WO2018061710A1 - 磁気抵抗効果素子 - Google Patents

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nonmagnetic metal
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ferromagnetic
alloy
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和海 犬伏
勝之 中田
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Tdk株式会社
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    • G—PHYSICS
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    • H10N50/85—Magnetic active materials

Definitions

  • the present invention relates to a magnetoresistive element.
  • GMR giant magnetoresistive
  • TMR tunnel magnetoresistive
  • MTJ ferromagnetic spin tunnel junction
  • the giant magnetoresistive element includes a giant magnetoresistive element having a CIP (Current In Plane) structure in which a current flows in the plane and a CPP (Current Perpendicular to Plane) structure in which a current flows in a direction perpendicular to the film surface.
  • Giant magnetoresistive elements are known.
  • the principle of the giant magnetoresistive element is spin-dependent scattering at the interface between the magnetic layer and the non-magnetic layer.
  • the giant magnetoresistive element having the CPP structure is larger than the giant magnetoresistive element having the CIP structure. Large magnetoresistive effect.
  • the underlayer is composed of any material as long as the first half-metal ferromagnetic layer / nonmagnetic metal layer / second half-metal ferromagnetic layer can be improved in quality.
  • a Cr / Ag layer is disclosed, characteristics specifically required for the underlayer are not disclosed.
  • the object of the present invention has been made in consideration of the above points, and an object of the present invention is to provide a magnetoresistive element having a larger magnetoresistive effect (hereinafter also referred to as “MR characteristic”).
  • a magnetoresistive element includes a substrate, a first ferromagnetic electrode, a second ferromagnetic electrode, the first ferromagnetic electrode, and the second strong electrode.
  • a magnetoresistive effect comprising: a nonmagnetic metal sandwiched between magnetic electrodes; and an underlayer of a laminate composed of the first ferromagnetic electrode, the second ferromagnetic electrode, and the nonmagnetic metal.
  • An element, wherein the laminate is formed on the underlayer, and the underlayer is configured by laminating an alloy layer and a nonmagnetic metal layer in this order from the substrate side on the substrate.
  • the alloy layer is preferably a ferromagnetic material.
  • the ferromagnetic material is preferably CoFe.
  • the nonmagnetic metal layer is preferably Ag.
  • the substrate is preferably single crystal MgO.
  • the ferromagnetic electrode is preferably a Heusler alloy.
  • a magnetoresistive element having a greater magnetoresistive effect can be provided.
  • FIG. 2 is a cross-sectional structure diagram for explaining the best embodiment of the present invention. It is sectional structure drawing for demonstrating the comparative example 1 in this invention. It is a result of Example 2 in this invention.
  • FIG. 1 is a cross-sectional structure diagram of a magnetoresistive effect element.
  • the magnetoresistive effect element 10 is a giant magnetoresistive effect element having a CPP structure in which a current flows in a direction perpendicular to the film surface, and includes a substrate 11, an underlayer 12, a first ferromagnetic electrode 13, and the like. It has a laminated body 18 composed of a nonmagnetic metal 14 and a second ferromagnetic electrode 15, an antiferromagnetic material 16, and an antioxidant layer 17.
  • the underlayer 12 is formed on the substrate 11 and has a laminated structure having an alloy layer 12a on the substrate 11 side and a nonmagnetic metal layer 12b thereon.
  • the substrate 11 is not particularly limited as long as it has a suitable mechanical strength and is suitable for annealing and fine processing.
  • a silicon single crystal substrate there are a silicon single crystal substrate, a sapphire single crystal substrate, a ceramic substrate, a quartz substrate, a glass substrate, and the like, among which an MgO substrate is preferable.
  • an MgO substrate which is a general-purpose substrate, an epitaxially grown film can be easily obtained as in the prior art. Thereby, the surface of the nonmagnetic metal layer 12b can be easily made excellent in flatness, and the MR characteristics can be increased.
  • the surface of the nonmagnetic metal layer 12b can be made excellent in flatness. Thereby, the flatness of the interface with the laminate 18 formed on the underlayer 12 is excellent, and the MR characteristics can be increased.
  • the lattice constant of the alloy changes according to the composition ratio of the metal constituting the alloy layer 12a, and the composition ratio is locally different, so that the substrate 11 and the nonmagnetic metal layer 12b calculated by the theoretical values are different.
  • the matching is more flexible than the lattice constant mismatching.
  • the alloy layer 12a is preferably made of a ferromagnetic material. Thereby, the surface of the nonmagnetic metal layer 12b can be made more excellent in flatness.
  • a ferromagnetic material in addition to the change of the lattice constant according to the composition ratio, an effect due to the magnetic moment is also added, and the lattice constant mismatch between the substrate 11 and the nonmagnetic metal layer 12b calculated by the theoretical value is Actually, it is possible to match more flexibly. Thereby, the alloy layer 12a and the nonmagnetic metal layer 12b can be easily epitaxially grown, the surface of the nonmagnetic metal layer 12b can be made more excellent in flatness, and the MR characteristics can be increased. it can.
  • the ferromagnetic material is not particularly limited, but an alloy material combining Fe, Ni, and Co can be used. Further, transition metals such as Nb, Zr, Gd, Ta, Ti, Mo, Mn, and Cu, Si, Light elements such as B and C can also be contained.
