WO2012014415A1 - 岩塩構造薄膜をシードとして用いた低抵抗かつ高効率のスピン注入素子 - Google Patents

岩塩構造薄膜をシードとして用いた低抵抗かつ高効率のスピン注入素子 Download PDF

Info

Publication number
WO2012014415A1
WO2012014415A1 PCT/JP2011/004130 JP2011004130W WO2012014415A1 WO 2012014415 A1 WO2012014415 A1 WO 2012014415A1 JP 2011004130 W JP2011004130 W JP 2011004130W WO 2012014415 A1 WO2012014415 A1 WO 2012014415A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
film
seed
tunnel magnetoresistive
ferromagnetic
spin injection
Prior art date
Application number
PCT/JP2011/004130
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
洋輔 黒崎
早川　純
Original Assignee
株式会社日立製作所
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by 株式会社日立製作所 filed Critical 株式会社日立製作所
Priority to JP2012526295A priority Critical patent/JPWO2012014415A1/ja
Publication of WO2012014415A1 publication Critical patent/WO2012014415A1/ja

Links

Images

Classifications

    • H—ELECTRICITY
    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • H01L—SEMICONDUCTOR DEVICES NOT COVERED BY CLASS H10
    • H01L27/00—Devices consisting of a plurality of semiconductor or other solid-state components formed in or on a common substrate
    • H01L27/02—Devices consisting of a plurality of semiconductor or other solid-state components formed in or on a common substrate including semiconductor components specially adapted for rectifying, oscillating, amplifying or switching and having potential barriers; including integrated passive circuit elements having potential barriers
    • H01L27/04—Devices consisting of a plurality of semiconductor or other solid-state components formed in or on a common substrate including semiconductor components specially adapted for rectifying, oscillating, amplifying or switching and having potential barriers; including integrated passive circuit elements having potential barriers the substrate being a semiconductor body
    • H01L27/10—Devices consisting of a plurality of semiconductor or other solid-state components formed in or on a common substrate including semiconductor components specially adapted for rectifying, oscillating, amplifying or switching and having potential barriers; including integrated passive circuit elements having potential barriers the substrate being a semiconductor body including a plurality of individual components in a repetitive configuration
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B82—NANOTECHNOLOGY
    • B82Y—SPECIFIC USES OR APPLICATIONS OF NANOSTRUCTURES; MEASUREMENT OR ANALYSIS OF NANOSTRUCTURES; MANUFACTURE OR TREATMENT OF NANOSTRUCTURES
    • B82Y10/00—Nanotechnology for information processing, storage or transmission, e.g. quantum computing or single electron logic
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B82—NANOTECHNOLOGY
    • B82Y—SPECIFIC USES OR APPLICATIONS OF NANOSTRUCTURES; MEASUREMENT OR ANALYSIS OF NANOSTRUCTURES; MANUFACTURE OR TREATMENT OF NANOSTRUCTURES
    • B82Y25/00—Nanomagnetism, e.g. magnetoimpedance, anisotropic magnetoresistance, giant magnetoresistance or tunneling magnetoresistance
    • G—PHYSICS
    • G11—INFORMATION STORAGE
    • G11B—INFORMATION STORAGE BASED ON RELATIVE MOVEMENT BETWEEN RECORD CARRIER AND TRANSDUCER
    • G11B5/00—Recording by magnetisation or demagnetisation of a record carrier; Reproducing by magnetic means; Record carriers therefor
    • G11B5/127—Structure or manufacture of heads, e.g. inductive
    • G11B5/33—Structure or manufacture of flux-sensitive heads, i.e. for reproduction only; Combination of such heads with means for recording or erasing only
    • G11B5/39—Structure or manufacture of flux-sensitive heads, i.e. for reproduction only; Combination of such heads with means for recording or erasing only using magneto-resistive devices or effects
    • G11B5/3903—Structure or manufacture of flux-sensitive heads, i.e. for reproduction only; Combination of such heads with means for recording or erasing only using magneto-resistive devices or effects using magnetic thin film layers or their effects, the films being part of integrated structures
    • G11B5/3906—Details related to the use of magnetic thin film layers or to their effects
    • G—PHYSICS
    • G11—INFORMATION STORAGE
    • G11B—INFORMATION STORAGE BASED ON RELATIVE MOVEMENT BETWEEN RECORD CARRIER AND TRANSDUCER
    • G11B5/00—Recording by magnetisation or demagnetisation of a record carrier; Reproducing by magnetic means; Record carriers therefor
    • G11B5/127—Structure or manufacture of heads, e.g. inductive
    • G11B5/33—Structure or manufacture of flux-sensitive heads, i.e. for reproduction only; Combination of such heads with means for recording or erasing only
    • G11B5/39—Structure or manufacture of flux-sensitive heads, i.e. for reproduction only; Combination of such heads with means for recording or erasing only using magneto-resistive devices or effects
    • G11B5/3903—Structure or manufacture of flux-sensitive heads, i.e. for reproduction only; Combination of such heads with means for recording or erasing only using magneto-resistive devices or effects using magnetic thin film layers or their effects, the films being part of integrated structures
    • G11B5/3906—Details related to the use of magnetic thin film layers or to their effects
    • G11B5/3909—Arrangements using a magnetic tunnel junction
    • G—PHYSICS
    • G11—INFORMATION STORAGE
    • G11C—STATIC STORES
    • G11C11/00—Digital stores characterised by the use of particular electric or magnetic storage elements; Storage elements therefor
    • G11C11/02—Digital stores characterised by the use of particular electric or magnetic storage elements; Storage elements therefor using magnetic elements
    • G11C11/16—Digital stores characterised by the use of particular electric or magnetic storage elements; Storage elements therefor using magnetic elements using elements in which the storage effect is based on magnetic spin effect
    • G11C11/161—Digital stores characterised by the use of particular electric or magnetic storage elements; Storage elements therefor using magnetic elements using elements in which the storage effect is based on magnetic spin effect details concerning the memory cell structure, e.g. the layers of the ferromagnetic memory cell
    • H—ELECTRICITY
    • H10—SEMICONDUCTOR DEVICES; ELECTRIC SOLID-STATE DEVICES NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
    • H10N—ELECTRIC SOLID-STATE DEVICES NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
    • H10N50/00—Galvanomagnetic devices
    • H10N50/10—Magnetoresistive devices
    • H—ELECTRICITY
    • H10—SEMICONDUCTOR DEVICES; ELECTRIC SOLID-STATE DEVICES NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
    • H10N—ELECTRIC SOLID-STATE DEVICES NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
    • H10N50/00—Galvanomagnetic devices
    • H10N50/80—Constructional details
    • H10N50/85—Magnetic active materials
    • H—ELECTRICITY
    • H10—SEMICONDUCTOR DEVICES; ELECTRIC SOLID-STATE DEVICES NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
    • H10B—ELECTRONIC MEMORY DEVICES
    • H10B61/00—Magnetic memory devices, e.g. magnetoresistive RAM [MRAM] devices
    • H10B61/20—Magnetic memory devices, e.g. magnetoresistive RAM [MRAM] devices comprising components having three or more electrodes, e.g. transistors
    • H10B61/22—Magnetic memory devices, e.g. magnetoresistive RAM [MRAM] devices comprising components having three or more electrodes, e.g. transistors of the field-effect transistor [FET] type

