JP2017118132A - Tunnel layer - Google Patents
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Abstract
Description
本発明は、スピン注入電極構造、及びスピン伝導素子に関する。 The present invention relates to a spin injection electrode structure and a spin transport device.
近年、半導体を用いたチャンネルにスピンを蓄積する技術が知られている。半導体を用いたチャンネルにおけるスピン拡散長は、金属を用いたチャンネルにおけるスピン拡散長よりも格段に長い。例えば下記非特許文献１〜４には、シリコンにスピンを注入する技術が記載されている。
In recent years, a technique for accumulating spin in a channel using a semiconductor is known. The spin diffusion length in a channel using a semiconductor is much longer than the spin diffusion length in a channel using a metal. For example, the following Non-Patent
ところで、シリコンにおけるスピンの注入・伝導・検出の応用のためには、室温での十分な出力特性を得ることが望まれている。上記非特許文献１〜３では、シリコンにおけるスピンの注入・伝導・検出が報告されているものの、いずれも１５０Ｋ以下の低温での事象である。上記非特許文献４では、３００Ｋでのシリコンにおけるスピンの蓄積を観測するものの、室温でのシリコンにおけるスピンの伝導現象は観測されておらず、幅広い応用が期待できないのが現状である。最近上記非特許文献５において、室温でのシリコンにおけるスピンの伝導現象が観測されている。しかしながら、その出力は、十分ではない。室温での高出力化が困難な理由の一つとしては、シリコンとトンネル層との間の格子定数のずれによって界面でのスピン散乱が誘発されてしまうことが考えられる。このように、シリコンに限らず、室温での半導体におけるスピンの伝導を実現する効果的な注入を実現することが望まれている。
By the way, for application of spin injection, conduction, and detection in silicon, it is desired to obtain sufficient output characteristics at room temperature.
シリコンとトンネル層との間の格子定数のずれによって界面でのスピン散乱を抑制する方法としては特許文献１に記載されている。特許文献１によると、シリコン上に第一非晶質酸化マグネシウムが形成されることによって、シリコンと酸化マグネシウムの間の格子不整合によるスピン散乱を抑制し、第一非晶質酸化マグネシウム上に第一結晶質酸化マグネシウムが形成されることによって、一部コヒーレント効果を残すことで高出力化している。しかし、トンネル層である酸化マグネシウムと第一強磁性層との界面においてもスピン散乱を抑制する必要がある。
本発明は、上記課題の解決のためになされたものであり、従来よりも室温での半導体チャンネル層におけるスピンの効果的な注入を可能とするスピン注入電極構造、及びスピン伝導素子を提供することを目的とする。 The present invention has been made to solve the above-described problems, and provides a spin injection electrode structure and a spin transport device that enable effective injection of spins in a semiconductor channel layer at room temperature than in the past. With the goal.
上記の課題を解決するため、本発明のスピン注入電極構造は、半導体チャンネル層と、半導体チャンネル層上に設けられたトンネル層と、トンネル層上に設けられた強磁性層とを備え、半導体チャンネル層に接するトンネル層の格子定数と、強磁性層に接するトンネル層の格子定数が異なることを特徴とする。 In order to solve the above problems, a spin injection electrode structure of the present invention includes a semiconductor channel layer, a tunnel layer provided on the semiconductor channel layer, and a ferromagnetic layer provided on the tunnel layer, and includes a semiconductor channel. The lattice constant of the tunnel layer in contact with the layer is different from the lattice constant of the tunnel layer in contact with the ferromagnetic layer.
トンネル層はトンネル層下部領域とトンネル層上部領域を有する構造である。トンネル層下部領域とトンネル層上部領域の材料の組成は連続的に変化しており、結晶構造の基本構造は変化しない。すなわち、トンネル層の格子定数は、半導体チャンネル層に接する側から強磁性層に接する側に連続的に変化している。また、前記二つの領域の境目は明確ではない。 The tunnel layer has a structure having a tunnel layer lower region and a tunnel layer upper region. The composition of the material of the tunnel layer lower region and the tunnel layer upper region changes continuously, and the basic structure of the crystal structure does not change. That is, the lattice constant of the tunnel layer continuously changes from the side in contact with the semiconductor channel layer to the side in contact with the ferromagnetic layer. In addition, the boundary between the two regions is not clear.
上記のようなトンネル層を形成するためにトンネル層の材料は、単一の結晶構造である材料で構成される。一般的に、酸化物は酸素の欠陥や構成元素の一部の置換を生じても同じ結晶構造の系を保持することができる。よって、トンネル層内で元素の構成を変化させることによって、半導体チャンネル層とトンネル層の界面、及び、強磁性層とトンネル層の界面の両方の歪が最小限に抑えられたトンネル層が形成できる。 In order to form the tunnel layer as described above, the material of the tunnel layer is composed of a material having a single crystal structure. In general, an oxide can maintain a system having the same crystal structure even when oxygen defects or partial substitution of constituent elements occur. Therefore, by changing the element configuration in the tunnel layer, a tunnel layer in which the strain at both the interface of the semiconductor channel layer and the tunnel layer and the interface of the ferromagnetic layer and the tunnel layer is minimized can be formed. .
また、前記トンネル層は、スピネル構造であることが高出力化に好ましい。スピネル構造は、ＡＢ２Ｏ４の組成比を基本構造として、Ａサイトの元素の量や種類が変化することによって、スピネル構造を崩すことなく連続的に格子定数を変化することができる。特に、半導体チャンネル層がシリコンの場合には、スピネル構造であるトンネル層が最も好ましい。 The tunnel layer preferably has a spinel structure for high output. In the spinel structure, the composition ratio of AB 2 O 4 is used as a basic structure, and the lattice constant can be changed continuously without breaking the spinel structure by changing the amount and type of elements at the A site. In particular, when the semiconductor channel layer is silicon, a tunnel layer having a spinel structure is most preferable.
また、前記トンネル層は、Ａｌ、Ｍｇ、Ｓｉ、Ｚｎ、Ｔｉのいずれかの元素を含む酸化物から構成される非磁性スピネル層であり、膜厚は、０．６ｎｍ以上２．２ｎｍ以下であることが好適である。前記トンネル層の膜厚が２．２ｎｍ以下である場合、非磁性スピネル層と合わせた場合の膜厚が薄く積層膜の抵抗値が小さくなるため、得られるスピン出力に対して界面抵抗率を低くしてノイズを抑えることができるので、スピンの注入が好適にできる。前記トンネル層の膜厚が２．２ｎｍを超えると、スピン出力の増大が抑制され、界面抵抗率の上昇によるノイズ増加が生じるために高い信号比を得ることができない。また、前記トンネル層の膜厚が０．６ｎｍ以上である場合、半導体チャンネル層上に均一なトンネル層が成膜できる。なお、前記トンネル層の膜厚が０．６ｎｍ未満の場合、膜として形成されず、島状に層が形成されるためトンネル層としての機能を果たさない。 The tunnel layer is a nonmagnetic spinel layer made of an oxide containing any element of Al, Mg, Si, Zn, and Ti, and has a film thickness of 0.6 nm to 2.2 nm. Is preferred. When the film thickness of the tunnel layer is 2.2 nm or less, the film thickness when combined with the nonmagnetic spinel layer is thin and the resistance value of the laminated film is small, so the interface resistivity is low with respect to the spin output obtained. Since noise can be suppressed, spin injection can be suitably performed. When the thickness of the tunnel layer exceeds 2.2 nm, an increase in spin output is suppressed, and noise increases due to an increase in interface resistivity, so that a high signal ratio cannot be obtained. Further, when the thickness of the tunnel layer is 0.6 nm or more, a uniform tunnel layer can be formed on the semiconductor channel layer. When the thickness of the tunnel layer is less than 0.6 nm, it is not formed as a film and does not function as a tunnel layer because the layer is formed in an island shape.
半導体チャンネル層は、シリコン、ゲルマニウム、ガリウム砒素、あるいは、シリコンとゲルマニウムの化合物の何れかの材料である。これらの材料はスピン拡散長が長く、又、スピン抵抗が高いため、高出力を得ることができる。 The semiconductor channel layer is made of any material of silicon, germanium, gallium arsenide, or a compound of silicon and germanium. Since these materials have a long spin diffusion length and a high spin resistance, a high output can be obtained.
トンネル層の半導体チャンネル層に接する側すなわちトンネル層下部領域は、アルミニウムを主成分とする酸化膜であることが好ましい。アルミニウムを主成分とする酸化膜の場合には、半導体チャンネル層と格子定数が近いため、半導体チャンネル層とトンネル層の界面におけるスピン散乱を抑制することができる。なお、本願において、主成分とは、組成元素に含まれる全ての陽イオン元素の中で、２/３以上の陽イオン元素を含むことを意味する。 The side of the tunnel layer in contact with the semiconductor channel layer, that is, the lower region of the tunnel layer is preferably an oxide film mainly composed of aluminum. In the case of an oxide film containing aluminum as a main component, since the lattice constant is close to that of the semiconductor channel layer, spin scattering at the interface between the semiconductor channel layer and the tunnel layer can be suppressed. In addition, in this application, a main component means containing 2/3 or more of cation elements in all the cation elements contained in a composition element.
トンネル層の強磁性層に接する側すなわちトンネル層上部領域は、アルミニウムを主成分とし、マグネシウム、あるいは、亜鉛の少なくともいずれかを含む酸化膜であることが好ましい。このような酸化膜は、鉄などに代表される強磁性層と格子定数が近いため、強磁性層とトンネル層の界面におけるスピン散乱を抑制することができる。 The side of the tunnel layer that is in contact with the ferromagnetic layer, that is, the upper region of the tunnel layer is preferably an oxide film containing aluminum as a main component and at least one of magnesium and zinc. Since such an oxide film has a lattice constant close to that of a ferromagnetic layer typified by iron or the like, spin scattering at the interface between the ferromagnetic layer and the tunnel layer can be suppressed.
上記のスピン注入電極構造を半導体チャンネル層の第一部分に設け、更に、前記半導体チャンネル層の第二部分上に設けられた第二トンネル層と、第二トンネル層上に設けられた第二強磁性層と、を備えたスピン伝導素子であることが好ましい。第一のスピン注入電極構造と第二のスピン注入電極構造を半導体チャンネル層上に設置することで、スピン注入電極構造から注入されたスピンを別のスピン注入電極構造で検出することができる。これによって、磁気センサ、Ｓｐｉｎ−ＭＯＳＦＥＴ、あるいは、スピン伝導素子として機能することが出来る。 The above spin injection electrode structure is provided in the first portion of the semiconductor channel layer, and further, the second tunnel layer provided on the second portion of the semiconductor channel layer, and the second ferromagnetic layer provided on the second tunnel layer. And a spin transport element including the layer. By installing the first spin injection electrode structure and the second spin injection electrode structure on the semiconductor channel layer, spins injected from the spin injection electrode structure can be detected by another spin injection electrode structure. Thus, it can function as a magnetic sensor, a Spin-MOSFET, or a spin conduction element.
