KR20230168566A - 강자성 자유층, 및 강자성 자유층, 자기 터널 접합 구조, 자기저항 랜덤 액세스 메모리 및 철-코발트계 타겟을 포함하는 적층구조 - Google Patents

강자성 자유층, 및 강자성 자유층, 자기 터널 접합 구조, 자기저항 랜덤 액세스 메모리 및 철-코발트계 타겟을 포함하는 적층구조 Download PDF

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Abstract

Fe, Co, B 및 첨가 금속을 포함하는 강자성 자유층으로서, 상기 강자성 자유층의 전체 원자 수를 기준으로 Co의 함량이 0 at% 초과 30 at% 미만이고, B의 함량은 10 at% 초과 35at% 이하이고, 첨가 금속의 함량이 2 at% 이상 10 at% 미만이고; 첨가 금속은 Mo, Re 또는 이들의 조합을 포함하고, 강자성 자유층의 두께는 1.5 nm 이상 2.5 nm 미만이다. 강자성 자유층은 단일층으로 MTJ 구조에 적용할 수 있으며 열처리 후에도 양호한 자기 특성을 유지하기에 충분한 열적 안정성을 가지므로 MTJ 구조가 정상적인 기록 기능을 발휘할 수 있다.

Description

강자성 자유층, 및 강자성 자유층, 자기 터널 접합 구조, 자기저항 랜덤 액세스 메모리 및 철-코발트계 타겟을 포함하는 적층구조{FERROMAGNETIC FREE LAYER, LAMINATED STRUCURE COMPRISING THE SAME, MAGNETIC TUNNEL JUNCTION STRUCTURE, MAGNETORESISTIVE RANDOM ACCESS MEMORY, AND IRON-COBALT BASED TARGET}
본 발명은 비휘발성 메모리(NVM:non-volatile memory), 특히 자기저항 랜덤 액세스 메모리(MRAM:magnetoresistive random access memory)용 강자성 자유층(free layer)에 관한 것이다. 또한, 본 발명은 또한 상기 강자성 자유층, 자기 터널 접합(MTJ:magnetic tunnel junction) 구조, MRAM 및 상기 강자성 자유층을 제공하기 위한 철-코발트계 타겟을 포함하는 적층 구조에 관한 것이다.
메모리는 휘발성 및 비휘발성 범주로 분류할 수 있다. 휘발성 메모리는 전원이 꺼지면 저장된 데이터를 소실한다. 휘발성 메모리의 예로는 동적 랜덤 액세스 메모리(DRAM) 및 정적 랜덤 액세스 메모리(SRAM)가 있다. 비휘발성 메모리는 휘발성 메모리와 달리 전원이 꺼져도 저장된 데이터를 유지한다. 비휘발성 메모리 장치는 저장된 데이터를 사용 중 언제든지 재기입(rewritten)할 수 있는지 여부에 따라 ROM(Read-Only Memory)과 플래시 메모리(Flash Memory)로 분류할 수 있다. 지우기-재기입 기능이 있는 플래시 메모리는 다양한 전자 제품에 널리 사용되고 있다.그러나 이들은 최신 중앙 처리 장치(CPU)의 증가된 프로세서 속도를 유지할 수 있는 읽기 및 쓰기 속도를 제공하지 못하고 소형화 및 효율성 최적화의 한계에 직면해 있다. 따라서 정보 확산(explosion) 시대에 차세대 메모리(NGM)의 개발이 필요한 실정이다.
NGM의 후보로는 MRAM, FRAM(강유전체 랜덤 액세스 메모리), PRAM(상변화 랜덤 액세스 메모리), RRAM(저항성 랜덤 액세스 메모리) 및 CNT-RAM(탄소 나노튜브 랜덤 액세스 메모리)를 포함한다. MRAM은 SRAM에 비교되는 읽기 및 쓰기 속도와, DRAM과 같은 높은 저장 용량과, 플래시 메모리보다 1010배 이상의 사이클링 내구성을 갖추고 있어 MRAM이 시장에서 가장 기대되는 NGM이다.
MRAM 소자의 출현은 큰 자기저항(GMR) 및 스핀 전달 토크(STT) 효과의 발전에서 비롯된다. GMR 효과는 강자성층/비강자성층/강자성층으로 구성된 적층에서 강자성층을 터널링하는 서로 다른 스핀 방향을 가진 전자가 서로 다른 전자 전도도를 가지기 때문에 관찰된다. 전기 저항은 외부 자기장에 따라 달라지며 전기 저항의 변화는 저온에서 100%에 도달할 수 있다. STT는 터널링 자기 저항(TMR) 효과를 포함하는 MTJ에 의해 수행된다. GMR의 적층 구조와 달리 MTJ 구조에서는 두 개의 강자성층 사이에 비강자성층을 대체하는 절연층이 배치된다. 두 강자성층의 자화 방향이 평행할 때(P), 낮은 전기 저항(Rp)이 측정된다. 두 강자성층의 자화 방향이 역(anti)-평행(AP)인 경우 높은 전기 저항(RAP)이 측정된다. TMR 비율이라고도 언급되며 로 정의되는 전기 저항의 변화는 두 강자성층의 자화 방향을 평행 또는 역평행으로 제어하여 일반적으로 100% 이상일 수 있으며, 그 결과 MTJ가 MRAM 소자의 정보 저장을 위한 기본 단위가 된다.
개발 초기 단계에서, 강자성층의 형상 자기 이방성(shape magnetic anisotropy)은 MTJ 수평 자기 이방성(HMA)내에 자기 모멘트를 제공한다. 따라서 특정 재료 또는 구조 시스템의 채택이나 추가 열처리도 필요하지 않으므로, 상기 MTJ 구조의 공정 및 재료 설계가 단순하고 용이하다. 그러나 HMA를 이용한 MTJ 구조는 여전히 열적 안정성(thermal stability)이 부족한 문제점이 존재한다.
Δ로 표시되는 열 안정성은 의 계산으로 구해질 수 있으며, 여기서 MS, Hk, V, kB, and T 는 각각 포화 자화(saturated magnetization), 이방성 필드(anisotropic field), 부피, 볼츠만 상수(Boltzmann constant), 및 절대 온도(absolute temperature)를 나타낸다. Δ의 값이 작을수록 열 안정성이 열등하여 결과적으로 자유층이 자발적으로 그 자기 상태를 전환할 가능성이 높아져 기록 오류가 발생하게 된다. 백엔드 공정(back-end process)을 충족시키기 위해 현재 MRAM 소자의 열적 안정성은 최소 40, 심지어는 60 이상이 요구된다. 그러나 HMA를 가진 MTJ 구조는 앞서 말한 기준을 충족하기 어렵다.