Definitions

  • the present invention relates to a spin injection device having a low resistance and a high spin injection efficiency, which is made of a seed film having a specific film thickness that improves the orientation of Mg 1-x X x O rock salt structure (001) orientation. is there.
  • a spin injection device via a nonmagnetic barrier layer has a structure in which a nonmagnetic barrier film is laminated on a ferromagnetic pinned film, and is a tunnel magnetoresistive element used in a magnetic head, a nonvolatile memory, etc. (for example, Non-Patent Document 1) And a non-local spin injection device (for example, Non-Patent Document 2) that generates a pure spin current applicable to a magnetic head or the like.
  • Non-Patent Document 1 As a spin injection element, as described in Non-Patent Document 1, a tunnel magnetoresistive element using aluminum oxide as a barrier layer and sandwiching an insulating film between two ferromagnetic films is known. The device could not obtain a sufficient electrical output signal for industrial use.
  • Non-Patent Document 3 Spin injection devices applicable to hard disk magnetic heads and non-volatile magnetic memories have recently attracted attention, but the barrier film, which is an essential structure, uses an insulator made of oxide, and the device itself is high. This is an obstacle to the development of miniaturized devices. Therefore, development of an element that realizes low resistance and high efficiency spin injection is required, but no barrier film having higher spin injection efficiency than magnesium oxide has been found so far. Therefore, there is a strong demand for the development of a barrier film that realizes low-resistance and high-efficiency spin injection while using an oxide.
  • the oxide represented by the chemical formula Mg 1-y X y O (X: one or more selected from Zn, Ca, Sr, Ba, Cd, and B, 0 ⁇ y ⁇ 1) is magnesium oxide. It is known that a rock salt structure is maintained if the band gap is smaller than that and the amount of X is a certain amount or less (for example, Non-Patent Document 5), and magnetoresistive elements using the above oxides are disclosed in, for example, 2 No. 007-305610 and Japanese Patent Application Laid-Open No. 2010-109208.
  • MgO is used in the nonmagnetic barrier film to achieve high spin injection efficiency because MgO is oriented in the (001) direction of the rock salt structure (for example, Non-Patent Document 4 and Non-Patent Document 5). ).
  • MgO is used as the barrier film of the spin injection element, if the film thickness is defined, the resistance of the element is determined by the band gap unique to magnesium oxide, so it is difficult to reduce the resistance of the element. Therefore, development of a barrier film having a smaller band gap than MgO and a large spin injection efficiency is strongly desired.
  • the present invention uses a seed film for highly orienting a barrier film having a small band gap in the (001) direction of a rock salt structure, and is capable of satisfying the above-mentioned demand, and has a low resistance and high efficiency.
  • the purpose is to provide.
  • the first ferromagnetic film and the second ferromagnetic film are (001) oriented body-centered cubic lattice films
  • the seed film and the barrier film are (001)
  • a tunnel magnetoresistive effect element characterized by being an oxide film having a rock salt structure, wherein the seed film has a thickness of 0.4 to 1.0 nm.
  • a spin injection device having both low resistance and high spin injection efficiency can be obtained. Therefore, by mounting a spin injection device with this new characteristic, it is possible to realize a high-output magnetic head and a low-resistance nonvolatile magnetic memory suitable for miniaturization.
  • FIG. 6 is a diagram showing the results of X-ray measurement showing the orientation of the rock salt structure (001) direction of MgO (tnm) / Mg 0.7 Zn 0.3 O (20 nm).
  • MgO (tnm) / X (1 ) / Mg 0.7 Zn 0.3 O (20nm) (X is non-magnetic metal) is a diagram showing the results of rock salt structure (001) direction of orientation of the X-ray measurement indicated a. Is a diagram showing the X-ray diffraction measurement results of MgO (t nm) / Mg 0.7 Zn 0.3 O (15 nm). It is the figure which showed the 2nd structural example of the tunnel magnetoresistive effect element of this invention. Is a diagram showing a MgO (t nm) / Mg 0.8 Zn 0.2 O MgO seed film thickness dependence of the RA of (1.5-t nm) magnetoresistive element according to the.
  • FIG. It is the figure which showed the 2nd structural example of the tunnel magnetoresistive effect element of this invention.
  • FIG. It is the figure which showed the 1st structural example of the nonlocal spin injection element of this invention. It is the figure which showed the structural example of the magnetic memory cell of this invention. It is the figure which showed the structural example of the magnetic memory cell of this invention. It is the figure which showed the conceptual perspective view of the recording / reproducing head of this invention. It is the figure which showed the conceptual diagram of the head of the magnetic storage apparatus using the magnetic head of this invention.
  • An oxide represented by the chemical formula Mg1-aXaO (X is one or more selected from Zn, Cd, Ca, Sr, Ba, and B, 0 ⁇ a ⁇ 1) has a band gap more than MgO.
  • the resistance of the spin injection device is expected to be small. Further, it is known that a rock salt structure is maintained if the amount of X is below a certain level (for example, Non-Patent Document 5), and magnetoresistive elements using the above oxide are disclosed in Patent Document 1 or Patent Document 2, for example. It is disclosed.
  • the barrier film is a rock salt. It is desirable to be oriented in the (001) direction of the structure.
  • Mg1-aXaO oxide has a lower rock salt structure (001) orientation than MgO, and cannot achieve low resistance and high spin injection efficiency. This instability of crystal orientation is thought to be due to the instability of the rock salt structure by mixing different oxides with MgO.
  • MgO with a large band gap is known to be highly oriented in the (001) direction of the rock salt structure.By providing a highly oriented film like MgO under the barrier film as a seed film, It is considered that the orientation of the barrier film can be improved.
  • the lattice constant of Mg1-aXaO is about 0.4 nm, and if the thickness is less than this, it will be difficult to maintain the structure of the seed film itself, and the seed film effect of improving the orientation of the barrier film will be weakened. End up. Therefore, the highly oriented seed film needs to have a thickness of 0.4 nm or more.
  • FIG. 9 shows an X-ray diffraction result of a laminated film in which MgO is provided under the Mg0.7Zn0.3O thin film.
  • the laminated structure is SiO // Ta (5) / MgO (t) /Mg0.7Zn0.3O (20) / Ta (5) (unit: nm).
  • the peak intensity of 2 ⁇ ⁇ 42 ° corresponding to the rock salt structure (001) orientation increases with increasing seed film thickness when the MgO film thickness is 0.4 mm or more. This indicates that MgO seed crystallized with a thickness of 0.4 nm or more improves the orientation of the Mg0.7Zn0.3O layered on it in the rock salt structure (001) direction.
  • the resistance increases exponentially when the total film thickness is large. Therefore, here, low resistance in a situation where the total film thickness is constant is examined.
  • the additive X increases, the orientation is weakened, so that a film with less additive X is used as the seed film.
  • the more additive X the smaller the band gap.
  • the lower the resistance of the seed film the lower the resistance can be expected, while the higher the thickness of the seed film, the better the orientation, and the resistance of the spin injection device is minimized. Therefore, there is an optimum seed film thickness.
  • the inventors have obtained new knowledge that the intended purpose is advantageously achieved by using a seed film having an optimum film thickness for improving the orientation of the barrier film and reducing the resistance.
  • the present invention is based on the above findings.
  • FIG. 1 is a schematic cross-sectional view showing an example of a tunnel magnetoresistive effect element according to the present invention.
  • the tunnel magnetoresistive effect element 1 includes a base film 300, an orientation control film 301, an antiferromagnetic film 302, a ferromagnetic film 303, a nonmagnetic film 304, a ferromagnetic film 305, a seed film 306, an insulating film 307, and a ferromagnetic film.
  • the sheet resistance 308 and the protective film 309 are laminated, and the sheet resistance 306 is optimized by appropriately designing the film thickness of the seed film 306.
  • the tunnel magnetoresistive effect element was manufactured by sputtering, and annealed at 300 ° C. after film formation.
  • the base film 300 was formed by Ta (5 nm) / Ru (10 nm) / Ta (5 nm).
  • the orientation control film 301 is formed of NiFe (8 nm), other materials that can realize stable antiferromagnetic coupling may be used.
  • MnIr (8 nm) is used for the antiferromagnetic film 302, the film thickness can be selected in the range of 5 to 15 nm. Further, even when an antiferromagnetic film made of an Mn compound such as MnPt or MnFe is used, antiferromagnetic coupling can be realized stably.
  • CoFe (2.5 nm) was used for the ferromagnetic film 303
  • Ru (0.8 nm) was used for the nonmagnetic film 304
  • CoFeB (3 nm) having a body-centered cubic lattice was used for the ferromagnetic film 305.
  • the CoFe composition ratio of the ferromagnetic film 303 was mainly used when the Co composition was 50 to 90 atm%. In this composition range, stable antiferromagnetic coupling with the antiferromagnetic film 302 can be realized.
  • the ferromagnetic film 303, the nonmagnetic film 304, and the ferromagnetic film 305 materials were selected such that the magnetizations of the ferromagnetic film 303 and the ferromagnetic film 305 are antiferromagnetically coupled.
  • MgO was used in a thickness range of 0.4 nm to 1.0 nm
  • Mg 0.7 Zn 0.3 O was used with a thickness of 1.5 nm together with the seed film.
  • Both the seed film 306 and the insulating film 307 are films having a rock salt structure and are oriented in the (001) direction.
  • CoFeB (2.4 nm) having a body-centered cubic lattice was used.
  • the composition of Co and Fe of CoFeB in the ferromagnetic films 305 and 308 is preferably used in the range of 25:75 to 50:50. This is because the body-centered cubic structure is stably present in this composition range.
  • the (001) orientation of the Mg 0.7 Zn 0.3 O rock salt structure is worse than that of MgO, and it is possible to increase the orientation by stacking on the MgO seed film. It became.
  • This improvement in orientation by the seed layer becomes significant when the thickness of the MgO seed film is 0.4 nm or more, and the effect is saturated at about 1.0 nm. Therefore, in order to produce a low-resistance tunnel magnetoresistive element utilizing the effect of the seed film, it is desirable to use the MgO seed film in a thickness range of 0.4 to 1.0 nm.
  • the insulating film 307 may be Mg 1-y X y O (X: one or more selected from Zn, Ca, Sr, Ba, Cd, and B, 0 ⁇ y ⁇ 1) having a rock salt structure .
  • X one or more selected from Zn, Ca, Sr, Ba, Cd, and B, 0 ⁇ y ⁇ 1
  • the XO oxide has a lower energy barrier than MgO, and if the composition ratio of X is smaller than 70 atm%, the rock salt structure is maintained by the seed film 306. This is because by increasing the orientation, the resistance of the element can be reduced and the tunnel magnetoresistance ratio can be increased.
  • the seed film 306 may be Mg 1-z X z O (X: one or more selected from Zn, Ca, Sr, Ba, Cd, and B, 0 ⁇ z ⁇ y).
  • the composition ratio (ratio of atm%) of Mg and X is preferably 30:70 to 100: 0 (0 ⁇ z ⁇ 0.7) having a rock salt structure. This is because the rock salt structure is maintained if the X composition ratio is smaller than 70 atm%, and the energy barrier increases as the X composition ratio decreases, but the (001) orientation of the rock salt structure increases, and the rock salt of the insulating film 307 increases. This is to assist the orientation of the structure in the (001) direction.
  • the seed layer 306 is made of Mg 1-y Xy (X: one or more selected from Zn, Ca, Sr, Ba, Cd, and B, 0 ⁇ y ⁇ 1), or they are naturally oxidized. It may also be a membrane. This is because Mg 1-y X y is a metal and thus has a low resistance and is likely to spontaneously oxidize, so that it tends to be a low-resistance seed layer.
  • a seed layer may be further stacked on the insulating layer 307 oriented on the seed layer 306. This is because the (001) orientation of the rock salt structure of the insulating layer 307 is increased by providing a seed layer also on the insulating layer 307. If the seed layer on the insulating layer 307 is MgO, it is desirable to use it in the range of 0.4 to 1.0 nm as described above.
  • the CoFeB of the ferromagnetic films 305 and 308 may be amorphous or crystallized by heat treatment at an appropriate temperature.