また、強磁性層の結晶構造は、体心立方格子構造（ＢＣＣ）であることが好適である。この場合、非磁性スピネル構造であるトンネル層上に強磁性層を部分的にエピタキシャル成長させることができる。 The crystal structure of the ferromagnetic layer is preferably a body-centered cubic lattice structure (BCC). In this case, the ferromagnetic layer can be partially epitaxially grown on the tunnel layer having a nonmagnetic spinel structure.
また、強磁性層は、Ｃｏ、Ｆｅ及びＮｉからなる群から選択される金属、前記群の元素を１以上含む合金、又は前記群から選択される１以上の元素とホウ素（Ｂ）とを含む化合物であることが好適である。これらの材料はスピン分極率の大きい強磁性材料であるため、スピンの注入電極としての機能を好適に実現することが可能である。 The ferromagnetic layer includes a metal selected from the group consisting of Co, Fe, and Ni, an alloy including one or more elements of the group, or one or more elements selected from the group and boron (B). A compound is preferred. Since these materials are ferromagnetic materials having a high spin polarizability, the function as a spin injection electrode can be suitably realized.
さらに、強磁性層は、ホイスラー合金であることがより好ましい。強磁性層は、Ｘ２ＹＺの化学組成をもつ金属間化合物を含み、Ｘは、周期表上でＣｏ、Ｆｅ、Ｎｉ、あるいはＣｕ族の遷移金属元素または貴金属元素であり、Ｙは、Ｍｎ、Ｖ、ＣｒあるいはＴｉ族の遷移金属でありＸの元素種をとることもでき、Ｚは、III族からＶ族の典型元素である。
例えば、Ｃｏ２ＦｅＳｉやＣｏ２ＭｎＳｉなどが挙げられる。
Furthermore, the ferromagnetic layer is more preferably a Heusler alloy. The ferromagnetic layer includes an intermetallic compound having a chemical composition of X 2 YZ, where X is a Co, Fe, Ni, or Cu group transition metal element or noble metal element on the periodic table, and Y is Mn, It is a V, Cr, or Ti group transition metal and can take the elemental species of X, and Z is a typical element from Group III to Group V.
For example, Co 2 FeSi or Co 2 MnSi can be used.
また、強磁性層上に形成された反強磁性層を更に備え、反強磁性層は、強磁性層の磁化の向きを固定することが好適である。反強磁性層が強磁性層と交換結合することにより、強磁性層の磁化方向に一方向異方性を付与することが可能となる。この場合、反強磁性層を設けない場合よりも、高い保磁力を一方向に有する強磁性層を得られる。 In addition, it is preferable to further include an antiferromagnetic layer formed on the ferromagnetic layer, and the antiferromagnetic layer preferably fixes the magnetization direction of the ferromagnetic layer. When the antiferromagnetic layer is exchange coupled with the ferromagnetic layer, unidirectional anisotropy can be imparted to the magnetization direction of the ferromagnetic layer. In this case, a ferromagnetic layer having a higher coercive force in one direction can be obtained than when no antiferromagnetic layer is provided.
また、半導体チャンネル層に設けられたスピン注入電極構造の第一部分と第二部分の強磁性層とは、形状異方性によって保磁力差が付けられていることが好適である。この場合、保磁力差をつけるための反強磁性層を省略することができる。 Moreover, it is preferable that the first portion and the second portion ferromagnetic layer of the spin injection electrode structure provided in the semiconductor channel layer have a coercive force difference due to shape anisotropy. In this case, an antiferromagnetic layer for providing a coercive force difference can be omitted.
一般に、半導体チャンネル層には、導電性を付与するためのイオンが打ち込まれる。半導体チャンネル層の表面は、このイオンの打ち込みに起因するダメージが形成されるおそれがある。そこで、半導体チャンネル層は、第一部分と第二部分との間に窪みを有し、窪みの深さは１０ｎｍ以上２０ｎｍ以下であることが好適である。 Generally, ions for imparting conductivity are implanted into the semiconductor channel layer. The surface of the semiconductor channel layer may be damaged due to the ion implantation. Therefore, the semiconductor channel layer preferably has a recess between the first portion and the second portion, and the depth of the recess is preferably 10 nm or more and 20 nm or less.
また、スピン伝導デバイスは、上記のスピン注入電極構造を有することが好適であり、室温での半導体チャンネル層におけるスピンの効果的な注入を可能とするスピン伝導デバイスを提供できる。 The spin transport device preferably has the above-described spin injection electrode structure, and can provide a spin transport device that enables effective injection of spin in the semiconductor channel layer at room temperature.
本発明によれば、従来のトンネル層よりも半導体チャンネルとトンネル層の界面におけるスピン散乱を抑制しつつ、トンネル層と強磁性層の界面におけるスピン散乱も同時に抑制できる電極構造である。これによって、室温での半導体チャンネル層におけるスピンの効果的な注入を可能とするスピン注入電極構造、およびこれを用いたスピン伝導素子を提供できる。 According to the present invention, the electrode structure can suppress the spin scattering at the interface between the tunnel layer and the ferromagnetic layer at the same time while suppressing the spin scattering at the interface between the semiconductor channel and the tunnel layer as compared with the conventional tunnel layer. Thus, it is possible to provide a spin injection electrode structure that enables effective injection of spin in the semiconductor channel layer at room temperature, and a spin transport device using the spin injection electrode structure.
以下、図面を参照しながら、本発明に係るスピン伝導素子の好適な実施形態について詳細に説明する。図中には、必要に応じてＸＹＺ直交座標軸系が示されている。図１は、本実施形態に係るスピン伝導素子の斜視図である。図２（ａ）は、本実施形態に係るスピン伝導素子の上面図である。図２（ｂ）は、図２（ａ）に示す領域Ｂの拡大図である。図３は、図１のIII−III線に沿った断面図である。 Hereinafter, a preferred embodiment of a spin transport device according to the present invention will be described in detail with reference to the drawings. In the figure, an XYZ orthogonal coordinate axis system is shown as necessary. FIG. 1 is a perspective view of the spin transport device according to the present embodiment. FIG. 2A is a top view of the spin transport device according to the present embodiment. FIG. 2B is an enlarged view of the region B shown in FIG. FIG. 3 is a cross-sectional view taken along line III-III in FIG.
図３に示すように、スピン伝導素子１は、半導体としてシリコンを用いた場合において、シリコン基板１０と、酸化珪素膜１１と、シリコンチャンネル層１２と、第一トンネル層１３Ａと、第二トンネル層１３Ｂと、第一強磁性層１４Ａと、第二強磁性層１４Ｂと、第一参照電極１５Ａと、第二参照電極１５Ｂと、酸化膜７ａと、酸化膜７ｂと、を備える。シリコンチャンネル層１２と、第一トンネル層１３Ａと、第一強磁性層１４Ａとが、スピン注入電極構造ＩＥを構成している。
As shown in FIG. 3, in the case where silicon is used as a semiconductor, the
図４に示すように、第一トンネル層１３Ａは第一トンネル層下部領域１６Ａと第一トンネル層上部領域１６Ｂからなる構造である。但し、第一トンネル層下部領域１６Ａと第一トンネル層上部領域１６Ｂの材料の組成は連続的に変化しており、前記二つの領域の境目は明確ではない。同様に、第二トンネル層１３Ｂは第二トンネル層下部領域１６Ｃと第二トンネル層上部領域１６Ｄからなる構造である。但し、第二トンネル層下部領域１６Ｃと第二トンネル層上部領域１６Ｄの材料の組成は連続的に変化しており、前記二つの領域の境目は明確ではない。（図４は、連続的に変化していることを説明する図としては如何かと。ハッチングを工夫してみては如何でしょう。）
As shown in FIG. 4, the first tunnel layer 13A has a structure including a first tunnel layer
基板１０、酸化珪素膜１１、およびシリコンチャンネル層１２として、例えばＳＯＩ（Ｓｉｌｉｃｏｎ Ｏｎ Ｉｎｓｕｌａｔｏｒ）基板を用いることができる。基板１０はシリコン基板であり、酸化珪素膜１１は基板１０上に設けられている。酸化珪素膜１１の膜厚は例えば２００ｎｍである。また、シリコンチャンネル層１２はゲルマニウム、ガリウム砒素、あるいは、シリコンとゲルマニウムの化合物でもほぼ同様の結果が得られる。
As the
シリコンチャンネル層１２は、スピンが伝導する層として機能する。シリコンチャンネル層１２の上面は例えば（１００）面である。シリコンチャンネル層１２は、例えばＺ軸方向（厚み方向）から見てＸ軸を長軸方向とする矩形状を有している。シリコンチャンネル層１２は主としてシリコンからなり（翻訳を考えれば入れておいた方が良いと思います。）、シリコンチャンネル層１２には必要に応じて不純物イオンが添加されている。イオン濃度は、例えば５．０×１０１９ｃｍ−３である。シリコンチャンネル層１２の膜厚は例えば１００ｎｍである。あるいは、第一トンネル層１３Ａまたは第二トンネル層１３Ｂと、シリコンチャンネル層１２との界面におけるショットキー障壁を調整できるように、当該界面からシリコンチャンネル層１２における１０ｎｍの深さにイオン濃度のピークがあるような構造を有するシリコンチャンネル層１２でもよい。また、シリコンチャンネル層１２のイオン濃度が低い場合、酸化珪素膜１１に電圧を印加し、シリコンチャンネル層１２にキャリアを誘起させるなどの手法がある。
The
図３に示すように、シリコンチャンネル層１２は側面に傾斜部を有しており、その傾斜角θは５０度から６０度である。この傾斜角θとは、シリコンチャンネル層１２の底部と側面のなす角度である。なお、シリコンチャンネル層１２はウェットエッチングにより形成することができる。
As shown in FIG. 3, the
図３に示すように、シリコンチャンネル層１２は、第一凸部（第一部分）１２Ａ、第二凸部（第二部分）１２Ｂ、第三凸部（第三部分）１２Ｃ、第四凸部（第四部分）１２Ｄ、および主部１２Ｅを含む。第一凸部１２Ａ、第二凸部１２Ｂ、第三凸部１２Ｃ、および第四凸部１２Ｄは、主部１２Ｅから突出するように延在する部分であり、この順に所定軸（図３に示す例ではＸ軸）方向に所定の間隔を置いて配列している。
As shown in FIG. 3, the
第一凸部１２Ａ、第二凸部１２Ｂ、第三凸部１２Ｃ、および第四凸部１２Ｄの膜厚（図３に示す例ではＺ軸方向の長さ）Ｈ１は、例えば２０ｎｍである。主部１２Ｅの膜厚（図３に示す例ではＺ軸方向の長さ）Ｈ２は、例えば８０ｎｍである。第一凸部１２Ａと第三凸部１２Ｃとの間の距離Ｌ１は、例えば１００μｍ以下である。第一凸部１２ＡのＸ軸方向の長さの中央部と、第二凸部１２ＢのＸ軸方向の長さの中央部との間の距離ｄは、スピン拡散長以下であることが好ましい。室温（３００Ｋ）でのシリコンチャンネル層１２におけるスピン拡散長は例えば０．８μｍである。第一強磁性層１４Ａから第一凸部１２Ａに注入されたスピン、あるいは第二強磁性層１４Ｂから第二凸部１２Ｂに注入されたスピンは、主部１２Ｅにおける第一凸部１２Ａと第二凸部１２Ｂとの間の領域を拡散・伝導する。
