WO2004055906A1 - スピン注入デバイス及びこれを用いた磁気装置並びにこれらに用いられる磁性薄膜 - Google Patents

スピン注入デバイス及びこれを用いた磁気装置並びにこれらに用いられる磁性薄膜 Download PDF

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Kouichiro Inomata
Nobuki Tezuka
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    • H01F10/3268—Exchange coupling of magnetic film pairs via a very thin non-magnetic spacer, e.g. by exchange with conduction electrons of the spacer the exchange coupling being asymmetric, e.g. by use of additional pinning, by using antiferromagnetic or ferromagnetic coupling interface, i.e. so-called spin-valve [SV] structure, e.g. NiFe/Cu/NiFe/FeMn

Definitions

  • the present invention is applied to a functional device that controls electron spin, particularly a super-gigabit large-capacity, high-speed, nonvolatile magnetic memory, and a spin-injection device for enabling spin-injection magnetization reversal with a smaller current density.
  • the present invention relates to a spin injection magnetic memory device used and a spin injection magnetic memory device.
  • the present invention also relates to a magnetic thin film having a large spin polarizability, a magnetoresistive element using the same, and a magnetic device. Tall.
  • GMR giant magnetoresistance
  • MT J magnetic field sensors and magnetic memories
  • the GMR controls the magnetization of the two ferromagnetic layers in parallel or antiparallel to each other with an external magnetic field, so that the giant magnetoresistance effect is obtained due to the fact that the resistance differs from each other due to spin-dependent scattering at the interface. ing.
  • the MTJ controls the magnetization of the two ferromagnetic layers in parallel or anti-parallel with an external magnetic field, so that the tunnel currents in the direction perpendicular to the film surface are different from each other.
  • TMR TMR
  • Tunnel magnetoresistance TMR depends on the spin polarizability P at the interface between the ferromagnetic material and the insulator used, and if the spin polarizabilities of the two ferromagnetic materials are P 1 and P 2 respectively, then It is known that this is given by equation (1).
  • TMR 2P, P 2 / ( 1 -P, P 2) (1)
  • the spin polarization P of the ferromagnetic has a value of 0 ⁇ P ⁇ 1.
  • the maximum tunneling magnetoresistance TMR at room temperature obtained is about 50% when a C0Fe alloy with a P of 0.5 is used.
  • MRAM nonvolatile magnetic memories
  • the MTJ elements are arranged in a matrix, and a current is applied to a separately provided wiring to apply a magnetic field, thereby controlling the two magnetic layers constituting each MTJ element to be parallel and antiparallel to each other. Record “1” and "0". Reading is performed using the TMR effect.
  • MRAM nonvolatile magnetic memories
  • a three-layer structure in which two magnetic layers are coupled to each other in an anti-parallel manner via a non-magnetic metal layer (artificial antiferromagnetic film, Synthetic Ant if error magnet; (See, for example, Japanese Patent Application Laid-Open No. 9-251621).
  • a non-magnetic metal layer artificial antiferromagnetic film, Synthetic Ant if error magnet;
  • the use of such a SyAF structure reduces the demagnetizing field, so the magnetic field required for magnetization reversal is reduced even if the element size is reduced.
  • JC Slonczewski "Urrent-driven exit aTion of magnetic multilayers", (1996), J. Magn. Magn. Mater.
  • the spin inversion method has been theoretically proposed and realized experimentally (for example, JA Katine, FJ Albert, RA Ruhman, EB
  • the spin inversion method has a three-layer structure including a first ferromagnetic layer 101 / nonmagnetic metal layer 103 / second ferromagnetic layer 105, as shown in FIG.
  • a current is applied to the second ferromagnetic layer 103 and the first ferromagnetic layer 101, the second ferromagnetic layer 101 spin-polarized electrons are injected into the magnetic layer 1 0 5, are those that the spin of the second bow firefly magnetic '! 1 Namaso 1 05 is inverted, spin This is called magnetization reversal by injection.
  • the spins of the first ferromagnetic layer 101 and the second ferromagnetic layer 105 become antiparallel. Therefore, in the spin-transfer magnetization reversal of the two-layer structure, the spins of the first and second ferromagnetic layers can be made parallel or antiparallel by changing the direction of the current.
  • GMR giant magnetoresistive
  • MRAM magnetic random access magnetic memory
  • the giant magnetoresistive element has a giant magnetoresistive element with a current-in-plane (CIP) structure that allows current to flow in the film plane, and a current-perpendicular to the plane (CPP) that has a current flowing in the direction perpendicular to the film plane.
  • CIP current-in-plane
  • CPP current-perpendicular to the plane
  • a giant magnetoresistive element having a structure is known.
  • the principle of a giant magnetoresistive element is spin-dependent scattering at the interface between a magnetic layer and a nonmagnetic layer.
  • a giant magnetoresistive element having a CPP structure has a larger GMR than a giant magnetoresistive element having a CIP structure. .
  • a spin-valve type in which an antiferromagnetic layer is brought close to one of the ferromagnetic layers and the spin of the ferromagnetic layer is fixed is used.
  • the electric resistivity of the antiferromagnetic layer is about 200 ⁇ cm, which is about two orders of magnitude larger than that of the GMR film, so that the GMR effect is weakened.
  • the value of the magnetoresistance of a giant magnetoresistance effect element with a spin-valve CPP structure is 1% Less than the following. For this reason, giant magnetoresistive elements with a CIP structure have already been put to practical use in hard disk playback heads, but giant magnetoresistive elements with a CPP structure have not yet come into practical use.
  • tunnel magnetoresistive element by controlling the magnetization of the two ferromagnetic layers to be parallel or antiparallel to each other by an external magnetic field, the magnitude of the tunnel current in the direction perpendicular to the film surface is different.
  • Tunnel magnetoresistance (TMR) effect is obtained at room temperature (T. Miyazaki and N. Tezuka, "Spin polarized tunneling in fer romagne t / insu 1 ator / fer romagne t junctions", (1995), J. Magn. Magn. Mater, L39, p.1231).
  • TMR elements are expected to be applied to magnetic heads for hard disks and non-volatile random access magnetic memories (MRAM).
  • MRAM non-volatile random access magnetic memories
  • the MTJ elements are arranged in a matrix, and a current is applied to a separately provided wiring to apply a magnetic field, so that the two magnetic layers constituting each MTJ element are parallel and antiparallel to each other. By controlling, "1" and "0" are recorded. Reading is performed using the TMR effect.
  • MRAM if the element size is reduced for higher density, there is a problem that the noise due to the variation of the element increases and the TMR value is insufficient at present. Therefore, it is necessary to develop devices that exhibit larger TMR.
  • the spin injection method is promising as a spin inversion method for future nanostructure magnetic
  • current density required for magnetization reversal by spin injection is very large and I 0 7 A / cm 2 or more, which is This was a practical problem to be solved.
  • the present inventors have developed a three-layer structure in which the two ferromagnetic layers are coupled to each other in an anti-parallel manner via a non-magnetic metal layer. It has been found that when current flows from the layer, magnetization reversal by spin injection can occur at a lower current density.
  • the miniaturization of the giant magnetoresistive effect element having the CIP structure which has been put to practical use in the conventional reproducing head of a hard disk, has been promoted to achieve a high recording density, the signal voltage has been increased due to the miniaturization of the element. Is expected, and a high-performance CPP structure giant magnetoresistive element is required instead of the CIP structure giant magnetoresistive element, but this has not been realized yet.
  • the conventional half-metal thin film requires substrate heating and heat treatment to obtain its structure, which increases the surface roughness or oxidizes, which is one of the reasons that a large TMR cannot be obtained. Is considered one.
  • a thin film may not exhibit half-metal characteristics on the surface, and the half-metal characteristics are sensitive to the composition and the order of the atomic arrangement. The difficulty in obtaining the electronic state of the half-metal at this time is also presumed to be the reason that a large TMR cannot be obtained. From the above, there is a problem that fabrication of a half metal thin film is actually very difficult, and a favorable half metal thin film that can be used for various magnetoresistive elements has not been obtained.
  • L 2 is a conventional full-Heusler alloy, similarly to the mold compound, or shows a Co 2 CrAl and Co 2 F e 0 .4 Cr 0 .6
  • a 1 thin film is experimentally half metal characteristics and large TMR characteristics I don't know at all.
  • the present invention provides a spin injection device capable of performing spin injection magnetization reversal with a smaller current density, a magnetic device using the spin injection device, and a magnetic device. It is an object of the present invention to provide a memory device.
  • an object of the present invention is to provide a magnetic thin film having a large spin polarizability, a magnetoresistive element using the same, and a magnetic denos.
  • a spin injection device includes a spin injection portion having a spin polarization portion and an injection junction, and a spin injection portion having a magnetization antiparallel magnetically coupled through a nonmagnetic layer.
  • a Sy AF having a first magnetic layer and a second magnetic layer having different sizes, wherein the Sy AF and the injection junction are joined, and a spin-polarized electron is injected from the spin injection part and the second injection is performed.
  • the configuration is such that the magnetizations of the first magnetic layer and the second magnetic layer are reversed while maintaining the antiparallel state.
  • the injection junction of the spin injection part can be any one of a nonmagnetic conductive layer and a nonmagnetic insulating layer.
  • Spin-polarized electrons can be made spin-conducting conductive or tunnel-joinable at the injection junction of the spin-injection.
  • the spin polarization part of the spin injection part may be a ferromagnetic layer.
  • the spin polarization section of the spin injection section may be provided in contact with the antiferromagnetic layer for fixing the spin of the ferromagnetic layer.
  • the aspect ratio of the first magnetic layer and the second magnetic layer of SyAF joined to the injection junction of the spin injection part is 2 or less.
  • the spin injection device of the present invention can cause the magnetization reversal with a smaller current density.
  • the spin injection magnetic device further comprising a first magnetic layer and a first magnetic layer having different magnetization magnitudes magnetically coupled in antiparallel via a nonmagnetic layer, and A free layer capable of reversing the magnetization while maintaining the antiparallel state of the magnetization of the layer and the second magnetic layer, and a ferromagnetic fixed layer tunnel-joined via a free layer and an insulating layer.
  • the structure is such that the layers are ferromagnetic spin tunnel junctions.
  • a spin injection unit having an injection junction and a spin polarization unit for bonding to the free layer may be provided.
  • the injection junction of the spin injection part can be any one of a non-magnetic conductive layer and a non-magnetic insulating layer.
  • Spin-polarized electrons may be made spin-conducting conductive or tunnel-junctionable at the injection junction of the spin injection.
  • the spin polarization part of the spin injection part can be a ferromagnetic layer.
  • S The spin polarization section of the pin injection section may be provided in contact with the antiferromagnetic layer for fixing the spin of the ferromagnetic layer.
  • the aspect ratio of the first magnetic layer and the second magnetic layer of the free layer joined to the injection junction of the spin injection part can be set to 2 or less.
  • the injection junction of the spin injection part may be a word line.
  • the spin injection magnetic device of the present invention when spin injection is performed, a single layer of magnetization reversal occurs and becomes parallel or anti-parallel to the magnetization of the fixed layer, so that a tunnel magnetoresistance effect appears. Therefore, the spin injection magnetic device of the present invention can cause the magnetization reversal of the free layer by spin injection at a smaller current density.
  • the spin injection unit includes a spin polarization unit including the ferromagnetic fixed layer and an injection junction of the nonmagnetic layer; and a ferromagnetic free layer provided in contact with the spin injection unit.
  • the non-magnetic layer is made of an insulator or a conductor, the non-magnetic layer is provided on the surface of the ferromagnetic free layer, and a current flows in the direction perpendicular to the film surface of the spin injection device. It is characterized by reversing the magnetization of the ferromagnetic layer.
  • the ferromagnetic free layer is C 0 or a C 0 alloy
  • the nonmagnetic layer provided on the surface of the ferromagnetic free layer is a Ru layer
  • the film thickness is 0.1 to 20 nm. Is preferred.
  • the spin injection device is a spin injection unit including a spin polarization unit including a ferromagnetic fixed layer and an injection junction of a nonmagnetic layer, and a ferromagnetic free layer provided in contact with the spin injection unit.
  • a non-magnetic layer comprising an insulator or a conductor, a non-magnetic layer and a ferromagnetic layer being provided on a surface of a ferromagnetic free layer, wherein the non-magnetic layer is formed in a direction perpendicular to the film surface of the spin injection device. It is characterized by passing a current and inverting the magnetization of the ferromagnetic free layer.
  • the ferromagnetic free layer and the ferromagnetic layer are made of C 0 or C 0 alloy, and the nonmagnetic layer provided on the surface of the ferromagnetic free layer is a Ru layer, and even if the film thickness is 2 to 2 O nm. Good.
  • the spin injection device having this configuration when spin injection is performed from the spin polarization portion through the injection junction, the ferromagnetic free layer is reversed in magnetization. Therefore, the spin injection device of the present invention can cause magnetization reversal with a smaller current density.
  • a spin injection magnetic device uses the spin injection device according to any one of the fifteenth to eighteenth aspects.
  • Spin injection magnetic device of this configuration When the spin injection is performed, the magnetization reversal of the ferromagnetic free layer occurs when the spin is injected, and the magnetization becomes parallel or antiparallel to the magnetization of the ferromagnetic pinned layer. Therefore, the spin injection magnetic device of the present invention can cause the magnetization reversal of the ferromagnetic free layer by spin injection at a smaller current density.
  • a spin-injection magnetic memory device uses the spin-injection device according to any one of the fifteenth to eighteenth aspects.
  • the spin-injection magnetic memory device can provide a memory device based on magnetization reversal of a ferromagnetic layer by spin injection at a smaller current density.
  • the present inventors have produced a Coz F ex Ci — x Al (0 ⁇ x ⁇ 1) thin film, and as a result, this film is ferromagnetic at room temperature, and L 2 is obtained without heating the substrate.
  • the inventors have found that any one of the,, B2, and A2 structures can be produced, and have completed the present invention.
  • Co 2 F e x Cr formed on the substrate, - x A 1 comprises a thin film, Co 2 F e x C r , - x Al thin film
  • Co 2 F e x C r , - x Al thin film This is achieved by having any one of L 2,, B 2, and A 2 structures, and 0 ⁇ x ⁇ 1.
  • C o 2 F e x Cr , -x A 1 film may be formed without the child heating the substrate.
  • thermal oxidation S i, glass, Mg_ ⁇ single crystal, GaA s single crystal, Al 2 0 3 may be either one of single crystal.
  • a buffer layer may be provided between the substrate and the Co 2 F ⁇ CrA1 thin film.
  • this buffer layer at least one of Al, Cu, Cr, Fe, Nb, Ni, Ta, and NiFe can be used. According to this configuration, a Co 2 FGxCrA 1 (here, 0 ⁇ x ⁇ 1) magnetic thin film that is bow-fluorescent at room temperature and has a large spin polarizability can be obtained.
  • a tunnel magnetoresistive element according to claim 26 has a plurality of ferromagnetic layers on a substrate, and at least one of the ferromagnetic layers has any one of a B2 structure and an A2 structure.
  • Co 2 F e x C r Al (where 0 ⁇ x ⁇ 1) It is characterized by that.
  • the ferromagnetic layer includes a fixed layer and a free layer, and the free layer
  • L 2,, B 2, C o 2 having any one of structures A 2 structure F e x C r -! X A 1 (wherein, 0 ⁇ x ⁇ 1) is preferably made of a magnetic thin film.
  • C o 2 F e x C r, _ ⁇ A 1 thin film can be formed regardless to Caro heat the substrate.
  • the substrate is thermally oxidized S i, glass, Mg_ ⁇ single crystal, GaAs single crystal, A l 2 ⁇ 3 may be either one of single crystal.
  • the substrate and C o 2 F e x CT - between chi ⁇ Alpha 1 film may buffer one layer is disposed.
  • This buffer layer can be composed of at least one of A1, Cu, Cr, Fe, Nb, Ni, Ta, and NiFe. According to the above configuration, a tunneling magneto-resistance effect element having a large TMR can be obtained at room temperature with a low external magnetic field.
  • the giant magnetoresistive element according to claim 32 has a plurality of ferromagnetic layers on a substrate, and at least one of the ferromagnetic layers has one of L 2, B 2, and A 2 structures.
  • the ferromagnetic layer is composed of a fixed layer and a free layer, and the free layer has any one of L 2, B 2, and A 2 structures C 0 2 FeCr x A 1 (where 0 ⁇ x ⁇ 1) It is preferable that the magnetic thin film is made of a magnetic thin film.
  • the Co 2 F x Cri- X A1 thin film can be formed without heating the substrate.
  • Between the substrate and the C o 2 F e x C r A 1 film may be arranged buffer one layer.
  • the substrate thermal oxidation S i, glass, Mg ⁇ single crystal, GaAs single crystal, and may be either one of A l 2 0 3 single crystal.
  • the buffer layer can be composed of at least one of Al, Cu, Cr, Fe, Nb, Ni, Ta, and NiFe. According to the above configuration, a giant magnetoresistance effect element having a large GMR at a low external magnetic field at room temperature can be obtained.
  • the magnetic device wherein the C o 2 F e x C r A l (where 0 ⁇ x ⁇ 1) magnetic thin film having any one of B2 and A2 structures is provided on the substrate. It is characterized by being formed on.
  • the free layer is the C 0 2 F e x C r , - x A 1 (wherein, 0 ⁇ X ⁇ 1) may be used tunneling magneto-resistance effect element or a giant magneto-resistive element composed of a magnetic thin film .
  • the tunnel magnetoresistive element or the giant magnetoresistive element is manufactured without heating the substrate. I have.
  • the substrate is thermally oxidized S i, glass, MgO single crystal, it is possible to use a GaAs single crystal, A 1 2 ⁇ 3 tunneling magnetoresistive element was any one of a single crystal or a giant magneto-resistance effect element.
  • a tunnel magnetoresistive element or a giant magnetoresistive element using at least one of A1, Cu, Cr, Fe, Nb, Ni, Ta, and NiFe may be used as the buffer layer. According to the above configuration, it is possible to obtain a magnetic device using a magnetoresistive element having a large TMR or GMR at room temperature with a low external magnetic field.
  • the magnetic head and the magnetic recording device further include a C 0 2 F x Cr, —A 1 (where 0 0) having any one of L 2,, B 2, and A 2 structures.
  • ⁇ x ⁇ 1) It is characterized by being formed on a magnetic thin film plate.
  • the free-layer Co 2 F e x C r, -x A 1 (wherein, 0 ⁇ Kai ⁇ 1) using a tunnel magneto-resistance effect element or a giant magnetoresistive effect element is a magnetic thin film You.
  • a tunnel magnetoresistive element or a giant magnetoresistive element manufactured without heating the substrate may be used.
  • a tunnel magnetoresistance effect element or a giant magnetoresistive effect element buffer layer is disposed between the thin film Is also good.
  • the substrate is thermally oxidized S i, glass, MgO single crystal, GaAs single crystal, Al 2 0 3 can be used a tunnel magneto-resistance effect element or a giant magnetoresistive effect element is any one of a single crystal.
  • the buffer layer uses a tunnel magnetoresistive element or a giant magnetoresistive element composed of at least one of Al, Cu, Cr, Fe, Nb, Ni, Ta, and NiFe. Good.
  • a large-capacity, high-speed magnetic head and a magnetic recording device can be obtained by using a magnetoresistive effect element having a large TMR or GMR at a low external magnetic field at room temperature.
  • FIGS. 1A and 1B are conceptual diagrams of a spin injection device according to a first embodiment of the present invention.
  • FIG. 1A shows a state in which the spin of SyAF is directed downward
  • FIG. FIG. 3 is a conceptual diagram showing a state where
  • FIG. 2 is a schematic view of a spin injection device according to the first embodiment in which the injection junction is a nonmagnetic insulating layer.
  • FIG. 3 is a schematic view showing a second embodiment of the spin injection device of the present invention.
  • FIG. 4 is a schematic view showing a third embodiment of the spin injection device of the present invention.
  • FIG. 5 is a schematic diagram illustrating the magnetization reversal of the spin injection device according to the third embodiment. .
  • FIG. 6 is a schematic diagram showing a fourth embodiment of the spin injection device of the present invention.
  • FIG. 7 is a schematic diagram illustrating the magnetization reversal of the spin injection device according to the fourth embodiment.
  • FIG. 8 is a schematic diagram of the spin injection magnetic device of the present invention.
  • FIG. 9 is a cross-sectional view of a magnetic thin film that can be used in the present invention.
  • FIG. 10 is a cross-sectional view of a modified example of the magnetic thin film that can be used in the present invention.
  • Figure 11 shows C o 2 F e x C r!-X A 1 (where 0 ⁇ 1
  • FIG. 3 is a diagram schematically illustrating the structure of FIG.
  • FIG. 12 is a diagram showing a cross section of a magnetoresistive element using a magnetic thin film according to the second embodiment of the present invention.
  • FIG. 13 is a view showing a cross section of a modification of the magnetoresistance effect element using the magnetic thin film according to the second embodiment of the present invention.
  • FIG. 14 is a view showing a cross section of a modification of the magnetoresistive element using the magnetic thin film according to the second embodiment of the present invention.
  • FIG. 15 is a diagram showing a cross section of a magnetoresistive element using a magnetic thin film according to the third embodiment of the present invention.
  • FIG. 16 shows the magnetoresistance effect using the magnetic thin film according to the third embodiment of the present invention. It is a figure showing the section of the modification of an element.
  • FIG. 17 is a diagram schematically illustrating resistance when an external magnetic field is applied to a magnetoresistive element using the magnetic thin film of the present invention.
  • FIG. 18 is a diagram showing the spin injection magnetization reversal of the spin injection device of Example 1 at room temperature.
  • FIG. 19 is a diagram showing the spin injection magnetization reversal of the spin injection device of Example 2 ′ at room temperature.
  • FIG. 20 is a diagram showing (a) a magnetoresistance curve and (b) a spin transfer magnetization reversal of the comparative example at room temperature.
  • FIG. 3 is a view showing a result of measuring X-ray diffraction of the .5A1 thin film.
  • 2 2 is a diagram illustrating a C 0 2 F e 0 .5 C ro.5 A 1 magnetization characteristic at room temperature of the thin film.
  • FIG. 23 is a diagram showing the magnetic field dependence of the resistance of the tunnel magnetoresistance effect element shown in FIG.
