JP2000150985A - 磁気抵抗効果素子 - Google Patents
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Classifications
-
- 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
-
- H—ELECTRICITY
- H01—ELECTRIC ELEMENTS
- H01F—MAGNETS; INDUCTANCES; TRANSFORMERS; SELECTION OF MATERIALS FOR THEIR MAGNETIC PROPERTIES
- H01F10/00—Thin magnetic films, e.g. of one-domain structure
- H01F10/32—Spin-exchange-coupled multilayers, e.g. nanostructured superlattices
- H01F10/324—Exchange coupling of magnetic film pairs via a very thin non-magnetic spacer, e.g. by exchange with conduction electrons of the spacer
- H01F10/3254—Exchange coupling of magnetic film pairs via a very thin non-magnetic spacer, e.g. by exchange with conduction electrons of the spacer the spacer being semiconducting or insulating, e.g. for spin tunnel junction [STJ]
-
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 磁気ヘッドや磁気メモリに必要な抵抗値及び
電流密度を備え、高感度でしかも安定に信号磁界を検出
できる磁気抵抗効果素子を制御よく得る。 【解決手段】 反強磁性層11により交換結合磁界を付
与した強磁性層(固定層)12と、トンネルバリア層1
4を介して薄い高分極率膜15及び軟磁性膜16の二層
膜からなる強磁性層(フリー層)13とで基本構造が形
成されている磁気抵抗効果素子。
電流密度を備え、高感度でしかも安定に信号磁界を検出
できる磁気抵抗効果素子を制御よく得る。 【解決手段】 反強磁性層11により交換結合磁界を付
与した強磁性層(固定層)12と、トンネルバリア層1
4を介して薄い高分極率膜15及び軟磁性膜16の二層
膜からなる強磁性層(フリー層)13とで基本構造が形
成されている磁気抵抗効果素子。
Description
【0001】
【発明の属する技術分野】本発明は、高密度磁気ディス
ク装置における再生用磁気ヘッドや高密度磁気メモリ
(MRAM)に適した磁気抵抗効果素子に関する。
ク装置における再生用磁気ヘッドや高密度磁気メモリ
(MRAM)に適した磁気抵抗効果素子に関する。
【0002】
【従来の技術】強磁性トンネル接合は二つの強磁性層の
間に数nm厚の薄い絶縁体からなるトンネルバリア層を挟
んだ構造を持つ。この素子では強磁性層間に一定の電流
を流した状態で強磁性層面内に外部磁界を印加した場
合、両磁性層の磁化の相対角度に応じて抵抗値が変化す
る磁気抵抗効果現象が現れる。この磁化の向きが平行で
ある場合には抵抗値は最小となり、反平行である場合に
は抵抗値が最大となる。従って、両磁性層に保磁力差を
付与することによって、外部磁界の強さに応じて磁化の
平行及び反平行状態を実現できるため、抵抗値の変化に
よる磁界検出が可能となる。磁界感度を決める磁気抵抗
変化率は、二つの強磁性層の分極率をP1 、P2 とする
と、2P1 P2 /(1−P1 P2 )で表される。この式
は、双方の分極率が大きいほど磁気抵抗変化率が大きく
なることを意味している。
間に数nm厚の薄い絶縁体からなるトンネルバリア層を挟
んだ構造を持つ。この素子では強磁性層間に一定の電流
を流した状態で強磁性層面内に外部磁界を印加した場
合、両磁性層の磁化の相対角度に応じて抵抗値が変化す
る磁気抵抗効果現象が現れる。この磁化の向きが平行で
ある場合には抵抗値は最小となり、反平行である場合に
は抵抗値が最大となる。従って、両磁性層に保磁力差を
付与することによって、外部磁界の強さに応じて磁化の
平行及び反平行状態を実現できるため、抵抗値の変化に
よる磁界検出が可能となる。磁界感度を決める磁気抵抗
変化率は、二つの強磁性層の分極率をP1 、P2 とする
と、2P1 P2 /(1−P1 P2 )で表される。この式
は、双方の分極率が大きいほど磁気抵抗変化率が大きく
なることを意味している。
【0003】近年、トンネルバリア層の品質の向上によ
り、20%という理論値に近い磁気抵抗変化率を示す強
磁性トンネル接合が得られるようになったことから、磁
気ヘッドや磁気メモリへの応用の可能性が高まってき
た。こうした大きな磁気抵抗変化率を報告している代表
例として、「1996年4月、ジャーナル・オブ・アプ
ライド・フィジックス、79巻、4724〜4729頁(Journal
of Applied Physics,vol.79, 4724〜4729,199
6)」がある。
り、20%という理論値に近い磁気抵抗変化率を示す強
磁性トンネル接合が得られるようになったことから、磁
気ヘッドや磁気メモリへの応用の可能性が高まってき
た。こうした大きな磁気抵抗変化率を報告している代表
例として、「1996年4月、ジャーナル・オブ・アプ
ライド・フィジックス、79巻、4724〜4729頁(Journal
of Applied Physics,vol.79, 4724〜4729,199
6)」がある。
【0004】この接合素子を図面を用いて説明する。図
12に示すように、強磁性層としてCoFe膜122と
Co膜124を用い、これらの両強磁性層によってAl
2 0 3 からなるトンネルバリア層123を挟んだ構造を
持つ。この構造は図13に示すようなプロセスで作製さ
れている。蒸着マスクを用いてガラス基板131上にC
oFeからなる第1の強磁性層132を真空蒸着し(図
13(a))、引き続きマスクを交換して1.2〜2.
0nm厚のAl層133を蒸着する(図13(b))。こ
のAl層表面を酸素グロー放電に曝すことによって、A
l2 03 からなるトンネルバリア層134を形成する
(図13(c))。最後に、このトンネルバリア層13
4を介して第1の強磁性層132と長手方向が垂直に交
わるようにCoからなる第2の強磁性層135を成膜し
て十字電極型の強磁性トンネル接合素子を完成させる
(図13(d))。この方法では、磁気抵抗変化率とし
て最大18%という大きな値が得られている。
12に示すように、強磁性層としてCoFe膜122と
Co膜124を用い、これらの両強磁性層によってAl
2 0 3 からなるトンネルバリア層123を挟んだ構造を
持つ。この構造は図13に示すようなプロセスで作製さ
れている。蒸着マスクを用いてガラス基板131上にC
oFeからなる第1の強磁性層132を真空蒸着し(図
13(a))、引き続きマスクを交換して1.2〜2.
