JPWO2018061710A1 - 磁気抵抗効果素子 - Google Patents
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Abstract
磁気抵抗効果がより大きな磁気抵抗効果素子（10）を提供することを目的とする。基板（11）と，第一の強磁性電極（13）と，第二の強磁性電極（15）と，前記第一の強磁性電極と前記第二の強磁性電極との間に挟まれた非磁性金属（14）と，前記第一の強磁性電極，前記第二の強磁性電極および前記非磁性金属から構成される積層体（18）の下地層（12）と，を有する磁気抵抗効果素子であって，前記積層体は前記下地層上に形成され，前記下地層は，前記基板上に前記基板側から合金層（12a）と非磁性金属層（12b）とがこの順に積層して構成されることを特徴とする。
Description
本発明は、磁気抵抗効果素子に関する。
近年、強磁性体層／非磁性金属体層の多層膜からなる巨大磁気抵抗（ＧＭＲ）効果素子、及び強磁性体層／絶縁体層／強磁性体層からなるトンネル磁気抵抗（ＴＭＲ）効果素子や強磁性スピントンネル接合（ＭＴＪ）素子が、新しい磁界センサーや不揮発性ランダムアクセス磁気メモリ（ＭＲＡＭ）素子として注目されている。
巨大磁気抵抗効果素子には、面内に電流を流すタイプのＣＩＰ（Ｃｕｒｒｅｎｔ Ｉｎ
Ｐｌａｎｅ）構造の巨大磁気抵抗効果素子と、膜面垂直方向に電流を流すタイプのＣＰＰ（Ｃｕｒｒｅｎｔ Ｐｅｒｐｅｎｄｉｃｕｌａｒ ｔｏ Ｐｌａｎｅ）構造の巨大磁気抵抗効果素子が知られている。巨大磁気抵抗効果素子の原理は磁性体層と非磁性体層の界面におけるスピン依存散乱にあり、一般的に、ＣＰＰ構造の巨大磁気抵抗効果素子の方がＣＩＰ構造の巨大磁気抵抗効果素子よりも磁気抵抗効果が大きい。
Ｐｌａｎｅ）構造の巨大磁気抵抗効果素子と、膜面垂直方向に電流を流すタイプのＣＰＰ（Ｃｕｒｒｅｎｔ Ｐｅｒｐｅｎｄｉｃｕｌａｒ ｔｏ Ｐｌａｎｅ）構造の巨大磁気抵抗効果素子が知られている。巨大磁気抵抗効果素子の原理は磁性体層と非磁性体層の界面におけるスピン依存散乱にあり、一般的に、ＣＰＰ構造の巨大磁気抵抗効果素子の方がＣＩＰ構造の巨大磁気抵抗効果素子よりも磁気抵抗効果が大きい。
このような巨大磁気抵抗効果素子は、強磁性体層／非磁性金属層／強磁性体層を良質に形成することが重要であり、その基盤となる下地層の品質が非常に重要となる。先行文献には、下地層は、第１のハーフメタル強磁性体層／非磁性金属層／第２のハーフメタル強磁性体層を良質にすることができるものであれば、いかなるものから成っていても良く、例えばＣｒ／Ａｇ層が開示されているが、具体的に下地層に要求される特性が開示されていない。
本発明の目的は、以上の点を考慮してなされたもので、磁気抵抗効果（以下、「ＭＲ特性」ともいう。）がより大きな磁気抵抗効果素子を提供することを目的とする。
上記課題を解決するために、本発明にかかる磁気抵抗効果素子は、基板と、第一の強磁性電極と、第二の強磁性電極と、前記第一の強磁性電極と前記第二の強磁性電極との間に挟まれた非磁性金属と、前記第一の強磁性電極、前記第二の強磁性電極および前記非磁性金属から構成される積層体の下地層と、を有する磁気抵抗効果素子であって、前記積層体は前記下地層上に形成され、前記下地層は、前記基板上に前記基板側から合金層と非磁性金属層とがこの順に積層して構成されることを特徴とする。
本発明にかかる磁気抵抗効果素子は、前記合金層は強磁性材料であることが好ましい。
本発明にかかる磁気抵抗効果素子は、前記強磁性材料はＣｏＦｅであることが好ましい。
本発明にかかる磁気抵抗効果素子は、前記非磁性金属層はＡｇであることが好ましい。
本発明にかかる磁気抵抗効果素子は、前記基板は単結晶ＭｇＯであることが好ましい。
本発明にかかる磁気抵抗効果素子は、前記強磁性電極はホイスラー合金であることが好ましい。
本発明により、磁気抵抗効果がより大きな磁気抵抗効果素子を提供できる。