  • the composition ratio of CoFeB was between 20 to 60 atm% for the Co composition forming the body-centered cubic lattice and 10 to 30 atm% for the B composition.
  • the ferromagnetic film 308 may be a single layer film of CoFe, a single layer film of NiFe, or a double layer film of CoFe / NiFe or CoFeB / NiFe.
  • the protective film 309 was formed of a two-layer film of Ta (5 nm) / Ru (5 nm).
  • a tunnel magnetoresistive effect element having an area of 2 ⁇ m ⁇ 4 ⁇ m was produced by using photolithography and ion milling.
  • the tunnel magnetoresistive ratio of the tunnel magnetoresistive effect element manufactured in this way can be increased by performing heat treatment.
  • heat treatment is performed at 300 ° C. for 1 hour. It reached 130% by applying.
  • FIG. 10 shows the sheet resistance, which is the product of the element resistance and the element resistance, of the tunnel magnetoresistive element 1 heat-treated at 300 ° C. for 1 hour. Also, looking at the film thickness dependence of the MgO film used as the seed film 306, the area resistance is 3000 ⁇ m 2 when the film thickness of the seed film is 1.0nm, whereas the film thickness of the seed film is more than 1.0nm. By reducing the thickness, the sheet resistance can be reduced to less than half.
  • FIG. 2 is a schematic cross-sectional view showing another example of the spin injection device according to the present invention.
  • This non-local spin injection device 2 includes a base film 300, an orientation control film 301, an antiferromagnetic film 302, a ferromagnetic film 303, a nonmagnetic film 304, a ferromagnetic film 305, a seed film 306, an insulating film 307, a nonmagnetic film.
  • the sheet resistance and the polarizability of the injected spin current are optimized.
  • the alignment control film 301 to the insulating film 307 have the same structure as that of [Example 1], and the nonmagnetic film 310 is a nonmagnetic material having a long spin diffusion length. Further, electrodes 51 and 52 are provided so that current flows in the film thickness direction from the orientation control film 301 to the insulating film 307, and in the direction in which the electrode 52 is disposed in the film surface in the nonmagnetic film 310. As a result, a pure spin current flows in the direction opposite to the direction in which the electrode 52 is arranged in the film surface of the nonmagnetic film 310.
  • the non-local spin injection device 2 was manufactured by using a sputtering method, and annealed at 300 ° C. after film formation.
  • the polarization rate is less than 58% with MgZnO (1.5 nm) without using the seed film, whereas with the MgO seed film, polarization is achieved. The rate reached 63%.
  • the area resistance is 3000 ⁇ m 2 when the film thickness of the seed film is 1.0nm, whereas the film thickness of the seed film is more than 1.0nm.
  • FIG. 3 is a schematic sectional view showing another example of the tunnel magnetoresistive effect element according to the present invention.
  • the tunnel magnetoresistive effect element 2 corresponds to an element in which a metal film 311 is provided between the seed film 306 and the insulating film 307 in the tunnel magnetoresistive effect element 1 shown in FIG.
  • V (1 nm) which is a metal having a body-centered cubic structure
  • V (1 nm) which is a metal having a body-centered cubic structure
  • the resistance of the tunnel magnetoresistive element 2 becomes the resistance of the seed film 306 and the insulating film 307 connected in series, so the metal film 311 is not provided.
  • the resistance can be lowered as compared with the tunnel magnetoresistive effect element 1.
  • the effect of improving the orientation in the (001) direction of the rock salt structure of the insulating film 307 by the seed film 306 is not lost. As shown in Fig.
  • the metal film 311 is a metal oxide metal Mg 1-y Xy (X: Zn, Ca, Sr, Ba, Cd, and B selected from the metal oxide used in the seed film 306 or the insulating film 307 or Two or more, 0 ⁇ y ⁇ 1) may be used. As shown in Fig.
  • FIG. 4 is a schematic cross-sectional view showing another example of the non-local spin injection device according to the present invention.
  • This non-local spin injection element 2 corresponds to the element in which the metal film 311 is provided between the seed film 306 and the insulating film 307 in the non-local spin injection element 1 shown in FIG.
  • V (1 nm) which is a metal having a body-centered cubic structure, was used for the metal film 311.
  • the resistance of the non-local spin injection element 2 is reduced to the seed film.
  • FIG. 5 is a schematic cross-sectional view showing a configuration example of a magnetic memory cell according to the present invention.
  • This magnetic memory cell includes the tunnel magnetoresistive effect element 1 shown in the first embodiment or the tunnel magnetoresistive effect element 2 shown in the third embodiment as a memory cell.
  • the C-MOS 11 is composed of two n-type semiconductors 12 and 13 and one p-type semiconductor 14.
  • An electrode 21 serving as a drain is electrically connected to the n-type semiconductor 12, and is connected to the ground via an electrode 41 and an electrode 47.
  • An electrode 22 serving as a source is electrically connected to the n-type semiconductor 13.
  • reference numeral 23 denotes a gate electrode, and the current between the source electrode 22 and the drain electrode 21 is ON / OFF controlled by ON / OFF of the gate electrode 23.
  • An electrode 45, an electrode 44, an electrode 43, an electrode 42, and an electrode 46 are stacked on the source electrode 22, and the orientation control film 300 of the tunnel magnetoresistive effect element 10 is connected through the electrode 46.
  • the bit line 212 is connected to the protective film 307 of the tunnel magnetoresistive element 10.
  • the magnetization direction of the ferromagnetic film 306 of the tunnel magnetoresistive effect element 10 is rotated by a current flowing through the tunnel magnetoresistive effect element 10, so-called spin transfer torque, and magnetic information is recorded.
  • a current is passed through the electrode 47 serving as both the bit line 212 and the word line, and the magnetization direction of the ferromagnetic film 306 of the tunnel magnetoresistive effect element 10 using a magnetic field formed around the current. May be rotated to record magnetic information.
  • the power at the time of writing can be reduced to about one-hundred compared with the case where a current magnetic field is used.
  • FIG. 6 is a diagram showing a configuration example of a nonvolatile magnetic memory in which the magnetic memory cells are arranged.
  • the gate electrode 23 and the bit line 212 are electrically connected to the memory cell 100.
  • FIG. 7 is a conceptual diagram of a magnetic head equipped with a magnetic sensor based on the tunnel magnetoresistive effect element 1 of the present invention.
  • a lower shield 35, a tunnel magnetoresistive effect element 1, an electrode 60, a coil 71, and an upper core 81 are formed on a base body 100, and an opposing surface 63 is formed.
  • FIG. 8 is a conceptual diagram of a magnetic storage device using the magnetic head of the present invention.
  • a tunnel magnetoresistive effect element 1 and an electrode 60 are formed on a substrate 100 that also serves as a head slider 90, and a magnetic head comprising this is positioned on a recording track 72 of a recording medium 91 for reproduction.
  • the head slider 90 moves on the recording medium 91 relative to the opposing surface 63 so as to float or contact with a height of 0.1 ⁇ m or less.
  • the tunnel magnetoresistive element 1 can read the magnetic signal recorded on the recording medium 91 from the leakage magnetic field 61 of the recording medium 91.
  • the magnetic memory device equipped with the tunnel magnetoresistive effect element 1 showed good characteristics corresponding to high density compared with the magnetic memory device equipped with the sensor of the conventional structure.
  • the tunnel magnetoresistive effect element 1 includes a base film 300, an orientation control film 301, an antiferromagnetic film 302, a ferromagnetic film 303, a nonmagnetic film 304, a ferromagnetic film 305, a seed film 306, an insulating film 307, and a ferromagnetic film. 308 and a protective film 309 are stacked.
  • the tunnel magnetoresistive effect element was manufactured using a magnetron sputtering method, and was annealed in a magnetic field at 300 ° C. after film formation.
  • the base film 300 was formed of Ta (5 nm) / Ru (10 nm) / Ta (5 nm), and the protective film 309 was formed of Ta (5 nm) / Ru (5 nm).
  • the orientation control film 301 is formed of NiFe (3 nm), but other materials capable of realizing the growth of the antiferromagnetic film 302 may be used. Although MnIr (8 nm) is used for the antiferromagnetic film 302, the film thickness can be selected in the range of 5 to 15 nm. Further, even when an antiferromagnetic film made of an Mn compound such as MnPt or MnFe is used, antiferromagnetic coupling can be realized stably.
  • CoFe (2.5 nm) was used for the ferromagnetic film 303
  • Ru (0.8 nm) was used for the nonmagnetic seed film 304
  • amorphous CoFeB (3 nm) was used for the ferromagnetic film 305.
  • the composition ratio of CoFe in the ferromagnetic film 303 was mainly used when the Co composition was 50 to 90 atm%. In this composition range, stable antiferromagnetic coupling with the antiferromagnetic film 302 can be realized.
  • the ferromagnetic film 303, the nonmagnetic seed film 304, and the ferromagnetic film 305 materials were selected such that the magnetizations of the ferromagnetic film 303 and the ferromagnetic film 305 are antiferromagnetically coupled.
  • MgO was used in a thickness range of 0.2 to 1.0 nm
  • Mg 0.8 Zn 0.2 O was used together with the seed film to a thickness of 1.5 nm.
  • Both the seed film 306 and the insulating film 307 are films having a rock salt structure and are oriented in the (001) direction.
  • the ferromagnetic film 308 was made of amorphous CoFeB (2.4 nm).
  • FIG. 14 shows the MgO seed film thickness dependence of the sheet resistance RA of the magnetoresistive effect element.
  • RA was ⁇ 1.15 k ⁇ m2 and the TMR ratio was ⁇ 140%, but when Mg 0.8 Zn 0.2 O was used, the band gap was smaller than MgO, but the RA was ⁇ 1.91 k ⁇ m2, nearly doubled.
  • the TMR ratio increased to about 80% and decreased by half. This is thought to be because Mg0.7Zn0.3O has a rock salt structure (001) orientation weaker than that of MgO and prevents selective transmission of electrons in the ⁇ 1 band, which has a small attenuation rate in the barrier film.
  • the RA of the tunnel magnetoresistive effect element is increased and the TMR ratio is also decreased because the transmission of the completely spin-polarized ⁇ 1 band electrons is prevented.
  • MgO has a larger band gap than Mg 0.8 Zn 0.2 O, it is considered that when the MgO film thickness exceeds 0.6 nm, the RA of the entire device increases with the film thickness. From these facts, it was found that in the structure in which MgO is arranged under Mg 0.8 Zn 0.2 O as a seed film, the device characteristics can be improved to the maximum when the MgO seed film thickness is 0.6 nm.
  • the insulating film 307 may be Mg 1-a X a O (X is one or more selected from Zn, Cd, Ca, Sr, Ba, and B, and 0 ⁇ a ⁇ 1).
  • X is one or more selected from Zn, Cd, Ca, Sr, Ba, and B, and 0 ⁇ a ⁇ 1).
  • the band gap decreases as the composition ratio of X increases, while the mixed crystal rock salt structure becomes more unstable. Therefore, it is necessary to select an optimal composition a in combination with the additive X.
  • the seed film 306 may be Mg 1-b Y b O (Y is one or more selected from Zn, Cd, Ca, Sr, Ba, and B, and 0 ⁇ b ⁇ a).
  • Y is one or more selected from Zn, Cd, Ca, Sr, Ba, and B, and 0 ⁇ b ⁇ a.
  • the band gap decreases as the composition ratio of Y increases, while the mixed salt rock salt structure becomes more unstable. Therefore, it is necessary to select an optimal composition b in accordance with the additive Y.
  • FIG. 15 is a schematic cross-sectional view showing an example of a tunnel magnetoresistive effect element according to the present invention.
  • This tunnel magnetoresistive effect element 2 includes an underlayer film 300, an orientation control film 301, an antiferromagnetic film 302, a ferromagnetic film 303, a nonmagnetic film 304, a ferromagnetic film 305, a seed film 306, a nonmagnetic seed film 310, and an insulating film.
  • a film 307, a ferromagnetic film 308, and a protective film 309 are stacked.
  • the tunnel magnetoresistive effect element was manufactured using a magnetron sputtering method, and was annealed in a magnetic field at 300 ° C. after film formation.
  • the base film 300 was formed of Ta (5 nm) / Ru (10 nm) / Ta (5 nm), and the protective film 309 was formed of Ta (5 nm) / Ru (5 nm).