  • FIG. 24 is a diagram showing the magnetic field dependence of the resistance of the tunnel magnetoresistance effect element shown in FIG.
  • FIG. 25 is a schematic diagram showing the principle of conventional spin magnetization reversal. BEST MODE FOR CARRYING OUT THE INVENTION
  • Fig. 1 is a conceptual diagram of the spin injection device of the present invention, where (a) shows a state in which the spin of SyAF is directed downward, and (b) shows a concept in which the spin of SyAF is directed upward by spin injection.
  • FIG. 1 the spin injection device of the present invention 1
  • 0 denotes a first magnetic layer 4 and a second magnetic layer 4 via a non-magnetic layer 2 which is a spin injection section 1 having a spin polarization section 9 and an injection junction 7 and an antiferromagnetic yarn ⁇ (,;
  • the magnetic layer 6 and the SyAF 3 forming a three-layer structure are provided, and these form a laminated structure.
  • the magnetic field Hsw required for the magnetization reversal of a ferromagnetic single-layer film is generally given by the following equation (2) using the uniaxial magnetic anisotropy Ku, the saturation magnetization Ms, the film thickness t, and the width w.
  • Hsw 2 Ku / Ms + C (k) t Ms / w (2)
  • the first term is a term due to magnetic anisotropy
  • the second term is a term due to a demagnetizing field
  • the thickness of the two ferromagnetic layers t,, t 2 the saturation magnetization, the magnetization reversal field of SyAF with M 2 is given by the following equation (3).
  • the aspect ratio k is t / w. Therefore, in the case of the first magnetic layer 4, it is / w, and in the case of the second magnetic layer 6, it is t 2 / w (see FIG. 1 (a)).
  • the SyAF 3 according to the present invention includes a first magnetic layer 4 and a second magnetic layer 6 via a nonmagnetic layer 2. It has a three-layer structure in which the magnetic layers are magnetically coupled antiparallel to each other, and each film thickness is formed in nanometers.
  • the non-magnetic layer 2 is a substance that antiferromagnetically couples the magnetization of both magnetic layers via the nonmagnetic layer 2.
  • Ruthenium (Ru), iridium (Ir), and rhodium (Rh) can be used as the antiferromagnetic nonmagnetic layer. It is.
  • reference numerals 5 and 8 denote terminals through which current flows. Since the ferromagnetic layer and the magnetic layer are conductors, they can also be used as electrodes, but a separate electrode may be provided to allow current to flow.
  • the spin of the first magnetic layer 4 and the spin of the second magnetic layer 6 are magnetically coupled while maintaining the antiparallel state. I agree. That is, the magnetization of the first magnetic layer 4 and the magnetization of the second magnetic layer 6 have antiparallel state magnetizations having different magnitudes, that is, antiparallel spins having different magnitudes. Assuming that the thickness of the first magnetic layer 4 is Mi, the magnetization is Mi, the thickness of the second magnetic layer 6 is t 2 , and the magnetization is M 2 , the direction of larger magnetization (t!
  • the spin injection part 1 has a structure in which a spin polarization part 9 made of a ferromagnetic layer and an injection junction part 7 made of a nonmagnetic conductive layer are laminated, and the injection junction part 7 of the nonmagnetic conductive layer has a nanometer size. It is.
  • the nanometer size means the size of the electron that can conduct while keeping its momentum and spin.
  • the injection junction 7 is large enough to allow spin preservation conduction. If the injection junction 7 is a metal, the mean free path of electrons is 1 jLim or less, and this 1; for devices with a size of 1 Lim or less, the injected spins may flow into the other without relaxation. it can.
  • the injection junction 7 of the spin injection unit 1 may be a nonmagnetic insulating layer 12 as shown in FIG. This non-magnetic insulating layer 12 has a size of a nanometer that is large enough to allow a tunnel junction through which a tunnel current flows. And a few nm.
  • the spin-polarized portion 9 made of a ferromagnetic layer is a ferromagnetic material, but the number of ap spin electrons and down-spin electrons on the Fermi surface that conducts conduction is different.
  • the polarized electrons flow into the injection junction 7 of the nonmagnetic metal layer.
  • a very small current of 1 milliamperes (mA) or less is passed, and the non-magnetic metal layer ( Alternatively, when spin injection is performed through the injection junction 7 of the nonmagnetic insulating layer 1), the magnetization of the magnetic layer 4 of SyAF 3 and the spin of the magnetic layer 6 are reversed while maintaining the antiparallel state. Therefore, in the spin injection device of the present invention, magnetization reversal by spin injection can be performed at a smaller current density. As a result, spin injection magnetization reversal can be performed only by passing a small current without applying a magnetic field by applying a current, so that a spin injection device having logic, memory, and storage can be realized.
  • mA milliamperes
  • FIG. 3 is a schematic view showing a second embodiment of the spin injection device of the present invention.
  • this embodiment has a structure in which the spin polarization section 9 has an antiferromagnetic layer 21 and a ferromagnetic layer 23, and the ferromagnetic layer 23 has an antiferromagnetic layer 21.
  • the spin of the ferromagnetic layer 3 is fixed.
  • the injection junction is the nonmagnetic metal layer 25 capable of spin-conserving conduction, an insulating layer capable of tunnel junction may be used instead. In such a configuration, the spin of the spin-polarized portion is fixed and the spin is injected, so that the magnetization reversal of S y A F can be performed.
  • FIG. 4 is a schematic diagram showing a spin injection device according to the third embodiment.
  • the spin injection device 14 includes a spin polarization section 9 composed of an antiferromagnetic layer 21 and a ferromagnetic pinned layer 26, and an injection junction provided in contact with the ferromagnetic pinned layer. And a two-layer structure including a ferromagnetic free layer 27 and a nonmagnetic layer 28 on the nonmagnetic layer 7.
  • the spin injection section 1 is composed of a spin polarization section 9 and an injection junction section 7.
  • the spin polarization section 9 the ferromagnetic layer 21 is brought close to the ferromagnetic pinned layer 26 so that the ferromagnetic property is increased.
  • the spin of the fixed layer 26 is fixed.
  • Injection junction 7 is spin-conserving conductive C
  • the nonmagnetic metal layer 25 such as u may be used, but an insulating layer 12 capable of tunnel junction may be used instead.
  • the spin injection device 14 of the third embodiment is different from the spin injection device shown in FIG. 3 in that a ferromagnetic free layer 27 and a nonmagnetic layer 28 are provided instead of the Sy AF 3. .
  • the nonmagnetic layer 28 is provided at the interface with the ferromagnetic free layer 27 so as to reflect a large number (smallity) spins and transmit a small number (minority) spins. Therefore, the thickness of the nonmagnetic layer 28 may be set to a distance that allows a small number of spins to move while maintaining the spin, that is, the spin diffusion length.
  • C 0 or a C 0 alloy can be used as the bow magnetic free layer 27.
  • Ru, Ir, and Rh can be used, and it is particularly preferable to use Ru.
  • the spin diffusion length of Ru is known to be 14 nm, and the thickness of Ru may be set to 0.1 nm to 20 nm.
  • Co or a Co alloy is used for the ferromagnetic free layer 27 and Ru is used for the nonmagnetic layer 28.
  • FIG. 5 is a schematic diagram illustrating the magnetization reversal of the spin injection device 14 of the third embodiment.
  • FIG. 5 when electrons are injected from the ferromagnetic pinned layer 26 to the ferromagnetic free layer 27, a large number of spin electrons 17 cause the magnetization of the ferromagnetic free layer 27 to change its magnetization. 15 to give a torque of 18.
  • the large number of spin electrons 19 reflected at the interface between C 0 or C 0 alloy 27 and Ru 28 shows that the film thickness of C 0 or C 0 alloy 27 indicates that spin conduction is low. If it is thin enough to be preserved, the reflected multiple spin electrons 19 also give the ferromagnetic free layer 27 a similar torque 18. As a result, the torque of the ferromagnetic free layer 27 substantially increases, and becomes the same direction as the magnetization of the ferromagnetic fixed layer 26. On the other hand, when the direction of the current is reversed and electrons are injected from the Ru layer 28 to the C0 or C0 alloy 27 side, a large number of spin electrons are generated by the C0 or C0 alloy 27 and the Ru28.
  • the spin injection device 14 of the present invention by inserting the nonmagnetic layer 28, the spin of the spin polarization section 9 is fixed and spin injected, and the magnetization reversal of the ferromagnetic free layer 27 is performed. Can be performed at a lower current density than the conventional spin injection magnetization reversal.
  • a spin injection device according to a fourth embodiment will be described with reference to FIG.
  • the spin injection device 16 of this embodiment differs from the spin injection device 14 shown in FIG. 4 in that a ferromagnetic fixed layer 29 is further provided on the nonmagnetic layer 28.
  • the other configuration is the same as that of the spin injection device 14 shown in FIG.
  • the ferromagnetic free layer 27 and the ferromagnetic fixed layer 29 are formed so that their magnetizations are not antiparallel as in Sy AF 3 and that the non-magnetic layer 2 is formed so that spin-conserving conduction occurs.
  • the thickness of 8 may be determined.
  • the thickness of Ru becomes Sy AF 3
  • the thickness may be about 2 to 20 nm so as not to cause the above.
  • FIG. 7 is a schematic diagram illustrating the magnetization reversal of the spin injection device 16 of the fourth embodiment. '' When electrons are injected from the ferromagnetic pinned layer 29 to the ferromagnetic free layer 27, many spin electrons 37 are strongly reflected at the interface between the ferromagnetic pinned layer 29 and the Ru layer 28, It does not reach the free layer 27. At this time, if the film thickness of Co or Co alloy 27 is thin enough to maintain spin conduction, few spin electrons 39 are not scattered and reach ferromagnetic free layer 27, which is strong. A torque of 38 is applied to align the spins of the magnetic layer 1 27.
  • the magnetization of the ferromagnetic free layer 27 is antiparallel to the ferromagnetic fixed layer 26. It becomes. As a result, the large number of spin electrons 37 do not reach the ferromagnetic free layer 27 as compared with the case without the Ru layer .28, and the magnetization can be reversed with a smaller current density.
  • the spin injection device 16 of the present embodiment the spin of the spin polarization section 9 is fixed and the spin is injected, and the ferromagnetic free layer 27 and the non-magnetic layer 28, In the ferromagnetic fixed layer 29, the magnetization reversal of the ferromagnetic free layer 27 can be performed at a low current density.
  • the magnetization reversal force of the ferromagnetic free layer 27 occurs, the magnetization becomes parallel or antiparallel to the magnetization of the ferromagnetic fixed layer 26, so that the antiferromagnetic layer 21 and the ferromagnetic fixed layer
  • the layer structure including the injection junction 7 composed of the nonmagnetic metal layer 25 and the nonmagnetic metal layer 25 such as Cu and the ferromagnetic free layer 27 has a giant magnetoresistance effect similar to that of the CPP type giant magnetoresistance element. Occurs.
  • the nonmagnetic layer 7 is an insulating layer 12 capable of tunnel junction
  • the magnetization reversal of the ferromagnetic free layer 27 occurs, a tunnel junction between the antiferromagnetic layer 1 and the ferromagnetic fixed layer 26 is possible.
  • the layer structure including the insulating layer 12 and the ferromagnetic layer 27 has a tunnel magnetoresistive effect as in the case of the CPP type tunnel magnetoresistive element.
  • FIG. 8 is a schematic diagram of the spin injection magnetic device of the present invention.
  • the spin injection magnetic device 30 has a ferromagnetic spin in which a Sy AF 3 serving as a free layer and a fixed layer 31 composed of a ferromagnetic layer 32 and an antiferromagnetic layer 34 are tunnel-juncted with an insulating layer 33.
  • the tunnel junction (MTJ) element 36 includes a spin injection part 1 for reversing the magnetization of a free layer, which is a ferromagnetic layer.
  • the spin injection section 1 is obtained by forming the injection junction into an insulating layer 12 capable of tunnel junction.
  • the spin injection device 14 may have a two-layer structure including the ferromagnetic free layer 27 and the nonmagnetic layer 28 provided on the ferromagnetic free layer.
  • SyAF 3 is provided on the ferromagnetic free layer 27, the nonmagnetic layer 28, and the nonmagnetic layer of the spin injection device 16 of the fourth embodiment shown in FIG. A configuration in which the magnetic layer 29 is replaced with a three-layer structure may be employed.
  • the spin injection magnetic device of the present invention can be used for a super-gigabit large-capacity, high-speed nonvolatile memory.
  • a free layer of SyAF is sandwiched or covered with an insulating film capable of tunnel junction, and coupled as a lead wire at a spin-injection portion corresponding to this SyAF to perform fine processing.
  • the basic structure of the MRAM / spin transfer magnetic memory device can be obtained.
  • the free layer is a two-layer structure composed of a ferromagnetic free layer 27 and a nonmagnetic layer 28 or a strong layer provided on the ferromagnetic free layer 27, the nonmagnetic layer 28, and the nonmagnetic layer, in addition to SyAF.
  • a three-layer structure including the magnetic layer 29 can be used.
  • FIG. 9 is a sectional view of a magnetic thin film that can be used in the present invention.
  • a C 0 2 F e XCr to XA 1 thin film 43 is provided on a substrate 42 at room temperature. Where 0 ⁇ x ⁇ 1.
  • the C 0 2 F e x C r,-XA 1 thin film 43 is ferromagnetic at room temperature, has an electrical resistivity of about 190 w ⁇ cm, and has a B 2 , A2 structure.
  • the thickness of the C o 2 F e x CI -XA l thin film 4 3 on the substrate 4 2 may be one less than 1 nm.
  • FIG. 10 is a sectional view of a modification of the magnetic thin film that can be used in the present invention.
  • the magnetic thin film 45 used in the present invention is different from the structure of the magnetic thin film 41 in FIG. 9 in that the substrate 42 and the C 0 2 F Ex Cr A 1 (here, 0 ⁇ x ⁇ 1) thin film 43 are used. A buffer layer 44 is inserted between them. By inserting buffer layer 44, C o 2 F on substrate 4 2 ex C r, _x A l (here, 0 ⁇ x ⁇ l) The crystallinity of the thin film 43 can be further improved.
  • the substrate 4 2 used in the magnetic thin film 4 1, 4 5, the thermal oxidation S i, multi crystal such as glass, MgO, can be formed using a single crystal such as A 12 ⁇ 3, GaAs.
  • the buffer layer 44 Al, Cu, Cr, Fe, Nb, Ni, Ta, NiFe, or the like can be used. (Wherein, 0 ⁇ X ⁇ 1) the C o 2 F e x C r preparative x A 1 thickness of the thin film 4 3, 1 or more 1 nm; may be at or less. If this film thickness is less than 1 nm, it becomes substantially difficult to obtain any one of the L 2, B 2, and A 2 structures described later. The application as an injection device becomes difficult, which is not preferable.
  • Figure 1 1 is, C 0 2 F e x C r used in the magnetic thin film, - x A 1 (wherein, 0 ⁇ X ⁇ 1) is a diagram schematically illustrating the structure of a.
  • the structure shown in the figure is eight times (two times the lattice constant) that of a conventional unit cell of bcc (body-centered cubic lattice).
  • the composition ratio of F e and C r is F e x C r, -x (where 0 ⁇ x ⁇ 1), and [AI is placed at position I, and Co is placed at positions III and IV.
  • the structure of Co 2 F e x Cr -! ( Here, 0 ⁇ x ⁇ l) x A l film 4 3 are ferromagnetic at room temperature, and, without heating the substrate, B 2, A2 C o 2 F e x C r what Re or one structure of structure, -x a 1 film is obtained.
  • the C o 2 F e x C r, -x A l thin film 4 3 (here, 0 ⁇ 1) having the above configuration has L 2,, B Any one of the 2, A2 structures is obtained.
  • the B 2 structure of the Co 2 Fe x Crt-x Al (here, 0 ⁇ x ⁇ 1) thin film is a unique substance that has not been obtained conventionally.
  • the B2 structure is similar to the L2, structure except that the L2, structure has a regular arrangement of Cr (F e) and A1 atoms, whereas the B2 structure is not. It is arranged in a rule.
  • the A2 structure is a structure in which Co, Fe, Cr and A1 are irregularly substituted. These differences can be measured by X-ray diffraction. '
  • the magnetic thin films 41 and 45 having the above configuration are half-metal, but qualitatively, a tunnel magnetoresistive element with a tunnel junction was fabricated and it exceeded 100%. If it shows such a very large TMR, it can be considered as half metal.
  • Co 2 F e x C r! -X A 1 on one side of the insulating film (0 ⁇ x ⁇ 1) using the thin film 43 as a ferromagnetic layer, spin polarizability to the other ferromagnetic layer of the insulating film is 0.5
  • a large TMR exceeding 100% was obtained.
  • the reason why such a large TMR can be obtained is that the Co 2 Fe x Cr, -x Al (0 ⁇ x ⁇ l) thin film 43 has a large spin polarizability, L 2 1, B 2, a 2 or one of the structures of the structure is based on the discovery that obtained.
  • the C 0 2 F e x C r I— x A 1 (0 ⁇ x ⁇ 1) thin film 43 is ferromagnetic with a thickness of 1 nm or more. Characteristics can be obtained. This is because the interface of the tunnel junction can be made clean and sharp without oxidizing the surface or increasing the surface roughness. Big TM It is presumed that R can be obtained.
  • the magnetic thin films 41 and 45 can be used for the first and second magnetic layers of SyAF 3 used in the spin injection device of the present invention, or the ferromagnetic layer 9 of the spin injection part.
  • the magnetic thin films 41 and 45 are composed of an antiferromagnetic layer 21 and a ferromagnetic pinned layer 26 used for the spin injection devices 14 and 16 of the present invention, a nonmagnetic metal layer 25 such as Cu, and a ferromagnetic free layer.
  • CPP type giant magnetoresistive element structure with a layer structure consisting of 28, a layer consisting of an antiferromagnetic layer 21 and a ferromagnetic pinned layer 26, an insulating layer 12 capable of tunnel junction, and a ferromagnetic free layer 27 It can be used for a tunnel magnetoresistive effect element structure. Further, it can be used for the ferromagnetic layer of the MTJ element or the tunnel magnetoresistance effect element used in the spin injection magnetic device of the present invention.
  • FIG. 12 is a diagram showing a cross section of a magnetoresistive element using a magnetic thin film according to the second embodiment of the present invention.
  • FIG. 12 shows the case of a tunnel magnetoresistance effect element.
  • the tunnel magneto-resistance effect element 50 for example, Co 2 F e x C r have x A l (0 ⁇ 1) thin film 4 3 is disposed on the substrate 4 2, a tunnel layer It has a structure in which an insulating layer 51, a ferromagnetic layer 52, and an antiferromagnetic layer 53 are sequentially stacked. '
  • the antiferromagnetic layer 53 is used for a so-called spin-bubble structure in which the spin of the ferromagnetic layer 52 is fixed.
  • C o 2 F e x C r ix A 1 (0 ⁇ x ⁇ 1) thin film 43 pretend more, referred to as the ferromagnetic layer 52 pinned layer.
  • the ferromagnetic layer 52 may have either a single-layer structure or a multi-layer structure.
  • the A 1 Ox is an oxide of A 1 2 ⁇ 3 and A 1 in the insulating layer 5 1, C oF e
  • the ferromagnetic layer 54, N i F e or, the CoF e and N i F e A composite film or the like can be used, and IrMn or the like can be used for the antiferromagnetic layer 53. Further, it is preferable that a nonmagnetic electrode layer 54 serving as a protective film is further deposited on the antiferromagnetic layer 53 of the tunnel magnetoresistance effect element 50 of the present invention.
  • FIG. 13 is a view showing a cross section of a modified example of the magnetoresistive element using the magnetic thin film according to the second embodiment of the present invention.
  • Magnetoresistive element using the magnetic thin film of the present invention Tunnel magnetoresistance effect element 5 5 is a child, more buffers on the substrate 4 2 4 4 and C 0 2 F e x C n- X Al (0 ⁇ x ⁇ 1) thin film 4 3 is arranged, the tunnel layer It has a structure in which an insulating layer 51, a magnetic thin film 52, an antiferromagnetic layer 53, and a nonmagnetic electrode layer 54 as a protective film are sequentially laminated.
  • FIG. 13 differs from the structure of FIG. 12 in that a buffer layer 44 is further provided in the structure of FIG. Other structures are the same as in FIG.
  • FIG. 14 is a view showing a cross section of a modified example of the magnetoresistive element using the magnetic thin film according to the second embodiment of the present invention.
  • Tunnel magnetoresistance effect element 6 0 is a magnetic resistance effect element using a magnetic thin film of the present invention, more buffers on the substrate 4 2 4 4 and o 2 F e x C r, - X Al (0 ⁇ x ⁇ 1) thin film 4 3 is disposed, the insulating layer 5 1 as a tunnel layer, and C o 2 F e x C r Bok x Al (0 ⁇ 1) thin film 5 6, the antiferromagnetic layer 3 And a non-magnetic electrode layer 5 serving as a protective film.
  • FIG. 14 differs from the structure of FIG.
  • the ferromagnetic layer 52 serving as the pinned layer in FIG. 13 is also a magnetic thin film of the present invention C 0 2 F e x C r A 1 (0 ⁇ x ⁇ l) This is the point that a thin film 56 was used.
  • Other structures are the same as in FIG.
  • the substrate 4 2 used for the tunneling magnetoresistive element 5 0, 5 5, 6 0, thermal oxidation S i polycrystalline, such as glass, Mg O, single crystal such as A l 2 ⁇ 3, GaAs It may be.
  • a 1, Gu, Cr, Fe, Nb, i, Ta, NiFe, and the like can be used for the buffer layer 44.
  • the C o 2 F e x C r , - x A 1 (0 ⁇ x ⁇ 1) thin film 4 3 film thickness may be at 1 ⁇ M or less than 1 nm.
  • the tunnel magnetoresistive elements 50, 55, and 60 of the present invention having the above-described structure are formed by sputtering, vapor deposition, laser ablation, or the like. It can be manufactured using a normal thin film forming method such as a masking method or an MBE method, and a masking step for forming an electrode having a predetermined shape.
  • tunnel magnetoresistive element 50 and 55 which are the magnetoresistive elements using the magnetic thin film of the present invention will be described.