  • the surface of the nonmagnetic metal layer 12b can be made more excellent in flatness. This is because, in an alloy containing an iron group transition metal, the change in magnetic moment becomes larger, so that the lattice constant mismatch between the substrate 11 and the nonmagnetic metal layer 12b can be further reduced. Thereby, the alloy layer 12a and the nonmagnetic metal layer 12b can be easily epitaxially grown, the surface of the nonmagnetic metal layer 12b can be made more excellent in flatness, and the MR characteristics can be increased. it can.
  • the material of the nonmagnetic metal layer 12b is not particularly limited, but examples thereof include cubic materials such as Ag, Au, Cu, Cr, V, Al, W, Pt, AgZn alloy, AgMg alloy, and NiAl alloy. Can be mentioned. Moreover, it can be set as the laminated film comprised from these materials.
  • the surface of the nonmagnetic metal layer 12b can be further improved in flatness.
  • Ag has an fcc structure, and CoFe can have an fcc and bcc structure depending on the composition ratio. Therefore, rather than laminating on a material having only the bcc structure, the combination of Ag having the fcc structure on CoFe that can have the fcc and bcc structures allows the CoFe and Ag to be epitaxially grown more easily.
  • the surface of Ag which is the nonmagnetic metal layer 12b can be made excellent in flatness. Thereby, the MR characteristic can be increased.
  • the alloy layer 12a, the first ferromagnetic electrode 13 since Ag has a low resistivity, it is possible to suppress an increase in device resistance.
  • the alloy layer 12a, the first ferromagnetic electrode 13 By providing a nonmagnetic metal on the surface of the underlayer 12, the alloy layer 12a, the first ferromagnetic electrode 13, The magnetic coupling can be cut off.
  • Ag which is the nonmagnetic metal layer 12b, has a certain thickness.
  • the thickness of the nonmagnetic metal layer 12b is preferably 20 nm or more. Thereby, the magnetic coupling between the alloy layer 12a and the first ferromagnetic electrode 13 can be cut off.
  • Ag which is more preferably the nonmagnetic metal layer 12b, is preferably the thickest among the layers constituting the magnetoresistive effect element 10. This is because the wiring resistance can be kept low when the base layer 12 is used as a wiring layer. That is, in the form actually used, it is necessary to consider the wiring resistance that becomes a parasitic resistance in addition to the element resistance of the magnetoresistive effect element 10. When the underlayer 12 is used as a wiring layer, the resistance of the wiring layer can be lowered by increasing the thickness of the nonmagnetic metal layer 12b. In addition, among the layers constituting the magnetoresistive effect element 10, it is very effective to use Ag which is the material having the lowest nonmagnetic metal layer 12b and has a low resistivity among metals. is there.
  • a laminated body 18 including a first ferromagnetic electrode 13, a nonmagnetic metal 14, and a second ferromagnetic electrode 15, an antiferromagnetic body 16, and an antioxidant layer 17 are provided on the underlayer 12.
  • a high spin polarization material having half-metal characteristics in either or both of the first ferromagnetic electrode 13 and the second ferromagnetic electrode 15 It is preferable to use nonmagnetic metal 14 having good compatibility with the half metal material.
  • the MR characteristics can be easily increased by using a Heusler alloy having a half-metal characteristic, which is a high spin polarization material, as the ferromagnetic electrode.
  • Examples of common ferromagnetic Heusler alloys include, but are not limited to, Co 2 MnAl, Co 2 MnSi, Co 2 FeMnSi, Co 2 FeSi, Co 2 MnGa, Co 2 MnGe, Co 2 FeGaGe, Co 2 FeGe, Co 2 FeAl and the like. Further, as the nonmagnetic metal 14 having good compatibility with the Heusler alloy, Ag, Au, Cu, Cr, V, Al, AgZn alloy, AgMg alloy, NiAl alloy and the like are promising.
  • the antiferromagnetic material 16 is used for the spin valve type magnetoresistive effect element 10 in which the spin of the second ferromagnetic electrode 15 is fixed.
  • a general technique for fixing the spin is described, but for example, the coercive force difference is changed by a technique such as changing the film thickness of the first ferromagnetic electrode 13 and the second ferromagnetic electrode 15. It is also possible to configure a spin valve type by providing it, in which case the antiferromagnetic material 16 is not necessarily required.
  • FeMn alloy As the material of the antiferromagnetic material 16, FeMn alloy, PtMn alloy, PtCrMn alloy, NiMn alloy, IrMn alloy, NiO, Fe 2 O 3 and the like are preferable.
  • the anti-oxidation layer 17 is formed on the antiferromagnetic material 16 and is made of Ru.
  • the oxidation prevention layer 17 is made of a conductive material, such as a metal having a relatively high melting point, such as Mo, Pt, Au, W, Ta. Pd, Ir, and alloys containing any two or more of these are also suitable.
  • the antioxidant layer 17 can be provided directly on the second ferromagnetic electrode 15.
  • the magnetoresistive effect element 10 is formed by forming each layer using an ultra-high vacuum sputtering apparatus.