HMA를 가지는 MTJ 구조의 열적 안정성 부족 문제를 극복하고 소자의 소형화 목표를 달성하기 위해 MTJ 구조의 자기 이방성은 HMA에서 수직 자기 이방성(PMA)으로 쉬프트된다. 그러나 물질의 결정자기 이방성(magneto-crystalline anisotropy)과 계면 자기 이방성(interface magnetic anisotropy)을 수정하지 않는 한 PMA를 일정 수준까지 높일 수는 없다. 예를 들어, 상대적으로 높은 (111) 방향 FePt 층의 사용 또는 탄탈륨(Ta), 팔라듐(Pd), 백금(Pt) 또는 루테늄(Ru)으로 만들어진 (111) 방향 시드 층에 [Co/Pd]n 적층, [Co/Pt]n 적층 및 [Co/Ni]n 적층과 같은 다층 강자성 적층의 성장은 PMA를 향상시키는 데 유용하다. 그럼에도 불구하고 전술한 방법은 공정 복잡도 및 제어 어려움의 문제를 가져오고, MRAM 소자의 크기가 절반으로 감소함에 따라 열 안정성이 4분의 1로 떨어지게 된다. 따라서 PMA를 사용한 MTJ 구조의 열적 안정성도 더욱 최적화될 필요가 있다.
도 1을 참조하면, MRAM 소자의 기본 구조는 주로 하부 전극(10), 고정층(pinning layer)(20), 기준층(30)(고정층이라고도 함), 터널링 배리어층(40), 자유층(50) 및 상부 전극(60)을 포함한다. 정보 저장을 위한 MTJ 구조는 MgO(Magnesium Oxide)와 같은 절연 터널링 배리어층(40)에 의해 분리된 강자성 기준층(30)과 강자성 자유층(50)으로 구성된다.
MRAM 소자의 고정층은 기준층(reference layer)의 자화 방향을 고정하도록 설계된다. 기준층의 경우 중요한 요구 사항 중 하나는 과도한 전류, 열 또는 자기장에서도 자화 방향이 항상 고정되어야 터널링 또는 분극된 전자의 스핀 방향이 유지될 수 있다는 것이다. 기준층의 고정 자화 방향과 달리 자유층의 자화 방향은 미세 전류 주입에 의해 STT 효과로 전환될 수 있어 자유층과 기준층의 자화 방향이 평행 또는 역평행 상태로 쌍을 이룰 수 있다. 전술한 바와 같이, 자유층과 기준층의 자화 방향이 평행할 때 전자가 터널링 배리어층을 보다 쉽게 터널링하여 "0"으로 기록되는 저저항 상태(LRS:low resistance state)를 나타낸다. 반면에, 자유층과 기준층의 자화 방향이 역평행일 경우 전자가 터널링 배리어층을 더 잘 통과하지 못하고 "1"로 저장된 고저항 상태(HRS:high resistance state)를 나타낸다. 정보는 "0"과 "1" 상태를 전환하여 저장될 수 있다.
또한 MRAM 소자는 두 가지 필수 열처리 단계를 포함한다. 하나는 일반적으로 약 450℃에서 수행되는 어닐링 열처리로 TMR 효과 및 PMA를 향상시키는 데 사용되며, 다른 하나는 상보성 금속산화물 반도체(CMOS)에 대한 종단라인 열처리(BEOL: thermal treatment of back-end of line)이다. BEOL의 열처리 온도는 대부분 500℃ 정도로 높다. 따라서, MRAM 소자의 MTJ 구조의 자기 특성이 심각한 손상을 입거나 고온 열처리 후 기록 기능이 손실되는 것을 방지하기 위해서는 MRAM 소자의 열적 안정성을 더욱 향상시킬 필요가 있다.
전술한 소자의 소형화 및 불충분한 열적 안정성의 문제를 고려하여 MTJ 구조의 자유층은 철(Fe), 코발트(Co) 및 붕소(B)로 구성된 단일층에서,예를 들면 철-코발트-붕소층(FeCoB층), 비강자성 이격층(spacing layer), 절연층 등의 적층 구조를 가지며 향상된 열적 안정성을 가지는 다중층을 갖는 복합층으로 변경되어야 한다. 예를 들면 상기 복합층은 텅스텐(W), 몰리브덴(Mo) 또는 Ta와 같은 비강자성 물질로 이루어진 비강자성 이격층을, 다른 FeCoB층 및 MgO층의 순서로 최초(original) FeCoB 상에 배치함으로써 얻을 수 있다. 그러나, 다층 구조의 상기 복합층을 얻는 것은 필연적으로 성막 공정의 어려움을 증가시킨다. 특히, 상술한 비강자성 이격층과 MgO층은 모두 매우 얇아 성막 공정의 난이도가 높고, 막의 균일성 제어가 상대적으로 어려워 물리기상증착의 난이도가 높다. 또한 복합층의 복잡한 다층 구조 또한 후속 식각 공정의 어려움을 증가시킨다. 즉, 복합층을 자유층으로 채택하여 MTJ 구조의 열적 안정성을 향상시킬 수 있지만, 성막 및 식각 공정의 어려움과 복잡성이 동시에 증가하여 공정 비용이 증가하고 MRAM 소자의 양산성과 경쟁력이 크게 제한된다.
따라서, 열 안정성을 향상시키기 위해 자유층과 같은 다층 구조를 가지는 복합층을 채용하여 유도되는 제조공정의 난이도 증가 및 비용 증가의 문제점을 완화하기 위해 MTJ 구조의 강자성 자유층에 대한 개선 및 연구가 필요하다.
본 발명은 전술한 문제점을 해결하는 것을 목적으로 한다.
종래 기술의 문제점을 고려하여, 본 발명의 목적은 단일층으로 MTJ 구조에 적용될 수 있고 또한 MRAM 소자의 열적 안정성을 향상시킬 수 있는 강자성 자유층을 제공하는 것이다. 즉, 본 발명의 강자성 자유층은 제조공정이 복잡하지 않고 비용이 많이 들지 않으며, 약 450℃에서 열처리를 하여도 양호한 자기특성을 유지할 수 있어 이를 포함하는 MTJ 구조의 정상적인 기록 기능(recording function)을 확보할 수 있다.
상기 목적을 달성하기 위하여, 본 발명은 Fe, Co, B 및 첨가 금속을 포함하고, 강자성 자유층의 전체 원자수에 기반하여, Co의 함량이 0 at% 초과 30 at% 미만이고, B의 함량은 10 at% 초과 35 at% 이하이고, 첨가 금속의 함량은 2 at% 이상 10 at% 미만인 강자성 자유층을 제공하고, 상기 첨가 금속은 Mo, Re(rhenium) 또는 이들의 조합을 포함하고, 강자성 자유층의 두께는 1.5 나노미터(nm) 이상 2.5 nm 미만이다.
Co 및 B의 함량을 제어하고, 특정 첨가 금속의 특정 함량을 추가하고, 강자성 자유층의 두께를 제어하는 기술적 수단에 의해, 본 발명의 강자성 자유층은 단일층으로서 MTJ 구조에 적용될 수 있으며, 고온의 열처리를 받은 후에 그 자기 특성의 심각한 손상을 회피하여 충분한 열적 안정성을 가질 수 있고 따라서 MTJ 구조의 정상적인 기록 기능을 보장한다. 한편, 본 발명의 강자성 자유층은 다층 구조의 복합층이 아니므로 강자성 자유층 역시 제조 공정의 난이도 및 비용이 상대적으로 낮고, 이로 인해 양산성 및 개발 가치가 더욱 높아진다는 장점이 있다.