以下、本発明における実施形態を説明する。なお、以下の発明は本発明の実施形態の一部を例示するものであり、本発明はこれら実施形態に限定されるものではなく、形態が本発明の技術的思考を有するものである限り、本発明の範囲に含まれる。各実施形態における各構成及びそれらの組み合わせなどは一例であり、本発明の趣旨から逸脱しない範囲内で、構成の付加、省略、置換、及びその他の変更が可能である。
図１は、磁気抵抗効果素子の断面構造図である。図１に示すように、磁気抵抗効果素子１０は膜面垂直方向に電流を流すタイプのＣＰＰ構造の巨大磁気抵抗効果素子であって、基板１１と下地層１２、第一の強磁性電極１３と非磁性金属１４と第二の強磁性電極１５からなる積層体１８と、反強磁性体１６と酸化防止層１７とを有している。
なお、下地層１２は、基板１１上に形成され、基板１１側に合金層１２ａ、その上に非磁性金属層１２ｂを有する積層構造となっている。
基板１１は、適度な機械的強度を有し、且つアニーリング処理や微細加工に適した材質であれば、特に限定されるものではない。例えば、シリコン単結晶基板、サファイア単結晶基板、セラミック基板、石英基板、ガラス基板などがあるが、中でもＭｇＯ基板が好適である。汎用基板であるＭｇＯ基板を用いることで、従来技術と同様に容易にエピタキシャル成長膜を得ることができる。これにより、容易に非磁性金属層１２ｂの表面を平坦性に優れたものにすることができ、ＭＲ特性を大きくすることができる。
また、下地層１２の基板１１と非磁性金属層１２ｂとの間に合金層１２ａを入れることによって、非磁性金属層１２ｂの表面を平坦性に優れたものにすることができる。
これにより、下地層１２上に形成される積層体１８との界面の平坦性が優れ、ＭＲ特性を大きくすることができる。
これにより、下地層１２上に形成される積層体１８との界面の平坦性が優れ、ＭＲ特性を大きくすることができる。
これは、合金の格子定数が合金層１２ａを構成する金属の組成比率に応じて変化し、局所的に組成比率が異なることで、理論値で計算される基板１１と非磁性金属層１２ｂとの格子定数ミスマッチングよりも、実際には柔軟にマッチングすることが考えられる。この柔軟な格子定数マッチングにより、容易に合金層１２ａと非磁性金属層１２ｂとをエピタキシャル成長させることができ、非磁性金属層１２ｂの表面も平坦性に優れたものにすることができ、ＭＲ特性を大きくすることができる。
また、合金層１２ａは強磁性材料とすることが望ましい。これによって、非磁性金属層１２ｂの表面をより平坦性に優れたものにすることができる。強磁性材料を用いると、組成比率に応じた格子定数の変化に加えて、磁気モーメントによる作用も加わり、理論値で計算される基板１１と非磁性金属層１２ｂとの格子定数ミスマッチングよりも、実際にはより柔軟にマッチングすることが考えられる。これにより、合金層１２ａと非磁性金属層１２ｂとを容易にエピタキシャル成長させることができ、非磁性金属層１２ｂの表面もより平坦性に優れたものにすることができ、ＭＲ特性を大きくすることができる。
強磁性材料としては、特に限定はないがＦｅ、Ｎｉ、Ｃｏを組み合わせた合金材料を用いることができ、更にＮｂ、Ｚｒ、Ｇｄ、Ｔａ、Ｔｉ、Ｍｏ、Ｍｎ、Ｃｕ等の遷移金属やＳｉ、Ｂ、Ｃ等の軽元素を含有させることもできる。
更には、強磁性材料をＣｏＦｅとすることによって、非磁性金属層１２ｂの表面をより平坦性に優れたものにすることができる。これは、鉄族遷移金属を含む合金では、磁気モーメントの変化がより大きくなるため、基板１１と非磁性金属層１２ｂとの格子定数ミスマッチングをより小さくすることができる。これにより、合金層１２ａと非磁性金属層１２ｂとを容易にエピタキシャル成長させることができ、非磁性金属層１２ｂの表面もより平坦性に優れたものにすることができ、ＭＲ特性を大きくすることができる。
非磁性金属層１２ｂの材料としては、特に限定はないが、Ａｇ、Ａｕ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｖ、Ａｌ、Ｗ、Ｐｔ、ＡｇＺｎ合金、ＡｇＭｇ合金、ＮｉＡｌ合金などの立方晶系の材料が一例として挙げられる。また、これらの材料から構成される積層膜とすることができる。