  • the first ferromagnetic electrode 13 is annealed at 500 ° C. after film formation.
  • the second ferromagnetic electrode 15 is annealed at 450 ° C. after film formation.
  • the magnetoresistive element 10 is finely processed into a shape capable of evaluating magnetoresistive characteristics by electron beam lithography and Ar ion milling.
  • Example 1 based on the embodiment will be described using the magnetoresistive effect element 10 shown in FIG.
  • the same reference numerals are used for the same or corresponding members in each drawing.
  • An MgO substrate is used as the substrate 11, and the underlayer 12 has a film thickness of an alloy layer 12a made of CoFe which is a ferromagnetic material, 10 nm, and a film thickness of a nonmagnetic metal layer 12b made of Ag which is a nonmagnetic metal is 100 nm.
  • the first ferromagnetic electrode 13 has a thickness of 3 nm
  • the nonmagnetic metal 14 is made of Ag and has a thickness of 5 nm
  • the second ferromagnetic electrode 15 has a thickness of 3 nm
  • the antiferromagnet 16 is made of IrMn.
  • the antioxidant layer 17 was made of Ru and had a thickness of 5 nm.
  • the film formation was performed by adjusting the composition by a co-sputtering method using a Co target and an Fe target, and the film formation conditions were determined based on the result of composition analysis in a 10 mm diameter area using fluorescent X-rays (XRF).
  • XRF fluorescent X-rays
  • a Heusler alloy of Co 2 MnSi alloy composed of a combination of Co, Mn, and Si elements as half metals was used.
  • the surface roughness of the underlayer 12 used in Example 1 that is, the surface roughness of the nonmagnetic metal layer 12b was also evaluated.
  • the substrate used for the evaluation was produced under the same conditions as the base layer 12 of the magnetoresistive effect element 10 used in Example 1, the substrate 11 was an MgO substrate, and the base layer 12 was an alloy layer 12a made of CoFe which is a ferromagnetic material.
  • the thickness of the nonmagnetic metal layer 12b made of Ag, which is a nonmagnetic metal, is 100 nm.
  • the surface roughness (RMS) of this nonmagnetic metal layer 12b was measured with an AFM (Atomic Force Microscope). The results are also shown in Table 1.
  • Comparative Example 1 based on the embodiment will be described using the magnetoresistive effect element 100 shown in FIG.
  • FIG. 2 shows a magnetoresistive effect element 100 having a layer structure similar to FIG. The structure is the same as that of Example 1 except that the underlayer 12 does not have the alloy layer 12a. Using this magnetoresistance effect element 100, MR characteristics were measured. The results are shown in Table 1. Note that normalization is performed based on the result of Comparative Example 1.
  • the surface roughness of the underlayer 12 used in Comparative Example 1 that is, the surface roughness of the nonmagnetic metal layer 12b was also evaluated.
  • the substrate used for the evaluation was manufactured under the same conditions as the base layer 12 of the magnetoresistive effect element 100 used in Comparative Example 1.
  • the substrate 11 was composed of an MgO substrate, and the base layer 12 was composed only of Ag which is a nonmagnetic metal.
  • the thickness of the metal layer 12b is 100 nm.
  • the surface roughness (RMS) of this nonmagnetic metal layer 12b was measured with an AFM (Atomic Force Microscope). The results are also shown in Table 1.
  • the surface roughness (RMS) of the nonmagnetic metal layer 12b of Comparative Example 1 was 3.1 nm, whereas the nonmagnetic metal of Example 1 having an alloy layer 12a made of CoFe.
  • the surface roughness (RMS) of the layer 12b was 0.3 nm, and there was a difference of about 10 times.
  • the magnetoresistive effect element 10 of Example 1 having the alloy layer 12a made of CoFe improved the MR characteristics by 5.4 times as compared with the comparative example 1 in which the alloy layer 12a was not provided.
  • the MR characteristic increases as the surface roughness of the underlayer 12 becomes flat. Therefore, it was shown that a magnetoresistive effect element having a larger MR characteristic can be obtained as the surface of the underlayer 12 becomes flatter.
  • Example 2 Example 2 based on the embodiment will be described.
  • Example 2 the layer structure similar to that of the magnetoresistive effect element 10 used in Example 1 was used, and in the alloy layer 12a made of CoFe, when represented by the composition formula Co x Fe 100-x , 0 ⁇ x ⁇ 100
  • Several types of samples in which only the composition ratio of Co and Fe was changed within the range were prepared, and MR characteristics were measured. The results are shown in FIG. Note that normalization is performed based on the result of Comparative Example 1.
  • composition ratio was changed by co-sputtering using a Co target and an Fe target, and the film formation conditions were determined from the results of composition analysis in a 10 mm diameter area using fluorescent X-rays (XRF).
  • XRF fluorescent X-rays
  • the surface roughness of the underlayer 12 used in Example 2 was also evaluated.
  • the substrate used for the evaluation was prepared under the same conditions as the underlayer 12 of the magnetoresistive element 10 used in Example 2, the substrate 11 was an MgO substrate, and the underlayer 12 was an alloy layer made of CoFe which is a ferromagnetic material. 12a has a thickness of 10 nm, and the nonmagnetic metal layer 12b made of Ag which is a nonmagnetic metal has a thickness of 100 nm.
