いに干渉する効果を弱められず、スピン偏極した電子がトンネルバリア層を通過する効果の増大が観測されない。イオン半径の差が小さいと陽イオンが秩序化しにくくなり、一般的なスピネル構造の格子定数よりも小さい格子定数になるため、イオン半径が近い2種類以上の元素の場合にMR比がより増大する。非磁性元素の二価の陽イオンは、アルミニウムイオンに対して、15〜42.5%の割合であるトンネルバリア層であることで、陽イオンの不規則化が効率的に起こり、バイアス電圧に対してVhalfの減少が抑制される。また、このVhalfは1V以上であり、高感度の磁気センサ、ロジックインメモリ及びMRAMなどの高いバイアス電圧が印可されるデバイスにおいても磁気抵抗効果素子が利用可能になる。
上記磁気抵抗効果素子において、前記トンネルバリア層が立方晶を基本構造であってもよい。トンネルバリア層が立方晶になることで、特定のトンネル軌道以外の寄与が減少し、MR比が増大する。トンネルバリア層は立方晶からわずかにずれても特性を発揮するが、立方晶である方がより高いMR比を示す。
上記磁気抵抗効果素子において、非磁性元素の中で二価の陽イオンが、Mg,Zn,Cd,Ag,Pt及びPbのいずれかであってもよい。これらの非磁性元素は二価が安定状態であり、トンネルバリア層の構成元素となった場合にコヒーレントトンネルが実現でき、MR比が増大する。
上記磁気抵抗効果素子において、第一の強磁性金属層の保磁力が第二の強磁性金属層の保磁力よりも大きくてもよい。第一の強磁性金属層と第二の強磁性金属層の保磁力が異なることでスピンバルブとして機能し、デバイス応用が可能となる。
上記磁気抵抗効果素子において、第一の強磁性金属層と第二の強磁性金属層の少なくともいずれか一方が積層方向に対して垂直な磁気異方性を持っていてもよい。MRAMや高周波デバイスとして使用した場合、バイアス磁界を印可させることがないため、デバイスの縮小化が可能である。また、高い熱擾乱耐性を持つため、記録素子として機能させることができる。
上記磁気抵抗効果素子において、第一の強磁性金属層と第二の強磁性金属層の少なくともいずれか一方がCo2Mn1−aFeaAlbSi1−b (0≦a≦1, 0≦b≦1)であってもよい。Co2Mn1−aFeaAlbSi1−bはスピン分極率が高い強磁性金属材料であり、他の強磁性金属材料を用いた場合よりも高いMR比を得ることができる。
上記磁気抵抗効果素子において、非磁性元素の二価の陽イオンは、アルミニウムイオンに対して、7.5〜37.5%の割合であるトンネルバリア層であってもよい。非磁性元素の二価の陽イオンは、アルミニウムイオンに対して、7.5〜37.5%の割合であるトンネルバリア層であることで、陽イオンの不規則化が効率的に起こり、バイアス電圧に対してVhalfの現象が抑制される。また、このVhalfは1V以上であり、高感度の磁気センサ、ロジックインメモリ及びMRAMなどの高いバイアス電圧が印可されるデバイスにおいても磁気抵抗効果素子が利用可能になる。
上記の課題を解決するため、本発明にかかる磁気抵抗効果素子は、第一の強磁性金属層と、第二の強磁性金属層と、第一及び第二の強磁性金属層に挟持されたトンネルバリア層と、を有し、トンネルバリア層は、AB2Ox(0<x≦4)という組成式で表され、陽イオンの配列が不規則化したスピネル構造であり、かつ、組成式中のAサイトは複数の非磁性元素の陽イオンを含み、Bサイトはアルミニウムである。トンネルバリア層のスピネル構造の陽イオンのサイトに異なる非磁性元素が配置されることで基本格子定数が従来のスピネル構造の半分となり、MR比が増大する。
上記磁気抵抗効果素子において、室温において1V以上の電圧印可下において、磁気抵抗比が100%以上であってもよい。高感度の磁気センサ、ロジックインメモリ及びMRAMなどの高いバイアス電圧が印可されるデバイスにおいても磁気抵抗効果素子が利用可能になる。
上記の課題を解決するため、本発明にかかる磁気抵抗効果素子は、第一の強磁性金属層と、第二の強磁性金属層と、第一及び第二の強磁性金属層に挟持されたトンネルバリア層と、を有し、トンネルバリア層は、AB2Ox(0<x≦4)という組成式で表され、トンネルバリア層は、第一の強磁性金属層と第二の強磁性金属層の両方と格子整合している格子整合部と、第一の強磁性金属層と第二の強磁性金属層の少なくとも一方と格子整合していない格子不整合部と、を有し、陽イオンの配列が不規則化したスピネル構造であり、かつ、組成式中のAサイトは複数の非磁性元素の陽イオンを含み、Bサイトはアルミニウムイオンである。トンネルバリア層のスピネル構造の陽イオンのサイトに異なる非磁性元素が配置されることで基本格子定数が従来のスピネル構造の半分となり、MR比が増大する。また、Bはアルミニウムイオンであることにより、格子定数が一般的な強磁性体である鉄やコバルトなどの元素を含む合金の格子定数と一致しやすくなり、高い電圧下でのMR比が増大を実現できる。
陽イオンが不規則化したスピネル構造を有するトンネルバリア層において、二価の陽イオンのサイトに異なる非磁性元素が配置されることで基本格子定数が従来のスピネル構造の半分となり、MR比が増大する。さらに、トンネルバリア層は、第一の強磁性金属層と第二の強磁性金属層の両方と格子整合している格子整合部分が部分的に存在する。一般的には、トンネルバリア層は、第一の強磁性金属層と第二の強磁性金属層の両方と全てが格子整合している方が良い。しかしながら、全てが格子整合しているとトンネルバリア層を通過する際のスピン偏極した電子がお互いに干渉するためトンネルバリア層を通過しにくくなる。逆に、格子整合している格子整合部分が部分的に存在すると、格子整合していない部分でトンネルバリア層を通過する際のスピン偏極した電子の干渉が適度に切断され、スピン偏極した電子がトンネルバリア層を通過しやすくなる。
上記磁気抵抗効果素子において、トンネルバリア層全体の体積に対する、トンネルバリア層における格子整合部分の体積比は65〜95%であってもよい。トンネルバリア層における格子整合部分の体積比が65%以下である場合には、コヒーレントトンネルの効果が減少するためにMR比が減少してしまう。また、トンネルバリア層における格子整合部分の体積比が95%以上の場合には、トンネルバリア層を通過する際のスピン偏極した電子がお互いに干渉する効果を弱められず、スピン偏極した電子がトンネルバリア層を通過する効果の増大が観測されない。また、このVhalfは1V以上であり、高感度の磁気センサ、ロジックインメモリ及びMRAMなどの高いバイアス電圧が印可されるデバイスにおいても磁気抵抗効果素子が利用可能になる。
上記磁気抵抗効果素子において、トンネルバリア層の格子整合部分の膜面に対して平行方向の大きさが30nm以下であってもよい。
上記磁気抵抗効果素子において、トンネルバリア層の膜厚は1.7nm以上3.0nm以下であってもよい。
本発明によれば、高いバイアス電圧下において従来のスピネルトンネルバリアを用いたTMR素子よりも高いMR比を生じる磁気抵抗効果素子を提供することができる。
以下、添付図面を参照しながら本発明の実施形態を詳細に説明する。なお、図面の説明において、同一の要素には同一の符号を付し、重複する説明を省略する。
(第1実施形態)
以下、第1実施形態に係る磁気抵抗効果素子100について説明する。磁気抵抗効果素子100は、第一の強磁性金属層6と、第二の強磁性金属層7と、第一及び第二の強磁性金属層に挟持されたトンネルバリア層3と、を有する。トンネルバリア層は、AB2Ox(0<x≦4)という組成式で表され、陽イオンの配列が不規則化したスピネル構造であり、Aは複数の非磁性元素の二価の陽イオンであり、Bはアルミニウムであり、組成式において二価の陽イオンの元素数がアルミニウムイオンの元素数の半分未満である。
以下、第1実施形態に係る磁気抵抗効果素子100について説明する。磁気抵抗効果素子100は、第一の強磁性金属層6と、第二の強磁性金属層7と、第一及び第二の強磁性金属層に挟持されたトンネルバリア層3と、を有する。トンネルバリア層は、AB2Ox(0<x≦4)という組成式で表され、陽イオンの配列が不規則化したスピネル構造であり、Aは複数の非磁性元素の二価の陽イオンであり、Bはアルミニウムであり、組成式において二価の陽イオンの元素数がアルミニウムイオンの元素数の半分未満である。
(基本構造)
図1に示す例では、磁気抵抗効果素子100は、基板1上に設けられており、基板1より順に下地層2、第一の強磁性金属層6、トンネルバリア層3、第二の強磁性金属層7、及び、キャップ層4を備えた積層構造である。
図1に示す例では、磁気抵抗効果素子100は、基板1上に設けられており、基板1より順に下地層2、第一の強磁性金属層6、トンネルバリア層3、第二の強磁性金属層7、及び、キャップ層4を備えた積層構造である。
(トンネルバリア層)
トンネルバリア層3は非磁性絶縁材料からなる。一般的にトンネルバリア層の膜厚は3nm以下の厚さであり、金属材料によってトンネルバリア層を挟み込むと金属材料の原子が持つ電子の波動関数がトンネルバリア層3を超えて広がるため、回路上に絶縁体が存在するにも関わらず電流が流れることができる。磁気抵抗効果素子100は、トンネルバリア層3を強磁性金属材料(第一の強磁性金属層6及び第二の強磁性金属層7)で挟み込む構造であり、挟み込んだ強磁性金属のそれぞれの磁化の向きの相対角によって抵抗値が決定される。磁気抵抗効果素子100において、通常のトンネル効果とトンネル時の軌道が限定されるコヒーレントトンネル効果がある。通常のトンネル効果では強磁性材料のスピン分極率によって磁気抵抗効果が得られる。一方、コヒーレントトンネルではトンネル時の軌道が限定されるため、強磁性材料のスピン分極率以上の効果が期待できる。したがって、コヒーレントトンネル効果を発現するためには、強磁性材料とトンネルバリア層3が結晶化し、特定の方位で接合する必要がある。
トンネルバリア層3は非磁性絶縁材料からなる。一般的にトンネルバリア層の膜厚は3nm以下の厚さであり、金属材料によってトンネルバリア層を挟み込むと金属材料の原子が持つ電子の波動関数がトンネルバリア層3を超えて広がるため、回路上に絶縁体が存在するにも関わらず電流が流れることができる。磁気抵抗効果素子100は、トンネルバリア層3を強磁性金属材料(第一の強磁性金属層6及び第二の強磁性金属層7)で挟み込む構造であり、挟み込んだ強磁性金属のそれぞれの磁化の向きの相対角によって抵抗値が決定される。磁気抵抗効果素子100において、通常のトンネル効果とトンネル時の軌道が限定されるコヒーレントトンネル効果がある。通常のトンネル効果では強磁性材料のスピン分極率によって磁気抵抗効果が得られる。一方、コヒーレントトンネルではトンネル時の軌道が限定されるため、強磁性材料のスピン分極率以上の効果が期待できる。したがって、コヒーレントトンネル効果を発現するためには、強磁性材料とトンネルバリア層3が結晶化し、特定の方位で接合する必要がある。
(スピネル構造)
図2にスピネル構造を示した。酸素が陽イオンに4配位するAサイトと酸素が陽イオンに6配位するBサイトが存在する。ここでの陽イオンが不規則化したスピネル構造を指すスケネル構造とは、規則スピネルの酸素原子位置はほとんど変わらないまま規則スピネル構造の半分の格子定数を持ち、本来では占有されない酸素原子の四面体位置及び八面体位置に陽イオンが位置する構造である。このとき、全部で図3〜図7に示す5つの構造の可能性があるが、これらの構造のいずれか、もしくはこれらが混ざり合った構造であればよい。
図2にスピネル構造を示した。酸素が陽イオンに4配位するAサイトと酸素が陽イオンに6配位するBサイトが存在する。ここでの陽イオンが不規則化したスピネル構造を指すスケネル構造とは、規則スピネルの酸素原子位置はほとんど変わらないまま規則スピネル構造の半分の格子定数を持ち、本来では占有されない酸素原子の四面体位置及び八面体位置に陽イオンが位置する構造である。このとき、全部で図3〜図7に示す5つの構造の可能性があるが、これらの構造のいずれか、もしくはこれらが混ざり合った構造であればよい。
(不規則化したスピネル構造の定義)
本明細書において陽イオンが不規則化したスピネル構造をスケネル(Sukenel)構造と呼ぶことがある。スケネル構造とは、O原子の配列はスピネルとほぼ同等の最密立方格子を取っているものの、陽イオンの原子配列が乱れた構造を持ち、全体として立方晶である構造を指す。本来のスピネルでは、酸素イオンの四面体空隙及び八面体空隙に陽イオンは規則正しく配列する。しかし、スケネル構造ではこれらがランダムに配置されているため、結晶の対称性が変わり、実質的に格子定数が半減した構造となっている。この格子繰返しの単位が変わることで、強磁性金属層材料との電子構造(バンド構造)との組み合わせが変化するため、コヒーレントトンネル効果による大きなTMRエンハンスが現れる。例えば、非磁性のスピネル材料であるMgAl2O4の空間群はFd−3mであるが、格子定数が半減した不規則化したスピネル構造の空間群はFm−3mもしくはF−43mに変化することが知られており、全部で5つの構造があり(非特許文献2)、これらのどの構造でも良い。
本明細書において陽イオンが不規則化したスピネル構造をスケネル(Sukenel)構造と呼ぶことがある。スケネル構造とは、O原子の配列はスピネルとほぼ同等の最密立方格子を取っているものの、陽イオンの原子配列が乱れた構造を持ち、全体として立方晶である構造を指す。本来のスピネルでは、酸素イオンの四面体空隙及び八面体空隙に陽イオンは規則正しく配列する。しかし、スケネル構造ではこれらがランダムに配置されているため、結晶の対称性が変わり、実質的に格子定数が半減した構造となっている。この格子繰返しの単位が変わることで、強磁性金属層材料との電子構造(バンド構造)との組み合わせが変化するため、コヒーレントトンネル効果による大きなTMRエンハンスが現れる。例えば、非磁性のスピネル材料であるMgAl2O4の空間群はFd−3mであるが、格子定数が半減した不規則化したスピネル構造の空間群はFm−3mもしくはF−43mに変化することが知られており、全部で5つの構造があり(非特許文献2)、これらのどの構造でも良い。
また、本明細書においてスケネル構造とは、必ずしも立方晶である必要はない。積層構造において、結晶構造は下地の材料の結晶構造の影響を受け、部分的に格子が歪む。それぞれの材料はバルクの結晶構造を持つが、薄膜にした場合はバルクの結晶構造を基本とし、部分的に歪んだ結晶構造を取りうる。特に、本発明におけるトンネルバリア層は非常に薄い構造であり、トンネルバリア層に接する層の結晶構造の影響を受けやすい。但し、スケネル構造のバルクの結晶構造は立方晶であり、本明細書におけるスケネル構造はスケネル構造が立方晶でない場合も立方晶からわずかにずれた構造を含む。一般的に、本明細書におけるスケネル構造における立方晶からのずれはわずかであり、構造を評価する測定方法の精度に依存する。
Bサイトは、アルミニウムイオンである。
Aサイトは、複数の非磁性元素の二価の陽イオンである。ここで、二価の陽イオンの元素数はアルミニウムイオンの元素数の半分未満である。非磁性元素の構成元素数をアルミニウムイオンの元素数の半分未満にすることで、陽イオンに空孔を生じて、空孔と2種類以上の非磁性元素が陽イオンを占めることになり、格子の周期性が乱れることになるため、さらに、MR比が増大する。また、このVhalfは1V以上であり、高感度の磁気センサ、ロジックインメモリ及びMRAMなどの高いバイアス電圧が印可されるデバイスにおいても磁気抵抗効果素子が利用可能になる。
非磁性元素の二価の陽イオンは、Mg,Zn,Cd,Ag,Pt及びPbのいずれかであることが好ましい。これらの非磁性元素は二価が安定状態であり、これらの複数の非磁性元素がトンネルバリア層の構成元素となった場合に不規則化が促進され、コヒーレントトンネルが増大し、MR比が増大する。