  • the magnetoresistive elements 50, 55 using the magnetic thin film of the present invention use two ferromagnetic layers 43, 52, one of which is close to the antiferromagnetic layer 53, and the adjacent ferromagnetic layer 52, Since the spin valve type is used to fix the spin of the layer, when an external magnetic field is applied, the other ferromagnetic layer is a free layer of Co 2 F e x C r, -x A 1 (0 ⁇ x ⁇ 1) Only the spin of the thin film 43 is reversed.
  • the magnetization of the ferromagnetic layer 52 by the spin valve effect since spin is fixed in one direction by the exchange interaction with the antiferromagnetic layer 53, a free layer C o 2 F e x C r i- x A 1 (0 ⁇ x ⁇ 1) Spin parallel and anti-parallel of the thin film 43 can be easily obtained, and the ferromagnetic layer is C 0 2 F e x Cr ix A l (0 ⁇ 1) Since the thin film 43 has a high spin polarizability, the TMR of the tunnel magnetoresistive element of the present invention becomes very large.
  • the tunnel magnetoresistive elements 50 and 55 of the present invention are suitable for magnetic devices such as MRAM which require magnetization reversal with low power.
  • tunnel magnetoresistance effect element 60 which is a magnetoresistance effect element using the magnetic thin film of the present invention will be described.
  • the tunnel magnetoresistance effect element 60 is the same as the ferromagnetic Co 2 F ⁇ ⁇ C r, -x A 1 (0 ⁇ x ⁇ l) thin film 43 in which the pinned ferromagnetic layer 56 is also a free layer. (0 2 F e x C r , - because of the use of x a 1 (0 ⁇ x ⁇ 1), the equation (1) denominator Ri decreases good, yet, a tunnel magnetoresistance effect element of the present invention As a result, the tunnel magnetoresistance effect element 60 of the present invention is suitable for a magnetic device such as an MRAM that requires magnetization reversal with low power.
  • FIG. 15 shows the magnetoresistance effect using the magnetic thin film according to the third embodiment of the present invention.
  • FIG. 3 is a view showing a cross section of the result element.
  • the magnetoresistive element using the magnetic thin film of the present invention is a giant magnetoresistive element.
  • the giant magnetoresistive element 70 has a buffer layer 44 and a Co 2 FG x Cr, -X A l (0 ⁇ x ⁇ l) W43 of the present invention, which becomes a ferromagnetic material, on a substrate 42.
  • Nonmagnetic metal layer 61 a nonmagnetic metal layer 61, a ferromagnetic layer 62, and a nonmagnetic electrode layer 54 serving as a protective film are sequentially laminated.
  • a voltage is applied between the buffer layer 44 of the giant magnetoresistive element and the electrode layer 5.
  • An external magnetic field is applied in parallel within the film plane.
  • the current from the fur layer 44 to the electrode layer 54 can be caused to flow by a CPP structure which is a type in which a current flows in a direction perpendicular to the film surface.
  • FIG. 16 is a view showing a cross section of a modified example of the magnetoresistive element using the magnetic thin film according to the third embodiment of the present invention.
  • the giant magnetoresistive element 75 of the present invention is different from the giant magnetoresistive element 70 of FIG. 15 in that an antiferromagnetic layer 53 is provided between the ferromagnetic layer 62 and the electrode layer 54 to provide a spin valve type giant magnetoresistive element. This is a magnetoresistive effect element.
  • Other structures are the same as those in FIG.
  • the antiferromagnetic layer 53 functions to fix the spin of the ferromagnetic layer 62 that is to be the adjacent pin layer.
  • a voltage is applied between the buffer layer 44 of the giant magnetoresistive elements 70 and 75 and the electrode layer 54.
  • the external magnetic field is applied in parallel in the film plane.
  • the current from the fur layer 44 to the electrode layer 54 can be caused to flow by a CPP structure which is a type in which a current flows in a direction perpendicular to the film surface.
  • the giant magnetoresistive effect element 70, 75 of the substrate 42 is thermally oxidized S i, polycrystalline, such as glass, further, it is possible to use Mg_ ⁇ , a single crystal such as A 12 0 3, GaAs.
  • Mg_ ⁇ a single crystal such as A 12 0 3, GaAs.
  • Al, Cu, Cr, Fe, Nb, Ni, Ta, NiFe, or the like can be used as the buffer layer 44.
  • As the nonmagnetic metal layer 61, Cu, A1, or the like can be used.
  • CoF e as ferromagnetic layers 6 2, N i F e, C o 2 F e x Cr i - from x A l (0 ⁇ x ⁇ 1) any one or, or these materials, such as a thin film Composite membrane can be used.
  • the C o 2 F e x C r , - thickness of x A 1 (0 ⁇ x ⁇ 1) thin film 43 may be any ⁇ 1 m or more 1 nm. When this film thickness is less than 1 nm, it is virtually impossible to obtain any one of the L 2 i, B 2, and A 2 structures. If the film thickness exceeds 1, application to a giant magnetoresistance effect element becomes difficult, which is not preferable.
  • the giant magnetoresistive element 70, 75 of the present invention having the above-described structure can be formed by a conventional thin film forming method such as a snutter method, a vapor deposition method, a laser ablation method, an MBE method, and a predetermined shaped electrode. It can be manufactured by using a mask process for forming a mask.
  • the giant magnetoresistive element 70 which is a magnetoresistive element using the magnetic thin film of the present invention, has a ferromagnetic layer of Co 2 F e x Cr to x A l (0 ⁇ x ⁇ 0.6) thin film 43. Since the spin polarizability is large, spin-dependent scattering is large and a large magnetoresistance, that is, GMR is obtained.
  • the spin of the ferromagnetic layer 62 which is a pin layer, is fixed by the antiferromagnetic layer 53. cage, by applying an external magnetic field, a free layer Co 2 F e x C r, - becomes x a l (0 ⁇ x ⁇ l) state parallel to the antiparallel spin thin film 43 by an external magnetic field .
  • the C 0 2 F e x Cr A 1 (0 ⁇ x ⁇ 1) thin film 43 has a large spin polarizability and therefore a large spin-dependent scattering, and also has a large resistance, so that the reduction of GMR due to the antiferromagnetic layer 53 is suppressed. it can.
  • FIG. 17 is a diagram schematically illustrating resistance when an external magnetic field is applied to a tunnel magnetoresistive element or a giant magnetoresistive element which is a magnetoresistive element using the magnetic thin film of the present invention.
  • the horizontal axis in the figure is the external magnetic field applied to the magnetoresistive element using the magnetic thin film of the present invention, and the vertical axis is the resistance.
  • the magnetoresistance effect element using the magnetic thin film of the present invention is sufficiently applied with a voltage necessary for obtaining a giant magnetoresistance effect and a tunnel magnetoresistance effect.
  • the resistance of the magnetoresistive element using the magnetic thin film of the present invention shows a large change due to an external magnetic field.
  • an external magnetic field is applied from the area (I)
  • the external magnetic field is reduced and set to zero, and the external magnetic field is reversed and increased, the area is changed from the area (II).
  • region (III) the resistance changes from the minimum resistance to the maximum resistance.
  • the external magnetic field in the region ( ⁇ ) be.
  • a resistance change from the region (III) to the region (V) via the region (IV) can be obtained.
  • a magnetoresistive effect element using a magnetic thin film of the present invention a region (I), in an external magnetic field in the region (V), a ferromagnetic layer 6 2 and the free layer Co 2 F e x C r, -x A 1 (0 ⁇ x ⁇ 1)
  • the spins of the thin film 43 are parallel, and in the region ( ⁇ ), they are antiparallel.
  • the magnetoresistance change rate is expressed by the following equation (4) when an external magnetic field is applied. The larger this value is, the more desirable the magnetoresistance change rate is.
  • the magnetoresistive element using the magnetic thin film of the present invention has a magnetic field as shown in FIG.
  • a magnetic field that is slightly larger than zero to ⁇ ⁇ that is, a low magnetic field
  • a large magnetoresistance change rate can be obtained.
  • the magnetoresistive element using the magnetic thin film of the present invention exhibits a large TMR or GMR in a low magnetic field at room temperature.
  • a magnetic element can be obtained.
  • the magnetoresistive effect element using the magnetic thin film of the present invention exhibits a large TMR or GMR at room temperature in a low magnetic field, and thus has a high sensitivity readout magnetic head and various magnetic heads using these magnetic heads.
  • a magnetoresistive element using the magnetic thin film of the present invention for example, MTJ elements are arranged in a matrix, and a current is applied to a separately provided wiring to apply an external magnetic field.
  • a magnetic device such as an MRAM can be configured by performing reading using the TMR effect or the like.
  • the GMR element having a CPP structure which is the magnetoresistive element of the present invention
  • the capacity of magnetic devices such as a hard disk drive (HDD) and MRAM can be increased.
  • Example 1 corresponds to the structure of the spin injection device 14 shown in FIG.
  • the layer made of Ta and Cu on the thermally oxidized Si substrate and the uppermost layer is a layer to be an electrode.
  • C u is injected joint 7 there.
  • F e,. and R u are ferromagnetic pretending one which is arranged on the C u layer 2 7 and the non-magnetic layer 2 8 nonmagnetic layer 7.
  • this film was finely processed by electron beam lithography and Ar ion milling to produce a spin injection device 14 as shown in FIG.
  • the element size is 300 ⁇ 100 nm 2 .
  • FIG. 18 is a diagram showing the spin injection magnetization reversal of the spin injection device 14 of Example 1 at room temperature.
  • the horizontal axis indicates the spin injection device current (mA) when the current from the ferromagnetic free layer 27 to the ferromagnetic fixed layer 26 is in the positive direction
  • the vertical axis indicates the resistance ( ⁇ ) at that time.
  • an external magnetic field H was applied to the spin injection device 14 to bring it into an antiparallel state, that is, an initial state with high resistance.
  • the external magnetic field H at this time is 5 O Oe (oersted) (see A in FIG. 18).
  • the resistance can be changed by changing the direction of the current flowing through the spin injection device 14 to cause the magnetization reversal of the ferromagnetic free layer 27.
  • Example 2 corresponds to the structure of the spin injection device 16 shown in FIG.
  • the layer composed of Ta and Cu on the thermally oxidized Si substrate and the uppermost layer is a layer to be an electrode.
  • Cu is injected joints 7.
  • C 0 alloy Co 9 .F e,., Ru, Co 9 .F e !. are the ferromagnetic free layer 27, non-magnetic layer 28, ferromagnetic layer disposed on Cu of the non-magnetic layer 7, respectively.
  • the spin injection device 16 of the second embodiment differs from the spin injection device 14 of the first embodiment in that Co 9 is used .
  • a spin injection device 16 having an element size of 100 ⁇ 10 O.nm 2 was produced in the same manner as in Example 1.
  • FIG. 19 is a diagram showing the spin injection magnetization reversal of the spin injection device 16 of Example 2 at room temperature.
  • the horizontal axis shows the spin injection device current (mA) when the current from the ferromagnetic free layer 27 to the ferromagnetic fixed layer 26 is in the positive direction
  • the vertical axis shows the resistance ( ⁇ ) at that time.
  • the external magnetic field H applied to make the initial state of high resistance is 150 ⁇ e.
  • the spin injection device 16 of the second embodiment has a current of about 0.2 mA and a resistance change, and the magnetization reversal occurs, similarly to the spin injection device 14 of the first embodiment. You can see that.
  • This magnetization reversal The required current density was 1 ⁇ 10 6 AZcm 2 . This value is about 1/24 of Example 1 and about 1/200 of that of Comparative Example described later. The magnetoresistance was about 1%, which was the same value as the magnetoresistance (MR) of the comparative example described later. As described above, the current density required for magnetization reversal could be reduced by setting the thickness of the nonmagnetic layer 28 to 6 nm.
  • Example 3 relates to a structure corresponding to FIG.
  • CogoF e .o (1 nm) / Ru (0. 45 nm) / C o 90 F e 10 (1. 5 nm) is S i 0 2 It was found to be in the form of particles having only one layer dispersed therein, and to have a double tunnel structure with SiO 2 as an insulating matrix. For this structure, a voltage was applied between the upper and lower Cu and Ta films to flow a current, and the resistance at that time was measured at room temperature while changing the current.As a result, a jump in resistance was observed at about 0.1 mA. did.
  • the comparative example has a structure in which an antiferromagnetic layer is further provided on the first ferromagnetic layer 101 having a three-layer structure used in the conventional spin inversion method shown in FIG. That is, as a structure without a Ru layer in the spin injection device 14 of Example 1, Ta (2 nm) / Cu (20 nm) / IrMn (10 nm) / Coi) was formed on a thermally oxidized Si substrate. . F ei. (bnm) / Cu (6nm) / Co9. F e io (2.5 n m) / Cu (5 nm) / Ta (2 nm) were sequentially sputtered. Next, the element size was set to 300 ⁇ 100 nm 2 in the same manner as in Example 1.
  • FIG. 20 is a diagram showing (a) a magnetoresistance curve and (b) a spin transfer magnetization reversal of the comparative example at room temperature.
  • the horizontal axis is the applied magnetic field (Oe)
  • the vertical axis is the resistance ( ⁇ ).
  • the device current is 1mA.
  • the reluctance was measured by sweeping the external magnetic field from zero (see G in Fig. 20 (a)).
  • the magnetoresistance (MR) of the comparative example is 1.1%, which is the same as the value previously reported.
  • the horizontal axis represents the current (mA) when the current flows from the second ferromagnetic layer 103 to the first ferromagnetic layer 101 in the positive direction.
  • the vertical axis shows the resistance ( ⁇ ) at that time.
  • the current density required for the magnetization reversal was lower than that in the comparative example.
  • the current density required for the magnetization reversal is 1 ⁇ 10 6 A / cm 2 , It was found that the value could be reduced to a value of / 10.
  • FIG. 21 is a diagram showing the result of measuring the X-ray diffraction of the C 0 2 Fe 0.5 Cro. 5 A 1 thin film 43.
  • the horizontal axis of the figure is the diffraction angle 2 ⁇ (degrees), and the vertical axis is the intensity of the diffracted X-rays on a L 0 g (logarithmic) scale.
  • downward arrows shown in FIG. (I) represents the diffraction intensity from each side of the Co 2 F ⁇ ⁇ . 5 C r 0. Of 5 A 1 film 43 crystals.
  • a Co 2 F e x C r ix A 1 (here, 0 ⁇ 1) thin film 43 is formed using an appropriate buffer layer 4 such as Cr or Fe. Or Co 2 F e x Cr, -x A l (where 0 ⁇ x ⁇ l) If the amount of F e substitution with respect to C r of the thin film 43 is reduced, (1 1 1) A diffraction X-ray peak on the surface was confirmed. This is C 0 2 F e x C r! One x A 1 (where 0 ⁇ 1) indicates that the thin film 43 has an L 2 i structure.
  • FIG. 5 is a diagram showing the magnetization characteristics of a 0.5 Cr 0.5 A 1 thin film 43 at room temperature.
  • the horizontal axis of the figure is the magnetic field H (0 e), and the vertical axis is the magnetization (emu / cm 3 ).
  • C o 2 F e 0. 5 C r o. 5 A l film 4 3 is a ferromagnetic indicates hysteresis. From the figure, it was found that the saturation magnetization was about 300 emu / cm 3 and the coercive force was 5 Oe ( ⁇ e).
  • the magnetic thin films 41 and 45 using the same Co 2 Fe 0.5 Cr O. 5 A 1 thin film 43 were prepared by changing the temperature of the substrate 42, but up to 400 ° C. Saturation magnetization and coercivity hardly changed. Therefore, it is suggesting that the room temperature C 02 already good crystallinity B 2 structure F e 0. 5 C r 0. 5 A l thin film 4 3 is obtained. In addition, at room temperature, Co 2 Fec. 5 Cr. As a result of measuring the electric resistivity of the .5 A1 thin film 43, the electric resistivity was about 190 ⁇ ⁇ cm. This value is equivalent to 200 ⁇ ⁇ cm of the antiferromagnet InMn.
  • a spin-valve tunneling magnetoresistive element 55 shown in Fig. 13 was fabricated at room temperature.
  • a high frequency sputtering device and a metal mask Cr is used as a buffer layer 44 on a thermally oxidized Si substrate 42, and Cr (5 nm) / Co 2 Fe 0.4 Cr. . 6
  • the numbers in parentheses are the respective film thicknesses.
  • a 1 thin film 43 is a ferromagnetic free layer
  • a 1 ⁇ x is a tunnel insulating layer 51
  • C 0 Fe and N i Fe are pinned layers of a ferromagnetic layer 52
  • IrMn is an antiferromagnetic layer 53, which has a role of fixing the spin of the ferromagnetic layer 52 of CoFe / NiFe.
  • the Cr on the antiferromagnetic layer 53, I r Mn, is the protective film 5.
  • a uniaxial anisotropy was introduced into the film surface by applying a magnetic field of 1000 e during film formation.
  • FIG. 23 is a diagram showing the magnetic field dependence of the resistance of tunneling magneto-resistance effect element 55.
  • the horizontal axis in the figure is the external magnetic field H (0 e), and the vertical axis is the resistance ( ⁇ ). From this, the TMR was determined to be 107%.
  • the TMR obtained by the tunneling magneto-resistance effect element 55 of the present invention is very large considering that the TMR of the conventional tunneling magneto-resistance effect element is about 50% at the maximum, and Co 2 Fe 0.4 Cro. It was found that the spin polarizability of the 6 A 1 thin film was as high as about 0.7.
  • Example 7 Using 20 nm of F e as a buffer even 44, and C o 2 F e 0. 6 C r 0 .4 except for using the A 1 thin film 3, the same spin-valve tunnel magnetoresistive Example 5 Element 55 was produced. An external magnetic field was applied to the tunnel magnetoresistive element 55, and the magnetoresistance was measured at room temperature. The result was a 92% TMR. This indicates that the spin polarizability of the Co 2 Feo.6Cr.4A1 thin film is high.
  • Example 7 Example 7
  • FIG. 24 is a diagram showing the magnetic field dependence of the magnetoresistance of the tunnel magnetoresistance effect element 50.
  • the horizontal axis in the figure is the external magnetic field H (Oe)
  • the left vertical axis is the resistance ( ⁇ )
  • the right vertical axis is the TMR (%) calculated from the measured resistance.
  • the solid and dotted lines in the figure show the resistance when the external magnetic field is swept.
  • a spin-valve tunneling magneto-resistance effect element 50 using the Co 2 FeAl magnetic thin film 43 was produced in the same manner as in Example 6 without using the buffer layer 44.
  • the C 0 2 FeAl magnetic thin film 43 had an A 2 structure.
  • An external magnetic field was applied to the tunnel magnetoresistance effect element 50, and the magnetoresistance was measured at room temperature and a low temperature of 5K.
  • the result was a large TMR of 8% at room temperature and 42% at low temperatures. This suggests that the Co 2 FeAl magnetic thin film having the A2 structure also has a large spin polarizability.
  • Co 2 FeAl (10 nm) / A 1 O x (1.4 nm) / CoFe (3 nm), which is a tunneling magnetoresistance ) / Ta (10 nm) was fabricated at room temperature.
  • the numbers in parentheses are the respective film thicknesses.
  • the above-described coercive force difference type tunnel magnetoresistive effect element is a tunnel magnetoresistive effect element utilizing a difference in coercive force between ferromagnetic materials C02FeAl and CoFe.
  • the TMR of this coercive force difference type tunneling magneto-resistance effect element shows a difference in magnetoresistance depending on whether the magnetization is parallel or anti-parallel to each other, similarly to the spin valve type tunneling magneto-resistance effect element.
  • the TMR values obtained by the fabricated coercive force tunneling magnetoresistive element were 8% at room temperature and 42% at a low temperature of 5K.
  • this tunnel magnetoresistance effect element was heat-treated at various temperatures in a vacuum, and the TMR characteristics of each element were measured.
  • the TMR when heat-treated at 300 ° C for 1 hour was 28% at room temperature and 55% at a low temperature of 5 K, which was much higher than the TMR when manufactured at room temperature.
  • the crystal structure of the Co 2 FeAl thin film at this time was measured by X-ray diffraction, the crystal structure was an L 2 structure.
  • the improvement in TMR by the above heat treatment is due to the change in the crystal structure of the Co 2 FeAl thin film from the A2 structure to the structure, which suggests that the spin polarizability of the structure is larger than that of the A2 structure.
  • a spin-valve tunneling magneto-resistance effect element 50 was produced in the same manner as in Example 5, except that GaAs was used as the substrate 44. In this case, C 0 2 Fe 0. 4 Cr 0.6 A 1
  • the magnetic thin film 43 is L 2! It was a structure. An external magnetic field was applied to the tunnel magnetoresistance effect element 50, and the magnetoresistance was measured at room temperature. As a result, a large TMR of 115% was obtained at room temperature, and the structure Co 2 Fe 4. It was suggested that the spin polarizability of the 6 A 1 magnetic thin film was very large.
  • a giant magnetoresistive element 75 of spin valve type shown in FIG. 16 was fabricated at room temperature. Using a high frequency sputtering apparatus and the metal mask, on the thermal oxide S i substrate 42, A1 (100 nm) / C 0 2 F e 0. 5 C r 0. 5 A 1 (5 nm) / Cu (6 nm) 5Cro.5A1 (5nm) / NiFe (5nm) / IrMn (10nm) / Al (10Onm) A multilayered structure of a valve-type giant magnetoresistive element was fabricated. The numbers in parentheses are the respective film thicknesses.
  • a 1 is a buffer layer 44, C 0 2 Fe 0.5 Cr 0 .s
  • a 1 is a thin film 43 serving as a free layer
  • Cu is a nonmagnetic metal layer 61 for exhibiting a giant magnetoresistance effect. is there.
  • the two-layer structure of 5 A 1 (5 nm) and N i Fe (5 nm) is a ferromagnetic layer 62 serving as a pinned layer.
  • IrMn is the antiferromagnetic layer 53, which has a role of fixing the spin of the ferromagnetic layer 62 serving as the pin layer.
  • the uppermost layer A1 is the electrode 54.
  • a magnetic field of 100 ⁇ e is applied to create uniaxial anisotropy in the film plane. Introduced.
  • the deposited multilayer film was finely processed using electron beam lithography and an Ar ion milling device to produce a giant magnetoresistive element 75 of 0.5 ⁇ mx 1.