0nm厚のAl層133を蒸着する(図13(b))。こ
のAl層表面を酸素グロー放電に曝すことによって、A
l2 03 からなるトンネルバリア層134を形成する
(図13(c))。最後に、このトンネルバリア層13
4を介して第1の強磁性層132と長手方向が垂直に交
わるようにCoからなる第2の強磁性層135を成膜し
て十字電極型の強磁性トンネル接合素子を完成させる
(図13(d))。この方法では、磁気抵抗変化率とし
て最大18%という大きな値が得られている。
【0005】その他の例として、特開平5−63254
号公報、特開平6−244477号公報、特開平8−7
0148号公報、特開平8−70149号公報、特開平
8−316548号公報及び「1997年、日本応用磁
気学会誌、21巻、493〜496頁」などの報告がある。こ
こではトンネルバリア層の形成に、Al層を成膜後、大
気中に曝してAl2 03 を成長させる方法を用いてい
る。このように、これらの報告では図13とはトンネル
バリアの形成方法が異なるものの、強磁性層としてF
e、Co、Ni及びそれらの合金からなる単層膜が使わ
れている点は共通である。
号公報、特開平6−244477号公報、特開平8−7
0148号公報、特開平8−70149号公報、特開平
8−316548号公報及び「1997年、日本応用磁
気学会誌、21巻、493〜496頁」などの報告がある。こ
こではトンネルバリア層の形成に、Al層を成膜後、大
気中に曝してAl2 03 を成長させる方法を用いてい
る。このように、これらの報告では図13とはトンネル
バリアの形成方法が異なるものの、強磁性層としてF
e、Co、Ni及びそれらの合金からなる単層膜が使わ
れている点は共通である。
【0006】これらの磁気抵抗効果素子を高密度記録用
の再生磁気ヘッドに適用する技術としては、スピンバル
ブに用いられている技術がある。非磁性層によって磁気
的に分離された二つの強磁性層の一方に反強磁性層を重
ねることによって交換結合磁界を付与して固定層とし、
もう一方をフリー層とするものである。固定層の磁化の
向きは媒体面と直行するように設定され、フリー層の磁
化の向きは媒体面と平行に設定されている。情報を書き
込んだ媒体からの漏れ磁界でフリー層の磁化の向きを変
えることによって、固定層の磁化の向きとの相対角度を
モジュレートし、その結果生じる素子の抵抗変化により
信号検出を行う。強磁性トンネル接合が強磁性層間にト
ンネルバリア層を用いるのに対して、スピンバルブでは
非磁性層を用いるという違いはあるものの、交換結合磁
界を利用する手法は共通技術として有効であることはよ
く知られている。
の再生磁気ヘッドに適用する技術としては、スピンバル
ブに用いられている技術がある。非磁性層によって磁気
的に分離された二つの強磁性層の一方に反強磁性層を重
ねることによって交換結合磁界を付与して固定層とし、
もう一方をフリー層とするものである。固定層の磁化の
向きは媒体面と直行するように設定され、フリー層の磁
化の向きは媒体面と平行に設定されている。情報を書き
込んだ媒体からの漏れ磁界でフリー層の磁化の向きを変
えることによって、固定層の磁化の向きとの相対角度を
モジュレートし、その結果生じる素子の抵抗変化により
信号検出を行う。強磁性トンネル接合が強磁性層間にト
ンネルバリア層を用いるのに対して、スピンバルブでは
非磁性層を用いるという違いはあるものの、交換結合磁
界を利用する手法は共通技術として有効であることはよ
く知られている。
【0007】
【発明が解決しようとする課題】磁気抵抗効果素子を高
密度磁気ヘッドに適用するためには、媒体からの漏れ磁
界を高感度かつ安定に検出できなければならない。従来
の強磁性トンネル接合を構成する二つの強磁性層は双方
とも単層膜であり、高感度化のために大きな磁気抵抗変
化率を得ようとすると大きな分極率を持つ強磁性層が必
要である。しかし、こうした強磁性層は一般的に数10
Oe以上の大きな保持力を持つ。従って、交換結合磁界
を利用するスピンバルブと類似の構成を用いた場合に
は、磁気抵抗曲線に顕著なヒステリシス特性が現れるた
め、安定な信号検出は困難となる。
密度磁気ヘッドに適用するためには、媒体からの漏れ磁
界を高感度かつ安定に検出できなければならない。従来
の強磁性トンネル接合を構成する二つの強磁性層は双方
とも単層膜であり、高感度化のために大きな磁気抵抗変
化率を得ようとすると大きな分極率を持つ強磁性層が必
要である。しかし、こうした強磁性層は一般的に数10
Oe以上の大きな保持力を持つ。従って、交換結合磁界
を利用するスピンバルブと類似の構成を用いた場合に
は、磁気抵抗曲線に顕著なヒステリシス特性が現れるた
め、安定な信号検出は困難となる。
【0008】また、磁気抵抗効果素子を磁気ヘッドに適
用するためには、熱雑音の影響を低減するために実用素
子寸法である程度低い抵抗値が必要であるが、従来のト
ンネルバリア形成法ではその実現が困難であった。ま
た、磁気ヘッドの高密度化には信号出力電圧の大きさが
鍵を握るが、従来技術では素子特性を損なうことなく低
抵抗かつ十分な高電流密度が得られないという課題もあ
った。さらに、従来技術ではウエーハ内やロット間の素
子特性のばらつきが大きく、実用に供するだけの十分な
製造歩留まりを得ることは難しかった。これらの課題
は、主に従来のトンネルバリア層の形成方法に起因する
と考えられる。酸素グロー放電を用いる方法では、イオ
ンやラジカル状態の活性酸素を導電層の酸化に用いるた
め薄い酸化膜厚の制御すなわち素子抵抗の制御が難しい
といった問題や、同時に発生する活性化された不純物ガ
スによってトンネルバリア層が汚染され接合品質が劣化
するという問題がある。一方、大気中自然酸化による方
法では、大気中の粉塵でトンネルバリア層にピンホール
を生じたり、水分、炭素酸化物、窒素酸化物等の汚染を
受けることによって酸素グロー放電と同様に多くの問題
を抱えている。
用するためには、熱雑音の影響を低減するために実用素
子寸法である程度低い抵抗値が必要であるが、従来のト
ンネルバリア形成法ではその実現が困難であった。ま
た、磁気ヘッドの高密度化には信号出力電圧の大きさが
鍵を握るが、従来技術では素子特性を損なうことなく低
抵抗かつ十分な高電流密度が得られないという課題もあ
った。さらに、従来技術ではウエーハ内やロット間の素
子特性のばらつきが大きく、実用に供するだけの十分な
製造歩留まりを得ることは難しかった。これらの課題
は、主に従来のトンネルバリア層の形成方法に起因する
と考えられる。酸素グロー放電を用いる方法では、イオ
ンやラジカル状態の活性酸素を導電層の酸化に用いるた
め薄い酸化膜厚の制御すなわち素子抵抗の制御が難しい
といった問題や、同時に発生する活性化された不純物ガ
スによってトンネルバリア層が汚染され接合品質が劣化
するという問題がある。一方、大気中自然酸化による方
法では、大気中の粉塵でトンネルバリア層にピンホール
を生じたり、水分、炭素酸化物、窒素酸化物等の汚染を
受けることによって酸素グロー放電と同様に多くの問題
を抱えている。
【0009】本発明の目的は、このような従来技術の課
題を解決し、高感度でしかも安定に信号磁界を検出で
き、実用に必要な抵抗値及び信号出力電圧特性を備える
磁気抵抗効果素子を提供することにある。
題を解決し、高感度でしかも安定に信号磁界を検出で
き、実用に必要な抵抗値及び信号出力電圧特性を備える
磁気抵抗効果素子を提供することにある。
【0010】
【課題を解決するための手段】上記目的に従い、本発明
の磁気抵抗効果素子は、強磁性層の間にトンネルバリア
層を挟んだ強磁性トンネル接合の構造を有し、一方の強
磁性層の外側に反強磁性層を配置した磁気抵抗効果素子
において、少なくとも反強磁性層と接していない方の強
磁性層がトンネルバリア層側に薄い高分極率膜を備えた
軟磁性膜で構成され。かつ前記軟磁性膜はNix Fe
