WO2010134435A1 - 強磁性トンネル接合体およびそれを用いた磁気抵抗効果素子 - Google Patents

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猪俣　浩一郎
ウェンホン ワン
裕章 介川
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Definitions

  • the present invention relates to a ferromagnetic tunnel junction having a structure in which a tunnel barrier layer is sandwiched between two ferromagnetic layers, in particular, a ferromagnetic material having a spin valve type in which one magnetization of the ferromagnetic layer is fixed by an antiferromagnetic layer.
  • the present invention relates to a tunnel junction body and a magnetoresistive effect element using the same.
  • GMR giant magnetoresistive
  • MTJ ferromagnetic tunnel junction
  • MRAM non-volatile random access magnetic memory
  • GMR The principle of GMR is mainly spin-dependent scattering at the interface between the ferromagnetic layer and the nonmagnetic layer, but there is also contribution of spin-dependent scattering (bulk scattering) in the ferromagnetic material. Therefore, in general, in the case of a multilayer film, CPP-GMR, which is expected to contribute to bulk scattering, is larger than CIP-GMR.
  • CPP-GMR which is expected to contribute to bulk scattering
  • CIP-GMR As such a GMR element, a spin valve type in which an antiferromagnetic layer is brought close to one of the ferromagnetic layers to fix the spin of the ferromagnetic layer is practically used.
  • the MTJ element has a so-called tunnel magnetoresistance (TMR) effect in which the magnitudes of tunnel currents in the direction perpendicular to the film surface differ from each other by controlling the magnetizations of the two ferromagnetic layers in parallel or antiparallel to each other by an external magnetic field. Obtained at room temperature.
  • TMR tunnel magnetoresistance
  • the TMR at the tunnel junction depends on the spin polarizability P at the interface between the ferromagnet and the insulator to be used.
  • the spin polarizabilities of the two ferromagnets are P 1 and P 2 , respectively, generally, the Juliere equation (1 ) Is known to be given.
  • TMR 2P 1 P 2 / (1-P 1 P 2 ) (1)
  • the spin polarizability P of the ferromagnetic material takes a value of 0 ⁇ P ⁇ 1.
  • 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 practically used.
  • Full-Heusler alloy has a disordered structure.
  • B2 and A2 body-centered cubic lattice
  • L2 requires heating in order to obtain a 1 and B2 structure, although depending on the composition in order to obtain a B2 structure usually either the substrate is heated to 200 ° C. or higher, or at room temperature at 300 ° C. or higher after the film formation It is necessary to heat-treat at the temperature. Further, in order to obtain the L2 1 structure, a higher temperature is required.
  • amorphous Al oxide films AlOx
  • (001) -oriented MgO films have been conventionally used.
  • AlOx amorphous Al oxide films
  • 001 -oriented MgO films
  • an Al metal film is formed by sputtering or the like and then oxidized by a method such as plasma oxidation, and its structure is amorphous (Non-Patent Document 1).
  • an AlOx barrier since the interface roughness between the ferromagnetic layer and the barrier layer is generally large and the variation of the TMR value is large and it is difficult to obtain a large TMR, an MgO barrier is often used in recent years.
  • MgO barrier For the MgO barrier, an MgO target is directly sputtered, or an MgO shot is deposited using an electron beam.
  • MgO target is directly sputtered, or an MgO shot is deposited using an electron beam.
  • electron beam evaporation is used.
  • Co-based half-metal full-Heusler alloys used for MTJ elements as magnetic layers include Co 2 MnSi, Co 2 MnGe, Co 2 Cr 0.6 Fe 0.4 Al and Co 2 FeAl 0.5 Si 0. There are 5 etc.
  • the MTJ element using Co 2 FeAl 0.5 Si 0.5 has the highest TMR at room temperature, and MgO produced by electron beam evaporation is used for the barrier.
  • the room temperature TMR of the valve-type MTJ element is 220% (Non-patent Document 2).
  • a method using a coherent tunnel effect is known.
  • This is an epitaxial tunnel junction in which an MgO barrier is used, its crystal is (001) -oriented, and upper and lower ferromagnetic layers through the barrier are also (001) -oriented.
  • a coherent tunnel effect in which ⁇ 1 band electrons having a large tunnel transmittance mainly contribute to the tunnel occurs.
  • ferromagnetic materials for which TMR is greatly enhanced by the coherent tunnel effect include Fe, Co and Fe—Co alloys, and CoFeB alloys having a bcc crystal structure.
  • Non-Patent Document 4 Co-based full-Heusler alloy such as Co 2 MnSi
  • Non-Patent Document 5 Co-based full Heusler alloy
  • a Co-based full Heusler alloy is used as a ferromagnetic layer material, generally, there is a large lattice misfit with MgO.
  • MTJ elements are currently in practical use in hard disk read heads and non-volatile random access magnetic memories (MRAM).
  • MRAM non-volatile random access magnetic memories
  • MTJ elements are arranged in a matrix, and a magnetic field is applied by supplying a current to a separately provided wiring, thereby controlling two ferromagnetic layers constituting each MTJ element in parallel and antiparallel to each other. , 0 is recorded. Reading is performed using the TMR effect.
  • spin injection magnetization reversal in which the magnetization of an MTJ element is reversed by injection of a spin-polarized current, has become important, and reduction of the critical current density necessary for magnetization reversal has become an issue. .
  • the critical current density decreases as the tunnel spin polarizability of the MTJ element increases, and it is desirable to use an MTJ element having a large TMR. Further, since the critical current density is proportional to the damping constant ⁇ of the ferromagnetic material, a ferromagnetic material having a small ⁇ value is desirable. That is, an MTJ element that uses a ferromagnetic material having a small ⁇ for the electrode and provides a large TMR is suitable for MRAM. On the other hand, as a future spintronic device, a technique for spin injection into a semiconductor through a barrier is gaining importance in the field of spin MOSFETs and spin transistors.