The film thickness (length in the Z-axis direction in the example shown in FIG. 3) H1 of the first convex portion 12A, the second convex portion 12B, the third convex portion 12C, and the fourth convex portion 12D is, for example, 20 nm. The film thickness (length in the Z-axis direction in the example shown in FIG. 3) H2 of the main portion 12E is, for example, 80 nm. A distance L1 between the first convex portion 12A and the third convex portion 12C is, for example, 100 μm or less. The distance d between the central portion of the first convex portion 12A in the X-axis direction and the central portion of the second convex portion 12B in the X-axis direction is preferably equal to or less than the spin diffusion length. The spin diffusion length in the
第一トンネル層１３Ａおよび第二トンネル層１３Ｂは、強磁性体（第一強磁性層１４Ａおよび第二強磁性層１４Ｂ）のスピン分極と、シリコンチャンネル層１２のスピン分極とを効率的に接続するためのトンネル絶縁膜として機能する。第一トンネル層１３Ａは、シリコンチャンネル層１２の第一部分である第一凸部１２Ａ上に設けられている。第二トンネル層１３Ｂは、シリコンチャンネル層１２の第二部分である第二凸部１２Ｂ上に設けられている。
The first tunnel layer 13A and the second tunnel layer 13B efficiently connect the spin polarization of the ferromagnetic material (the first ferromagnetic layer 14A and the second ferromagnetic layer 14B) and the spin polarization of the
第一トンネル層１３Ａおよび第二トンネル層１３Ｂは、シリコンチャンネル層１２の例えば（１００）面上に結晶成長させたものである。これらの第一トンネル層１３Ａまたは第二トンネル層１３Ｂが設けられていることにより、第一強磁性層１４Ａまたは第二強磁性層１４Ｂからシリコンチャンネル層１２へスピン偏極した電子を多く注入することが可能となり、スピン伝導素子１の電位出力を高めることが可能となる。
The first tunnel layer 13A and the second tunnel layer 13B are obtained by crystal growth on, for example, the (100) plane of the
第一トンネル層１３Ａおよび第二トンネル層１３Ｂの膜厚は２．２ｎｍ以下であることが好ましい。この場合、得られるスピン出力に対して界面抵抗率を１ＭΩμｍ２以下に低くしてノイズを抑えることができるので、スピンの注入や出力を好適に行える。また、第一トンネル層１３Ａおよび第二トンネル層１３Ｂの膜厚は、０．６ｎｍ以上であることが好適であり、この場合、シリコンチャンネル層１２上に均一に成膜された第一トンネル層１３Ａおよび第二トンネル層１３Ｂを用いることができる。
The film thickness of the first tunnel layer 13A and the second tunnel layer 13B is preferably 2.2 nm or less. In this case, since the interface resistivity can be lowered to 1 MΩμm 2 or less with respect to the obtained spin output, noise can be suppressed, so that spin injection and output can be suitably performed. The first tunnel layer 13A and the second tunnel layer 13B preferably have a thickness of 0.6 nm or more. In this case, the first tunnel layer 13A uniformly formed on the
第一強磁性層１４Ａおよび第二強磁性層１４Ｂの一方は、シリコンチャンネル層１２にスピンを注入するための電極として機能し、他方は、シリコンチャンネル層１２内のスピンを検出するための電極として機能する。第一強磁性層１４Ａは、第一トンネル層１３Ａ上に設けられている。第二強磁性層１４Ｂは、第二トンネル層１３Ｂ上に設けられている。
One of the first ferromagnetic layer 14A and the second ferromagnetic layer 14B functions as an electrode for injecting spin into the
第一強磁性層１４Ａおよび第二強磁性層１４Ｂは、主として強磁性材料からなる。第一強磁性層１４Ａおよび第二強磁性層１４Ｂの材料の一例として、ＣｏおよびＦｅからなる群から選択される金属、前記群の元素を１以上含む合金、又は、前記群から選択される１以上の元素とホウ素（Ｂ）とからなる化合物が挙げられる。第一強磁性層１４Ａおよび第二強磁性層１４Ｂの結晶構造は、体心立方格子構造であることが好適である。これにより、第一トンネル層上に第一強磁性層を部分的にエピタキシャル成長させることができるとともに、第二トンネル層上に第二強磁性層を部分的にエピタキシャル成長させることができる。 The first ferromagnetic layer 14A and the second ferromagnetic layer 14B are mainly made of a ferromagnetic material. As an example of the material of the first ferromagnetic layer 14A and the second ferromagnetic layer 14B, a metal selected from the group consisting of Co and Fe, an alloy containing one or more elements of the group, or 1 selected from the group The compound which consists of the above element and boron (B) is mentioned. The crystal structure of the first ferromagnetic layer 14A and the second ferromagnetic layer 14B is preferably a body-centered cubic lattice structure. Accordingly, the first ferromagnetic layer can be partially epitaxially grown on the first tunnel layer, and the second ferromagnetic layer can be partially epitaxially grown on the second tunnel layer.
図１に示す例では、第一強磁性層１４Ａおよび第二強磁性層１４Ｂは、Ｙ軸方向を長軸とした直方体形状を有している。第一強磁性層１４Ａおよび第二強磁性層１４Ｂの形状異方性によって、第一強磁性層１４Ａおよび第二強磁性層１４Ｂとは保磁力差が付けられていることが好適である。第一強磁性層１４Ａの幅（Ｘ軸方向の長さ）は、例えば３５０ｎｍ程度となっている。第二強磁性層１４Ｂの幅（Ｘ軸方向の長さ）は、例えば２μｍ程度となっている。図１に示す例では、第一強磁性層１４Ａの保磁力は、第二強磁性層１４Ｂの保磁力よりも大きくなっている。 In the example shown in FIG. 1, the first ferromagnetic layer 14 </ b> A and the second ferromagnetic layer 14 </ b> B have a rectangular parallelepiped shape with the major axis in the Y-axis direction. It is preferable that the first ferromagnetic layer 14A and the second ferromagnetic layer 14B have a coercive force difference due to the shape anisotropy of the first ferromagnetic layer 14A and the second ferromagnetic layer 14B. The width (length in the X-axis direction) of the first ferromagnetic layer 14A is, for example, about 350 nm. The width (length in the X-axis direction) of the second ferromagnetic layer 14B is, for example, about 2 μm. In the example shown in FIG. 1, the coercive force of the first ferromagnetic layer 14A is larger than the coercive force of the second ferromagnetic layer 14B.
第一参照電極１５Ａおよび第二参照電極１５Ｂは、シリコンチャンネル層１２に検出用電流を流すための電極としての機能と、スピンによる出力を読み取るための電極としての機能を有する。第一参照電極１５Ａは、シリコンチャンネル層１２の第三凸部１２Ｃ上に設けられている。第二参照電極１５Ｂは、シリコンチャンネル層１２の第四凸部１２Ｄ上に設けられている。第一参照電極１５Ａ及び第二参照電極１５Ｂは、導電性材料からなり、例えばＡｌなどのＳｉに対して低抵抗な非磁性金属である。
The first reference electrode 15A and the second reference electrode 15B have a function as an electrode for flowing a detection current through the
酸化膜７ａは、シリコンチャンネル層１２の側面に形成されている。また、酸化膜７ｂは、シリコンチャンネル層１２、酸化膜７ａ、第一トンネル層１３Ａ、第二トンネル層１３Ｂ、第一強磁性層１４Ａ、第二強磁性層１４Ｂ、第一参照電極１５Ａ、及び第二参照電極１５Ｂの側面上に形成されている。また、シリコンチャンネル層１２の上面のうち、第一強磁性層１４Ａ、第二強磁性層１４Ｂ、第一参照電極１５Ａ、および第二参照電極１５Ｂの設けられていない主部１２Ｅ上には、酸化膜７ｂが形成されている。酸化膜７ｂは、第一トンネル層１３Ａと第二トンネル層１３Ｂとの間において、シリコンチャンネル層１２の主部１２Ｅ上に設けられている。酸化膜７ｂは、シリコンチャンネル層１２、第一トンネル層１３Ａ、第二トンネル層１３Ｂ、第一強磁性層１４Ａ、第二強磁性層１４Ｂ、第一参照電極１５Ａ、および第二参照電極１５Ｂの保護膜として機能し、これらの層の劣化を抑制する。酸化膜７ｂは、例えば酸化珪素膜である。
The oxide film 7 a is formed on the side surface of the
図１に示すように、第一参照電極１５Ａ上及び酸化膜７ｂ（シリコンチャンネル層１２の傾斜した側面）上に、配線１８Ａが設けられている。同様に、第一強磁性層１４Ａ上及び酸化膜７ｂ上に、配線１８Ｂが設けられている。第二強磁性層１４Ｂ上及び酸化膜７ｂ上に、配線１８Ｃが設けられている。第二参照電極１５Ｂ上及び酸化膜７ｂ上に、配線１８Ｄが設けられている。配線１８Ａ〜１８Ｄは、Ｃｕなどの導電性材料である。酸化膜７ｂ上に配線を設けることにより、この配線によってシリコンチャンネル層１２内を伝導するスピンが吸収されることを抑制できる。また、酸化膜７ｂ上に配線を設けることにより、配線からシリコンチャンネル層１２へ電流が流れることを抑制でき、スピン注入効率を向上できる。また、配線１８Ａ〜１８Ｄのそれぞれの端部には、測定用の電極パッドＥ１〜Ｅ４が設けられている。配線１８Ａ〜１８Ｄの端部及び測定用の電極パッドＥ１〜Ｅ４は、酸化珪素膜１１上に形成されている。電極パッドＥ１〜Ｅ４は、Ａｕなどの導電性材料である。
As shown in FIG. 1, a wiring 18A is provided on the first reference electrode 15A and on the oxide film 7b (an inclined side surface of the silicon channel layer 12). Similarly, the wiring 18B is provided on the first ferromagnetic layer 14A and the oxide film 7b. A wiring 18C is provided on the second ferromagnetic layer 14B and the oxide film 7b. A wiring 18D is provided on the second reference electrode 15B and the oxide film 7b. The wirings 18A to 18D are made of a conductive material such as Cu. By providing the wiring on the oxide film 7b, it is possible to suppress the absorption of spin conducted through the
図４は、第一トンネル層１３Ａ及び第二トンネル層１３Ｂの断面図である。第一トンネル層１３Ａは、第一トンネル層下部領域１６Ａと第一トンネル層上部領域１６Ｂから成る。第一トンネル層下部領域１６Ａは、シリコンチャンネル層１２上に結晶成長しているか、あるいは、シリコンチャンネル層１２上に部分的に結晶成長している。また、第一トンネル層上部領域１６Ｂは第一トンネル層下部領域１６Ａの上に設けられ、第一トンネル層上部領域１６Ｂ上に第一強磁性層１４Ａが設けられている。同様に、第二トンネル層１３Ｂは第二トンネル層下部領域１６Ｃと第二トンネル層上部領域１６Ｄから成る。第二トンネル層下部領域１６Ｃは、シリコンチャンネル層１２上に結晶成長しているか、あるいは、シリコンチャンネル層１２上に部分的に結晶成長している。また、第二トンネル層上部領域１６Ｄは、第二トンネル層下部領域１６Ｃの上に設けられ、第二トンネル層上部領域１６Ｄ上に第二強磁性層１４Ｂが設けられている。
FIG. 4 is a cross-sectional view of the first tunnel layer 13A and the second tunnel layer 13B. The first tunnel layer 13A includes a first tunnel layer
以下、第一トンネル層１３Ａを構成する第一トンネル層下部領域１６Ａと第一トンネル層上部領域１６Ｂと、第一強磁性膜１４Ａについて記述する。
Hereinafter, the first tunnel layer
第一トンネル層１３Ａはアルミニウム、亜鉛、シリコン、チタン、あるいは、マグネシウムを含むトンネル層が適している。これらの材料が結晶化した場合にはコヒーレントトンネル効果によって高いスピン分極率を持ったトンネル層として機能する。 The first tunnel layer 13A is suitably a tunnel layer containing aluminum, zinc, silicon, titanium, or magnesium. When these materials are crystallized, they function as a tunnel layer having a high spin polarizability by the coherent tunnel effect.