  • a voltage was applied between the upper and lower electrodes 44 and 54 of the device, a current was passed in the direction perpendicular to the film surface, and an external magnetic field was applied to measure the magnetoresistance at room temperature. As a result, a magnetic resistance of about 8% was obtained.
  • This value is eight times as large as that of the conventional giant magnetoresistive element with a spin / rev CPP structure of less than 1%. Accordingly, the Co 2 Fe that makes the GMR of the giant magnetoresistive element having the CPP structure of the present invention much larger than the GMR of the giant magnetoresistive effect element having the conventional spin-valve CPP structure is very large. 0 .5 C r o. 5 a 1 spin polarization of the thin film 43 is divide to be due high particular.
  • the spin injection device of the present invention magnetization reversal can be caused with a small current density. Further, the spin injection magnetic device of the present invention can cause the magnetization reversal of the MTJ free layer by spin injection at a smaller current density. Therefore, it can be used for various magnetic devices and magnetic memory devices, such as ultra-gigabit large capacity, high speed, nonvolatile MRAM.
  • L 2!, B 2, Co 2 having any one of structures A 2 structure F e x Cr A1 (wherein, 0 ⁇ Kai ⁇ 1) magnetic thin film with the It can be manufactured at room temperature without heating. Furthermore, it shows ferromagnetic properties and has a large spin polarizability.
  • L2 of the present invention B 2, A C 0 2 F having 2 or one of the structures of the structure (wherein, 0 ⁇ x ⁇ l) e x Cr ix Al according to the giant magnetoresistance effect element using a magnetic thin film, at room temperature, it is possible to obtain a very large GMR in low external magnetic field. Similarly, a very large TMR can be obtained with a tunnel magnetoresistive element.
  • a new magnetic device can be realized by applying the magnetoresistive effect element to various magnetic devices such as an ultra-gigabit large-capacity, high-speed magnetic head and non-volatile, high-speed MRAM.
  • various magnetic devices such as an ultra-gigabit large-capacity, high-speed magnetic head and non-volatile, high-speed MRAM.
  • the saturation magnetization is small, the magnetic switching field due to spin injection is small, so that magnetization reversal can be realized with low power consumption, and efficient spin injection into semiconductors is possible, and a spin FET is developed. Because of its potential, it can be widely used as a key material for pioneering the field of spin electronics.

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Abstract

小さな電流密度でスピン注入磁化反転することができる、スピン注入デバイス及びこれを用いた磁気装置と、これらに用いられる磁性薄膜で、強磁性固定層（２６）を含むスピン偏極部（９）と非磁性層の注入接合部（７）とからなるスピン注入部（１）と、スピン注入部（１）に接して設けられる強磁性フリー層（２７）と、を含むスピン注入デバイス（１４）において、非磁性層（７）が絶縁体（１２）または導電体（２５）からなり、強磁性フリー層（２７）の表面に非磁性層（２８）が設けられ、スピン注入デバイス（１４）の膜面垂直方向に電流を流し、強磁性フリー層（２７）の磁化を反転させる。超ギガビット大容量・高速・不揮発のＭＲＡＭをはじめ種々の磁気装置や磁気メモリ装置に利用できる。

Description

明 細 書 スピン注入デバイス及びこれを用いた磁気装置
並びにこれらに用いられる磁性薄膜 技術分野
この発明は電子のスピンを制御した機能デバイス、 特に超ギガビット大容量 •高速 ·不揮発性磁気メモリに利用し、 より小さな電流密度でスピン注入磁化反 転可能にするためのスピン注入デバィスと、 これを用いたスピン注入磁気装置並 ぴにスピン注入磁気メモリ装置に関する。
また、 本発明は、 スピン分極率の大きい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に関する。 背.
近年、 強磁性層/非磁性金属層/強磁性層からなる巨大磁気抵抗（GMR) 効 果素子および強磁性層/絶縁体層/強磁性層からなる強磁性スピントンネル接合
(MT J ) 素子が開発され、新しい磁界センサーや磁気メモリ （MR AM) への 応用が期待されている。
GM Rは、 外部磁場によって 2つの強磁性層の磁化を互いに平行あるいは反平 行に制御することにより、 界面でのスピン依存散乱によって抵抗が互いに異なる ことに起因して巨大磁気抵抗効果が得られている。 一方、 MT Jでは、 外部磁場 によって 2つの強磁性層の磁化を互いに平行あるいは反平行に制御することによ り、 膜面垂直方向のトンネル電流の大きさが互いに異なる、 いわゆるトンネル磁 気抵抗 (TMR)効果が得られる （例えば、 T. Miyazaki and N. Tezuka, "Spin polarized tunnel ing in f er romagne t/ insulator/ f er romagne t junctions", (19 95)， J. Magn. Magn. Mater, L39, p. 1231参照） 。
トンネル磁気抵抗率 TMRは、 用いる強磁性体と絶縁体との界面におけるスピ ン分極率 Pに依存し、二つの強磁性体のスピン分極率をそれぞれ P 1 , P 2とす ると、 一般に次の式 （ 1 ) で与えられることが知られている。 TMR =2P, P2 / ( 1 -P, P2 ) ( 1 ) ここで、強磁性体のスピン分極率 Pは 0 < P≤ 1の値をとる。 現在、得られて いる室温における最大のトンネノレ磁気抵抗率 TMRは P〜 0. 5の C 0 F e合金 を用いた場合の,約 50パ一セントである。
GMR素子はすでにハードディスク用磁気へッドに実用化されている。 MTJ 素子は現在、 ハードディスク用磁気ヘッドおよび不揮発性磁気メモリ （MRAM ) への応用が期待されている。 MRAMでは MT J素子をマトリックス状に配置 し、 別に設けた配線に電流を流して磁界を印加することで、 各 MTJ素子を構成 する二つの磁性層を互いに平行、 反平行に制御することにより、 "1"、 "0" を記録させる。 読み出しは TMR効果を利用して行う。 しかし、 MRAMでは大 容量化のために素子サイズを小さくすると、 反磁界の増大により磁化反転に必要 な電流が増し、 消費電力が増大するという解決すべき課題を抱えている。
このような課題を解決する方法としては、 非磁性金属層を介して二つの磁性層 が互いに反平行に結合している三層構造 （人工反強磁性膜、 Synthetic Ant if err omagnet 、 以下 「SyAF」 と記載する。 ） が提案されている （例えば、 特開平 9 - 2 5 1 6 2 1号公報参照） 。 このような SyAF構造を用いると反磁界が軽 減するため、 素子サイズを小さくしても磁化反転に必要な磁場が低減される。 一方、 最近、 J. C. Slonczewski, "し urrent -driven exitaTion of magnetic multilayers", (1996), J. Magn. Magn. Mater. ，159， U- L7に開示されているよ うに、 電流磁場を用いない新しいスピン反転法が理論的に提案され、実験的にも 実現されている （例えば、 J. A. Katine, F. J. Albert, R. A. Ruhman, E. B.
Myers and D. C. Ralph, "Current-Driven Magnetization Reversal and Spin -Wave Ex i tat ions in Co/Cu/Co Pillars", (2000)， Phy. Rev. Lett. , 84, pp.31 49-3152 を参照） 。
上記スピン反転法は、 図 2 5にその原理を示すように、 第 1の強磁性層 1 0 1 /非磁性金属層 1 0 3/第 2の強磁性層 1 05からなる三層構造において、 第 2 の強磁性層 1 0 3力、ら第 1の強磁性層 1 0 1に電流を流すと、 第 1の強磁性層 1 0 1から非磁性金属層 1 03を介して第 2の強磁性層 1 0 5にスピン偏極電子が 注入され、 第 2の弓蛍磁'!1生層 1 05のスピンが反転するというものであり、 スピン 注入による磁化反転と呼ばれている。
このスピン注入磁化反転は三層構造において、 第 iの強磁性層 1 0 1のスピン が固定されているとすると、 第 1の強磁性層 1 0 1から非磁性金属層 1 0 3を経 てスピン注入すると、 注入した上向きスピン （多数スピン） が第 2の強磁性層 1 0 5のスピンにトルクを与え、 そのスピンを同じ向きにそろえる。 したがって、 第 1の強磁性層 1 0 1と第 2の強磁性層 1 0 5のスピンが平行になる。 一方、 電 流の向きを逆に与え、 第 Iの強磁性層 1 0 5から第 1の強磁性層 1 0 1にスピン 注入すると、 第 1の強磁性層 1 0 1と非磁性金属層 1 0 3との界面で下向きスピ ン （少数スピン） が反射し、 反射したスピンが第 2の強磁性層 1 0 5のスピンに トルクを与え、 そのスピンを同じ向き、 つまり下向きにそろえようとする。 その 結果、 第 1の強磁性層 1 0 1 と第 2の強磁性層 1 0 5のスピンは反平行になる。 したがって、 このミ層構造のスピン注入磁化反転では、 電流の向きを変えること によって第 1の強磁性層と第 2の強磁性層のスピンを平行にしたり反平行にした りできる。
近年、強磁性層/非磁性金属層の多層膜からなる巨大磁気抵抗 （G M R ) 効果 素子、 及び強磁性層/絶縁体層/強磁性層からなるトンネル磁気抵抗効果素子や 強磁性スピントンネル接合 ( M T J ) 素子が、新しい磁界センサ一や不揮発性ラ ンダムアクセス磁気メモリ （M R A M) 素子として注目されている。
巨大磁気抵抗効果素子には、 膜面内に電流を流すタイプの C I P (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 C P P (Current Perpend icular to the 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層と非磁性層の界面におけるス ピン依存散乱にあり、 一般に、 C P P構造の巨大磁気抵抗効果素子の方が C I P 構造の巨大磁気抵抗効果素子よりも G M Rが大きい。
このような巨大磁気抵抗効果素子は、 強磁性層の一方に反強磁性層を近接させ て強磁性層のスピンを固定させるスピンバルブ型が用いられている。 C P P構造 のスピンバルブ型巨大磁気抵抗効果素子の場合、 反強磁性層の電気抵抗率が 2 0 0 ι Ω · c m程度と G M R膜に比べて 2桁程度大きいため、 G M R効果が薄めら れ、 スピンバルブ型の C P P構造の巨大磁気抵抗効果素子の磁気抵抗の値は 1 % 以下と小さい。 そのため、 C I P構造の巨大磁気抵抗効果素子はすでにハードデ イスクの再生へッドに実用化されているものの、 CPP構造の巨大磁気抵抗効果 素子はまだ実用にいたっていない。
一方、 トンネル磁気抵抗効果素子や MT Jでは、 外部磁界によって 2つの強磁 性層の磁化を互いに平行あるいは反平行に制御することにより， 膜面垂直方向の トンネル電流の大きさが互いに異なる、 いわゆるトンネル磁気抵抗 (TMR) 効 果が室温で得られる （上記した T. Miyazaki and N. Tezuka, "Spin polarized tunneling in f er romagne t/ i nsu 1 ator/ f er romagne t junctions", (1995), J. Mag n. Magn. Mater, L39, p.1231 を参照） 。
TMR素子は現在、 ハードディスク用磁気へッド及ぴ不揮発性ランダムァクセ ス磁気メモリ （MRAM) への応用が期待されている。 MRAMでは、 MTJ素 子をマ卜リックス状に配置し、 別に設けた配線に電流を流して磁界を印加するこ とで、各 MT J素子を構成する二つの磁性層を互いに平行、 反平行に制御するこ とにより、 "1" ， "0" を記録させる。 読み出しは、 TMR効果を利用して行 う。 し力、し、 MR AMでは高密度化のために素子サイズを小さくすると、 素子の バラツキに伴うノイズが増大し、 TMRの値が現状では不足するという問題があ る。 したがって、 より大きな TMRを示す素子の開発が必要である。 上記 （1 ) 式からわかるように、 P= 1の磁性体を用いると無限に大きな TMRが期待され る。 P = 1の磁生体はハーフメタルと呼ばれる。
これまで、 ノ ンド構造計算によって、 F e3 〇4 ， Cr〇2 ， (La-S r) Mn03 ， Th2 Μηθτ , S r 2 F eMo〇6 などの酸化物、 N i MnSbな どのハーフホイスラ一合金、 及び Co2 MnGe, Co2 MnS i， Co2 C r A 1などの L 2 , 構造をもつフルホイスラー合金などがハーフメタルとして知ら れている。 例えば、 Co2 MnGeなどの従来の L 2 , 構造を有するフルホイス ラ一合金は基板を 200°C程度に加熱し、 さらに、 その膜厚を通常 25 nm以上 にして作製できることが、 T. Ambrose, J. J. Crebs and G. A. Prinz, "Magne tic properties of single crystal Co 2 MnGe Heusler alloy films" , (2000) , Appl.Phys. Lett. , Vol.87, p . 5463により報告されている。
最近、 ハーメタルの C 02 C r A 1の構成元素である C rの一部を F eで置換 した 0 2 F e 0. 4 C r 0. 6 A 1も、 バンド構造の理論計算によれば、 L 2 , 型 のハーフメタルであることが、 T. Block, C. Felser, and J. findeln, "Spin P olarized Tunnel ing at Room Temperature in a Heus ler Compound - a non-oxide Materials with a Large Negative Magnetoresi stance Effect in Low Magnet i c Fields", Apri l 28, 2002, Intermag Digest, EE01によって報告された。 しか し、 その薄膜及びトンネル接合は作製されていない。 したがって、 従来の L 2 , 型化合物と同様に、 この薄膜がハーフメタル特性や大きな TM R特性を示すか否 かは、 実験的には全くわかっていない。
しかしながら、 このようなスピン注入法は将来のナノ構造磁性体のスピン反転 法として有望であるが、 スピン注入による磁化反転に必要な電流密度が I 0 7 A / c m2 以上と非常に大きく、 これが実用上の解決すべき課題となっていた。 ところが、本発明者らは、非磁性金属層を介して二つの強磁性層力互いに反平 行に結合している三層構造に、 別に設けた非磁性金属層あるいは絶縁層を介して 強磁性層から電流を流すと、 より小さな電流密度でスピン注入による磁化反転を 起こすことができることを見出した。
さらに、 上記三層構造の代りに強磁性自由層及び非磁性層からなる二層構造及 び強磁性自由層、 非磁性層、強磁性層からなる三層構造を用いても、 上記と同様 な作用効果が得られることを見出した。
また、 従来のハードディスクの再生へッドに実用化されている C I P構造の巨 大磁気抵抗効果素子においては、 高記録密度に向け微細化が進められているが、 素子の微細化に伴い信号電圧の不足が予測されており、 C I P構造の巨大磁気抵 抗効果素子の代わりに C P P構造の巨大磁気抵抗効果素子の高性能ィ匕が要求され ているが、 未だ実現されていない。
上記のハーフメタルの C o 2 C r A lを除き、 ハーフメタル薄膜が作製されて いるが、 基板を 3 0 0 °C以上に加熱するか、 または室温で成膜後 3 0 0 °C以上の 温度で熱処理することが必要である。 しかし、 これまでに作製された薄膜がハー フメタルであったという幸告はない。 そして、 これらのハーフメタルを用いたト ンネル接合素子の作製も一部試みられているが、 いずれも室温の T M Rは期待に 反して小さく、 F e 3 04 を用いた場合の精々 1 0数0 /0が最大であった。 このよ うに、 従来のハーフメタル薄膜はその構造を得るために基板加熱や熱処理を必要 としており、 それによつて表面のラフネスが増大したり、 または酸化したりする ことも大きな TMRが得られない原因の一つと考えられている。 一方、薄膜では バルク材料と異なり、表面においてはハーフメタル特性を示さない可能性がある こと、 また、 ハーフメタル特性は組成や原子配列の規則度に敏感であり、 特にト ンネル接合では、 その界面においてハーフメタルの電子状態を得るのが困難であ ることも、 大きな TMRが得られない原因と推定される。 以上のことから、 ハー フメタル薄膜の作製が実際には非常に困難で、各種の磁気抵抗効果素子に使用で きる良好なハーフメタル薄膜が得られていないという課題がある。
バンド構造の理論計算でハ一フメタルであることが予測されている、 C 02 C rAlや Co2 F e o. 4 Cr o. 6 A 1薄膜及びこの薄膜を用いたトンネル接合は 、 作製されていない。 一般に磁性薄膜材料においては、 薄膜とバルク材料では特 に表面で電子状態が異なる。 このため、 バルク材ネ斗においてはハーフメタルであ つても、 薄膜においてハーフメタルになるという保証はない。 ましてや、 パ、ンド 構造の理論計算でハーフメタルであることが示されても、実際に薄膜でハ一フメ タルが得られる保証はない。 それは、 これまで理論的に示された上記の種々のハ ーフメタルが実験的に得られていないことが物語っている。 したがって、 従来の フルホイスラー合金である L 2 , 型化合物と同様に、 Co2 CrAlおよび Co 2 F e0.4 Cr0.6 A 1薄膜が実験的にハーフメタル特性や大きな TMR特性を 示すか否かは全くわかっていない。
従来、 理論的にハーフメタルであることが指摘されている材料は上記のように 数多くあるが、 いずれも作製された薄膜は室温でハーフメタル特性を示していな い。 そのため、 ハーフメタルであれば期待されるような、 室温での CPP構造の 巨大磁気抵抗効果素子による大きな GMRや MT J素子からの大きな TMRは得 られていないという課題がある。 発明の開示
そこで、本発明は、 より小さな電流密度でスピン注入磁化反転することができ る、 スピン注入デバイスと、 このスピン注入デバイスを用いた磁気装置並びに磁 気メモリ装置を提供することを目的とするものである。