  • Co-based full Heusler alloys are known to have a smaller ⁇ than ordinary Fe—Co alloys (Non-Patent Document 6), and therefore, Co-based full Heusler alloys that produce large TMR at room temperature for spintronic devices. Development is desired. Among them, Co 2 FeAl has the smallest ⁇ (Non-patent Document 6), so it is desirable to use it, but since this alloy is not a half metal (Non-Patent Document 7), a large TMR could not be expected.
  • an object of the present invention is to achieve a large TMR, particularly a TMR exceeding 100% at room temperature, using Co 2 FeAl having the smallest ⁇ , although it is not a half metal.
  • the ferromagnetic tunnel junction of the invention 1 is characterized by using a MgO barrier and using a Co 2 FeAl full-Heusler alloy in any of the ferromagnetic layers.
  • Invention 2 is characterized in that, in the ferromagnetic tunnel junction of Invention 1, Co 2 FeAl has a B2 structure in particular.
  • Invention 3 is characterized in that in the ferromagnetic tunnel junction of Invention 1 or 2, one of the ferromagnetic layers is formed on a Cr buffer layer.
  • the magnetoresistive element of the invention 4 is characterized in that the ferromagnetic tunnel junction is the ferromagnetic tunnel junction of any of the inventions 1 to 3.
  • Co 2 FeAl exhibits a very large TMR in combination with an MgO barrier.
  • Co 2 FeAl is not a half metal as described above, and in the case of A2, B2, and L2 1 structures, the spin polarizabilities are about 0.5, 0.6, and 0.8, respectively.
  • TMR was not expected.
  • the present inventors have already produced a tunnel junction using an amorphous AlOx barrier and Co 2 FeAl, and have already reported that the maximum TMR is only 75% at low temperature and only about 55% at room temperature ( Patent Document 1, Non-Patent Document 8).
  • an MTJ element using a Co 2 FeAl and MgO barrier has not been produced.
  • the present tunnel junction can be manufactured using only a sputtering apparatus, and a conventional sputtering apparatus can be used, and can be applied to HDD read heads and MRAM.
  • the HDD comprises a recording and reading magnetic head, a recording medium, and the like, but the tunnel junction of the present invention can be used for a reading magnetic head.
  • the MRAM has a structure in which tunnel junctions stacked on a MOSFET are arranged in a matrix. The tunnel junction of the present invention can be used for this tunnel junction.
  • the tunnel junction of the present invention using Co 2 FeAl and MgO barrier requires a spin resonance tunnel device composed of a ferromagnetic double tunnel junction expected in the future, and efficient spin injection into the semiconductor. It can be used in many spintronic devices such as a ferromagnetic tunnel element used in a spin logic device such as a spin MOSFET.
  • perpendicular magnetization can be realized by using a thin film of Co 2 FeAl film and Pt film or a CoPt film or FePt film, and a ferromagnetic tunnel junction using MgO as a barrier can be realized by using such a laminated film.
  • a ferromagnetic tunnel junction having perpendicular magnetization and expressing a huge TMR can be manufactured.
  • Such a tunnel junction element can be used for a gigabit-class large-capacity MRAM.
  • the Co 2 FeAl thin film of the present invention produced using the sputtering MgO (001) substrate to a Cr as the buffer is a diagram showing an X-ray diffraction image of when a heat treatment at 480 ° C..
  • (A) is a ⁇ -2 ⁇ diffraction image
  • (b) is an in-plane (222) scan.
  • TMR tunnel magnetoresistance
  • the inset shows the TMR curves for heat treatment temperatures of 300 ° C and 450 ° C. It is a figure which shows the temperature change of TMR of the tunnel junction body of this invention.
  • the present inventors have found that a very large TMR can be obtained by using a magnetron sputtering apparatus and using MgO as a barrier and a Co 2 FeAl full-Heusler alloy as a ferromagnetic layer. Based on this knowledge, the present invention has been completed.
  • the structure of Co 2 FeAl can provide a large TMR with any of A2, B2, and L21 1 , but B2 is preferable because the largest TMR can be obtained.
  • any substrate can be used as long as it can produce a (001) -oriented epitaxial tunnel junction.
  • nonmagnetic spinels such as MgO and MgAl 2 O 4 , and single crystals such as Si and GaAs are preferably used.
  • thermally oxidized Si can be used as the substrate.
  • a buffer layer is formed on these substrates as necessary.
  • a layer having good lattice matching with Co 2 FeAl is desirable, and MgO, MgAl 2 O 4 , Cr, Ag, TiN, or the like can be used.
  • Cr is preferable because it can easily form a B2 structure of Co 2 FeAl and can easily form a flat Co 2 FeAl film having high (001) orientation and good crystallinity. Since Ag alone is difficult to obtain a flat film on the substrate, when Ag is used, it is preferable to form Cr first and then form Ag on the film, because a flat film can be formed.
  • an MgO target is sputtered on the deposition conditions under which Ar gas pressure, sputtering power, etc. are controlled, or (001) -oriented MgO film is used by electron beam evaporation. Is grown, an epitaxial tunnel junction having a (001) -oriented Co 2 FeAl film thereon can be produced.
  • a lower magnetic layer, a barrier layer, and an upper magnetic layer are sequentially formed as follows.
  • a buffer layer for reducing the roughness of the lower magnetic layer and promoting epitaxial growth is prepared.
  • Cr, MgO or the like is desirable.
  • a full Heusler alloy Co 2 FeAl (hereinafter also referred to as CFA) thin film to be a lower magnetic layer is formed thereon at room temperature.
  • CFA Heusler alloy Co 2 FeAl
  • L2 1 structure is obtained at 600 ° C. or higher.