1-x(0.35≦x≦0.81)であることを特徴と
し、前記高分極率膜はCoFe膜、又はNix Fe1-x
(0≦x<0.35)膜、又は完全スピン分極を持つ金
属間化合物であることを特徴とし、金属間化合物である
場合にはNiMnSbなどの半金属膜であることを特徴
とする。
の磁気抵抗効果素子は、強磁性層の間にトンネルバリア
層を挟んだ強磁性トンネル接合の構造を有し、一方の強
磁性層の外側に反強磁性層を配置した磁気抵抗効果素子
において、少なくとも反強磁性層と接していない方の強
磁性層がトンネルバリア層側に薄い高分極率膜を備えた
軟磁性膜で構成され。かつ前記軟磁性膜はNix Fe
1-x(0.35≦x≦0.81)であることを特徴と
し、前記高分極率膜はCoFe膜、又はNix Fe1-x
(0≦x<0.35)膜、又は完全スピン分極を持つ金
属間化合物であることを特徴とし、金属間化合物である
場合にはNiMnSbなどの半金属膜であることを特徴
とする。
【0011】好ましくは、前記高分極率膜の膜厚は10
nm以下であることを特徴とする。
nm以下であることを特徴とする。
【0012】また前記トンネルバリア層はAlの自然酸
化膜であることを特徴とし、 好ましくは、前記Alの
膜厚は1.0〜2.5nmであることを特徴とする。
化膜であることを特徴とし、 好ましくは、前記Alの
膜厚は1.0〜2.5nmであることを特徴とする。
【0013】本発明の磁気抵抗効果素子は、強磁性層の
間にトンネルバリア層を挟んだ強磁性トンネル接合の構
造を有し、一方の強磁性層がトンネルバリア層側に薄い
高分極率膜を備えた軟磁性膜で構成され、もう一方の強
磁性層の外側に反強磁性層を配置した磁気抵抗効果素子
の製造方法において、金属または半導体からなる導電層
を成膜した後、真空中に酸素を含むガスを導入し、この
導電層表面を自然酸化してトンネルバリア層を形成する
工程によって製造される。
間にトンネルバリア層を挟んだ強磁性トンネル接合の構
造を有し、一方の強磁性層がトンネルバリア層側に薄い
高分極率膜を備えた軟磁性膜で構成され、もう一方の強
磁性層の外側に反強磁性層を配置した磁気抵抗効果素子
の製造方法において、金属または半導体からなる導電層
を成膜した後、真空中に酸素を含むガスを導入し、この
導電層表面を自然酸化してトンネルバリア層を形成する
工程によって製造される。
【0014】本発明においては、少なくとも反強磁性層
と接していない方の強磁性層がトンネルバリア層との界
面に高分極率の薄膜を備えた軟磁性膜で構成されている
ため、保磁力を小さく保ったまま、大きな磁気抵抗変化
率が得られ、上記目的を達成できる。
と接していない方の強磁性層がトンネルバリア層との界
面に高分極率の薄膜を備えた軟磁性膜で構成されている
ため、保磁力を小さく保ったまま、大きな磁気抵抗変化
率が得られ、上記目的を達成できる。
【0015】また、本発明の磁気抵抗効果素子を得るた
めに行われる製造方法においては、真空中に酸素を含む
ガスを導入し、導電層表面を自然酸化してトンネルバリ
ア層を形成するので、不純物ガスの影響を受けない清浄
な雰囲気で熱平衡状態を保ったまま酸化層の成長が可能
であり、高品質トンネルバリア層を制御よく作製するこ
とができる。
めに行われる製造方法においては、真空中に酸素を含む
ガスを導入し、導電層表面を自然酸化してトンネルバリ
ア層を形成するので、不純物ガスの影響を受けない清浄
な雰囲気で熱平衡状態を保ったまま酸化層の成長が可能
であり、高品質トンネルバリア層を制御よく作製するこ
とができる。
【0016】
【発明の実施の形態】本発明の磁気抵抗効果素子に関す
る第1の実施の形態について、図面を参照して説明す
る。
る第1の実施の形態について、図面を参照して説明す
る。
【0017】図1に示すように、反強磁性層11/強磁
性層12の積層膜からなる固定層と強磁性層13からな
るフリー層との間にトンネルバリア層14を挟んだ構造
を持つ磁気抵抗効果素子において、フリー層を構成する
強磁性層13がトンネルバリア層14に接する側に薄い
高分極率膜15を備えた軟磁性膜16で構成されてい
る。この高分極率膜15は一般的に軟磁性膜として用い
られるパーマロイなどの薄膜に比べ保磁力が大きい。し
かし、薄い高分極率膜15を軟磁性膜16と重ねること
によって、トンネルバリア層14と接する強磁性層13表
面の分極率を大きく保ったまま保磁力を低減させること
ができる。強磁性トンネル接合の磁気抵抗変化率はトン
ネル現象に寄与する薄い強磁性層表面の性質により決ま
るため、こうしたフリー層構造を用いることによって大
きな分極率と小さな保磁力を合わせ持つ高密度磁気ヘッ
ドに適した磁気抵抗効果素子が得られる。一方、固定層
となる強磁性層12としては分極率の大きな材料を優先
的に選べばよいが、フリー層と同様な構成にすることも
できる。
性層12の積層膜からなる固定層と強磁性層13からな
るフリー層との間にトンネルバリア層14を挟んだ構造
を持つ磁気抵抗効果素子において、フリー層を構成する
強磁性層13がトンネルバリア層14に接する側に薄い
高分極率膜15を備えた軟磁性膜16で構成されてい
る。この高分極率膜15は一般的に軟磁性膜として用い
られるパーマロイなどの薄膜に比べ保磁力が大きい。し
かし、薄い高分極率膜15を軟磁性膜16と重ねること
によって、トンネルバリア層14と接する強磁性層13表
面の分極率を大きく保ったまま保磁力を低減させること
ができる。強磁性トンネル接合の磁気抵抗変化率はトン
ネル現象に寄与する薄い強磁性層表面の性質により決ま
るため、こうしたフリー層構造を用いることによって大
きな分極率と小さな保磁力を合わせ持つ高密度磁気ヘッ
ドに適した磁気抵抗効果素子が得られる。一方、固定層
となる強磁性層12としては分極率の大きな材料を優先
的に選べばよいが、フリー層と同様な構成にすることも
できる。
【0018】高分極率膜15としては、CoFe、又は
Nix Fe1-x (0≦x<0.35)が候補として挙
げられる。完全スピン分極を持つ金属間化合物を用いる
場合には薄膜としても100%に近い分極率が得られる
ため、さらに大きな磁気抵抗変化率を持つ磁気抵抗効果
素子が実現できる。高分極率膜15の膜厚は10nm以下
であれば、フリー層の保磁力はほぼ軟磁性膜16の性質
で決まるため小さな値が得られるが、5nm以下であれば
より効果的である。軟磁性膜16としてNixFe1-x
(0.35≦x≦0.8)を用いれば、1Oe以下の小
さな保持力が得られる。また、トンネルバリア層として
Alの自然酸化膜を選択すればピンホール密度を大幅に
低減した高品質の接合が得られる。このAlの膜厚は厚
すぎると酸化後に金属Alが残ってスピン散乱の原因と
なり、薄すぎると下地の強磁性層の表面まで酸化されて
磁気抵抗変化率の低下を引き起こすため、1.0〜2.
5nmであることが好ましい。この最適膜厚は下地強磁性
層表面の凹凸の大きさなどの条件によって決まる。
Nix Fe1-x (0≦x<0.35)が候補として挙
げられる。完全スピン分極を持つ金属間化合物を用いる
場合には薄膜としても100%に近い分極率が得られる
ため、さらに大きな磁気抵抗変化率を持つ磁気抵抗効果
素子が実現できる。高分極率膜15の膜厚は10nm以下
であれば、フリー層の保磁力はほぼ軟磁性膜16の性質
で決まるため小さな値が得られるが、5nm以下であれば
より効果的である。軟磁性膜16としてNixFe1-x
(0.35≦x≦0.8)を用いれば、1Oe以下の小
さな保持力が得られる。また、トンネルバリア層として
Alの自然酸化膜を選択すればピンホール密度を大幅に
低減した高品質の接合が得られる。このAlの膜厚は厚
すぎると酸化後に金属Alが残ってスピン散乱の原因と
なり、薄すぎると下地の強磁性層の表面まで酸化されて
磁気抵抗変化率の低下を引き起こすため、1.0〜2.