複数の非磁性元素の二価の陽イオンのイオン半径の差が0.2A以下であることが好ましい。イオン半径の差が小さいと陽イオンが秩序化しにくくなり、一般的なスピネル構造の格子定数よりも小さい格子定数になるため、イオン半径が近い2種類以上の元素の場合に不規則化が促進され、MR比がより増大する。
非磁性元素の二価の陽イオンは、アルミニウムイオンに対して、15〜42.5%の割合であることが好ましい。非磁性元素の二価の陽イオンがアルミニウムイオンに対して、15〜42.5%の割合であることで、陽イオンの不規則化が効率的に起こり、バイアス電圧に対してVhalfの減少が抑制される。また、このVhalfは1V以上であり、高感度の磁気センサ、ロジックインメモリ及びMRAMなどの高いバイアス電圧が印可されるデバイスにおいても磁気抵抗効果素子が利用可能になる。
非磁性元素の二価の陽イオンに含まれる元素の中で最も大きいイオン半径を有する元素は、非磁性元素の二価の陽イオンの中で12.5〜90%の割合で含まれることが好ましい。非磁性元素の二価の陽イオンの中で12.5〜90%の割合で含まれることで、陽イオンの不規則化が効率的に起こり、バイアス電圧に対してVhalfの現象が抑制される。また、このVhalfは1V以上であり、高感度の磁気センサ、ロジックインメモリ及びMRAMなどの高いバイアス電圧が印可されるデバイスにおいても磁気抵抗効果素子が利用可能になる。
トンネルバリア層は、第一の強磁性金属層と第二の強磁性金属層の両方と格子整合している格子整合部分が部分的に存在することが好ましい。一般的には、トンネルバリア層は、第一の強磁性金属層と第二の強磁性金属層の両方と全てが格子整合している方が良い。しかしながら、全てが格子整合しているとトンネルバリア層を通過する際のスピン偏極した電子がお互いに干渉するためトンネルバリア層を通過しにくくなる。逆に、格子整合している格子整合部分が部分的に存在すると、格子整合していない部分でトンネルバリア層を通過する際のスピン偏極した電子の干渉が適度に切断され、スピン偏極した電子がトンネルバリア層を通過しやすくなる。トンネルバリア層全体の体積に対する、トンネルバリア層における格子整合部分の体積比は65〜95%であることが好ましい。トンネルバリア層における格子整合部分の体積比が65%以下である場合には、コヒーレントトンネルの効果が減少するためにMR比が減少してしまう。また、トンネルバリア層における格子整合部分の体積比が95%以上の場合には、トンネルバリア層を通過する際のスピン偏極した電子がお互いに干渉する効果を弱められず、スピン偏極した電子がトンネルバリア層を通過する効果の増大が観測されない。
(第一の強磁性金属層)
第一の強磁性金属層6の材料として、例えば、Cr、Mn、Co、Fe及びNiからなる群から選択される金属、前記群の金属を1種以上含み、強磁性を示す合金が挙げられる。さらに前記群から選択される1又は複数の金属と、B、C、及びNの少なくとも1種以上の元素とを含む合金が挙げられる。具体的には、Co−FeやCo−Fe−Bが例示できる。さらに、高い出力を得るためにはCo2FeSiなどのホイスラー合金が好ましい。ホイスラー合金は、X2YZの化学組成をもつ金属間化合物を含み、Xは、周期表上でCo、Fe、Ni、あるいはCu族の遷移金属元素または貴金属元素であり、Yは、Mn、V、CrあるいはTi族の遷移金属でありXの元素種をとることもでき、Zは、III族からV族の典型元素である。例えば、Co2FeSi、Co2MnSiやCo2Mn1−aFeaAlbSi1−bなどが挙げられる。また、第二の強磁性金属層7よりも保磁力を大きくするために、第一の強磁性金属層6と接する材料としてIrMn,PtMnなどの反強磁性材料を用いても良い。さらに、第一の強磁性金属層6の漏れ磁場を第二の強磁性金属層7に影響させないようにするため、シンセティック強磁性結合の構造としても良い。
第一の強磁性金属層6の材料として、例えば、Cr、Mn、Co、Fe及びNiからなる群から選択される金属、前記群の金属を1種以上含み、強磁性を示す合金が挙げられる。さらに前記群から選択される1又は複数の金属と、B、C、及びNの少なくとも1種以上の元素とを含む合金が挙げられる。具体的には、Co−FeやCo−Fe−Bが例示できる。さらに、高い出力を得るためにはCo2FeSiなどのホイスラー合金が好ましい。ホイスラー合金は、X2YZの化学組成をもつ金属間化合物を含み、Xは、周期表上でCo、Fe、Ni、あるいはCu族の遷移金属元素または貴金属元素であり、Yは、Mn、V、CrあるいはTi族の遷移金属でありXの元素種をとることもでき、Zは、III族からV族の典型元素である。例えば、Co2FeSi、Co2MnSiやCo2Mn1−aFeaAlbSi1−bなどが挙げられる。また、第二の強磁性金属層7よりも保磁力を大きくするために、第一の強磁性金属層6と接する材料としてIrMn,PtMnなどの反強磁性材料を用いても良い。さらに、第一の強磁性金属層6の漏れ磁場を第二の強磁性金属層7に影響させないようにするため、シンセティック強磁性結合の構造としても良い。
第一の強磁性金属層6の磁化の向きを積層面に対して垂直にする場合には、CoとPtの積層膜を用いることが好ましい。第一の強磁性金属層6は例えば、[Co(0.24nm)/Pt(0.16nm)]6/Ru(0.9nm)/[Pt(0.16nm)/Co(0.16nm)]4/Ta(0.2nm)/FeB(1.0nm)とすることで、磁化の向きを垂直にすることができる。
(第二の強磁性金属層)
第二の強磁性金属層7の材料として、強磁性材料、特に軟磁性材料が適用され、例えば、Cr、Mn、Co、Fe及びNiからなる群から選択される金属、前記群の金属を1種以上含む合金、又は、前記群から選択される1又は複数の金属と、B、C、及びNの少なくとも1種以上の元素とを含む合金が挙げられる。具体的には、Co−Fe、Co−Fe−B、Ni−Feが例示できる。
第二の強磁性金属層7の材料として、強磁性材料、特に軟磁性材料が適用され、例えば、Cr、Mn、Co、Fe及びNiからなる群から選択される金属、前記群の金属を1種以上含む合金、又は、前記群から選択される1又は複数の金属と、B、C、及びNの少なくとも1種以上の元素とを含む合金が挙げられる。具体的には、Co−Fe、Co−Fe−B、Ni−Feが例示できる。
第二の強磁性金属層7の磁化の向きを積層面に対して垂直にする場合には、強磁性材料を2.5nm以下とすることが好ましい。第二の強磁性金属層7とトンネルバリア層3の界面で、第二の強磁性金属層7に垂直磁気異方性を付加することができる。また、垂直磁気異方性は第二の強磁性金属層7の膜厚を厚くすることによって効果が減衰するため、第二の強磁性金属層7の膜厚は薄い方が好ましい。
一般的に、第一の強磁性金属層6は磁化の向きが固定される構造となっており、第一の強磁性金属層6は固定層と呼ばれる。また、第二の強磁性金属層7は磁化の向きが第一の強磁性金属層6よりも容易に外部磁場やスピントルクによって可変することができるため、自由層と呼ばれる。
(基板)
本発明に係る磁気抵抗効果素子を基板上に形成してもよい。
その場合、基板1は、平坦性に優れた材料を用いることが好ましい。基板1は目的とする製品によって異なる。例えば、MRAMの場合、磁気抵抗効果素子の下にはSi基板で形成された回路を用いることができる。あるいは、磁気ヘッドの場合、加工しやすいAlTiC基板を用いることができる。
本発明に係る磁気抵抗効果素子を基板上に形成してもよい。
その場合、基板1は、平坦性に優れた材料を用いることが好ましい。基板1は目的とする製品によって異なる。例えば、MRAMの場合、磁気抵抗効果素子の下にはSi基板で形成された回路を用いることができる。あるいは、磁気ヘッドの場合、加工しやすいAlTiC基板を用いることができる。
(下地層)
本発明に係る磁気抵抗効果素子を基板上に形成する場合、基板上にまず下地層を形成してもよい。
その場合、下地層2は、第一の強磁性金属層6および第一の強磁性金属層6より上の層の結晶配向性、結晶粒径などの結晶性を制御するために用いられる。そのため、下地層2の材料の選択が重要となる。以下に下地層2の材料および構成について説明する。なお、下地層としては、導電性および絶縁性のいずれでもよいが、下地層に通電する場合には導電性材料を用いることが好ましい。まず、下地層2の第1の例として、(001)配向したNaCl構造を有し、かつTi、Zr、Nb、V、Hf、Ta、Mo、W、B、Al、Ceの群から選択される少なくとも1つの元素を含む窒化物の層が挙げられる。下地層2の第2の例として、RTO3からなる(002)配向したペロブスカイト系導電性酸化物の層が挙げられる。ここで、サイトRはSr、Ce、Dy、La、K、Ca、Na、Pb、Baの群から選択された少なくとも1つの元素を含み、サイトTはTi、V、Cr、Mn、Fe、Co、Ni、Ga、Nb、Mo、Ru、Ir、Ta、Ce、Pbの群から選択された少なくとも1つの元素を含む。下地層2の第3の例として、(001)配向したNaCl構造を有し、かつMg、Al、Ceの群から選択される少なくとも1つの元素を含む酸化物の層が挙げられる。下地層2の第4の例として、(001)配向した正方晶構造または立方晶構造を有し、かつAl、Cr、Fe、Co、Rh、Pd、Ag、Ir、Pt、Au、Mo、Wの群から選択される少なくとも1つの元素を含む層が挙げられる。下地層2の第5の例として、上記第1乃至第4の例のいずれかの層を組み合わせて2層以上積層した積層構造が挙げられる。このように、下地層の構成を工夫することにより強磁性層2および強磁性層2よりも上の層の結晶性を制御でき磁気特性の改善が可能となる。
本発明に係る磁気抵抗効果素子を基板上に形成する場合、基板上にまず下地層を形成してもよい。
その場合、下地層2は、第一の強磁性金属層6および第一の強磁性金属層6より上の層の結晶配向性、結晶粒径などの結晶性を制御するために用いられる。そのため、下地層2の材料の選択が重要となる。以下に下地層2の材料および構成について説明する。なお、下地層としては、導電性および絶縁性のいずれでもよいが、下地層に通電する場合には導電性材料を用いることが好ましい。まず、下地層2の第1の例として、(001)配向したNaCl構造を有し、かつTi、Zr、Nb、V、Hf、Ta、Mo、W、B、Al、Ceの群から選択される少なくとも1つの元素を含む窒化物の層が挙げられる。下地層2の第2の例として、RTO3からなる(002)配向したペロブスカイト系導電性酸化物の層が挙げられる。ここで、サイトRはSr、Ce、Dy、La、K、Ca、Na、Pb、Baの群から選択された少なくとも1つの元素を含み、サイトTはTi、V、Cr、Mn、Fe、Co、Ni、Ga、Nb、Mo、Ru、Ir、Ta、Ce、Pbの群から選択された少なくとも1つの元素を含む。下地層2の第3の例として、(001)配向したNaCl構造を有し、かつMg、Al、Ceの群から選択される少なくとも1つの元素を含む酸化物の層が挙げられる。下地層2の第4の例として、(001)配向した正方晶構造または立方晶構造を有し、かつAl、Cr、Fe、Co、Rh、Pd、Ag、Ir、Pt、Au、Mo、Wの群から選択される少なくとも1つの元素を含む層が挙げられる。下地層2の第5の例として、上記第1乃至第4の例のいずれかの層を組み合わせて2層以上積層した積層構造が挙げられる。このように、下地層の構成を工夫することにより強磁性層2および強磁性層2よりも上の層の結晶性を制御でき磁気特性の改善が可能となる。
(キャップ層)
本発明に係る磁気抵抗効果素子の第二の強磁性金属層上にキャップ層を形成してもよい。
キャップ層4は第二の強磁性金属層7の積層方向の上部に設置され、結晶配向性、結晶粒径などの結晶性や元素の拡散を制御するために用いられる。bcc構造の自由層を形成した場合には、キャップ層の結晶構造はfcc構造、hcp構造またはbcc構造のいずれでもよい。fcc構造の自由層を形成した場合には、キャップ層の結晶構造はfcc構造、hcp構造またはbcc構造のいずれでもよい。キャップ層の膜厚は、歪緩和効果が得られ、さらにシャントによるMR比の減少が見られない範囲であればよい。キャップ層の膜厚は、好ましくは1nm以上、30nm以下である。
本発明に係る磁気抵抗効果素子の第二の強磁性金属層上にキャップ層を形成してもよい。
キャップ層4は第二の強磁性金属層7の積層方向の上部に設置され、結晶配向性、結晶粒径などの結晶性や元素の拡散を制御するために用いられる。bcc構造の自由層を形成した場合には、キャップ層の結晶構造はfcc構造、hcp構造またはbcc構造のいずれでもよい。fcc構造の自由層を形成した場合には、キャップ層の結晶構造はfcc構造、hcp構造またはbcc構造のいずれでもよい。キャップ層の膜厚は、歪緩和効果が得られ、さらにシャントによるMR比の減少が見られない範囲であればよい。キャップ層の膜厚は、好ましくは1nm以上、30nm以下である。
(素子の形状、寸法)
本発明を構成する第一の強磁性金属層、トンネルバリア層及び第二の強磁性金属層2からなる積層体は柱状の形状であり、積層体を平面視した形状は、円形、四角形、三角形、多角形等の種々の形状をとることができるが、対称性の面から円形であることが好ましい。すなわち、積層体は円柱状であることが好ましい。
図8および図9に、磁気抵抗効果素子の形状および寸法を例示する。
図8は磁気抵抗効果素子100の積層方向の側面から見た構造図である。図8の磁気抵抗効果素子100は図1に記載のキャップ層4の上部に電極層5が形成されている。図9は磁気抵抗効果素子100の積層方向から見た構造図である。なお、図9には、電流源71と電圧計72も図示している。
磁気抵抗効果素子100は図8と図9に記載のように80nm以下の円柱状に加工され、配線が施される。磁気抵抗効果素子100の大きさが80nm以下の柱状とすることにより、強磁性金属層中にドメインの構造ができにくくなり、強磁性金属層のスピン分極と異なる成分を考慮する必要がなくなる。図9において磁気抵抗効果素子100は下地層2と電極層5の交差する位置に配置されている。
本発明を構成する第一の強磁性金属層、トンネルバリア層及び第二の強磁性金属層2からなる積層体は柱状の形状であり、積層体を平面視した形状は、円形、四角形、三角形、多角形等の種々の形状をとることができるが、対称性の面から円形であることが好ましい。すなわち、積層体は円柱状であることが好ましい。
図8および図9に、磁気抵抗効果素子の形状および寸法を例示する。
図8は磁気抵抗効果素子100の積層方向の側面から見た構造図である。図8の磁気抵抗効果素子100は図1に記載のキャップ層4の上部に電極層5が形成されている。図9は磁気抵抗効果素子100の積層方向から見た構造図である。なお、図9には、電流源71と電圧計72も図示している。
磁気抵抗効果素子100は図8と図9に記載のように80nm以下の円柱状に加工され、配線が施される。磁気抵抗効果素子100の大きさが80nm以下の柱状とすることにより、強磁性金属層中にドメインの構造ができにくくなり、強磁性金属層のスピン分極と異なる成分を考慮する必要がなくなる。図9において磁気抵抗効果素子100は下地層2と電極層5の交差する位置に配置されている。
(評価方法)
磁気抵抗効果素子100は図8と図9に記載の構造で評価することができる。例えば、図9のように電流源71と電圧計72を配置し、一定の電流、あるいは、一定の電圧を磁気抵抗効果素子100に印可し、電圧、あるいは電流を外部から磁場を掃引しながら測定することによって、磁気抵抗効果素子100の抵抗変化を観測することができる。
磁気抵抗効果素子100は図8と図9に記載の構造で評価することができる。例えば、図9のように電流源71と電圧計72を配置し、一定の電流、あるいは、一定の電圧を磁気抵抗効果素子100に印可し、電圧、あるいは電流を外部から磁場を掃引しながら測定することによって、磁気抵抗効果素子100の抵抗変化を観測することができる。
MR比は一般的に以下の式で表される。
MR比(%)={(RAP−RP)/RP}×100
RPは第一の強磁性金属層6と第二の強磁性金属7の磁化の向きが平行の場合の抵抗であり、RAPは第一の強磁性金属層6と第二の強磁性金属7の磁化の向きが反平行の場合の抵抗である。