また、第一トンネル層１３Ａはスピネル構造によるトンネル層が適している。この場合、上記の元素の種類及び濃度によって結晶格子が任意に歪む事ができるため、下地の半導体チャンネルや強磁性層に合わせて格子定数を変化させることができる。 The first tunnel layer 13A is suitably a tunnel layer having a spinel structure. In this case, since the crystal lattice can be arbitrarily distorted depending on the type and concentration of the above elements, the lattice constant can be changed in accordance with the underlying semiconductor channel and the ferromagnetic layer.
第一トンネル層下部領域１６Ａは、元素が欠損したγ型アルミニウム酸化物の組成であり、スピネル構造であることが好ましい。これはスピネル構造の組成式ＡＢ２Ｏ４のＡの元素の一部、あるいは、全部が欠損した構造である。なお、このスピネル構造は、Ａの元素には酸素が四配位し、Ｂの元素には酸素が六配位したものである。このような構造の場合、シリコンチャンネル１２と格子定数が近いため、界面におけるスピンの散乱を抑制することができる。
The first tunnel layer
また第一トンネル層上部領域１６Ｂはアルミニウムとマグネシウムによる酸化物の組成であり、スピネル構造であることが好ましい。このような構造の場合、第一強磁性層１４Ａと格子定数が近いため、界面におけるスピンの散乱を抑制することができる。 The first tunnel layer upper region 16B has an oxide composition of aluminum and magnesium, and preferably has a spinel structure. In such a structure, since the lattice constant is close to that of the first ferromagnetic layer 14A, it is possible to suppress spin scattering at the interface.
第一トンネル層１３Ａの第一トンネル層下部領域１６Ａと第一トンネル層上部領域１６Ｂを構成する元素の濃度は連続的に変化している。上記の例では第一トンネル層下部領域１６Ａから第一トンネル層上部領域１６Ｂに向かって、スピネル構造の組成式ＡＢ２Ｏ４のＡの元素の一部、あるいは、全部が欠損した状態からＡの元素に亜鉛が配置された構造に連続的に変化する。
The concentration of the elements constituting the first tunnel layer
第一トンネル層１３Ａの第一トンネル層下部領域１６Ａは、スピネル構造の組成式ＡＢ２Ｏ４のＡの元素の全部が欠損した構造が最も良いが、Ａの元素の一部が欠損した構造でも良い。同様に、第一トンネル層上部領域１６Ｂは、アルミニウムとマグネシウムによる酸化物の組成であることが好ましいが、マグネシウムの一部が欠損した構造でも良い。
The first tunnel layer
さらに、第一トンネル層下部領域１６ＡのＡ元素（サイト）の濃度は第一トンネル層上部領域１６ＢのＡ元素（サイト）の濃度よりも低いことが好ましい。この場合、半導体チャンネル層と強磁性層のそれぞれに対して、それぞれの格子定数が近くなり、界面におけるスピン散乱を抑制することができる。
Further, the concentration of the A element (site) in the first tunnel layer
上記は、第二トンネル層１３Ｂの第二トンネル層下部領域１６Ｃと第二トンネル層上部領域１６Ｄの材料の場合でも同様である。
The same applies to the material of the second tunnel layer
第一強磁性層１４Ａの結晶構造は、体心立方格子構造（ＢＣＣ）であることが好適である。第一強磁性層１４Ａの材料がＣｏおよびＦｅからなる群から選択される金属、前記群の元素を１以上含む合金、又は前記群から選択される１以上の元素とホウ素（Ｂ）とを含む化合物である場合、第一強磁性層１４Ａは第一トンネル上部領域１６Ｂ上にエピタキシャル成長しやすくなる。 The crystal structure of the first ferromagnetic layer 14A is preferably a body-centered cubic lattice structure (BCC). The material of the first ferromagnetic layer 14A includes a metal selected from the group consisting of Co and Fe, an alloy including one or more elements of the group, or one or more elements selected from the group and boron (B). In the case of a compound, the first ferromagnetic layer 14A is easily grown epitaxially on the first tunnel upper region 16B.
例えば、第一トンネル層１３Ａの第一トンネル層上部領域１６Ｂの組成をＭｇＡｌ２Ｏ４とし、第一強磁性層１４ＡをＦｅとした場合、ＭｇＡｌ２Ｏ４とＦｅの格子定数は、ほぼ一致しているため、第一トンネル層１３Ａの第一トンネル層上部領域１６Ｂと第一強磁性層１４Ａの界面においてスピン散乱を抑制することが可能である。なお、結晶構造や格子定数は積層膜の断面ＴＥＭ（Ｔｒａｎｓｍｉｓｓｉｏｎ Ｅｌｅｃｔｏｒｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｙ）、ＸＲＤ（Ｘ Ｒａｙ Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ）、あるいは、ＥＤＸ（Ｅｎｅｒｇｙ Ｄｉｓｐｅｒｓｉｖｅ Ｘ−Ｒaｙ ａｎａｌｙｓｉｓ）によって解析でき
る。
For example, when the composition of the first tunnel layer upper region 16B of the first tunnel layer 13A is MgAl 2 O 4 and the first ferromagnetic layer 14A is Fe, the lattice constants of MgAl 2 O 4 and Fe are almost the same. Therefore, it is possible to suppress spin scattering at the interface between the first tunnel layer upper region 16B of the first tunnel layer 13A and the first ferromagnetic layer 14A. The crystal structure and the lattice constant can be analyzed by a cross-sectional TEM (Transmission Electron Microscopy), XRD (X Ray Diffraction), or EDX (Energy Dispersive X-Ray analysis) of the laminated film.
さらに、第一強磁性層１４Ａはホイスラー合金であることがより好ましい。ホイスラー合金（またはフルホイスラー合金とも言う）とは、Ｘ２ＹＺの化学組成をもつ金属間化合物の総称であり、ここで、Ｘは周期表上で、Ｃｏ、Ｆｅ、Ｎｉ、あるいはＣｕ族の遷移金属元素または貴金属元素である。ＹはＭｎ、Ｖ、ＣｒあるいはＴｉ族の遷移金属でありＸと同じ元素種をとることもできる。ＺはIII族からＶ族の典型元素である。ホイスラー合
金Ｘ２ＹＺはＸ・Ｙ・Ｚの規則性から３種類の結晶構造に分けられる。結晶の周期性を利用したＸ線回折等の分析により、３元素の区別ができるＸ≠Ｙ≠Ｚとなる最も規則性の高い構造がＬ２１構造、次に規則性の高いＸ≠Ｙ=Ｚとなる構造がＢ２構造、そして３元素
の区別ができないＸ＝Ｙ＝Ｚとなる構造がＡ２構造である。
Furthermore, the first ferromagnetic layer 14A is more preferably a Heusler alloy. Heusler alloy (or full Heusler alloy) is a general term for intermetallic compounds having a chemical composition of X 2 YZ, where X is a transition of Co, Fe, Ni, or Cu group on the periodic table. It is a metal element or a noble metal element. Y is a transition metal of Mn, V, Cr or Ti group and can take the same element species as X. Z is a typical element from Group III to Group V. Heusler alloy X 2 YZ is divided into three types of crystal structures based on the regularity of X, Y, and Z. According to the analysis such as X-ray diffraction using the periodicity of the crystal, the most regular structure in which X ≠ Y ≠ Z that can distinguish the three elements is the L21 structure, and the next highest regularity X ≠ Y = Z. Is a B2 structure, and a structure where X = Y = Z is indistinguishable from the three elements is an A2 structure.
第二トンネル層１３Ｂも、上記第一トンネル層１３Ａと同様である。 The second tunnel layer 13B is the same as the first tunnel layer 13A.