5nmであることが好ましい。この最適膜厚は下地強磁性
層表面の凹凸の大きさなどの条件によって決まる。
【0019】次に、本発明の磁気抵抗効果素子の製造方
法に関する第2の実施の形態について、図面を参照して
説明する。
法に関する第2の実施の形態について、図面を参照して
説明する。
【0020】図2に示すように、反強磁性層21、強磁
性層(固定層)22、導電層23を真空中で連続成膜し
た後(図2(a))、真空を破ることなく純酸素を導入
し、導電層23の表面を自然酸化してトンネルバリア層
24を形成する(図2(b))。図2(b)に示すよう
に、導電層23は過不足無く酸化されることが望まし
い。酸素を排気した後、CoFe、又はNix Fe1-x
(0≦x<0.35)、又は完全スピン分極を持つ金属
間化合物からなる高分極率膜25を成膜し、引き続き、
軟磁性膜26を成膜して、強磁性トンネル接合素子の基本
構造を完成させる(図2(c))。
性層(固定層)22、導電層23を真空中で連続成膜し
た後(図2(a))、真空を破ることなく純酸素を導入
し、導電層23の表面を自然酸化してトンネルバリア層
24を形成する(図2(b))。図2(b)に示すよう
に、導電層23は過不足無く酸化されることが望まし
い。酸素を排気した後、CoFe、又はNix Fe1-x
(0≦x<0.35)、又は完全スピン分極を持つ金属
間化合物からなる高分極率膜25を成膜し、引き続き、
軟磁性膜26を成膜して、強磁性トンネル接合素子の基本
構造を完成させる(図2(c))。
【0021】強磁性層にFe、Co、Niまたはそれら
を含む合金を用いた場合には、導電層23として強磁性
層の表面自由エネルギーより小さな値を持つAlを選択
することにより、下地となる強磁性層22に対して良好
な被覆性を呈する。その結果、完成された素子ではピン
ホールによる強磁性層間の電気的ショートのない良好な
特性が得られる。また、Alの酸素一原子当たりの生成
自由エネルギーはFe、Co、Niよりも大きいためト
ンネルバリア層となるAl2 03 は接合界面で熱的に安
定である。本実施の形態ではフリー層27よりも先に固
定層を成膜したが、この逆の工程でも同様な効果が得ら
れる。
を含む合金を用いた場合には、導電層23として強磁性
層の表面自由エネルギーより小さな値を持つAlを選択
することにより、下地となる強磁性層22に対して良好
な被覆性を呈する。その結果、完成された素子ではピン
ホールによる強磁性層間の電気的ショートのない良好な
特性が得られる。また、Alの酸素一原子当たりの生成
自由エネルギーはFe、Co、Niよりも大きいためト
ンネルバリア層となるAl2 03 は接合界面で熱的に安
定である。本実施の形態ではフリー層27よりも先に固
定層を成膜したが、この逆の工程でも同様な効果が得ら
れる。
【0022】
【実施例1】本発明の第1の実施例を図面を参照して詳
細に説明する。
細に説明する。
【0023】本発明の磁気抵抗効果素子の基本構造は、
図3に示すように、表面を熱酸化したSi基板31上に
5nm厚のTa膜と5nm厚のパーマロイNi0.81Fe0.19
膜の二層膜からなるバッファー層32を介して形成され
た15nm厚のFeMn膜からなる反強磁性層33と厚さ
10nmのNi0.81Fe0.19膜からなる第1の強磁性層3
4、さらにその上にAl2 03 膜からなるトンネルバリ
ア層35を介して形成された厚さ3nmのCoFe膜36
と厚さ15nmのNi0.81Fe0.19軟磁性膜37の二層膜
からなる第2の強磁性層38で構成される。バッファー
層32は反強磁性的な性質を持つ面心立方構造γ相のF
eMn膜を成長させるために用いる。この構造を得るた
めにはバッファー層を構成するNi0.81Fe0.19膜は
(111)配向していることが必要であり、そのシード
層としてTa膜を用いている。Ta膜以外にもNb、T
i、Hf、Zrなどの他の薄膜を使っても同様な効果が
得られる。本実施例では反強磁性層としてFeMnを用
いているが、他にもIrMn、NiMn、PtMn、P
dMnなどを用いることができる。第1の強磁性層34
は固定層、第2の強磁性層38はフリー層を構成する
が、この二つの層の磁化の向きは互いに直行している。
図3に示すように、表面を熱酸化したSi基板31上に
5nm厚のTa膜と5nm厚のパーマロイNi0.81Fe0.19
膜の二層膜からなるバッファー層32を介して形成され
た15nm厚のFeMn膜からなる反強磁性層33と厚さ
10nmのNi0.81Fe0.19膜からなる第1の強磁性層3
4、さらにその上にAl2 03 膜からなるトンネルバリ
ア層35を介して形成された厚さ3nmのCoFe膜36
と厚さ15nmのNi0.81Fe0.19軟磁性膜37の二層膜
からなる第2の強磁性層38で構成される。バッファー
層32は反強磁性的な性質を持つ面心立方構造γ相のF
eMn膜を成長させるために用いる。この構造を得るた
めにはバッファー層を構成するNi0.81Fe0.19膜は
(111)配向していることが必要であり、そのシード
層としてTa膜を用いている。Ta膜以外にもNb、T
i、Hf、Zrなどの他の薄膜を使っても同様な効果が
得られる。本実施例では反強磁性層としてFeMnを用
いているが、他にもIrMn、NiMn、PtMn、P
dMnなどを用いることができる。第1の強磁性層34
は固定層、第2の強磁性層38はフリー層を構成する
が、この二つの層の磁化の向きは互いに直行している。
【0024】次に、本発明の磁気抵抗効果素子の製造方
法を図面を参照して詳細に説明する。
法を図面を参照して詳細に説明する。
【0025】まず、図4(a)に示すように表面を熱酸
化したSi基板41上にTa膜(膜厚:5nm)とNi0.81F
e0.19膜(膜厚:5nm)の二層膜からなるバッファー層
42、 FeMn膜(膜厚:15nm)からなる反強磁性
層43、 Ni0.81Fe0.19膜(膜厚:10nm)からな
る第1の強磁性層44、Al膜(膜厚:2nm)からなる
導電層45を同一真空中で連続してスパッタ蒸着した。
この成膜には4インチ直径のターゲット5基を備えた高
周波マグネトロンスパッタ装置を用いた。スパッタ条件
はすべてバックグランド圧力1×10-7Torr以下、
Ar圧力10mTorr、高周波電力200Wであっ
た。次に、スパッタ装置内に純酸素を導入し、酸素圧力
を20Torrで10分間保持して、Al導電層45を
自然酸化しトンネルバリア層46を形成した(図4(b)
を排気してバックグランド圧力に到達した後、CoFe
膜(膜厚:3nm)47、Ni0.81Fe0.19軟磁性膜(膜
厚:15nm)48からなる第2の強磁性層49、Ta膜
(膜厚:5nm)からなる保護層50を連続してスパッタ
蒸着し、接合構成層を完成させた(図4(c))。この
保護層50は接合構成層をプロセス汚染から保護するた
めのものである。この接合構成層の成膜を通して、基板
41面内の一方向に100Oeの磁界を印加した。ま
た、成膜後、基板41面内でこの方向と直行する方向に
200Oeの磁界を加えた状態で一時間熱処理を行っ
た。
化したSi基板41上にTa膜(膜厚:5nm)とNi0.81F
e0.19膜(膜厚:5nm)の二層膜からなるバッファー層
42、 FeMn膜(膜厚:15nm)からなる反強磁性
層43、 Ni0.81Fe0.19膜(膜厚:10nm)からな
る第1の強磁性層44、Al膜(膜厚:2nm)からなる
導電層45を同一真空中で連続してスパッタ蒸着した。
この成膜には4インチ直径のターゲット5基を備えた高
周波マグネトロンスパッタ装置を用いた。スパッタ条件
はすべてバックグランド圧力1×10-7Torr以下、
Ar圧力10mTorr、高周波電力200Wであっ
た。次に、スパッタ装置内に純酸素を導入し、酸素圧力
を20Torrで10分間保持して、Al導電層45を
自然酸化しトンネルバリア層46を形成した(図4(b)