MR比(%)={(RAP−RP)/RP}×100
RPは第一の強磁性金属層6と第二の強磁性金属7の磁化の向きが平行の場合の抵抗であり、RAPは第一の強磁性金属層6と第二の強磁性金属7の磁化の向きが反平行の場合の抵抗である。
磁気抵抗効果素子100では強い電流が流れると、STTの効果によって磁化の回転が起こり、磁気抵抗効果素子100の抵抗値が急激に変化する。この抵抗値が急激に変化する電流値は反転電流値(Jc)と呼ばれる。
(その他)
本実施例では保磁力の大きい第一の強磁性金属層6が下の構造である例を挙げたが、この構造に限定されない。保磁力の大きい第一の強磁性金属層6が上の構造の場合には第一の強磁性金属層6が下の構造の場合と比べて保磁力は小さくなるが、基板の結晶性を生かしてトンネルバリア層3を形成できるため、MR比を増大させることが可能である。
本実施例では保磁力の大きい第一の強磁性金属層6が下の構造である例を挙げたが、この構造に限定されない。保磁力の大きい第一の強磁性金属層6が上の構造の場合には第一の強磁性金属層6が下の構造の場合と比べて保磁力は小さくなるが、基板の結晶性を生かしてトンネルバリア層3を形成できるため、MR比を増大させることが可能である。
磁気センサとして磁気抵抗効果素子を活用するためには、外部磁場に対して抵抗変化が線形に変化することが好ましい。一般的な強磁性層の積層膜では磁化の方向が形状異方性によって積層面内に向きやすい。この場合、例えば外部から磁場を印可して、第一の強磁性金属層と第二の強磁性金属層の磁化の向きを直交させることによって外部磁場に対して抵抗変化を線形に変化させる。但し、この場合、磁気抵抗効果素子の近くに磁場を印可させる機構が必要となるため、集積を行う上で望ましくない。強磁性金属層自体が垂直な磁気異方性を持っている場合、外部から磁場を印可するなどの方法が必要なく、集積を行う上で有利である。
本実施形態を用いた磁気抵抗効果素子は磁気センサやMRAMなどのメモリとして使用することが可能である。特に、従来の磁気センサで利用されているバイアス電圧よりも高いバイアス電圧で使用する製品において、本実施形態は効果的である。
(製造方法)
磁気抵抗効果素子100は、例えば、マグネトロンスパッタ装置を用いて形成することができる。
トンネルバリア層3は公知の方法で作製することができる。例えば、第一の強磁性金属層6上に金属薄膜をスパッタし、プラズマ酸化あるいは酸素導入による自然酸化を行い、その後の熱処理によって形成される。成膜法としてはマグネトロンスパッタ法のほか、蒸着法、レーザアブレーション法、MBE法など通常の薄膜作製法を用いることもできる。
下地層、第一の強磁性金属層、第二の強磁性金属層、キャップ層は、それぞれ公知の方法で作製することができる。
磁気抵抗効果素子100は、例えば、マグネトロンスパッタ装置を用いて形成することができる。
トンネルバリア層3は公知の方法で作製することができる。例えば、第一の強磁性金属層6上に金属薄膜をスパッタし、プラズマ酸化あるいは酸素導入による自然酸化を行い、その後の熱処理によって形成される。成膜法としてはマグネトロンスパッタ法のほか、蒸着法、レーザアブレーション法、MBE法など通常の薄膜作製法を用いることもできる。
下地層、第一の強磁性金属層、第二の強磁性金属層、キャップ層は、それぞれ公知の方法で作製することができる。
(第2実施形態)
第2実施形態に係る磁気抵抗効果素子は、第一の強磁性金属層と、第二の強磁性金属層と、第一及び第二の強磁性金属層に挟持されたトンネルバリア層と、を有し、前記トンネルバリア層は、AB2Ox(0<x≦4)という組成式で表され、陽イオンの配列が不規則化したスピネル構造であり、Aは複数の非磁性元素の二価の陽イオンであり、非磁性元素の二価の陽イオンに含まれる元素の中で最も大きいイオン半径を有する元素は、二価の陽イオンの中で12.5〜90%の割合で含まれるトンネルバリア層3であり、Bはアルミニウムイオンである。
第2実施形態に係る磁気抵抗効果素子は、第一の強磁性金属層と、第二の強磁性金属層と、第一及び第二の強磁性金属層に挟持されたトンネルバリア層と、を有し、前記トンネルバリア層は、AB2Ox(0<x≦4)という組成式で表され、陽イオンの配列が不規則化したスピネル構造であり、Aは複数の非磁性元素の二価の陽イオンであり、非磁性元素の二価の陽イオンに含まれる元素の中で最も大きいイオン半径を有する元素は、二価の陽イオンの中で12.5〜90%の割合で含まれるトンネルバリア層3であり、Bはアルミニウムイオンである。
非磁性元素の二価の陽イオンの中で12.5〜90%の割合で含まれることで、陽イオンの不規則化が効率的に起こり、バイアス電圧に対してVhalfの現象が抑制される。また、このVhalfは1V以上であり、高感度の磁気センサ、ロジックインメモリ及びMRAMなどの高いバイアス電圧が印可されるデバイスにおいても磁気抵抗効果素子が利用可能になる。
(第3実施形態)
第3実施形態に係る磁気抵抗効果素子は、第一の強磁性金属層と、第二の強磁性金属層と、第一及び第二の強磁性金属層に挟持されたトンネルバリア層と、を有し、トンネルバリア層は、AB2Ox(0<x≦4)という組成式で表され、陽イオンの配列が不規則化したスピネル構造であり、かつ、組成式中のAサイトは複数の非磁性元素の陽イオンを含み、Bサイトはアルミニウムにおける場合である。
第3実施形態に係る磁気抵抗効果素子は、第一の強磁性金属層と、第二の強磁性金属層と、第一及び第二の強磁性金属層に挟持されたトンネルバリア層と、を有し、トンネルバリア層は、AB2Ox(0<x≦4)という組成式で表され、陽イオンの配列が不規則化したスピネル構造であり、かつ、組成式中のAサイトは複数の非磁性元素の陽イオンを含み、Bサイトはアルミニウムにおける場合である。
(第4実施形態)
第4実施形態に係る磁気抵抗効果素子は、第一の強磁性金属層と、第二の強磁性金属層と、第一及び第二の強磁性金属層に挟持されたトンネルバリア層と、を有する。トンネルバリア層は、AB2Ox(0<x≦4)という組成式で表され、トンネルバリア層には、第一の強磁性金属層と第二の強磁性金属層の両方と格子整合している格子整合部分(格子整合部)が部分的に存在し、陽イオンの配列が不規則化したスピネル構造であり、Aは複数の非磁性元素の二価の陽イオンであり、Bはアルミニウムであり、組成式において二価の陽イオンの元素数がアルミニウムイオンの元素数の半分未満である。
トンネルバリア層全体の体積に対する、トンネルバリア層における前記格子整合部分(格子整合部)の体積比は65〜95%であってもよい。
第4実施形態に係る磁気抵抗効果素子は、第一の強磁性金属層と、第二の強磁性金属層と、第一及び第二の強磁性金属層に挟持されたトンネルバリア層と、を有する。トンネルバリア層は、AB2Ox(0<x≦4)という組成式で表され、トンネルバリア層には、第一の強磁性金属層と第二の強磁性金属層の両方と格子整合している格子整合部分(格子整合部)が部分的に存在し、陽イオンの配列が不規則化したスピネル構造であり、Aは複数の非磁性元素の二価の陽イオンであり、Bはアルミニウムであり、組成式において二価の陽イオンの元素数がアルミニウムイオンの元素数の半分未満である。
トンネルバリア層全体の体積に対する、トンネルバリア層における前記格子整合部分(格子整合部)の体積比は65〜95%であってもよい。
(第5実施形態)
第5実施形態に係る磁気抵抗効果素子は、第一の強磁性金属層と、第二の強磁性金属層と、第一及び第二の強磁性金属層に挟持されたトンネルバリア層と、を有し、前記トンネルバリア層3は、AB2Ox(0<x≦4)という組成式で表され、陽イオンの配列が不規則化したスピネル構造であり、トンネルバリア層は、AB2Ox(0<x≦4)という組成式で表され、トンネルバリア層には、第一の強磁性金属層と第二の強磁性金属層の両方と格子整合している格子整合部分(格子整合部)が部分的に存在し、Aは複数の非磁性元素の二価の陽イオンであり、非磁性元素の二価の陽イオンに含まれる元素の中で最も大きいイオン半径を有する元素は、二価の陽イオンの中で12.5〜90%の割合で含まれるトンネルバリア層3であり、Bはアルミニウムイオンである。
トンネルバリア層全体の体積に対する、トンネルバリア層における前記格子整合部分(格子整合部)の体積比は65〜95%であってもよい。
第5実施形態に係る磁気抵抗効果素子は、第一の強磁性金属層と、第二の強磁性金属層と、第一及び第二の強磁性金属層に挟持されたトンネルバリア層と、を有し、前記トンネルバリア層3は、AB2Ox(0<x≦4)という組成式で表され、陽イオンの配列が不規則化したスピネル構造であり、トンネルバリア層は、AB2Ox(0<x≦4)という組成式で表され、トンネルバリア層には、第一の強磁性金属層と第二の強磁性金属層の両方と格子整合している格子整合部分(格子整合部)が部分的に存在し、Aは複数の非磁性元素の二価の陽イオンであり、非磁性元素の二価の陽イオンに含まれる元素の中で最も大きいイオン半径を有する元素は、二価の陽イオンの中で12.5〜90%の割合で含まれるトンネルバリア層3であり、Bはアルミニウムイオンである。
トンネルバリア層全体の体積に対する、トンネルバリア層における前記格子整合部分(格子整合部)の体積比は65〜95%であってもよい。
非磁性元素の二価の陽イオンの中で12.5〜90%の割合で含まれることで、陽イオンの不規則化が効率的に起こり、バイアス電圧に対してVhalfの現象が抑制される。また、このVhalfは1V以上であり、高感度の磁気センサ、ロジックインメモリ及びMRAMなどの高いバイアス電圧が印可されるデバイスにおいても磁気抵抗効果素子が利用可能になる。
(第6実施形態)
第6実施形態に係る磁気抵抗効果素子は、第一の強磁性金属層と、第二の強磁性金属層と、第一及び第二の強磁性金属層に挟持されたトンネルバリア層と、を有し、トンネルバリア層は、AB2Ox(0<x≦4)という組成式で表され、陽イオンの配列が不規則化したスピネル構造であり、トンネルバリア層は、AB2Ox(0<x≦4)という組成式で表され、トンネルバリア層には、第一の強磁性金属層と第二の強磁性金属層の両方と格子整合している格子整合部分(格子整合部)が部分的に存在し、陽イオンの配列が不規則化したスピネル構造であり、かつ、組成式中のAサイトは複数の非磁性元素の陽イオンを含み、Bサイトはアルミニウムにおける場合である。
トンネルバリア層全体の体積に対する、トンネルバリア層における前記格子整合部分(格子整合部)の体積比は65〜95%であってもよい。
第6実施形態に係る磁気抵抗効果素子は、第一の強磁性金属層と、第二の強磁性金属層と、第一及び第二の強磁性金属層に挟持されたトンネルバリア層と、を有し、トンネルバリア層は、AB2Ox(0<x≦4)という組成式で表され、陽イオンの配列が不規則化したスピネル構造であり、トンネルバリア層は、AB2Ox(0<x≦4)という組成式で表され、トンネルバリア層には、第一の強磁性金属層と第二の強磁性金属層の両方と格子整合している格子整合部分(格子整合部)が部分的に存在し、陽イオンの配列が不規則化したスピネル構造であり、かつ、組成式中のAサイトは複数の非磁性元素の陽イオンを含み、Bサイトはアルミニウムにおける場合である。
トンネルバリア層全体の体積に対する、トンネルバリア層における前記格子整合部分(格子整合部)の体積比は65〜95%であってもよい。
(製造方法)
第4実施形態は、トンネルバリア層の形成方法のみが第1実施形態と異なる。第5実施形態は、トンネルバリア層の形成方法のみが第2実施形態と異なる。第6実施形態は、トンネルバリア層の形成方法のみが第2実施形態と異なる。それらトンネルバリア層の形成方法の差異は共通しているので、第4実施形態についてのみ説明する。
第1実施形態では、トンネルバリア層は金属膜の形成、酸化、金属膜の形成、酸化を繰り返して形成している。第4実施形態では酸化の工程において基板温度を−70〜−30度に冷却した後、酸化を行っている。基板を冷却することで、基板と真空の間、あるいは、基板とプラズマの間に温度勾配が生ずる。まず、酸素が基板表面に触れると金属材料と反応して酸化するが、温度が低いため酸化が進まなくなる。これにより、トンネルバリア層の酸素量を調整することが容易になる。また、温度勾配を形成することによって、エピタキシャル成長(格子整合した成長)を調整しやすくなる。結晶成長は温度勾配によって進むため、基板の温度を十分に冷却すると、エピタキシャル成長がし易くなる。また、基板温度が上昇すると、ドメインが形成されて面内に結晶核が複数形成され、結晶核のそれぞれが独立してエピタキシャル成長するため、結晶成長したドメイン同士が接触する部分で格子が整合しない部分が形成される。
第4実施形態は、トンネルバリア層の形成方法のみが第1実施形態と異なる。第5実施形態は、トンネルバリア層の形成方法のみが第2実施形態と異なる。第6実施形態は、トンネルバリア層の形成方法のみが第2実施形態と異なる。それらトンネルバリア層の形成方法の差異は共通しているので、第4実施形態についてのみ説明する。
第1実施形態では、トンネルバリア層は金属膜の形成、酸化、金属膜の形成、酸化を繰り返して形成している。第4実施形態では酸化の工程において基板温度を−70〜−30度に冷却した後、酸化を行っている。基板を冷却することで、基板と真空の間、あるいは、基板とプラズマの間に温度勾配が生ずる。まず、酸素が基板表面に触れると金属材料と反応して酸化するが、温度が低いため酸化が進まなくなる。これにより、トンネルバリア層の酸素量を調整することが容易になる。また、温度勾配を形成することによって、エピタキシャル成長(格子整合した成長)を調整しやすくなる。結晶成長は温度勾配によって進むため、基板の温度を十分に冷却すると、エピタキシャル成長がし易くなる。また、基板温度が上昇すると、ドメインが形成されて面内に結晶核が複数形成され、結晶核のそれぞれが独立してエピタキシャル成長するため、結晶成長したドメイン同士が接触する部分で格子が整合しない部分が形成される。
(格子整合部の体積比の算出方法)
トンネルバリア層全体の体積における格子整合部分(格子整合部)の体積比は、例えば、TEM像から見積ることができる。格子整合しているかの有無は断面TEM像において、トンネルバリア層と第一の強磁性金属層と第二の強磁性金属層の部分をフーリエ変換して電子線回折像を得る。フーリエ変換して得られた電子線回折像において、積層方向以外の電子線回折スポットを除去する。その図を逆フーリエ変換すると積層方向のみの情報が得られた像となる。この逆フーリエ像における格子線において、トンネルバリア層が第一の強磁性金属層および第二の強磁性金属層の両方に連続的に繋がっている部分を格子整合部とする。また、格子線において、トンネルバリア層が第一の強磁性金属層および第二の強磁性金属層のうちの少なくとも一方に連続的に繋がっていないか、格子線が検出されない部分を格子不整合部とする。格子整合部は、逆フーリエ像における格子線において、第一の強磁性金属層からトンネルバリア層を介して第二の強磁性金属層まで連続的に繋がっているため、TEM像から格子整合部の幅(LC)を計測できる。一方、同様に、格子不整合部は逆フーリエ像における格子線において、連続的に繋がっていないため、TEM像から格子不整合部の幅(LI)を計測できる。格子整合部の幅(LC)を分子とし、格子整合部分の幅(LC)と格子整合されていない部分の幅(LI)の和を分母とすることで、トンネルバリア層全体の体積に対する格子整合部の体積比を求めることができる。なお、TEM像は断面像であるが、奥行きを含んだ情報を含んでいる。よって、TEM像から見積られた領域は体積に比例すると考えることができる。
図24はトンネルバリア層と強磁性金属層が格子整合している部分の一例である。図24(A)は高分解能の断面TEM像の例であり、図24(B)は電子線回折像において積層方向以外の電子線回折スポットを除去した後に逆フーリエ変換を行って得られ像の例である。図24(B)では積層方向と垂直な成分は除去され、積層方向に格子線が観測できる。トンネルバリア層と強磁性金属層が界面で途切れることなく、連続的に繋がっていることを示している。