  • the thickness of the lower magnetic layer may be a ferromagnetic layer that is epitaxially grown and has low roughness, and is preferably about 10 to 80 nm, for example. Since L2 1 structure surface roughness becomes larger than the heat treatment temperature obtained, to obtain a huge TMR is less than B2 structure of the surface roughness is desired.
  • heat treatment is not performed or when heat treatment is performed at 300 ° C. or lower, an A2 structure or a structure in which B2 and A2 coexist is obtained depending on the substrate. In this case, although the TMR is smaller than that of the B2 structure, a TMR of 100% or more can be obtained at room temperature, and the heat treatment temperature can be lowered, so that the A2 structure is also effective depending on the application.
  • an MgO layer is formed as a barrier layer on the lower magnetic layer.
  • an MgO target can be sputtered, or an MgO shot can be deposited by electron beam evaporation.
  • the film thickness of the barrier layer the minimum film thickness may be obtained by obtaining crystalline epitaxially grown MgO, and the maximum film thickness is determined by the required junction resistance. Usually, for example, about 0.5 to 4 nm is preferable.
  • the tunnel barrier layer is formed on the tunnel barrier layer to obtain a (001) -oriented thin film as the upper magnetic layer.
  • an (001) -oriented epitaxial tunnel junction can be produced as a whole.
  • the film thickness of the upper magnetic layer is a film thickness set by a ferromagnetic tunnel junction that has been proposed so far, which consists of a spin valve type in which one magnetization of the ferromagnetic layer is fixed by an antiferromagnetic layer For example, about 3 to 20 nm is preferable.
  • a normal thin film forming method such as a vapor deposition method, an MBE method, or a laser ablation method can be used in addition to the sputtering method. Examples of the present invention will be described below.
  • a Cr (40) / Co 2 FeAl (30) laminated film was produced using a Cr film as a buffer layer on an MgO (001) substrate.
  • the numbers in parentheses are the respective film thicknesses (unit: nm). (The same applies hereinafter).
  • heat treatment was performed at a temperature of 480 ° C. for 1 hour. X-ray diffraction revealed that the CFA in this state has a B2 structure.
  • an MgO target was sputtered to form an MgO barrier having a thickness of 1.8 nm.
  • CoFe (2) / IrMn (12) / Ru (7) laminated film was produced at room temperature to produce a spin valve type tunnel junction.
  • IrMn is an antiferromagnetic material and plays a role of fixing (pinning) the spin of the upper CoFe ferromagnetic layer.
  • Ru is a protective film and also serves as a mask in microfabrication.
  • the laminated film was finely processed to a size of 10 ⁇ m ⁇ 10 ⁇ m using photolithography and ion milling.
  • the entire laminated film was heat-treated at various temperatures (T a ) while applying a magnetic field of 5 kOe, thereby imparting unidirectional anisotropy to the upper magnetic CoFe layer.
  • Table 1 shows the measurement results of characteristics such as temperature change of the magnetic resistance by applying an external magnetic field to the joined body.
  • FIG. 1 shows a ⁇ -2 ⁇ X-ray diffraction image (a) when an MgO (001) substrate / Cr (40) / CFA (30) laminated film corresponding to the lower electrode of the tunnel junction is heat-treated at 480 ° C. for 1 hour. And (222) ⁇ scan image (b) in the film plane.
  • (a) only (002) and (004) diffraction lines corresponding to the B2 structure of CFA are observed in addition to MgO (002) and Cr (002) diffraction lines, and in (b) (222) From this, it can be seen that CFA is epitaxially grown with a B2 structure.
  • FIG. 2 shows the dependency of TMR on the heat treatment temperature (T a ) in the magnetic field at room temperature of the tunnel junction.
  • T a 300 ° C.
  • This value exceeds the maximum value of 220% obtained so far in MTJ using a Co-based Heusler alloy.
  • A is the result at room temperature and
  • b is the result at 10K, and the magnetizations of the upper and lower magnetic layers are shown with respect to each other in parallel (P) and antiparallel (AP).
  • P parallel
  • AP antiparallel
  • FIG. 6 shows the bias voltage dependence of TMR at room temperature.
  • MgO buffer was used instead of Cr buffer
  • a ferromagnetic tunnel junction made of IrMn (10) / Ru (7) was fabricated and TMR characteristics were evaluated. As a result, a maximum TMR of 150% was obtained at room temperature, although it was smaller than when the Cr buffer layer was used.
  • An MgO film having a thickness of 10 nm is formed on an oxidized Si substrate, and then using the same method as in Example 1, CFA (30) / MgO (1.8) / CoFe (5) / IrMn (12) / Ru A ferromagnetic tunnel junction comprising (7) was produced.
  • TMR TMR
  • the reason why such a large TMR was obtained even when using a thermally oxidized Si substrate that is not a single crystal substrate seems to be that the MgO film was (001) oriented and the coherent tunnel effect worked more effectively.