を排気してバックグランド圧力に到達した後、CoFe
膜(膜厚:3nm)47、Ni0.81Fe0.19軟磁性膜(膜
厚:15nm)48からなる第2の強磁性層49、Ta膜
(膜厚:5nm)からなる保護層50を連続してスパッタ
蒸着し、接合構成層を完成させた(図4(c))。この
保護層50は接合構成層をプロセス汚染から保護するた
めのものである。この接合構成層の成膜を通して、基板
41面内の一方向に100Oeの磁界を印加した。ま
た、成膜後、基板41面内でこの方向と直行する方向に
200Oeの磁界を加えた状態で一時間熱処理を行っ
た。
【0026】次に、通常のフォトリソグラフィ技術とイ
オンミリング技術を用いて接合構成層の全層を、長手方
向が成膜時の磁界印加の方向と一致するように下部配線
形状に加工した(図4(c)。保護層50上に接合寸法
を規定するためのレジストパターン51を形成し、トン
ネルバリア層46までイオンミリングする(図4
(e))。このレジストパターンを残したままAl2
03 膜(膜厚:250nm)からなる絶縁層52を電子ビ
ーム蒸着した後、リフトオフを行う(図4(f)。保護
層50と配線層53間の電気的な接触を得るために、露
出した試料表面の逆スパッタクリーニングを行った後、
Al膜(膜厚:200nm)からなる配線層53を全表面
に蒸着する。次に、レジストパターンを用いて配線層5
3をイオンミリングし、磁気抵抗効果素子を完成させる
(図4(g))。
オンミリング技術を用いて接合構成層の全層を、長手方
向が成膜時の磁界印加の方向と一致するように下部配線
形状に加工した(図4(c)。保護層50上に接合寸法
を規定するためのレジストパターン51を形成し、トン
ネルバリア層46までイオンミリングする(図4
(e))。このレジストパターンを残したままAl2
03 膜(膜厚:250nm)からなる絶縁層52を電子ビ
ーム蒸着した後、リフトオフを行う(図4(f)。保護
層50と配線層53間の電気的な接触を得るために、露
出した試料表面の逆スパッタクリーニングを行った後、
Al膜(膜厚:200nm)からなる配線層53を全表面
に蒸着する。次に、レジストパターンを用いて配線層5
3をイオンミリングし、磁気抵抗効果素子を完成させる
(図4(g))。
【0027】図5に本発明の製造方法を用いて作製した
磁気抵抗効果素子の代表的な磁気抵抗曲線を示す。Hex
は反強磁性層43と第1の強磁性層44の間の交換結合
磁界の強さ、Hc1、Hc2はそれぞれフリー層及び固定層
の保磁力である。磁気抵抗変化率は10.4%であり、
CoFe膜47を挿入しない構造で得られた5.9%に
比べ大幅に改善されている。また、フリー層の保磁力は
16Oeであり、CoFe膜47を挿入しない場合と比
べても1Oe以下の増加であった。このように、フリー
層を構成する第2の強磁性層49として膜厚3nmという
極薄のCoFe膜とNi0.81Fe0.19膜の二層構成とす
ることにより、フリー層の保磁力を小さく保ったまま、
磁気抵抗変化率を大幅に改善することができた。
磁気抵抗効果素子の代表的な磁気抵抗曲線を示す。Hex
は反強磁性層43と第1の強磁性層44の間の交換結合
磁界の強さ、Hc1、Hc2はそれぞれフリー層及び固定層
の保磁力である。磁気抵抗変化率は10.4%であり、
CoFe膜47を挿入しない構造で得られた5.9%に
比べ大幅に改善されている。また、フリー層の保磁力は
16Oeであり、CoFe膜47を挿入しない場合と比
べても1Oe以下の増加であった。このように、フリー
層を構成する第2の強磁性層49として膜厚3nmという
極薄のCoFe膜とNi0.81Fe0.19膜の二層構成とす
ることにより、フリー層の保磁力を小さく保ったまま、
磁気抵抗変化率を大幅に改善することができた。
【0028】一方、接合抵抗は、図6に示すように接合
面積に対して精度よく逆比例の関係を示した。この傾き
から、面積で規格化した抵抗値として2.4×10-6Ω
cm2が得られた。磁気ヘッドなど多くのデバイス応用を
可能にする、このような低抵抗値は強磁性トンネル接合
構造の磁気抵抗効果素子では初めて実現した。また、抵
抗値はトンネルバリア層形成時の酸素圧力及び基板温度
を制御することによって、大小数桁変化させることがで
きる。2インチSiウエーハ内の接合抵抗の最大ばらつ
きも±4%であり、制御性よく素子が作製できた。
面積に対して精度よく逆比例の関係を示した。この傾き
から、面積で規格化した抵抗値として2.4×10-6Ω
cm2が得られた。磁気ヘッドなど多くのデバイス応用を
可能にする、このような低抵抗値は強磁性トンネル接合
構造の磁気抵抗効果素子では初めて実現した。また、抵
抗値はトンネルバリア層形成時の酸素圧力及び基板温度
を制御することによって、大小数桁変化させることがで
きる。2インチSiウエーハ内の接合抵抗の最大ばらつ
きも±4%であり、制御性よく素子が作製できた。
【0029】図7に10×10μm2における磁気抵抗変
化率の接合電流密度依存性を示す。磁気抵抗変化率は電
流密度を増加させても104 A/cm2 までは全く変化が
認めらなかった。3×104 A/cm2 でも磁気抵抗変化
率も約20%の減少に止まっている。これらの結果か
ら、この磁気抵抗効果素子の直流信号出力電圧を求める
と、104 A/cm2 の電流密度で3mV、3×104 A
/cm2 で7mVであった。
化率の接合電流密度依存性を示す。磁気抵抗変化率は電
流密度を増加させても104 A/cm2 までは全く変化が
認めらなかった。3×104 A/cm2 でも磁気抵抗変化
率も約20%の減少に止まっている。これらの結果か
ら、この磁気抵抗効果素子の直流信号出力電圧を求める
と、104 A/cm2 の電流密度で3mV、3×104 A
/cm2 で7mVであった。
【0030】
【実施例2】次に、本発明の第2の実施例を図面を参照
して詳細に説明する。
して詳細に説明する。
【0031】本発明の磁気抵抗効果素子の基本構造は、
図8に示すように、表面を熱酸化したSi基板81上に
5nm厚のTa膜と5nm厚のNi0.81Fe0.19膜の二層膜
からなるバッファー層82を介して形成された15nm厚
のFeMn膜からなる反強磁性層83と厚さ10nmのC
oFe膜からなる第1の強磁性層84、さらにその上に
Al2 03 膜からなるトンネルバリア層85を介して
形成された厚さ3nmのCoFe膜86と厚さ15nmのN
i0.81Fe0.19軟磁性膜87の二層膜からなる第2の強
磁性層88で構成される。
図8に示すように、表面を熱酸化したSi基板81上に
5nm厚のTa膜と5nm厚のNi0.81Fe0.19膜の二層膜
からなるバッファー層82を介して形成された15nm厚
のFeMn膜からなる反強磁性層83と厚さ10nmのC
oFe膜からなる第1の強磁性層84、さらにその上に
Al2 03 膜からなるトンネルバリア層85を介して
形成された厚さ3nmのCoFe膜86と厚さ15nmのN
i0.81Fe0.19軟磁性膜87の二層膜からなる第2の強
磁性層88で構成される。
【0032】この磁気抵抗効果素子の製造方法は、第1
の強磁性層としてNi0.81Fe0.19膜の代わりにCoF
e膜を用いることを除いては図4のプロセスと同じであ
る。この素子では磁気抵抗変化率は18.8%であり、
第1の強磁性層としてNi0. 81Fe0.19膜を用いた場合
に比べ大幅に改善された。一方、フリー層の保磁力は
2.0Oeと多少大きくなった。このように、フリー層
を構成する第2の強磁性層88として膜厚3nmという極
薄のCoFe膜とNi0.81Fe0.19膜の二層構成とし、
さらに固定層を構成する第1の強磁性層としてCoFe
膜を用いることにより、フリー層の保磁力をある程度小
さく保ったまま、磁気抵抗変化率を大幅に改善すること
ができた。この磁気抵抗変化率は接合電流密度を増加さ
せても10 4 A/cm2 までは全く変化が認めらなかっ
た。