  • the orientation control film 301 is formed of NiFe (3 nm), but other materials capable of realizing the growth of the antiferromagnetic film 302 may be used. Although MnIr (8 nm) is used for the antiferromagnetic film 302, the film thickness can be selected in the range of 5 to 15 nm. Further, even when an antiferromagnetic film made of an Mn compound such as MnPt or MnFe is used, antiferromagnetic coupling can be realized stably.
  • CoFe (2.5 nm) was used for the ferromagnetic film 303
  • Ru (0.8 nm) was used for the nonmagnetic film 304
  • amorphous CoFeB (3 nm) was used for the ferromagnetic film 305.
  • the composition ratio of CoFe in the ferromagnetic film 303 was mainly used when the Co composition was 50 to 90 atm%. In this composition range, stable antiferromagnetic coupling with the antiferromagnetic film 302 can be realized.
  • the ferromagnetic film 303, the nonmagnetic film 304, and the ferromagnetic film 305 materials were selected such that the magnetizations of the ferromagnetic film 303 and the ferromagnetic film 305 are antiferromagnetically coupled.
  • MgO (0.6 nm) was used for the seed film 306
  • V (1 nm) was used for the nonmagnetic seed film
  • Mg 0.7 Zn 0.3 O (0.9 nm) was used for the insulating layer 307.
  • Both the seed film 306 and the insulating film 307 are films having a rock salt structure and are oriented in the (001) direction.
  • the nonmagnetic seed film 310 may be made of a material having a body-centered cubic lattice structure including at least one of Na, Cr, Rb, Mo, Ba, and W.
  • Amorphous CoFeB (2.4 nm) is used for the ferromagnetic film 308, and the CoFeB composition ratio is 20-60 atm% for the Co-centered cubic lattice and 10-30 atm% for the B composition. did.
  • both the seed film 306 and the insulating film 307 are insulators, when they are stacked, RA becomes very large. Therefore, if a non-magnetic metal is inserted between the two layers, an insulator is substantially connected in series, so that a great reduction in electrical resistance can be expected. However, on the other hand, if a nonmagnetic metal is inserted between the two layers, the effect of improving the orientation by the seed film 306 may be lost. Therefore, in this embodiment, the nonmagnetic seed film 310 has a body-centered cubic lattice structure so that the insulating film 307 on the nonmagnetic seed film highly oriented by the seed film is highly oriented in the rock salt structure (001) direction. Nonmagnetic metal was used.
  • MgO 1.5 nm
  • Mg 0.7 Zn 0.3 O 15 nm
  • Cu the non-magnetic metal
  • Ag Mg
  • Cu or Ag which is a face-centered cubic lattice, is inserted, the peak intensity at 2 ⁇ to 42 ° is greatly reduced compared to when Cu or Ag is not inserted.
  • RA In the magnetoresistive effect element using MgO (0.6 nm) / Mg 0.7 Zn 0.3 O (0.9 nm) without the nonmagnetic seed film 310 as the barrier layer, RA was 1.05 k ⁇ m 2 and the TMR ratio was 70%. On the other hand, in the magnetoresistive effect element using MgO (0.6 nm) / V (1 nm) / Mg 0.7 Zn 0.3 O (0.9 nm) inserted with V as the barrier layer, RA is 0.6 k ⁇ m2 and TMR ratio is 55 %Met. Although the TMR ratio decreased slightly, RA decreased significantly.
  • the insulating film 307 may be Mg 1-a X a O (X is one or more selected from Zn, Cd, Ca, Sr, Ba, and B, and 0 ⁇ a ⁇ 1).
  • X is one or more selected from Zn, Cd, Ca, Sr, Ba, and B, and 0 ⁇ a ⁇ 1).
  • the composition ratio of X increases, the band gap decreases, while the rock salt structure of mixed crystals becomes more unstable. Therefore, it is necessary to select an optimal composition a in combination with the additive X.
  • the seed film 306 may be Mg 1-b Y b O (Y is one or more selected from Zn, Cd, Ca, Sr, Ba, and B, and 0 ⁇ b ⁇ a).
  • Y is one or more selected from Zn, Cd, Ca, Sr, Ba, and B, and 0 ⁇ b ⁇ a.
  • the band gap decreases as the composition ratio of Y increases, while the mixed salt rock salt structure becomes more unstable. Therefore, it is necessary to select an optimal composition b in accordance with the additive Y.
  • the nonmagnetic seed film 310 may use Mg 1-c Xc (X is one or more selected from Zn, Cd, Ca, Sr, Ba, and B, 0 ⁇ c ⁇ 1). .
  • Mg 1-c Xc is a part of the composition of the insulating film 307 and is a material that easily oxidizes, so that it is difficult to inhibit crystallization of the insulating film 307.
  • FIG. 18 when Mg (1 nm) is inserted as a non-magnetic seed, the peak intensity of 2 ⁇ to 42 ° is about 25% when not inserted, and is not about V but Mg 0.7 Zn 0.3 O. It can be seen that the (001) orientation of the rock salt structure is maintained.
  • FIG. 17 is a schematic cross-sectional view showing an example of a non-local spin injection device according to the present invention.
  • This non-local spin injection device 1 includes a base film 300, an orientation control film 301, an antiferromagnetic film 302, a ferromagnetic film 303, a nonmagnetic film 304, a ferromagnetic film 305, a seed film 306, an insulating film 307, nonmagnetic conduction A film 311 and a protective film 309 are stacked.
  • the non-local spin injection device was manufactured using a magnetron sputtering method, and was annealed in a magnetic field at 300 ° C. after film formation.
  • the base film 300 was formed of Ta (5 nm) / Ru (10 nm) / Ta (5 nm), and the protective film 309 was formed of Ta (5 nm) / Ru (5 nm).
  • the orientation control film 301 is formed of NiFe (3 nm), but other materials capable of realizing the growth of the antiferromagnetic film 302 may be used. Although MnIr (8 nm) is used for the antiferromagnetic film 302, the film thickness can be selected in the range of 5 to 15 nm. Further, even when an antiferromagnetic film made of an Mn compound such as MnPt or MnFe is used, antiferromagnetic coupling can be realized stably.
  • CoFe (2.5 nm) was used for the ferromagnetic film 303
  • Ru (0.8 nm) was used for the nonmagnetic film 304
  • amorphous CoFeB (3 nm) was used for the ferromagnetic film 305.
  • the composition ratio of CoFeB was between 20 to 60 atm% for the Co composition forming a body-centered cubic lattice and between 10 to 30 atm% for the B composition.
  • the composition ratio of CoFe in the ferromagnetic film 303 was mainly used when the Co composition was 50 to 90 atm%. In this composition range, stable antiferromagnetic coupling with the antiferromagnetic film 302 can be realized.
  • the ferromagnetic film 303, the nonmagnetic film 304, and the ferromagnetic film 305 materials were selected such that the magnetizations of the ferromagnetic film 303 and the ferromagnetic film 305 are antiferromagnetically coupled.
  • MgO (0.6 nm) was used for the seed film 306, and Mg 0.5 Ca 0.5 O (0.9 nm) was used for the insulating layer 307.
  • Both the seed film 306 and the insulating film 307 are films having a rock salt structure and are oriented in the (001) direction.
  • Ag (20 nm) was used for the nonmagnetic conductive film 311.
  • RA is 1.50 k ⁇ m 2 , nearly 1.5 times that of the device using MgO (1.5 nm). Rose.
  • the spin polarizability was ⁇ 0.64 for the element using the MgO single layer, while it was as low as ⁇ 0.51 for the Mg 0.5 Ca 0.5 O single layer. This is because the addition of Ca weakens the Mg 0.5 Ca 0.5 O rock-salt structure (001) orientation, so the ⁇ 1 band electrons with a small attenuation rate in the insulating film prevent selective transmission. It is thought that the spin polarizability is also decreased due to the increase in transmission and hindering the transmission of the completely spin-polarized ⁇ 1 band electrons.
  • the non-local spin injection device using MgO (0.6 nm) / Mg 0.5 Ca 0.5 O (0.9 nm) maintains the spin polarizability ⁇ 0.60, which is almost the same as MgO, and RA is ⁇ 1.00 k ⁇ m 2 And lower resistance than MgO.
  • MgO (0.6 nm) / Mg 0.7 Zn 0.3 O (0.9 nm) in Example 1 MgO has an effect as a seed for stabilizing the crystal structure, and the rock salt structure of Mg 0.5 Ca 0.5 O (001) It is considered that selective transmission of electrons in the ⁇ 1 band is achieved by stabilizing the orientation as in the case of MgO.
  • the insulating film 307 may be Mg 1-a XaO (X is one or more selected from Zn, Cd, Ca, Sr, Ba, and B, 0 ⁇ a ⁇ 1).
  • X is one or more selected from Zn, Cd, Ca, Sr, Ba, and B, 0 ⁇ a ⁇ 1).
  • the composition ratio of X increases, the band gap decreases, while the rock salt structure of mixed crystals becomes more unstable. Therefore, it is necessary to select an optimal composition a in combination with the additive X.
  • the seed film 306 may be Mg 1-b Y b O (Y is one or more selected from Zn, Cd, Ca, Sr, Ba, and B, and 0 ⁇ b ⁇ a).
  • Y is one or more selected from Zn, Cd, Ca, Sr, Ba, and B, and 0 ⁇ b ⁇ a.
  • the band gap decreases as the composition ratio of Y increases, while the mixed salt rock salt structure becomes more unstable. Therefore, it is necessary to select an optimal composition b in accordance with the additive Y.
  • the nonmagnetic conductive film 311 may be a nonmagnetic metal containing at least one kind of Ag, Cu, V, Pd, Au having a long spin diffusion length, or a semiconductor such as Ge or GaAs.
  • FIG. 18 is a schematic cross-sectional view showing a configuration example of a magnetic memory cell according to the present invention.
  • This magnetic memory cell includes the tunnel magnetoresistive effect elements 1 and 2 shown in the first and second embodiments as memory cells.
  • C-MOS 11 consists of two n-type semiconductors 12, ⁇ 13 and one p-type semiconductor 14.
  • An electrode 21 serving as a drain is electrically connected to the n-type semiconductor 12, and is connected to the ground via an electrode 41 and an electrode 47.
  • An electrode 22 serving as a source is electrically connected to the n-type semiconductor 13.
  • reference numeral 23 denotes a gate electrode, and the current between the source electrode 22 and the drain electrode 21 is ON / OFF controlled by ON / OFF of the gate electrode 23.
  • An electrode 45, an electrode 44, an electrode 43, an electrode 42, and an electrode 46 are stacked on the source electrode 22, and the base film 300 of the tunnel magnetoresistive effect element 10 is connected through the electrode 46.
  • the bit line 212 is connected to the protective film 309 of the tunnel magnetoresistive element 10.
  • the magnetization direction of the ferromagnetic film 308 of the tunnel magnetoresistive element 10 is rotated by a current flowing through the tunnel magnetoresistive element 10, so-called spin transfer torque, and magnetic information is recorded.
  • a current is passed through the electrode 47 which also serves as the bit line 212 and the word line, and the magnetization direction of the ferromagnetic film 308 of the tunnel magnetoresistive effect element 10 using the magnetic field created therearound May be rotated to record magnetic information.
  • the power at the time of writing can be reduced to about one-hundred compared with the case where a current magnetic field is used.
  • FIG. 19 is a diagram showing a configuration example of a nonvolatile magnetic memory in which the magnetic memory cells are arranged.
  • the gate electrode 23 and the bit line 212 are electrically connected to the memory cell 100.
  • FIG. 20 is a conceptual diagram of a magnetic head equipped with a magnetic sensor using the tunnel magnetoresistive effect elements 1 and 2 and the non-local spin injection element 1 of the present invention.
  • a lower shield 35, a tunnel magnetoresistive effect element 1, an electrode 60, a coil 71, and an upper core 81 are formed on a base body 100, and an opposing surface 63 is formed.
  • FIG. 21 is a conceptual diagram of a magnetic storage device using the magnetic head of the present invention.
  • a tunnel magnetoresistive effect element 1 and an electrode 60 are formed on a substrate 100 that also serves as a head slider 90, and a magnetic head comprising this is positioned on a recording track 72 of a recording medium 91 for reproduction.
  • the head slider 90 moves on the recording medium 91 relative to the opposing surface 63 so as to float or contact with a height of 0.1 ⁇ m or less.
  • the tunnel magnetoresistive element 1 can read the magnetic signal recorded on the recording medium 91 from the leakage magnetic field 61 of the recording medium 91.
  • the magnetic memory device equipped with the tunnel magnetoresistive effect element 1 showed good characteristics corresponding to high density compared with the magnetic memory device equipped with the sensor of the conventional structure.
  • tunnel magnetoresistive effect element 10: tunnel magnetoresistive effect element, 11: transistor, 12: first n-type semiconductor, 13: second n-type semiconductor, 14: p-type semiconductor, 21: drain electrode, 211 : Write word line, 212: bit line, 22: source electrode, 23: gate electrode, 300: orientation control film, 301: antiferromagnetic film, 302: ferromagnetic film, 303: nonmagnetic film, 304: ferromagnetic film 305: insulating film, 306: ferromagnetic film, 307: protective film, 308: nonmagnetic film, 309: ferromagnetic film, 310: antiferromagnetic film, 41: electrode, 42: electrode, 43: electrode, 44: Electrode, 45: Electrode, 46: Electrode, 47: Electrode, 51: Electrode, 52: Electrode, 60: Electrode, 61: Leakage magnetic field from recording medium, 63: Opposing surface, 71: Coil, 72: Recording track,