以下、本実施形態に係るスピン伝導素子１のＮＬ（非局所）測定法を用いる動作の一例について説明する。ＮＬ測定法では、図３に示すように、スピン伝導素子１は例えばＹ軸方向の外部磁場Ｂ１を検出する。第一強磁性層１４Ａの磁化方向Ｇ１（Ｙ軸方向）を第二強磁性層１４Ｂの磁化方向Ｇ２（Ｙ軸方向）と同一方向に固定する。また、図１に示すように、電極パッドＥ１及びＥ３を交流電流源７０に接続することにより、第一強磁性層１４Ａに検出用電流を流す。強磁性体である第一強磁性層１４Ａから、第一トンネル層１３Ａを介して、非磁性体のシリコンチャンネル層１２へ検出用電流が流れることにより、第一強磁性層１４Ａの磁化の向きＧ１に対応するスピンを有する電子がシリコンチャンネル層１２へ注入される。注入されたスピンは第二強磁性層１４Ｂ側へ拡散していく。このように、シリコンチャンネル層１２に流れる電流及びスピン流が、主に所定の軸（Ｘ軸）方向に流れる構造とすることができる。そして、外部磁場Ｂ１によって変化される第一強磁性層１４Ａの磁化の向き、すなわち電子のスピンと、シリコンチャンネル層１２の第二強磁性層１４Ｂと接する部分の電子のスピンとの相互作用により、シリコンチャンネル層１２と第二強磁性層１４Ｂの間において出力が発生する。この出力は、電極パッドＥ２及びＥ４に接続した出力測定器８０により検出する。
Hereinafter, an example of the operation using the NL (non-local) measurement method of the
次に、本実施形態に係るスピン伝導素子１のＮＬ−Ｈａｎｌｅ測定法を用いる動作の一例を説明する。ＮＬ−Ｈａｎｌｅ測定法ではＨａｎｌｅ効果を利用する。Ｈａｎｌｅ効果とは、電流によって強磁性電極からチャンネルに注入されたスピンが他の強磁性電極に向かって拡散・伝導する際に、スピンの向きと垂直な方向から外部磁場が印加されたときに、ラーモア歳差を起こす現象である。ＮＬ−Ｈａｎｌｅ測定法では、図３に示すように、スピン伝導素子１は例えばＺ軸方向の外部磁場Ｂ２を検出する。第一強磁性層１４Ａの磁化方向Ｇ１（Ｙ軸方向）は、第二強磁性層１４Ｂの磁化方向Ｇ２（Ｙ軸方向）と同一方向に固定する。そして、第一強磁性層１４Ａおよび第一参照電極１５Ａを交流電流源７０に接続することにより、第一強磁性層１４Ａにスピンの検出用電流を流すことができる。強磁性体である第一強磁性層１４Ａから第一トンネル層１３Ａを介して、非磁性体のシリコンチャンネル層１２へ電流が流れることにより、第一強磁性層１４Ａの磁化の向きＧ１に対応する向きのスピンを有する電子がシリコンチャンネル層１２の第一凸部１２Ａへ注入される。第一凸部１２Ａに注入されたスピンは、主部１２Ｅを通って第二強磁性層１４Ｂ側へ拡散していく。このように、シリコンチャンネル層１２に流れる電流およびスピン流が主にＸ軸方向に流れる構造となる。
Next, an example of the operation using the NL-Hane measurement method of the
ここで、シリコンチャンネル層１２に外部磁場Ｂ２を印加しないとき、すなわち外部磁場がゼロのとき、シリコンチャンネル層１２のうち第一強磁性層１４Ａと第二強磁性層１４Ｂとの間の領域を拡散するスピンの向きは回転しない。よって、予め設定された第二強磁性層１４Ｂの磁化の向きＧ２と同一方向のスピンが、シリコンチャンネル層１２における第二強磁性層１４Ｂ側の領域に拡散してくることとなる。従って、外部磁場がゼロのとき、出力（例えば抵抗出力や電圧出力）は極値となる。なお、電流や磁化の向きで極大値または極小値をとりうる。出力は、第二強磁性層１４Ｂおよび第二参照電極１５Ｂに接続した電圧測定器などの出力測定器８０により評価できる。
Here, when the external magnetic field B2 is not applied to the
対して、シリコンチャンネル層１２に外部磁場Ｂ２を印加する場合を考える。外部磁場Ｂ２は、第一強磁性層１４Ａの磁化方向Ｇ１（図３の例ではＹ軸方向）および第二強磁性層１４Ｂの磁化方向Ｇ２（図３の例ではＹ軸方向）に対して垂直な方向（図３の例ではＺ軸方向）から印加する。外部磁場Ｂ２を印加すると、シリコンチャンネル層１２内を拡散・伝導するスピンの向きは、外部磁場Ｂ２の軸方向（図３の例ではＺ軸方向）を中心として回転する（いわゆるＨａｎｌｅ効果）。シリコンチャンネル層１２における第二強磁性層１４Ｂ側の領域まで拡散してきたときのこのスピンの回転の向きと、予め設定された第二強磁性層１４Ｂの磁化の向きＧ２、すなわちスピンの向きと、の相対角により、シリコンチャンネル層１２と第二強磁性層１４Ｂの界面の出力（例えば抵抗出力や電圧出力）が決定される。外部磁場Ｂ２を印加する場合、シリコンチャンネル層１２内を拡散するスピンの向きは回転するので、第二強磁性層１４Ｂの磁化の向きと向きが揃わない。よって、出力は、外部磁場がゼロのときに極大値をとる場合、外部磁場Ｂ２を印加するときには極大値以下となる。また、出力は、外部磁場がゼロのときに極小値をとる場合、外部磁場Ｂ２を印加するときには極小値以上となる。
On the other hand, consider the case where an external magnetic field B2 is applied to the
従って、ＮＬ−Ｈａｎｌｅ測定法では、外部磁場がゼロのときに出力のピークが現われ、外部磁場Ｂ２を増加または減少させると出力が減少していく。つまり、外部磁場Ｂ２の有無によって出力が変化するので、本実施形態に係るスピン伝導素子１は、例えば磁気センサとして使用できる。
Therefore, in the NL-Hanle measurement method, an output peak appears when the external magnetic field is zero, and the output decreases as the external magnetic field B2 is increased or decreased. That is, since the output changes depending on the presence or absence of the external magnetic field B2, the
また、上記のスピン伝導素子１を複数備えた磁気検出装置とすることができる。例えば、上記のスピン伝導素子１を複数並列あるいは複数積層して、磁気検出装置とすることができる。この場合、各スピン伝導素子１の出力を合算することができる。このような磁気検出装置は、例えば癌細胞などを検知する生体センサなどに適用できる。
Moreover, it can be set as the magnetic detection apparatus provided with two or more said
また、上記のスピン注入電極構造ＩＥやスピン伝導素子１は、例えば磁気ヘッド、磁気抵抗メモリ（ＭＲＡＭ）、論理回路、核スピンメモリ、量子コンピュータなどの種々のスピン伝導デバイスに用いることができる。
The spin injection electrode structure IE and the
また、スピン検出部（第二強磁性層１４Ｂ、第二トンネル層１３Ｂ、およびシリコンチャンネル層１２の第二凸部１２Ｂ）の構成は、上記実施形態に限定されず、例えば電流を流すことによってスピンを検出するものでもよい。 Further, the configuration of the spin detection unit (the second ferromagnetic layer 14B, the second tunnel layer 13B, and the second convex portion 12B of the silicon channel layer 12) is not limited to the above-described embodiment. May be detected.
以下、実施例をあげて本発明をさらに具体的に説明するが、本発明はこれらの実施例に限定されるものではない。 EXAMPLES Hereinafter, the present invention will be described more specifically with reference to examples, but the present invention is not limited to these examples.
（実施例１）
まず、基板、絶縁膜、及びシリコン膜からなるＳＯＩ基板を準備した。基板にはシリコン基板、絶縁膜には２００ｎｍの酸化珪素層を用い、シリコン膜は１００ｎｍであった。シリコン膜に導電性を付与するリンイオンの打ち込みを行った。その後、９００℃のアニールにより不純物を拡散させて、シリコン膜の電子濃度の調整を行った。この際、シリコン膜全体の平均電子濃度が５．０×１０１９ｃｍ−３となるようにした。
Example 1
First, an SOI substrate including a substrate, an insulating film, and a silicon film was prepared. A silicon substrate was used as the substrate, a 200 nm silicon oxide layer was used as the insulating film, and the silicon film was 100 nm. Phosphorus ions for imparting conductivity to the silicon film were implanted. Thereafter, the impurities were diffused by annealing at 900 ° C. to adjust the electron concentration of the silicon film. At this time, the average electron concentration of the entire silicon film was set to 5.0 × 10 19 cm −3 .
次いで、ＲＣＡ洗浄を用いて、ＳＯＩ基板の表面の付着物、有機物、及び自然酸化膜を除去した。その後、ＨＦ洗浄液を用いてＳＯＩ基板の表面を水素で終端させた。続いて、ＳＯＩ基板を分子線エピタキシー（ＭＢＥ）装置に搬入した。ベース真空度（積層処理を実際に施す前の装置内の真空度）を２．０×１０−９Ｔｏｒｒ以下とした。ＳＯＩ基板の加熱によるフラッシング処理を行った。これにより、シリコン膜表面の水素を離脱させ、清浄表面を形成した。 Next, deposits, organic substances, and natural oxide films on the surface of the SOI substrate were removed using RCA cleaning. Thereafter, the surface of the SOI substrate was terminated with hydrogen using an HF cleaning solution. Subsequently, the SOI substrate was carried into a molecular beam epitaxy (MBE) apparatus. The degree of base vacuum (the degree of vacuum in the apparatus before the actual lamination process) was set to 2.0 × 10 −9 Torr or less. Flushing treatment was performed by heating the SOI substrate. As a result, hydrogen on the surface of the silicon film was released to form a clean surface.
次に、ＭＢＥ法を用いて、シリコン膜上に第一トンネル層を形成した。まず、酸化アルミニウムを結晶化させて第一トンネル層下部領域を形成し、酸化アルミニウムと同時にマグネシウムを成膜し、マグネシウムとアルミニウムと酸素を含む第一トンネル層上部領域を形成した。これらを形成する過程において欠損する酸素は原子層を数枚形成したら、成膜を一度止め、酸素イオンを膜の表面に照射して補った。以上を繰り返して、第一トンネル層を形成した。その後、強磁性層として鉄膜、及び保護膜としてチタン膜をこの順に成膜し、積層体を得た。成膜時における真空度は５×１０−８Ｔｏｒｒ以下であった。チタン膜は、鉄膜の酸化による特性劣化を抑制するためのキャップ層である。 Next, a first tunnel layer was formed on the silicon film using the MBE method. First, aluminum oxide was crystallized to form a first tunnel layer lower region, and magnesium was formed at the same time as the aluminum oxide to form a first tunnel layer upper region containing magnesium, aluminum, and oxygen. Oxygen deficient in the process of forming these layers was compensated by once stopping the film formation and irradiating the surface of the film with oxygen ions after several atomic layers were formed. The first tunnel layer was formed by repeating the above. Thereafter, an iron film as a ferromagnetic layer and a titanium film as a protective film were formed in this order to obtain a laminate. The degree of vacuum during film formation was 5 × 10 −8 Torr or less. The titanium film is a cap layer for suppressing characteristic deterioration due to oxidation of the iron film.
なお、本実施例において、第一部分と第二部分において、トンネル層のスピネル層、強磁性層の鉄膜、及び保護膜のチタン膜は同じ工程で作成しているため、第一部分と第二部分の積層構造は同じである。 In this embodiment, the spinel layer of the tunnel layer, the iron film of the ferromagnetic layer, and the titanium film of the protective film are formed in the same process in the first part and the second part, so the first part and the second part The laminated structure is the same.
続いて、第一トンネル層の結晶化を安定化させるため、５００℃のフラッシュアニール後に、２００度で３時間のアニールを行った。 Subsequently, in order to stabilize the crystallization of the first tunnel layer, annealing was performed at 200 ° C. for 3 hours after flash annealing at 500 ° C.