の強磁性層としてNi0.81Fe0.19膜の代わりにCoF
e膜を用いることを除いては図4のプロセスと同じであ
る。この素子では磁気抵抗変化率は18.8%であり、
第1の強磁性層としてNi0. 81Fe0.19膜を用いた場合
に比べ大幅に改善された。一方、フリー層の保磁力は
2.0Oeと多少大きくなった。このように、フリー層
を構成する第2の強磁性層88として膜厚3nmという極
薄のCoFe膜とNi0.81Fe0.19膜の二層構成とし、
さらに固定層を構成する第1の強磁性層としてCoFe
膜を用いることにより、フリー層の保磁力をある程度小
さく保ったまま、磁気抵抗変化率を大幅に改善すること
ができた。この磁気抵抗変化率は接合電流密度を増加さ
せても10 4 A/cm2 までは全く変化が認めらなかっ
た。
【0033】
【実施例3】次に、本発明の第3の実施例を図面を参照
して詳細に説明する。
して詳細に説明する。
【0034】本発明の磁気抵抗効果素子の基本構造は、
図9に示すように、表面を熱酸化したSi基板91上に
5nm厚のTa膜と5nm厚のNi0.81Fe0.19膜の二層膜
からなるバッファー層92を介して形成された15nm厚
のFeMn膜からなる反強磁性層93、10nm厚のNi
0.81Fe0.19軟磁性膜94と3nm厚のCoFe膜95の
二層膜からなる第1の強磁性層96、さらにその上にA
l2 03 膜からなるトンネルバリア層97を介して形
成された3nm厚のCoFe膜98と15nm厚のNi0.81
Fe0.19軟磁性膜99の二層膜からなる第2の強磁性層
910で構成される。
図9に示すように、表面を熱酸化したSi基板91上に
5nm厚のTa膜と5nm厚のNi0.81Fe0.19膜の二層膜
からなるバッファー層92を介して形成された15nm厚
のFeMn膜からなる反強磁性層93、10nm厚のNi
0.81Fe0.19軟磁性膜94と3nm厚のCoFe膜95の
二層膜からなる第1の強磁性層96、さらにその上にA
l2 03 膜からなるトンネルバリア層97を介して形
成された3nm厚のCoFe膜98と15nm厚のNi0.81
Fe0.19軟磁性膜99の二層膜からなる第2の強磁性層
910で構成される。
【0035】この磁気抵抗効果素子の製造方法は、第1
の強磁性層としてNi0.81Fe0.19単層膜の代わりに1
0nm厚のNi0.81Fe0.19軟磁性膜94と3nm厚のCo
Fe膜95の二層膜を用いることを除いては図4のプロ
セスと同じである。この素子では磁気抵抗変化率は1
7.5%であり、第1の強磁性層及び第2の強磁性層と
して薄いCoFe膜を挿入しない構造で得られた5.9
%に比べ大幅に改善されている。また、フリー層の保磁
力は1.8Oeであり、CoFe膜を挿入しない場合と
比較しても1Oe以下の増加であった。このように、固
定層及びフリー層を構成する第1の強磁性層96及び第
2の強磁性層910として膜厚3nmという極薄のCoF
e膜とNi0.81Fe0.19膜の二層構成とすることによ
り、フリー層の保磁力を小さく保ったまま、磁気抵抗変
化率を大幅に改善することができた。この磁気抵抗変化
率は接合電流密度を増加させても104 A/cm2 までは
全く変化が認めらなかった。
の強磁性層としてNi0.81Fe0.19単層膜の代わりに1
0nm厚のNi0.81Fe0.19軟磁性膜94と3nm厚のCo
Fe膜95の二層膜を用いることを除いては図4のプロ
セスと同じである。この素子では磁気抵抗変化率は1
7.5%であり、第1の強磁性層及び第2の強磁性層と
して薄いCoFe膜を挿入しない構造で得られた5.9
%に比べ大幅に改善されている。また、フリー層の保磁
力は1.8Oeであり、CoFe膜を挿入しない場合と
比較しても1Oe以下の増加であった。このように、固
定層及びフリー層を構成する第1の強磁性層96及び第
2の強磁性層910として膜厚3nmという極薄のCoF
e膜とNi0.81Fe0.19膜の二層構成とすることによ
り、フリー層の保磁力を小さく保ったまま、磁気抵抗変
化率を大幅に改善することができた。この磁気抵抗変化
率は接合電流密度を増加させても104 A/cm2 までは
全く変化が認めらなかった。
【0036】
【実施例4】次に、本発明の第4の実施例を図面を参照
して詳細に説明する。
して詳細に説明する。
【0037】本発明の磁気抵抗効果素子の基本構造は、
図10に示すように、表面を熱酸化したSi基板101
上に5nm厚のTa膜と5nm厚のNi0.81Fe0.19膜の二
層膜からなるバッファー層102を介して形成された1
5nm厚のFeMn膜からなる反強磁性層103と厚さ1
0nmのNi0.81Fe0.19膜からなる第1の強磁性層10
4、さらにその上にAl2 03 膜からなるトンネルバリ
ア層105を介して形成された厚さ3nmのFe膜106
と厚さ15nmのNi0.81Fe0.19軟磁性膜107の二層
膜からなる第2の強磁性層108で構成される。
図10に示すように、表面を熱酸化したSi基板101
上に5nm厚のTa膜と5nm厚のNi0.81Fe0.19膜の二
層膜からなるバッファー層102を介して形成された1
5nm厚のFeMn膜からなる反強磁性層103と厚さ1
0nmのNi0.81Fe0.19膜からなる第1の強磁性層10
4、さらにその上にAl2 03 膜からなるトンネルバリ
ア層105を介して形成された厚さ3nmのFe膜106
と厚さ15nmのNi0.81Fe0.19軟磁性膜107の二層
膜からなる第2の強磁性層108で構成される。
【0038】この磁気抵抗効果素子の製造方法は、第2
の強磁性層として3nm厚のCoFe膜と15nm厚のNi
0.81Fe0.19軟磁性膜の二層膜の代わりに、3nm厚のF
e膜106と15nm厚のNi0.81Fe0.19軟磁性膜10
7の二層膜を用いることを除いては図4のプロセスと同
じである。この素子では磁気抵抗変化率は10.0%で
あり、Fe膜106を挿入しない構造で得られた5.9
%に比べ大幅に改善されている。また、フリー層の保磁
力は1.2Oeであり、Fe膜106を挿入しない場合
と比較しても1Oe以下の増加であった。このように、
フリー層を構成する第2の強磁性層108として膜厚3
nmという極薄のFe膜とNi0.81Fe0. 19膜の二層構成
とすることにより、フリー層の保磁力を小さく保ったま
ま、磁気抵抗変化率を大幅に改善することができた。こ
の磁気抵抗変化率は接合電流密度を増加させても104
A/cm2 までは全く変化が認めらなかった。
の強磁性層として3nm厚のCoFe膜と15nm厚のNi
0.81Fe0.19軟磁性膜の二層膜の代わりに、3nm厚のF
e膜106と15nm厚のNi0.81Fe0.19軟磁性膜10
7の二層膜を用いることを除いては図4のプロセスと同
じである。この素子では磁気抵抗変化率は10.0%で
あり、Fe膜106を挿入しない構造で得られた5.9
%に比べ大幅に改善されている。また、フリー層の保磁
力は1.2Oeであり、Fe膜106を挿入しない場合
と比較しても1Oe以下の増加であった。このように、
フリー層を構成する第2の強磁性層108として膜厚3
nmという極薄のFe膜とNi0.81Fe0. 19膜の二層構成
とすることにより、フリー層の保磁力を小さく保ったま
ま、磁気抵抗変化率を大幅に改善することができた。こ
の磁気抵抗変化率は接合電流密度を増加させても104
A/cm2 までは全く変化が認めらなかった。
【0039】本実施例では固定層を構成する第1の強磁
性層としてNi0.81Fe0.19膜を用いているが、その他
にも実施例2及び3に示したのと同様の発想で、Fe
膜、又はNi0.81Fe0.19膜と極薄のFe膜の二層膜を
用いても同様の効果が得られることは言うまでもない。
性層としてNi0.81Fe0.19膜を用いているが、その他
にも実施例2及び3に示したのと同様の発想で、Fe