  • the surface roughness (RMS) of this nonmagnetic metal layer 12b was measured with an AFM (Atomic Force Microscope). This result is also shown in FIG.
  • the alloy layer 12a made of CoFe preferably has a range of 20 ⁇ x ⁇ 95 when expressed by the composition formula Co x Fe 100-x .
  • the lattice constant of the alloy in the present invention changes according to the composition ratio of the metal constituting the alloy layer 12a, and is locally It is conceivable that, due to the difference in the composition ratio, the substrate 11 and the nonmagnetic metal layer 12b calculated by the theoretical values could not actually be matched more flexibly than the lattice constant mismatching. It is considered that the MR characteristics are low and the MR characteristics are also low compared to the range of 20 ⁇ x ⁇ 95.
  • a region of x 100, that is, a pure metal only of Co takes an hcp structure. Therefore, in the range of x ⁇ 95, it is considered that the hcp structure appears and begins to affect the surface roughness increases, and the MR characteristics are also lower than in the range of 20 ⁇ x ⁇ 95.
  • the surface roughness of the underlayer 12 was stable and flat in the range of 20 ⁇ x ⁇ 80, and the MR characteristics were stable and large. Therefore, in the alloy layer 12a made of CoFe, it is more preferable that the range is 20 ⁇ x ⁇ 80 when expressed by the composition formula Co x Fe 100-x .
  • Co x Fe 100-x preferably satisfies the range of 20 ⁇ x ⁇ 95. Further, it was confirmed that the range of 20 ⁇ x ⁇ 80 is more preferable.
  • the present invention is suitable for a magnetoresistive effect element.

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Abstract

磁気抵抗効果がより大きな磁気抵抗効果素子（10）を提供することを目的とする。基板（11）と，第一の強磁性電極（13）と，第二の強磁性電極（15）と，前記第一の強磁性電極と前記第二の強磁性電極との間に挟まれた非磁性金属（14）と，前記第一の強磁性電極，前記第二の強磁性電極および前記非磁性金属から構成される積層体（18）の下地層（12）と，を有する磁気抵抗効果素子であって，前記積層体は前記下地層上に形成され，前記下地層は，前記基板上に前記基板側から合金層（12a）と非磁性金属層（12b）とがこの順に積層して構成されることを特徴とする。

Description

磁気抵抗効果素子
　本発明は、磁気抵抗効果素子に関する。
　近年、強磁性体層／非磁性金属体層の多層膜からなる巨大磁気抵抗（ＧＭＲ）効果素子、及び強磁性体層／絶縁体層／強磁性体層からなるトンネル磁気抵抗（ＴＭＲ）効果素子や強磁性スピントンネル接合（ＭＴＪ）素子が、新しい磁界センサーや不揮発性ランダムアクセス磁気メモリ（ＭＲＡＭ）素子として注目されている。