トンネルバリア層全体の体積における格子整合部分(格子整合部)の体積比は、例えば、TEM像から見積ることができる。格子整合しているかの有無は断面TEM像において、トンネルバリア層と第一の強磁性金属層と第二の強磁性金属層の部分をフーリエ変換して電子線回折像を得る。フーリエ変換して得られた電子線回折像において、積層方向以外の電子線回折スポットを除去する。その図を逆フーリエ変換すると積層方向のみの情報が得られた像となる。この逆フーリエ像における格子線において、トンネルバリア層が第一の強磁性金属層および第二の強磁性金属層の両方に連続的に繋がっている部分を格子整合部とする。また、格子線において、トンネルバリア層が第一の強磁性金属層および第二の強磁性金属層のうちの少なくとも一方に連続的に繋がっていないか、格子線が検出されない部分を格子不整合部とする。格子整合部は、逆フーリエ像における格子線において、第一の強磁性金属層からトンネルバリア層を介して第二の強磁性金属層まで連続的に繋がっているため、TEM像から格子整合部の幅(LC)を計測できる。一方、同様に、格子不整合部は逆フーリエ像における格子線において、連続的に繋がっていないため、TEM像から格子不整合部の幅(LI)を計測できる。格子整合部の幅(LC)を分子とし、格子整合部分の幅(LC)と格子整合されていない部分の幅(LI)の和を分母とすることで、トンネルバリア層全体の体積に対する格子整合部の体積比を求めることができる。なお、TEM像は断面像であるが、奥行きを含んだ情報を含んでいる。よって、TEM像から見積られた領域は体積に比例すると考えることができる。
図24はトンネルバリア層と強磁性金属層が格子整合している部分の一例である。図24(A)は高分解能の断面TEM像の例であり、図24(B)は電子線回折像において積層方向以外の電子線回折スポットを除去した後に逆フーリエ変換を行って得られ像の例である。図24(B)では積層方向と垂直な成分は除去され、積層方向に格子線が観測できる。トンネルバリア層と強磁性金属層が界面で途切れることなく、連続的に繋がっていることを示している。
(実施例1)
以下に、第1実施形態に係る磁気抵抗効果素子の製造方法の一例について説明する。熱酸化珪素膜が設けられた基板上に、マグネトロンスパッタ法を用いて成膜を行った。下地層としてTa 5nm/Ru 3nm、第一の強磁性金属層として、IrMn 12nm/CoFe 10nm/Ru 0.8nm/CoFe 7nmを順に形成した。次に、トンネルバリア層の形成方法を示す。Mg、Al及びMg0.15Zn0.25Al2合金組成のターゲットをスパッタしてMg 0.1nm/Mg0.15Zn0.25Al20.2nm/Al 0.15nmを成膜した。その後、超高真空1×10−8Pa以下に保持された酸化チャンバーに上記試料を移動させ、Arと酸素を導入して自然酸化を行った。自然酸化の時間は10秒、Arと酸素の分圧比は1対25、全ガス圧は0.05Paであった。その後、成膜チャンバーに戻してMg 0.1nm/Mg0.15Zn0.25Al20.2nmを成膜した。さらに、超高真空1×10−8Pa以下に保持された酸化チャンバーに上記試料を移動させ、Arと酸素を導入して自然酸化及び誘導結合プラズマ酸化を行った。自然酸化の時間は30秒、誘導結合プラズマ酸化の時間は5秒であり、Arと酸素の分圧比は1対20、全ガス圧は0.08Paであった。
以下に、第1実施形態に係る磁気抵抗効果素子の製造方法の一例について説明する。熱酸化珪素膜が設けられた基板上に、マグネトロンスパッタ法を用いて成膜を行った。下地層としてTa 5nm/Ru 3nm、第一の強磁性金属層として、IrMn 12nm/CoFe 10nm/Ru 0.8nm/CoFe 7nmを順に形成した。次に、トンネルバリア層の形成方法を示す。Mg、Al及びMg0.15Zn0.25Al2合金組成のターゲットをスパッタしてMg 0.1nm/Mg0.15Zn0.25Al20.2nm/Al 0.15nmを成膜した。その後、超高真空1×10−8Pa以下に保持された酸化チャンバーに上記試料を移動させ、Arと酸素を導入して自然酸化を行った。自然酸化の時間は10秒、Arと酸素の分圧比は1対25、全ガス圧は0.05Paであった。その後、成膜チャンバーに戻してMg 0.1nm/Mg0.15Zn0.25Al20.2nmを成膜した。さらに、超高真空1×10−8Pa以下に保持された酸化チャンバーに上記試料を移動させ、Arと酸素を導入して自然酸化及び誘導結合プラズマ酸化を行った。自然酸化の時間は30秒、誘導結合プラズマ酸化の時間は5秒であり、Arと酸素の分圧比は1対20、全ガス圧は0.08Paであった。
上記積層膜を再び成膜チャンバーに移動し、CoFe 5nmを第二の強磁性金属層7として形成した。さらに、キャップ層4としてRu 3nm/Ta 5nmを形成した。
上記積層膜をアニール装置に設置し、Ar中で450℃の温度で10分処理した後、8kOeを印可した状態で280℃の温度で6時間処理した。
次に図8になるように素子形成を行った。まず、図9の電極層5の90度回転した向きになるように電子線描画を用いてフォトレジストの形成を行った。イオンミリング法によってフォトレジスト下以外の部分を削り取り、基板である熱酸化珪素膜を露出させ、下地層2の形状を形成した。さらに、下地層の形状の括れた部分に、電子線描画を用いて80nmの円柱状になる様にフォトレジストを形成し、イオンミリング法によってフォトレジスト下以外の部分を削り取り、下地層を露出させた。その後、SiOxを絶縁層としてイオンミリングによって削られた部分に形成した。80nmの円柱状のフォトレジストはここで除去した。図9の電極パッドの部分だけ、フォトレジストが形成されないようにし、イオンミリング法によって絶縁層を除去し、下地層を露出させた。その後、Auを形成した。この電極パッド8が上記積層膜の下地層とのコンタクト電極として機能する。続いて、図9の電極層になるように、フォトレジストとイオンミリング法によって形状を形成し、Auを形成した。これが上記積層膜の電極層とのコンタクト電極として機能する。
(実施例1の特性評価)
磁気抵抗効果素子の評価方法は一般的に行われている磁気抵抗効果素子の評価方法に準じている。図9に示したように電流源と電圧計をそれぞれ電極パットと電極層に接続して、四端子法による測定を行った。電圧計から印可されるバイアス電圧を10〜1500mVと適宜変化させて、電流源で電流を測定することによって抵抗値を求めた。磁気抵抗効果素子に外部より磁場を印可することによって変化する抵抗値を観測した。図10が実施例1の磁気抵抗効果素子の磁気抵抗効果を評価した図である。横軸が磁場であり、縦軸が素子の抵抗である。印可されたバイアス電圧は1Vであり、電子が第一の強磁性金属層から第二の強磁性層7に流れる方向とした。図10よりMR比は89.2%であり、素子の面積抵抗(RA)は0.8Ω・μm2であることが解った。図11は実施例1の磁気抵抗効果素子の磁気抵抗効果のバイアス電圧依存性を評価した図である。実施例1の磁気抵抗効果素子はバイアス電圧の増大と共にMR比が減少していることが解る。図11より、MR比が半減する電圧(Vhalf)は1Vであることが解る。
磁気抵抗効果素子の評価方法は一般的に行われている磁気抵抗効果素子の評価方法に準じている。図9に示したように電流源と電圧計をそれぞれ電極パットと電極層に接続して、四端子法による測定を行った。電圧計から印可されるバイアス電圧を10〜1500mVと適宜変化させて、電流源で電流を測定することによって抵抗値を求めた。磁気抵抗効果素子に外部より磁場を印可することによって変化する抵抗値を観測した。図10が実施例1の磁気抵抗効果素子の磁気抵抗効果を評価した図である。横軸が磁場であり、縦軸が素子の抵抗である。印可されたバイアス電圧は1Vであり、電子が第一の強磁性金属層から第二の強磁性層7に流れる方向とした。図10よりMR比は89.2%であり、素子の面積抵抗(RA)は0.8Ω・μm2であることが解った。図11は実施例1の磁気抵抗効果素子の磁気抵抗効果のバイアス電圧依存性を評価した図である。実施例1の磁気抵抗効果素子はバイアス電圧の増大と共にMR比が減少していることが解る。図11より、MR比が半減する電圧(Vhalf)は1Vであることが解る。
(実施例1の構造分析)
トンネルバリア層の構造解析は透過型電子線を用いた電子回折像によって評価した。この手法によってバリア層の構造を調べたところ、規則スピネル構造で現れる{022}面や{111}面からの反射がないことが判明し、このバリアは立方晶の陽イオンが不規則化したスピネル構造からなることがわかった。
トンネルバリア層の構造解析は透過型電子線を用いた電子回折像によって評価した。この手法によってバリア層の構造を調べたところ、規則スピネル構造で現れる{022}面や{111}面からの反射がないことが判明し、このバリアは立方晶の陽イオンが不規則化したスピネル構造からなることがわかった。
(実施例1の組成分析)
トンネルバリア層の組成分析はエネルギー分散型X線分析(EDS)を用いて行った。組成比の基準として、Alの含有量を2と定義し、MgとZnの相対量を比較したところ、Mg:Zn:Al=0.9:0.16:2であった。なお、Oの定量評価は困難であることからOの定量性は無視した。但し、一般的に酸化物においてOの量は定量比からずれていても結晶構造を維持することができる。
トンネルバリア層の組成分析はエネルギー分散型X線分析(EDS)を用いて行った。組成比の基準として、Alの含有量を2と定義し、MgとZnの相対量を比較したところ、Mg:Zn:Al=0.9:0.16:2であった。なお、Oの定量評価は困難であることからOの定量性は無視した。但し、一般的に酸化物においてOの量は定量比からずれていても結晶構造を維持することができる。
(実施例2)
作成方法は実施例と類似しているが、トンネルバリア層のみ形成材料が異なる。Mg、Al、Cd及びMg0.15Zn0.25Al2合金組成のターゲットをスパッタしてMg 0.05nm/Cd 0.05nm/Mg0.15Zn0.25Al2 0.2nm/Al 0.15nmを成膜した。その後、超高真空1×10−8Pa以下に保持された酸化チャンバーに上記試料を移動させ、Arと酸素を導入して自然酸化を行った。自然酸化の時間は10秒、Arと酸素の分圧比は1対25、全ガス圧は0.05Paであった。その後、成膜チャンバーに戻してMg 0.05nm/Cd 0.05nm/Mg0.15Zn0.25Al2 0.2nmを成膜した。さらに、超高真空1×10−8Pa以下に保持された酸化チャンバーに上記試料を移動させ、Arと酸素を導入して自然酸化及び誘導結合プラズマ酸化を行った。自然酸化の時間は30秒、誘導結合プラズマ酸化の時間は5秒であり、Arと酸素の分圧比は1対20、全ガス圧は0.08Paであった。
作成方法は実施例と類似しているが、トンネルバリア層のみ形成材料が異なる。Mg、Al、Cd及びMg0.15Zn0.25Al2合金組成のターゲットをスパッタしてMg 0.05nm/Cd 0.05nm/Mg0.15Zn0.25Al2 0.2nm/Al 0.15nmを成膜した。その後、超高真空1×10−8Pa以下に保持された酸化チャンバーに上記試料を移動させ、Arと酸素を導入して自然酸化を行った。自然酸化の時間は10秒、Arと酸素の分圧比は1対25、全ガス圧は0.05Paであった。その後、成膜チャンバーに戻してMg 0.05nm/Cd 0.05nm/Mg0.15Zn0.25Al2 0.2nmを成膜した。さらに、超高真空1×10−8Pa以下に保持された酸化チャンバーに上記試料を移動させ、Arと酸素を導入して自然酸化及び誘導結合プラズマ酸化を行った。自然酸化の時間は30秒、誘導結合プラズマ酸化の時間は5秒であり、Arと酸素の分圧比は1対20、全ガス圧は0.08Paであった。
(実施例2の特性)
磁気抵抗効果の測定の結果、バイアス電圧1Vの場合にMR比は89.2%であり、素子の面積抵抗(RA)は1.0Ω・μm2であることが解った。図12は実施例2の磁気抵抗効果素子の磁気抵抗効果のバイアス電圧依存性を評価した図である。実施例2の磁気抵抗効果素子はバイアス電圧の増大と共にMR比が減少していることが解る。図12より、MR比が半減する電圧(Vhalf)は1.3Vであることが解る。EDSを用いて相対量を比較したところ、Mg:Zn:Cd:Al=0.5:0.16:0.4:2であった。また、電子線回折像からトンネルバリア層は立方晶の陽イオンが不規則化したスピネル構造からなることがわかった。
磁気抵抗効果の測定の結果、バイアス電圧1Vの場合にMR比は89.2%であり、素子の面積抵抗(RA)は1.0Ω・μm2であることが解った。図12は実施例2の磁気抵抗効果素子の磁気抵抗効果のバイアス電圧依存性を評価した図である。実施例2の磁気抵抗効果素子はバイアス電圧の増大と共にMR比が減少していることが解る。図12より、MR比が半減する電圧(Vhalf)は1.3Vであることが解る。EDSを用いて相対量を比較したところ、Mg:Zn:Cd:Al=0.5:0.16:0.4:2であった。また、電子線回折像からトンネルバリア層は立方晶の陽イオンが不規則化したスピネル構造からなることがわかった。
(実施例3)
作成方法は実施例1と類似しているが、トンネルバリア層4のみ形成材料が異なる。Mg、Al、Pb及びMg0.15Zn0.25Al2合金組成のターゲットをスパッタしてMg 0.05nm/Pb 0.05nm/Mg0.15Zn0.25Al2 0.2nm/Al 0.15nmを成膜した。その後、超高真空1×10−8Pa以下に保持された酸化チャンバーに上記試料を移動させ、Arと酸素を導入して自然酸化を行った。自然酸化の時間は10秒、Arと酸素の分圧比は1対25、全ガス圧は0.05Paであった。その後、成膜チャンバーに戻してMg 0.05nm/Pb 0.05nm/Mg0.15Zn0.25Al2 0.2nmを成膜した。さらに、超高真空1×10−8Pa以下に保持された酸化チャンバーに上記試料を移動させ、Arと酸素を導入して自然酸化及び誘導結合プラズマ酸化を行った。自然酸化の時間は30秒、誘導結合プラズマ酸化の時間は5秒であり、Arと酸素の分圧比は1対20、全ガス圧は0.08Paであった。
作成方法は実施例1と類似しているが、トンネルバリア層4のみ形成材料が異なる。Mg、Al、Pb及びMg0.15Zn0.25Al2合金組成のターゲットをスパッタしてMg 0.05nm/Pb 0.05nm/Mg0.15Zn0.25Al2 0.2nm/Al 0.15nmを成膜した。その後、超高真空1×10−8Pa以下に保持された酸化チャンバーに上記試料を移動させ、Arと酸素を導入して自然酸化を行った。自然酸化の時間は10秒、Arと酸素の分圧比は1対25、全ガス圧は0.05Paであった。その後、成膜チャンバーに戻してMg 0.05nm/Pb 0.05nm/Mg0.15Zn0.25Al2 0.2nmを成膜した。さらに、超高真空1×10−8Pa以下に保持された酸化チャンバーに上記試料を移動させ、Arと酸素を導入して自然酸化及び誘導結合プラズマ酸化を行った。自然酸化の時間は30秒、誘導結合プラズマ酸化の時間は5秒であり、Arと酸素の分圧比は1対20、全ガス圧は0.08Paであった。
(実施例3の特性)
磁気抵抗効果の測定の結果、バイアス電圧1Vの場合にMR比は58.3%であり、素子の面積抵抗(RA)は0.9Ω・μm2であることが解った。図13は実施例3の磁気抵抗効果素子の磁気抵抗効果のバイアス電圧依存性を評価した図である。実施例2の磁気抵抗効果素子はバイアス電圧の増大と共にMR比が減少していることが解る。図13より、MR比が半減する電圧(Vhalf)は0.95Vであることが解る。EDSを用いて相対量を比較したところ、Mg:Zn:Pb:Al=0.5:0.2:0.4:2であった。また、電子線回折像からスピネル構造が不規則化した立方晶構造であることを確認した。