Landscapes

  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Nanotechnology (AREA)
  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Computer Hardware Design (AREA)
  • Manufacturing & Machinery (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Power Engineering (AREA)
  • Mathematical Physics (AREA)
  • Theoretical Computer Science (AREA)
  • Condensed Matter Physics & Semiconductors (AREA)
  • General Physics & Mathematics (AREA)
  • Microelectronics & Electronic Packaging (AREA)
  • Hall/Mr Elements (AREA)
  • Mram Or Spin Memory Techniques (AREA)
  • Magnetic Heads (AREA)

Abstract

　Co, Fe, Ni及びBのうちから選んだ少なくとも一種を含有する体心立方構造の第1の強磁性膜と、第一の強磁性膜の上に設けられた第一のシード膜と、第一のシード膜の上に設けられた(100)配向した岩塩構造の酸化物の膜絶縁膜とを有するスピン注入素子。

Description

岩塩構造薄膜をシードとして用いた低抵抗かつ高効率のスピン注入素子
　本発明は、Mg1-xXxOの岩塩構造(001)配向の配向性を向上させる特定の膜厚を持ったシード膜からなる低抵抗かつ高いスピン注入効率を持つスピン注入素子に関するものである。
　非磁性障壁層を介したスピン注入素子は、強磁性固定膜の上に非磁性障壁膜を積層した構造からなり、磁気ヘッドや不揮発メモリ等に使われるトンネル磁気抵抗素子(例えば非特許文献1)や、磁気ヘッド等に応用可能な純粋スピン流を生じさせる非局所スピン注入素子(例えば非特許文献2)等に使われる。
　スピン注入素子としては、非特許文献1に記載されたような、酸化アルミニウムを障壁層として用い、その絶縁膜を二つの強磁性膜で挟んだトンネル磁気抵抗素子が知られているが、このTMR素子では工業的に使用するための十分な電気的出力信号を得ることができなかった。
　最近、スピン注入素子の非磁性障壁膜として酸化マグネシウムを用いることにより、上記した酸化アルミニウムを非磁性障壁膜に用いたスピン注入素子よりも高効率なスピン注入が実現され、結果としてTMR素子において数倍大きな磁気抵抗比が得られることが報告されている。(例えば非特許文献3)
　ハードディスクの磁気ヘッドや不揮発性磁気メモリに応用可能なスピン注入素子は最近注目を集めているが、必須の構造である障壁膜には酸化物からなる絶縁体が使われており、素子自体の高い抵抗が微細化したデバイス開発の障害となっている。そのため、低抵抗かつ高効率なスピン注入を実現する素子の開発が求められているが、酸化マグネシウムよりも高いスピン注入効率を有する障壁膜は今のところ見つかっていない。そのため酸化物を用いながらも、低抵抗かつ高効率なスピン注入を実現する障壁膜の開発が強く要望されている。
　スピン注入素子の障壁膜として酸化マグネシウムのみを使用した場合、膜厚を規定すると酸化マグネシウム固有のバンドギャップで素子の抵抗が決まってしまうため、素子の低抵抗化は困難である。一方で、酸化マグネシウムを非磁性障壁膜に用いることで高いスピン注入効率を実現するのは、酸化マグネシウムが岩塩構造の(001)方向に配向するためだと言われている(例えば非特許文献4)。そこで、いくつかの膜を組み合わせて、酸化マグネシウムのみを障壁膜として用いたときよりもバンドギャップが小さく、かつ岩塩構造の(001)方向に配向した障壁膜の開発が強く望まれていた。
　化学式Mg1‐yXyO(X: Zn, Ca, Sr, Ba, Cd, 及びBの内から選んだ一種または二種以上、0＜y≦1）で表される酸化物は、酸化マグネシウムよりもバンドギャップが小さく、かつXの分量がある程度以下であれば岩塩構造を保つことが知られ
ており(例えば非特許文献5)、上記の酸化物を用いた磁気抵抗効果素子は例えば特開2
007-305610号公報や特開2010-109208号公報に開示されている。
特開2007-305610号公報 特開2010-109208号公報
T. Miyazaki and N. Tezuka, J. Magn. Magn. Mater. 139, L231（1995） F. J. Jedma, et al., Nature 416, 713（2002） S. Yuasa et al., Nature Material 3, 868 (2004) W. H. Butler et al., Phys. Rev. B 63, 054416 (2001) S. Choopun et al., Appl. Phys. Lett. 80 1529 (2002) W. H. Butler et al., Phys. Rev. B 63, 054416 (2001) J. Mathon et al., Phys. Rev. B 63, 220403 (2001)
　ハードディスクの磁気ヘッドや不揮発性磁気メモリに応用可能なスピン注入素子は最近注目を集めているが、必須の構造である障壁膜には酸化物からなる絶縁体が使われており、素子自体の高い抵抗が微細化したデバイス開発の障害となっている。そのため、低抵抗かつ高効率なスピン注入を実現する素子の開発が求められているが、MgOよりも高いスピン注入効率を有する障壁膜は今のところ見つかっていない。そのため酸化物を用いながらも、低抵抗かつ高効率なスピン注入を実現する障壁膜の開発が強く要望されている。
　MgOを非磁性障壁膜に用いることで高いスピン注入効率を実現するのは、MgOが岩塩構造の(001)方向に配向するためだと言われている(例えば非特許文献4や非特許文献5)。スピン注入素子の障壁膜としてMgOを使用した場合、膜厚を規定すると酸化マグネシウム固有のバンドギャップで素子の抵抗が決まってしまうため、素子の低抵抗化は困難である。そこで、MgOよりもバンドギャップが小さく、かつ大きなスピン注入効率を有する障壁膜の開発が強く望まれている。
　本発明は、小さいバンドギャップを持つ障壁膜を岩塩構造の(001)方向に高配向させるためのシード膜を用いて、上記の要請に有利に応えることのできる低抵抗かつ高効率なスピン注入素子を提供することを目的とする。
　第一の強磁性膜と、前記第一の強磁性膜の上に設けられたシード膜と、前記シード膜の上に設けられた障壁膜と、前記障壁膜の上に設けられた第二の強磁性膜とを有するトンネル磁気抵抗効果素子において、前記第一の強磁性膜と前記第二の強磁性膜は(001)配向した体心立方格子の膜で、前記シード膜と前記障壁膜は(001)配向した岩塩構造の酸化物の膜で、前記シード膜の膜厚が0.4 nm以上1.0 nm以下であることを特徴とするトンネル磁気抵抗効果素子。
本発明によると、低抵抗かつ高いスピン注入効率を併せ持つスピン注入素子が得られる。従って、この新規な特性を付随させたスピン注入素子を搭載することにより、微細化に適した高出力の磁気ヘッドや低抵抗の不揮発性磁気メモリを実現することが可能になる。
本発明のトンネル磁気抵抗効果素子の第一の構成例を示した図である。 本発明の非局所スピン注入素子の第一の構成例を示した図である。 本発明のトンネル磁気抵抗効果素子の第二の構成例を示した図である。 本発明の非局所スピン注入素子の第二の構成例を示した図である。 本発明の磁気メモリセルの構成例を示した図である。 本発明の磁気メモリセルの構成例を示した図である。 本発明の記録再生ヘッドの概念斜視図を示した図である。 本発明の磁気ヘッドを用いた磁気記憶装置のヘッドの概念図を示した図である。 MgO(tnm)/Mg0.7Zn0.3O(20nm)の岩塩構造(001)方向の配向性を示したX線測定の結果を示した図である。
障壁層がCoxFe80-xO20/MgO(tnm)/Mg0.7Zn0.3O(1.5-tnm)/CoxFe80-xO20からなるトンネル磁気抵抗効果素子の、面積抵抗のMgOシード膜厚依存性を示した図である。
MgO(tnm)/X(1)/Mg0.7Zn0.3O(20nm)(Xは非磁性金属)の岩塩構造(001)方向の配向性を示したX線測定の結果を示した図である。 MgO (t nm)/Mg0.7Zn0.3O (15 nm)のX線回折測定結果を示した図である。 本発明のトンネル磁気抵抗効果素子の第二の構成例を示した図である。 MgO (t nm)/ Mg0.8Zn0.2O (1.5-t nm) を適用した磁気抵抗効果素子のRAのMgOシード膜厚依存性を示した図である。 本発明のトンネル磁気抵抗効果素子の第二の構成例を示した図である。 MgO (1.5 nm)/X (1 nm)/Mg0.7Zn0.3O (15 nm) (Xは非磁性金属)の岩塩構造(002)方向に対応するX線回折のθ～42°のピーク強度を示した図である。 本発明の非局所スピン注入素子の第一の構成例を示した図である。 本発明の磁気メモリセルの構成例を示した図である。 本発明の磁気メモリセルの構成例を示した図である。 本発明の記録再生ヘッドの概念斜視図を示した図である。 本発明の磁気ヘッドを用いた磁気記憶装置のヘッドの概念図を示した図である。
　まず、本発明の知見に至った経緯を説明する。
　化学式Mg1-aXaO (XはZn, Cd, Ca, Sr, Ba,及びBの内から選んだ一種または二種以上、0≦a＜1）で表される酸化物は、MgOよりもバンドギャップが小さく、スピン注入素子の低抵抗化が期待できる。また、Xの分量がある程度以下であれば岩塩構造を保つことが知られており（例えば非特許文献5）、上記の酸化物を用いた磁気抵抗効果素子は例えば特許文献1または特許文献2に開示されている。
　スピン注入素子において高いスピン注入効率を達成するためには、完全にスピン分極したΔ1バンドの電子を選択的に透過させる必要があり（例えば非特許文献４や非特許文献５）、障壁膜は岩塩構造の(001)方向に配向している事が望ましい。しかし、上記酸化物Mg1-aXaOはMgOよりも岩塩構造(001) 配向の配向性が悪く、低抵抗化も高いスピン注入効率も実現できないことがわかった。この結晶配向の不安定性はMgOに異種酸化物を混合した事により岩塩構造が不安定化したためと考えられる。
　その一方で、バンドギャップの大きいMgOは岩塩構造の(001)方向に高配向する事が知られており、MgOの様な配向性が高い膜をシード膜として障壁膜の下に設ける事で、障壁膜の配向性を向上できると考えられる。しかしMg1-aXaOの格子定数は約0.4 nmであり、これ以下の膜厚ではシード膜自体の構造維持が難しくなってしまい、障壁膜の配向性を向上させるというシード膜としての効果が弱くなってしまう。故に高配向なシード膜の膜厚は0.4 nm以上である必要がある。図９にMg0.7Zn0.3O薄膜の下にMgOを設けた積層膜のX線回折結果を示す。積層構造は、SiO//Ta(5)/MgO(t)/Mg0.7Zn0.3O(20)/Ta(5) (単位はnm)である。岩塩構造(001)配向に対応する2θ～42°のピーク強度は、MgOの膜厚が0.4 nm以上でシード膜厚の増加と共に大きくなっている。これは0.4 nm以上の膜厚で結晶化したMgOシードが、その上に積層されたMg0.7Zn0.3Oの岩塩構造(001)方向の配向性を向上させている事を示している。
　シード膜も障壁膜も絶縁体であるため、総膜厚が大きいと指数関数的に抵抗が増加してしまう。そこで、ここでは総膜厚が一定の状況での低抵抗を検討する。添加物Xが増えると配向性が弱まるためシード膜としてはより添加物Xの少ない膜が用いられるが、添加物Xが多い方がバンドギャップを小さくできる。つまり、シード膜の膜厚は可能な限り薄い方が低抵抗化を期待できる一方、シード膜の膜厚はできるだけ厚い方が配向性を向上させられる可能性があり、スピン注入素子の抵抗を最小にするには最適のシード膜厚が存在する事になる。そこで発明者らは、障壁膜の配向性を向上させ、かつ低抵抗化のために最適な膜厚のシード膜を用いる事で、所期した目的が有利に達成される新規知見を得た。本発明は上記の知見に立脚するものである。
　以下、図面を参照して本発明の実施の形態を説明する。以下の図において、同じ構成部分には同一の符号を付し、重複する説明を省略する。
　図1は、本発明によるトンネル磁気抵抗効果素子の一例を示す断面模式図である。このトンネル磁気抵抗効果素子1は、下地膜300、配向制御膜301、反強磁性膜302、強磁性膜303、非磁性膜304、強磁性膜305、シード膜306、絶縁膜307、強磁性膜308、保護膜309を積層して形成され、シード膜306の膜厚を適当に設計することにより面積抵抗と磁気抵抗比が最適化される。本実施例では、トンネル磁気抵抗効果素子はスパッタリング法を用いて作製し、成膜後300℃でアニール処理を施した。
　下地膜300はTa(5nm)/ Ru(10nm)/Ta(5nm)により形成した。配向制御膜301はNiFe(8nm)により形成したが、安定した反強磁性結合を実現することのできる他の材料を用いてもよい。反強磁性膜302にはMnIr(8nm)を用いたが、膜厚は5～15nmの範囲で選択可能である。また、MnPt，MnFeなど、Mn化合物で構成される反強磁性膜を用いても安定に反強磁性結合を実現できる。強磁性膜303にはCoFe(2.5nm)を、非磁性膜304にはRu(0.8nm)を、強磁性膜305には体心立方格子を持つCoFeB(3nm)を用いた。強磁性膜303のCoFeの組成比は、主としてCo組成が50～90atm％の間で使用した。この組成範囲において、上記反強磁性膜302と安定した反強磁性結合を実現できる。強磁性膜303、非磁性膜304、強磁性膜305は、強磁性膜303と強磁性膜305の磁化が反強磁性結合するような材料を選択した。シード膜306にはMgOを0.4nm～1.0nmの膜厚の範囲で使用し、絶縁層307にはMg0.7Zn0.3Oをシード膜とあわせて1.5nmになる膜厚にして用いた。シード膜306と絶縁膜307はともに岩塩構造を持つ膜で、(001)方向に配向している。強磁性膜308は体心立方格子をもつCoFeB(2.4nm)を用いた。強磁性膜305と308のCoFeBのCoとFeの組成は25:75～50:50の範囲で使用するのが好ましい。この組成範囲では、体心立方構造が安定的に存在するためである。
　図9に示すように、シード膜がないとMg0.7Zn0.3Oの岩塩構造の(001)配向性はMgOよりも悪く、MgOのシード膜の上に積層させることで配向性を上げることが可能となった。このシード層による配向性の向上は、MgOシード膜の膜厚が0.4nm以上で顕著となり、その効果は1.0nm程度で飽和する。ゆえにこのシード膜の効果を利用した低抵抗のトンネル磁気抵抗効果素子を作製するには、MgOシード膜の膜厚を0.4～1.0ｎｍの範囲で使用するのが望ましい。
