JP3602013B2

JP3602013B2 - Manufacturing method of ferromagnetic tunnel junction device

Info

Publication number: JP3602013B2
Application number: JP27275299A
Authority: JP
Inventors: 久尚柘植
Original assignee: NEC Corp
Current assignee: NEC Corp
Priority date: 1999-09-27
Filing date: 1999-09-27
Publication date: 2004-12-15
Anticipated expiration: 2017-08-04
Also published as: JP2000091668A

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。
【０００２】
【従来の技術】
強磁性トンネル接合素子は、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すると、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。したがって、両磁性層に保磁力差を付与することによって、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。
【０００３】
近年、トンネルバリア層にＡｌの表面酸化膜を用いることによって、２０％近い磁気抵抗変化率を示す強磁性トンネル接合素子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（ＪｏｕｒｎａｌｏｆＡｐｐｌｉｅｄＰｈｙｓｉｃｓ，ｖｏｌ．７９，４７２４〜４７２９，１９９６）」がある。
【０００４】
この技術を図面を用いて説明する。図８に示すように、蒸着マスクを用いてガラス基板８１上にＣｏＦｅからなる第１の強磁性層８２を真空蒸着し［図８（ａ）］、引き続き、マスクを交換して１．２〜２．０ｎｍ厚のＡｌ層８３を蒸着する［図８（ｂ）］。このＡｌ層８３表面を酸素グロー放電に曝すことにて、Ａｌ_２Ｏ_３からなるトンネルバリア層８４を形成する［図８（ｃ）］。最後に、このトンネルバリア層８４を介して第１の強磁性層８２と重なるようにＣｏからなる第２の強磁性層８５を成膜して、十字電極の強磁性トンネル接合素子を完成させる［図８（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、特開平６−２４４４７７号、特開平８−７０１４８号、特開平８−７０１４９号、特開平８−３１６５４８号、及び、「１９９７年、日本応用磁気学会誌、２１巻、４９３〜４９６頁」等の報告がある。ここでは、トンネルバリア層の形成方法として、Ａｌ層を成膜した後、大気中に曝してＡｌ_２Ｏ_３を成長させる方法が提案されている。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】
強磁性トンネル接合素子を磁気ヘッドや磁気メモリ等のデバイスに適用するには、熱雑音の影響を低減する為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、高密度化に対応した磁気ヘッドへの応用では、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十分な電流密度が得られないという課題もあった。さらに、従来技術ではウェ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。
【０００７】
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。すなわち、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ので、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、大気中における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。
【０００８】
本発明の目的は、このような従来技術の課題を解決し、実用に必要な抵抗値及び信号出力電圧特性を備え、製造歩留まりを改善した強磁性トンネル接合素子の製造方法を提供することにある。
【０００９】
【課題を解決するための手段】
上記目的に従い、本発明の強磁性トンネル接合素子の製造方法は、第１の強磁性層と第２の強磁性層の間にトンネルバリア層を挟んだ構造を持つ強磁性トンネル接合素子の製造方法において、前記第１及び第２の強磁性層は、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉ又はそれら元素を含む合金であり、第１の強磁性層を成膜した後、バックグランド圧力１×１０^-7Ｔｏｒｒ以下まで排気して、Ａｌ、Ｍｇ、又は、ランタノイドに属する金属の何れかよりなる導電層を成膜した後、純酸素を導入し、該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を含み、かつ第１の強磁性層、トンネルバリア層、第２の強磁性層を不純物ガスにさらすことなく同一スパッタ装置内で連続形成することを特徴とする。