また、本発明は、 上記課題に鑑み、 スピン分極率の大きい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ノ スを提供することを目的としている。 上記目的を達成するために、 請求項 1記載のスピン注入デバイスは、 スピン偏 極部と注入接合部とを有するスピン注入部と、 非磁性層を介して磁気的に反平行 に結合した磁化の大きさが異なる第 1の磁性層及び第 2の磁性層を有する S y A Fとを備え、 S y A Fと注入接合部とが接合しており、 スピン注入部からスピン 偏極電子を注入し第 1の磁性層及び上記第 2の磁性層の磁化が反平行状態を維持 したまま磁化反転する構成とした。 上記構成に加え、 スピン注入部の注入接合部 を、 非磁性導電層及び非磁性絶縁層のいずれかとすることができる。 スピン偏極 電子を、 スピン注入部の注入接合部において、 スピン保存伝導可能又はトンネル 接合可能とすることができる。 また、 スピン注入部のスピン偏極部を、 強磁性層 としてもよい。 スピン注入部のスピン偏極部を、 強磁性層のスピンを固定する反 強磁性層を接して設けてもよい。 さらに、 スピン注入部の注入接合部と接合した S y A Fの第 1の磁性層及び第 2の磁性層のアスペクト比が 2以下であることが 好ましい。 このような構成のスピン注入デバイスでは、 スピン偏極部から注入接 合部を介してスピン注入すると、 S y A Fのスピンが反平行状態を維持したまま 磁化反転する。 したがって、本発明のスピン注入デバイスはより小さな電流密度 で磁化反転を起こすことができる。
請求項 7記載のスピン注入磁気装置は、 非磁性層を介して磁気的に反平行に結 合した磁化の大きさが異なる第 1の磁性層及び第 の磁性層を有するとともに、 第 1の磁性層と第 2の磁性層の磁化が反平行状態を維持したまま磁化反転可能な フリ一層と、 フリー層と絶縁層を介してトンネル接合した強磁性固定層とを備え 、強磁性固定層とフリー層とが強磁性スピントンネル接合した構成としたもので ある。 上記構成に加え、 フリー層に接合する注入接合部とスピン偏極部とを有す るスピン注入部を備えてもよい。 また、 スピン注入部の注入接合部を、 非磁性導 電層及び非磁性絶縁層のいずれかとすることができる。 スピン偏極電子を、 スピ ン注入部の注入接合部において、 スピン保存伝導可能又はトンネル接合可能なよ うにしてもよい。 さらに、 スピン注入部のスピン偏極部を強磁性層とし得る。 ス ピン注入部のスピン偏極部を、強磁性層のスピンを固定する反強磁性層に接して 設けてもよい。 スピン注入部の注入接合部と接合したフリ一層の第 1の磁性層及 ぴ第 2の磁性層のァスぺクト比が 2以下とすることができる。 スピン注入部の注 入接合部をワード線としてもよい。 この構成のスピン注入磁気装置では、 スピン 注入するとフリ一層の磁化反転が起き、 固定層の磁化と平行又は反平行となるこ とによりトンネル磁気抵抗効果が出現する。 したがって、本発明のスピン注入磁 気装置は、 より小さな電流密度でスピン注入によるフリー層の磁化反転を起こす ことができる。
請求項 1 5記載のスピン注入デバイスは、 強磁性固定層を含むスピン偏極部と 非磁性層の注入接合部とからなるスピン注入部と、 スピン注入部に接して設けら れる強磁性フリー層と、 を含むスピン注入デバイスにおいて、 非磁性層が絶縁体 または導電体からなり、 強磁性フリー層の表面に非磁性層が設けられ、 スピン注 入デゾ ィスの膜面垂直方向に電流を流し、 強磁性フリ一層の磁化を反転させるこ とを特徴とする。 ここで、 強磁性フリー層は C 0または C 0合金であり、 強磁性 フリー層の表面に設けられる非磁性層は R u層であり、 その膜厚が 0 . 1〜2 0 nmであることが好ましい。
また、 請求項 1 7記載のスピン注入デバイスは、 強磁性固定層を含むスピン偏 極部と非磁性層の注入接合部とからなるスピン注入部と、 スピン注入部に接して 設けられる強磁性フリー層と、 を含むスピン注入デバイスにおいて、非磁性層が 絶縁体または導電体からなり、 強磁性フリ一層の表面に非磁性層と強磁性層とが 設けられ、 スピン注入デバイスの膜面垂直方向に電流を流し、 強磁性フリー層の 磁化を反転させることを特徴とする。 強磁性フリ一層及び強磁性層は C 0または C 0合金であり、 強磁性フリ一層の表面に設けられる非磁性層は R u層であり、 その膜厚が 2〜2 O n mであってもよい。 この構成のスピン注入デバイスでは、 スピン偏極部から注入接合部を介してスピン注入すると、 強磁性フリ一層が磁化 反転する。 したがって、本発明のスピン注入デバイスはより小さな電流密度で磁 化反転を起こすことができる。
また、 請求項 1 9記載のスピン注入磁気装置は、 請求項 1 5〜 1 8のいずれか に記載のスピン注入デバイスを用いたものである。 この構成のスピン注入磁気装 置では、 スピン注入すると強磁性フリー層の磁化反転が起き、 強磁性固定層の磁 化と平行又は反平行となることにより、 巨大磁気抵抗効果またはトンネル磁気抵 抗効果が出現する。 したがって、 本発明のスピン注入磁気装置は、 より小さな電 流密度でスピン注入による強磁性フリー層の磁化反転を起こすことができる。 また、請求項 20記載のスピン注入磁気メモリ装置は、 請求項 1 5〜1 8のい ずれかに記載のスピン注入デ / イスを用いたものである。 この構成のスピン注入 磁気メモリ装置では、 スピン注入すると強磁性フリー層の磁化反転力起き、 強磁 性固定層の磁化と平行又は反平行となることにより、 巨大磁気抵抗効果またはト ンネル磁気抵抗効果が出現する。 したがって、本発明のスピン注入磁気メモリ装 置装置は、 より小さな電流密度でスピン注入による強磁性フリ一層の磁化反転に よるメモリ装置を提供することができる。
また、本発明者らは、 Coz F ex Ci — x A l (0≤x≤ 1 ) 薄膜を作製し た結果、 この膜は室温で強磁性であり、 かつ、 基板を加熱することなく L 2 , , B 2, A 2構造の何れか一つの構造を作製できることを見出し、 本発明を完成す るに至った。
上記目的は、請求項 2 1記載の磁性薄膜によれば、 基板上に形成される Co 2 F e x Cr ,-x A 1薄膜を備え、 Co2 F ex C r ,-x Al薄膜は L 2 , , B 2 , A 2構造の何れか一つの構造を有し、 かつ、 0≤x≤ 1であることにより達成 される。 上記構成において、 C o2 F ex Cr ,-x A 1薄膜は基板を加熱するこ となく成膜され得る。'上記基板は、熱酸化 S i , ガラス， Mg〇単結晶， GaA s単結晶， Al 2 03 単結晶の何れか一つであればよい。 また、 基板と Co 2 F θχ C r A 1薄膜の間にバッファ一層が配設されていてもよい。 このバッフ ァ一層としては、 A l , Cu， Cr， F e, Nb, N i， Ta, N i F eのうち の少なくとも一つを用いることができる。 この構成によれば、室温において弓蛍磁 性であり、 スピン分極率の大きい Co2 F G x C r A 1 (ここで、 0≤x≤ 1 )磁性薄膜を得ることができる。
また、請求項 26記載のトンネル磁気抵抗効果素子は、 基板上に複数の強磁性 層を有し、少なくとも一方の強磁性層が、 ， B 2, A 2構造の何れか一つ の構造を有する Co2 F ex C r Al (ここで、 0≤ x≤ 1 ) 磁性薄膜で成 ることを特徴とする。 前記強磁性層は、 固定層とフリー層とで成り、 フリー層は
L 2 , ， B 2 , A 2構造の何れか一つの構造を有する C o2 F ex C r !-x A 1 (ここで、 0≤x≤ 1 ) 磁性薄膜でなることが好ましい。 また、 C o2 F ex C r ,_χ A 1薄膜は基板をカロ熱することによらずに成膜することができる。 この場 合、 基板は、 熱酸化 S i , ガラス， Mg〇単結晶， GaAs単結晶， A l 2 〇3 単結晶の何れか一つであればよい。 また、 基板と C o2 F ex C T — Χ ·Α 1薄膜 の間にバッファ一層が配設されていてもよい。 このバッファ一層は、 A 1， Cu ， C r , F e, Nb, N i , Ta， N i F eのうちの少なくとも一つで構成され ることができる。 上記構成によれば、室温において、 低外部磁界で TMRの大き いトンネル磁気抵抗効果素子を得ることができる。
さらに、請求項 3 2記載の巨大磁気抵抗効果素子は、基板上に複数の強磁性層 を有し、 少なくとも一方の強磁性層が、 L 2 , , B 2, A 2構造の何れか一つの 構造を有する C o2 F ex C r !-x A 1 (ここで、 0≤ x≤ 1 ) 磁性薄膜で成り 、膜面垂直方向に電流が流れる構造としたことを特徴とする。 前記強磁性層は、 固定層とフリー層とで成り、 フリー層は L 2 , , B 2, A 2構造の何れか一つの 構造を有する C 02 F e C r卜 x A 1 (ここで、 0≤ x≤ 1 ) 磁性薄膜でなる ことが好ましい。 上記 C o2 Fex Cri-X A 1薄膜は、 基板を加熱することな しに成膜することができる。 基板と C o 2 F ex C r A 1薄膜の間にバッフ ァ一層を配設するようにしてもよい。 基板としては、 熱酸化 S i , ガラス， Mg 〇単結晶， GaAs単結晶， A l 2 03 単結晶の何れか一つであればよい。 また 、 バッファ一層は、 A l , Cu, Cr， F e, Nb, N i , Ta， N i F eのう ちの少、なくとも一つで構成することができる。 上記構成によれば、 室温において 、低外部磁界で G M Rの大きい巨大磁気抵抗効果素子を得ることができる。 また、請求項 3 8記載の磁気デバイスは、 , B 2 , A2構造の何れか一 つの構造を有する C o 2 F ex C r A l (ここで、 0≤ x≤ 1 ) 磁性薄膜が 基板上に形成されて成ることを特徴とする。 この場合、 フリー層が上記 C 02 F ex C r ,-x A 1 (ここで、 0≤ x≤ 1 ) 磁性薄膜から成るトンネル磁気抵抗効 果素子または巨大磁気抵抗効果素子を用いればよい。 好ましくは、 トンネル磁気 抵抗効果素子または巨大磁気抵抗効果素子が基板を加熱することなく作製されて いる。 また、 基板と Co2 Fex Cr , -x A 1 (ここで、 0≤x≤ l)薄膜との 間にバッファ一層が配設されたトンネル磁気抵抗効果素子または巨大磁気抵抗効 果素子を用いることができる。 前記基板が熱酸化 S i， ガラス， MgO単結晶， GaAs単結晶， A 12 〇 3 単結晶の何れか一つとしたトンネル磁気抵抗効果素 子または巨大磁気抵抗効果素子を用いることができる。 ノ ッファー層として、 A 1， Cu, Cr, Fe， Nb, N i , Ta, N i F eの少なくとも一つを用いた トンネル磁気抵抗効果素子または巨大磁気抵抗効果素子を用いればよい。 上記構 成によれば、室温において、 低外部磁界で TMRや G MRの大きい磁気抵抗効果 素子を用いた磁気デノ イスを得ることができる。
さらに、 請求項 44記載の磁気へッド及び磁気記録装置は、 L 2 , , B 2， A 2構造の何れか一つの構造を有する C 02 Fex Cr,— A 1 (ここで、 0≤x ≤ 1 ) 磁性薄膜カ堪板上に形成されて成ることを特徴とする。 上記構成において 、 好ましくは、 フリー層が前記 Co 2 F ex C r , -x A 1 (ここで、 0≤χ≤1 ) 磁性薄膜であるトンネル磁気抵抗効果素子または巨大磁気抵抗効果素子を用い る。 基板を加熱することなく作製されたトンネル磁気抵抗効果素子または巨大磁 気抵抗効果素子を用いてもよい。 また、基板と Co2 F ex Cr ! -x A1 (ここ で、 0≤ x≤ 1 ) 薄膜との間にバッファー層が配設されたトンネル磁気抵抗効果 素子または巨大磁気抵抗効果素子を用いてもよい。 また、 基板が、 熱酸化 S i , ガラス， MgO単結晶， GaAs単結晶， Al2 03 単結晶の何れか一つである トンネル磁気抵抗効果素子または巨大磁気抵抗効果素子を用いることもできる。 さらに、 ノ ッファー層が、 Al, Cu, Cr, Fe, Nb, N i , Ta, N i F eのうちの少なくとも一つから成るトンネル磁気抵抗効果素子または巨大磁気抵 抗効果素子を用いてもよい。 上記構成によれば、室温において、 低外部磁界で T MRや GMRの大きい磁気抵抗効果素子を用いることで、 大容量、 かつ、 高速な 磁気へッド及び磁気記録装置を得ることができる。 図面の簡単な説明
本発明は、 以下の詳細な発明及び本発明の幾つかの実施の形態を示す添付図面 に基づいて、 より良く理解されるものとなろう。 なお、 添付図面に示す種々の実 施例は本発明を特定または限定することを意図するものではなく、単に本発明の 説明及び理解を容易とするためだけのものである。
図中、
図 1は本発明の第 1の実施形態のスピン注入デバイスの概念図であり、 （ a ) は S y A Fのスピンが下向きの状態、 （b ) はスピン注入により S y A Fのスピ ンが上向きになつた状態を示す概念図である。
図 2は、 注入接合部が非磁性絶縁層である第 1の実施形態のスピン注入デバィ スの概略図である。
図 3は、 本発明のスピン注入デバイスの第 2の実施形態を示す概略図である。 図 4は、 本発明のスピン注入デバイスの第 3の実施形態を示す概略図である。 図 5は、 第 3の実施形態のスピン注入デバイスの磁化反転を説明する模式図で ある。 .
図 6は、 本発明のスピン注入デ / スの第 4の実施形態を示す概略図である。 図 7は、 第 4の実施形態のスピン注入デバイスの磁化反転を説明する模式図で ある。
図 8は、 本発明のスピン注入磁気装置の概略図である。
図 9は、 本発明に用いることができる磁性薄膜の断面図である。
図 1 0は、 本発明に用いることができる磁性薄膜の変形例の断面図である。 図 1 1は、磁性薄膜に用いる C o 2 F e x C r ! - x A 1 (ここで、 0≤χ≤ 1
) の構造を模式的に説明する図である。
図 1 2は、本発明に係る第 2の実施形態による磁性薄膜を用いた磁気抵抗効果 素子の断面を示す図である。
図 1 3は、 本発明に係る第 2の実施形態による磁性薄膜を用いた磁気抵抗効果 素子の変形例の断面を示す図である。
図 1 4は、本発明に係る第 2の実施形態による磁性薄膜を用いた磁気抵抗効果 素子の変形例の断面を示す図である。
図 1 5は、本発明に係る第 3の実施形態による磁性薄膜を用いた磁気抵抗効果 素子の断面を示す図である。
図 1 6は、本発明に係る第 3の実施形態による磁性薄膜を用いた磁気抵抗効果 素子の変形例の断面を示す図である。
図 1 7は、 本発明の磁性薄膜を用いた磁気抵抗効果素子に外部磁界を印加した ときの抵抗を模式的に説明する図である。
図 1 8は、 室温における実施例 1のスピン注入デバイスのスピン注入磁化反転 を示す図である。
図 1 9は、 室温における実施例 2'のスピン注入デバイスのスピン注入磁化反転 を示す図である。
図 20は、 室温における比較例の （a) 磁気抵抗曲線と、 （b) スピン注入磁 化反転を示す図である。
図 2 1は、 C 02 F e。.5 C r。.5 A 1薄膜の X線回折を測定した結果を示す 図である。
図 2 2は、 C 02 F e0.5 C ro.5 A 1薄膜の室温における磁化特性を示す図 である。
図 2 3は、 図 1 3に示すトンネル磁気抵抗効果素子の抵抗の磁場依存性を示す 図である。
図 24は、 図 1 2に示すトンネル磁気抵抗効果素子の抵抗の磁場依存性を示す 図である。
図 2 5は、 従来のスピン磁化反転の原理を示す概略図である。 発明を実施するための最良の形態
以下、 図面に示した実施形態に基づいて本発明を詳細に説明する。 各図におい て同一又は対応する咅材には同一符号を用いる。
図 1は本発明のスピン注入デノ ィスの概念図であり、 （a) は SyAFのスピ ンが下向きの状態、 （b) はスピン注入により SyAFのスピンが上向きになつ た状態を示す概念図である。 図 1に示すように、本発明のスピン注入デバィス 1
0は、 スピン偏極部 9と注入接合部 7とを有するスピン注入部 1と、反強磁性糸 ι( ,;士口 合する非磁性層 2を介して第 1の磁性層 4と第 2の磁性層 6とが三層構造を形成 する SyAF 3とを備え、 これらが積層構造を形成する。
まず、本発明に係る S yAF 3について説明する。 強磁性体力単層膜の磁化反転に必要な磁場 Hswは、一軸磁気異方性 K u、 飽 和磁化 Ms， 膜厚 t、 幅 wを用いて一般に次の式 （2) で与えられる。
Hsw= 2 Ku/Ms +C (k) t Ms/w (2)
ここで、第 1項は磁気異方性による項、 第 2項は反磁界による項である。
一方、 同様に単磁区構造をとる場合、 二つの強磁性層の膜厚 t, 、 t2 、 飽和 磁化 、 M2 をもつ SyAFの磁化反転磁場は次式 (3) で与えられる。
Hsw=2Ku/AM+C (k) (t , + 12 ) ΔΜ/w (3) ここで、 ΔΜ= (t i + 12 ) / (Mi t , 一 M2 12 )、 wは SyAFの幅 である。
上記式 （2)及び式 （3) において、 C (k) はアスペクト比 kに依存する反 磁界係数であり、 kが 1に近づくほど小さくなり、 k= lでは C (k) =0であ る。 ここで、 アスペクト比 kは、 t/wである。 したがって、 第 1の磁性層 4の 場合には /wであり、 第 2の磁性層 6の場合には、 t2 /wである （図 1 ( a )参照） 。
微小な素子の場合、一般に式 （ 2 ) 、 式 （ 3 ) ともに第 2項の方が第 1項を上 回るので、 また ΔΜく Msであるから、 wが同じとき SyAFの方が磁化反転磁 場が小さくなる。 一方、 C (k) は k= 1のときゼロとなるので、 磁化反転磁場 は式 （2) 、 式 （3) の第 1項、 すなわち磁気異方性によって決定され、 素子サ ィズに依存しなくなる。 しかし、 単層膜の場合には kが少なくとも 2以下では多 磁区構造となるため、 磁化反転磁場は式 （2) では与えられず、 その値は、 より 大きくなるとともに素子サイズに依存する。 したがって、 単層膜の場合には k≤ 2の素子は現実的でない。
ところが本発明者らは、本発明に係る SyAFの場合には k≤2、特に k=l でも単磁区構造になることを見出した。 その結果、本発明に係る SyAFは、 よ り小さな磁化反転磁場を得ることができ、 特に k= 1の素子では磁化反転磁場は 素子サイズに依存しない。 本発明はこの発見に基づいており、 SyAFにスピン 偏極電子を注入することで、 より小さな電流密度で磁化反転を実現することがで きる。 特に、 k=lの場合には C (k) がゼロになるため、 磁化反転磁場が著し く小さくなる。 このような本発明に係る S yAF 3は、 図 1 (a) 及び （b) に示すように、 非磁性層 2を介して第 1の磁性層 4と第 2の磁性層 6との二つの磁性層が互いに 反平行に磁気結合している三層構造であり、 それぞれの膜厚はナノメータ一サイ ズで形成されている。 この S y AF 3にスピン注入部 1の非磁性金属層の注入接 合部 7を介して強磁性層のスピン偏極部 9からスピン注入することで、 S yAF 3の磁化反転を実現する。 ·
非磁性層 2はこれを介した両磁性層の磁化を反強磁性結合させる物質であり、 この反強非磁性層として、 ルテニウム （Ru) 、 イリジウム （ I r ) 、 ロジウム (Rh) が利用可能である。 なお、 図 1 (a) 中、 5及び 8は電流を流すための 端子を示している。 強磁性層及び磁性層は導電体であるので電極との兼用ができ るが、 電極を別に設けて電流を流してもよい。
図 1 (b) に示すように、本発明に係る S yAF 3においては、 第 1の磁性層 4のスピンと第 2の磁性層 6のスピンとが反平行状態を維持したまま磁気的に結 合している。 すなわち、 第 1の磁性層 4の磁化と第 2の磁性層 6の磁化とは、 大 きさの異なる反平行状態の磁化、 つまり大きさの異なる反平行状態のスピンを有 している。 第 1の磁性層 4の厚さを 、 磁化を Mi とし、 第 2の磁性層 6の厚 さを t 2 、 磁化を M2 とすると、磁化の大きい方の向き （t！ _ t 2 M2 ) を図 1中の強磁性層 9のスピンを示す矢印に対して S yAFのスピンの向き†又 は iとすることができる。 S y A F 3の磁性層 4及び磁性層 6の反平行磁化の大 きさに差異を設けるには、 M, と t 2 M2 とが異なるようにすればよい。 スピン注入部 1は強磁性層からなるスピン偏極部 9と非磁性導電層からな'る注 入接合部 7とを積層した構造であり、 非磁性導電層の注入接合部 7はナノメータ —サイズである。 ここで、 ナノメータ一サイズとは電子がその運動量とスピンを 保存したまま伝導可能な大きさを意味する。 つまり、 この注入接合部 7はスピン 保存伝導可能な大きさである。 注入接合部 7が金属の場合には、 電子の平均自由 行程は 1 jLim以下であり、 この 1； Li m以下のサイズの素子では、 注入されたスピ ンは緩和することなく他方に流れ込むことができる。 スピン注入部 1の注入接合 部 7は図 1に示すように非磁性絶縁層 1 2であってもよい。 この非磁性絶縁層 1 2はトンネル電流が流れるトンネル接合可能な大きさのナノメータ一サイズであ り、 数 nmである。
強磁性層からなるスピン偏極部 9は強磁性体であるが、伝導を担うフェルミ面 でのァップスピン電子とダウンスピン電子の数が異なつており、 この強磁性層の スピン偏極部 9からスピン偏極した電子が非磁性金属層の注入接合部 7に流れ込 むようになっている。
このような本発明に係るスピン注入デバイスでは、 1ミリアンペア (mA) 以 下の非常に小さな電流を流して、 膜面内垂直方向に強磁性層のスピン偏極部 9か ら非磁性金属層 （又は非磁性絶縁層 1 ) の注入接合部 7を介してスピン注入す ると、 S y A F 3の磁性層 4のスピンと磁性層 6のスピンとが反平行状態を維持 したまま磁化反転する。 したがって、 本発明のスピン注入デバイスでは、 より小 さな電流密度でスピン注入による磁化反転ができる。 これにより電流を流して磁 界を印加することなく、 微小な電流を流すだけでスピン注入磁化反転ができるの で、 ロジック、 メモリ及びストレ一ジを備えたスピン注入デバイスが実現可能と なる。