磁気抵抗効果の測定の結果、バイアス電圧1Vの場合にMR比は58.3%であり、素子の面積抵抗(RA)は0.9Ω・μm2であることが解った。図13は実施例3の磁気抵抗効果素子の磁気抵抗効果のバイアス電圧依存性を評価した図である。実施例2の磁気抵抗効果素子はバイアス電圧の増大と共にMR比が減少していることが解る。図13より、MR比が半減する電圧(Vhalf)は0.95Vであることが解る。EDSを用いて相対量を比較したところ、Mg:Zn:Pb:Al=0.5:0.2:0.4:2であった。また、電子線回折像からスピネル構造が不規則化した立方晶構造であることを確認した。
(実施例4)
作成方法は実施例1と類似しているが、トンネルバリア層のみ形成材料が異なる。Ag0.5Pb0.5Al2合金組成のターゲットをスパッタしてAg0.5Pb0.5Al2 0.45nmを成膜した。その後、超高真空1×10−8Pa以下に保持された酸化チャンバーに上記試料を移動させ、Arと酸素を導入して自然酸化を行った。自然酸化の時間は30秒、Arと酸素の分圧比は1対15、全ガス圧は0.05Paであった。その後、成膜チャンバーに戻してAg0.5Pb0.5Al2 0.3nmを成膜した。さらに、超高真空1×10−8Pa以下に保持された酸化チャンバーに上記試料を移動させ、Arと酸素を導入して自然酸化及び誘導結合プラズマ酸化を行った。自然酸化の時間は30秒、誘導結合プラズマ酸化の時間は30秒であり、Arと酸素の分圧比は1対20、全ガス圧は0.02Paであった。
作成方法は実施例1と類似しているが、トンネルバリア層のみ形成材料が異なる。Ag0.5Pb0.5Al2合金組成のターゲットをスパッタしてAg0.5Pb0.5Al2 0.45nmを成膜した。その後、超高真空1×10−8Pa以下に保持された酸化チャンバーに上記試料を移動させ、Arと酸素を導入して自然酸化を行った。自然酸化の時間は30秒、Arと酸素の分圧比は1対15、全ガス圧は0.05Paであった。その後、成膜チャンバーに戻してAg0.5Pb0.5Al2 0.3nmを成膜した。さらに、超高真空1×10−8Pa以下に保持された酸化チャンバーに上記試料を移動させ、Arと酸素を導入して自然酸化及び誘導結合プラズマ酸化を行った。自然酸化の時間は30秒、誘導結合プラズマ酸化の時間は30秒であり、Arと酸素の分圧比は1対20、全ガス圧は0.02Paであった。
(実施例4の特性)
磁気抵抗効果の測定の結果、バイアス電圧1Vの場合にMR比は63.3%であり、素子の面積抵抗(RA)は1Ω・μm2であることが解った。図14は実施例4の磁気抵抗効果素子の磁気抵抗効果のバイアス電圧依存性を評価した図である。実施例4の磁気抵抗効果素子はバイアス電圧の増大と共にMR比が減少していることが解る。図14より、MR比が半減する電圧(Vhalf)は1Vであることが解る。EDSを用いて相対量を比較したところ、Ag:Pb:Al=0.5:0.5:2であった。また、電子線回折像からトンネルバリア層は立方晶の陽イオンが不規則化したスピネル構造からなることがわかった。
磁気抵抗効果の測定の結果、バイアス電圧1Vの場合にMR比は63.3%であり、素子の面積抵抗(RA)は1Ω・μm2であることが解った。図14は実施例4の磁気抵抗効果素子の磁気抵抗効果のバイアス電圧依存性を評価した図である。実施例4の磁気抵抗効果素子はバイアス電圧の増大と共にMR比が減少していることが解る。図14より、MR比が半減する電圧(Vhalf)は1Vであることが解る。EDSを用いて相対量を比較したところ、Ag:Pb:Al=0.5:0.5:2であった。また、電子線回折像からトンネルバリア層は立方晶の陽イオンが不規則化したスピネル構造からなることがわかった。
(実施例5)
作成方法は実施例1と類似しているが、トンネルバリア層4のみ形成材料が異なる。Mg、Al、Cd及びMg0.1Zn0.5Al4合金組成のターゲットをスパッタしてMg 0.05nm/Cd 0.05nm/Mg0.1Zn0.5Al4 0.2nm/Al 0.1nmを成膜した。その後、超高真空1×10−8Pa以下に保持された酸化チャンバーに上記試料を移動させ、Arと酸素を導入して自然酸化を行った。自然酸化の時間は10秒、Arと酸素の分圧比は1対25、全ガス圧は0.05Paであった。その後、成膜チャンバーに戻してMg 0.05nm/Cd 0.05nm/Al 0.1nm/Mg0.1Zn0.5Al4 0.2nmを成膜した。さらに、超高真空1×10−8Pa以下に保持された酸化チャンバーに上記試料を移動させ、Arと酸素を導入して自然酸化及び誘導結合プラズマ酸化を行った。自然酸化の時間は30秒、誘導結合プラズマ酸化の時間は5秒であり、Arと酸素の分圧比は1対20、全ガス圧は0.08Paであった。
作成方法は実施例1と類似しているが、トンネルバリア層4のみ形成材料が異なる。Mg、Al、Cd及びMg0.1Zn0.5Al4合金組成のターゲットをスパッタしてMg 0.05nm/Cd 0.05nm/Mg0.1Zn0.5Al4 0.2nm/Al 0.1nmを成膜した。その後、超高真空1×10−8Pa以下に保持された酸化チャンバーに上記試料を移動させ、Arと酸素を導入して自然酸化を行った。自然酸化の時間は10秒、Arと酸素の分圧比は1対25、全ガス圧は0.05Paであった。その後、成膜チャンバーに戻してMg 0.05nm/Cd 0.05nm/Al 0.1nm/Mg0.1Zn0.5Al4 0.2nmを成膜した。さらに、超高真空1×10−8Pa以下に保持された酸化チャンバーに上記試料を移動させ、Arと酸素を導入して自然酸化及び誘導結合プラズマ酸化を行った。自然酸化の時間は30秒、誘導結合プラズマ酸化の時間は5秒であり、Arと酸素の分圧比は1対20、全ガス圧は0.08Paであった。
(実施例5の特性)
磁気抵抗効果の測定の結果、バイアス電圧1Vの場合にMR比は124%であり、素子の面積抵抗(RA)は0.9Ω・μm2であることが解った。図15は実施例5の磁気抵抗効果素子の磁気抵抗効果のバイアス電圧依存性を評価した図である。実施例5の磁気抵抗効果素子はバイアス電圧の増大と共にMR比が減少していることが解る。図15より、MR比が半減する電圧(Vhalf)は1.55Vであることが解る。EDSを用いて相対量を比較したところ、Mg:Zn:Cd:Al=0.4:0.16:0.37:2であった。また、電子線回折像からトンネルバリア層は立方晶の陽イオンが不規則化したスピネル構造からなることがわかった。
磁気抵抗効果の測定の結果、バイアス電圧1Vの場合にMR比は124%であり、素子の面積抵抗(RA)は0.9Ω・μm2であることが解った。図15は実施例5の磁気抵抗効果素子の磁気抵抗効果のバイアス電圧依存性を評価した図である。実施例5の磁気抵抗効果素子はバイアス電圧の増大と共にMR比が減少していることが解る。図15より、MR比が半減する電圧(Vhalf)は1.55Vであることが解る。EDSを用いて相対量を比較したところ、Mg:Zn:Cd:Al=0.4:0.16:0.37:2であった。また、電子線回折像からトンネルバリア層は立方晶の陽イオンが不規則化したスピネル構造からなることがわかった。
(実施例6)
作成方法は実施例5と類似しているが、第一の強磁性金属層のみ形成材料が異なる。Co2Mn0.7Fe0.3Si0.66Al0.36合金組成をCoFeの代わりに成膜した。第一の強磁性金属層6として、IrMn 12nm/CoFe 10nm/Ru 0.8nm/CoFe 2nm/Co2Mn0.7Fe0.3Si0.66Al0.36 5nmを順に形成した。但し、Co2Mn0.7Fe0.3Si0.66Al0.36合金組成を成膜する時のみ、450度に基板を温めて形成した。また、トンネルバリア層を形成する前に基板の熱を十分放熱し、基板温度を室温程度まで下げてからその後の成膜プロセスを実施した。
作成方法は実施例5と類似しているが、第一の強磁性金属層のみ形成材料が異なる。Co2Mn0.7Fe0.3Si0.66Al0.36合金組成をCoFeの代わりに成膜した。第一の強磁性金属層6として、IrMn 12nm/CoFe 10nm/Ru 0.8nm/CoFe 2nm/Co2Mn0.7Fe0.3Si0.66Al0.36 5nmを順に形成した。但し、Co2Mn0.7Fe0.3Si0.66Al0.36合金組成を成膜する時のみ、450度に基板を温めて形成した。また、トンネルバリア層を形成する前に基板の熱を十分放熱し、基板温度を室温程度まで下げてからその後の成膜プロセスを実施した。
(実施例6の特性)
磁気抵抗効果の測定の結果、バイアス電圧1Vの場合にMR比は179.9%であり、素子の面積抵抗(RA)は0.9Ω・μm2であることが解った。図16は実施例6の磁気抵抗効果素子の磁気抵抗効果のバイアス電圧依存性を評価した図である。実施例5の磁気抵抗効果素子はバイアス電圧の増大と共にMR比が減少していることが解る。図16より、MR比が半減する電圧(Vhalf)は1.1Vであることが解る。また、電子線回折像からトンネルバリア層は立方晶の陽イオンが不規則化したスピネル構造からなることがわかった。
磁気抵抗効果の測定の結果、バイアス電圧1Vの場合にMR比は179.9%であり、素子の面積抵抗(RA)は0.9Ω・μm2であることが解った。図16は実施例6の磁気抵抗効果素子の磁気抵抗効果のバイアス電圧依存性を評価した図である。実施例5の磁気抵抗効果素子はバイアス電圧の増大と共にMR比が減少していることが解る。図16より、MR比が半減する電圧(Vhalf)は1.1Vであることが解る。また、電子線回折像からトンネルバリア層は立方晶の陽イオンが不規則化したスピネル構造からなることがわかった。
(実施例7)
作成方法は実施例1と類似しているが、トンネルバリア層のみ形成材料が異なる。Mg、Zn,Alのターゲットを同時スパッタしてMgとZnが任意の組成比とし、MgとZnの和に対するAlの組成比が0.9:2となるように、0.4 nmを成膜した。その後、超高真空1×10−8Pa以下に保持された酸化チャンバーに上記試料を移動させ、Arと酸素を導入して自然酸化を行った。自然酸化の時間は10秒、Arと酸素の分圧比は1対25、全ガス圧は0.05Paであった。その後、成膜チャンバーに戻してMgとZnの和に対するAlの組成比が0.9:2となるように、0.4 nmを成膜した。さらに、超高真空1×10−8Pa以下に保持された酸化チャンバーに上記試料を移動させ、Arと酸素を導入して自然酸化及び誘導結合プラズマ酸化を行った。自然酸化の時間は30秒、誘導結合プラズマ酸化の時間は5秒であり、Arと酸素の分圧比は1対20、全ガス圧は0.08Paであった。
作成方法は実施例1と類似しているが、トンネルバリア層のみ形成材料が異なる。Mg、Zn,Alのターゲットを同時スパッタしてMgとZnが任意の組成比とし、MgとZnの和に対するAlの組成比が0.9:2となるように、0.4 nmを成膜した。その後、超高真空1×10−8Pa以下に保持された酸化チャンバーに上記試料を移動させ、Arと酸素を導入して自然酸化を行った。自然酸化の時間は10秒、Arと酸素の分圧比は1対25、全ガス圧は0.05Paであった。その後、成膜チャンバーに戻してMgとZnの和に対するAlの組成比が0.9:2となるように、0.4 nmを成膜した。さらに、超高真空1×10−8Pa以下に保持された酸化チャンバーに上記試料を移動させ、Arと酸素を導入して自然酸化及び誘導結合プラズマ酸化を行った。自然酸化の時間は30秒、誘導結合プラズマ酸化の時間は5秒であり、Arと酸素の分圧比は1対20、全ガス圧は0.08Paであった。
(実施例7の特性)
図17は実施例7の磁気抵抗効果の測定の結果から求めたVhalfとEDSから求めた二価の陽イオン中のZnの量をプロットした図である。なお、いずれの組成比でもMgとZnの和に対するAlの組成比が0.9:2であることは確認した。バイアス電圧は1Vである。また、電子線回折像からスピネル構造が不規則化した立方晶構造であることを確認した。図17より(MgxZn1−x)0.9Al2O4の組成比において、xが0.125〜0.9である場合においてVhalfが1V以上になっていることがわかる。また、Znの濃度が非磁性の二価の陽イオン中において、45%の場合をピークとしていることが解る。Zn2+のイオン半径は0.6Åであり、Mg2+のイオン半径は0.57Åである。すなわち、非磁性の二価の陽イオン中で、イオン半径の大きい元素の割合が12.5〜90%の割合で含まれるトンネルバリア層において高いVhalfを得ることが可能である。
図17は実施例7の磁気抵抗効果の測定の結果から求めたVhalfとEDSから求めた二価の陽イオン中のZnの量をプロットした図である。なお、いずれの組成比でもMgとZnの和に対するAlの組成比が0.9:2であることは確認した。バイアス電圧は1Vである。また、電子線回折像からスピネル構造が不規則化した立方晶構造であることを確認した。図17より(MgxZn1−x)0.9Al2O4の組成比において、xが0.125〜0.9である場合においてVhalfが1V以上になっていることがわかる。また、Znの濃度が非磁性の二価の陽イオン中において、45%の場合をピークとしていることが解る。Zn2+のイオン半径は0.6Åであり、Mg2+のイオン半径は0.57Åである。すなわち、非磁性の二価の陽イオン中で、イオン半径の大きい元素の割合が12.5〜90%の割合で含まれるトンネルバリア層において高いVhalfを得ることが可能である。
(実施例8)
作成方法は実施例1と類似しているが、トンネルバリア層のみ形成材料が異なる。Mg0.55Zn0.45とAlのターゲットを同時スパッタして二価の陽イオンとアルミニウムが任意の組成比とし、0.4 nmを成膜した。その後、超高真空1×10−8Pa以下に保持された酸化チャンバーに上記試料を移動させ、Arと酸素を導入して自然酸化を行った。自然酸化の時間は10秒、Arと酸素の分圧比は1対25、全ガス圧は0.05Paであった。その後、成膜チャンバーに戻してMg0.55Zn0.45とAlのターゲットを同時スパッタして二価の陽イオンとアルミニウムが任意の組成比とし、0.4 nmを成膜した。さらに、超高真空1×10−8Pa以下に保持された酸化チャンバーに上記試料を移動させ、Arと酸素を導入して自然酸化及び誘導結合プラズマ酸化を行った。自然酸化の時間は30秒、誘導結合プラズマ酸化の時間は5秒であり、Arと酸素の分圧比は1対20、全ガス圧は0.08Paであった。
作成方法は実施例1と類似しているが、トンネルバリア層のみ形成材料が異なる。Mg0.55Zn0.45とAlのターゲットを同時スパッタして二価の陽イオンとアルミニウムが任意の組成比とし、0.4 nmを成膜した。その後、超高真空1×10−8Pa以下に保持された酸化チャンバーに上記試料を移動させ、Arと酸素を導入して自然酸化を行った。自然酸化の時間は10秒、Arと酸素の分圧比は1対25、全ガス圧は0.05Paであった。その後、成膜チャンバーに戻してMg0.55Zn0.45とAlのターゲットを同時スパッタして二価の陽イオンとアルミニウムが任意の組成比とし、0.4 nmを成膜した。さらに、超高真空1×10−8Pa以下に保持された酸化チャンバーに上記試料を移動させ、Arと酸素を導入して自然酸化及び誘導結合プラズマ酸化を行った。自然酸化の時間は30秒、誘導結合プラズマ酸化の時間は5秒であり、Arと酸素の分圧比は1対20、全ガス圧は0.08Paであった。
(実施例8の特性)
図18は実施例8の磁気抵抗効果の測定の結果から求めたVhalfとEDSから求めたAサイトの量をプロットした図である。なお、いずれの組成比でもMgとZnの組成比が0.55:0.45であることは確認した。バイアス電圧は1Vである。また、電子線回折像からスピネル構造が不規則化した立方晶構造であることを確認した。図18より(Mg0.55Zn0.45)yAl2O4の組成比において、yが0.3〜0.95である場合においてVhalfが1V以上になっていることがわかる。非磁性元素の二価の陽イオンは、アルミニウムイオンに対して、15〜42.5%の割合であるトンネルバリア層であることで、陽イオンの不規則化が効率的に起こり、バイアス電圧に対してVhalfの減少が抑制される。また、このVhalfは1V以上であり、高感度の磁気センサ、ロジックインメモリ及びMRAMなどの高いバイアス電圧が印可されるデバイスにおいても磁気抵抗効果素子が利用可能になる。すなわち、非磁性元素の二価の陽イオンは、アルミニウムイオンに対して、15〜42.5%の割合で含まれるトンネルバリア層において高いVhalfを得ることが可能である。