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Abstract

　本強磁性トンネル接合体は、ＭｇＯバリアを用い、強磁性層のいずれかにＣｏ２ＦｅＡｌフルホイスラー合金を用いることを特徴とする手段を採用した。また、強磁性トンネル接合対において、Ｃｏ２ＦｅＡｌが特にＢ２構造からなり、さらに前記強磁性層の一つがＣｒバッファー層の上に形成されていることを特徴とし、そして、磁気抵抗効果素子は、その強磁性トンネル接合体が上記のいずれかの強磁性トンネル接合体であることを特徴とする手段を採用した。これにより、ハーフメタルではないものの、αの最も小さいＣｏ２ＦｅＡｌを用いて大きなＴＭＲ、特に室温で１００％を超えるようなＴＭＲを達成することができる。

Description

強磁性トンネル接合体およびそれを用いた磁気抵抗効果素子
　本発明は、トンネルバリア層を二つの強磁性層で挟んだ構造からなる強磁性トンネル接合体、特に前記強磁性層の一方の磁化が反強磁性層によって固着されたスピンバルブ型からなる強磁性トンネル接合体およびそれを用いた磁気抵抗効果素子に関する。
　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（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トンネル接合（ＭＴＪ）素子が新しい磁界センサーや不揮発性ランダムアクセス磁気メモリ（ＭＲＡＭ）素子として注目されている。ＧＭＲには膜面内に電流を流すタイプのＣＩＰ－ＧＭＲと、膜面垂直方向に電流を流すタイプのＣＰＰ－ＧＭＲが知られている。ＧＭＲの原理は主として強磁性層と非磁性層との界面におけるスピン依存散乱にあるが、強磁性体中でのスピン依存散乱（バルク散乱）の寄与もある。そのため一般に多層膜の場合、バルク散乱の寄与が期待されるＣＰＰ－ＧＭＲの方がＣＩＰ－ＧＭＲより大きい。このようなＧＭＲ素子は、強磁性層の一方に反強磁性層を近接させてその強磁性層のスピンを固着させるスピンバルブ型が実用に用いられる。
　一方、ＭＴＪ素子では外部磁場によって二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。このトンネル接合における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Ｐ１、Ｐ２とすると、一般にJulliereの式（１）で与えられることが知られている。
　　　　　　　ＴＭＲ＝２Ｐ１Ｐ２／（１－Ｐ１Ｐ２）　　　　　　（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。ＭＴＪ素子においても、強磁性層の一方に反強磁性層を近接させ、その強磁性層のスピンを固着させるスピンバルブ型が実用に用いられる。
　（１）式からわかるようにスピン分極率Ｐ＝１の強磁性体を用いると無限に大きなＴＭＲが期待される。Ｐ＝１の磁性体はハーフメタルと呼ばれ、これまでバンド計算によって、Ｆｅ３Ｏ４、ＣｒＯ２、（Ｌａ－Ｓｒ）ＭｎＯ３、Ｔｈ２ＭｎＯ７、Ｓｒ２ＦｅＭｏＯ６などの酸化物、ＮｉＭｎＳｂなどのハーフホイスラー合金、Ｃｏ２ＭｎＧｅ、Ｃｏ２ＭｎＳｉ、Ｃｏ２ＣｒＡｌなどのＸ２ＹＺ型の組成を有し、Ｌ２１構造をもつフルホイスラーがハーフメタルとして知られている。中でもＸ＝ＣｏからなるＣｏ基フルホイスラー合金はキュリー点が高いことから、応用上最も期待されている。フルホイスラー合金はＬ２１規則構造のほかにＢ２およびＡ２（体心立方格子）構造の不規則構造を有する。一般にＢ２はＬ２１同様ハーフメタルになるが、Ａ２ではハーフメタル性が破壊されることが知られている。Ｌ２１およびＢ２構造を得るために加熱が必要であり、Ｂ２構造を得るためには組成にも依存するが通常、基板を２００℃以上に加熱するか、あるいは室温で成膜後３００℃以上の温度で熱処理することが必要である。また、Ｌ２１構造を得るためにはそれよりも高い温度を必要とする。
　ＭＴＪ素子に使用されるバリア材料としては従来、アモルファス構造のＡｌ酸化膜（ＡｌＯｘ）および（００１）面配向したＭｇＯ膜が用いられている。前者の場合、Ａｌ金属をスパッタ法などで成膜し、その後プラズマ酸化などの方法で酸化して作製され、その構造はアモルファスであることがよく知られている（非特許文献１）。ＡｌＯｘバリアの場合、強磁性層とバリア層との界面ラフネスが一般に大きくＴＭＲ値のバラツキが大きいこと、また、大きなＴＭＲを得にくいことから、近年はＭｇＯバリアが多く用いられる。ＭｇＯバリアはＭｇＯターゲットを直接スパッタするか、あるいは電子ビームを用いてＭｇＯショットを蒸着する方法などが用いられている。しかし、フルホイスラー合金を用いたＭＴＪの場合、一般に、スパッタ法では高品質のＭｇＯバリアが得られず、電子ビーム蒸着法が用いられている。
　従来、磁性層としてＭＴＪ素子に用いられたＣｏ基ハーフメタルフルホイスラー合金には、Ｃｏ２ＭｎＳｉ、Ｃｏ２ＭｎＧｅ、Ｃｏ２Ｃｒ０．６Ｆｅ０．４ＡｌおよびＣｏ２ＦｅＡｌ０．５Ｓｉ０．５などがある。このうち室温で最大のＴＭＲが得られているのはＣｏ２ＦｅＡｌ０．５Ｓｉ０．５を用いたＭＴＪ素子であり、バリアには電子ビーム蒸着法で作製されたＭｇＯが使用され、そのスピンバルブ型ＭＴＪ素子の室温ＴＭＲは２２０％である（非特許文献２）。