膜、又はNi0.81Fe0.19膜と極薄のFe膜の二層膜を
用いても同様の効果が得られることは言うまでもない。
【0040】
【実施例5】次に、本発明の第5の実施例を図面を参照
して詳細に説明する。
して詳細に説明する。
【0041】本発明の磁気抵抗効果素子の基本構造は、
図11に示すように、表面を熱酸化したSi基板111
上に5nm厚のTa膜と5nm厚のNi0.81Fe0.19膜の二
層膜からなるバッファー層112を介して形成された1
5nm厚のFeMn膜からなる反強磁性層113と厚さ1
0nmのNiMnSb膜からなる第1の強磁性層114、
さらにその上にAl203膜からなるトンネルバリア層1
15を介して形成された厚さ3nmのNiMnSb膜11
6と厚さ15nmのNi0.81Fe0.19軟磁性膜117の二
層膜からなる第2の強磁性層118で構成される。
図11に示すように、表面を熱酸化したSi基板111
上に5nm厚のTa膜と5nm厚のNi0.81Fe0.19膜の二
層膜からなるバッファー層112を介して形成された1
5nm厚のFeMn膜からなる反強磁性層113と厚さ1
0nmのNiMnSb膜からなる第1の強磁性層114、
さらにその上にAl203膜からなるトンネルバリア層1
15を介して形成された厚さ3nmのNiMnSb膜11
6と厚さ15nmのNi0.81Fe0.19軟磁性膜117の二
層膜からなる第2の強磁性層118で構成される。
【0042】この磁気抵抗効果素子の製造方法は、第1
の強磁性層としてNi0.81Fe0.19膜の代わりにNiM
nSb膜を、第2の強磁性層としてCoFe膜とNi
0.81Fe0.19軟磁性膜の二層膜の代わりに、NiMnS
b膜116とNi0.81Fe0.19軟磁性膜117の二層膜
を用いることを除いては図4のプロセスと同じである。
この素子では磁気抵抗変化率は21.3%であり、第1
の強磁性層としてNi0. 81Fe0.19膜を用いた場合に比
べ大幅に改善された。一方、フリー層の保磁力は2.6
Oeと多少大きくなった。このように、フリー層を構成
する第2の強磁性層118として膜厚3nmという極薄の
NiMnSb膜とNi0.81Fe0.19膜の二層構成とし、
さらに固定層を構成する第1の強磁性層としてNiMn
Sb膜を用いることにより、フリー層の保磁力をある程
度小さく保ったまま、磁気抵抗変化率を大幅に改善する
ことができた。この磁気抵抗変化率は接合電流密度を増
加させても104 A/cm2 までは全く変化が認めらなか
った。
の強磁性層としてNi0.81Fe0.19膜の代わりにNiM
nSb膜を、第2の強磁性層としてCoFe膜とNi
0.81Fe0.19軟磁性膜の二層膜の代わりに、NiMnS
b膜116とNi0.81Fe0.19軟磁性膜117の二層膜
を用いることを除いては図4のプロセスと同じである。
この素子では磁気抵抗変化率は21.3%であり、第1
の強磁性層としてNi0. 81Fe0.19膜を用いた場合に比
べ大幅に改善された。一方、フリー層の保磁力は2.6
Oeと多少大きくなった。このように、フリー層を構成
する第2の強磁性層118として膜厚3nmという極薄の
NiMnSb膜とNi0.81Fe0.19膜の二層構成とし、
さらに固定層を構成する第1の強磁性層としてNiMn
Sb膜を用いることにより、フリー層の保磁力をある程
度小さく保ったまま、磁気抵抗変化率を大幅に改善する
ことができた。この磁気抵抗変化率は接合電流密度を増
加させても104 A/cm2 までは全く変化が認めらなか
った。
【0043】本実施例では固定層を構成する第一の強磁
性層としてNiMnSb膜を用いているが、その他にも
実施例1及び3に示したのと同様の発想で、Ni0.81F
e0. 19膜、またはNi0.81Fe0.19膜と極薄のNiMn
Sb膜の二層膜を用いても同様の効果が得られることは
言うまでもない。
性層としてNiMnSb膜を用いているが、その他にも
実施例1及び3に示したのと同様の発想で、Ni0.81F
e0. 19膜、またはNi0.81Fe0.19膜と極薄のNiMn
Sb膜の二層膜を用いても同様の効果が得られることは
言うまでもない。
【0044】
【発明の効果】本発明の構造を用いれば、高感度でしか
も安定に信号磁界を検出できる磁気抵抗効果素子が得ら
れ、高密度磁気ヘッドや磁気メモリなどへの応用も可能
である。
も安定に信号磁界を検出できる磁気抵抗効果素子が得ら
れ、高密度磁気ヘッドや磁気メモリなどへの応用も可能
である。
【図1】本発明の第1の実施の形態を説明するための構
造図である。
造図である。
【図2】(a)〜(c)は本発明の第2の実施の形態を
説明するための工程図である。
説明するための工程図である。
【図3】本発明の実施例1を説明するための構造図であ
る。
る。
【図4】(a)〜(g)は実施例1を説明するための工
程図である。
程図である。
【図5】実施例1で作製した磁気抵抗効果素子の磁気抵
抗曲線図である。
抗曲線図である。
【図6】実施例1で作製した磁気抵抗効果素子の接合抵
抗と接合面積の関係を示す図である。
抗と接合面積の関係を示す図である。
【図7】実施例1で作製した磁気抵抗効果素子の10μ
m角接合における接合抵抗の電流密度依存性を示す図で
ある。
m角接合における接合抵抗の電流密度依存性を示す図で
ある。
【図8】本発明の実施例2を説明するための構造図であ
る。
る。
【図9】本発明の実施例3を説明するための構造図であ
る。
る。
【図10】本発明の実施例4を説明するための構造図で
ある。
ある。
【図11】本発明の実施例5を説明するための構造図で
ある
ある
【図12】従来の磁気抵抗効果素子を説明するための構
造図である。
造図である。
【図13】(a)〜(d)は従来の磁気抵抗効果素子を
説明するための工程図である。
説明するための工程図である。
【符号の説明】 11、21 反強磁性層 12、22 強磁性層(固定層) 13、27 強磁性層(フリー層) 14、24 トンネルバリア層 25 高分極率膜 26 軟磁性膜 23 導電層
Claims (9)
- 【請求項1】強磁性層の間にトンネルバリア層を挟んだ
強磁性トンネル接合の構造を有し、一方の強磁性層の外
側に反強磁性層を配置した磁気抵抗効果素子において、
少なくとも反強磁性層と接していない方の強磁性層がト
ンネルバリア層側に薄い高分極率膜を備えた軟磁性膜で
構成され、かつ前記軟磁性膜はNix Fe1-x (0.3
5≦x≦0.81)であることを特徴とする磁気抵抗効
果素子。 - 【請求項2】前記高分極率膜はCoFeであることを特
徴とする請求項1記載の磁気抵抗効果素子。 - 【請求項3】前記高分極率膜はNix Fe1-x (0≦x
<0.35)であることを特徴とする請求項1記載の磁
気抵抗効果素子。 - 【請求項4】前記高分極率膜は完全スピン分極を持つ金
属間化合物であることを特徴とする請求項1記載の磁気
抵抗効果素子。 - 【請求項5】前記金属間化合物が半金属でなることを特
徴とする請求項4記載の磁気抵抗効果素子。 - 【請求項6】前記金属間化合物がNiMnSbでなるこ
とを特徴とする請求項5記載の磁気抵抗効果素子。 - 【請求項7】前記高分極率膜の膜厚は10nm以下である
ことを特徴とする請求項1〜6の何れかに記載の磁気抵
抗効果素子。 - 【請求項8】前記トンネルバリア層はAlの自然酸化膜
であることを特徴とする請求項1〜7の何れか一項記載
の磁気抵抗効果素子。 - 【請求項9】前記Alの膜厚は1.0〜2.5nmである
ことを特徴とする請求項8記載の磁気抵抗効果素子。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP11315319A JP2000150985A (ja) | 1999-01-01 | 1999-11-05 | 磁気抵抗効果素子 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP11315319A JP2000150985A (ja) | 1999-01-01 | 1999-11-05 | 磁気抵抗効果素子 |