中でも、非磁性金属層１２ｂをＡｇとすることによって、非磁性金属層１２ｂの表面をさらに平坦性に優れたものにすることができる。Ａｇはｆｃｃ構造であり、ＣｏＦｅは組成比率によりｆｃｃ、ｂｃｃ構造を取りうる。よって、ｂｃｃ構造のみを取る材料上に積層するよりも、ｆｃｃとｂｃｃ構造を取りうるＣｏＦｅ上にｆｃｃ構造であるＡｇとする組み合わせは、ＣｏＦｅとＡｇを容易にエピタキシャル成長させることができ、より容易に非磁性金属層１２ｂであるＡｇの表面を平坦性に優れたものにすることができる。これによりＭＲ特性を大きくすることができる。
また、Ａｇは抵抗率が低いため素子抵抗が大きくなるのを抑えることができるのに加え、下地層１２の表面に非磁性金属を設けることで、合金層１２ａと第一の強磁性電極１３との磁気結合を遮断することができる。この磁気結合を遮断するためには、非磁性金属層１２ｂであるＡｇは、ある程度の厚みを有することが好ましい。非磁性金属層１２ｂの厚みとしては２０ｎｍ以上が好ましい。これにより、合金層１２ａと第一の強磁性電極１３との磁気結合を遮断することができる。
また、より好ましくは非磁性金属層１２ｂであるＡｇは、磁気抵抗効果素子１０を構成する各層の中で一番厚いことが好ましい。これは、下地層１２を配線層として利用する場合に、配線抵抗を低く抑えることができるためである。即ち、実際に使用される形態では、磁気抵抗効果素子１０の素子抵抗に加え、寄生抵抗となる配線抵抗も考慮する必要がある。下地層１２を配線層として使用する場合、非磁性金属層１２ｂの厚みを厚くすることで、配線層の抵抗を下げることができる。また、磁気抵抗効果素子１０を構成する各層の中で、非磁性金属層１２ｂの厚みを一番厚くし、且つ金属の中でも抵抗率の低い材料であるＡｇを使用することが非常に効果的である。
下地層１２上には、第一の強磁性電極１３、非磁性金属１４、第二の強磁性電極１５からなる積層体１８と、反強磁性体１６、酸化防止層１７を有している。ＣＰＰ構造のＧＭＲ素子において、ＭＲ特性を向上させるためには、第一の強磁性電極１３、第二の強磁性電極１５の両方、またはどちらか一方にハーフメタル特性を有する高スピン偏極率材料を用いること、および、そのハーフメタル材料と相性の良い非磁性金属１４を用いることが好適である。
また、各層の界面をより平滑に形成することがよりＭＲ特性を大きくするには重要であり、平滑性に優れた下地層１２上に第一の強磁性電極１３、非磁性金属１４、第二の強磁性電極１５を形成することが重要となる。
強磁性電極として、高スピン偏極材料であるハーフメタル特性を有するホイスラー合金を用いることで、容易にＭＲ特性を大きくすることができる。
一般的な強磁性ホイスラー合金の例としては、これらに限定されないが、Ｃｏ２ＭｎＡｌ、Ｃｏ２ＭｎＳｉ、Ｃｏ２ＦｅＭｎＳｉ、Ｃｏ２ＦｅＳｉ、Ｃｏ２ＭｎＧａ、Ｃｏ２ＭｎＧｅ、Ｃｏ２ＦｅＧａＧｅ、Ｃｏ２ＦｅＧｅ、Ｃｏ２ＦｅＡｌなどがある。また、ホイスラー合金と、相性が良い非磁性金属１４としては、Ａｇ、Ａｕ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｖ、Ａｌ、ＡｇＺｎ合金、ＡｇＭｇ合金、ＮｉＡｌ合金などが有望である。
反強磁性体１６は、第二の強磁性電極１５のスピンを固定させたスピンバルブ型の磁気抵抗効果素子１０とするために使用される。ここでは、一般的なスピンを固定する手法を挙げて説明しているが、例えば、第一の強磁性電極１３、第二の強磁性電極１５の膜厚を変えるなどの手法によって保磁力差を設けることでスピンバルブ型を構成することも可能であり、その場合は、必ずしも反強磁性体１６は必要ではない。
反強磁性体１６の材料としては、ＦｅＭｎ合金、ＰｔＭｎ合金、ＰｔＣｒＭｎ合金、ＮｉＭｎ合金、ＩｒＭｎ合金、ＮｉＯ、Ｆｅ２Ｏ３等などが良好である。