次に、積層体の表面の洗浄を行った後、フォトリソグラフィ法およびリフトオフにより、Ｔａのアライメントマークを基板に形成した。続いて、マスクを用いて、シリコン膜を異方性ウェットエッチングによりパターニングした。これにより、側面に傾斜部を有するシリコンチャンネル層１２を得た。この際、シリコンチャンネル層１２のサイズは、２３μｍ×３００μｍとなった。また、得られたシリコンチャンネル層１２の側面を酸化させて、酸化珪素膜（酸化膜７ａ）を形成した。
Next, after cleaning the surface of the laminate, Ta alignment marks were formed on the substrate by photolithography and lift-off. Subsequently, the silicon film was patterned by anisotropic wet etching using a mask. As a result, a
次いで、フォトリソグラフィ法を用いて、チタン膜、鉄膜、シリコンチャンネル層をパターニングすることにより、図３のように第一強磁性層１４Ａおよび第二強磁性層１４Ｂを形成した。シリコンチャンネル層１２と、第一強磁性層１４Ａおよび第二強磁性層１４Ｂとの間以外に位置する酸化膜とマグネシウム膜を除去した。これにより、第一トンネル層１３Ａおよび第二トンネル層１３Ｂを得た。露出したシリコンチャンネル層１２の一端側と他端側に、Ａｌ膜を形成し、第一参照電極１５Ａおよび第二参照電極１５Ｂをそれぞれ得た。
Next, the first ferromagnetic layer 14A and the second ferromagnetic layer 14B were formed as shown in FIG. 3 by patterning the titanium film, the iron film, and the silicon channel layer using a photolithography method. The oxide film and the magnesium film located except between the
次に、イオンミリングおよびエッチングを用いて、シリコンチャンネル層１２の表面のうち、第一強磁性層１４Ａ、第二強磁性層１４Ｂ、第一参照電極１５Ａおよび第二参照電極１５Ｂの形成されていない部分において、シリコンチャンネル層１２の表面から２０ｎｍの深さまでシリコンチャンネル層１２を掘り込んだ。これにより、シリコンチャンネル層１２は、第一凸部１２Ａ、第二凸部１２Ｂ、第三凸部１２Ｃ、第四凸部１２Ｄ、および主部１２Ｅを含む構造となった。第一凸部１２Ａ、第二凸部１２Ｂ、第三凸部１２Ｃ、および第四凸部１２Ｄは、この順にＸ軸方向に所定の間隔を置いて配列され、主部１２Ｅから突出するように延在する部分である。第一凸部１２Ａ、第二凸部１２Ｂ、第三凸部１２Ｃ、および第四凸部１２Ｄの膜厚Ｈ１は、１０ｎｍであった。このような構造により、シリコンチャンネル層１２となるシリコン膜に、導電性を付与するイオンの打ち込みの際に形成された表面ダメージが除去された。
Next, of the surface of the
さらに、酸化膜７ａ、第一トンネル層１３Ａ、第二トンネル層１３Ｂ、第一強磁性層１４Ａ、第二強磁性層１４Ｂ、第一参照電極１５Ａおよび第二参照電極１５Ｂの側面上と、シリコンチャンネル層１２の上面のうち、第一強磁性層１４Ａ、第二強磁性層１４Ｂ、第一参照電極１５Ａおよび第二参照電極１５Ｂの形成されていない主部１２Ｅ上とに、酸化珪素膜（酸化膜７ｂ）を形成した。
Furthermore, the oxide film 7a, the first tunnel layer 13A, the second tunnel layer 13B, the first ferromagnetic layer 14A, the second ferromagnetic layer 14B, the side surfaces of the first reference electrode 15A and the second reference electrode 15B, and the silicon channel Of the upper surface of the
次に、第一強磁性層１４Ａ、第二強磁性層１４Ｂ、第一参照電極１５Ａおよび第二参照電極１５Ｂ上に配線１８Ａ〜１８Ｄをそれぞれ形成した。配線１８Ａ〜１８Ｄとして、Ｔａ（厚さ１０ｎｍ）、Ｃｕ（厚さ５０ｎｍ）、及びＴａ（厚さ１０ｎｍ）の積層構造を用いた。さらに、各配線１８Ａ〜１８Ｄの端部にそれぞれ電極パッドＥ１〜Ｅ４を形成した。電極パッドＥ１〜Ｅ４として、Ｃｒ（厚さ５０ｎｍ）とＡｕ（厚さ１５０ｎｍ）の積層構造を用いた。こうして、図１〜４に示すスピン伝導素子１と同様の構成を有する実施例１のスピン伝導素子を作成した。
Next, wirings 18A to 18D were formed on the first ferromagnetic layer 14A, the second ferromagnetic layer 14B, the first reference electrode 15A, and the second reference electrode 15B, respectively. As the wirings 18A to 18D, a stacked structure of Ta (
（ＮＬ測定の結果）
ＮＬ測定法では、実施例１で作製したスピン伝導素子において、第一強磁性層１４Ａの磁化方向Ｇ１および第二強磁性層１４Ｂの磁化方向Ｇ２を外部磁場Ｂ１の磁化方向と同一方向（図３に示すＹ軸方向）に固定した。このスピン伝導素子に対して、第一強磁性層１４Ａおよび第二強磁性層１４Ｂの磁化方向と平行な方向（Ｙ軸方向）から外部磁場Ｂ１を印加した。交流電流源７０からの検出用電流を第一強磁性層１４Ａへ流すことにより、第一強磁性層１４Ａからシリコンチャンネル層１２へスピンを注入した。そして、外部磁場Ｂ１による磁化変化に基づく出力を出力測定器８０により測定した。この際、測定はいずれも室温にて行った。
(Result of NL measurement)
In the NL measurement method, in the spin transport device fabricated in Example 1, the magnetization direction G1 of the first ferromagnetic layer 14A and the magnetization direction G2 of the second ferromagnetic layer 14B are the same as the magnetization direction of the external magnetic field B1 (FIG. 3). In the Y-axis direction). An external magnetic field B1 was applied to the spin transport element from a direction (Y-axis direction) parallel to the magnetization directions of the first ferromagnetic layer 14A and the second ferromagnetic layer 14B. By flowing a detection current from the alternating current source 70 to the first ferromagnetic layer 14A, spin was injected from the first ferromagnetic layer 14A to the
図５は、ＮＬ測定法における印加磁場と電圧出力の関係を示すグラフである。図５のＦ１は、外部磁場Ｂ１をマイナス側からプラス側に変化させた場合を示し、図５のＦ２は、外部磁場Ｂ１をプラス側からマイナス側に変化させた場合を示す。図５のＦ１及びＦ２に示されるように、スピン伝導素子では、約２６．８μＶの電圧出力であった。 FIG. 5 is a graph showing the relationship between the applied magnetic field and the voltage output in the NL measurement method. F1 in FIG. 5 shows the case where the external magnetic field B1 is changed from the minus side to the plus side, and F2 in FIG. 5 shows the case where the external magnetic field B1 is changed from the plus side to the minus side. As shown in F1 and F2 in FIG. 5, the spin transport device had a voltage output of about 26.8 μV.
（ＮＬ−Ｈａｎｌｅ測定の結果）
ＮＬ−Ｈａｎｌｅ測定法では、実施例１で作製したスピン伝導素子において、印加する外部磁場Ｂ２の方向（図３に示すＺ軸方向）を第一強磁性層１４Ａの磁化方向（図３に示すＹ軸方向）Ｇ１および第二強磁性層１４Ｂの磁化方向（図３に示すＹ軸方向）Ｇ２と垂直方向とした。図６は、ＮＬ−Ｈａｎｌｅ測定法における印加磁場と電圧出力の関係を示すグラフである。図６は、第一強磁性層１４Ａの磁化方向を第二強磁性層１４Ｂの磁化方向と平行に固定した場合の測定結果である。
(Result of NL-Hanle measurement)
In the NL-Hane measurement method, in the spin transport device manufactured in Example 1, the direction of the applied external magnetic field B2 (Z-axis direction shown in FIG. 3) is the magnetization direction of the first ferromagnetic layer 14A (Y shown in FIG. 3). The axial direction was perpendicular to G1 and the magnetization direction (Y-axis direction shown in FIG. 3) G2 of the second ferromagnetic layer 14B. FIG. 6 is a graph showing the relationship between the applied magnetic field and the voltage output in the NL-Hanle measurement method. FIG. 6 shows the measurement results when the magnetization direction of the first ferromagnetic layer 14A is fixed parallel to the magnetization direction of the second ferromagnetic layer 14B.
図６の測定結果からわかるように、外部磁場Ｂ２の印加によって、シリコンチャンネル層を伝導しているスピンが回転・減衰を起こしていることがわかる。したがって、図６の測定結果はスピン伝導によって生じた信号であることが証明できる。 As can be seen from the measurement result of FIG. 6, it can be seen that the spin conducted through the silicon channel layer is rotated and attenuated by the application of the external magnetic field B2. Therefore, it can be proved that the measurement result of FIG. 6 is a signal generated by spin conduction.
（膜の解析）
トンネル層の評価は断面ＴＥＭ及びＥＤＸにて実施した。断面ＴＥＭの結果からトンネル層の厚さは２．１ｎｍであった。断面ＴＥＭの写真からトンネル層部分を切り出して、フリーエ解析を行って、ブラッグ点を解析することで格子定数を見積もった。切り出した部分は、シリコンチャンネル層に接する部分、強磁性層に接する部分、シリコンチャンネル層に接する部分と強磁性層に接する部分の中間である。また、トンネル層のシリコンに接する部分の格子定数が７．８Åであった。この格子定数はスピネル構造のγ型アルミニウム酸化物であることを示している。トンネル層の強磁性層に接する部分の格子定数が８．１Åであった。この格子定数はスピネル構造のマグネシウムとアルミニウムの酸化物であることを示している。
(Membrane analysis)
The tunnel layer was evaluated by cross-section TEM and EDX. From the result of the cross-sectional TEM, the thickness of the tunnel layer was 2.1 nm. The tunnel layer portion was cut out from the photograph of the cross-sectional TEM, subjected to free air analysis, and the lattice constant was estimated by analyzing the Bragg point. The cut-out portion is a portion in contact with the silicon channel layer, a portion in contact with the ferromagnetic layer, a portion in contact with the silicon channel layer, and a portion in contact with the ferromagnetic layer. Further, the lattice constant of the portion of the tunnel layer in contact with silicon was 7.8 mm. This lattice constant indicates that it is a γ-type aluminum oxide having a spinel structure. The lattice constant of the portion of the tunnel layer in contact with the ferromagnetic layer was 8.1 Å. This lattice constant indicates that it is an oxide of magnesium and aluminum having a spinel structure.
さらに、ＥＤＸにてマグネシウム、アルミニウム、酸素、鉄、及び、シリコンの分析を行った。図７に示したように、深さ方向のプロファイルからトンネル層のシリコンチャンネル層側がマグネシウムの含有量の少ないマグネシウムの一部、あるいは、全部が欠損したスピネル層であり、トンネル層の強磁性層側がマグネシウムを多く含んだマグネシウムの欠損が少ないスピネル層であることが解る。また、図８にトンネル層のシリコンチャンネル層との境界を基準とした厚さ方向に対する格子定数の結果を示す。厚さ方向に対して系統的な変化が観測された。 Furthermore, magnesium, aluminum, oxygen, iron, and silicon were analyzed by EDX. As shown in FIG. 7, from the profile in the depth direction, the silicon channel layer side of the tunnel layer is a spinel layer in which some or all of the magnesium content is low, and the ferromagnetic layer side of the tunnel layer is It can be seen that the spinel layer is rich in magnesium and contains few magnesium defects. FIG. 8 shows the results of the lattice constant with respect to the thickness direction based on the boundary between the tunnel layer and the silicon channel layer. Systematic changes were observed in the thickness direction.