　ハーフメタルを用いる以外に大きなＴＭＲを得るもう一つの方法として、コヒーレントトンネル効果を利用する方法が知られている。これはＭｇＯバリアを用い、その結晶を（００１）配向させ、バリアを介した上下の強磁性層も（００１）配向したエピタキシャルトンネル接合である。このような場合、トンネル透過率の大きいΔ１バンド電子が主としてトンネルに寄与するコヒーレントトンネル効果が生じる。この場合、強磁性層のフェルミ準位において、Δ１バンドが一方のスピンバンド（たとえば多数スピンバンド）に存在し、他方のスピンバンド（たとえば少数スピンバンド）には存在しないとき、コヒーレントトンネル効果によってＴＭＲが大きくエンハンスすることが知られている（非特許文献３）。これまで、コヒーレントトンネル効果によってＴＭＲが大きくエンハンスすることが報告された強磁性体として、ｂｃｃ結晶構造のＦｅ、ＣｏおよびＦｅ－Ｃｏ合金、およびＣｏＦｅＢ合金がある。
　コヒーレントトンネル効果はＣｏ基フルホイスラー合金、たとえばＣｏ２ＭｎＳｉに対しても有効であることが理論的に指摘されており（非特許文献４）、実際、Ｃｏ２ＭｎＳｉを用いたＭＴＪ素子において、それが観測されている（非特許文献５）。しかし、Ｃｏ基フルホイスラー合金を強磁性層材料に用いた場合、一般にＭｇＯとの格子ミスフィットが大きく、そのため、特にスパッタ法を用いてＭｇＯバリアを作製した場合、ＭｇＯバリア内および強磁性層とＭｇＯ層との界面において多くの転位などの欠陥が生じ高品質のトンネルバリアが得られず、そのようなＭｇＯバリア上のＣｏ基フルホイスラー合金の構造は界面において不規則構造になりやすい。このような場合、界面での不規則構造の生成により格子の周期性が破れ、膜面垂直方向のトンネル電子の運動量が保存されないため、理論で指摘されているようなコヒーレントトンネル効果によるＴＭＲのエンハンスは観測されない。すなわち、全てのＣｏ基フルホイスラー合金において、コヒーレントトンネル効果によるＴＭＲのエンハンスが観測されるわけではない。
　ＭＴＪ素子は現在、ハードデイスク用読出しヘッドや不揮発性ランダムアクセス磁気メモリ（ＭＲＡＭ）に実用化されている。ＭＲＡＭでは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磁界を印加することで、各ＭＴＪ素子を構成する二つの強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。また、最近、ＭＴＪ素子の磁化をスピン偏極電流の注入によって反転させる、いわゆるスピン注入磁化反転が重要になってきており、磁化反転のために必要な臨界電流密度の低減が課題となっている。この臨界電流密度はＭＴＪ素子のトンネルスピン分極率が大きいほど小さく、ＴＭＲの大きいＭＴＪ素子を用いることが望ましい。また、臨界電流密度は強磁性体のダンピング定数αに比例するため、α値の小さい強磁性体が望ましい。すなわち、αの小さい強磁性体を電極に用い、大きなＴＭＲをもたらすＭＴＪ素子がＭＲＡＭ用として適している。一方、将来のスピントロニクスデバイスとして、バリアを介して半導体へスピン注入する技術がスピンＭＯＳＦＥＴやスピントランジスタの分野で重要性を増している。これらの分野では半導体に高効率でスピンを注入する必要があり、そのためには大きなスピン偏極電流と、スピン注入磁化反転のための小さな臨界電流密度をもたらす強磁性体が熱望されている。
　Ｃｏ基フルホイスラー合金は通常のＦｅ－Ｃｏ合金などに比べαが小さいことが知られており（非特許文献６）、従ってスピントロニクスデバイスに対して、室温で大きなＴＭＲをもたらすＣｏ基フルホイスラー合金の開発が望まれている。中でもＣｏ２ＦｅＡｌはαが最も小さい（非特許文献６）ためそれを用いることが望ましいが、この合金はハーフメタルでないため（非特許文献７）、大きなＴＭＲが期待できなかった。
特許第４０６１５９０号公報
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　本発明は、このような実情に鑑み、ハーフメタルではないものの、αの最も小さいＣｏ２ＦｅＡｌを用いて大きなＴＭＲ、特に室温で１００％を超えるようなＴＭＲを達成することを課題とした。
　発明１の強磁性トンネル接合体は、ＭｇＯバリアを用い、強磁性層のいずれかにＣｏ２ＦｅＡｌフルホイスラー合金を用いることを特徴とする。
　発明２は、発明１の強磁性トンネル接合体において、Ｃｏ２ＦｅＡｌが特にＢ２構造からなることを特徴とする。
　発明３は、発明１または２の強磁性トンネル接合体において、前記強磁性層の一つがＣｒバッファー層の上に形成されていることを特徴とする。
　発明４の磁気抵抗効果素子は、その強磁性トンネル接合体が発明１～３のいずれかの強磁性トンネル接合体であることを特徴とする。