次に、 第 2の実施の形態を説明する。 図 3は本発明のスピン注入デバイスに係 る第 2の実施形態を示す概略図である。 図 3を参照すると、 この実施形態のもの は、 スピン偏極部 9が反強磁性層 2 1と強磁性層 2 3とを有する構造であり、 強 磁性層 2 3に反強磁性層 2 1を近接させることで強磁性層 3のスピンを固定し ている。 また、注入接合部はスピン保存伝導可能な非磁性金属層 2 5であるが、 これに代えてトンネル接合可能な絶縁層を用いてもよい。 このような構成ではス ピン偏極部のスピンを固定してスピン注入し、 S y A Fの磁化反転ができる。 次に、 第 3の実施の形態を説明する。 図 4は第 3の実施形態のスピン注入デバ イスを示す概略図である。 図 4を参照すると、 このスピン注入デバィス 1 4は、 反強磁性層 2 1と強磁性固定層 2 6とからなるスピン偏極部 9と、 強磁性固定層 に接して設けられる注入接合部となる非磁性層 7と、 非磁性層 7上に強磁性フリ 一層 2 7及び非磁性層 2 8からなる二層構造を備えている。
スピン注入部 1は、 スピン偏極部 9と注入接合部 7とからなっていて、 スピン 偏極部 9において、 強磁性固定層 2 6に反強磁性層 2 1を近接させることで強磁 性固定層 2 6のスピンを固定している。 注入接合部 7はスピン保存伝導可能な C uなどの非磁性金属層 2 5であるが、 これに代えてトンネノレ接合可能な絶縁層 1 2を用いてもよい。
第 3実施形態のスピン注入デバィス 1 4が図 3に示したスピン注入デバィスと 異なるのは、 S y A F 3の代りに強磁性フリ一層 2 7及び非磁性層 2 8を備えて いることである。 非磁性層 2 8は強磁性フリ一層 2 7との界面において、 多数 （ マジヨリティ） スピンを反射させ、少数 （マイノリティ） スピンを透過させるた めに設けている。 したがって、 非磁性層 2 8の膜厚は、少数スピンがスピンを保 存したまま動ける距離、 すなわちスピン拡散長以内にしておけばよい。
ここで、 弓 磁性フリ一層 2 7としては C 0または C 0合金を用いることができ る。 非磁性層 2 8としては、 R u、 I r、 R hが利用可能であり、 特に R uを用 いるのが好適である。 また、 R uのスピン拡散長は 1 4 nmであることが知られ ており、 R uの膜厚は 0 . 1 n m〜 2 0 n mとすればよい。 以下、 強磁性フリ― 層 2 7に C oまたは C o合金を用い、 非磁性層 2 8に R uを用いるとして説明す る。
図 5は上記第 3の実施形態のスピン注入デバィス 1 4の磁化反転を説明する模 式図である。 図 5において、 強磁性固定層 2 6から強磁性フリー層 2 7へ電子が 注入されると、 多数スピン電子 1 7が強磁性フリー層 2 7の磁化を強磁性固定層 2 6の磁ィ匕に 15うようにトルク 1 8を与える。 この際、 C oまたは C o合金 2 7 と R u 2 8の界面においては、 多数スピン電子が強く散乱 （反射） され、 少数ス ピン電子はあまり散乱を受けない （透過） こと力知られている。 したがって、 図 5に示すように、 C 0または C 0合金 2 7と R u 2 8の界面において反射された 多数スピン電子 1 9は、 C 0または C 0合金 2 7の膜厚がスピン伝導が保存され る程度に薄ければ、 この反射された多数スピン電子 1 9も強磁性フリー層 2 7に 同様のトルク 1 8， を与える。 これにより、 実質的に強磁性フリー層 2 7のトル クが増大し、 強磁性固定層 2 6の磁化と同じ向きになる。 一方、 電流の向きを逆 に与え、 R u層 2 8から C 0または C 0合金 2 7側に電子を注入すると、 多数ス ピン電子は C 0または C 0合金 2 7と R u 2 8の界面で反射され、 少数スピン電 子だけが C 0または C 0合金からなる強磁性フリー層 2 7に注入され、 この少数 スピン電子が強磁性フリ一層 2 7のスピンにトルクを与え、 そのスピンを同じ向 き、 つまり下向きにそろえようとする。 これにより、 強磁性フリー層 2 7の少数 スピン電子によるトルクが増大し、 強磁性フリー層 2 7のスピンは強磁性固定層 2 6の磁化と反平行になる。 このように本発明のスピン注入デノ イス 1 4によれ ば、 非磁性層 2 8の挿入により、 スピン偏極部 9のスピンを固定してスピン注入 し、 強磁性フリー層 2 7の磁化反転を従来のスピン注入磁化反転よりも低い電流 密度で行うことができる。
さらに、 第 4の実施の形態のスピン注入デバイスを図 6を参照して説明する。 この実施形態のスピン注入デバイス 1 6が図 4に示したスピン注入デバイス 1 4 と異なるのは、 非磁性層 2 8上にさらに強磁性固定層 2 9を備えている点にある 。 他の構成は図 4に示すスピン注入デバイス 1 4と同じであるので説明は省略す る。 ここで、 強磁性フリ一層 2 7及び強磁性固定層 2 9は、 S y A F 3のように それらの磁化が反平行とならないように、 かつ、 スピン保存伝導が生起するよう に非磁性層 2 8の膜厚を決めればよい。 したがって、 強磁性フリー層 2 7及び強 磁性固定層 2 9として C oまたは C o合金を、 非磁性層 2 8として R uを用いた 場合には、 R uの厚さは、 S y AF 3とならないように、 2〜2 0 nm程度とす ればよい。
次に、 第 4の実施形態のスピン注入デバイス 1 6の動作について説明する。 図 6において、 強磁性固定層 2 6から強磁性フリー層 2 7へ電子が注入された場合 には、上記第 3の実施形態のスピン注入デバィス 1 4と同様に、 C 0または C 0 合金からなる強磁性フリー層 2 7の磁匕は、 強磁性固定層 2 6の磁化と同じ向き になる。
これに対して、 電流の向きを逆に与えた場合を図 7を参照して説明する。 図 7 は第 4実施形態のスピン注入デバイス 1 6の磁化反転を説明する模式図である。 ' 強磁性固定層 2 9から強磁性フリー層 2 7へ電子が注入されると、 多数スピン電 子 3 7が強磁性固定層 2 9と R u層 2 8の界面で強く反射され、 強磁性フリ一層 2 7へは到達しない。 この際、 C oまたは C o合金 2 7の膜厚がスピン伝導が保 存される程度に薄ければ、 少数スピン電子 3 9は散乱を受けないので強磁性フリ 一層 2 7に到達し、 強磁性フリ一層 2 7のスピンを揃えるようにトルク 3 8を与 える。 したがって、 強磁性フリ一層 2 7の磁化は、 強磁性固定層 2 6とは反平行 となる。 これにより、 R u層.2 8がない場合よりも、 多数スピン電子 3 7が強磁 性フリー層 2 7に到達しなくなり、 より小さ 、電流密度で磁化反転ができる。 このように、本実施形態のスピン注入デバィス 1 6によれば、 スピン偏極部 9 のスピンを固定してスピン注入し、 S y A F 3の代りに用いる強磁性フリー層 2 7、非磁性層 2 8、 強磁性固定層 2 9において、 強磁性フリー層 2 7の磁化反転 を低電流密度で行うことができる。
上記スピン注入デバイスにおいて、 強磁性フリー層 2 7の磁化反転力'起こると き、強磁性固定層 2 6の磁化と平行又は反平行となることにより、 反強磁性層 2 1と強磁性固定層 2 6と C uなどの非磁性金属層 2 5からなる注入接合部 7と強 磁性フリ一層 2 7とを含む層構造は、 C P P型の巨大磁気抵抗効果素子と同じよ うに、 巨大磁気抵抗効果が生じる。
また、 非磁性層 7がトンネル接合可能な絶縁層 1 2である場合に強磁性フリ一 層 2 7の磁化反転が起こると、 反強磁性層 1と強磁性固定層 2 6とトンネル接 合可能な絶縁層 1 2と強磁性フリ一層 2 7とを含む層構造は、 C P P型のトンネ ル磁気抵抗効果素子と同じように、 トンネル磁気抵抗効果が生じる。
次に、 本発明のスピン注入磁気装置について説明する。 図 8は本発明のスピン 注入磁気装置の概略図である。 スピン注入磁気装置 3 0は、 フリー層とした S y A F 3と、強磁性層 3 2及び反強磁性層 3 4からなる固定層 3 1とが、絶縁層 3 3でトンネル接合した強磁性スピントンネル接合 （M T J ) 素子 3 6であって、 この MT J素子 3 6に強磁性層であるフリ一層を磁化反転させるためのスピン注 入部 1を備えている。 スピン注入部 1は注入接合部をトンネル接合可能な絶縁層 1 2にしたものである。
このようなスピン注入磁気装置では、強磁性層 2 3から絶縁層 1 2を介して S y A F 3にスピン注入すると、 この S y A F 3の磁化が反転する。 この S y A F 3であるフリ一層の磁化が†又は iに反転して固定層 3 1の磁化と平行又は反平 行となることにより、 トンネル磁気抵抗 （T M R ) 効果が出現する。 したがって 、 このスピン注入磁気装置 3 0は、 より小さな電流密度でスピン注入によるフリ 一層の磁化反転を起こすことができる。
上記スピン注入磁気装置において、 S y A F 3を、 図 4に示した第 3実施形態 のスピン注入デバイス 1 4の強磁性フリー層 2 7及び強磁性自由層上に設ける非 磁性層 2 8からなる二層構造に代えた構成としてもよい。 また、 上記スピン注入 磁気装置において、 SyAF 3を、 図 6に示した第 4実施形態のスピン注入デバ イス 1 6の強磁性フリー層 2 7、 非磁性層 2 8、 非磁性層上に設ける強磁性層 2 9からなる三層構造に代えた構成としてもよい。
このように本発明のスピン注入磁気装置は、 超ギガビット大容量 ·高速 '不揮 発メモリに利用可能になる。
このようなスピン注入磁気装置では、 フリ一層の S y AFをトンネル接合可能 な絶縁膜で挟み又は覆つて、 この S y A Fに対応する部分のスピン注入部でヮー ド線として結合して微細加工し、 固定層側の強磁性層にビット線を連結して微細 加工することにより、 MRAMゃスピン注入磁気メモリ装置の基本構造とするこ とができる。 ここで、 フリー層は SyAFの他には、 強磁性フリー層 2 7及び非 磁性層 2 8からなる二層構造または強磁性フリー層 2 7、 非磁性層 2 8、 非磁性 層上に設ける強磁性層 2 9からなる三層構造を用いることができる。
次に、本発明のスピン注入デバィスゃスピン注入磁気装置に用いることができ る磁性薄膜について説明する。
図 9は本発明に用いることができる磁性薄膜の断面図である。 図 9に示すよう に、磁性薄膜 4 1は、 基板 4 2上に、室温において C 02 F e X C rト X A 1薄 膜 4 3を配設している。 ここで、 0≤x≤ 1である。 C 02 F ex C r ,- X A 1 薄膜 4 3は、室温で強磁性であり、電気抵抗率が 1 9 0 w Ω · c m程度であり、 かつ、 基板を加熱することなく , B 2, A2構造の何れか一つの構造を有 している。 上記 C o2 F ex C r A l薄膜 4 3を配設した基板を加熱するこ とで、 スピン分極率の大きい L 2 , 構造の C o2 F ex Cr A l薄膜 4 3が 得られやすい。 ここで、 基板 4 2上の C o 2 F ex C I -X A l薄膜 4 3の膜厚 は、 1 nm以上 1 以下であればよい。
図 1 0は本発明に用い得る磁性薄膜の変形例の断面図である。 本発明に用いる 磁性薄膜 4 5は、 図 9の磁性薄膜 4 1の構造において、 さらに基板 4 2と C 02 F ex Cr A 1 (ここで、 0≤x≤ 1 )薄膜 4 3との間にバッファ一層 44 が挿入されている。 バッファ一層 44を挿入することで、 基板 4 2上の C o2 F ex C r ,_x A l (ここで、 0≤x≤ l ) 薄膜 4 3の結晶性をさらによくするこ とができる。
上記磁性薄膜 4 1 , 4 5に用いる基板 4 2は、熱酸化 S i、 ガラスなどの多結 晶、 MgO、 A 12 〇3 、 GaAsなどの単結晶を用いることができる。 また、 バッファ一層 44としては、 A l， Cu, C r , F e， Nb, N i， Ta, N i F eなどを用いることができる。 上記 C o2 F ex C rト x A 1 (ここで、 0≤ x≤ 1 ) 薄膜 4 3の膜厚は、 1 nm以上で 1； 以下であればよい。 この膜厚が 1 nm未満では実質的に後述する L 2 , , B 2, A 2構造の何れか一つの構造を 得るのが困難になり、 そして、 この膜厚が 1〃mを超えるとスピン注入デバイス としての応用が困難になり好ましくない。
次に、 上記構成の磁性薄膜の作用を説明する。 図 1 1は、 磁性薄膜に用いる C 02 F ex C r ,-x A 1 (ここで、 0≤ x≤ 1 ) の構造を模式的に説明する図で ある。 図に示す構造は、 b c c (体心立方格子) の慣用的単位胞の 8倍 （格子定 数で 2倍） の構造を示している。 C o2 F ex Cr i -x A lの 構造におい ては、 図 1 1の Iの位置に F eと C rが組成比として F ex C r ,-x (ここで、 0≤x≤ 1 ) となるように配置され、 [Iの位置に A I、 III と IVの位置に C oが 配置される。 また、 C o2 F ex C r ,_x A 1の B 2構造においては、 図 1 1の Iの位置と I〖の位置に、 F eと C rと A 1が不規則に配列される構造となる。 こ の際、 ？ 6と(： の組成比は、 F ex C r ,-x (ここで、 0≤χ≤ 1 ) となるよ うに配置される。 さらに、 C o2 F Θχ C r ! -x A 1の A 2構造においては、 C o, F e, C rおよび A 1が不規則に置換した構造となる。 この際、 ？ 6と（ の組成比は、 F ex C r !-x (ここで、 0≤χ≤ 1 ) となるように配置される。 次に、 上記構成の磁性薄膜 4 1， 4 5の磁気的性質を説明する。
上記構成の Co 2 F ex Cr !-x A l (ここで、 0≤x≤ l ) 薄膜 4 3は、 室 温で強磁性であり、 かつ、 基板を加熱することなく ， B 2, A2構造の何 れか一つの構造の C o 2 F ex C r , -x A 1薄膜が得られる。 また、 上記構成の C o2 F ex C r ,-x A l薄膜 4 3 (ここで、 0≤χ≤ 1 ) は膜厚が数 nm程度 の非常に薄い膜においても L 2 , , B 2, A 2構造の何れか一つの構造が得られ る。 ここで、 Co2 Fex Crt - x Al (ここで、 · 0≤x≤ 1 ) 薄膜の B 2構造は 、 従来得られていない特異な物質である。 B 2構造は、 L2, 構造と類似してい るが、 異なるのは L 2 , 構造では、 Cr (F e) と A 1原子が規則的に配置して いるのに対し、 B2構造は、 不規則に配列していることである。 また、 A2構造 は、 Co， F e, C rおよび A 1が不規則に置換した構造となる。 これらの違い は X線回折で測定することができる。 '
上記 Co 2 Fex C.r卜 x A 1薄膜 43の組成 xにおいて、 0≤x≤0. 8の 範囲内では、 特に基板を加熱することなく L 2！ ， B 2の何れか一つの構造を得 ることができる。 また、 0. 8 x≤ l. 0では A2構造が得られる。 また、組 成 Xにおいて、 0 x≤lの範囲内で、加熱した基板上の Co2 F ex C r ,-x A 1薄膜の成膜や、 基板を加熱することなく成膜した後の熱処理などにより、 L 2 , または B 2構造が得られる。
上記構成の磁性薄膜 41, 45がハーフメタルであることを実験的に明らかに することは難しいが、 定性的にはトンネル接合を有するトンネル磁気抵抗効果素 子を作製し、 それが 100%を超えるような非常に大きな TMRを示す場合には ハーフメタル的と考えることができる。 絶縁膜の片側に Co 2 F ex C r ! -x A 1 (0≤x≤ 1 )薄膜 43を強磁性層として用い、 絶縁膜の他方の強磁性層にス ピン分極率が 0. 5の C 0 F e合金を用いてトンネル磁気抵抗効果素子を作製し た結果、 100%を超える大きな TMRを得た。 これは （1)式から考えて、 C 02 Fex Cr,-X Al (0≤χ≤1)薄膜 43が、 P=0. 7以上のスピン分 極率をもつことを示している。 このような大きな T M Rを得ることができたのは . C o 2 Fex Cr , -x Al (0≤x≤l)薄膜 43が大きなスピン分極率を有 していることのほかに、室温で L 21 , B 2 , A 2構造の何れか一つの構造が得 られるという発見に基づく。
これにより磁性薄膜 41, 45によれば、 基板を加熱する必要がなく、 C 02 F e x C r I— x A 1 ( 0≤ x≤ 1 ) 薄膜 43が 1 nm以上の厚みで強磁性特性を 得ることができる。 これは、 表面が酸化したり表面粗さが増大したりすることが なく、 トンネル接合の界面をクリーンでかつシャープに作製することができたこ とにより、 大きなスピン分極率とトンネル磁気抵抗効果素子において大きな TM Rを得ることができるものと推察される。
上記磁性薄膜 4 1， 45は、本発明のスピン注入デバイスに用いる SyAF 3 の第 1及び第 2の磁性層、 あるいは、 スピン注入部の強磁性層 9などに用いるこ とができる。 また、 磁性薄膜 4 1 , 4 5は、本発明のスピン注入デバイス 14， 1 6に用いる反強磁性層 2 1と強磁性固定層 26と Cuなどの非磁性金属層 2 5 と強磁性フリー層 28とからなる層構造である CPP型巨大磁気抵抗効果素子構 造や、反強磁性層 2 1と強磁性固定層 26とトンネル接合可能な絶縁層 1 2と強 磁性フリー層 27とからなる層構造であるトンネル磁気抵抗効果素子構造に用い ることができる。 さらに、本発明のスピン注入磁気装置に用いる MT J素子ある いはトンネル磁気抵抗効果素子の強磁性層に用いることができる。
次に、本発明の磁性薄膜を用いた磁気抵抗効果素子に係る第 2の実施形態を示 す。
図 1 2は本発明に係る第 2の実施形態による磁性薄膜を用いた磁気抵抗効果素 子の断面を示す図である。 図 1 2はトンネル磁気抵抗効果素子の場合を示してい る。 この図に示すように、 トンネル磁気抵抗効果素子 50は、 例えば、 基板 4 2 上に Co2 F ex C rい x A l (0≤χ≤ 1 ) 薄膜 4 3が配設され、 トンネル層 となる絶縁層 5 1 , 強磁性層 52， 反強磁性層 53が順次積層された構造を有し ている。 '
ここで、 反強磁性層 53は、 強磁性層 5 2のスピンを固着させる、 所謂、 スピ ンバブル型の構造のために用いている。 この構造においては、 C o2 F ex C r i-x A 1 ( 0≤ x≤ 1 ) 薄膜 43をフリ一層、 強磁性層 52をピン層と呼ぶ。 ま た、強磁性層 5 2は、単層構造と複数の層構造のいずれでもよい。 絶縁層 5 1に は A 12 〇3 や A 1の酸化物である A 1 Ox を、強磁性層 54には C oF e, N i F e、 あるいは、 CoF eと N i F eとの複合膜などを、 反強磁性層 5 3には I rMnなどを用いることができる。 さらに、本発明のトンネル磁気抵抗効果素 子 50の反強磁性層 53の上には、 さらに保護膜となる非磁性の電極層 54を堆 積させることが好ましい。
図 1 3は、本発明に係る第 2の実施形態による磁性薄膜を用いた磁気抵抗効果 素子の変形例の断面を示す図である。 本発明の磁性薄膜を用いた磁気抵抗効果素 子であるトンネル磁気抵抗効果素子 5 5は、 基板 4 2上にバッファ一層 4 4と C 02 F ex C n-X Al ( 0≤ x≤ 1 ) 薄膜 4 3が配設され、 トンネル層となる 絶縁層 5 1と、磁性薄膜 5 2と、 反強磁性層 5 3と、 保護膜となる非磁性の電極 層 5 4が順次積層された構造を有している。 図 1 3が図 1 2の構造と異なるのは 、 図 1 2の構造に、 さらに、 ノ ッファー層 4 4が配設された点である。 他の構造 は図 1 2と同じである。
図 1 4は、 本発明に係る第 2の実施形態による磁性薄膜を用いた磁気抵抗効果 素子の変形例の断面を示す図である。 本発明の磁性薄膜を用いた磁気抵抗効果素 子であるトンネル磁気抵抗効果素子 6 0は、 基板 4 2上にバッファ一層 4 4と o2 F ex C r ,-X Al ( 0≤ x≤ 1 ) 薄膜 4 3が配設され、 トンネル層となる 絶縁層 5 1 と、 C o2 F ex C r卜 x Al ( 0≤χ≤ 1 )薄膜 5 6と、 反強磁性 層 5 3と、 保護膜となる非磁性の電極層 5 とが順次積層された構造を有してい る。 図 1 4が図 1 3の構造と異なるのは、 図 1 3のピン層となる強磁性層 5 2も 、 本発明の磁性薄膜である C 02 F ex C r A 1 (0≤x≤l)薄膜 5 6を 用いた点である。 他の構造は図 1 3と同じである。
トンネル磁気抵抗効果素子 5 0， 5 5， 6 0に電圧を加える場合は、 C o2 F ex C r A l ( 0≤x≤ l ) 薄膜 4 3またはバッファ一層 4 4と電極層 5 4 との間に印加される。 また、 外部磁界は、 膜面内に平行に印加される。 バッファ —層 4 4から電極層 5 4への電流は、膜面垂障方向に電流を流す CP Ρ構造によ り流すことができる。
ここで、上記トンネル磁気抵抗効果素子 5 0， 5 5 , 6 0に用いる基板 4 2は 、熱酸化 S i、 ガラスなどの多結晶、 Mg O、 A l 2 〇3 、 GaAsなどの単結 晶であってよい。 また、 バッファ一層 4 4には、 A 1 , Gu, C r , F e , Nb , i , Ta, N i F eなどを用いることができる。 上記 C o 2 F ex C r ,-x A 1 (0≤x≤ 1 ) 薄膜 4 3の膜厚は 1 nm以上で 1〃m以下であればよい。 こ の膜厚が I n m未満では実質的に L 2 , B 2 , A 2構造の何れか一つの構造を 得るのが困難になり、 そして、 この膜厚が 1〃mを超えるとトンネル磁気抵抗効 果素子としての応用が困難になり好ましくない。 上記構成の本発明のトンネル磁 気抵抗効果素子 5 0 , 5 5， 6 0は、 スパッ夕法、蒸着法、 レーザアブレーショ ン法、 MB E法などの通常の薄膜成膜法と、 所定の形状の電極などを形成するた めのマスク工程などを用いて製造することができる。
つぎに、本発明の磁性薄膜を用いた磁気抵抗効果素子であるトンネル磁気抵抗 効果素子の 50及び 55の動作について説明する。