酸化防止層１７は、反強磁性体１６の上に形成され、Ｒｕから成っているが、導電性物質で比較的高融点の材料からなる金属等で、例えばＭｏ、Ｐｔ、Ａｕ、Ｗ、Ｔａ、Ｐｄ、Ｉｒやこれら何れか２種類以上を含む合金なども好適である。なお、反強磁性体１６を設けない場合や、反強磁性体１６を別に設ける場合などは、第二の強磁性電極１５上に直接酸化防止層１７を設けることもできる。
磁気抵抗効果素子１０は、超高真空スパッタ装置を用いて各層を成膜することにより形成されている。第一の強磁性電極１３は、成膜後に５００℃でアニーリング処理を行っている。第二の強磁性電極１５は、成膜後に４５０℃でアニーリング処理を行っている。磁気抵抗効果素子１０は、電子線リソグラフィーおよびＡｒイオンミリングにより、磁気抵抗特性を評価可能な形状に微細加工される。
（実施例１）
実施形態に基づく、実施例１を図１に示す磁気抵抗効果素子１０を使って説明する。なお、説明の便宜上、各図において同一又は対応する部材には同一の符号を用いる。
実施形態に基づく、実施例１を図１に示す磁気抵抗効果素子１０を使って説明する。なお、説明の便宜上、各図において同一又は対応する部材には同一の符号を用いる。
基板１１としてＭｇＯ基板を使用し、下地層１２は強磁性材料であるＣｏＦｅからなる合金層１２ａの膜厚が１０ｎｍ、非磁性金属であるＡｇから成る非磁性金属層１２ｂの膜厚が１００ｎｍである。第一の強磁性電極１３は膜厚が３ｎｍ、非磁性金属１４はＡｇから成り膜厚が５ｎｍ、第二の強磁性電極１５は膜厚が３ｎｍ、反強磁性体１６はＩｒＭｎから成り膜厚が１０ｎｍ、酸化防止層１７はＲｕを使用し膜厚を５ｎｍとした。
ＣｏＦｅからなる合金層１２ａにおいて、組成式ＣｏｘＦｅ１００−ｘと表記した時に、ｘ＝５０となるような成膜条件にて成膜を行った。なお、成膜はＣｏターゲットとＦｅターゲットを使用した同時スパッタリング法により組成を調整し、蛍光エックス線（ＸＲＦ）を使用して直径１０ｍｍエリアにおける組成分析の結果により成膜条件を決定した。
また、第一の強磁性電極１３、および第二の強磁性電極１５には、ハーフメタルであるＣｏ、Ｍｎ、Ｓｉ元素の組み合わせで構成されるＣｏ２ＭｎＳｉ合金のホイスラー合金を使用した。
この磁気抵抗効果素子１０を使用して、ＭＲ特性を測定した。結果を表１に示す。なお、後に記述する比較例１のＭＲ特性で規格化した。
また、実施例１で用いた下地層１２の表面粗さ、即ち非磁性金属層１２ｂの表面粗さの評価も行った。評価に使用した基板は、実施例１で使用した磁気抵抗効果素子１０の下地層１２と同じ条件で作製し、基板１１はＭｇＯ基板、下地層１２は強磁性材料であるＣｏＦｅから成る合金層１２ａで膜厚が１０ｎｍ、非磁性金属であるＡｇから成る非磁性金属層１２ｂの膜厚が１００ｎｍである。
この非磁性金属層１２ｂの表面粗さ（ＲＭＳ）をＡＦＭ（Ａｔｏｍｉｃ Ｆｏｒｃｅ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ）で測定を行った。この結果も合わせて表１に示す。
（比較例１）
実施形態に基づく、比較例１を図２に示す磁気抵抗効果素子１００を使って説明する。図２は図１と類似した層構造である磁気抵抗効果素子１００である。下地層１２において合金層１２ａを有さない点を除いては実施例１と同じ構造である。この磁気抵抗効果素子１００を使用して、ＭＲ特性を測定した。結果を表１に示す。なお、比較例１の結果を基準として規格化を行っている。
実施形態に基づく、比較例１を図２に示す磁気抵抗効果素子１００を使って説明する。図２は図１と類似した層構造である磁気抵抗効果素子１００である。下地層１２において合金層１２ａを有さない点を除いては実施例１と同じ構造である。この磁気抵抗効果素子１００を使用して、ＭＲ特性を測定した。結果を表１に示す。なお、比較例１の結果を基準として規格化を行っている。
また、比較例１で用いた下地層１２の表面粗さ、即ち非磁性金属層１２ｂの表面粗さの評価も行った。評価に使用した基板は比較例１で使用した磁気抵抗効果素子１００の下地層１２と同じ条件で作製し、基板１１はＭｇＯ基板、下地層１２は非磁性金属であるＡｇのみから成り、非磁性金属層１２ｂの膜厚が１００ｎｍである。