（実施例２）
実施例１と同様に素子作成を行った。但し、第一トンネル層の第一トンネル層上部領域形成時にマグネシウムの代わりに亜鉛を用いた。スピン伝導素子の作成法は実施例１と同様に行った。
(Example 2)
An element was prepared in the same manner as in Example 1. However, zinc was used instead of magnesium when forming the first tunnel layer upper region of the first tunnel layer. The method for producing the spin transport element was the same as in Example 1.
トンネル層の評価は、実施例１と同様に行い、トンネル層の厚さは、２．２ｎｍであった。また、トンネル層のシリコンチャンネル層に接する部分の格子定数は７．８５Åであり、スピネル構造のγ型アルミニウム酸化物であることを示している。また、トンネル層の強磁性層に接する部分の格子定数は８．０３Åであり、スピネル構造の亜鉛とアルミニウムの酸化物であった。 The tunnel layer was evaluated in the same manner as in Example 1, and the thickness of the tunnel layer was 2.2 nm. The lattice constant of the portion of the tunnel layer in contact with the silicon channel layer is 7.85７, indicating that it is a γ-type aluminum oxide having a spinel structure. Further, the lattice constant of the portion of the tunnel layer in contact with the ferromagnetic layer was 8.03８, and it was an oxide of zinc and aluminum having a spinel structure.
（実施例３）
実施例１と同様に素子作成を行った。但し、強磁性層としてホイスラー合金膜を用いた。このホイスラー合金は、Ｃｏ２ＦｅＡｌ０．５Ｓｉ０．５の組成式で表される。また、ホイスラー合金膜は基板を３００℃で成膜した。スピン伝導素子の作成法は実施例１と同様に行った。
(Example 3)
An element was prepared in the same manner as in Example 1. However, a Heusler alloy film was used as the ferromagnetic layer. This Heusler alloy is represented by a composition formula of Co 2 FeAl 0.5 Si 0.5 . Further, the substrate was formed at 300 ° C. as the Heusler alloy film. The method for producing the spin transport element was the same as in Example 1.
トンネル層の評価は、実施例１と同様に行い、トンネル層の厚さは、２．２ｎｍであった。また、トンネル層のシリコンチャンネル層に接する部分の格子定数は７．８Åであり、スピネル構造のγ型アルミニウム酸化物であることを示している。また、トンネル層の強磁性層に接する部分の格子定数は８．０８Åであり、スピネル構造のマグネシウムとアルミニウムの酸化物であった。また、ホイスラー合金の構成元素が、シリコンチャンネル層まで拡散していないことを確認した。 The tunnel layer was evaluated in the same manner as in Example 1, and the thickness of the tunnel layer was 2.2 nm. The lattice constant of the portion of the tunnel layer that is in contact with the silicon channel layer is 7.8Å, indicating that it is a γ-type aluminum oxide having a spinel structure. The lattice constant of the portion of the tunnel layer in contact with the ferromagnetic layer was 8.08 mm, and it was a spinel-structured magnesium and aluminum oxide. It was also confirmed that the constituent elements of the Heusler alloy did not diffuse to the silicon channel layer.
（比較例１）
次に、第１トンネル層として、スピネル構造のγ型酸化アルミニウムを用い、第一トンネル層下部領域と第２トンネル層領域は、同一組成となるようにし、フラッシュアニールは実施せず、２３０℃で３時間のアニールを実施した。なお、スピン伝導素子は、実施例１と同様に作成した。
(Comparative Example 1)
Next, γ-type aluminum oxide having a spinel structure is used as the first tunnel layer, the first tunnel layer lower region and the second tunnel layer region have the same composition, and flash annealing is not performed at 230 ° C. Annealing for 3 hours was performed. The spin transport element was produced in the same manner as in Example 1.
このようにして得られたスピン伝導素子について、ＮＬ−Ｈａｎｌｅ測定法でスピン出力を測定した結果を、表１に示す。 Table 1 shows the results of measuring the spin output of the thus obtained spin transport device by the NL-Hane measurement method.
実施例１、実施例２、及び実施例３は室温にてほぼ同様の結果が得られた。実施例３は、強磁性層として鉄よりもスピン分極率が高いホイスラー合金を使っているため、やや高い出力が得られた。 In Examples 1, 2 and 3, almost the same results were obtained at room temperature. In Example 3, since a Heusler alloy having higher spin polarizability than iron was used as the ferromagnetic layer, a slightly higher output was obtained.
（実施例４）
実施例１と同様にスピン伝導素子の作成を行った。但し、半導体チャンネル層としてゲルマニウムを用いた。
Example 4
A spin transport device was prepared in the same manner as in Example 1. However, germanium was used as the semiconductor channel layer.
まず、基板、絶縁膜、及びゲルマニウム膜からなるＧＯＩ基板を準備した。基板にはゲルマニウム基板、絶縁膜には２００ｎｍの酸化珪素層を用い、ゲルマニウム膜は１００ｎｍであった。ゲルマニウム膜に導電性を付与する不純物の打ち込みを行った。その後、９００℃のアニールにより不純物を拡散させて電子濃度の調整を行った。この際、ゲルマニウム膜全体の平均電子濃度が２．０×１０１９ｃｍ−３となるようにした。 First, a GOI substrate comprising a substrate, an insulating film, and a germanium film was prepared. A germanium substrate was used as the substrate, a 200 nm silicon oxide layer was used as the insulating film, and the germanium film was 100 nm. An impurity imparting conductivity was implanted into the germanium film. Thereafter, impurities were diffused by annealing at 900 ° C. to adjust the electron concentration. At this time, the average electron concentration of the entire germanium film was set to 2.0 × 10 19 cm −3 .
次いで、ＲＣＡ洗浄を用いて、ＧＯＩ基板の表面の付着物、有機物、及び自然酸化膜を除去した。その後、ＨＦ洗浄液を用いてＧＯＩ基板の表面を水素で終端させた。続いて、ＧＯＩ基板を分子線エピタキシー（ＭＢＥ）装置に搬入した。ベース真空度（積層処理を実際に施す前の装置内の真空度）を２．０×１０−９Ｔｏｒｒ以下とした。ＧＯＩ基板の加熱によるフラッシング処理を行った。これにより、ゲルマニウム膜表面の水素を離脱させ、清浄表面を形成した。 Next, deposits, organic substances, and natural oxide films on the surface of the GOI substrate were removed using RCA cleaning. Thereafter, the surface of the GOI substrate was terminated with hydrogen using an HF cleaning solution. Subsequently, the GOI substrate was carried into a molecular beam epitaxy (MBE) apparatus. The degree of base vacuum (the degree of vacuum in the apparatus before the actual lamination process) was set to 2.0 × 10 −9 Torr or less. A flushing process was performed by heating the GOI substrate. As a result, hydrogen on the surface of the germanium film was released to form a clean surface.
次に、ＭＢＥ法を用いて、ゲルマニウム膜上に第一トンネル層を形成した。まず、酸化アルミニウムと酸化マグネシウムの比が２対０．７になるように形成した。この時、チャンバー内の酸素分圧を調整して結晶化させて第一トンネル層下部領域を形成した。成膜が進む毎にマグネシムの比率が高くなるように調整し、強磁性層形成前にはアルミニウムとマグネシウムの比が２対１となるように調整した。このようにしてマグネシウムとアルミニウムを含むスピネル構造のトンネル層を形成した。これらを形成する過程において欠損する酸素は、原子層を数層形成したのち、成膜を一度止め、酸素イオンを膜の表面に照射して補った。この工程を繰り返して、第一トンネル層を形成した。その後、第一強磁性層として鉄膜、及び保護膜としてチタン膜をこの順に成膜し、積層体を得た。成膜時における真空度は５×１０−８Ｔｏｒｒ以下であった。チタン膜は、鉄膜の酸化による特性劣化を抑制するためのキャップ層である。 Next, a first tunnel layer was formed on the germanium film using the MBE method. First, the aluminum oxide and magnesium oxide were formed so that the ratio was 2 to 0.7. At this time, the lower partial region of the first tunnel layer was formed by adjusting the oxygen partial pressure in the chamber for crystallization. Each time the film formation progressed, the ratio of magnesium was adjusted to be high, and before the formation of the ferromagnetic layer, the ratio of aluminum to magnesium was adjusted to 2: 1. Thus, a tunnel layer having a spinel structure containing magnesium and aluminum was formed. Oxygen deficient in the process of forming them was compensated by forming several atomic layers and then stopping the film formation once and irradiating the surface of the film with oxygen ions. This process was repeated to form a first tunnel layer. Thereafter, an iron film as a first ferromagnetic layer and a titanium film as a protective film were formed in this order to obtain a laminate. The degree of vacuum during film formation was 5 × 10 −8 Torr or less. The titanium film is a cap layer for suppressing characteristic deterioration due to oxidation of the iron film.
続いて、第一トンネル層の結晶化を安定化させるため、５００℃のフラッシュアニール後に、２００度で３時間のアニールを行った。 Subsequently, in order to stabilize the crystallization of the first tunnel layer, annealing was performed at 200 ° C. for 3 hours after flash annealing at 500 ° C.
トンネル層の評価は、実施例１と同様に行い、トンネル層の厚さは、２．０ｎｍであった。また、トンネル層のゲルマニウムチャンネル層に接する部分の格子定数は７．８Åであり、スピネル構造のγ型アルミニウム酸化物であることを示している。また、トンネル層の強磁性層に接する部分の格子定数は８．０９Åであり、スピネル構造のマグネシウムとアルミニウムの酸化物であった。さらに、ＥＤＸにてマグネシウム、アルミニウム、酸素、鉄、及び、ゲルマニウムの分析を行った。深さ方向のプロファイルからトンネル層のゲルマニウムチャンネル層側がマグネシウムの含有量の少ないスピネル層であり、トンネル層の強磁性層側がマグネシウムを多く含むスピネル層であった。 The tunnel layer was evaluated in the same manner as in Example 1, and the thickness of the tunnel layer was 2.0 nm. Further, the lattice constant of the portion of the tunnel layer in contact with the germanium channel layer is 7.8．, indicating that it is a γ-type aluminum oxide having a spinel structure. Further, the lattice constant of the portion of the tunnel layer in contact with the ferromagnetic layer was 8.09８, and it was an oxide of magnesium and aluminum having a spinel structure. Further, magnesium, aluminum, oxygen, iron, and germanium were analyzed by EDX. From the profile in the depth direction, the germanium channel layer side of the tunnel layer was a spinel layer with a low magnesium content, and the ferromagnetic layer side of the tunnel layer was a spinel layer containing a large amount of magnesium.
出力の評価は実施例１と同様に非局所測定にて実施した。 The output was evaluated by non-local measurement in the same manner as in Example 1.
（実施例５）
実施例４と同様に素子作成を行った。トンネル領域形成時にマグネシウムの代わりに亜鉛を用いた。素子の作成法及び評価は実施例４と同様である。
(Example 5)
An element was prepared in the same manner as in Example 4. Zinc was used instead of magnesium when forming the tunnel region. The preparation method and evaluation of the element are the same as in Example 4.