本発明の磁性薄膜を用いた磁気抵抗効果素子 50, 55は、 二つの強磁性層 4 3, 52を用い、 一方には反強磁性層 53が近接し、 近接した強磁性層 52 (ピ ン層） のスピンを固着させるスピンバルブ型を用いているので、 外部磁界が印加 されたときには、 他方の強磁性層でフリー層である Co 2 F ex C r ,-x A 1 ( 0≤x≤ 1 ) 薄膜 43のスピンのみが反転される。 これにより、 スピンバルブ効 果により強磁性層 52の磁化は、 反強磁性層 53との交換相互作用によってスピ ンが 1方向に固定されるので、 フリー層である C o 2 F ex C r i-x A 1 (0≤ x≤ 1 ) 薄膜 43のスピンの平行、 反平行が容易に得られ、 また、 強磁性層が C 0 2 F ex Cr i-x A l (0≤χ≤ 1 ) 薄膜 43であるためにスピン分極率が大 きいことから、本発明のトンネル磁気抵抗効果素子の 50， 5 5の TMRは非常 に大きくなる。 この際、 フリ一層である C 02 F ex Cr ,— x A 1 (0≤x≤ 1 ) 薄膜 4 3の磁化が小さいため、反磁界が小さくそれだけ小さな磁界で磁化反転 を起こすことができる。 これにより、本発明のトンネル磁気抵抗効果素子 50， 5 5は、 MR AMなど低電力での磁化反転を必要とする磁気デバイスに好適であ る。
次に、 本発明の磁性薄膜を用いた磁気抵抗効果素子であるトンネル磁気抵抗効 果素子 60の動作について説明する。
トンネル磁気抵抗効果素子 6 0は、 さらに、 ピン層の強磁性層 56もフリー層 である強磁性の Co 2 F θ χ C r ,-x A 1 (0≤x≤ l ) 薄膜 4 3と同じ( 0 2 F ex C r ,-x A 1 (0≤x≤ 1 ) を用いているので、上記 （ 1 ) 式の分母がよ り小さくなり、 さらに、本発明のトンネル磁気抵抗効果素子の TMRは大きくな る。 これにより、本発明のトンネル磁気抵抗効果素子 60は、 MRAMなど低電 力での磁化反転を必要とする磁気デゾ ィスに好適である。
次に、 本発明の磁性薄膜を用いた磁気抵抗効果素子に係る第 3の実施形態を示 す。 図 1 5は、本発明に係る第 3の実施形態による磁性薄膜を用いた磁気抵抗効 果素子の断面を示す図である。 本発明の磁性薄膜を用いた磁気抵抗効果素子は、 巨大磁気抵抗効果素子の場合を示している。 図に示すように、 巨大磁気抵抗効果 素子 70は、 基板 42上に、 バッファ一層 44と強磁性体となる本発明の Co 2 F Gx Cr ,-X A l (0≤x≤ l ) W43が配設され、 非磁性金属層 6 1と強 磁性層 6 2と保護膜となる非磁性の電極層 54とが順次積層された構造を有して いる。 巨大磁気抵抗効果素子のバッファ一層 44と電極層 5 との間に電圧が印 加される。 また、 外部磁界は、 膜面内に平行に印加される。 ファー層 44か ら電極層 54への電流は、 膜面垂直方向に電流を流すタイプである CP P構造に より流すことができる。
図 1 6は、本発明に係る第 3の実施形態による磁性薄膜を用いた磁気抵抗効果 素子の変形例の断面を示す図である。 本発明の巨大磁気抵抗効果素子 75力 図 1 5の巨大磁気抵抗効果素子 70と異なるのは、 強磁性層 62と電極層 54との 間に反強磁性層 53を設け、 スピンバルブ型の巨大磁気抵抗効果素子とした点で ある。 他の構造は、 図 1 5と同じであるので説明は省略する。
反強磁性層 5 3は、 近接したピン層となる強磁性層 62のスピンを固着させる 働きをする。 ここで、 巨大磁気抵抗効果素子 70, 75のバッファ一層 44と電 極層 54との間に電圧が印加される。 また、 外部磁界は、 膜面内に平行に印加さ れる。 ファー層 44から電極層 54への電流は、 膜面垂直方向に電流を流す タイプである CP P構造により流すことができる。
上記巨大磁気抵抗効果素子 70, 75の基板 42は、 熱酸化 S i、 ガラスなど の多結晶、 さらに、 Mg〇， A 12 03 , GaAsなどの単結晶を用いることが できる。 また、 バッファ一層 44として、 Al , Cu， C r , F e, Nb， N i , Ta， N i F eなどを用いることができる。 非磁性金属層 6 1としては、 C u ， A 1などを用いることができる。 また、 強磁性層 6 2としては CoF e, N i F e, C o2 F ex Cr i -x A l (0≤x≤ 1) 薄膜などの何れか一つか、 また はこれらの材料からなる複合膜を用いることができる。 そして、 反強磁性層 53 には I rMnなどを用いることができる。 上記 C o2 F ex C r ,-x A 1 (0≤ x≤ 1 ) 薄膜 43の膜厚は、 1 nm以上で 1 m以下であればよい。 この膜厚が 1 nm未満では実質的に L 2 i ， B 2 , A 2構造の何れか一つの構造を得るのが 困難になり、 そして、 この膜厚が 1 を超えると巨大磁気抵抗効果素子として の応用が困難になり好ましくない。 上記構成の本発明の巨大磁気抵抗効果素子 7 0, 75は、 スノヽッタ法、 蒸着法、 レーザアブレ一シヨン法、 MB E法などの通 常の薄膜成膜法と、 所定の形状の電極などを形成するためのマスク工程などを用 いて製造することができる。
本発明の磁性薄膜を用いた磁気抵抗効果素子である巨大磁気抵抗効果素子 70 は、 強磁性層である Co2 F ex Crト x A l (0≤x≤0. 6) 薄膜 4 3のス ピン分極率が大きいことから、 スピン依存散乱が大きく、 大きな磁気抵抗、 即ち 、 GMRが得られる。
磁性薄膜を用いた磁気抵抗効果素子であるスピンノ レブ型の巨大磁気抵抗効果 素子 75の場合には、 ピン層である強磁性層 6 2のスピンは反強磁性層 5 3によ り固定されており、 外部磁界を印加することで、 フリー層である Co2 F ex C r ,-x A l (0≤x≤ l ) 薄膜 43のスピンが外部磁界により平行と反平行の状 態になる。 上記 C 02 F ex Cr A 1 (0≤x≤ 1 ) 薄膜 43はスピン分極 率が大きいためスピン依存散乱が大きく、 かつ、 抵抗力大きいため反強磁性層 5 3による G M Rの低下を抑制できる。
次に、本発明の磁性薄膜による磁気抵抗効果素子を用いた磁気装置に係る第 4 の実施形態を示す。
図 9〜図 1 6に示すように、 本発明の磁性薄膜を用いた各種の磁気抵抗効果素 子は、室温において、 低磁界で TMR、 または、 GMRが非常に大きくなる。 図 1 7は、 本発明の磁性薄膜を用いた磁気抵抗効果素子であるトンネル磁気抵 抗効果素子や巨大磁気抵抗効果素子に外部磁界を印加したときの抵抗を模式的に 説明する図である。 図の横軸は、本発明の磁性薄膜を用いた磁気抵抗効果素子に 印加される外部磁界で、 縦軸が抵抗である。 ここで、本発明の磁性薄膜を用いた 磁気抵抗効果素子は、 巨大磁気抵抗効果やトンネル磁気抵抗効果を得るための必 要な電圧が、 十分に印加されている。
図示するように、本発明の磁性薄膜を用いた磁気抵抗効果素子の抵抗は、 外部 磁界により大きな変化を示す。 外部磁界を領域 ( I ) より印加し、 外部磁界を減 少させ、 零として、 さらに外部磁界を反転して増大させると、 領域 (II) から領 域 （III)において最小の抵抗から最大の抵抗に変化する。 ここで、 領域 (Π) の 外部磁界を とする。 さらに、 外部磁界を増加させると、 領域（III)から領域 (IV) を経て領域 (V) までの抵抗変化が得られる。
これにより、本発明の磁性薄膜を用いた磁気抵抗効果素子は、 領域（ I ) と、 領域 (V) の外部磁界において、強磁性層 6 2とフリー層である Co2 F ex C r , -x A 1 (0≤x≤ 1 ) 薄膜 43のスピンが平行となり、領域 （Πί)ではそれ らが反平行の状態となる。
ここで、磁気抵抗変化率は、 外部磁界を印加したとき、 下記 (4) 式で表され 、 この値が大きいほど磁気抵抗変化率としては望ましい。
磁気抵抗変化率- (最大の抵抗—最小の抵抗） /最小の抵抗 (%) (4) これにより、本発明の磁性薄膜を用いた磁気抵抗効果素子は、 図 1 7に示すよ うに、 磁界が零から Η より極く僅かに大きい磁界、 即ち低い磁界を加えること で、大きな磁気抵抗変化率が得られる。
図 1 7で説明したように、 本発明の磁性薄膜を用いた磁気抵抗効果素子は、室 温において、低磁界で大きな TMRまたは GMRを示すので、 磁気抵抗センサと して用いれば、感度の高い磁気素子を得ることができる。
また、本発明の磁性薄膜を用いた磁気抵抗効果素子は、室温において、 低磁界 で大きな TMRまたは GMRを示すので、 感度の高い読み出し用の磁気へッド及 びこれらの磁気へッドを用いた各種の磁気記録装置を構成することができる。 また、本発明の磁性薄膜を用いた磁気抵抗効果素子である、 例えば、 MTJ素 子をマトリックス状に配置し、 別に設けた配線に電流を流して外部磁界を印加す る。 この MT J素子を構成するフリー層の強磁性体の磁化を、 外部磁界により互 いに平行と反平行に制御することにより、 "1" 、 "0" を記録させる。 さらに 、読み出しは TMR効果を利用して行うことなどにより、 MRAMなどの磁気装 置を構成することができる。
' また、 本発明の磁気抵抗効果素子である CP P構造の GMR素子においては、 GMRが大きいので、 ハードディスク駆動装置 (HDD) や MRAMなどの磁気 装置の大容量化ができる。
実施例 1 次に、実施例 1について説明する。 実施例 1は、 図 4に示すスピン注入デバィ ス 1 4の構造に相当するものである。
マグネトロンスパッ夕法を用いて、熱酸化 S i基板上に Ta (2 nm) /Cu (2 0 nm) /I r Mn ( 1 0 nm) /C o9oF e ,0 (5 nm) /Cu (6 nm ) /C o90F e ,o (2. 5 nm) /Ru (0. 4 5 nm) /Cu ( 5 nm) /T a (2 nm) を順にスパッ夕した。
ここで、 熱酸化 S i基板上及びその最上層の Taと Cuからなる層は電極とな る層である。 I 1^11層及び( 09。？ 6 1。層は、 それぞれ、 反強磁性層 2 1及び 強磁性固定層 2 6からなるスピン偏極部 9である。 C uは注入接合部 7である。 C 0合金の C 09。 F e ,。及び R uは非磁性層 7の C u上に配設した強磁性フリ一 層 2 7及び非磁性層 2 8である。
次に、 この膜を電子ビ一ムリソグラフィと Arイオンミリングを用いて微細加 ェし、 図 4に示すようなスピン注入デバイス 1 4を作製した。 素子サイズは 3 0 0 X 1 00 nm2 である。
図 1 8は室温における実施例 1のスピン注入デバィス 1 4のスピン注入磁化反 転を示す図である。 図において、 横軸は、 強磁性フリー層 27から強磁性固定層 26への電流を正方向としたときのスピン注入デバイス電流 (mA) を示し、 縦 軸はそのときの抵抗 (Ω) を示している。 最初に、 スピン注入デバイス 1 4に外 部磁界 Hを印加して、 反平行状態、 すなわち高抵抗の初期状態とした。 このとき の外部磁界 Hは、 5 O Oe (ェルステツ ド） である （図 1 8の A参照） 。
図から明らかなように、 Aに示す微小電流の高抵抗状態から、 正の向きに Bで 示す約 5mAまで電流を流していくと抵抗が急激に減少し、磁化反転しているこ とが分かる。 さらに、 電流を 2 OmAまで増加してもこの低抵抗状態が保持され ていることが分かる （図 1 8の B〜C参照） 。
次に、電流を減少しさらに負の方向に印加すると、 約一 7. 5 mAまでは低抵 抗を保持する （図 1 8の (：〜 D参照） 。 それ以上の負電流を印加すると再び高抵 抗状態になり、 磁化反転することが分かる （図 1 8の E〜F参照） 。 この磁化反 転に要する電流密度は、 2. 4 X 1 07 A/cm2 であり、 後述する比較例に比 ベ約 1/1 0となった。 また、磁気抵抗 (MR) は図示するように 0. 9 7 %で あり、後述する比較例のスピン反転構造における磁気抵抗と同じ値が得られた。 これにより、実施例 1のスピン注入デバイス 14においては、 それに流す電流の 向きを変えて、 強磁性フリー層 27の磁化反転を発現させることで、 その抵抗を 変化させることができる。
実施例 2
次に、 実施例 2について説明する。 実施例 2は、 図 6に示すスピン注入デバィ ス 16の構造に相当するものである。
マグネトロンスパッタ法を用いて、熱酸化 S i基板上に Ta (2 nm) /Cu ι ί.0 nm) / I r Mn ( 10 nm) /C o 9oF e i o ( o nm; /C u ( 6 nm ) /C o go F e l o (2. 5 nm) /Ru ( 6 nm) ZC ou。F e i。 (5nm) Z Cu (5 nm) /Ta (2 nm) を順にスパッタした。
ここで、熱酸化 S i基板上及びその最上層の Taと Cuからなる層は電極とな る層である。 I 1層及ぴ( 09。？ 6 1。層は、 それぞれ、 反強磁性層 21と強 磁性固定層 26とからなるスピン偏極部 9である。 Cuは注入接合部 7である。 C 0合金の C o9。F e ,。， Ru, C o 9。F e！。は、 それぞれ、 非磁性層 7の Cu 上に配設した強磁性フリー層 27， 非磁性層 28, 強磁性層 29である。
実施例 2のスピン注入デバィス 16が実施例 1のスピン注入デバィス 14と異 なるのは、 Co9。Fe1()27上の Ru28の膜厚を 0. 4511111から611111と厚 くしたことと、 強磁性層 29として膜厚 5 nmの C o9。F e ,。層 29を設けたこ とである。
次に、 実施例 1と同じ方法で、 素子サイズが 100x 10 O.nm2 のスピン注 入デバイス 16を作製した。
図 19は、 室温における実施例 2のスピン注入デバィス 16のスピン注入磁化 反転を示す図である。 図において、 横軸は、強磁性フリー層 27から強磁性固定 層 26への電流を正方向としたときのスピン注入デバイス電流 （mA) を示し、 縦軸はそのときの抵抗 (Ω) を示している。 高抵抗の初期状態とするために印加 した外部磁界 Hは、 150〇eである。 図から明らかなように、 実施例 2のスピ ン注入デバイス 16は、 実施例 1のスピン注入デバイス 14と同様に電流が土約 0. 2 mAで抵抗が変ィ匕し、磁化反転が発現することが分かる。 この磁化反転に 要する電流密度は 1 X 1 06 AZcm2 となった。 この値は、 実施例 1の約 1ノ 24となり、 後述する比較例の約 1/ 200である。 また、磁気抵抗は約 1%で あり、 後述する比較例の磁気抵抗 （MR) と同じ値が得られた。 このように、 非 磁性層 28である Ruの膜厚を 6 nmとすることにより、磁化反転に要する電流 密度を低くすることができた。
実施例 3 .
次に、 実施例 3について説明する。 実施例 3は、 図 8に相当する構造に対する ものである。
マグネトロンスパッタ法を用いて、 熱酸化 S i基板上に Cu ( 1 00 nm) / N i F e ( 3 nm) / I r Mn ( 1 0 nm) /C o 9oF e ,0 ( 3 nm) をまず作 製した。 次にこの膜の上に厚さ 3 nmの S i 02 をスパッタし、 さらにその上に C 0 goF e 10 ( 1 nm) /Ru (0. 45 nm) /C o 9oF e io ( 1. 5 nm) /S i〇2 (3 nm) をスパッ夕した。 次に、 上部磁性層として、 Co9。F e 10
( 1 0 nm) /I r Mn ( 1 0 nm) /T a ( 5 nm) を成膜した。
この膜の断面を透過型電子顕微鏡を用いて調べた結果、 CogoF e .o ( 1 nm ) /Ru (0. 45 nm) /C o90F e 10 ( 1. 5 nm) は S i 02 中に一層だ け層状に分散した粒子状をしており、 S i 02 を絶縁マトリックスとする二重ト ンネル構造であることがわかった。 この構造に対して、上下の Cuと Ta膜間に 電圧を印加して電流を流し、 そのときの抵抗を電流を変化させて室温で測定した 結果、 約 0. 1 mAで抵抗の飛びを観測した。 これは C o90F e ,o ( 1 nm) / Ru (0. 45 nm) /CosoF e .o ( 1. 5 nm) SyAFの磁化反転に伴う TMRの発現によるものであり、 スピン注入によつて磁化反転したことを意味し ている。
(比較例）
次に、 比較例について説明する。 比較例は、 図 2 5に示す従来のスピン反転法 に用いる三層構造の第 1の強磁性層 1 0 1上にさらに反強磁性層を設けた構造で ある。 すなわち、実施例 1のスピン注入デバイス 1 4において Ru層のない構造 として、 熱酸化 S i基板上に Ta (2 nm) /Cu (20 nm) /I r Mn ( 1 0 nm) /C oi)。F e i。 (bnm) /C u ( 6 nm) /C o 9。F e io (2. 5 n m) /Cu (5 nm) /T a ( 2 nm) を順にスパッ夕した。 次に、実施例 1と 同じ方法で、 素子サイズを 300 X 1 00 nm2 とした。
図 20は、 室温における比較例の （a) 磁気抵抗曲線と、 （b) スピン注入磁 化反転を示す図である。 図 20 (a) において、 横軸は印加する磁界 (Oe) で あり、縦軸は抵抗 (Ώ) である。 素子電流は 1mAである。 磁気抵抗は、 外部磁 界が 0 (図 20 (a) の G参照） からスイープして測定した。 図 20 (a) から 明らかなように、 比較例の磁気抵抗（MR) は 1. 1%と、 従来報告された値と 同じ値であることが分かる。
また、 図 20 (b) において、横軸は、 第 2の強磁性層 1 0 3から第 1の強磁 性層 1 0 1へ電流を流した場合を正方向とした電流 （mA) を示し、縦 はその ときの抵抗 (Ω) を示している。 図 20 (b) から明らかなように、電流がほぼ 0から矢印の方向に電流を正から負にすることで、実施例 1と同様に磁化反転が 発現した （図 20 (b) の K〜L参照） 。 磁気抵抗は 0. 98%で、 磁化反転に 要する電流密度は 2. 4 X 1 08 A/cm2 であった。
次に、実施例 1〜 3及び比較例とを対比する。
実施例においては、磁化反転に要する電流密度が、 比較例よりも低下した。 特 に、実施例 2のように R u層 28の膜厚を 2〜 20 nmの範囲内とすれば、 磁化 反転に要する電流密度が 1 X 1 06 A/ c m2 となり、 従来例の 1/1 0の値に 低減ィ匕できることが分かった。
実施例 4
高周波スパッタ装置を用いて熱酸化 S i基板 42上に厚さ 1 0011111の( 02 F e x C rト x A 1薄膜 43を基板温度を変えて作製した。
図 2 1は、 C 02 F e 0. 5 Cro.5 A 1薄膜 43の X線回折を測定した結果を 示す図である。 図の横軸は回折角 2 Θ (度） であり、 縦軸は回折 X線の強度を L 0 g (対数） 目盛りで示している。 なお、 図に示す下向きの矢印 （i) は、 Co 2 F θ ο. 5 C r0.5 A 1薄膜 43の結晶の各面からの回折強度を表わしている。 図 2 1に示すように、 基板を加熱しない状態で結晶化しており、 その回折像の解 析から格子定数 a== 5. 72人の B 2構造であることがわかった。 また、 基板を 室温から 5 50 °Cまで加熱しても回折像は、 あまり変化せず、熱的に安定である ことが分かった。
一方、基板 4 2の上に、 C rや F eなどの適当なバッファ層 4 を用いて C o 2 F ex C r i-x A 1 (ここで、 0≤χ≤ 1 ) 薄膜 4 3を作製したり、 または、 Co2 F ex Cr ,-x A l (ここで、 0≤x≤ l ) 薄膜 4 3の C rに対する F e 置換量を少なくすると、 26 = 27度近傍に （ 1 1 1 ) 面の回折 X線のピークが 確認された。 これは、 C 02 F ex C r！一 x A 1 (ここで、 0≤χ≤ 1 ) 薄膜 4 3が L 2 i 構造であることを示している。
次に、 図 2 1に示した C 02 F e0. s C r 0. 5 A 1薄膜 4 3の磁気特性を説明 する。 図 2 2は C 02 F e。.5 Cr 0. 5 A 1薄膜 4 3の室温における磁化特性を 示す図である。 図の横軸は磁界 H (0 e) であり、 縦軸は磁化 （emu/ cm3 ) である。 図示するように、 C o2 F e0.5 C r o. 5 A l薄膜 4 3はヒステリシ スを示し強磁性体である。 図から、飽和磁化が約 3 0 0 emu/cm3 と、保磁 力が 5エルステッド （〇e) であることが分かった。 また、 同じ C o 2 F e 0. 5 Cr o. 5 A 1薄膜 4 3を用いた磁性薄膜 4 1， 4 5を、 基板 4 2の温度を変えて 作製したが、 4 0 0°Cまで飽和磁化及び保磁力はほとんど変わらなかった。 このことから、 室温ですでに結晶性の良い B 2構造の C 02 F e 0. 5 C r 0. 5 A l薄膜 4 3が得られることを示唆している。 さらに、室温において、 C o2 F e c. 5 C r。.5 A 1薄膜 4 3の電気抵抗率を測定した結果、 電気抵抗率は約 1 9 0 Ω · cmであった。 この値は、 反強磁性体 I nMnの 2 0 0 Ω■ cmと同 等である。
同様にして、 C o2 F ex C r A 1 (ここで、 0≤x≤ 1 ) 薄膜 4 3にお いて、 x = 0， 0. 4, 0. 6 , 1. 0とした組成の C o2 F ex C r !_x A 1 薄膜 4 3を室温で作製した。 このようにして作製した C o2 F ex Cr ,-x A 1 薄膜 4 3を X線回折で評価したところ、得られた膜はいずれも L 2 , , B 2, A 2構造の何れか一つの構造を示した。 さらに、 C o2 F ex C r ,-x A l薄膜 4 3の電気抵抗率は、 組成 Xの増大とともに減少する傾向にあり.、 = 1. 0のと き約 1 0 0 Ω · cmであった。
実施例 5
図 1 3に示すスピンバルブ型のトンネル磁気抵抗効果素子 5 5を室温で作製し た。 熱酸化 S i基板 42上に、 高周波スパッ夕装置とメタルマスクを用いて、 C rをバッファ一層 44として、 C r (5 nm) /C o2 F e0.4 C r。.6 A 1 ( 10 nm) /A 10X (1. 2 nm) /C o F e ( 5 nm) /N i F e ( 5 nm ) /I r Mn (10 nm) /C r (5 nm) を順に積層して、 トンネノレ磁気抵抗 効果素子 55を製作した。 括弧内の数字はそれぞれの膜厚である。