この非磁性金属層１２ｂの表面粗さ（ＲＭＳ）をＡＦＭ（Ａｔｏｍｉｃ Ｆｏｒｃｅ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ）で測定を行った。この結果も合わせて表１に示す。
以上、表１に示す通り、比較例１の非磁性金属層１２ｂの表面粗さ（ＲＭＳ）は３．１ｎｍであったのに対し、ＣｏＦｅからなる合金層１２ａを有する実施例１の非磁性金属層１２ｂの表面粗さ（ＲＭＳ）は０．３ｎｍで、およそ１０倍の差があった。また、ＣｏＦｅからなる合金層１２aを有する実施例１の磁気抵抗効果素子１０は、合金層１２aを設けない比較例１と比べて、ＭＲ特性は５．４倍に向上した。
よって、下地層１２の表面粗さが平坦なほど、ＭＲ特性が大きくなることが確認された。よって、下地層１２の表面をより平坦にするほどＭＲ特性が大きな磁気抵抗効果素子が得られることを示した。
（実施例２）
実施形態に基づく、実施例２を説明する。実施例２では、実施例１で使用した磁気抵抗効果素子１０と類似した層構造で、ＣｏＦｅからなる合金層１２ａにおいて、組成式Ｃｏ ｘＦｅ１００−ｘと表記した時に、０≦ｘ≦１００の範囲でＣｏとＦｅの組成比率だけを変えたサンプルを数種類作製し、ＭＲ特性を測定した。結果を図３に示す。なお、比較例１の結果を基準として規格化を行っている。
実施形態に基づく、実施例２を説明する。実施例２では、実施例１で使用した磁気抵抗効果素子１０と類似した層構造で、ＣｏＦｅからなる合金層１２ａにおいて、組成式Ｃｏ ｘＦｅ１００−ｘと表記した時に、０≦ｘ≦１００の範囲でＣｏとＦｅの組成比率だけを変えたサンプルを数種類作製し、ＭＲ特性を測定した。結果を図３に示す。なお、比較例１の結果を基準として規格化を行っている。
なお、組成比率の変更には、ＣｏターゲットとＦｅターゲットを使用した同時スパッタリング法により調整し、蛍光エックス線（ＸＲＦ）を使用して直径１０ｍｍエリアにおける組成分析の結果により成膜条件を決定した。
また、実施例２で用いた下地層１２の表面粗さ、即ち非磁性金属層１２ｂの表面粗さの評価も行った。評価に使用した基板は、実施例２で使用した磁気抵抗効果素子１０の下地層１２とそれぞれ同じ条件で作製し、基板１１はＭｇＯ基板、下地層１２は強磁性材料であるＣｏＦｅからなる合金層１２ａで膜厚が１０ｎｍ、非磁性金属であるＡｇから成る非磁性金属層１２ｂの膜厚が１００ｎｍである。
この非磁性金属層１２ｂの表面粗さ（ＲＭＳ）をＡＦＭ（Ａｔｏｍｉｃ Ｆｏｒｃｅ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ）で測定を行った。この結果も合わせて図３に示す。
以上、図３に示す通り、２０≦ｘ≦９５の範囲において下地層１２の表面粗さが平坦で、ＭＲ特性が大きくなることが確認できた。よって、ＣｏＦｅからなる合金層１２ａにおいて、組成式ＣｏｘＦｅ１００−ｘと表記した時に、２０≦ｘ≦９５の範囲であることが好ましいことが確認できた。
これは、ｘ＜２０の範囲においては、よりＦｅとしての純金属における格子定数に近づくため、本発明における合金の格子定数が合金層１２ａを構成する金属の組成比率に応じて変化し、局所的に組成比率が異なることで、理論値で計算される基板１１と非磁性金属層１２ｂとの格子定数ミスマッチングよりも、実際には柔軟にマッチングできなくなったことが考えられ、これにより表面粗さが大きく、ＭＲ特性も２０≦ｘ≦９５の範囲に比べると低くなっていると考えられる。
一方、ｘ＝１００の領域、即ちＣｏだけの純金属ではｈｃｐ構造をとる。よって、ｘ＜９５の範囲においては、ｈｃｐ構造が顕著に現れ影響し始めることで表面粗さが大きくなり、ＭＲ特性も２０≦ｘ≦９５の範囲に比べると低くなっていると考えられる。
更には、２０≦ｘ≦８０の範囲において下地層１２の表面粗さが安定して平坦で、ＭＲ特性が安定して大きい領域であることが確認できた。よって、ＣｏＦｅからなる合金層１２ａにおいて、組成式ＣｏｘＦｅ１００−ｘと表記した時に、２０≦ｘ≦８０の範囲であることがより好ましい。