　本発明者らは種々のＣｏ基フルホイスラー合金材料を用いたＭＴＪ素子の研究を行っている過程で、ＭｇＯバリアとの組み合わせにおいてＣｏ２ＦｅＡｌが非常に大きなＴＭＲを発現することを見出した。従来、Ｃｏ２ＦｅＡｌは上述のようにハーフメタルではなく、Ａ２、Ｂ２、およびＬ２１構造の場合、そのスピン分極率はそれぞれ０．５、０．６および０．８程度であり、従って、巨大なＴＭＲは期待できないと考えられていた。実際、本発明者らはアモルファスＡｌＯｘバリアとＣｏ２ＦｅＡｌを用いたトンネル接合体を作製し、その最大ＴＭＲは低温で７５％、室温で５５％程度しか得られないことをすでに報告している（特許文献１、非特許文献８）。しかし、Ｃｏ２ＦｅＡｌとＭｇＯバリアを用いたＭＴＪ素子は作製されていなかった。
　今回、Ｃｏ２ＦｅＡｌとＭｇＯバリアを用いたトンネル接合体を作製したところ、驚くことに、室温で３００％を超えるような巨大なＴＭＲを見出し、これを利用して本発明に至ったものである。このような巨大なＴＭＲが得られた原因は今のところ不明であり今後詳細な研究を必要とするが、Ｃｏ２ＦｅＡｌがＣｏ基フルホイスラー合金の中では格子定数が０．５７３ｎｍと大きい方の材料であり、そのためＣｒやＭｇＯとの格子ミスフィットが小さく、バッファー層およびバリアとの界面での格子整合性のよい、高品質のエピタキシャルトンネル接合が得られたため、コヒーレントトンネル効果が有効に働いたと考えられる。
　本発明では、ＭｇＯバリア層を電子ビーム蒸着だけでなく、スパッタ法で形成しても巨大ＴＭＲが得られる。これは従来、Ｃｏ基ホイスラー合金を用いて得られなかった新しい発見である。したがって、本トンネル接合体はスパッタ装置のみを用いて作製でき、従来のスパッタ装置を使用することが可能であり、ＨＤＤ用読出しヘッドやＭＲＡＭに応用できる。ＨＤＤは記録用および読出し用磁気ヘッドおよび記録媒体などからなるが、本発明のトンネル接合体は読出し用磁気ヘッドに用いることができる。ＭＲＡＭはＭＯＳＦＥＴ上にスタックしたトンネル接合体をマトリックス状に配置した構造からなるが、このトンネル接合体に本発明のトンネル接合体を用いることができる。
　また、Ｃｏ２ＦｅＡｌとＭｇＯバリアを用いた本発明のトンネル接合体は、将来期待される強磁性２重トンネル接合体からなるスピン共鳴トンネル素子、半導体への効率的なスピン注入が必要とされるスピンＭＯＳＦＥＴなどのスピンロジックデバイスに用いられる強磁性トンネル素子など、多くのスピントロニクスデバイスに利用することができる。また、薄いＣｏ２ＦｅＡｌ膜とＰｔ膜あるいはＣｏＰｔ膜やＦｅＰｔ膜との積層膜を用いれば垂直磁化を実現することができ、そのような積層膜を用いてＭｇＯをバリアとする強磁性トンネル接合を作製することで、垂直磁化をもち、かつ巨大なＴＭＲを発現する強磁性トンネル接合体を作製できる。このようなトンネル接合素子はギガビット級の大容量ＭＲＡＭに利用することができる。
本発明のＣｏ２ＦｅＡｌ薄膜を、ＣｒをバッファーとするＭｇＯ（００１）基板上にスパッタ法を用いて作製し、４８０℃で熱処理したときのＸ線回折像を示す図である。（ａ）はθ-２θ回折像、（ｂ）は膜面内（２２２）スキャンである。 本発明のトンネル接合体のトンネル磁気抵抗（ＴＭＲ）の磁場中熱処理温度依存性を示す図である。挿図は熱処理温度３００℃および４５０℃の場合のＴＭＲ曲線を示す。 本発明のトンネル接合体のＴＭＲの温度変化を示す図である。 本発明のトンネル接合体の室温におけるＴＭＲのバイアス電圧依存性を示す図である。 本発明のトンネル接合体の室温（ａ）および１０Ｋ（ｂ）における微分コンダクタンスのバイアス電圧依存性を示す図である。 本発明のトンネル接合体の室温（ａ）および１０Ｋ（ｂ）における抵抗のバイアス電圧依存性を示す図である。 本発明の、Ｃｏ２ＦｅＡｌ薄膜を上下電極に用いたトンネル接合体の室温における微分コンダクタンスのバイアス電圧依存性を示す図である。
　本発明者らはマグネトロンスパッタ装置を用いて、バリアとしてＭｇＯを、強磁性層としてＣｏ２ＦｅＡｌフルホイスラー合金を用いると、非常に大きなＴＭＲが得られることを見出した。この知見を基に、本発明を完成した。
　Ｃｏ２ＦｅＡｌの構造はＡ２、Ｂ２、Ｌ２１のいずれでも大きなＴＭＲが得られるが、Ｂ２の場合最も大きなＴＭＲが得られるので好ましい。
　用いる基板としては、（００１）配向したエピタキシャルトンネル接合を作製できるものであれば良く、例えばＭｇＯ、ＭｇＡｌ２Ｏ４のような非磁性スピネル、Ｓｉ、ＧａＡｓなどの単結晶を用いるのが好適である。また、基板として熱酸化Ｓｉを用いることもできる。これらの基板の上に必要に応じて、バッファー層を形成する。バッファー層としては、Ｃｏ２ＦｅＡｌとの格子整合のよいものが望ましく、ＭｇＯ、ＭｇＡｌ２Ｏ４、Ｃｒ、Ａｇ、ＴｉＮなどを用いることができる。中でもＣｒの場合、Ｃｏ２ＦｅＡｌのＢ２構造ができやすく、また、（００１）配向性が高く結晶性の良い平坦なＣｏ２ＦｅＡｌ膜ができ易いため好ましい。Ａｇは単独では上記基板上に平坦な膜を得にくいので、Ａｇを用いる場合には、まずＣｒを成膜し、その上にＡｇを成膜するとより平坦な膜ができるので好ましい。熱酸化Ｓｉ基板を用いる場合には、その上にＡｒガス圧やスパッタパワーなどを制御した成膜条件でＭｇＯターゲットをスパッタするか、または電子ビーム蒸着法を用いて、（００１）配向したＭｇＯ膜を成長させておくことで、その上にＣｏ２ＦｅＡｌ膜が（００１）配向したエピタキシャルトンネル接合を作製できる。