본 발명의 일부 실시예에서, 강자성 자유층의 전체 원자 수를 기준으로, Co의 함량은 5 at% 이상 30 at% 미만이다. 본 발명의 다른 실시예에서, 강자성 자유층의 전체 원자 수를 기준으로 Co의 함량은 10 at% 이상 30 at% 미만이다. 본 발명의 또 다른 실시예에서, 상기 강자성 자유층의 전체 원자 수를 기준으로 Co의 함량은 15 at% 이상 30 at% 미만이다. 본 발명의 또 다른 실시예에서, 상기 강자성 자유층의 전체 원자 수를 기준으로 Co의 함량은 10 at% 이상 25 at% 이하이다. 본 발명의 또 다른 실시예에서, 상기 강자성 자유층의 전체 원자 수를 기준으로 Co의 함량은 15 at% 이상 25 at% 이하이다.
본 발명의 일부 실시예에서, 강자성 자유층의 전체 원자 수를 기준으로, B의 함량은 10.2 at% 이상 35 at% 이하이다. 본 발명의 다른 실시예에서, 강자성 자유층의 전체 원자 수를 기준으로 B의 함량은 10 at% 초과 27at% 미만이다.
본 발명의 일부 실시예에서, 강자성 자유층의 전체 원자 수를 기준으로, 첨가 금속의 함량은 2 at% 이상 9.9 at% 이하이다. 본 발명의 다른 실시예에서, 상기 강자성 자유층의 전체 원자 수를 기준으로, 상기 첨가 금속의 함량은 2 at% 이상 9.8at% 이하이다.
본 발명의 일부 실시예에서, 강자성 자유층의 전체 원자 수를 기준으로 Fe의 함량은 30 at% 이상 70 at% 이하이다. 본 발명의 다른 실시예에서, 강자성 자유층의 전체 원자 수를 기준으로 Fe의 함량은 35 at% 이상 70 at% 이하이다. 본 발명의 또 다른 실시예에서, 강자성 자유층의 전체 원자 수를 기준으로 Fe의 함량은 35 at% 이상 65at% 이하이다. 본 발명의 또 다른 실시예에서, 강자성 자유층의 전체 원자 수를 기준으로 Fe의 함량은 39 at% 이상 65 at% 이하이다.
본 발명의 일부 실시예에서, 강자성 자유층의 두께는 1.5 nm 이상 2.4 nm 이하이다.
또한, 본 발명은 강자성 자유층과 터널링 배리어층을 포함하고, 강자성 자유층이 터널링 배리어층의 표면에 배치되는 적층 구조체를 더 제공한다. 여기서, 강자성 자유층은 본 발명의 전술한 강자성 자유층이고, 터널링 배리어층의 물질은 MgO 또는 MgO 계열 물질을 포함한다.
본 발명의 강자성 자유층을 터널링 배리어층의 표면에 배치함으로써, 적층 구조체는 열적 안정성이 양호하고, 고온에서 열처리를 받은 후에도 양호한 자기 특성을 유지할 수 있다.
본 발명에 따르면, MgO 기반 물질은 MgO 및 기타 첨가제 요소를 포함하는 복합 재료를 나타낸다. 예를 들어, MgO 기반 물질은 알루미늄 마그네슘 산화물, 티타늄 마그네슘 산화물, 갈륨 마그네슘 산화물, 망간 마그네슘 산화물, 실리콘-알루미늄-마그네슘 산화물 또는 아연-알루미늄-마그네슘 산화물일 수 있으나, 이에 제한되는 것은 아니다.
본 발명의 일부 실시예에서, 터널링 배리어 층의 물질은 MgO일 수 있다.
본 발명에 따르면, 상기 터널링 배리어층의 두께는 0.1nm 내지 2.0nm일 수 있다.
바람직하게는, 적층 구조체의 이방성 필드(Hk)는 4 kOe(kilooersted) 이상이다. 보다 바람직하게는, 적층 구조체의 Hk는 4kOe 이상 10kOe 이하이다. 선택적으로, 적층 구조의 Hk는 열처리를 거친 후 측정될 수 있으며; 여기서, 열처리 조건은 350℃ 내지 500℃에서 1분 내지 2시간 동안 가열하는 것일 수 있다. 일 구현예에서, 상기 열처리의 조건은 400℃ 내지 450℃에서 1시간 내지 2시간 동안 가열하는 것일 수 있다.
바람직하게는, 적층 구조체의 결정자기 이방성 상수(magnetocrystalline anisotropy constant)(Ku)와 강자성 자유층의 두께를 곱한 결과는 0.3 ergon/square cm2(erg/cm2) 이상이다. 적층 구조체의 Ku에 강자성 자유층의 두께를 곱한 결과는 "유효자성층의 정량적 지표(a quantitative indicator of effective magnetic layer)"로 약칭될 수 있으며, 이는 자기적 특성을 평가하는 데 사용할 수 있다. 유효 자성층의 정량적 지표가 높을수록 적층 구조체의 자기 특성이 우수하다. 보다 바람직하게는, 적층 구조체의 유효 자성층의 정량적 지표는 0.3 erg/cm2이상 0.5 erg/cm2이하이다. 선택적으로, 적층 구조체의 Ku는 열처리를 거친 후 측정될 수 있으며; 여기서, 열처리 조건은 350℃ 내지 500℃에서 1분 내지 2시간 동안 가열하는 것일 수 있다. 일 구현예에서, 상기 열처리의 조건은 400℃ 내지 450℃에서 1시간 내지 2시간 동안 가열하는 것일 수 있다.
또한, 본 발명는 강자성 기준층, 터널링 배리어층 및 강자성 자유층을 포함하고, 터널링 배리어층이 강자성 기준층과 강자성 자유층 사이에 배치되는 MTJ 구조체를 더 제공하고; 여기서, 강자성 자유층은 본 발명의 전술한 강자성 자유층이다.
또한, 본 발명는 하부로부터 상부로 하부 전극, 고정층, 강자성 기준층, 터널링 배리어층, 강자성 자유층, 및 상부 전극을 포함하는 MRAM을 더 제공하고; 여기서, 강자성 자유층은 본 발명의 전술한 강자성 자유층이다.
본 발명의 강자성 자유층을 MRAM 소자의 MTJ 구조의 자유층으로 채택함으로써, 고온에서 열처리를 받은 후에도 양호한 자기 특성을 유지할 수 있어 MRAM 소자의 MTJ 구조가 여전히 최초의 기록 기능을 발휘할 수 있다.
본 발명의 일부 실시예에서, 터널링 배리어 층의 물질은 MgO 또는 MgO 계열 물질을 포함한다. 본 발명의 다른 실시예에서, 터널링 배리어 층의 물질은 MgO를 포함한다. 터널링 배리어층의 두께는 0.1 nm 내지 2.0 nm일 수 있다.
본 발명의 일부 실시예에서, 강자성 기준층의 물질은 Co, Ni, Fe, 코발트-철(CoFe), 코발트-백금(CoPt), 코발트-팔라듐(CoPd), 코발트-니켈(CoNi), 철-백금(FePt), 철-팔라듐(FePd), 철-붕소(FeB), 코발트-철-붕소(CoFeB) 및 이들의 조합으로 이루어진 그룹으로부터 선택될 수 있지만 본 발명이 이에 한정되는 것은 아니다. 강자성 기준층의 두께는 0.1 nm 내지 2.0 nm일 수 있다.