【００１０】
また本発明は、第１の強磁性層を成膜した後、バックグランド圧力１×１０ ^-7 Ｔｏｒｒ以下まで排気した環境中に純酸素を導入して該第１の強磁性層表面を酸化し、酸素を該導電層中に拡散する工程を含むこと、またさらに純酸素の酸素分圧が２０ｍＴｏｒｒ〜２００Ｔｏｒｒであることを特徴とする。
【００１１】
本発明においては、バックグランド圧力１×１０ ^−７Ｔｏｒｒ以下まで排気した環境中に純酸素を導入し、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、高品質のトンネルバリア層を制御性良く形成することができ、上記目的を達成できる。
【００１２】
【発明の実施の形態】
本発明の強磁性トンネル接合素子の製造方法に関する第１の実施の形態について、図面を参照して説明する。
【００１３】
図１に示すように、第１の強磁性層１１、導電層１２を真空中で連続成膜し［図１（ａ）］、その後真空を破ることなく純酸素を導入し、導電層１２の表面を自然酸化してトンネルバリア層１３を形成する［図１（ｂ）］。なお、図１（ｂ）には導電膜１２の酸化後でも第１の強磁性層１１との界面に導電層１２の未酸化部分が残されている場合を示しているが、酸化条件次第で完全に酸化させることも可能である。次に、酸素を排気した後、第２の強磁性層１４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１（ｃ）］。
【００１４】
強磁性層１１、１４に、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉ又はそれら元素を含む合金を用いた場合には、導電層１２として強磁性層よりも小さな表面自由エネルギーの値を持つＡｌを選択することにより、特に下地となる第１の強磁性層１１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無い良好な特性が得られる。また、Ａｌの酸素一原子あたりの生成自由エネルギーは、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉよりも大きいので、トンネルバリア層となるＡｌ_２Ｏ_３は接合界面で熱的に安定である。
【００１５】
導電層１２に、Ｍｇやランタノイドに属する金属を選択した場合には、同様な理由から下地となる第１の強磁性層１１に対する良好な被覆性とともに、さらに熱的に安定なトンネルバリア層が得られる。
【００１６】
次に、本発明の第２の実施形態について、図面を参照して説明する。図２に示すように、第１の強磁性層１１を成膜し［図２（ａ）］、次いで真空中に酸素を導入して、第１の強磁性層１１の表面に酸化層２１を形成する［図２（ｂ）］。この工程を加えると、次の工程で導電層１２を成膜する際に第１の強磁性層１１から導電層１２に酸素拡散が起こり、第１の強磁性層１１に還元領域２２が形成されると共に、導電層１２の下部表面に酸化層２３が形成される［図２（ｃ）］。
【００１７】
この工程によれば、少なくとも強磁性層に接する両方の界面（図２（ｄ）では全領域）に導電層１２の酸化膜が形成されるので、より熱安定性に優れた素子が実現される。導電層１２側に安定な酸化層を形成するには、導電層１２の酸素一原子当たりの生成自由エネルギーが第１の強磁性層１１を構成する元素よりも大きくすればよい。強磁性層にＦｅ、Ｃｏ、Ｎｉ又はそれらを含む合金を用いた場合には、導電層１２としてＡｌ、Ｍｇ、ランタノイドに属する金属を用いることが有効である。
【００１８】
引続き、第１の実施の形態と同様にして、トンネルバリア層２４、第２の強磁性層１４を成膜すれば、強磁性トンネル接合素子の基本構造が得られる［図２（ｅ）］。
【００１９】
【実施例】
＜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。
【００２０】
まず、図３（ａ）に示すように、表面を熱酸化したＳｉ基板３１上に５０ｎｍ厚のＡｌ膜からなる第１の配線層３２、１０ｎｍ厚のＦｅ膜からなる第１の強磁性層３３、２ｎｍ厚のＡｌ層からなる導電層３４を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４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とした。次に、スパッタ装置内に純酸素を導入し、酸素圧力を２０ｍＴｏｒｒ〜２００Ｔｏｒｒの範囲で１０分間保持して、Ａｌ導電層３４表面を酸化してトンネルバリア層３５を形成した。酸素を排気してバックグランド圧力に到達した後、２０ｎｍ厚のＣｏＦｅ膜からなる第２の強磁性層３６をスパッタ蒸着し、結合構成層を完成した。