　下部磁性層と、バリア層と上部磁性層を以下のようにして順次作製する。以下、反強磁性得層を上部に設けたトップピンの場合を示す。
　まず、下部磁性層のラフネスを小さくし、エピタキシャル成長を促進するためのバッファー層を作製する。バッファー層としてはCr,MgOなどが望ましい。次にこの上に下部磁性層となるフルホイスラー合金Ｃｏ２ＦｅＡｌ（以下、ＣＦＡとも称する）薄膜を室温で作製する。その後、４００～６５０℃程度の温度でその場熱処理することでＢ２あるいはＬ２１構造のＣＦＡ膜を得ることができる。この場合、およそ６００℃以下ではＢ２が、６００℃以上の温度でＬ２１構造が得られる。下部磁性層の膜厚は、エピタキシャル成長し、かつラフネスの小さい強磁性層であればよく、例えば１０～８０ｎｍ程度が好ましい。
　Ｌ２１構造が得られる熱処理温度では表面ラフネスがより大きくなるので、巨大なＴＭＲを得るためには表面ラフネスのより小さいＢ２構造が望ましい。熱処理しない場合、あるいは３００℃以下で熱処理した場合、基板に依存してＡ２構造あるいはＢ２とＡ２が共存した構造が得られる。この場合ＴＭＲはＢ２構造の場合より小さいものの室温で１００％以上のＴＭＲが得られ、熱処理温度が低くて済むので応用によってはＡ２構造も有効である。
　次に、この下部磁性層上に、バリア層としてＭｇＯ層を形成する。形成法としては、ＭｇＯターゲットをスパッタするか、あるいはＭｇＯショットを電子ビーム蒸着することができる。バリア層の膜厚としては、最小の膜厚は結晶性のエピタキシャル成長したMgOが得られればよく、最大膜厚は必要とされる接合抵抗によって決定される。通常、例えば０．５～４ｎｍ程度が好ましい。
　次に、このトンネルバリア層の上に、ＣＦＡあるいはＣｏＦｅ合金およびＣｏＦｅＢ合金などを成膜することで、（００１）配向した薄膜が上部磁性層として得られる。このようにすれば、全体として（００１）配向したエピタキシャルトンネル接合を作製できる。上部磁性層の膜厚は、強磁性層の一方の磁化が反強磁性層によって固着されたスピンバルブ型からなるこれまでに提案されてきた強磁性トンネル接合体で設定された膜厚であればよく、例えば３～２０ｎｍ程度が好ましい。
　成膜法としてはスパッタ法のほか、蒸着法、ＭＢＥ法、レーザアブレーション法など通常の薄膜作製法を用いることができる。
　以下、本発明の実施例について説明する。
　直流マグネトロンスパッタ装置を用いて、ＭｇＯ（００１）基板上にバッファー層としてＣｒ膜を用い、Ｃｒ（４０）／Ｃｏ２ＦｅＡｌ（３０）積層膜を作製した。括弧内の数字はそれぞれの膜厚（単位：ｎｍ）である。（以下同様）。その後Ｃｏ２ＦｅＡｌ（ＣＦＡ）膜の結晶性をよくするため４８０℃の温度で１時間熱処理した。Ｘ線回折からこの状態のＣＦＡはＢ２構造であることが判明した。引き続きＭｇＯターゲットをスパッタし、１．８ｎｍの膜厚のＭｇＯバリアを形成した。さらに引き続きＣｏＦｅ（２）／ＩｒＭｎ（１２）／Ｒｕ（７）積層膜を室温で作製し、スピンバルブ型トンネル接合体を作製した。ＩｒＭｎは反強磁性体であり上部ＣｏＦｅ強磁性層のスピンを固着（ピン）する役割をしている。Ｒｕは保護膜であるとともに微細加工におけるマスクの役割もしている。
　その後、上記積層膜をフォトリソグラフィとイオンミリングを用いて１０μｍ×１０μｍのサイズに微細加工した。次に５ｋＯｅの磁場を印加しながら種々の温度（Ｔa）で積層膜全体を熱処理し、上部磁性ＣｏＦｅ層に一方向性の異方性を付与した。この接合体について外部磁場を印加し、磁気抵抗の温度変化等の特性測定結果を表1に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
　図１は上記トンネル接合体の下部電極に相当する、ＭｇＯ（００１）基板／Ｃｒ（４０）／ＣＦＡ（３０）積層膜を４８０℃で１時間熱処理したときのθ－２θＸ線回折像（ａ）、および膜面内の（２２２）φスキャン像（ｂ）である。
　（ａ）ではＭｇＯ（００２）およびＣｒ（００２）回折線に加え、ＣＦＡのＢ２構造に相当する（００２）および（００４）回折線のみが観測されており、また、（ｂ）では（２２２）の４回対称像が見られることから、ＣＦＡはＢ２構造をもってエピタキシャル成長していることがわかる。また、回折線の半値幅が小さく、非常にシャープな回折像が得られていることから、Ｂ２の（００２）配向度が非常に高いことがわかる。尚、Ｌ２１に相当する膜面内の（１１１）φスキャンを調べた結果、回折像は観測されなかった。従って、作製したＣｏ２ＦｅＡｌ膜はＢ２構造である。
　次に、上記トンネル接合体の室温におけるＴＭＲの磁場中熱処理温度（Ｔａ）依存性を図２に示す。Ｔａ＝３００℃で既に１００％を超える大きなＴＭＲが得られ、熱処理温度とともにＴＭＲは急増し、Ｔａ＝４５０℃では３３０％という巨大な値が得られた。この値はＣｏ基ホイスラー合金を用いたＭＴＪにおいてこれまで得られた最高値２２０％を上回っている。挿図はＴａ＝３００℃および４５０℃における室温でのＴＭＲ曲線を示したものである。いずれも上部強磁性層の磁化が反強磁性ＩｒＭｎによって固着された、非対称のスピンバルブ型曲線を示している。図３はＴa＝４５０℃におけるＴＭＲの温度変化である。１０Ｋにおいて７０１％の巨大ＴＭＲが得られている。