（実施例６）
実施例４と同様に素子作成を行った。但し、強磁性層として、ホイスラー合金膜を形成した。このホイスラー合金はＣｏ２ＦｅＡｌ０．５Ｓｉ０．５の組成式で表される。また、ホイスラー合金を成膜時には基板を３００℃で形成を行った。スピン伝導素子の作成法は実施例１と同様である。
(Example 6)
An element was prepared in the same manner as in Example 4. However, a Heusler alloy film was formed as the ferromagnetic layer. This Heusler alloy is represented by a composition formula of Co 2 FeAl 0.5 Si 0.5 . Further, the substrate was formed at 300 ° C. when the Heusler alloy was formed. The method for producing the spin transport element is the same as in the first embodiment.
（比較例２）
実施例４と同様に素子作成を行った。但し、第一トンネル層の第一トンネル領域と第二トンネル領域は同じ組成になるようにし、第一トンネル層は酸化マグネシウムを用いた。また、実施例４と異なり、フラッシュアニールは実施せず、２５０℃で３時間のアニールを実施した。
(Comparative Example 2)
An element was prepared in the same manner as in Example 4. However, the first tunnel region and the second tunnel region of the first tunnel layer were made to have the same composition, and magnesium oxide was used for the first tunnel layer. Unlike Example 4, flash annealing was not performed, and annealing was performed at 250 ° C. for 3 hours.
表２に測定結果を示す。実施例４、実施例５、及び実施例６で室温にてほぼ同様の結果が得られた。実施例６は、強磁性層として鉄よりもスピン分極率が高いホイスラー合金を使っているため、やや高い出力が得られた。 Table 2 shows the measurement results. In Example 4, Example 5 and Example 6, almost the same result was obtained at room temperature. In Example 6, since a Heusler alloy having a higher spin polarizability than iron was used as the ferromagnetic layer, a slightly higher output was obtained.
（実施例７）
次に、半導体チェンネル層として、ガリウム砒素を用い、実施例１と同様にスピン伝導素子の作成を行った。成膜方法は以下の通りである。
(Example 7)
Next, gallium arsenide was used as a semiconductor channel layer, and a spin transport device was prepared in the same manner as in Example 1. The film forming method is as follows.
まず、基板、絶縁膜、及びガリウム砒素膜から成る基板を準備した。基板にはガリウム砒素、絶縁膜には２００ｎｍの酸化シリコン層を用い、ガリウム砒素膜は１００ｎｍであった。ガリウム砒素膜に導電性を付与するシリコンを不純物として打ち込みを行った。その後、９００℃のアニールにより不純物を拡散させて、ガリウム砒素膜の電子濃度の調整を行った。この際、ガリウム砒素膜全体の平均電子濃度が５．０×１０１９ｃｍ−３となるようにした。 First, a substrate composed of a substrate, an insulating film, and a gallium arsenide film was prepared. The substrate was gallium arsenide, the insulating film was a 200 nm silicon oxide layer, and the gallium arsenide film was 100 nm. The gallium arsenide film was implanted using silicon which imparts conductivity as an impurity. Thereafter, the impurities were diffused by annealing at 900 ° C. to adjust the electron concentration of the gallium arsenide film. At this time, the average electron concentration of the entire gallium arsenide film was set to 5.0 × 10 19 cm −3 .
次いで、ＲＣＡ洗浄を用いて、ガリウム砒素基板の表面の付着物、有機物、及び自然酸化膜を除去した。その後、ＨＦ洗浄液を用いてガリウム砒素基板の表面を水素で終端させた。続いて、基板を分子線エピタキシー（ＭＢＥ）装置に搬入した。ベース真空度（積層処理を実際に施す前の装置内の真空度）を２．０×１０−９Ｔｏｒｒ以下とした。ガリウム砒素基板の加熱によるフラッシング処理を行った。 Next, deposits, organic substances, and natural oxide films on the surface of the gallium arsenide substrate were removed using RCA cleaning. Thereafter, the surface of the gallium arsenide substrate was terminated with hydrogen using an HF cleaning solution. Subsequently, the substrate was loaded into a molecular beam epitaxy (MBE) apparatus. The degree of base vacuum (the degree of vacuum in the apparatus before the actual lamination process) was set to 2.0 × 10 −9 Torr or less. A flushing process was performed by heating the gallium arsenide substrate.
次に、ＭＢＥ法を用いて、ガリウム砒素基板上に第一トンネル層を形成した。まず、酸化アルミニウムを結晶化させて第一トンネル層下部領域を形成し、酸化アルミニウムと同時にマグネシウムを成膜し、マグネシウムとアルミニウムと酸素を含む第一トンネル層上部領域を形成した。これらを形成する過程において欠損する酸素は原子層を数枚形成したら、成膜を一度止め、酸素イオンを膜の表面に照射して補った。以上を繰り返して、第一トンネル層を形成した。その後、強磁性層として鉄膜、及び保護膜としてチタン膜をこの順に成膜し、積層体を得た。成膜時における真空度は５×１０−８Ｔｏｒｒ以下であった。チタン膜は、鉄膜の酸化による特性劣化を抑制するためのキャップ層である。 Next, a first tunnel layer was formed on the gallium arsenide substrate using MBE. First, aluminum oxide was crystallized to form a first tunnel layer lower region, and magnesium was formed at the same time as the aluminum oxide to form a first tunnel layer upper region containing magnesium, aluminum, and oxygen. Oxygen deficient in the process of forming these layers was compensated by once stopping the film formation and irradiating the surface of the film with oxygen ions after several atomic layers were formed. The first tunnel layer was formed by repeating the above. Thereafter, an iron film as a ferromagnetic layer and a titanium film as a protective film were formed in this order to obtain a laminate. The degree of vacuum during film formation was 5 × 10 −8 Torr or less. The titanium film is a cap layer for suppressing characteristic deterioration due to oxidation of the iron film.
続いて、第一トンネル層の結晶化を安定化させるため、５００℃のフラッシュアニール後に、２００度で３時間のアニールを行った。 Subsequently, in order to stabilize the crystallization of the first tunnel layer, annealing was performed at 200 ° C. for 3 hours after flash annealing at 500 ° C.
トンネル層の評価は、実施例１と同様に行い、トンネル層の厚さは、２．２ｎｍであった。また、トンネル層のガリウム砒素チャンネル層に接する部分の格子定数は７．９Åであり、スピネル構造のγ型アルミニウム酸化物であることを示している。また、トンネル層の強磁性層に接する部分の格子定数は８．０６Åであり、スピネル構造のマグネシウムとアルミニウムの酸化物であった。さらに、ＥＤＸにてマグネシウム、アルミニウム、酸素、鉄、及び、ガリウム砒素の分析を行った。深さ方向のプロファイルからトンネル層のガリウム砒素チャンネル層側がマグネシウムの含有量の少ないスピネル層であり、トンネル層の強磁性層側がマグネシウムを多く含むスピネル層であった。 The tunnel layer was evaluated in the same manner as in Example 1, and the thickness of the tunnel layer was 2.2 nm. The lattice constant of the portion of the tunnel layer in contact with the gallium arsenide channel layer is 7.9７, indicating that it is a γ-type aluminum oxide having a spinel structure. Further, the lattice constant of the portion of the tunnel layer in contact with the ferromagnetic layer was 8.06８, and it was an oxide of spinel magnesium and aluminum. Further, magnesium, aluminum, oxygen, iron, and gallium arsenide were analyzed by EDX. From the profile in the depth direction, the gallium arsenide channel layer side of the tunnel layer was a spinel layer with a low magnesium content, and the ferromagnetic layer side of the tunnel layer was a spinel layer containing a large amount of magnesium.
出力の評価は実施例１と同様に非局所測定にて実施した。 The output was evaluated by non-local measurement in the same manner as in Example 1.
（実施例８）
実施例７と同様に素子作成を行った。トンネル領域形成時にマグネシウムの代わりに亜鉛を用いた。素子の作成法及び評価は実施例７と同様である。
(Example 8)
An element was prepared in the same manner as in Example 7. Zinc was used instead of magnesium when forming the tunnel region. The preparation method and evaluation of the element are the same as in Example 7.
（実施例９）
実施例７と同様に素子作成を行った。但し、強磁性層としてホイスラー合金膜を形成した。このホイスラー合金はＣｏ２ＦｅＡｌ０．５Ｓｉ０．５の組成式で表される。また、ホイスラー合金を成膜時には基板を３００℃で形成を行った。素子の作成法は実施例と同様である。
Example 9
An element was prepared in the same manner as in Example 7. However, a Heusler alloy film was formed as the ferromagnetic layer. This Heusler alloy is represented by a composition formula of Co 2 FeAl 0.5 Si 0.5 . Further, the substrate was formed at 300 ° C. when the Heusler alloy was formed. The method for producing the element is the same as in the example.
（比較例３）
実施例７と同様に素子作成を行った。但し、第一トンネル層の第一トンネル領域と第二トンネル領域は同じ組成になるようにし、第一トンネル層は酸化マグネシウムを用いた。また、実施例７と異なり、フラッシュアニールは実施せず、２５０℃で３時間のアニールを実施した。
(Comparative Example 3)
An element was prepared in the same manner as in Example 7. However, the first tunnel region and the second tunnel region of the first tunnel layer were made to have the same composition, and magnesium oxide was used for the first tunnel layer. Unlike Example 7, flash annealing was not performed, and annealing was performed at 250 ° C. for 3 hours.
表３に測定結果を示す。実施例７、実施例８、及び実施例９は室温にてほぼ同様の結果が得られた。実施例９は、強磁性層として鉄よりもスピン分極率が高いホイスラー合金を使っているため、やや高い出力が得られた。 Table 3 shows the measurement results. In Examples 7, 8, and 9, almost the same results were obtained at room temperature. In Example 9, since a Heusler alloy having a higher spin polarizability than iron was used as the ferromagnetic layer, a slightly higher output was obtained.
ＩＥ…スピン注入電極構造、１…スピン伝導素子、１０…基板、１１…酸化珪素膜、１２…シリコンチャンネル層、１３Ａ…第一トンネル層、１３Ｂ…第二トンネル層、１４Ａ…第一強磁性層、１４Ｂ…第二強磁性層、１５Ａ…第一参照電極、１５Ｂ…第二参照電極、１６Ａ…第一トンネル層下部領域、１６Ｂ…第一トンネル層上部領域、１６Ｃ…第二トンネル層下部領域、１６Ｄ…第二トンネル層上部領域、７０…交流電流源、８０…出力測定器。 IE ... Spin injection electrode structure, 1 ... Spin transport element, 10 ... Substrate, 11 ... Silicon oxide film, 12 ... Silicon channel layer, 13A ... First tunnel layer, 13B ... Second tunnel layer, 14A ... First ferromagnetic layer 14B ... second ferromagnetic layer, 15A ... first reference electrode, 15B ... second reference electrode, 16A ... first tunnel layer lower region, 16B ... first tunnel layer upper region, 16C ... second tunnel layer lower region, 16D: Second tunnel layer upper region, 70: AC current source, 80: Output measuring instrument.
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- 2017-02-13 JP JP2017023752A patent/JP6294984B2/en active Active
Patent Citations (4)
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