본 발명에 따르면, 상부 전극의 물질 및 하부 전극의 물질은 각각 독립적으로 Ta, Ru, 탄탈륨 모노나이트라이드(TaN), 티타늄 모노나이트라이드(TiN) 또는 이들의 임의 조합일 수 있으나, 이에 제한되는 것은 아니다. 당업자는 MRAM의 다층 설계에 기초하여 상부 전극 및 하부 전극의 두께를 조정할 수 있다. 상부 및 하부 전극의 물질은 동일하거나 상이할 수 있고, 상부 및 하부 전극의 두께는 동일하거나 상이할 수 있다.
본 발명의 일부 실시예에서, 하부 전극, 고정층, 강자성 기준층, 터널링 배리어층, 강자성 자유층 및 상부 전극이 수직 배열로 순차적으로 적층된다. 강자성 기준층 및 강자성 자유층의 자화 방향은 적층 방향에 대하여 평행하거나 수직일 수 있다.
전술한 다층에 더하여, MRAM은 필요에 따라 다른 추가의 층, 예를 들어 캡핑(capping) 층을 포함할 수 있지만 본 발명이 이에 제한되는 것은 아니다. 캡핑층은 강자성 자유층과 상부 전극 사이에 배치될 수 있으며, 캡핑층의 두께는 0.1nm 내지 2.0nm 범위내에 있다.
또한, 본 발명은 Fe, Co, B 및 첨가 금속을 포함하는 철-코발트 기반 타겟(FeCo 기반 타겟)을 더 제공하며, FeCo 기반 타겟의 전체 원자 수에 기반하여 Co의 함량이 0 at% 초과 30at% 미만이고, B의 함량이 10 at% 초과 35 at% 이하이고, 첨가 금속의 함량이 2 at% 이상 10 at% 미만이며; 여기서, 첨가 금속은 Mo, Re 또는 이들의 조합을 포함하고; FeCo 기반 타겟은 α형 FeCo 페이즈를 가지며, α형 FeCo 페이즈의 (110) 결정면의 강도에 대한 α형 FeCo 페이즈의 (200) 결정면의 강도의 비율은 0.9 보다 크다.
FeCo 기반 타겟의 Co와 B의 함량을 제어하고, FeCo 기반 타겟에 특정 첨가 금속의 특정 함량을 첨가하고, FeCo 기반 타겟의 α형 FeCo 페이즈의 특정 결정면에서의 강도의 비율을 조절함으로써 본 발명의 FeCo 기반 타겟은 본 발명의 상기 강자성 자유층을 제조하는데 사용되어, 제조된 강자성 자유층이 단일층으로 MTJ 구조에 적용될 수 있고, 고온 열처리 후 자기 특성이 심각하게 손상되는 것을 회피할 수 있는 충분한 열적 안정성을 가지므로 MTJ 구조의 정상적인 기록 기능을 보장한다.
본 발명내용의 일부 실시예에서, FeCo 기반 타겟의 전체 원자 수를 기준으로, Co의 함량은 5 at% 이상 30 at% 미만이다. 본 발명의 다른 실시예에서, FeCo 기반 타겟의 전체 원자 수를 기준으로 Co의 함량은 10 at% 이상 30 at% 미만이다. 본 발명의 또 다른 실시예에서, 상기 FeCo 기반 타겟의 전체 원자 수를 기준으로, Co의 함량은 15 at% 이상 30 at% 미만이다. 본 발명의 또 다른 실시예에서, 상기 FeCo 기반 타겟의 전체 원자 수를 기준으로 Co의 함량은 10 at% 이상 25 at% 이하이다. 본 발명의 또 다른 실시예에서, 상기 FeCo 기반 타겟의 전체 원자 수를 기준으로, Co의 함량은 15 at% 이상 25 at% 이하이다.
본 발명의 일부 실시예에서, FeCo 기반 타겟의 전체 원자 수를 기준으로, B의 함량은 10.2 at% 이상 35 at% 이하이다. 본 발명의 다른 실시예에서, FeCo 기반 타겟의 전체 원자 수를 기준으로, B의 함량은 10 at% 초과 27 at% 미만이다.
본 발명내용의 일부 실시예에서, FeCo 기반 타겟의 전체 원자 수를 기준으로, 첨가 금속의 함량은 2 at% 이상 9.9 at% 이하이다. 본 발명의 다른 실시예에서, FeCo 기반 타겟의 전체 원자 수를 기준으로, 첨가 금속의 함량은 2 at% 이상 9.8 at% 이하이다.
본 발명의 일 실시예에서, FeCo 기반 타겟의 전체 원자 수를 기준으로 Fe의 함량은 30 at% 이상 70at% 이하이다. 본 발명의 다른 일 실시예에 있어서, 상기 FeCo 기반 타겟의 전체 원자 수를 기준으로, Fe의 함량은 35 at% 이상 70 at% 이하이다. 본 발명의 또 다른 실시예에 있어서, 상기 FeCo 기반 타겟의 전체 원자 수를 기준으로, Fe의 함량은 35 at% 이상 65 at% 이하이다. 본 발명의 또 다른 실시예에 있어서, 상기 FeCo 기반 타겟의 전체 원자 수를 기준으로, Fe의 함량은 39 at% 이상 65 at% 이하이다.
바람직하게는, α형 FeCo 페이즈의 (110) 결정면의 강도에 대한 (200) 결정면의 강도의 비율은 0.9 초과 2.0 미만이다. 보다 바람직하게는, α형 FeCo 페이즈의 (110) 결정면의 강도에 대한 (200) 결정면의 강도의 비율은 0.9 초과 1.5 미만이다. 더욱 더 바람직하게는, α형 FeCo 페이즈의 (110) 결정면의 강도에 대한 (200) 결정면의 강도의 비율은 0.9 초과 1.0 미만이다. 더욱 바람직하게는, α형 FeCo 페이즈의 (110) 결정면의 강도에 대한 (200) 결정면의 강도의 비율은 0.91 이상 0.99 이하이다.
본 명세서에서 "하한값에서 상한값까지"로 표시되는 범위는 특별히 명시되지 않는 한 그 범위가 하한값 이상이고 상한값 이하임을 의미한다. 예를 들어, "두께는 0.1 nm 내지 2.0 nm일 수 있다"는 두께가 "0.1 nm 이상 2.0 nm 이하"임을 나타낸다.
본 발명의 다른 목적, 이점 및 신규한 특징은 첨부된 도면과 함께 취해질 때 다음의 상세한 설명으로부터 더욱 명백해질 것이다.
본 발명에 따르면 전술한 과제를 해결할 수 있다.
도 1은 일반적인 MRAM 소자의 간략한 구조를 나타내는 개략도이다.
이하, 본 발명내용의 구현을 예시하기 위해 몇 가지 예를 예시한다. 본 발명이 속하는 기술 분야에서 통상의 지식을 가진 자는 본 명세서의 내용에 따라 본 발명의 이점 및 효과를 용이하게 실현할 수 있을 것이다. 본 발명의 사상 및 범위를 벗어나지 않고 본 발명내용을 실시하거나 적용하기 위해 다양한 수정 및 변형이 이루어질 수 있다.