C rはバッファ一層 44、 Co2 Fee.4 Cr。.6 A 1薄膜 43は強磁性のフ リ一層、 A 1〇x はトンネル絶縁層 51、 C 0 F e及び N i F eは強磁性層 52 のピン層で複合膜からなる強磁性体、 I rMnは反強磁性層 53であり、 CoF e/N i Feの強磁性層 52のスピンを固定する役割をしている。 そして、 反強 磁性層 53である I r Mn上の C rは、保護膜 5 である。 なお、 成膜時に 10 00 eの磁界を印加して膜面内に一軸異方性を導入した。
このトンネル磁気抵抗効果素子 55に外部磁界を印加して、 室温で磁気抵抗を 測定した。 図 23は、 トンネル磁気抵抗効果素子 55の抵抗の磁場依存性を示す 図である。 図の横軸は外部磁界 H (0 e) であり、縦軸は抵抗 (Ω) である。 こ れから、 TMRは 107%と求まった。 本発明のトンネル磁気抵抗効果素子 55 により得られた TMRは、従来のトンネル磁気抵抗効果素子の T MRが最大 50 %程度であることを考慮すると非常に大きく、 Co2 F e0.4 Cro. 6 A 1薄膜 のスピン分極率が約 0 , 7と高いことが分かった。
実施例 6
バッファ一層 44として 20 nmの F eを用い、 かつ C o 2 F e 0.6 C r0.4 A 1薄膜 3を用いたこと以外は、実施例 5と同様のスピンバルブ型トンネル磁気 抵抗効果素子 55を作製した。 このトンネル磁気抵抗効果素子 55に外部磁界を 印加して室温で磁気抵抗を測定した。 その結果、 92%の TMRが得られた。 こ れから Co2 F eo.6 Cr o. 4 A 1薄膜のスピン分極率が高いことが分かった。 実施例 7
バッファ一層 44を用いないで、実施例 6と同様にして、 スピンバルブ型トン ネル磁気抵抗効果素子 50を作製した。 この場合の C 02 F e o. 4 Cr 0. 6 A 1 磁性薄膜は B 構造であった。 このトンネル磁気抵抗効果素子 50に外部磁界を 印加して、室温で磁気抵抗を測定した。 図 24は卜ンネル磁気抵抗効果素子 50の磁気抵抗の磁場依存性を示す図であ る。 図の横軸は外部磁界 H (Oe) 、左縦軸は抵抗 （Ω)、 右縦軸は測定した抵 抗から計算した TMR (%) である。 図の実線と点線は外部磁界をスィ一プさせ たときの抵抗値を示している。 これから、室温で約 1 1%の TMRが得られた。 さらに 77 Kの温度では 32%の TMRが得られた。 この場合の Co2 F e 0.4 Cr 0. 6 A I磁性薄膜 43の構造は B 2構造であり、 さらに、 バッファ一層 44 を使用していないにもかかわらず、 このような比較的大きな TMRが室温で得ら れたことから、 Co2 F eo.4 C ro.6 A 1磁性薄膜が B 2構造においても大き なスピン分極率を有していることが分かつた。
実施例 8
バッファ一層 44を用いないで、実施例 6と同様にして、 Co2 FeAl磁性 薄膜 43を用いたスピンバルブ型トンネル磁気抵抗効果素子 50を作製した。 こ の場合の C 02 FeAl磁性薄膜 43は A 2構造であつた。 このトンネル磁気抵 抗効果素子 50に外部磁界を印加して、 室温および 5 Kの低温で磁気抵抗を測定 した。 その結果、 室温で 8%、 低温で 42%の大きな TMRが得られた。 これは 、 A2構造の Co2 FeAl磁性薄膜においても大きなスピン分極率をもつこと を示唆している。
実施例 9
バッファ一層 44を用いないで、熱酸化 S i基板上に保磁力差型のトンネル磁 気抵抗効果素子である Co 2 FeAl (10 nm) /A 1 Ox (1. 4 nm) / CoFe (3nm) /T a ( 10 nm) を室温で製作した。 ここで、括弧内の数 字はそれぞれの膜厚である。 上記保磁力差型のトンネル磁気抵抗効果素子とは、 強磁性体である C 02 FeAlと CoFeとの保磁力の違いを利用したトンネル 磁気抵抗効果素子である。 この保磁力差型のトンネル磁気抵抗効果素子の T M R は、 スピンバルブ型のトンネル磁気抵抗効果素子と同様に、磁化が互いに平行ま たは反平行かによつて磁気抵抗に違いが現れる。
製作した保磁力差型のトンネル磁気抵抗効果素子により得られた TMRの値は 、室温で 8%であり、 5 Kの低温で 42%であった。 なお、 このように基板をカロ 熱しないで熱酸化 S i基板上に作製したときの Co 2 FeAl薄膜 43の結晶構 造は A 2構造であった。
次に、 このトンネル磁気抵抗効果素子を真空中において各種温度で熱処理し、 それぞれの TMR特性を測定した。 その結果、 300 °Cで 1時間熱処理したとき の T M Rは、室温で 28 %であり、 5 Kの低温で 55 %となり、 室温で製作した ときの TMRよりも非常に増大した。 このときの Co 2 FeAl薄膜の結晶構造 を X線回折で測定したところ、 その結晶構造は L 2 , 構造であった。
したがって、上記熱処理による TMRの向上は、 Co2 FeAl薄膜の結晶構 造が A2構造から 構造に変化したためであり、 構造のスピン分極率 が A 2構造のそれよりも大きいことを示唆している。
実施例 10
基板 44として GaAsを用いたこと以外は、 実施例 5と同様にしてスピンバ ルブ型トンネル磁気抵抗効果素子 50を作製した。 この場合の C 02 F e o. 4 C r 0. 6 A 1磁性薄膜 43は L 2！ 構造であった。 このトンネル磁気抵抗効果素子 50に外部磁界を印加して、 室温で磁気抵抗を測定した。 その結果、室温で 11 5%の大きい TMRが得られ、 構造の Co2 F e o. 4 C r。.6 A 1磁性薄 膜のスピン分極率は非常に大きいことが示唆された。
実施例 1 1
図 16に示すスピンバルブ型の巨大磁気抵抗効果素子 75を室温で作製した。 高周波スパッタ装置とメタルマスクを用いて、熱酸化 S i基板 42上に、 A1 ( 100 nm) /C 02 F e 0.5 C r 0.5 A 1 (5 nm) /Cu ( 6 nm) /C o 2 F e o. 5 C r o. 5 A 1 ( 5 nm) /N i F e ( 5 nm) / I r Mn ( 10 nm ) /Al (10 Onm) を順に堆積させて、 スピンバルブ型の巨大磁気抵抗効果 素子の多層膜構造を作製した。 括弧内の数字はそれぞれの膜厚である。
ここで、 A 1はバッファ一層 44、 C 0 2 F e 0. 5 C r 0. s A 1はフリー層と なる薄膜 43、 Cuは巨大磁気抵抗効果を発現するための非磁性金属層 61であ る。 C o2 F e。.5 C r。.5 A 1 ( 5 nm)及び N i F e ( 5 nm) の 2層構造 はピン層となる強磁性層 62である。 I rMnは反強磁性層 53であり、 ピン層 となる強磁性層 62のスピンを固定する役割をしている。 最上層の A 1層は電極 54である。 なお、 成膜時に 100〇eの磁界を印加して膜面内に一軸異方性を 導入した。 この堆積した多層膜を、 電子線リソグラフィと A rイオンミリング装 置を用いて微細加工し、 0. 5〃mx 1 の巨大磁気抵抗効果素子 75を作製 した。
この素子の上下の電極 44, 54間に電圧を印加して、 膜面垂直方向に電流を 流し、 外部磁界を印加して室温で磁気抵抗を測定した。 これにより、 約 8%の磁 気抵抗が得られた。 この値は、 従来のスピン/ レブ型の C P P構造の巨大磁気抵 抗効果素子の磁気抵抗が 1 %未満であるのに対して、 8倍の非常に大きな値であ つた。 これにより、 本発明の CP P構造の巨大磁気抵抗効果素子の GMRが、従 来のスピンバルブ型 C P P構造の巨大磁気抵抗効果素子の GMRに比較して非常 に大きくなるのは、 Co2 F e0.5 C r o. 5 A 1薄膜 43のスピン分極率が高い ことに起因していることが分かつた。
さらに、 このように大きな GMRが得られる理由は上述したように、 ピン層及 ぴフリ一層に用いた Co 2 Fe0.5 C r o. 5 A 1薄膜の抵抗率が、 I rMnを用 ヽた反強磁性層 53の抵抗率と同等であることも寄与していることが分かつた。 本発明はこれら実施例に限定されるものではなく、 特許請求の範囲に記載した 発明の範囲内で種々の変形が可能であり、 それらも本発明の範囲内に含まれるこ とはいうまでもない。 産業上の利用可能性
本発明のスピン注入デノ イスによれば、 小さな電流密度で磁化反転を起こすこ とができる。 また本発明のスピン注入磁気装置は、 より小さな電流密度でスピン 注入による MT Jのフリー層の磁化反転を起こすことができる。 したがって、超 ギガビット大容量 ·高速 ·不揮発の MR AMをはじめ種々の磁気装置や磁気メモ リ装置に利用可能になる。
また、 本発明によれば、 L 2! ， B 2, A 2構造の何れか一つの構造を有する Co2 F ex Cr A1 (ここで、 0≤χ≤1) を用いた磁性薄膜は、 室温に おいて、 加熱せずに作製することができる。 さらに、強磁性特性を示し、 スピン 分極率が大きい。
また、本発明の L2, ， B 2 , A 2構造の何れか一つの構造を有する C 02 F ex Cr i-x Al (ここで、 0≤x≤l)磁性薄膜を用いた巨大磁気抵抗効果素 子によれば、室温において、低外部磁界で非常に大きな GMRを得ることができ る。 また、 トンネル磁気抵抗効果素子によっても、 同様に、 非常に大きな TMR を得ることができる。
さらに、 本発明の L 2 , , B 2, A 2構造の何れか一つの構造を有する C 02 Fex Cr,-X A1 (ここで、 0≤ x≤ 1 ) 磁性薄膜を用いた各種の磁気抵抗効 果素子を、 超ギガビット大容量と高速の磁気へッドゃ不揮発性で高速動作する M RAMをはじめ種々の磁気装置へ応用することにより、新規な磁気装置が実現で きる。 この場合、 飽和磁化が小さいためスピン注入による磁ィ匕反転磁場が小さく なり、低消費電力で磁化反転を実現できるほか、 半導体への効率的なスピン注入 が可能になり、 スピン FETが開発される可能性があるなど、 広くスピンエレク トロニクス分野を拓くキ一材料として利用することができる。

Claims

請 求 の 範 囲
1 . スピン偏極部と注入接合部とを有するスピン注入部と、
非磁性層を介して磁気的に反平行に結合した磁化の大きさが異なる第 1の磁性 層及び第 2の磁性層を有する S y A Fと、 を備え、
上記 S y A Fと上記注入接合部と力 妾合しており、
上記スピン注入部からスピン偏極電子を注入し上記第 1の磁性層及び上記第 2 の磁性層の磁化が反平行状態を維持したまま磁化反転することを特徴とする、 ス ピン注入デバイス。
2 . 前記スピン注入部の注入接合部が、 非磁性導電層又は非磁性絶縁層で あることを特徴とする、 請求項 1に記載のスピン注入デバイス。
3 . 前記スピン偏極電子が、前記スピン注入部の注入接合部において、 ス ピン保存伝導可能又はトンネル接合可能であることを特徴とする、請求項 1又は 2に記載のスピン注入デバィス。
4 . 前記スピン注入部のスピン偏極部が、 強磁性層であることを特徴とす る、請求項 1〜 3の何れかに記載のスピン注入デバィス。
5 . 前記スピン注入部のスピン偏極部が、 強磁性層のスピンを固定する反 強磁性層に接して設けられることを特徴とする、請求項 1〜 3の何れかに記載の スピン注入デバイス。
6 . 前記スピン注入部の注入接合部と接合した S y A Fの第 1の磁性層及 ぴ第 2の磁性層のアスペクト比が、 2以下であることを特徴とする、請求項 1〜 5の何れかに記載のスピン注入デバィス。
7 . 非磁性層を介して磁気的に反平行に結合した磁化の大きさが異なる第 1の磁性層及び第 2の磁性層を有するとともに、 この第 1の磁性層及び第 の磁 性層の磁化が反平行状態を維持したまま磁化反転可能なフリー層と、
上記フリ一層と絶縁層を介してトンネル接合した強磁性固定層と、 を備え、 上記強磁性固定層と上記フリ一層とが強磁性スピントンネル接合したことを特 徴とする、 スピン注入磁気装置。
8 . 前記構成に加え、 前記フリー層に接合する注入接合部とスピン偏極部 とを有するスピン注入部を備えたことを特徴とする、 請求項 7に記載のスピン注
9 . 前記スピン注入部の注入接合部が、 非磁性導電層又は非磁性絶縁層で あることを特徴とする、 請求項 8に記載のスピン注入磁気装置。
1 0 . 前記スピン偏極電子が、前記スピン注入部の注入接合部において、 スピン保存伝導可能又はトンネル接合可能であることを特徴とする、 請求項 8又 は 9に記載のスピン注入磁気装置。
1 1 . 前記スピン注入部のスピン偏極部が：強磁性層であることを特徴と する、請求項 8〜 1 0の何れかに記載のスピン注入磁気装置。
1 2 . 前記スピン注入部のスピン偏極部が、 強磁性層のスピンを固定する 反強磁性層に接して設けられることを特徴とする、請求項 8〜 1 0の何れかに記 載のスピン注入磁気装置。
1 3 . 前記スピン注入部の注入接合部と接合したフリ一層の第 1の磁性層 及び第 2の磁性層のアスペクト比が、 2以下であることを特徴とする、請求項 7 〜 1 2の何れかに記載のスピン注入磁気装置。
1 4 . 前記スピン注入部をヮ一ド線としたことを特徴とする、請求項 8〜 1 3の何れかに記載のスピン注入磁気装置。
1 5 . 強磁性固定層を含むスピン偏極部と非磁性層の注入接合部とからな るスピン注入部と、 該スピン注入部に接して設けられる強磁性フリー層と、 を含 むスピン注入デバイスにおいて、
上記非磁性層が絶縁体または導電体からなり、 上記強磁性フリ一層の表面に非 磁性層が設けられ、 上記スピン注入デバイスの膜面垂直方向に電流を流し、 上記 強磁性フリ一層の磁化を反転させることを特徴とする、 スピン注入デバィス。
1 6 . 前記強磁性フリ一層は C 0または C 0合金であり、前記強磁性フリ —層の表面に設けられる非磁性層は R u層であり、 その膜厚が 0 . 1〜2 0 n m であることを特徴とする、請求項 1 5に記載スピン注入デゾ イス。
1 7 . 強磁性固定層を含むスピン偏極部と非磁性層の注入接合部とからな るスピン注入部と、 該スピン注入部に接して設けられる強磁性フリー層と、 を含 むスピン注入デバイスにおいて、 上記非磁性層が絶縁体または導電体からなり、
上記強磁性フリ一層の表面に非磁性層と強磁性層とが設けられ、
上記スピン注入デバィスの膜面垂直方向に電流を流し、 上記強磁性フリ一層の 磁化を反転させることを特徴とする、 スピン注入デフ イス。
1 8. 前記強磁性フリー層及び前記強磁性層は Coまたは Co合金であり 、前記強磁性フリー層の表面に設けられる非磁性層は Ru層であり、 その膜厚が 2-20 nmであることを特徴とする、 請求項 1 7に記載スピン注入デバイス。
1 9. 前記請求項 1 5〜 1 8のいずれかに記載のスピン注入デバイスを用 いたことを特徴とする、 スピン注入磁気装置。
20. 前記請求項 1 5〜1 8のいずれかに記載のスピン注入デバイスを用 いたことを特徴とする、 スピン注入磁気メモリ装置。
2 1. 基板と該基板上に形成される C o 2 F ex Cr i -x A 1薄膜と、 を 備え、
上記 C 02 F e x C r i-x A 1薄膜は L 2 i ， B 2 , A 2構造の何れか一つの 構造を有し、 かつ、 0≤x≤ 1であることを特徴とする磁性薄膜。
11、 前記基板を加熱することなく前記 C o2 F ex Cr ,-x A 1薄膜が 成膜されたことを特徴とする、 請求項 2 1に記載の磁性薄膜。
23. 前記基板が、熱酸化 S i , ガラス， Mg〇単結晶， G a As単結晶 , A 12 〇3 単結晶の何れか一つであることを特徴とする、請求項 2 1又は 2 2
24. 前記基板と前記 Co 2 F ex Cr A 1薄膜の間にバッファ一層 が配設されていることを特徴とする、 請求項 2 1〜2 3の何れかに記載の磁性薄 膜。
2 5. 前記バッファ一層が、 A l , Cu, G r , F e, Nb, N i , Ta ， N i F eのうちの少なくとも一つから成ることを特徴とする、 請求項 2 1〜2 4の何れかに記載の磁性薄膜。
26. 基板上に複数の強磁性層を有するトンネル磁気抵抗効果素子におい て、 少なくとも一方の強磁性層が、 L 2〖 ， B 2， A 2構造の何れか一つの構造 を有する C o 2 F ex Cr Al (ここで、 0≤x≤ l)磁性薄膜でなること を特徴とする、 トンネル磁気抵抗効果素子。
27. 前記強磁性層が、 固定層とフリー層とで成り、該フリ一層が L 2 , , B 2 , A 2構造の何れか一つの構造を有する C 02 F ex C r ,-x A 1 (ここ で、 o≤ x≤ 1 ) 磁性薄膜でなることを特徴とする、 請求項 26に記載のトンネ ル磁気抵抗効果素子。
28. 前記基板を加熱することなく前記 C 02 Fex Cr !-x A 1薄膜が 成膜されたことを特徴とする、 請求項 26又は 27に記載のトンネル磁気抵抗効 果素子。 _
29. 前記基板と前記 C o 2 F ex C - A 1薄膜 （ここで、 0≤x≤ 1 ) との間にバッファ一層が配設されていることを特徴とする、 請求項 26〜2 8の何れかに記載のトンネル磁気抵抗効果素子。
30. 前記基板が、 熱酸化 S i , ガラス， MgO単結晶， GaAs単結晶 , A 12 03 単結晶の何れか一つであることを特徴とする、請求項 29に記載の トンネル磁気抵抗効果素子。
3 1. 前記バッファ一層が、 Al， Cu, Cr, F e, Nb, N i， Ta , N i F eのうちの少なくとも一つから成ることを特徴とする、請求項 29に記 載のトンネル磁気抵抗効果素子。
3 2. 基板上に複数の強磁性層を有する巨大磁気抵抗効果素子において、 少なくとも一方の強磁性層が、 ， B 2, A 2構造の何れか一つの構造を有 する Co 2 F ex Cr Al (ここで、 0≤x≤ l) 磁性薄膜で成り、 膜面垂 直方向に電流が流れる構造としたことを特徴とする、 巨大磁気抵抗効果素子。
3 3. 前記強磁性層が、 固定層とフリー層とで成り、該フリ一層が L 2！ ， B 2, A 2構造の何れか一つの構造を有する Co 2 F ex C r i-x A 1 (ここ で、 0≤ χ≤ 1 ) 磁性薄膜でなることを特徴とする、 請求項 32に記載の巨大磁 気抵抗効果素子。
34. 前記基板を加熱することなく前記 C 02 F ex Cr i-x A 1薄膜が 成膜されたことを特徴とする、 請求項 32または 33に記載の巨大磁気抵抗効果 素子。
3 5. 前記基板と前記 Co 2 F ex Cr ,-X A l (ここで、 0≤χ≤ 1 ) 薄膜との間にバッファ一層が配設されていることを特徴とする、請求項 32〜3 4の何れかに記載の巨大磁気抵抗効果素子。
36. 前記基板が、熱酸化 S i , ガラス， MgO単結晶， GaAs単結晶 , A 12 03 単結晶の何れか一つであることを特徴とする、 請求項 32〜35の 何れかに記載の巨大磁気抵抗効果素子。
37. 前記バッファ一層が、 Al， Cu, Cr , Fe， Nb, Ni， Ta , N i F eのうちの少なくとも一つから成ることを特徴とする、 請求項 35に記 載の巨大磁気抵抗効果素子。
38. L 2！ , B 2, A 2構造の何れか一つの構造を有する Co 2 F ex Cr,_x A1 (ここで、 0≤x≤ I ) 磁性薄膜が基板上に形成されてなることを 特徴とする、 磁気デバイス。
39. フリー層が前記 Co 2 F ex C r i -x A 1 (ここで、 0≤χ≤1) 磁性薄膜で成るトンネル磁気抵抗効果素子または巨大磁気抵抗効果素子を用いた ことを特徴とする、 請求項 38に記載の磁気デバイス。
40. 前記基板を加熱することなく作製された卜ンネル磁気抵抗効果素子 または巨大磁気抵抗効果素子を用いたことを特徴とする、請求項 38または 39 に記載の磁気デバイス。
1. 前記基板と前記 Co 2 F ex C r i -x A 1 (ここで、 0≤χ≤1) 薄膜との間にバッファ一層が配設されたトンネル磁気抵抗効果素子または巨大磁 気抵抗効果素子を用いたことを特徴とする、 請求項 38〜40の何れかに記載の 磁気デバイス。
42. 前記基板が、熱酸ィ匕 S i , ガラス， MgO単結晶， GaAs単結晶 , A12 〇 3 単結晶の何れか一つであるトンネル磁気抵抗効果素子または巨大磁 気抵抗効果素子を用いたことを特徴とする、請求項 38〜41の何れかに記載の
43. 前記バッファ一層が、 Al, Cu, Cr , Fe, Nb, N i , Ta
， N i F eのうちの少なくとも一つから成るトンネル磁気抵抗効果素子または巨 大磁気抵抗効果素子を用いたことを特徴とする、請求項 41に記載の磁気デバイ ス。
44. L 2 ! , B 2 , A 2構造の何れか一つの構造を有する C o2 F ex Cr i-x Al (ここで、 0≤ x≤ 1 )磁性薄膜が基板上に形成されてなることを 特徴とする、磁気へッド。
45. フリ一層が前記 C 02 Fex Cr i-x A 1 (ここで、 0≤ χ≤ 1) 磁性薄膜で成るトンネル磁気抵抗効果素子または巨大磁気抵抗効果素子を用いた ことを特徴とする、請求項 44に記載の磁気へッド。 ·
46. 前記基板を加熱することなく作製されたトンネル磁気抵抗効果素子 または巨大磁気抵抗効果素子を用いたことを特徴とする、 請求項 44または 45 に記載の磁気へッド。
47. 前記基板と前記 Co 2 F ex Cr ! -x A 1 (ここで、 0≤ χ≤ 1) 薄膜との間にバッファ一層が配設されたトンネル磁気抵抗効果素子または巨大磁 気抵抗効果素子を用いたことを特徴とする、請求項 44〜46の何れかに記載の 磁気へッド。
48. 前記基板が、熱酸化 S i， ガラス， MgO単結晶， GaAs単結晶 , A I 2 03 単結晶の何れか一つであるトンネゾレ磁気抵抗効果素子または巨大磁 気抵抗効果素子を用いたことを特徴とする、請求項 44〜47の何れかに記載の 磁:^へッド。
49. 前記バッファー層が、 Aし Cu, Cr， Fe， Nb， N i， Ta
， N i F eのうちの少なくとも一つから成るトンネル磁気抵抗効果素子または巨 大磁気抵抗効果素子を用いたことを特徴とする、請求項 47に記載の磁気へッド
50. 請求項 44〜49の何れかに記載の磁気へッドを用いたことを特徴 とする、磁気記録装置。
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