　巨大磁気抵抗効果素子には、面内に電流を流すタイプのＣＩＰ（Ｃｕｒｒｅｎｔ　Ｉｎ　Ｐｌａｎｅ）構造の巨大磁気抵抗効果素子と、膜面垂直方向に電流を流すタイプのＣＰＰ（Ｃｕｒｒｅｎｔ　Ｐｅｒｐｅｎｄｉｃｕｌａｒ　ｔｏ　Ｐｌａｎｅ）構造の巨大磁気抵抗効果素子が知られている。巨大磁気抵抗効果素子の原理は磁性体層と非磁性体層の界面におけるスピン依存散乱にあり、一般的に、ＣＰＰ構造の巨大磁気抵抗効果素子の方がＣＩＰ構造の巨大磁気抵抗効果素子よりも磁気抵抗効果が大きい。
特開２０１２－１９０９１４号公報
　このような巨大磁気抵抗効果素子は、強磁性体層／非磁性金属層／強磁性体層を良質に形成することが重要であり、その基盤となる下地層の品質が非常に重要となる。先行文献には、下地層は、第１のハーフメタル強磁性体層／非磁性金属層／第２のハーフメタル強磁性体層を良質にすることができるものであれば、いかなるものから成っていても良く、例えばＣｒ／Ａｇ層が開示されているが、具体的に下地層に要求される特性が開示されていない。
　本発明の目的は、以上の点を考慮してなされたもので、磁気抵抗効果（以下、「ＭＲ特性」ともいう。）がより大きな磁気抵抗効果素子を提供することを目的とする。
　上記課題を解決するために、本発明にかかる磁気抵抗効果素子は、基板と、第一の強磁性電極と、第二の強磁性電極と、前記第一の強磁性電極と前記第二の強磁性電極との間に挟まれた非磁性金属と、前記第一の強磁性電極、前記第二の強磁性電極および前記非磁性金属から構成される積層体の下地層と、を有する磁気抵抗効果素子であって、前記積層体は前記下地層上に形成され、前記下地層は、前記基板上に前記基板側から合金層と非磁性金属層とがこの順に積層して構成されることを特徴とする。
　本発明にかかる磁気抵抗効果素子は、前記合金層は強磁性材料であることが好ましい。
　本発明にかかる磁気抵抗効果素子は、前記強磁性材料はＣｏＦｅであることが好ましい。
　本発明にかかる磁気抵抗効果素子は、前記非磁性金属層はＡｇであることが好ましい。
　本発明にかかる磁気抵抗効果素子は、前記基板は単結晶ＭｇＯであることが好ましい。
　本発明にかかる磁気抵抗効果素子は、前記強磁性電極はホイスラー合金であることが好ましい。
　本発明により、磁気抵抗効果がより大きな磁気抵抗効果素子を提供できる。
本発明における最良の実施形態を説明するための断面構造図である。 本発明における比較例１を説明するための断面構造図である。 本発明における実施例２の結果である。
　以下、本発明における実施形態を説明する。なお、以下の発明は本発明の実施形態の一部を例示するものであり、本発明はこれら実施形態に限定されるものではなく、形態が本発明の技術的思考を有するものである限り、本発明の範囲に含まれる。各実施形態における各構成及びそれらの組み合わせなどは一例であり、本発明の趣旨から逸脱しない範囲内で、構成の付加、省略、置換、及びその他の変更が可能である。
　図１は、磁気抵抗効果素子の断面構造図である。図１に示すように、磁気抵抗効果素子１０は膜面垂直方向に電流を流すタイプのＣＰＰ構造の巨大磁気抵抗効果素子であって、基板１１と下地層１２、第一の強磁性電極１３と非磁性金属１４と第二の強磁性電極１５からなる積層体１８と、反強磁性体１６と酸化防止層１７とを有している。
　なお、下地層１２は、基板１１上に形成され、基板１１側に合金層１２ａ、その上に非磁性金属層１２ｂを有する積層構造となっている。
　基板１１は、適度な機械的強度を有し、且つアニーリング処理や微細加工に適した材質であれば、特に限定されるものではない。例えば、シリコン単結晶基板、サファイア単結晶基板、セラミック基板、石英基板、ガラス基板などがあるが、中でもＭｇＯ基板が好適である。汎用基板であるＭｇＯ基板を用いることで、従来技術と同様に容易にエピタキシャル成長膜を得ることができる。これにより、容易に非磁性金属層１２ｂの表面を平坦性に優れたものにすることができ、ＭＲ特性を大きくすることができる。
　また、下地層１２の基板１１と非磁性金属層１２ｂとの間に合金層１２ａを入れることによって、非磁性金属層１２ｂの表面を平坦性に優れたものにすることができる。
これにより、下地層１２上に形成される積層体１８との界面の平坦性が優れ、ＭＲ特性を大きくすることができる。
　これは、合金の格子定数が合金層１２ａを構成する金属の組成比率に応じて変化し、局所的に組成比率が異なることで、理論値で計算される基板１１と非磁性金属層１２ｂとの格子定数ミスマッチングよりも、実際には柔軟にマッチングすることが考えられる。この柔軟な格子定数マッチングにより、容易に合金層１２ａと非磁性金属層１２ｂとをエピタキシャル成長させることができ、非磁性金属層１２ｂの表面も平坦性に優れたものにすることができ、ＭＲ特性を大きくすることができる。