실시예 1 내지 12(E1 내지 E12): FeCo 기반 타겟
하기 표 1에 기재된 조성 및 함량에 따라 철 재료, 코발트 재료, 붕소 재료 및 첨가 금속의 99.95% 이상의 적당량 및 순도를 칭량(weighed)하여 진공 용해로(vacuum melting furnace)에 넣었다. 그 후, 온도를 약 1200℃ 내지 1600℃로 승온하고, 이들 재료가 완전히 용융되도록 특정 범위에서 약 10분 내지 30분 동안 유지하였다. 그 후, 용융된 물질을 금형(mold)에 부어 FeCo 기반 예비합금(pre-alloy)을 형성하였다.
다음으로, FeCo 기반 예비합금을 약 10-5bar 내지 10-4bar의 압력 조건 및 약 1200℃ 내지 1600℃의 온도 조건에서 가스 분무(gas atomization)하여 FeCo 기반 분말을 얻었다. 이후, FeCo 기반 분말을 하기 표 1에 기재된 소결 방법 및 조건에 따라 소결하여 압분체(green compact)를 얻었다. 그 후, 압분체를 와이어 컷팅 공정에 의한 러핑 공정(roughing process)을 거친 후, 연삭기에 의한 마무리 공정을 거쳐 E1 내지 E12의 FeCo 기반 타겟을 얻었다. 상기 소결 방법은 열간 프레스(HP:hot pressing) 또는 열간 등방압 프레스(HIP:hot isostatic pressing)에 의해 수행될 수 있다.
하기 표 1에서, E1 내지 E12의 FeCo 기반 타겟의 조성물은 일반식 "aFe-bCo-cB-dRe-eMo"로 나타낼 수 있으며, 여기서 "a"는 FeCo 기반 타겟의 전체 원자 수에 대한 원자 퍼센트 단위의 Fe 함량을 나타내고; "b"는 FeCo 기반 타겟의 전체 원자 수에 대한 원자 퍼센트 단위의 Co 함량을 나타내고; "c"는 FeCo 기반 타겟의 전체 원자 수에 대한 원자 퍼센트의 B의 함량을 나타내고; "d"는 FeCo 기반 타겟의 전체 원자 수에 대한 원자 퍼센트 단위의 Re 함량을 나타내고; "e"는 FeCo 기반 타겟의 전체 원자 수에 대한 원자 퍼센트 단위의 Mo의 함량을 나타낸다.
비교예 1 내지 9(C1 내지 C9): FeCo 기반 타겟
C1 내지 C9의 제조 방법은 실시예에 기재된 것과 유사하였다. 주요 차이점은 C1 내지 C9는 하기 표 1에 따라 것과는 상이한 타겟 조성, 소결 방법 및 소결 조건을 채택하였지만, 나머지 준비 과정은 C1 내지 C9의 FeCo 기반 타겟을 얻기 위해 실시예에 설명된 것과 동일하다는 점이다.
표 1: 조성, 소결 방법, 소결 조건 및 E1 내지 E12 및 C1 내지 C9의 FeCo 기반 타겟의 α타입 FeCo 페이즈의 (110) 결정면의 강도에 대한 (200) 결정면의 강도의 비율(표 1의 αFeCo(200)/αFeCo(110)로 표시)
분석 1: α형(type) FeCo 페이즈(phase)의 (200) 결정면과 (110) 결정면의 강도 관계
E1 내지 E12 및 C1 내지 C9의 FeCo 기반 타겟을 이 분석을 위한 샘플로 채택했으며 X선 회절계(X-ray diffractometer)(XRD; 모델: Ultima IV; 제조업체: Rigaku)를 사용하여 각 샘플의 α형 FeCo 페이즈의 (200) 결정면 및 (110) 결정면 사이의 강도 관계를 분석하였다.
구체적으로, 타겟 중심까지 약 1/2 반경 거리의 지점에서 길이 약 10mm, 폭 약 10mm의 시편을 취출하였다. 그 다음, 시편의 시험할 표면을 연마(ground) 및 세척(cleaned)한 후, 시편을 2.4°의 스텝 크기(step size), 20°내지 80°의 2θ의 스캔 범위에서 분석을 위한 XRD에 배치하여 각 그룹의 XRD 결과를 얻었다. 그런 다음, 각 그룹의 XRD 결과를 분말 회절 표준 공동 위원회(JCPDS)에서 발행한 α형 FeCo 페이즈의 표준 XRD 카드(No.49-1567)와 비교하였으며, 약 2θ에서의 피크 강도는 α형 FeCo 페이즈의 (200) 결정면에 해당하는 64.96°이었고, 약 2θ에서의 피크 강도가 α형 FeCo 페이즈의 (110) 결정면에 해당하는 44.83°로, 각 그룹의 XRD 결과가 기록되었다. 그 후, 기록된 강도를 서로 나누어 α형 FeCo 페이즈의 (110) 결정면의 강도에 대한 (200) 결정면의 강도의 비율을 얻었고, 이는 각 그룹의 FeCo 기반 타겟의 α형 FeCo 페이즈의 (200) 결정면과 (110) 결정면 사이의 강도 관계를 평가하는데 사용될 수 있다. E1 내지 E12 및 C1 내지 C9의 결과는 위의 표 1과 같다. C9의 XRD 결과에서 64.96°인 약 2θ에서 뚜렷한 피크가 관찰되지 않았고, 따라서 α형 FeCo 페이즈의 (200) 결정면의 강도는 )이었고, α형 FeCo 페이즈의 (110) 결정면의 강도에 대한 (200) 결정면의 강도의 비율도 0이었다.
위의 표 1에 나타난 바와 같이, E1 내지 E12의 FeCo 타겟은 Co의 함량이 0at% 초과 30at% 미만이고, B 함량이 10at% 초과 10at% 미만, 특정 첨가 금속의 함량은 2at% 이상 10at% 미만이고, α형 FeCo 페이즈의 (110) 결정면의 강도에 대한 (200) 결정면의 강도의 비율은 0.9 이상이었다. 따라서, E1 내지 E12의 FeCo 타겟은 다음과 같이 설명되는 강자성 자유층을 제조하는데 사용될 수 있으며, 이는 MRAM 소자의 MTJ 구조에 더 적용될 수 있다. 대조적으로, C1 내지 C4의 FeCo 기반 타겟의 경우, 첨가 금속의 함량은 본 발명에서 청구된 바와 같이 2at% 이상 10at% 미만의 범위를 벗어났고, α형 FeCo 페이즈의 (110) 결정면의 강도에 대한 (200) 결정면의 강도는 본 발명에 의해 청구된 바와 같이 0.9 초과의 범위를 충족하지 못하였고; C5 및 C6의 FeCo 기반 타겟의 경우, 조성이 본 발명에 의해 청구된 바와 같은 요건을 충족하지만, C5 및 C6의 α형 FeCo의 (110) 결정면의 강도에 대한 (200) 결정면의 강도의 측정된 비율 위상은 0.88에 불과했으며 0.9보다 높지 않았으며, C7 내지 C9의 FeCo 기반 타겟의 경우, 본 발명에 의해 청구된 특정 첨가 금속이 함유되지 않았으며, C9의 FeCo 타겟의 B의 함량은 10at% 초과 범위 및 35% 이하의 범위를 벗어났으며, C7 내지 C9의 α형 FeCo 페이즈의 (110) 결정면의 강도에 대한 (200) 결정면의 강도의 비율이 본 발명에 의해 청구된 바와 같이 0.9 초과 범위를 만족하지 못하였다.