　絶縁膜307は、岩塩構造を有するMg1‐yXyO(X: Zn, Ca, Sr, Ba, Cd, 及びBの内から選んだ一種または二種以上、0＜y≦1）でもよい。これは、表１に示すようにXOの酸化物はMgOよりもエネルギー障壁が小さく、かつXの組成比が70atm%よりも小さければ岩塩構造を保つため、シード膜306によって岩塩構造の(001)配向性を増大させることによって、素子の低抵抗化とトンネル磁気抵抗比の増大を実現できるためである。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
 　シード膜306は、Mg1‐zXzO(X: Zn, Ca, Sr, Ba, Cd, 及びBの内から選んだ一種または二種以上、0≦z＜y）であってもよい。この際、MgとXの組成比（atm%の比）が岩塩構造を有する30:70～100:0（0≦z≦0.7）であることが望ましい。これは、Xの組成比が70atm%よりも小さければ岩塩構造を保ち、かつXの組成比が小さくなるほどエネルギー障壁は大きくなるものの岩塩構造の(001)配向性は増大し、絶縁膜307の岩塩構造の(001)方向への配向を補助するためである。
　シード層306は、Mg1‐yXy（X: Zn, Ca, Sr, Ba, Cd, 及びBの内から選んだ一種または二種以上、0≦y≦1）、もしくはそれらを自然酸化させた膜であってもよい。これは、Mg1‐yXyは金属であるために抵抗が低く、かつ自然酸化がおきやすいため、低抵抗のシード層となりやすいためである。
　またシード層306の上に配向した絶縁層307の上に、さらにシード層を積層させても良い。これは絶縁層307の上にもシード層を設けることによって、絶縁層307の岩塩構造の(001)配向性を増大させるためである。この絶縁層307の上のシード層の膜厚は、MgOであれば上記と同様に0.4～1.0nmの範囲で使用するのが望ましい。
　強磁性膜305と308のCoFeBは、非晶質であってもよく、適当な温度での熱処理によって結晶化させてもよい。またCoFeBの組成比は、体心立方格子となるCo組成が20～60atm%、B組成が10～30atm%の間で使用した。この組成範囲では、シード膜306と絶縁膜307の岩塩構造と、強磁性膜305と308の体心立方構造との結晶方位を(001)面に揃えることにより、強磁性層305と308の完全にスピン分極したΔ1バンドの電子が優先的にトンネルし、結果としてシード膜306を適用したトンネル磁気抵抗効果素子1ではトンネル磁気抵抗比の増大や面積抵抗の減少に作用するためである。さらに、強磁性膜308はCoFeB以外に、CoFeの単層膜、NiFeの単層膜、CoFe/NiFeあるいはCoFeB/NiFeの2層膜を用いてもよい。保護膜309は、Ta(5nm)/Ru(5nm)の2層膜で形成した。
　素材加工にはフォトリソグラフィーとイオンミリングを用い、2μｍ×4μｍの面積を持つトンネル磁気抵抗効果素子を作製した。このように作製されたトンネル磁気抵抗効果素子のトンネル磁気抵抗比は、熱処理を施すことにより増大させることが可能であり、強磁性膜308にCoFeBを用いた構成では、300℃で１時間の熱処理を施すことにより130%に達した。
　シード膜306と絶縁膜307の膜厚の合計を1.5nmに固定した場合、シード膜を用いないMgZnO(1.5nm)ではトンネル磁気抵抗比が105%に満たないのに対し、MgOシード膜を用いることでトンネル磁気抵抗比が130%に達した。
次に図10に、300℃で１時間熱処理したトンネル磁気抵抗効果素子1の、素子抵抗と素子抵抗との積である面積抵抗を示す。またシード膜306として使われているMgO膜の膜厚依存性を見ると、シード膜の膜厚が1.0nmでは面積抵抗が3000Ωμｍ２であるのに対し、シード膜の膜厚を1.0nmよりも薄くすることで、面積抵抗を半分以下まで低減させることを可能にした。
　図2は、本発明によるスピン注入素子の他の例を示す断面模式図である。この非局所スピン注入素子2は、下地膜300、配向制御膜301、反強磁性膜302、強磁性膜303、非磁性膜304、強磁性膜305、シード膜306、絶縁膜307、非磁性膜310を積層し、シード膜306の膜厚を適当に設計することにより面積抵抗と注入されたスピン流の分極率が最適化される。配向制御膜301から絶縁膜307までは［実施例１］と同一の構造であり、非磁性膜310は、スピン拡散長の長い非磁性体である。また、配向制御膜301から絶縁膜307までは膜厚方向に、非磁性膜310では膜面内の電極52が配置された方向に、電流が流れる様に電極51と52が設けられている。結果として、非磁性膜310の膜面内で、電極52が配置されている方向と逆方向に純粋スピン流が流れる構造となっている。本実施例では、非局所スピン注入素子２はスパッタリング法を用いて作製し、成膜後300℃でアニール処理を施した。
　シード膜306と絶縁膜307の膜厚の合計を1.5nmに固定した場合、シード膜を用いないMgZnO(1.5nm)では分極率が58%に満たないのに対し、MgOシード膜を用いると分極率が63%に達した。またシード膜306として使われているMgO膜の膜厚依存性を見ると、シード膜の膜厚が1.0nmでは面積抵抗が3000Ωμｍ２であるのに対し、シード膜の膜厚を1.0nmよりも薄くすることで、面積抵抗を半分以下にまで低減させることを可能にした。
　図3は、本発明によるトンネル磁気抵抗効果素子の他の例を示す断面模式図である。このトンネル磁気抵抗効果素子2は、図1に示したトンネル磁気抵抗効果素子1においてシード膜306と絶縁膜307の間に金属膜311を設けた素子に相当する。
　本実施例では、金属膜311に体心立方構造をもつ金属であるV(1nm)を用いた。シード膜306と絶縁膜307の間に金属膜311を設けることで、トンネル磁気抵抗効果素子2の抵抗はシード膜306と絶縁膜307の直列接続の抵抗になるため、金属膜311を設けていないトンネル磁気抵抗効果素子1よりも抵抗を下げることが可能となる。さらに挿入した金属膜311が体心立方構造を有していれば、シード膜306による絶縁膜307の岩塩構造の(001)方向への配向性改善の効果を失う事はない。図1１に示すように、CuやAgといった非磁性金属をシード膜と絶縁膜の間に設けるとシードの効果はほとんどみられないが、体心立方構造をもつVを設けていれば、ある程度シードの効果を保つことができる。金属膜311はV(1nm)以外に、シード膜306のシードの効果を保つ非磁性金属材料や膜厚を選択してもよい。得られた磁気抵抗比は実施例1とほぼ同様であり、130%程度であった。
　シード膜306や絶縁膜307で用いられた金属酸化物の金属であれば、シード膜306による絶縁膜307の岩塩構造の(001)方向への配向性改善の効果を失う事はない。故に、金属膜311はシード膜306や絶縁膜307で用いられた金属酸化物の金属Mg1‐yXy(X: Zn, Ca, Sr, Ba, Cd, 及びBの内から選んだ一種または二種以上、0≦y≦1）でもよい。図13に示すように、CuやAgといった非磁性金属をシード膜と絶縁膜の間に設けるとシードの効果はほとんどみられないが、シード膜と絶縁膜に使われているMgを設けていれば、ある程度シードの効果を保つことができる。
　図4は、本発明による非局所スピン注入素子の他の例を示す断面模式図である。この非局所スピン注入素子2は、図2に示した非局所スピン注入素子1においてシード膜306と絶縁膜307の間に金属膜311を設けた素子に相当する。
　本実施例では、金属膜311に体心立方構造をもつ金属であるV(1nm)を用いた。本構成では、トンネル磁気抵抗効果素子2と同様に、シード膜306による絶縁膜307の岩塩構造(001)方向の配向性向上の効果を維持しながら、非局所スピン注入素子2の抵抗をシード膜306と絶縁膜307の直列接続とすることで、素子抵抗を軽減しつつも63%程度の大きなスピン分極率を示した。
　図5は、本発明による磁気メモリセルの構成例を示す断面模式図である。この磁気メモリセルは、メモリセルとして実施例1に示したトンネル磁気抵抗効果素子1、もしくは実施例3に示したトンネル磁気抵抗効果素子２を搭載している。
　C-MOS11は、2つのn型半導体12，13と一つのp型半導体14からなる。n型半導体12にドレインとなる電極21が電気的に接続され、電極41及び電極47を介してグラウンドに接続されている。n型半導体13には、ソースとなる電極22が電気的に接続されている。さらに23はゲート電極であり、このゲート電極23のON/OFFによりソース電極22とドレイン電極21の間の電流をON/OFF制御する。上記ソース電極22に電極45、電極44、電極43、電極42、電極46が積層され、電極46を介してトンネル磁気抵抗効果素子10の配向制御膜300が接続されている。
　ビット線212は上記トンネル磁気抵抗効果素子10の保護膜307に接続されている。本実施例の磁気メモリセルでは、トンネル磁気抵抗効果素子10に流れる電流、いわゆるスピントランスファートルクによりトンネル磁気抵抗効果素子10の強磁性膜306の磁化方向を回転し、磁気的情報を記録する。また、前記のスピントランスファートルクを用いずに、ビット線212とワード線を兼ねる電極47に電流を流し、その周りに作られる磁界を用いてトンネル磁気抵抗効果素子10の強磁性膜306の磁化方向を回転し、磁気的情報を記録してもよい。スピントランスファートルクにより書込みを行った場合、書込み時の電力は電流磁界を用いた場合に比べ百分の一程度まで低減可能である。
　図6は、上記磁気メモリセルを配置した不揮発性磁気メモリの構成例を示す図である。ゲート電極23とビット線212がメモリセル100に電気的に接続されている。前記実施例に記載した磁気メモリセルを配置することにより前記磁気メモリは低消費電力で動作が可能であり、ギガビット級の高密度磁気メモリを実現可能である。
　図7は、本発明のトンネル磁気抵抗効果素子1による磁気センサーを搭載した磁気ヘッドの概念図である。基体100上に下部シールド35、トンネル磁気抵抗効果素子1、電極60、コイル71、上部コア81を形成し、対向面63を形成してなる。
　図8は、本発明の磁気ヘッドを用いた磁気記憶装置の概念図である。ヘッドスライダー90を兼ねる基体100上にトンネル磁気抵抗効果素子1、電極60を形成し、これからなる磁気ヘッドを記録媒体91の記録トラック72上に位置決めして再生を行う。ヘッドスライダー90は記録媒体91上を、対向面63を対向させて0.1μｍ以下の高さに浮上、もしくは接触して相対運動を行う。この機構により、トンネル磁気抵抗効果素子1は、記録媒体91に記録された磁気的信号を、記録媒体91の漏れ磁界61から読み取ることができる。上記トンネル磁気抵抗効果素子1を搭載した磁気記憶装置は、従来構造のセンサーを搭載した磁気記憶装置に比べて、高密度に対応する良好な特性を示した。
　実施例７～の実施例に用いる図面及びそれらの説明については、下記の符号を用いて行う。なお、実施例１～6までの符号と同じ数字がふられているものがあるが、実施例７以降については、以下の符号及びその説明が当てはまる。300：下地膜、301：配向性制御膜、302：反強磁性膜、303：強磁性膜、304：非磁性膜、305：強磁性膜、306：シード膜、307：絶縁膜、308：強磁性膜、309：保護膜、310：非磁性シード膜、311：強磁性シード膜、1：トンネル磁気抵抗効果素子、10：トンネル磁気抵抗効果素子、11：トランジスタ、12：第一のn型半導体、13：第二のn型半導体、14：p型半導体、21：ドレイン電極、211：書込みワード線、212：ビット線、22：ソース電極、23：ゲート電極、41：電極、42：電極、43：電極、44：電極、45：電極、46：電極、47：電極、51：電極、52：電極、60：電極、61：記録媒体からの漏れ磁界、63：対向面、71：コイル、72：記録トラック、81：上部コア、90：スライダー、91：記録媒体、100：基板
　図13は、本発明によるトンネル磁気抵抗効果素子の一例を示す断面模式図である。このトンネル磁気抵抗効果素子1は、下地膜300、配向制御膜301、反強磁性膜302、強磁性膜303、非磁性膜304、強磁性膜305、シード膜306、絶縁膜307、強磁性膜308、保護膜309を積層して形成されている。本実施例では、トンネル磁気抵抗効果素子はマグネトロンスパッタリング法を用いて作製し、成膜後300℃で磁界中でのアニール処理を施した。
　下地膜300はTa (5 nm)/Ru (10 nm)/Ta (5 nm)、保護膜309はTa (5 nm)/Ru (5 nm)により形成した。配向制御膜301はNiFe (3 nm)により形成したが、反強磁性膜302の成長を実現することのできる他の材料を用いてもよい。反強磁性膜302にはMnIr (8 nm)を用いたが、膜厚は5 ～ 15 nmの範囲で選択可能である。また、MnPtやMnFeなど、Mn化合物で構成される反強磁性膜を用いても安定に反強磁性結合を実現できる。強磁性膜303にはCoFe (2.5 nm)を、非磁性シード膜304にはRu (0.8 nm)を、強磁性膜305には非晶質のCoFeB (3 nm)を用いた。強磁性膜303のCoFeの組成比は、主としてCo組成が50 ～ 90 atm%の間で使用した。この組成範囲において、上記反強磁性膜302と安定した反強磁性結合を実現できる。強磁性膜303、非磁性シード膜304、強磁性膜305は、強磁性膜303と強磁性膜305の磁化が反強磁性結合するような材料を選択した。シード膜306にはMgOを0.2～ 1.0 nmの膜厚の範囲で使用し、絶縁層307にはMg0.8Zn0.2Oをシード膜とあわせて1.5 nmになる膜厚にして用いた。シード膜306と絶縁膜307はともに岩塩構造を持つ膜で、(001)方向に配向している。強磁性膜308は非晶質のCoFeB (2.4 nm)を用いた。
　図１4に、磁気抵抗効果素子の面積抵抗RAのMgOシード膜厚依存性を示す。MgOを用いるとRA ～1.15 kΩμm2でTMR比は～140 %であったのに対し、Mg0.8Zn0.2Oを用いるとバンドギャップはMgOよりも小さいにも関わらずRA ～1.91 kΩμm2と2倍近くに上昇し、かつTMR比は~ 80 %と半分程に減少した。これはMg0.7Zn0.3Oの岩塩構造(001)配向がMgOに比べて弱く、障壁膜中での減衰率が小さいΔ1バンドの電子の選択的な透過を妨げてしまうためと考えられる。結果として、トンネル磁気抵抗効果素子のRAが上昇し、またこの完全スピン分極しているΔ1バンドの電子の透過が妨げられた事でTMR比も減少していると考えられる。
　ここでMg0.8Zn0.2Oを用いた磁気抵抗効果素子において、Mg0.8Zn0.2Oの下にシード膜306としてMgOを配置すると、MgOの膜厚が増大と共にRAは急激に減少する。その一方で、MgOの膜厚が0.6 nmを超えると、素子のRAは増加に転じていく事がわかる。これはMgOをシード膜として配置する事により、Mg0.8Zn0.2Oの初期成長がMgOによって揃えられる事で岩塩構造(001)配向が安定化し、MgOと同様にΔ1バンドの電子が選択的な透過が達成されているためと考えられる。その一方で、MgOはMg0.8Zn0.2Oよりもバンドギャップが大きいため、MgOの膜厚が0.6 nmを超えると素子全体のRAも膜厚にあわせて増大していくと考えられる。これらの事からMg0.8Zn0.2Oの下にシード膜としてMgOを配置する構造においては、MgOシード膜厚は0.6 nmのときに素子特性を最大限改善できる事がわかった。