図18は実施例8の磁気抵抗効果の測定の結果から求めたVhalfとEDSから求めたAサイトの量をプロットした図である。なお、いずれの組成比でもMgとZnの組成比が0.55:0.45であることは確認した。バイアス電圧は1Vである。また、電子線回折像からスピネル構造が不規則化した立方晶構造であることを確認した。図18より(Mg0.55Zn0.45)yAl2O4の組成比において、yが0.3〜0.95である場合においてVhalfが1V以上になっていることがわかる。非磁性元素の二価の陽イオンは、アルミニウムイオンに対して、15〜42.5%の割合であるトンネルバリア層であることで、陽イオンの不規則化が効率的に起こり、バイアス電圧に対してVhalfの減少が抑制される。また、このVhalfは1V以上であり、高感度の磁気センサ、ロジックインメモリ及びMRAMなどの高いバイアス電圧が印可されるデバイスにおいても磁気抵抗効果素子が利用可能になる。すなわち、非磁性元素の二価の陽イオンは、アルミニウムイオンに対して、15〜42.5%の割合で含まれるトンネルバリア層において高いVhalfを得ることが可能である。
(実施例9)
作成方法は実施例7と類似しているが、第一の強磁性金属層のみ形成材料が異なる。Co2Mn0.7Fe0.3Si0.66Al0.36合金組成をCoFeの代わりに成膜した。第一の強磁性金属層6として、IrMn 12nm/CoFe 10nm/Ru 0.8nm/CoFe 2nm/Co2Mn0.7Fe0.3Si0.66Al0.36 5nmを順に形成した。但し、Co2Mn0.7Fe0.3Si0.66Al0.36合金組成を成膜する時のみ、450度に基板を温めて形成した。また、トンネルバリア層を形成する前に基板の熱を十分放熱し、基板温度を室温程度まで下げてからその後の成膜プロセスを実施した。
作成方法は実施例7と類似しているが、第一の強磁性金属層のみ形成材料が異なる。Co2Mn0.7Fe0.3Si0.66Al0.36合金組成をCoFeの代わりに成膜した。第一の強磁性金属層6として、IrMn 12nm/CoFe 10nm/Ru 0.8nm/CoFe 2nm/Co2Mn0.7Fe0.3Si0.66Al0.36 5nmを順に形成した。但し、Co2Mn0.7Fe0.3Si0.66Al0.36合金組成を成膜する時のみ、450度に基板を温めて形成した。また、トンネルバリア層を形成する前に基板の熱を十分放熱し、基板温度を室温程度まで下げてからその後の成膜プロセスを実施した。
(実施例9の特性)
図19は実施例9の磁気抵抗効果の測定の結果から求めたVhalfとEDSから求めた二価の陽イオン中のZnの量をプロットした図である。なお、いずれの組成比でもMgとZnの和に対するAlの組成比が0.9:2であることは確認した。バイアス電圧は1Vである。また、電子線回折像からスピネル構造が不規則化した立方晶構造であることを確認した。図19より(MgxZn1−x)0.9Al2O4の組成比において、xが0.125〜0.85である場合においてVhalfが1V以上になっていることがわかる。また、Znの濃度が非磁性の二価の陽イオン中において、20%の場合をピークとしていることが解る。Zn2+のイオン半径は0.6Åであり、Mg2+のイオン半径は0.57Åである。すなわち、非磁性の二価の陽イオン中で、イオン半径の大きい元素の割合が12.5〜85%の割合で含まれるトンネルバリア層において高いVhalfを得ることが可能である。
図19は実施例9の磁気抵抗効果の測定の結果から求めたVhalfとEDSから求めた二価の陽イオン中のZnの量をプロットした図である。なお、いずれの組成比でもMgとZnの和に対するAlの組成比が0.9:2であることは確認した。バイアス電圧は1Vである。また、電子線回折像からスピネル構造が不規則化した立方晶構造であることを確認した。図19より(MgxZn1−x)0.9Al2O4の組成比において、xが0.125〜0.85である場合においてVhalfが1V以上になっていることがわかる。また、Znの濃度が非磁性の二価の陽イオン中において、20%の場合をピークとしていることが解る。Zn2+のイオン半径は0.6Åであり、Mg2+のイオン半径は0.57Åである。すなわち、非磁性の二価の陽イオン中で、イオン半径の大きい元素の割合が12.5〜85%の割合で含まれるトンネルバリア層において高いVhalfを得ることが可能である。
(実施例10)
作成方法は実施例8と類似しているが、第一の強磁性金属層のみ形成材料が異なる。Co2Mn0.7Fe0.3Si0.66Al0.36合金組成をCoFeの代わりに成膜した。第一の強磁性金属層6として、IrMn 12nm/CoFe 10nm/Ru 0.8nm/CoFe 2nm/Co2Mn0.7Fe0.3Si0.66Al0.36 5nmを順に形成した。但し、Co2Mn0.7Fe0.3Si0.66Al0.36合金組成を成膜する時のみ、450度に基板を温めて形成した。また、トンネルバリア層を形成する前に基板の熱を十分放熱し、基板温度を室温程度まで下げてからその後の成膜プロセスを実施した。
作成方法は実施例8と類似しているが、第一の強磁性金属層のみ形成材料が異なる。Co2Mn0.7Fe0.3Si0.66Al0.36合金組成をCoFeの代わりに成膜した。第一の強磁性金属層6として、IrMn 12nm/CoFe 10nm/Ru 0.8nm/CoFe 2nm/Co2Mn0.7Fe0.3Si0.66Al0.36 5nmを順に形成した。但し、Co2Mn0.7Fe0.3Si0.66Al0.36合金組成を成膜する時のみ、450度に基板を温めて形成した。また、トンネルバリア層を形成する前に基板の熱を十分放熱し、基板温度を室温程度まで下げてからその後の成膜プロセスを実施した。
(実施例10の特性)
図20は実施例10の磁気抵抗効果の測定の結果から求めたVhalfとEDSから求めたAサイトの量をプロットした図である。なお、いずれの組成比でもMgとZnの組成比が0.55:0.45であることは確認した。バイアス電圧は1Vである。また、電子線回折像からスピネル構造が不規則化した立方晶構造であることを確認した。図20より(Mg0.55Zn0.45)yAl2O4の組成比において、yが0.15〜0.75である場合においてVhalfが1V以上になっていることがわかる。非磁性元素の二価の陽イオンは、アルミニウムイオンに対して、7.5〜37.5%の割合であるトンネルバリア層であることで、陽イオンの不規則化が効率的に起こり、バイアス電圧に対してVhalfの減少が抑制される。また、このVhalfは1V以上であり、高感度の磁気センサ、ロジックインメモリ及びMRAMなどの高いバイアス電圧が印可されるデバイスにおいても磁気抵抗効果素子が利用可能になる。すなわち、非磁性元素の二価の陽イオンは、アルミニウムイオンに対して、17.5〜37.5%の割合で含まれるトンネルバリア層において高いVhalfを得ることが可能である。
図20は実施例10の磁気抵抗効果の測定の結果から求めたVhalfとEDSから求めたAサイトの量をプロットした図である。なお、いずれの組成比でもMgとZnの組成比が0.55:0.45であることは確認した。バイアス電圧は1Vである。また、電子線回折像からスピネル構造が不規則化した立方晶構造であることを確認した。図20より(Mg0.55Zn0.45)yAl2O4の組成比において、yが0.15〜0.75である場合においてVhalfが1V以上になっていることがわかる。非磁性元素の二価の陽イオンは、アルミニウムイオンに対して、7.5〜37.5%の割合であるトンネルバリア層であることで、陽イオンの不規則化が効率的に起こり、バイアス電圧に対してVhalfの減少が抑制される。また、このVhalfは1V以上であり、高感度の磁気センサ、ロジックインメモリ及びMRAMなどの高いバイアス電圧が印可されるデバイスにおいても磁気抵抗効果素子が利用可能になる。すなわち、非磁性元素の二価の陽イオンは、アルミニウムイオンに対して、17.5〜37.5%の割合で含まれるトンネルバリア層において高いVhalfを得ることが可能である。
(実施例11)
作成方法は実施例1と類似しているが、トンネルバリア層の組成比及び作成方法が異なる。熱酸化珪素膜が設けられた基板上に、マグネトロンスパッタ法を用いて成膜を行った。下地層としてTa 5nm/Ru 3nm、第一の強磁性金属層として、IrMn 12nm/CoFe 10nm/Ru 0.8nm/CoFe 7nmを順に形成した。次に、トンネルバリア層の形成方法を示す。Mg、Al及びMg0.15Zn0.125Al2合金組成のターゲットをスパッタしてMg 0.2nm/Mg0.15Zn0.125Al20.4nm/Al 0.3nmを成膜した。その後、超高真空1×10−8Pa以下に保持された酸化チャンバーに上記試料を移動させ、Arと酸素を導入して自然酸化を行った。自然酸化の時間は10秒、Arと酸素の分圧比は1対25、全ガス圧は0.05Paであった。その後、Ar雰囲気中で330〜400℃の範囲で10分処理した後、成膜チャンバーに戻してMg 0.2nm/Mg0.15Zn0.125Al20.4nmを成膜した。さらに、超高真空1×10−8Pa以下に保持された酸化チャンバーに上記試料を移動させ、Arと酸素を導入して自然酸化及び誘導結合プラズマ酸化を行った。自然酸化の時間は30秒、誘導結合プラズマ酸化の時間は5秒であり、Arと酸素の分圧比は1対20、全ガス圧は0.08Paであった。
作成方法は実施例1と類似しているが、トンネルバリア層の組成比及び作成方法が異なる。熱酸化珪素膜が設けられた基板上に、マグネトロンスパッタ法を用いて成膜を行った。下地層としてTa 5nm/Ru 3nm、第一の強磁性金属層として、IrMn 12nm/CoFe 10nm/Ru 0.8nm/CoFe 7nmを順に形成した。次に、トンネルバリア層の形成方法を示す。Mg、Al及びMg0.15Zn0.125Al2合金組成のターゲットをスパッタしてMg 0.2nm/Mg0.15Zn0.125Al20.4nm/Al 0.3nmを成膜した。その後、超高真空1×10−8Pa以下に保持された酸化チャンバーに上記試料を移動させ、Arと酸素を導入して自然酸化を行った。自然酸化の時間は10秒、Arと酸素の分圧比は1対25、全ガス圧は0.05Paであった。その後、Ar雰囲気中で330〜400℃の範囲で10分処理した後、成膜チャンバーに戻してMg 0.2nm/Mg0.15Zn0.125Al20.4nmを成膜した。さらに、超高真空1×10−8Pa以下に保持された酸化チャンバーに上記試料を移動させ、Arと酸素を導入して自然酸化及び誘導結合プラズマ酸化を行った。自然酸化の時間は30秒、誘導結合プラズマ酸化の時間は5秒であり、Arと酸素の分圧比は1対20、全ガス圧は0.08Paであった。
上記積層膜を再び成膜チャンバーに移動し、CoFe 5nmを第二の強磁性金属層7として形成した。さらに、キャップ層4としてRu 3nm/Ta 5nmを形成した。
上記積層膜をアニール装置に設置し、Ar中で450℃の温度で10分処理した後、8kOeを印可した状態で280℃の温度で6時間処理した。
(実施例11の断面分析)
トンネルバリア層全体の体積における格子整合部分(格子整合部)の体積比を上述のとおり、断面TEM(透過型電子顕微鏡)像と、TEM像をフーリエ変換して得られた電子線回折像において積層方向以外の電子線回折スポットを除去した後、逆フーリエ変換で得られた像とを用いて算出した。
トンネルバリア層全体の体積における格子整合部分(格子整合部)の体積比を上述のとおり、断面TEM(透過型電子顕微鏡)像と、TEM像をフーリエ変換して得られた電子線回折像において積層方向以外の電子線回折スポットを除去した後、逆フーリエ変換で得られた像とを用いて算出した。
図22は実施例11の積層方向に平行な方向を含む断面の構造模式図である。実施例9で得られた高分解能の断面TEMの図から、トンネルバリア層の格子整合している部分の膜面に対して平行方向の大きさ(幅)がいずれの部分でも30nm以下であることがわかった。なお、30nmはおよそ第一の強磁性金属層及び第二の強磁性金属層の材料であるCoFe合金の格子定数の約10倍であり、コヒーレントトンネルの前後においてトンネルする方向と垂直な方向のスピン偏極電子の相互干渉が格子定数の約10倍程度を目途に増強されると考えることができる。
図26は実施例11のトンネルバリア層全体の体積における格子整合部分(格子整合部)の体積比と素子の特性を示した図である。図26(A)は第一の強磁性金属層と第二の強磁性金属層の磁化の向きが平行な時の素子抵抗(Rp)を表した図である。図26(B)は第一の強磁性金属層と第二の強磁性金属層の磁化の向きが反平行な時の素子抵抗(Rap)を表した図である。図26(C)は素子の磁気抵抗比を表した図である。図26(D)は素子のVhalfを表した図である。トンネルバリア層が第一の強磁性金属層と第二の強磁性金属層の両方と格子整合している格子整合部分の割合が65〜95%の範囲で、Rpが減少する傾向が見られている。これは全てが格子整合しているとトンネルバリア層を通過する際のスピン偏極した電子がお互いに干渉するためトンネルバリア層を通過しにくくなっていると考えられるのに対して、格子整合している格子整合部分が部分的に存在すると、格子整合していない部分でトンネルバリア層を通過する際のスピン偏極した電子の干渉が適度に切断され、スピン偏極した電子がトンネルバリア層を通過しやすくなる。その効果としてRpが減少する傾向が観測されたと考えられる。同時に、格子整合部分の割合が65〜95%の範囲で、Rapは若干増大する傾向が観測された。これは第一の強磁性金属層と第二の強磁性金属層の磁化の向きが反平行な時でもそれぞれのドメイン間の干渉が緩和されていることを示しており、トンネルバリア層を通過したスピン偏極電子は磁気散乱により効果的に作用していることが解る。結果として、MR比が格子整合部分の割合が65〜95%の範囲で増大している。この範囲でVhalfは若干の増大傾向を見せるが、その変化はわずかである。
(実施例12)
作成方法は実施例11と類似しているが、トンネルバリア層の膜厚のみが異なる。膜厚の調整は実施例11で行ったそれぞれの材料の膜厚の比を維持して作成した。すなわち、Mg、Al及びMg0.15Zn0.125Al2合金組成のターゲットをスパッタしてMg 0.2×Znm/Mg0.15Zn0.125Al2 0.4×Znm/Al 0.3×Znmを成膜した。その後、超高真空1×10−8Pa以下に保持された酸化チャンバーに上記試料を移動させ、Arと酸素を導入して自然酸化を行った。自然酸化の時間は10秒、Arと酸素の分圧比は1対25、全ガス圧は0.05Paであった。その後、Ar雰囲気中で380℃で10分処理した後、成膜チャンバーに戻してMg 0.2×Znm/Mg0.15Zn0.125Al2 0.4×Znmを成膜した。さらに、超高真空1×10−8Pa以下に保持された酸化チャンバーに上記試料を移動させ、Arと酸素を導入して自然酸化及び誘導結合プラズマ酸化を行った。自然酸化の時間は30秒、誘導結合プラズマ酸化の時間は5秒であり、Arと酸素の分圧比は1対20、全ガス圧は0.08Paであった。Zは0.4〜1.4の範囲で任意に設定し、膜厚(t)は断面TEM像を用いて見積った。