Related Parent Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP9298566A Division JP3050189B2 (ja) | 1997-10-30 | 1997-10-30 | 磁気抵抗効果素子及びその製造方法 |
Publications (1)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JP2000150985A true JP2000150985A (ja) | 2000-05-30 |
Family
ID=18063981
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP11315319A Pending JP2000150985A (ja) | 1999-01-01 | 1999-11-05 | 磁気抵抗効果素子 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JP2000150985A (ja) |
Cited By (8)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JP2002207071A (ja) * | 2001-01-10 | 2002-07-26 | Tohoku Ricoh Co Ltd | 磁気検知素子及びこの素子を用いた方位検知システム |
WO2002099905A1 (fr) * | 2001-05-31 | 2002-12-12 | National Institute Of Advanced Industrial Science And Technology | Element de magnetoresistance tunnel |
US6600314B2 (en) | 2001-06-20 | 2003-07-29 | Ricoh Company, Ltd. | Tunneling magnetoresistive effect device and direction sensor system using said device |
JP2004519859A (ja) * | 2001-03-15 | 2004-07-02 | マイクロン テクノロジー インコーポレイテッド | Mram構造を側壁によって閉じ込める、自己整合型かつトレンチなし磁気抵抗ランダムアクセスメモリ(mram)構造 |
US7265948B2 (en) | 2001-07-17 | 2007-09-04 | Hitachi Global Storage Technologies Japan, Ltd., | Magnetoresistive element with oxide magnetic layers and metal magnetic films deposited thereon |
DE10297743B4 (de) * | 2002-05-24 | 2010-01-07 | National Institute Of Advanced Industrial Science And Technology | Vorrichtung mit Magnetwiderstandseffekt |
JP2010266457A (ja) * | 2010-07-07 | 2010-11-25 | Tohoku Ricoh Co Ltd | 磁気検知素子及びこの素子を用いた方位検知システム |
JP2017228688A (ja) * | 2016-06-23 | 2017-12-28 | アルプス電気株式会社 | 磁気センサおよび電流センサ |
-
1999
- 1999-11-05 JP JP11315319A patent/JP2000150985A/ja active Pending
Cited By (11)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JP2002207071A (ja) * | 2001-01-10 | 2002-07-26 | Tohoku Ricoh Co Ltd | 磁気検知素子及びこの素子を用いた方位検知システム |
JP4575602B2 (ja) * | 2001-01-10 | 2010-11-04 | 東北リコー株式会社 | 磁気検知素子 |
JP2004519859A (ja) * | 2001-03-15 | 2004-07-02 | マイクロン テクノロジー インコーポレイテッド | Mram構造を側壁によって閉じ込める、自己整合型かつトレンチなし磁気抵抗ランダムアクセスメモリ(mram)構造 |
WO2002099905A1 (fr) * | 2001-05-31 | 2002-12-12 | National Institute Of Advanced Industrial Science And Technology | Element de magnetoresistance tunnel |
US7220498B2 (en) | 2001-05-31 | 2007-05-22 | National Institute Of Advanced Industrial Science And Technology | Tunnel magnetoresistance element |
US7514160B2 (en) | 2001-05-31 | 2009-04-07 | National Institute Of Advanced Industrial Science And Technology | Tunnel magnetoresistance element having a double underlayer of amorphous MgO and crystalline MgO(001) |
US6600314B2 (en) | 2001-06-20 | 2003-07-29 | Ricoh Company, Ltd. | Tunneling magnetoresistive effect device and direction sensor system using said device |
US7265948B2 (en) | 2001-07-17 | 2007-09-04 | Hitachi Global Storage Technologies Japan, Ltd., | Magnetoresistive element with oxide magnetic layers and metal magnetic films deposited thereon |
DE10297743B4 (de) * | 2002-05-24 | 2010-01-07 | National Institute Of Advanced Industrial Science And Technology | Vorrichtung mit Magnetwiderstandseffekt |
JP2010266457A (ja) * | 2010-07-07 | 2010-11-25 | Tohoku Ricoh Co Ltd | 磁気検知素子及びこの素子を用いた方位検知システム |
JP2017228688A (ja) * | 2016-06-23 | 2017-12-28 | アルプス電気株式会社 | 磁気センサおよび電流センサ |
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---|---|---|---|
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