　また、合金層１２ａは強磁性材料とすることが望ましい。これによって、非磁性金属層１２ｂの表面をより平坦性に優れたものにすることができる。強磁性材料を用いると、組成比率に応じた格子定数の変化に加えて、磁気モーメントによる作用も加わり、理論値で計算される基板１１と非磁性金属層１２ｂとの格子定数ミスマッチングよりも、実際にはより柔軟にマッチングすることが考えられる。これにより、合金層１２ａと非磁性金属層１２ｂとを容易にエピタキシャル成長させることができ、非磁性金属層１２ｂの表面もより平坦性に優れたものにすることができ、ＭＲ特性を大きくすることができる。
　強磁性材料としては、特に限定はないがＦｅ、Ｎｉ、Ｃｏを組み合わせた合金材料を用いることができ、更にＮｂ、Ｚｒ、Ｇｄ、Ｔａ、Ｔｉ、Ｍｏ、Ｍｎ、Ｃｕ等の遷移金属やＳｉ、Ｂ、Ｃ等の軽元素を含有させることもできる。
　更には、強磁性材料をＣｏＦｅとすることによって、非磁性金属層１２ｂの表面をより平坦性に優れたものにすることができる。これは、鉄族遷移金属を含む合金では、磁気モーメントの変化がより大きくなるため、基板１１と非磁性金属層１２ｂとの格子定数ミスマッチングをより小さくすることができる。これにより、合金層１２ａと非磁性金属層１２ｂとを容易にエピタキシャル成長させることができ、非磁性金属層１２ｂの表面もより平坦性に優れたものにすることができ、ＭＲ特性を大きくすることができる。
　非磁性金属層１２ｂの材料としては、特に限定はないが、Ａｇ、Ａｕ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｖ、Ａｌ、Ｗ、Ｐｔ、ＡｇＺｎ合金、ＡｇＭｇ合金、ＮｉＡｌ合金などの立方晶系の材料が一例として挙げられる。また、これらの材料から構成される積層膜とすることができる。
　中でも、非磁性金属層１２ｂをＡｇとすることによって、非磁性金属層１２ｂの表面をさらに平坦性に優れたものにすることができる。Ａｇはｆｃｃ構造であり、ＣｏＦｅは組成比率によりｆｃｃ、ｂｃｃ構造を取りうる。よって、ｂｃｃ構造のみを取る材料上に積層するよりも、ｆｃｃとｂｃｃ構造を取りうるＣｏＦｅ上にｆｃｃ構造であるＡｇとする組み合わせは、ＣｏＦｅとＡｇを容易にエピタキシャル成長させることができ、より容易に非磁性金属層１２ｂであるＡｇの表面を平坦性に優れたものにすることができる。これによりＭＲ特性を大きくすることができる。
　また、Ａｇは抵抗率が低いため素子抵抗が大きくなるのを抑えることができるのに加え、下地層１２の表面に非磁性金属を設けることで、合金層１２ａと第一の強磁性電極１３との磁気結合を遮断することができる。この磁気結合を遮断するためには、非磁性金属層１２ｂであるＡｇは、ある程度の厚みを有することが好ましい。非磁性金属層１２ｂの厚みとしては２０ｎｍ以上が好ましい。これにより、合金層１２ａと第一の強磁性電極１３との磁気結合を遮断することができる。
　また、より好ましくは非磁性金属層１２ｂであるＡｇは、磁気抵抗効果素子１０を構成する各層の中で一番厚いことが好ましい。これは、下地層１２を配線層として利用する場合に、配線抵抗を低く抑えることができるためである。即ち、実際に使用される形態では、磁気抵抗効果素子１０の素子抵抗に加え、寄生抵抗となる配線抵抗も考慮する必要がある。下地層１２を配線層として使用する場合、非磁性金属層１２ｂの厚みを厚くすることで、配線層の抵抗を下げることができる。また、磁気抵抗効果素子１０を構成する各層の中で、非磁性金属層１２ｂの厚みを一番厚くし、且つ金属の中でも抵抗率の低い材料であるＡｇを使用することが非常に効果的である。
　下地層１２上には、第一の強磁性電極１３、非磁性金属１４、第二の強磁性電極１５からなる積層体１８と、反強磁性体１６、酸化防止層１７を有している。ＣＰＰ構造のＧＭＲ素子において、ＭＲ特性を向上させるためには、第一の強磁性電極１３、第二の強磁性電極１５の両方、またはどちらか一方にハーフメタル特性を有する高スピン偏極率材料を用いること、および、そのハーフメタル材料と相性の良い非磁性金属１４を用いることが好適である。
　また、各層の界面をより平滑に形成することがよりＭＲ特性を大きくするには重要であり、平滑性に優れた下地層１２上に第一の強磁性電極１３、非磁性金属１４、第二の強磁性電極１５を形成することが重要となる。
　強磁性電極として、高スピン偏極材料であるハーフメタル特性を有するホイスラー合金を用いることで、容易にＭＲ特性を大きくすることができる。
　一般的な強磁性ホイスラー合金の例としては、これらに限定されないが、Ｃｏ２ＭｎＡｌ、Ｃｏ２ＭｎＳｉ、Ｃｏ２ＦｅＭｎＳｉ、Ｃｏ２ＦｅＳｉ、Ｃｏ２ＭｎＧａ、Ｃｏ２ＭｎＧｅ、Ｃｏ２ＦｅＧａＧｅ、Ｃｏ２ＦｅＧｅ、Ｃｏ２ＦｅＡｌなどがある。また、ホイスラー合金と、相性が良い非磁性金属１４としては、Ａｇ、Ａｕ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｖ、Ａｌ、ＡｇＺｎ合金、ＡｇＭｇ合金、ＮｉＡｌ合金などが有望である。
　反強磁性体１６は、第二の強磁性電極１５のスピンを固定させたスピンバルブ型の磁気抵抗効果素子１０とするために使用される。ここでは、一般的なスピンを固定する手法を挙げて説明しているが、例えば、第一の強磁性電極１３、第二の強磁性電極１５の膜厚を変えるなどの手法によって保磁力差を設けることでスピンバルブ型を構成することも可能であり、その場合は、必ずしも反強磁性体１６は必要ではない。