실시예 1A 내지 19A(E1A 내지 E19A) 및 비교예 1A 내지 9A(C1A 내지 C9A): 단일 강자성 자유층
표면에 약 200nm의 이산화규소(SiO2)를 갖는 깨끗한 실리콘 기판을 초고진공 마그네트론 스퍼터링 장치(ultra-high vacuum magnetron sputtering device)(제조사: ULVAC Taiwan Inc.)의 챔버에 넣었다. 챔버 압력을 약 5×10-8 torr로 감소시킨 후, 전술한 실시예 및 비교예의 FeCo 기반 타겟을 약 20 watt(W)의 파워(power) 및 약 3 mtorr의 작동 압력 하에서 스퍼터링하여 실리콘 기판에 두께가 다른 서로 다른 상이한 단일 강자성 자유층들 증착하고 E1A 내지 E19A 및 C1A 내지 C9A의 강자성 자유층이 획득되었다.
E1A 내지 E19A의 강자성 자유층과 C1A 내지 C9A의 강자성 자유층 사이의 주요 차이점은 상이한 FeCo 기반 타겟이 각각 채택되고 스퍼터링되어 두께가 상이한 강자성 자유층을 형성한다는 점이다. 구체적으로, E1A는 E1의 FeCo 기반 타겟에 의해 형성되었고, E2A 및 E3A는 E2의 FeCo 기반 타겟에 의해 형성되었고, E4A는 E3의 FeCo 기반 타겟에 의해 형성되었고, E5A 및 E6A는 E4의 FeCo 기반 타겟에 의해 형성되었고, E7A 내지 E10A는 E5의 FeCo 기반 타겟에 의해 형성되었고, E11A는 E6의 FeCo 기반 타겟에 의해 형성되었고, E12A, E14A 및 E15A는 E7의 FeCo 기반 타겟에 의해 형성되었고, E13A는 E8의 FeCo 기반 타겟에 의해 형성되었고, E16A 내지 E19A는 각각 E9 내지 E12의 FeCo 기반 타겟에 의해 형성되었다. C1A 내지 C9A는 각각 C1 내지 C9의 FeCo 기반 타겟에 의해 형성되었다. E1A 내지 E19A 및 C1A 내지 C9A의 강자성 자유층의 조성 및 두께는 하기 표 2와 같다.
하기 표 2에서, E1A 내지 E19A 및 C1A 내지 C9A의 강자성 자유층의 조성은 일반식 "a'Fe-b'Co-c'B-d'Re-e'Mo"로 나타낼 수 있으며, 여기서 "a'"는 강자성 자유층의 전체 원자 수에 대한 Fe의 함량을 원자 퍼센트로 나타내고; "b'"는 강자성 자유층의 전체 원자 수에 대한 Co의 함량을 원자 퍼센트로 나타내고; "c'"는 강자성 자유층의 전체 원자 수에 대한 B의 함량을 원자 퍼센트로 나타내고; "d'"는 강자성 자유층의 전체 원자 수에 대한 Re의 함량을 원자 퍼센트로 나타내고; "e'"는 강자성 자유층의 전체 원자 수에 대한 Mo의 함량을 원자 퍼센트로 나타낸다.
실시예 1B 내지 19B(E1B 내지 E19B) 및 비교예 1B 내지 9B(C1B 내지 C9B): 단일 강자성 자유층을 포함하는 적층 구조
표면에 약 200 nm SiO2를 갖는 깨끗한 실리콘 기판을 초고진공 마그네트론 스퍼터링 장치(제조사: ULVAC Taiwan Inc.)의 챔버에 넣었다. 챔버 압력을 약 5×10-8 torr로 감소시킨 후, Mo 타겟을 약 30W의 파워와 약 3 mtorr의 작동 압력 하에서 스퍼터링하여 실리콘 기판의 표면에 5 nm의 제1 Mo 층을 증착하였다. 다음으로, MgO 타겟을 약 200 W의 파워와 약 7 mtorr의 작동 압력하에서 스퍼터링하여 제1 Mo 층의 표면에 2 nm의 MgO 층을 증착하였다. 다음으로, 전술한 실시예 및 비교예의 FeCo 기반 타겟을 약 20W의 파워와 약 3mtorr의 작동 압력으로 스퍼터링하여 상이한 두께의 강자성 자유층인 FeCo계 층을 MgO 층의 표면에 증착하였다. 마지막으로 Mo 타겟을 약 30W의 파워와 약 3mtorr의 작동 압력으로 스퍼터링하여 FeCo 기반 층의 표면에 5nm의 제2 Mo층을 증착하고, E1B 내지 E19B 및 C1B 내지 C9B의 단일 강자성 자유층을 포함하는 적층 구조가 실리콘 기판 상에 얻어졌다. 설명을 위해 E1B의 단일 강자성 자유층을 포함하는 적층 구조를 채택하면, FeCo 기반 층은 E1A의 강자성 자유층이었고, MgO 층은 터널링 장벽 층이었고, 제1 및 제2 Mo 층은 전극이었다.
비교예 10B 내지 12B(C10B 내지 C12B): 복합 강자성 자유층을 포함하는 적층 구조
표면에 약 200 nm SiO2를 갖는 깨끗한 실리콘 기판을 초고진공 마그네트론 스퍼터링 장치(제조사: ULVAC Taiwan Inc.)의 챔버에 넣었다. 챔버 압력을 약 5×10-8 torr로 감소시킨 후, Mo 타겟을 약 30 W의 파워와 약 3 mtorr의 작동 압력 하에서 스퍼터링하여 실리콘 기판의 표면에 5 nm의 제1 Mo 층을 증착하였다. 다음으로, MgO 타겟을 약 200 W의 파워와 약 7 mtorr의 작동 압력하에서 스퍼터링하여 제1 Mo 층의 표면에 2 nm의 MgO 층을 증착하였다. 다음으로, FeCoB 타겟을 약 20W의 파워와 약 3mtorr의 작동 압력하에서 스퍼터링하여 MgO 층의 표면에 1.5 nm의 제1 FeCoB 층을 증착하였다. 다음으로, Mo 타겟(C10B용), W 타겟(C11B용) 또는 Ta 타겟(C12B용)을 약 30W의 파워와 약 3mtorr의 작동 압력하에서 스퍼터링하여, 비강자성 이격층으로 제1 FeCoB 층의 표면에 0.5 nm의 제2 Mo 층, 0.5 nm의 W 층 또는 0.5 nm의 Ta 층을 증착하였다. 다음으로, FeCoB 타겟을 약 20W의 파워와 약 3mtorr의 작동 압력하에서 스퍼터링하여 제2 Mo층, W층 또는 Ta 층의 표면에 1.5nm의 제2 FeCoB층을 증착하였다. 마지막으로 약 30W의 파워과 약 3mtorr의 작동 압력 하에서 Mo 타겟을 스퍼터링하여 5 nm의 제3 Mo 층(C10B의 경우) 또는 제2 FeCoB 층의 표면에 5 nm의 제2 Mo 층(C11B 및 C12B의 경우)을 증착하고, C10B 내지 C12B의 복합 강자성 자유층을 포함하는 적층 구조가 실리콘 기판 상에서 얻어졌다.