　絶縁膜307はMg1-aXaO (XはZn, Cd, Ca, Sr, Ba,及びBの内から選んだ一種または二種以上、０＜a≦１）であっても良い。ここでXの組成割合が多い程バンドギャップは減少するが、その一方で混晶の岩塩構造はより不安定化する。そのため添加物Xに併せて、最適な組成aを選択する必要がある。
　シード膜306はMg1-bYbO (YはZn, Cd, Ca, Sr, Ba,及びBの内から選んだ一種または二種以上、0≦b＜a）であっても良い。ここでYの組成割合が多い程バンドギャップは減少するが、その一方で混晶の岩塩構造はより不安定化する。そのため添加物Yに併せて、最適な組成bを選択する必要がある。
　図15は、本発明によるトンネル磁気抵抗効果素子の一例を示す断面模式図である。このトンネル磁気抵抗効果素子2は、下地膜300、配向制御膜301、反強磁性膜302、強磁性膜303、非磁性膜304、強磁性膜305、シード膜306、非磁性シード膜310、絶縁膜307、強磁性膜308、保護膜309を積層して形成されている。本実施例では、トンネル磁気抵抗効果素子はマグネトロンスパッタリング法を用いて作製し、成膜後300℃で磁界中でのアニール処理を施した。
　下地膜300はTa (5 nm)/Ru (10 nm)/Ta (5 nm)、保護膜309はTa (5 nm)/Ru (5 nm)により形成した。配向制御膜301はNiFe (3 nm)により形成したが、反強磁性膜302の成長を実現することのできる他の材料を用いてもよい。反強磁性膜302にはMnIr (8 nm)を用いたが、膜厚は5～15 nmの範囲で選択可能である。また、MnPtやMnFeなど、Mn化合物で構成される反強磁性膜を用いても安定に反強磁性結合を実現できる。強磁性膜303にはCoFe (2.5 nm)を、非磁性膜304にはRu (0.8 nm)を、強磁性膜305には非晶質のCoFeB (3 nm)を用いた。強磁性膜303のCoFeの組成比は、主としてCo組成が50 ～ 90 atm%の間で使用した。この組成範囲において、上記反強磁性膜302と安定した反強磁性結合を実現できる。強磁性膜303、非磁性膜304、強磁性膜305は、強磁性膜303と強磁性膜305の磁化が反強磁性結合するような材料を選択した。シード膜306にはMgO (0.6 nm)を使用し、非磁性シード膜としてV (1 nm)を、絶縁層307にはMg0.7Zn0.3O (0.9 nm)を用いた。シード膜306と絶縁膜307はともに岩塩構造を持つ膜で、(001)方向に配向している。非磁性シード膜310は、Na, Cr, Rb, Mo, Ba, 及びWを少なくとも一種含んだ体心立方格子構造を持つ材料を用いても良い。強磁性膜308には非晶質のCoFeB (2.4 nm)を用い、CoFeBの組成比は体心立方格子となるCo組成が20～60 atm%、B組成が10～30 atm%の間で使用した。
　シード膜306と絶縁膜307はともに絶縁体であるため、積層すると非常にRAが大きくなってしまう。そこでこの2層の間に非磁性金属を挿入すると、実質的には絶縁体の直列接続となるために、大幅な電気抵抗の減少が期待できる。しかしながらその一方で、2層の間に非磁性金属を挿入すると、シード膜306による配向性向上の効果がなくなってしまう可能性がある。そこで本実施例では、シード膜によって高配向した非磁性シード膜の上の絶縁膜307が岩塩構造(001)方向に高配向する様に、非磁性シード膜310には体心立方格子構造を持つ非磁性金属を用いた。
　図１6に、MgO(1.5 nm)とMg0.7Zn0.3O (15 nm)の間に、非磁性金属としてCu, Ag, Mg, Vを1 nm挿入したときのX線回折の結果を示す。膜厚はMg0.7Zn0.3O が圧倒的に厚いため、回折結果はほとんどMg0.7Zn0.3O の寄与によると考えられる。面心立方格子であるCuやAgを挿入すると、挿入しないときと比較して2θ～42°のピーク強度は大きく減少している。これはMg0.7Zn0.3Oの岩塩構造の(001)配向性を大きく改善するMgOシードの効果が、間に面心立方格子構造を持つ非磁性金属を挿入する事により消失している事がわかる。その一方で体心立方格子であるVを挿入すると、2θ～42°のピーク強度は挿入しないときの6割程度で、MgOシードの効果が依然保たれている事が分かる。
　非磁性シード膜310を用いないMgO (0.6 nm)/ Mg0.7Zn0.3O (0.9 nm)を障壁層に用いた磁気抵抗効果素子では、RAは1.05 kΩμm2でTMR比は70 %であった。その一方で、Vを挿入したMgO (0.6 nm)/V (1 nm)/Mg0.7Zn0.3O (0.9 nm)を障壁層に用いた磁気抵抗効果素子では、RAは0.6 kΩμm2でTMR比は55 %であった。TMR比はやや下がったものの、RAは大きく減少した。これはV挿入によって障壁層が実効的に直列接続の状態になり、またその一方でMg0.7Zn0.3Oの岩塩構造の(001)配向も保たれているため、Δ1バンドの電子の選択的な透過が起こり高いTMR比を維持しているためである。MgO (0.6 nm)とMg0.7Zn0.3O (0.9 nm)の直列接続を仮定した時よりも大幅にRAが大きくなっているのは、挿入したVの膜厚が薄いために電子の染み出しが起こり、実効的にはトンネル伝導と直列接続の中間の様な状態になっているためと考えられる。またTMR比がやや減少しているのは、Vを挿入する事によって、Mg0.7Zn0.3O (0.9 nm)の岩塩構造の(001)配向が悪くなるためである。
　絶縁膜307はMg1-aXaO (XはZn, Cd, Ca, Sr, Ba,及びBの内から選んだ一種または二種以上、0＜a≦1）であっても良い。ここでXの組成割合が多ければ多い程バンドギャップは減少するが、その一方で混晶の岩塩構造はより不安定化する。そのため添加物Xに併せて、最適な組成aを選択する必要がある。
　シード膜306はMg1-bYbO (YはZn, Cd, Ca, Sr, Ba,及びBの内から選んだ一種または二種以上、0≦b＜a）であっても良い。ここでYの組成割合が多い程バンドギャップは減少するが、その一方で混晶の岩塩構造はより不安定化する。そのため添加物Yに併せて、最適な組成bを選択する必要がある。
　非磁性シード膜310は、Mg1-cXc (XはZn, Cd, Ca, Sr, Ba,及びBの内から選んだ一種または二種以上、0≦c＜1)を用いても良い。これは、Mg1-cXcは絶縁膜307の組成の一部であり、かつ酸化を起こしやすい材料であるため、絶縁膜307の結晶化を阻害しにくいためである。実際に図18に示す様に、非磁性シードとしてMg (1 nm)を挿入すると、2θ～42°のピーク強度は挿入しないときの25%程度で、V程ではないがMg0.7Zn0.3Oの岩塩構造の(001)配向を維持している事が分かる。
　図17は、本発明による非局所スピン注入素子の一例を示す断面模式図である。この非局所スピン注入素子1は、下地膜300、配向制御膜301、反強磁性膜302、強磁性膜303、非磁性膜304、強磁性膜305、シード膜306、絶縁膜307、非磁性伝導膜311、保護膜309を積層して形成されている。本実施例では、非局所スピン注入素子はマグネトロンスパッタリング法を用いて作製し、成膜後300℃で磁界中でのアニール処理を施した。
　下地膜300はTa (5 nm)/Ru (10 nm)/Ta (5 nm)、保護膜309はTa (5 nm)/Ru (5 nm)により形成した。配向制御膜301はNiFe (3 nm)により形成したが、反強磁性膜302の成長を実現することのできる他の材料を用いてもよい。反強磁性膜302にはMnIr (8 nm)を用いたが、膜厚は5 ～15 nmの範囲で選択可能である。また、MnPtやMnFeなど、Mn化合物で構成される反強磁性膜を用いても安定に反強磁性結合を実現できる。強磁性膜303にはCoFe (2.5 nm)を、非磁性膜304にはRu (0.8 nm)を、強磁性膜305には非晶質のCoFeB (3 nm)を用いた。CoFeBの組成比は体心立方格子となるCo組成が20～60 atm%、B組成が10～30 atm%の間で使用した。強磁性膜303のCoFeの組成比は、主としてCo組成が50 ～90 atm%の間で使用した。この組成範囲において、上記反強磁性膜302と安定した反強磁性結合を実現できる。強磁性膜303、非磁性膜304、強磁性膜305は、強磁性膜303と強磁性膜305の磁化が反強磁性結合するような材料を選択した。シード膜306にはMgO (0.6 nm)を使用し、絶縁層307にはMg0.5Ca0.5O (0.9 nm)を用いた。シード膜306と絶縁膜307はともに岩塩構造を持つ膜で、(001)方向に配向している。非磁性伝導膜311にはAg(20 nm)を使用した。
　シード膜306を用いないMg0.5Ca0.5O (1.5 nm)を絶縁膜307に用いた非局所スピン注入素子ではRA～ 1.50 kΩμm2となり、MgO (1.5 nm)を用いた素子の約1.5倍近くに上昇した。またスピン分極率はMgO単層を用いた素子で～0.64であったのに対し、Mg0.5Ca0.5O単層では ～ 0.51と小さくなった。これはCaの添加によってMg0.5Ca0.5Oの岩塩構造(001)配向が弱まっているため、絶縁膜中での減衰率が小さいΔ1バンドの電子が選択的な透過を妨げてしまう事でRAが上昇し、またこの完全スピン分極しているΔ1バンドの電子の透過が妨げられた事でスピン分極率も減少していると考えられる。
　しかしMgO (0.6 nm)/Mg0.5Ca0.5O (0.9 nm)を用いた非局所スピン注入素子においては、スピン分極率 ～ 0.60とほぼMgOと同じスピン分極率を維持し、RAは ～ 1.00 kΩμm2となってMgOよりも低抵抗化を達成している。これは実施例1のMgO (0.6 nm)/Mg0.7Zn0.3O (0.9 nm)と同様にMgOが結晶構造を安定化させるシードとしての効果を果たし、Mg0.5Ca0.5Oの岩塩構造(001)配向が安定化する事で、MgOと同様にΔ1バンドの電子が選択的な透過が達成されているためと考えられる。
　絶縁膜307はMg1-aXaO (XはZn, Cd, Ca, Sr, Ba,及びBの内から選んだ一種または二種以上、0<a≦1）であっても良い。ここでXの組成割合が多ければ多い程バンドギャップは減少するが、その一方で混晶の岩塩構造はより不安定化する。そのため添加物Xに併せて、最適な組成aを選択する必要がある。
　シード膜306はMg1-bYbO (YはZn, Cd, Ca, Sr, Ba,及びBの内から選んだ一種または二種以上、0≦b＜a）であっても良い。ここでYの組成割合が多い程バンドギャップは減少するが、その一方で混晶の岩塩構造はより不安定化する。そのため添加物Yに併せて、最適な組成bを選択する必要がある。
　非磁性伝導膜311は、スピン拡散長の長いAg, Cu, V, Pd, Auを少なくとも一種含んだ非磁性金属、またはGeやGaAs等の半導体であっても良い。
　図18は、本発明による磁気メモリセルの構成例を示す断面模式図である。この磁気メモリセルは、メモリセルとして実施例1,2に示したトンネル磁気抵抗効果素子1,2を搭載している。
　C-MOS 11は、2つのn型半導体12, 13と一つのp型半導体14からなる。n型半導体12にドレインとなる電極21が電気的に接続され、電極41及び電極47を介してグラウンドに接続されている。n型半導体13には、ソースとなる電極22が電気的に接続されている。さらに23はゲート電極であり、このゲート電極23のON/OFFによりソース電極22とドレイン電極21の間の電流をON/OFF制御する。上記ソース電極22に電極45、電極44、電極43、電極42、電極46が積層され、電極46を介してトンネル磁気抵抗効果素子10の下地膜300が接続されている。
　ビット線212は上記トンネル磁気抵抗効果素子10の保護膜309に接続されている。本実施例の磁気メモリセルでは、トンネル磁気抵抗効果素子10に流れる電流、いわゆるスピントランスファートルクによりトンネル磁気抵抗効果素子10の強磁性膜308の磁化方向を回転し、磁気的情報を記録する。また、前記のスピントランスファートルクを用いずに、ビット線212とワード線を兼ねる電極47に電流を流し、その周りに作られる磁界を用いてトンネル磁気抵抗効果素子10の強磁性膜308の磁化方向を回転し、磁気的情報を記録してもよい。スピントランスファートルクにより書込みを行った場合、書込み時の電力は電流磁界を用いた場合に比べ百分の一程度まで低減可能である。
　図19は、上記磁気メモリセルを配置した不揮発性磁気メモリの構成例を示す図である。ゲート電極23とビット線212がメモリセル100に電気的に接続されている。前記実施例に記載した磁気メモリセルを配置することにより前記磁気メモリは低消費電力で動作が可能であり、ギガビット級の高密度磁気メモリを実現可能である。
　図20は、本発明のトンネル磁気抵抗効果素子1,2及び非局所スピン注入素子1による磁気センサーを搭載した磁気ヘッドの概念図である。基体100上に下部シールド35、トンネル磁気抵抗効果素子1、電極60、コイル71、上部コア81を形成し、対向面63を形成してなる。
　図21は、本発明の磁気ヘッドを用いた磁気記憶装置の概念図である。ヘッドスライダー90を兼ねる基体100上にトンネル磁気抵抗効果素子1、電極60を形成し、これからなる磁気ヘッドを記録媒体91の記録トラック72上に位置決めして再生を行う。ヘッドスライダー90は記録媒体91上を、対向面63を対向させて0.1μｍ以下の高さに浮上、もしくは接触して相対運動を行う。この機構により、トンネル磁気抵抗効果素子1は、記録媒体91に記録された磁気的信号を、記録媒体91の漏れ磁界61から読み取ることができる。上記トンネル磁気抵抗効果素子1を搭載した磁気記憶装置は、従来構造のセンサーを搭載した磁気記憶装置に比べて、高密度に対応する良好な特性を示した。
1：トンネル磁気抵抗効果素子、10：トンネル磁気抵抗効果素子、11：トランジスタ
、12：第一のn型半導体、13：第二のｎ型半導体、14：p型半導体、21：ドレイン電極、211：書込みワード線、212：ビット線、22：ソース電極、23：ゲート電極、300：配向制御膜、301：反強磁性膜、302：強磁性膜、303：非磁性膜、304：強磁性膜、305：絶縁膜、306：強磁性膜、307：保護膜、308：非磁性膜、309：強磁性膜、310：反強磁性膜、41：電極、42：電極、43：電極、44：電極、45：電極、46：電極、47：電極、51：電極、52：電極、60：電極、61：記録媒体からの漏れ磁界、63：対向面、71：コイル、72：記録トラック、81：上部コア、90：スライダー、91：記録媒体、100：基板