　反強磁性体１６の材料としては、ＦｅＭｎ合金、ＰｔＭｎ合金、ＰｔＣｒＭｎ合金、ＮｉＭｎ合金、ＩｒＭｎ合金、ＮｉＯ、Ｆｅ２Ｏ３等などが良好である。
　酸化防止層１７は、反強磁性体１６の上に形成され、Ｒｕから成っているが、導電性物質で比較的高融点の材料からなる金属等で、例えばＭｏ、Ｐｔ、Ａｕ、Ｗ、Ｔａ、Ｐｄ、Ｉｒやこれら何れか２種類以上を含む合金なども好適である。なお、反強磁性体１６を設けない場合や、反強磁性体１６を別に設ける場合などは、第二の強磁性電極１５上に直接酸化防止層１７を設けることもできる。
　磁気抵抗効果素子１０は、超高真空スパッタ装置を用いて各層を成膜することにより形成されている。第一の強磁性電極１３は、成膜後に５００℃でアニーリング処理を行っている。第二の強磁性電極１５は、成膜後に４５０℃でアニーリング処理を行っている。磁気抵抗効果素子１０は、電子線リソグラフィーおよびＡｒイオンミリングにより、磁気抵抗特性を評価可能な形状に微細加工される。
（実施例１）
　実施形態に基づく、実施例１を図１に示す磁気抵抗効果素子１０を使って説明する。なお、説明の便宜上、各図において同一又は対応する部材には同一の符号を用いる。
　基板１１としてＭｇＯ基板を使用し、下地層１２は強磁性材料であるＣｏＦｅからなる合金層１２ａの膜厚が１０ｎｍ、非磁性金属であるＡｇから成る非磁性金属層１２ｂの膜厚が１００ｎｍである。第一の強磁性電極１３は膜厚が３ｎｍ、非磁性金属１４はＡｇから成り膜厚が５ｎｍ、第二の強磁性電極１５は膜厚が３ｎｍ、反強磁性体１６はＩｒＭｎから成り膜厚が１０ｎｍ、酸化防止層１７はＲｕを使用し膜厚を５ｎｍとした。
　ＣｏＦｅからなる合金層１２ａにおいて、組成式ＣｏｘＦｅ１００－ｘと表記した時に、ｘ＝５０となるような成膜条件にて成膜を行った。なお、成膜はＣｏターゲットとＦｅターゲットを使用した同時スパッタリング法により組成を調整し、蛍光エックス線（ＸＲＦ）を使用して直径１０ｍｍエリアにおける組成分析の結果により成膜条件を決定した。
　また、第一の強磁性電極１３、および第二の強磁性電極１５には、ハーフメタルであるＣｏ、Ｍｎ、Ｓｉ元素の組み合わせで構成されるＣｏ２ＭｎＳｉ合金のホイスラー合金を使用した。
　この磁気抵抗効果素子１０を使用して、ＭＲ特性を測定した。結果を表１に示す。なお、後に記述する比較例１のＭＲ特性で規格化した。
　また、実施例１で用いた下地層１２の表面粗さ、即ち非磁性金属層１２ｂの表面粗さの評価も行った。評価に使用した基板は、実施例１で使用した磁気抵抗効果素子１０の下地層１２と同じ条件で作製し、基板１１はＭｇＯ基板、下地層１２は強磁性材料であるＣｏＦｅから成る合金層１２ａで膜厚が１０ｎｍ、非磁性金属であるＡｇから成る非磁性金属層１２ｂの膜厚が１００ｎｍである。
　この非磁性金属層１２ｂの表面粗さ（ＲＭＳ）をＡＦＭ（Ａｔｏｍｉｃ　Ｆｏｒｃｅ　Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ）で測定を行った。この結果も合わせて表１に示す。
（比較例１）
　実施形態に基づく、比較例１を図２に示す磁気抵抗効果素子１００を使って説明する。図２は図１と類似した層構造である磁気抵抗効果素子１００である。下地層１２において合金層１２ａを有さない点を除いては実施例１と同じ構造である。この磁気抵抗効果素子１００を使用して、ＭＲ特性を測定した。結果を表１に示す。なお、比較例１の結果を基準として規格化を行っている。
　また、比較例１で用いた下地層１２の表面粗さ、即ち非磁性金属層１２ｂの表面粗さの評価も行った。評価に使用した基板は比較例１で使用した磁気抵抗効果素子１００の下地層１２と同じ条件で作製し、基板１１はＭｇＯ基板、下地層１２は非磁性金属であるＡｇのみから成り、非磁性金属層１２ｂの膜厚が１００ｎｍである。
　この非磁性金属層１２ｂの表面粗さ（ＲＭＳ）をＡＦＭ（Ａｔｏｍｉｃ　Ｆｏｒｃｅ　Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ）で測定を行った。この結果も合わせて表１に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
　以上、表１に示す通り、比較例１の非磁性金属層１２ｂの表面粗さ（ＲＭＳ）は３．１ｎｍであったのに対し、ＣｏＦｅからなる合金層１２ａを有する実施例１の非磁性金属層１２ｂの表面粗さ（ＲＭＳ）は０．３ｎｍで、およそ１０倍の差があった。また、ＣｏＦｅからなる合金層１２aを有する実施例１の磁気抵抗効果素子１０は、合金層１２aを設けない比較例１と比べて、ＭＲ特性は５．４倍に向上した。
　よって、下地層１２の表面粗さが平坦なほど、ＭＲ特性が大きくなることが確認された。よって、下地層１２の表面をより平坦にするほどＭＲ特性が大きな磁気抵抗効果素子が得られることを示した。
（実施例２）