설명을 위해 C10B 복합 강자성 자유층을 포함하는 적층 구조를 취하면, 제 1 FeCoB 층, 제2 Mo 층 및 제2 FeCoB 층은 복합 층 구조를 가진 강자성 자유층이고, MgO 층은 터널링 장벽 층이고, 제1 및 제3 Mo 층은 전극이었다. FeCoB 타겟은 Fe, Co, B로 이루어지며, FeCoB 타겟의 전체 원자 수에 기반하여 Fe의 함량은 60at%, Co의 함량은 20at%, B의 함량은 20at% 이었다. C10B 내지 C12B의 적층구조의 강자성 자유층의 조성 및 두께는 하기 표 2에 리스트되었고, 상기 강자성 자유층의 두께는 제1 FeCoB층의 두께와 비강자성 이격층의 두께와 제2 FeCoB층의 두께의 합이었다.
표 2: E1A 내지 E19A 및 C1A 내지 C9A의 강자성 자유층의 조성 및 두께, C10B 내지 C12B의 적층 구조의 복합 강자성 자유층의 조성 및 두께, 및 고온에서의 열처리 이후 E1B 내지 E19B 및 C1B 내지 C12B의 적층구조의 이방성 필드(표 2에서 Hk로 표시) 및 유효자성층 정량지표(표 2에서 Kut로 표시)
분석 2: 고온 열처리 후 자기 특성 분석
이 분석을 위해 E1B 내지 E19B 및 C1B 내지 C12B의 적층 구조가 채용되었으며, 동일한 것을 포함하는 적층 구조의 자기 특성 상에서 상이한 조성 및 두께를 가진 강자성 자유층의 영향을 평가하였다.
구체적으로, E1B 내지 E19B 및 C1B 내지 C12B의 길이 1cm, 폭 1cm를 가진 적층구조가 시편으로 채택되었다. 그 후, 각 시편을 진공 소결로에 넣고, 소결로의 압력을 1×10-5 torr로 낮추고 약 450℃에서 약 1시간 동안 열처리를 수행하였다. 열처리 후, 진동시료 자력계(vibrating sample magnetometer)(VSM, 제조사: Lakeshore, 모델: MicroMag 3900)로 각각의 시편을 측정하여, 그들의 M-H 히스테리시스 곡선을 구하고, 다음으로 이방성 필드(Hk)과 자기결정(magnetocrystalline) 이방성 상수(Ku)를 구하였다. 그 후, Ku와 적층구조의 강자성 자유층의 두께(t)를 곱하여 유효 자성층(Kut)의 정량적 지표가 더 획득되었다.
450℃ 열처리 후 측정된 E1B 내지 E19B 및 C1B 및 C12B의 적층구조의 이방성 필드와 유효자성층의 정량적 지표는 각각 Hk와 Kut로 표시되었으며 상기 표 2에 리스되었고, Hk의 단위는 kOe이고 Kut의 단위는 erg/cm2이다.
당업자는 복합 강자성 자유층, 예를 들어 다중 FeCoB 층 사이에 배치된 비강자성 이격층을 갖는 복합 강자성 자유층과 같은 복합 강자성 자유층에 있어서 비강자성 이격층이 전체 복합 강자성 자유층의 자기 특성에 실질적으로 영향을 미치지 않는다는 것을 이해할 수 있었다. 따라서 유효 자성층의 정량적 지표인 Kut를 논할 때, 비강자성 이격층의 두께는 일반적으로 고려되지 않는다. 따라서, C10B 내지 C12B의 Kut는 제1 FeCoB 층의 두께와 제2 FeCoB 층의 두께의 합(3nm와 동등)과 Ku를 곱하여 획득되었다.
결과 논의
표 2에 나타난 바와 같이, E1B 내지 E19B를 통해 하나의 단일 강자성 자유층이 채택되었지만m 이를 포함하는 적층구조는 고온 열처리 후에 Hk가 4.0 kOe 이상이고, Kut가 0.3 erg/cm2 이상으로 여전히 우수한 자기 특성을 나타내었다. 따라서, 강자성 자유층의 Co와 B의 함량을 동시에 조절하고, 강자성 자유층에 특정 첨가 금속의 특정 함량을 첨가하고, 강자성 자유층의 두께를 특정 범위 내로 조절함으로써, 강자성 자유층은 MRAM 소자의 MTJ 구조에 단일층으로 적용될 수 있고, 고온 열처리 후에도 여전히 우수한 자기 특성을 가지므로, MTJ 구조의 정상적인 기록 기능을 더 보장할 수 있다.
또한 E1B 내지 E19B 및 C10B 내지 C12B의 추가 비교에서, E1B 내지 E19B는 단일 강자성 자유층을 채택한 반면, C10B 내지 C12B는 공지되어 있으며 종래 공동으로 채용되는 다층 구조의 복합 강자성 자유층을 채택하였다. 그럼에도 불구하고, 고온에서 열처리된 이후 E1B 내지 E19B의 Hk 및 Kut는 C10B 내지 C12B의 Hk 및 Kut와 비교가능하거나 심지어 더 높았다. 따라서, E1A 내지 E19A의 단일 강자성 자유층은 실제 종래 기술에서 다층 구조의 복합층을 대체할 수 있고, 따라서 기대되는 열 안정성을 유지하기 위해 더 이상 복합층을 필요로 하지 않는다. 따라서 E1A 내지 E19A의 단일 강자성 자유층을 사용하면 MRAM 소자의 높은 난이도와 높은 비용의 제조 공정을 피할 수 있으며 고온 열처리 후에도 우수한 자기 특성과 열적 안정성을 유지할 수 있다.
또한, E1B 내지 E19B 및 C7B 내지 C9B의 추가 비교에서, 하나의 단일 강자성 자유층을 채택한 동일한 경우, C7B 내지 C9B의 강자성 자유층의 조성은 본 발명에 의해 청구된 바와 같은 첨가 금속을 함유하지 않았고, C9B의 강자성 자유층의 B의 함량은 본 발명에 의해 청구된 바와 같이 10at% 초과 범위와 35at% 이하의 범위를 벗어났다. 따라서 고온 열처리 후 C7B 내지 C9B의 Hk(각각 0.00 kOe, 3.00 kOe 및 2.00 kOe) 및 Kut(각각 0.00 erg/cm2, 0.2 erg/cm2 및 0.07 erg/cm2)는 E1B 내지 E19B의 것들에 비해 보다 나빴고, 즉 고온 열처리 이후 열등한 자기 특성을 나타냈으며, MRAM 소자에 추가로 적용될 경우 열적 안정성이 불충분하다는 문제점을 나타내었다.
또한, E1B 내지 E19B 및 C5B 및 C6B의 추가 비교에서, 하나의 단일 강자성 자유층을 채택하는 동일한 경우, C5B 및 C6B의 강자성 자유층의 조성은 본 발명에 의해 청구된 요구사항에 부합하였다. 그러나, C5B 및 C6B의 강자성 자유층의 두께는 본 발명에서 청구된 바와 같이 1.5 nm 이상 2.5 nm 미만의 범위를 벗어났다. 따라서 고온 열처리 후 C5B 및 C6B의 Hk는 각각 0.00 kOe 및 3.00 kOe이었고; 고온 열처리 후 C5B 및 C6B의 Kut는 각각 0.00 erg/cm2 및 0.26 erg/cm2로 E1B 내지 E19B의 자기 특성보다 명백히 열악한 자기 특성을 나타냈다.