この２０≦ｘ≦８０の範囲においては、先に述べたような理由によって引き起こされる表面粗さの増大の懸念がないため、安定して大きなＭＲ特性が得ることができるためであると考えられる。
以上の図３の通り、ＣｏｘＦｅ１００−ｘにおいて、２０≦ｘ≦９５の範囲であることが好ましいことが確認できた。また、より好ましくは、２０≦ｘ≦８０の範囲であることがより好ましいことが確認できた。
以上の表１、図３の結果の通り、下地層１２の表面粗さが平坦なほど、ＭＲ特性が大きくなることを示した。また、ＣｏＦｅからなる合金層１２ａの組成比率を適切な範囲とすることによって、下地層１２の表面をより平坦にでき、ＭＲ特性が大きな磁気抵抗効果素子が得られることを示した。
本発明は、磁気抵抗効果素子に好適である。
１０、１００ 磁気抵抗効果素子
１１ 基板
１２ 下地層
１２ａ 合金層
１２ｂ 非磁性金属層
１３ 第一の強磁性電極
１４ 非磁性金属
１５ 第二の強磁性電極
１６ 反強磁性体層
１７ 酸化防止層
１８ 積層体
１１ 基板
１２ 下地層
１２ａ 合金層
１２ｂ 非磁性金属層
１３ 第一の強磁性電極
１４ 非磁性金属
１５ 第二の強磁性電極
１６ 反強磁性体層
１７ 酸化防止層
１８ 積層体
Claims (7)
- 基板と、第一の強磁性電極と、第二の強磁性電極と、前記第一の強磁性電極と前記第二の強磁性電極との間に挟まれた非磁性金属と、前記第一の強磁性電極、前記第二の強磁性電極および前記非磁性金属から構成される積層体の下地層と、を有する磁気抵抗効果素子であって、前記積層体は前記下地層上に形成され、前記下地層は、前記基板上に前記基板側から合金層と非磁性金属層とがこの順に積層して構成されることを特徴とする磁気抵抗効果素子。
- 前記合金層は強磁性材料である請求項１に記載の磁気抵抗効果素子。
- 前記強磁性材料はＣｏＦｅである請求項２に記載の磁気抵抗効果素子。
- 前記強磁性材料はＣｏｘＦｅ１００−ｘ（２０≦ｘ≦８０）である請求項２に記載の磁気抵抗効果素子。
- 前記非磁性金属層はＡｇである請求項１から４のいずれか一項に記載の磁気抵抗効果素子。
- 前記基板は単結晶ＭｇＯである請求項１から５のいずれか一項に記載の磁気抵抗効果素子。
- 前記強磁性電極はホイスラー合金である請求項１から６のいずれか一項に記載の磁気抵抗効果素子。
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2017
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- 2017-09-08 WO PCT/JP2017/032442 patent/WO2018061710A1/ja active Application Filing
Patent Citations (5)
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Non-Patent Citations (1)
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| CHEN, JIAMIN ET AL.: "Realization of high quality epitaxial currnt-perpendicular-to-plane giant magnetoresistive pseudo sp", APL MATERIALS, vol. 4, JPN7017003667, 20 May 2016 (2016-05-20), pages 1 - 056104, XP012207704, ISSN: 0004054614, DOI: 10.1063/1.4950827 * |
Also Published As
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