　このような巨大なＴＭＲが得られた原因を探るため、微分コンダクタンスｄＩ／ｄＶのバイアス電圧依存性を測定した。Ｔa＝４５０℃に対する結果を図４（ａ）、（ｂ）に示す。（ａ）が室温、（ｂ）が１０Ｋにおける結果であり、それぞれ上部および下部磁性層の磁化が互いに平行（Ｐ）および反平行（ＡＰ）に対して示している。Ｐに対するｄＩ／ｄＶは室温および低温においていずれも、＋０．４Ｖおよび－０．３Ｖ近傍で明瞭な極小を示している。このような極小は強磁性層の電子構造に基づくものであり、コヒーレントトンネルが生じる場合によく見られる現象である（非特許文献９）。従って、得られた巨大ＴＭＲはコヒーレントトンネル効果によるものであると判断できる。図５はＴa＝４５０℃に対する抵抗のバイアス電圧依存性である。（ａ）が室温、（ｂ）が１０Ｋにおける結果であり、それぞれ上部および下部磁性層の磁化が互いに平行（Ｐ）および反平行（ＡＰ）に対して示している。平行状態の抵抗においても＋０．４Ｖおよび－０．３Ｖ近傍で極小が観測されている。このような抵抗極小は従来のトンネル接合体で観測されたことはなく、初めてのことである。従って、本発明の強磁性トンネル接合体は従来と異なる特徴を備えていると言える。
　図６は室温におけるＴＭＲのバイアス電圧依存性である。ＴＭＲが半減するバイアス電圧Ｖｈは平均して０．６２Ｖとかなり大きく、従来のＣｏ基フルホイスラー合金を用いた場合の約０．３Ｖの２倍強である。従って、本発明のトンネル接合体は実用性が高いと言える。
　Ｃｒバッファーの代わりにＭｇＯバッファーを用いたこと以外は実施例１と同様の方法を用いて、ＭｇＯ（００１）基板／ＭｇＯ（１０）／ＣＦＡ（３０）／ＭｇＯ（２）／ＣｏＦｅ（２）／ＩｒＭｎ（１０）／Ｒｕ（７）からなる強磁性トンネル接合体を作製し、ＴＭＲ特性を評価した。その結果、Ｃｒバッファー層を用いた場合より小さいものの、室温で最大１５０％のＴＭＲが得られた。
　実施例１と同様の方法を用いて、下部および上部磁性層ともにＣＦＡを用いたＣｒ（４０）／ＣＦＡ（３０）／ＭｇＯ（１．８）／ＣＦＡ（５）／ＣｏＦｅ（３）／ＩｒＭｎ（１２）／Ｒｕ（７）からなる強磁性トンネル接合体を作製した。この場合、Ｔa＝４００℃とした。ＴＭＲを測定した結果、室温で１８８％、１０Ｋで３１０％の大きなＴＭＲが得られた。実施例１よりＴＭＲが小さい理由は今のところ明らかでないが、ＭｇＯバリア上の上部ＣＦＡの（１００）配向度が実施例１ほど十分でない、上部ＣＦＡとＭｇＯとの界面構造が理想的になっていないなどが考えられ、そのためコヒーレントトンネル効果が実施例１における寄与に相当するほどでなかったためと思われる。実際、図７に示すように、微分コンダクタンスｄＩ／ｄＶのバイアス依存性は片側（負側）にのみ極小を示し、明らかに図４と異なり、上部ＣＦＡ層とＭｇＯバリア層間でコヒーレントトンネルが生じていないが、（００１）配向性や上記界面構造を改善することで、上部層にＣｏＦｅを用いた場合よりさらに大きなＴＭＲが期待される。
　実施例１と同様の方法を用いて、下部磁性層としてＣｏ２ＦｅＡｌ０．２５Ｓｉ０．７５合金を用いてＣｒ（４０）／Ｃｏ２ＦｅＡｌ０．２５Ｓｉ０．７５（３０）／ＭｇＯ（１．８）／ＣＦＡ（５）／ＣｏＦｅ（３）／ＩｒＭｎ（１２）／Ｒｕ（７）からなる強磁性トンネル接合体を作製した。この場合、Ｔa＝４００℃とした。ＴＭＲを測定した結果、実施例３と同等のＴＭＲ、すなわち室温で１４０％の大きなＴＭＲが得られた。
　酸化Ｓｉ基板上にＭｇＯ膜を１０ｎｍ成膜し、その上に実施例１と同様の方法を用いて、ＣＦＡ（３０）／ＭｇＯ（１．８）／ＣｏＦｅ（５）／ＩｒＭｎ（１２）／Ｒｕ（７）からなる強磁性トンネル接合体を作製した。ＴＭＲを測定した結果、Ｔa＝３００℃で１１０％、Ｔa＝４５０℃で１８０％のＴＭＲが室温で得られた。このような大きなＴＭＲが単結晶基板ではない熱酸化Ｓｉ基板を用いても得られたのは、ＭｇＯ膜が（００１）配向し、コヒーレントトンネル効果がより有効に働いたためと思われる。

Claims (4)

  1. 　トンネルバリア層が二つの強磁性層で挟まれ、前記強磁性層の一方の層の磁化が反強磁性層によって固着されたスピンバルブ型からなる強磁性トンネル接合体であって、前記トンネルバリア層がＭｇＯ、二つの強磁性層のいずれかがＣｏ２ＦｅＡｌホイスラー合金であることを特徴とする強磁性トンネル接合体。
  2. 　前記Ｃｏ２ＦｅＡｌがＢ２構造からなることを特徴とする請求項１記載の強磁性トンネル接合。
  3. 　前記Ｃｏ２ＦｅＡｌ層の一つがＣｒからなるバッファー層の上に形成されていることを特徴とする請求項１または２記載の強磁性トンネル接合体。
  4. 　強磁性トンネル接合体を用いた磁気抵抗効果素子であって、前記強磁性トンネル接合体が請求項１～３のいずれかに記載の強磁性トンネル接合体であることを特徴とする磁気抵抗効果素子。
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