Claims (14)

  1. 　第一の強磁性膜と、前記第一の強磁性膜の上に設けられたシード膜と、前記シード膜の上に設けられた障壁膜と、前記障壁膜の上に設けられた第二の強磁性膜とを有するトンネル磁気抵抗効果素子において、前記第一の強磁性膜と前記第二の強磁性膜は(001)配向した体心立方格子の膜で、前記シード膜と前記障壁膜は(001)配向した岩塩構造の酸化物の膜で、前記シード膜の膜厚が0.4 nm以上1.0 nm以下であることを特徴とするトンネル磁気抵抗効果素子。
  2. 　請求項1記載のトンネル磁気抵抗効果素子において、前記障壁膜はMg1-aXaO (XはZn, Cd, Ca, Sr, Ba,及びBの内から選んだ一種または二種以上、0<a≦1）であることを特徴とするトンネル磁気抵抗効果素子。
  3. 　請求項1記載のトンネル磁気抵抗効果素子において、前記シード膜はMg1-bYbO (YはZn, Cd, Ca, Sr, Ba,及びBの内から選んだ一種または二種以上、0≦b＜a）であり、その岩塩構造(001)配向の配向性が前記障壁膜よりも良い事を特徴とするトンネル磁気抵抗効果素子。
  4. 　請求項１記載のトンネル磁気抵抗効果素子において、前記第一の強磁性膜と第二の強磁性膜はCo, Fe, 及びNiを少なくとも一種含む体心立方格子である事を特徴とするトンネル磁気抵抗効果素子。
  5. 　請求項1記載のトンネル磁気抵抗効果素子において、前記シード膜と前記障壁膜の間に非磁性シード膜が設けられ、前記非磁性シード膜はMg1-cXc (XはZn, Cd, Ca, Sr, Ba,及びBの内から選んだ一種または二種以上、0≦c≦1)、もしくはNa, V, Cr, Rb, Mo, Ba, 及びWを少なくとも一種含んだ体心立方格子からなり、その膜厚は2 nm以下である事を特徴とするトンネル磁気抵抗効果素子。
  6. 　垂直記録連続媒体、ディスクリート媒体、パターン媒体のうち少なくとも１つの磁気記録層を有する磁気記録媒体と、前記記録媒体を駆動する駆動部と、請求項１記載のトンネル磁気抵抗効果素子を搭載した磁気ヘッドと、前記磁気ヘッドを前記磁気記録媒体上の所定の位置へ移動させるアクチュエーターと、前記磁気ヘッドからの出力信号を処理する手段とを備えたことを特徴とする磁気記録再生装置。
  7. 　請求項1記載のトンネル磁気抵抗効果素子と、前記トンネル磁気抵抗効果素子に読み込みまたは書き込み用の電流を注入するトランジスタを備えた事を特徴とする磁気メモリ。
  8. 　強磁性膜と、前記強磁性膜の上に設けられたシード膜と、前記シード膜の上に設けられた障壁膜と、前記障壁膜の上に設けられた非磁性膜とを有する非局所スピン注入素子において、前記強磁性膜は(001)配向した体心立方格子の膜で、前記シード膜と前記障壁膜は(001)配向した岩塩構造の酸化物の膜で、前記シード膜の膜厚が0.4 nm以上1.0 nm以下であることを特徴とする非局所スピン注入素子。
  9. 　請求項8記載の非局所スピン注入素子において、前記障壁膜はMg1-aXaO (XはZn, Cd, Ca, Sr, Ba,及びBの内から選んだ一種または二種以上、0<a≦1）であることを特徴とする非局所スピン注入素子。
  10. 　請求項8記載の非局所スピン注入素子において、前記シード膜はMg1-bYbO (YはZn, Cd, Ca, Sr, Ba,及びBの内から選んだ一種または二種以上、0≦b＜a）であり、その岩塩構造(001)配向の配向性が前記障壁膜よりも良い事を特徴とする非局所スピン注入素子。
  11. 　請求項8記載の非局所スピン注入素子において、前記第一の強磁性膜と第二の強磁性膜はCo, Fe, 及びNiを少なくとも一種含む体心立方格子である事を特徴とする非局所スピン注入素子。
  12. 　請求項8記載の非局所スピン注入素子において、前記非磁性膜はＡｇやＶ等のスピン拡散長の長い金属、もしくはSiやGeやGaAs等の半導体であることを特徴とする非局所スピン注入素子。
  13. 　請求項8記載の非局所スピン注入素子において、前記シード膜と前記障壁膜の間に非磁性シード膜が設けられ、前記非磁性シード膜はMg1-cXc (XはZn, Cd, Ca, Sr, Ba,及びBの内から選んだ一種または二種以上、０≦c≦１)、もしくはNa, V, Cr, Rb, Mo, Ba, 及びWを少なくとも一種含んだ体心立方格子からなり、その膜厚は2 nm以下である事を特徴とする非局所スピン注入素子。
  14. 　垂直記録連続媒体、ディスクリート媒体、パターン媒体のうち少なくとも1つの磁気記録層を有する磁気記録媒体と、前記記録媒体を駆動する駆動部と、請求項６記載の非局所スピン注入素子を搭載した磁気ヘッドと、前記磁気ヘッドを前記磁気記録媒体上の所定の位置へ移動させるアクチュエーターと、前記磁気ヘッドからの出力信号を処理する手段とを備えたことを特徴とする磁気記録再生装置。
PCT/JP2011/004130 2010-07-29 2011-07-22 岩塩構造薄膜をシードとして用いた低抵抗かつ高効率のスピン注入素子 WO2012014415A1 (ja)

Priority Applications (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2012526295A JPWO2012014415A1 (ja) 2010-07-29 2011-07-22 岩塩構造薄膜をシードとして用いた低抵抗かつ高効率のスピン注入素子

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2010169979 2010-07-29
JP2010-169979 2010-07-29

Publications (1)

Publication Number Publication Date
WO2012014415A1 true WO2012014415A1 (ja) 2012-02-02

Family

ID=45529649

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
PCT/JP2011/004130 WO2012014415A1 (ja) 2010-07-29 2011-07-22 岩塩構造薄膜をシードとして用いた低抵抗かつ高効率のスピン注入素子

Country Status (2)

Country Link
JP (1) JPWO2012014415A1 (ja)
WO (1) WO2012014415A1 (ja)

Cited By (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2016132691A (ja) * 2015-01-16 2016-07-25 スタンレー電気株式会社 紫外発光材料、及び、紫外光源
EP3045510A3 (en) * 2015-01-16 2016-08-10 Stanley Electric Co., Ltd. Ultraviolet-emitting material and ultraviolet light source
WO2017115839A1 (ja) * 2015-12-28 2017-07-06 コニカミノルタ株式会社 磁気センサー、センサーユニット、磁気検出装置、及び磁気計測装置

Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2007305610A (ja) * 2006-05-08 2007-11-22 Tohoku Univ トンネル磁気抵抗素子、不揮発性磁気メモリ、発光素子および３端子素子
JP2008085170A (ja) * 2006-09-28 2008-04-10 Toshiba Corp 磁気抵抗効果型素子および磁気抵抗効果型ランダムアクセスメモリ
JP2009246082A (ja) * 2008-03-31 2009-10-22 Akita Prefecture 強磁性積層構造及びその製造方法
JP2010034368A (ja) * 2008-07-30 2010-02-12 Fujitsu Ltd 磁気抵抗効果素子及びその製造方法並びに磁気記憶装置

Family Cites Families (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US8031441B2 (en) * 2007-05-11 2011-10-04 Headway Technologies, Inc. CPP device with an enhanced dR/R ratio
JP2009302378A (ja) * 2008-06-16 2009-12-24 Fujitsu Ltd トンネル磁気抵抗効果素子およびこれを用いた磁気抵抗デバイス

Patent Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2007305610A (ja) * 2006-05-08 2007-11-22 Tohoku Univ トンネル磁気抵抗素子、不揮発性磁気メモリ、発光素子および３端子素子
JP2008085170A (ja) * 2006-09-28 2008-04-10 Toshiba Corp 磁気抵抗効果型素子および磁気抵抗効果型ランダムアクセスメモリ
JP2009246082A (ja) * 2008-03-31 2009-10-22 Akita Prefecture 強磁性積層構造及びその製造方法
JP2010034368A (ja) * 2008-07-30 2010-02-12 Fujitsu Ltd 磁気抵抗効果素子及びその製造方法並びに磁気記憶装置

Cited By (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2016132691A (ja) * 2015-01-16 2016-07-25 スタンレー電気株式会社 紫外発光材料、及び、紫外光源
EP3045510A3 (en) * 2015-01-16 2016-08-10 Stanley Electric Co., Ltd. Ultraviolet-emitting material and ultraviolet light source
US9711255B2 (en) 2015-01-16 2017-07-18 Stanley Electric Co., Ltd Ultraviolet-emitting material and ultraviolet light source
WO2017115839A1 (ja) * 2015-12-28 2017-07-06 コニカミノルタ株式会社 磁気センサー、センサーユニット、磁気検出装置、及び磁気計測装置
JPWO2017115839A1 (ja) * 2015-12-28 2018-11-29 コニカミノルタ株式会社 磁気センサー、センサーユニット、磁気検出装置、及び磁気計測装置
US20190018083A1 (en) * 2015-12-28 2019-01-17 Konica Minolta, Inc. Magnetic sensor, sensor unit, magnetic detection device, and magnetic measurement device
US10830840B2 (en) 2015-12-28 2020-11-10 Konica Minolta, Inc. Magnetic sensor, sensor unit, magnetic detection device, and magnetic measurement device

Also Published As

Publication number Publication date
JPWO2012014415A1 (ja) 2013-09-12

Similar Documents

Publication Publication Date Title
JP5096702B2 (ja) 磁気抵抗効果素子及びそれを搭載した不揮発性磁気メモリ
JP5123365B2 (ja) 磁気抵抗素子及び磁気メモリ
US8274818B2 (en) Magnetoresistive element, magnetic memory cell and magnetic random access memory using the same
JP4738395B2 (ja) 磁気抵抗効果素子およびそれを用いた磁気ランダムアクセスメモリ
US9042165B2 (en) Magnetoresistive effect element, magnetic memory cell using same, and random access memory
US9564152B2 (en) Magnetoresistance effect element and magnetic memory
JP5597899B2 (ja) 磁気抵抗素子および磁気メモリ
JP4745414B2 (ja) 磁気抵抗素子及び磁気メモリ
JP5337817B2 (ja) 磁気抵抗効果素子、それを用いた磁気メモリセル及び磁気ランダムアクセスメモリ
JP5143444B2 (ja) 磁気抵抗効果素子、それを用いた磁気メモリセル及び磁気ランダムアクセスメモリ
JP5367739B2 (ja) 磁気抵抗効果素子およびそれを用いた磁気ランダムアクセスメモリ
US20070253118A1 (en) Tunnel magnetic resistance device, and magnetic memory cell and magnetic random access memory using the same
KR20090059038A (ko) 열-보조 기입 자기 소자
JP5172808B2 (ja) 磁気抵抗効果素子およびそれを用いた磁気ランダムアクセスメモリ
JP2009509357A (ja) 安定化させた強磁性自由層または強磁性自由層積層構造を有する磁性素子
JP2009239121A (ja) 磁気抵抗効果素子及び磁気ランダムアクセスメモリ
JP2008252018A (ja) 磁気抵抗効果素子およびそれを用いた磁気ランダムアクセスメモリ
WO2015136969A1 (ja) 磁気抵抗素子および磁気メモリ
JP2011119755A5 (ja)
US9053800B2 (en) Memory element and memory apparatus
JP2010010720A5 (ja)
KR20100131967A (ko) 강자성 터널 접합 소자 및 강자성 터널 접합 소자의 구동 방법
WO2012014415A1 (ja) 岩塩構造薄膜をシードとして用いた低抵抗かつ高効率のスピン注入素子
JP2009212156A (ja) 磁気抵抗効果素子及びこれを用いた磁気メモリ
JP5705683B2 (ja) トンネル磁気抵抗効果素子、非局所スピン注入素子、及びそれを用いた磁気ヘッド

Legal Events

Date Code Title Description
121 Ep: the epo has been informed by wipo that ep was designated in this application

Ref document number: 11812017

Country of ref document: EP

Kind code of ref document: A1

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 2012526295

Country of ref document: JP

NENP Non-entry into the national phase

Ref country code: DE

122 Ep: pct application non-entry in european phase

Ref document number: 11812017

Country of ref document: EP

Kind code of ref document: A1