또한, E1B 내지 E19B 및 C1B 내지 C5B의 추가 비교에서, 단일 강자성 자유층을 채택한 동일한 경우에, C1B 내지 C5B의 강자성 자유층의 조성이 특정 첨가 금속을 포함하지만, C1B 내지 C5B의 특정 첨가 금속의 함량은 본 발명에 의해 청구된 바와 같이 2at% 이상 10at% 미만의 범위를 벗어났다. 따라서, 고온 열처리 후 C1B 내지 C5B의 Hk는 3.70 kOe보다 높을 수 없었으며; 고온 열처리 후 C1B 내지 C5B의 Kut는 0.18erg/cm2보다 높을 수 없었으며, 이는 또한 E1B 내지 E19B의 자기 특성 보다 명백히 더 열악한 자기 특성을 나타낸다.
요약하면, 본 발명에서 주장하는 바와 같이 강자성 자유층의 조성 및 두께를 조절함으로써, 본 발명의 강자성 자유층은 단일층으로 MTJ 구조에 적용될 수 있고, 고온에서 열처리를 한 후의 자기적 성질은 심각한 손상을 피하기에 충분한 열적 안정성을 가지며, 따라서 MJT 구조의 정상적인 기록 기능을 보장한다. 한편, 본 발명의 강자성 자유층은 다층 구조를 가지는 복합층이 아니므로, 본 발명의 강자성 자유층은 제조 공정의 난이도가 낮고 제조 비용이 상대적으로 낮은 장점을 가지고 있으며, 이는 MRAM 소자가 더 나은 양산성과 적용성을 갖게 하여 높은 발전 잠재력과 가치를 갖고 있다.

Claims (15)

  1. Fe, Co, B 및 첨가 금속을 포함하고, 강자성 자유층의 전체 원자수에 기반하여, Co의 함량이 0at% 초과 30at% 미만이고, B의 함량은 10at% 초과 35at% 이하이고, 첨가 금속의 함량은 2at% 이상 10at% 미만인 강자성 자유층에 있어서,
    첨가 금속은 Mo, Re 또는 이들의 조합을 포함하고, 강자성 자유층의 두께는 1.5 nm 이상 2.5 nm 미만인 것을 특징으로 하는 강자성 자유층,
  2. 제1항에 있어서,
    상기 강자성 자유층의 전체 원자 수에 기반하여 B의 함량은 10at% 초과 27at% 미만인 것을 특징으로 하는 강자성 자유층.
  3. 강자성 자유층 및 터널링 배리어층을 포함하고, 강자성 자유층이 터널링 배리어층의 표면에 배치되어 있는 적층 구조체에 있어서,
    상기 강자성 자유층은 청구항 1 또는 청구항 2에 기재된 바와 같은 강자성 자유층이고, 상기 터널링 배리어층의 물질은 MgO 또는 MgO 기반 물질을 포함하는 것을 특징으로 하는 적층 구조체.
  4. 제3항에 있어서,
    상기 적층 구조체의 이방성 필드(anisotropic field)는 4 kOe 이상인 것을 특징으로 하는 적층 구조체.
  5. 제3항에 있어서,
    상기 적층 구조체의 결정자기 이방성 상수(magnetocrystalline anisotropy constant)와 강자성 자유층의 두께를 곱한 결과는 0.3 erg/cm2 이상인 것을 특징으로 하는 적층 구조체.
  6. 제4항에 있어서,
    상기 적층 구조체의 결정자기이방성 상수와 강자성 자유층의 두께를 곱한 결과는 0.3erg/cm2이상인 것을 특징으로 하는 적층 구조체.
  7. 강자성 기준층(reference layer), 터널링 배리어층 및 강자성 자유층을 포함하고, 상기 터널링 배리어층이 강자성 기준층과 강자성 자유층 사이에 배치되는 자기 터널 접합 구조체(magnetic tunnel junction structure)에 있어서,
    상기 강자성 자유층은 청구항 1 또는 청구항 2에 기재된 바와 같은 강자성 자유층인 것을 특징으로 하는 자기 터널 접합 구조체.
  8. 제7항에 있어서,
    상기 터널링 배리어층의 물질은 MgO 또는 MgO 계열의 물질을 포함하는 것을 특징으로 하는 자기 터널 접합 구조체.
  9. 제7항에 있어서,
    상기 강자성 기준층의 물질은: Co, Ni, Fe, CoFe, CoPt, CoPd, CoNi, FePt, FePd, FeB, CoFeB 또는 이들의 임의 조합으로 이루어진 그룹으로부터 선택되는 것을 특징으로 하는 자기 터널 접합 구조체.
  10. 하부로부터 상부로, 하부 전극, 고정층(pinning layer), 강자성 기준층, 터널링 배리어층, 강자성 자유층, 및 상부 전극을 포함하는 자기저항 랜덤 액세스 메모리(magnetoresistive random access memory)에 있어서,
    상기 강자성 자유층은 청구항 1 또는 청구항 2에 기재된 바와 같은 강자성 자유층인 것을 특징으로 하는 자기저항 랜덤 액세스 메모리.
  11. 제10항에 있어서,
    상기 터널링 배리어층의 물질은 MgO 또는 MgO 계열의 물질을 포함하는 것을 특징으로 하는 자기저항 랜덤 액세스 메모리.
  12. 제10항에 있어서,
    상기 강자성 기준층의 물질은: Co, Ni, Fe, CoFe, CoPt, CoPd, CoNi, FePt, FePd, FeB, CoFeB 및 이들의 임의 조합으로 구성된 그룹에서 선택되는 것을 특징으로 하는 자기저항 랜덤 액세스 메모리.
  13. 제10항에 있어서,
    상기 상부 전극 및 상기 하부 전극은 각각 Ta, Ru, TaN, TiN 및 이들의 임의 조합으로 이루어진 그룹으로부터 선택된 물질을 독립적으로 포함하는 것을 특징으로 하는 자기저항 랜덤 액세스 메모리.
  14. Fe, Co, B 및 첨가 금속을 포함하고, FeCo 기반 타겟의 전체 원자 수에 기반하여 Co의 함량이 0at% 초과 30at% 미만이고, B의 함량이 10at% 초과 35at% 이하이고, 첨가 금속의 함량이 2at% 이상 10at% 미만인 FeCo 기반 타겟에 있어서,
    상기 첨가 금속은 Mo, Re 또는 이들의 조합을 포함하고; FeCo 기반 타겟은 α형 FeCo 페이즈(α-type FeCo phase)을 가지며, α형 FeCo 페이즈의 (110) 결정면의 강도에 대한 α형 FeCo 페이즈의 (200) 결정면의 강도의 비율은 0.9 초과인 것을 특징으로 하는 FeCo 기반 타겟.
  15. 제14항에 있어서,
    상기 FeCo 기반 타겟의 전체 원자 수에 기반하여 B의 함량은 10at% 초과 27at% 미만인 것을 특징으로 하는 FeCo 기반 타겟.
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