　実施形態に基づく、実施例２を説明する。実施例２では、実施例１で使用した磁気抵抗効果素子１０と類似した層構造で、ＣｏＦｅからなる合金層１２ａにおいて、組成式ＣｏｘＦｅ１００－ｘと表記した時に、０≦ｘ≦１００の範囲でＣｏとＦｅの組成比率だけを変えたサンプルを数種類作製し、ＭＲ特性を測定した。結果を図３に示す。なお、比較例１の結果を基準として規格化を行っている。
　なお、組成比率の変更には、ＣｏターゲットとＦｅターゲットを使用した同時スパッタリング法により調整し、蛍光エックス線（ＸＲＦ）を使用して直径１０ｍｍエリアにおける組成分析の結果により成膜条件を決定した。
　また、実施例２で用いた下地層１２の表面粗さ、即ち非磁性金属層１２ｂの表面粗さの評価も行った。評価に使用した基板は、実施例２で使用した磁気抵抗効果素子１０の下地層１２とそれぞれ同じ条件で作製し、基板１１はＭｇＯ基板、下地層１２は強磁性材料であるＣｏＦｅからなる合金層１２ａで膜厚が１０ｎｍ、非磁性金属であるＡｇから成る非磁性金属層１２ｂの膜厚が１００ｎｍである。
　この非磁性金属層１２ｂの表面粗さ（ＲＭＳ）をＡＦＭ（Ａｔｏｍｉｃ　Ｆｏｒｃｅ　Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ）で測定を行った。この結果も合わせて図３に示す。
　以上、図３に示す通り、２０≦ｘ≦９５の範囲において下地層１２の表面粗さが平坦で、ＭＲ特性が大きくなることが確認できた。よって、ＣｏＦｅからなる合金層１２ａにおいて、組成式ＣｏｘＦｅ１００－ｘと表記した時に、２０≦ｘ≦９５の範囲であることが好ましいことが確認できた。
　これは、ｘ＜２０の範囲においては、よりＦｅとしての純金属における格子定数に近づくため、本発明における合金の格子定数が合金層１２ａを構成する金属の組成比率に応じて変化し、局所的に組成比率が異なることで、理論値で計算される基板１１と非磁性金属層１２ｂとの格子定数ミスマッチングよりも、実際には柔軟にマッチングできなくなったことが考えられ、これにより表面粗さが大きく、ＭＲ特性も２０≦ｘ≦９５の範囲に比べると低くなっていると考えられる。
　一方、ｘ＝１００の領域、即ちＣｏだけの純金属ではｈｃｐ構造をとる。よって、ｘ＜９５の範囲においては、ｈｃｐ構造が顕著に現れ影響し始めることで表面粗さが大きくなり、ＭＲ特性も２０≦ｘ≦９５の範囲に比べると低くなっていると考えられる。
　更には、２０≦ｘ≦８０の範囲において下地層１２の表面粗さが安定して平坦で、ＭＲ特性が安定して大きい領域であることが確認できた。よって、ＣｏＦｅからなる合金層１２ａにおいて、組成式ＣｏｘＦｅ１００－ｘと表記した時に、２０≦ｘ≦８０の範囲であることがより好ましい。
　この２０≦ｘ≦８０の範囲においては、先に述べたような理由によって引き起こされる表面粗さの増大の懸念がないため、安定して大きなＭＲ特性が得ることができるためであると考えられる。
　以上の図３の通り、ＣｏｘＦｅ１００－ｘにおいて、２０≦ｘ≦９５の範囲であることが好ましいことが確認できた。また、より好ましくは、２０≦ｘ≦８０の範囲であることがより好ましいことが確認できた。
　以上の表１、図３の結果の通り、下地層１２の表面粗さが平坦なほど、ＭＲ特性が大きくなることを示した。また、ＣｏＦｅからなる合金層１２ａの組成比率を適切な範囲とすることによって、下地層１２の表面をより平坦にでき、ＭＲ特性が大きな磁気抵抗効果素子が得られることを示した。
　本発明は、磁気抵抗効果素子に好適である。
１０、１００　磁気抵抗効果素子
１１　基板
１２　下地層
１２ａ　合金層
１２ｂ　非磁性金属層
１３　第一の強磁性電極
１４　非磁性金属
１５　第二の強磁性電極
１６　反強磁性体層
１７　酸化防止層
１８　積層体

 

Claims (7)

  1. 　基板と、第一の強磁性電極と、第二の強磁性電極と、前記第一の強磁性電極と前記第二の強磁性電極との間に挟まれた非磁性金属と、前記第一の強磁性電極、前記第二の強磁性電極および前記非磁性金属から構成される積層体の下地層と、を有する磁気抵抗効果素子であって、前記積層体は前記下地層上に形成され、前記下地層は、前記基板上に前記基板側から合金層と非磁性金属層とがこの順に積層して構成されることを特徴とする磁気抵抗効果素子。
  2. 　前記合金層は強磁性材料である請求項１に記載の磁気抵抗効果素子。
  3. 　前記強磁性材料はＣｏＦｅである請求項２に記載の磁気抵抗効果素子。
  4. 　前記強磁性材料はＣｏｘＦｅ１００－ｘ（２０≦ｘ≦８０）である請求項２に記載の磁気抵抗効果素子。
  5. 　前記非磁性金属層はＡｇである請求項１から４のいずれか一項に記載の磁気抵抗効果素子。
  6. 　前記基板は単結晶ＭｇＯである請求項１から５のいずれか一項に記載の磁気抵抗効果素子。
  7. 　前記強磁性電極はホイスラー合金である請求項１から６のいずれか一項に記載の磁気抵抗効果素子。

     
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