作成方法は実施例11と類似しているが、トンネルバリア層の膜厚のみが異なる。膜厚の調整は実施例11で行ったそれぞれの材料の膜厚の比を維持して作成した。すなわち、Mg、Al及びMg0.15Zn0.125Al2合金組成のターゲットをスパッタしてMg 0.2×Znm/Mg0.15Zn0.125Al2 0.4×Znm/Al 0.3×Znmを成膜した。その後、超高真空1×10−8Pa以下に保持された酸化チャンバーに上記試料を移動させ、Arと酸素を導入して自然酸化を行った。自然酸化の時間は10秒、Arと酸素の分圧比は1対25、全ガス圧は0.05Paであった。その後、Ar雰囲気中で380℃で10分処理した後、成膜チャンバーに戻してMg 0.2×Znm/Mg0.15Zn0.125Al2 0.4×Znmを成膜した。さらに、超高真空1×10−8Pa以下に保持された酸化チャンバーに上記試料を移動させ、Arと酸素を導入して自然酸化及び誘導結合プラズマ酸化を行った。自然酸化の時間は30秒、誘導結合プラズマ酸化の時間は5秒であり、Arと酸素の分圧比は1対20、全ガス圧は0.08Paであった。Zは0.4〜1.4の範囲で任意に設定し、膜厚(t)は断面TEM像を用いて見積った。
(実施例12の特性)
図27は実施例12で得られた素子の磁気抵抗比と膜厚の関係を示した図である。実施例12では断面TEM像から格子整合部分の割合が90〜95%であることが解った。また、磁気抵抗比はトンネルバリア層の膜厚の増大と共に増大し、膜厚2.4nmで最大を迎えている。また、特に、膜厚が1.7nm以上で磁気抵抗比が急激に上昇していることが確認された。これは膜厚が厚くなることによって、トンネルバリア層を通過する際のスピン偏極した電子がお互いに干渉する影響が減少し、スピン偏極した電子がトンネルバリア層を通過しやすくなっているものと思われる。また、3.0nmを超えると、トンネルバリア層の膜厚による抵抗の増大の影響が大きくなり、磁気抵抗比が減少する傾向が観測された。すなわち、トンネルバリア層の膜厚は1.7nm以上3.0nm以下が大きな磁気抵抗比を得るために最適な領域であることが解る。
図27は実施例12で得られた素子の磁気抵抗比と膜厚の関係を示した図である。実施例12では断面TEM像から格子整合部分の割合が90〜95%であることが解った。また、磁気抵抗比はトンネルバリア層の膜厚の増大と共に増大し、膜厚2.4nmで最大を迎えている。また、特に、膜厚が1.7nm以上で磁気抵抗比が急激に上昇していることが確認された。これは膜厚が厚くなることによって、トンネルバリア層を通過する際のスピン偏極した電子がお互いに干渉する影響が減少し、スピン偏極した電子がトンネルバリア層を通過しやすくなっているものと思われる。また、3.0nmを超えると、トンネルバリア層の膜厚による抵抗の増大の影響が大きくなり、磁気抵抗比が減少する傾向が観測された。すなわち、トンネルバリア層の膜厚は1.7nm以上3.0nm以下が大きな磁気抵抗比を得るために最適な領域であることが解る。
(比較例1)
作成方法は実施例1と類似しているが、トンネルバリア層4のみ形成材料が異なる。MgのターゲットをスパッタしてMg 0.45nmを成膜した。その後、超高真空1×10−8Pa以下に保持された酸化チャンバーに上記試料を移動させ、Arと酸素を導入して自然酸化を行った。自然酸化の時間は10秒、Arと酸素の分圧比は1対25、全ガス圧は0.05Paであった。その後、成膜チャンバーに戻してMg 0.4nmを成膜した。さらに、超高真空1×10−8Pa以下に保持された酸化チャンバーに上記試料を移動させ、Arと酸素を導入して自然酸化及び誘導結合プラズマ酸化を行った。自然酸化の時間は30秒、誘導結合プラズマ酸化の時間は5秒であり、Arと酸素の分圧比は1対20、全ガス圧は0.08Paであった。
作成方法は実施例1と類似しているが、トンネルバリア層4のみ形成材料が異なる。MgのターゲットをスパッタしてMg 0.45nmを成膜した。その後、超高真空1×10−8Pa以下に保持された酸化チャンバーに上記試料を移動させ、Arと酸素を導入して自然酸化を行った。自然酸化の時間は10秒、Arと酸素の分圧比は1対25、全ガス圧は0.05Paであった。その後、成膜チャンバーに戻してMg 0.4nmを成膜した。さらに、超高真空1×10−8Pa以下に保持された酸化チャンバーに上記試料を移動させ、Arと酸素を導入して自然酸化及び誘導結合プラズマ酸化を行った。自然酸化の時間は30秒、誘導結合プラズマ酸化の時間は5秒であり、Arと酸素の分圧比は1対20、全ガス圧は0.08Paであった。
(比較例1の特性)
磁気抵抗効果の測定の結果、バイアス電圧1Vの場合にMR比は27%であり、素子の面積抵抗(RA)は0.6Ω・μm2であることが解った。図21は比較例1の磁気抵抗効果素子の磁気抵抗効果のバイアス電圧依存性を評価した図である。比較例1の磁気抵抗効果素子はバイアス電圧の増大と共にMR比が減少していることが解る。図21より、MR比が半減する電圧(Vhalf)は0.45Vであることが解る。また、電子線回折像からスピネル構造あることを確認した。
磁気抵抗効果の測定の結果、バイアス電圧1Vの場合にMR比は27%であり、素子の面積抵抗(RA)は0.6Ω・μm2であることが解った。図21は比較例1の磁気抵抗効果素子の磁気抵抗効果のバイアス電圧依存性を評価した図である。比較例1の磁気抵抗効果素子はバイアス電圧の増大と共にMR比が減少していることが解る。図21より、MR比が半減する電圧(Vhalf)は0.45Vであることが解る。また、電子線回折像からスピネル構造あることを確認した。
(比較例2)
作成方法は実施例1と類似しているが、トンネルバリア層4のみ形成材料が異なる。Mg、Al及びMg0.5Zn0.5Al2合金組成のターゲットをスパッタしてMg 0.05nm/Zn 0.05nm/Mg0.15Zn0.25Al2 0.25nm/Al 0.1nmを成膜した。その後、超高真空1×10−8Pa以下に保持された酸化チャンバーに上記試料を移動させ、Arと酸素を導入して自然酸化を行った。自然酸化の時間は10秒、Arと酸素の分圧比は1対25、全ガス圧は0.05Paであった。その後、成膜チャンバーに戻して0.05nm/Zn 0.05nm/Mg0.15Zn0.25Al2 0.2nm/Al 0.1nmを成膜した。さらに、超高真空1×10−8Pa以下に保持された酸化チャンバーに上記試料を移動させ、Arと酸素を導入して自然酸化及び誘導結合プラズマ酸化を行った。自然酸化の時間は30秒、誘導結合プラズマ酸化の時間は5秒であり、Arと酸素の分圧比は1対20、全ガス圧は0.08Paであった。
作成方法は実施例1と類似しているが、トンネルバリア層4のみ形成材料が異なる。Mg、Al及びMg0.5Zn0.5Al2合金組成のターゲットをスパッタしてMg 0.05nm/Zn 0.05nm/Mg0.15Zn0.25Al2 0.25nm/Al 0.1nmを成膜した。その後、超高真空1×10−8Pa以下に保持された酸化チャンバーに上記試料を移動させ、Arと酸素を導入して自然酸化を行った。自然酸化の時間は10秒、Arと酸素の分圧比は1対25、全ガス圧は0.05Paであった。その後、成膜チャンバーに戻して0.05nm/Zn 0.05nm/Mg0.15Zn0.25Al2 0.2nm/Al 0.1nmを成膜した。さらに、超高真空1×10−8Pa以下に保持された酸化チャンバーに上記試料を移動させ、Arと酸素を導入して自然酸化及び誘導結合プラズマ酸化を行った。自然酸化の時間は30秒、誘導結合プラズマ酸化の時間は5秒であり、Arと酸素の分圧比は1対20、全ガス圧は0.08Paであった。
(比較例2の特性)
磁気抵抗効果の測定の結果、バイアス電圧1Vの場合にMR比は46.3%であり、素子の面積抵抗(RA)は0.8Ω・μm2であることが解った。図22は比較例2の磁気抵抗効果素子の磁気抵抗効果のバイアス電圧依存性を評価した図である。実施例2の磁気抵抗効果素子はバイアス電圧の増大と共にMR比が減少していることが解る。図22より、MR比が半減する電圧(Vhalf)は0.7Vであることが解る。EDSを用いて相対量を比較したところ、Mg:Zn:Al=0.5:0.5:2であった。また、電子線回折像からスピネル構造あることを確認した。
磁気抵抗効果の測定の結果、バイアス電圧1Vの場合にMR比は46.3%であり、素子の面積抵抗(RA)は0.8Ω・μm2であることが解った。図22は比較例2の磁気抵抗効果素子の磁気抵抗効果のバイアス電圧依存性を評価した図である。実施例2の磁気抵抗効果素子はバイアス電圧の増大と共にMR比が減少していることが解る。図22より、MR比が半減する電圧(Vhalf)は0.7Vであることが解る。EDSを用いて相対量を比較したところ、Mg:Zn:Al=0.5:0.5:2であった。また、電子線回折像からスピネル構造あることを確認した。
(比較例3)
作成方法は実施例1と類似しているが、トンネルバリア層4のみ形成材料が異なる。Mg、Al及びMg0.5Zn0.5AlGa合金組成のターゲットをスパッタしてMg 0.05nm/ Mg0.5Zn0.5AlGa 0.25nm/Al 0.1nmを成膜した。その後、超高真空1×10−8Pa以下に保持された酸化チャンバーに上記試料を移動させ、Arと酸素を導入して自然酸化を行った。自然酸化の時間は10秒、Arと酸素の分圧比は1対25、全ガス圧は0.05Paであった。その後、成膜チャンバーに戻してMg 0.05nm/ Mg0.5Zn0.5AlGa 0.2nm/Al 0.1nmを成膜した。さらに、超高真空1×10−8Pa以下に保持された酸化チャンバーに上記試料を移動させ、Arと酸素を導入して自然酸化及び誘導結合プラズマ酸化を行った。自然酸化の時間は30秒、誘導結合プラズマ酸化の時間は5秒であり、Arと酸素の分圧比は1対20、全ガス圧は0.08Paであった。
作成方法は実施例1と類似しているが、トンネルバリア層4のみ形成材料が異なる。Mg、Al及びMg0.5Zn0.5AlGa合金組成のターゲットをスパッタしてMg 0.05nm/ Mg0.5Zn0.5AlGa 0.25nm/Al 0.1nmを成膜した。その後、超高真空1×10−8Pa以下に保持された酸化チャンバーに上記試料を移動させ、Arと酸素を導入して自然酸化を行った。自然酸化の時間は10秒、Arと酸素の分圧比は1対25、全ガス圧は0.05Paであった。その後、成膜チャンバーに戻してMg 0.05nm/ Mg0.5Zn0.5AlGa 0.2nm/Al 0.1nmを成膜した。さらに、超高真空1×10−8Pa以下に保持された酸化チャンバーに上記試料を移動させ、Arと酸素を導入して自然酸化及び誘導結合プラズマ酸化を行った。自然酸化の時間は30秒、誘導結合プラズマ酸化の時間は5秒であり、Arと酸素の分圧比は1対20、全ガス圧は0.08Paであった。
(比較例3の特性)
磁気抵抗効果の測定の結果、バイアス電圧1Vの場合にMR比は11.2%であり、素子の面積抵抗(RA)は0.95Ω・μm2であることが解った。図23は比較例3の磁気抵抗効果素子の磁気抵抗効果のバイアス電圧依存性を評価した図である。比較例3の磁気抵抗効果素子はバイアス電圧の増大と共にMR比が減少していることが解る。図23より、MR比が半減する電圧(Vhalf)は0.3Vであることが解る。EDSを用いて相対量を比較したところ、Mg:Zn:Al:Ga=0.5:0.5:1:1であった。また、電子線回折像からスピネル構造あることを確認した。
磁気抵抗効果の測定の結果、バイアス電圧1Vの場合にMR比は11.2%であり、素子の面積抵抗(RA)は0.95Ω・μm2であることが解った。図23は比較例3の磁気抵抗効果素子の磁気抵抗効果のバイアス電圧依存性を評価した図である。比較例3の磁気抵抗効果素子はバイアス電圧の増大と共にMR比が減少していることが解る。図23より、MR比が半減する電圧(Vhalf)は0.3Vであることが解る。EDSを用いて相対量を比較したところ、Mg:Zn:Al:Ga=0.5:0.5:1:1であった。また、電子線回折像からスピネル構造あることを確認した。
(比較例4)
作成方法は実施例1と類似しているが、トンネルバリア層4のみ形成材料が異なる。MgMn2合金組成のターゲットをスパッタしてMgMn2 0.45nmを成膜した。その後、超高真空1×10−8Pa以下に保持された酸化チャンバーに上記試料を移動させ、Arと酸素を導入して自然酸化を行った。自然酸化の時間は10秒、Arと酸素の分圧比は1対25、全ガス圧は0.05Paであった。その後、成膜チャンバーに戻してMgMn2 0.4nmを成膜した。さらに、超高真空1×10−8Pa以下に保持された酸化チャンバーに上記試料を移動させ、Arと酸素を導入して自然酸化及び誘導結合プラズマ酸化を行った。自然酸化の時間は30秒、誘導結合プラズマ酸化の時間は5秒であり、Arと酸素の分圧比は1対20、全ガス圧は0.08Paであった。
作成方法は実施例1と類似しているが、トンネルバリア層4のみ形成材料が異なる。MgMn2合金組成のターゲットをスパッタしてMgMn2 0.45nmを成膜した。その後、超高真空1×10−8Pa以下に保持された酸化チャンバーに上記試料を移動させ、Arと酸素を導入して自然酸化を行った。自然酸化の時間は10秒、Arと酸素の分圧比は1対25、全ガス圧は0.05Paであった。その後、成膜チャンバーに戻してMgMn2 0.4nmを成膜した。さらに、超高真空1×10−8Pa以下に保持された酸化チャンバーに上記試料を移動させ、Arと酸素を導入して自然酸化及び誘導結合プラズマ酸化を行った。自然酸化の時間は30秒、誘導結合プラズマ酸化の時間は5秒であり、Arと酸素の分圧比は1対20、全ガス圧は0.08Paであった。
(比較例4の特性)
磁気抵抗効果の測定の結果、バイアス電圧1Vの場合にMR比は観測されず、素子の面積抵抗(RA)は3Ω・μm2であることが解った。また、電子線回折像からスピネル構造あることを確認した。
磁気抵抗効果の測定の結果、バイアス電圧1Vの場合にMR比は観測されず、素子の面積抵抗(RA)は3Ω・μm2であることが解った。また、電子線回折像からスピネル構造あることを確認した。
(実施例と比較例の比較)
表1に実施例と比較例を示す。
表1に実施例と比較例を示す。
実施例と比較例を比較すると、MR比及びVhalfのいずれも実施例の方が良い特性を示していることが解る。また、実施例2と実施例3を比較すると、実施例2の方がおよそ2倍のMR比と1.3倍のVhalfを示している。この違いを複数の二価の陽イオンのイオン半径の差から考察する。実施例2と3の二価の陽イオンを表2に示す。
なお、イオン半径の値は非特許文献2から引用した。実施例2の二価の陽イオンのイオン半径の差は0.03Åであるが、実施例3では二価の陽イオンのイオン半径の差は0.41Åである。イオン半径の差が小さいと結晶構造上ほぼ等価と見なせるため周期的に配列する理由がなくなり、ランダムに二価の陽イオンが結晶中に配置される。これが実施例2である。逆に、イオン半径が大きく異なると結晶格子中でできるだけ格子歪みを緩和しようとするため、周期的に配列した場合に結晶格子が安定化する。すなわち、二価の陽イオンが周期的に配列しやすくなる。これが実施例3である。これらから複数の非磁性元素の二価の陽イオンのイオン半径の差が0.2Å以下である場合に特性が高くなることが解った。
高いバイアス電圧下において従来のスピネルトンネルバリアを用いたTMR素子よりも高いMR比を生じる磁気抵抗効果素子に適用できる。
100…磁気抵抗効果素子、1…基板、2…下地層、3…トンネルバリア層、4…キャップ層、5…電極層、6…第一の強磁性金属層、7…第二の強磁性金属層、8…電極パッド、71…電流源、72…電圧計
Claims (16)
- 第一の強磁性金属層と、
第二の強磁性金属層と、
前記第一及び第二の強磁性金属層に挟持されたトンネルバリア層と、を有し、
前記トンネルバリア層は、AB2Ox(0<x≦4)という組成式で表され、陽イオンの配列が不規則化したスピネル構造であり、
前記トンネルバリア層は、前記第一の強磁性金属層と前記第二の強磁性金属層の両方と格子整合している格子整合部と、前記第一の強磁性金属層と前記第二の強磁性金属層の少なくとも一方と格子整合していない格子不整合部と、を有し、
Aサイトは複数の非磁性元素の二価の陽イオンであり、
Bサイトはアルミニウムイオンであり、
前記組成式において二価の陽イオンの元素数がアルミニウムイオンの元素数の半分未満であることを特徴とする磁気抵抗効果素子。 - 前記トンネルバリア層全体の体積に対する前記格子整合部の体積比は65〜95%であることを特徴とする請求項1に記載の磁気抵抗効果素子。
- 前記非磁性元素の二価の陽イオンは、前記アルミニウムイオンに対して、15〜42.5%の割合であることを特徴とする請求項1または2のいずれかに記載の磁気抵抗効果素子。
- 前記非磁性元素の二価の陽イオンに含まれる元素の中で最も大きいイオン半径を有する元素は、前記非磁性元素の二価の陽イオンの中で12.5〜90%の割合で含まれることを特徴とする請求項1から3のいずれか1項に記載の磁気抵抗効果素子。
- 第一の強磁性金属層と、
第二の強磁性金属層と、
前記第一及び第二の強磁性金属層に挟持されたトンネルバリア層と、を有し、
前記トンネルバリア層は、
AB2Ox(0<x≦4)という組成式で表され、陽イオンの配列が不規則化したスピネル構造であり、
前記トンネルバリア層は、前記第一の強磁性金属層と前記第二の強磁性金属層の両方と格子整合している格子整合部と、前記第一の強磁性金属層と前記第二の強磁性金属層の少なくとも一方と格子整合していない格子不整合部と、を有し、
Aサイトは複数の非磁性元素の二価の陽イオンであり、
前記非磁性元素の二価の陽イオンに含まれる元素の中で最も大きいイオン半径を有する元素は、二価の陽イオンの中で12.5〜90%の割合で含まれ、
Bサイトはアルミニウムイオンであることを特徴とする磁気抵抗効果素子。 - 前記トンネルバリア層全体の体積に対する前記格子整合部の体積比は65〜95%であることを特徴とする請求項5に記載の磁気抵抗効果素子。
- 前記トンネルバリア層は立方晶を基本構造とすることを特徴とする請求項1から6のいずれか1項に記載の磁気抵抗効果素子。
- 前記非磁性元素の中で二価の陽イオンが、Mg,Zn、Cd、Ag,Pt及びPbからなる群から選択されたいずれかであることを特徴とする請求項1から7のいずれか一項に記載の磁気抵抗効果素子。
- 前記第一の強磁性金属層の保磁力は、前記第二の強磁性金属層の保磁力よりも大きいことを特徴とする請求項1から8のいずれか1項に記載の磁気抵抗効果素子。
- 前記第一の強磁性金属層と前記第二の強磁性金属層の少なくともいずれか一方が積層方向に対して垂直な磁気異方性を持っていることを特徴とする請求項1から9のいずれか1項に記載の磁気抵抗効果素子。
- 前記第一の強磁性金属層と前記第二の強磁性金属層の少なくともいずれか一方がCo2Mn1−aFeaAlbSi1−b(0≦a≦1,0≦b≦1)であることを特徴とする請求項1から10のいずれか1項に記載の磁気抵抗効果素子。
- 前記非磁性元素の二価の陽イオンは、前記アルミニウムイオンに対して、7.5〜37.5%の割合であることを特徴とする請求項1から11のいずれか一項に記載の磁気抵抗効果素子。
- 第一の強磁性金属層と、
第二の強磁性金属層と、
前記第一及び第二の強磁性金属層に挟持されたトンネルバリア層と、を有し、
前記トンネルバリア層は、AB2Ox(0<x≦4)という組成式で表され、
前記トンネルバリア層は、前記第一の強磁性金属層と前記第二の強磁性金属層の両方と格子整合している格子整合部と、前記第一の強磁性金属層と前記第二の強磁性金属層の少なくとも一方と格子整合していない格子不整合部と、を有し、
陽イオンの配列が不規則化したスピネル構造であり、
かつ、組成式中のAサイトは複数の非磁性元素の陽イオンを含み、
Bサイトはアルミニウムイオンであることを特徴とする磁気抵抗効果素子。 - 前記トンネルバリア層全体の体積に対する前記格子整合部の体積比は65〜95%であることを特徴とする請求項13に記載の磁気抵抗効果素子。
- 前記トンネルバリア層の前記格子整合部の膜面に対して平行方向の大きさが30nm以下であることを特徴とする請求項1から14のいずれか1項に記載の磁気抵抗効果素子。
- 前記トンネルバリア層の膜厚は1.7nm以上3.0nm以下であることを特徴とする請求項1から15のいずれか1項に記載の磁気抵抗効果素子。
Applications Claiming Priority (3)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP2015071409 | 2015-03-31 | ||
JP2015071409 | 2015-03-31 | ||
PCT/JP2016/060056 WO2016158923A1 (ja) | 2015-03-31 | 2016-03-29 | 磁気抵抗効果素子 |
Publications (1)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPWO2016158923A1 true JPWO2016158923A1 (ja) | 2018-02-01 |
Family
ID=57007164
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP2017510010A Pending JPWO2016158923A1 (ja) | 2015-03-31 | 2016-03-29 | 磁気抵抗効果素子 |
Country Status (6)
Country | Link |
---|---|
US (3) | US10199570B2 (ja) |
EP (2) | EP3279959B1 (ja) |
JP (1) | JPWO2016158923A1 (ja) |
KR (1) | KR101965999B1 (ja) |
CN (1) | CN107408625B (ja) |
WO (1) | WO2016158923A1 (ja) |
Families Citing this family (8)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
WO2016158923A1 (ja) * | 2015-03-31 | 2016-10-06 | Tdk株式会社 | 磁気抵抗効果素子 |
JP2017108067A (ja) | 2015-12-11 | 2017-06-15 | Tdk株式会社 | 磁気抵抗効果素子 |
JP2018056389A (ja) * | 2016-09-29 | 2018-04-05 | Tdk株式会社 | 磁気抵抗効果素子 |
WO2019049244A1 (ja) * | 2017-09-06 | 2019-03-14 | Tdk株式会社 | トンネル磁気抵抗効果素子及び磁気メモリ |
CN110165046A (zh) * | 2018-02-16 | 2019-08-23 | Tdk株式会社 | 磁阻效应元件及其制造方法 |
JP7035851B2 (ja) * | 2018-06-28 | 2022-03-15 | Tdk株式会社 | 磁気抵抗効果素子 |
US11594674B2 (en) * | 2019-03-22 | 2023-02-28 | Tdk Corporation | Tunnel barrier layer, magnetoresistance effect element, method for manufacturing tunnel barrier layer, and insulating layer |
WO2021199233A1 (ja) * | 2020-03-31 | 2021-10-07 | Tdk株式会社 | 磁気抵抗効果素子 |
Family Cites Families (18)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPS5928936B2 (ja) | 1978-12-23 | 1984-07-17 | オムロン株式会社 | 光電スイッチ |
US7220498B2 (en) * | 2001-05-31 | 2007-05-22 | National Institute Of Advanced Industrial Science And Technology | Tunnel magnetoresistance element |
US7148072B2 (en) * | 2004-05-28 | 2006-12-12 | Hitachi Global Storage Technologies Netherlands B.V. | Method and apparatus for oxidizing conductive redeposition in TMR sensors |
WO2007126071A1 (ja) * | 2006-04-27 | 2007-11-08 | Japan Science And Technology Agency | 磁性薄膜及びそれを用いた磁気抵抗効果素子並びに磁気デバイス |
KR101473516B1 (ko) * | 2008-06-24 | 2014-12-16 | 후지 덴키 가부시키가이샤 | 스핀 밸브 소자 및 기억 장치 |
JP5586028B2 (ja) | 2009-04-16 | 2014-09-10 | 独立行政法人物質・材料研究機構 | 強磁性トンネル接合体とそれを用いた磁気抵抗効果素子並びにスピントロニクスデバイス |
EP2521194B1 (en) * | 2009-12-28 | 2016-03-02 | Canon Anelva Corporation | Method for manufacturing a magnetoresistive element |
JP5761788B2 (ja) * | 2011-03-25 | 2015-08-12 | 株式会社東芝 | 磁気抵抗素子および磁気メモリ |
WO2013099740A1 (ja) * | 2011-12-28 | 2013-07-04 | Tdk株式会社 | スピン注入電極構造、スピン伝導素子及びスピン伝導デバイス |
JP5988019B2 (ja) * | 2012-02-27 | 2016-09-07 | 国立研究開発法人物質・材料研究機構 | 強磁性トンネル接合体とそれを用いた磁気抵抗効果素子及びスピントロニクスデバイス |
US10522589B2 (en) * | 2012-12-24 | 2019-12-31 | Shanghai Ciyu Information Technologies Co., Ltd. | Method of making a magnetoresistive element |
JP2014203931A (ja) | 2013-04-03 | 2014-10-27 | 株式会社東芝 | 磁気メモリ、スピン素子およびスピンmosトランジスタ |
JP2015061043A (ja) | 2013-09-20 | 2015-03-30 | 株式会社東芝 | 抵抗変化メモリ |
IN2013KO01132A (ja) | 2013-10-01 | 2015-04-10 | Visteon Global Tech Inc | |
WO2016158923A1 (ja) * | 2015-03-31 | 2016-10-06 | Tdk株式会社 | 磁気抵抗効果素子 |
WO2017068611A1 (ja) * | 2015-10-21 | 2017-04-27 | キヤノンアネルバ株式会社 | 磁気抵抗素子の製造方法 |
JP2017108067A (ja) * | 2015-12-11 | 2017-06-15 | Tdk株式会社 | 磁気抵抗効果素子 |
JP6365901B2 (ja) * | 2016-09-28 | 2018-08-01 | 株式会社東芝 | 磁気抵抗素子及び磁気記憶装置 |
-
2016
- 2016-03-29 WO PCT/JP2016/060056 patent/WO2016158923A1/ja active Application Filing
- 2016-03-29 EP EP16772804.7A patent/EP3279959B1/en active Active
- 2016-03-29 US US15/554,089 patent/US10199570B2/en active Active
- 2016-03-29 CN CN201680019511.5A patent/CN107408625B/zh active Active
- 2016-03-29 JP JP2017510010A patent/JPWO2016158923A1/ja active Pending
- 2016-03-29 EP EP22153867.1A patent/EP4016652A3/en active Pending
- 2016-03-29 KR KR1020177027742A patent/KR101965999B1/ko active IP Right Grant
-
2018
- 2018-12-13 US US16/218,953 patent/US10573804B2/en active Active
-
2020
- 2020-01-10 US US16/739,521 patent/US11018293B2/en active Active
Also Published As
Publication number | Publication date |
---|---|
US20190148627A1 (en) | 2019-05-16 |
EP4016652A2 (en) | 2022-06-22 |
US11018293B2 (en) | 2021-05-25 |
KR20170123675A (ko) | 2017-11-08 |
WO2016158923A1 (ja) | 2016-10-06 |
US20180040815A1 (en) | 2018-02-08 |
EP3279959A1 (en) | 2018-02-07 |
CN107408625A (zh) | 2017-11-28 |
EP3279959A4 (en) | 2018-12-05 |
US10199570B2 (en) | 2019-02-05 |
EP3279959B1 (en) | 2022-04-27 |
US10573804B2 (en) | 2020-02-25 |
US20200152862A1 (en) | 2020-05-14 |
KR101965999B1 (ko) | 2019-04-04 |
EP4016652A3 (en) | 2023-05-10 |
CN107408625B (zh) | 2020-09-08 |
Similar Documents
Publication | Publication Date | Title |
---|---|---|
US11763841B2 (en) | Magnetoresistance effect element | |
US10790440B2 (en) | Magnetoresistance effect element | |
US11018293B2 (en) | Magnetoresistance effect element | |
US10615336B2 (en) | Magnetoresistance effect element | |
WO2016158926A1 (ja) | 磁気抵抗効果素子 | |
US10720178B2 (en) | Magnetoresistance effect element | |
US10388856B2 (en) | Magnetoresistance effect element | |
JP2018056389A (ja) | 磁気抵抗効果素子 | |
JP2018056390A (ja) | 磁気抵抗効果素子 |