【００２１】
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下部配線形状に加工した［図３（ｂ）］。第２の強磁性層３６上に接合寸法を規定するためのレジストパターン３７を形成し、第１の強磁性層３３までイオンミリングした［図３（ｃ）］。このレジストを残したまま３００ｎｍ厚のＡｌ_２Ｏ_３膜からなる絶縁層３８を電子ビーム蒸着した後、レジストのリフトオフを行った［図３（ｄ）］。次に、上部配線を形成するためのレジストパターン３９を形成し［図３（ｅ）］、その後第２の強磁性層３６と第２の配線層４０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。引き続き、２００ｎｍ厚のＡｌ膜からなる第２の配線層４０を蒸着し、最後にレジストをリフトオフすることによって上部配線を形成し、強磁性トンネル接合素子を完成した［図３（ｆ）］。
【００２２】
図４に、このようにして作製した強磁性トンネル接合素子の代表的な磁気抵抗曲線を示す。この素子の接合面積は４０×４０μｍ^２であり、トンネルバリア層を形成する際のＡｌの酸素圧力は２０Ｔｏｒｒとした。印加磁界を−３０００ｅから３０００ｅに、さらに逆に３０００ｅから−３０００ｅに変化させることにより、抵抗値はＡ→Ｂ→Ｃ→Ｄ→Ｅ→Ｆ→Ｇ→Ｈ→Ａの曲線上を移動する。Ｂ、Ｆの立ち上がりと、Ｄ、Ｈの立ち下がりは、それぞれＦｅとＣｏＦｅの保磁力に対応している。Ａ、ＥでＦｅとＣｏＦｅの磁化の向きが平行状態、Ｃ、Ｇで反平行状態が実現されていることを意味している。この磁気抵抗曲線から読み取った磁気抵抗変化率は約５％であり、接合面積（２×２μｍ^２〜４０×４０μｍ^２）に関係無くほぼ同一の値が得られた。一方、抵抗値は、図５に示すように、接合面積に対してきれいな逆比例の関係を示した。最小二乗法から求めた傾きは−１．００４であり、非常に制御性よく素子が作製されていることが分かる。接合面積で規格化した抵抗値は１．５×１０^−５Ωｃｍ^２であり、トンネルバリア層形成時の酸素圧力を２０ｍＴｏｒｒまで低下させることによって、さらに一桁以上小さな抵抗値が得られた。これらの抵抗値は従来の方法で得られた最も小さい抵抗値よりも二桁から三桁小さな値である。
【００２３】
図６に１０×１０μｍ^２における抵抗値及び磁気抵抗変化率の電流密度依存性を示す。抵抗値、磁気抵抗変化率共に電流密度を増加させても１０^３Ａ／ｃｍ^２までは全く変化が認められなかった。５×１０^３Ａ／ｃｍ^２でも抵抗値の変化はほとんど無く、磁気抵抗変化率も約１０％の減少に止まっている。しかも、この値は電流密度を減少させるともとの状態に復帰した。これらの結果から、磁気抵抗効果素子としての強磁性トンネル接合素子の信号出力電圧を求めると、１０^３Ａ／ｃｍ^２の電流密度で約１ｍＶ、５×１０^３Ａ／ｃｍ^２で約３ｍＶであった。この素子を再生磁気ヘッドに用いた場合、後者は１０Ｇｂ／ｉｎ^２以上の記録密度に対応できると考えられる。
【００２４】
＜実施例２＞
次に、本発明の第２の実施例を説明する。
【００２５】
実施例１の図３（ａ）の工程で導電層３４として２ｎｍのＡｌ膜の代わりに、同膜厚のＭｇ膜を用いた。その他の工程は実施例１と全く同じとした。得られた磁気抵抗変化率は約８％であり、接合面積（２×２μｍ^２〜４０×４０μｍ^２）に関係無くほぼ同一の値が得られた。接合面積で規格化した抵抗値は、トンネルバリア層形成時の酸素圧力２０Ｔｏｒｒでは１．６×１０^−５Ωｃｍ^２であり、２０ｍＴｏｒｒまで低下させることによって、さらに一桁以上小さな値が得られた。これらの抵抗値は、従来の方法で得られた最も小さい抵抗値よりも二桁から三桁小さな値である。抵抗値及び磁気抵抗変化率は共に、電流密度１０^３Ａ／ｃｍ^２まで全く変化が認められなかった。この条件での信号出力電圧は約１．３ｍＶであった。
【００２６】
＜実施例３＞
次に、本発明の第３の実施例を説明する。
【００２７】
実施例１の図３（ａ）の工程で導電層３４として２ｎｍのＡｌ膜の代わりに、同膜厚のＬａ膜を用いた。その他の工程は実施例１と全く同じとした。得られた磁気抵抗変化率は約６％であり、接合面積（２×２μｍ^２〜４０×４０μｍ^２）に関係無くほぼ同一の値が得られた。接合面積で規格化した抵抗値は、トンネルバリア層形成時の酸素圧力２０Ｔｏｒｒでは２．７×１０^−５Ωｃｍ^２であり、２０ｍＴｏｒｒまで低下させることによって、さらに一桁以上小さな値が得られた。これらの抵抗値は、従来の方法で得られた最も小さい抵抗値よりも二桁から三桁小さな値である。抵抗値及び磁気抵抗変化率は共に、電流密度１０^３Ａ／ｃｍ^２まで全く変化が認められなかった。この条件での信号出力電圧は、約１．６ｍＶであった。
【００２８】
本実施例では、導電層３４に用いるランタノイドに属する金属としてＬａを用いたが、代わりに、Ｎｄ、Ｓｍ、Ｌｕなど同族の金属を用いてもほぼ同様な結果が得られる。
【００２９】
＜実施例４＞
本発明の第４の実施例を説明する。
【００３０】
まず、図７（ａ）に示すように、表面を熱酸化したＳｉ基板３１上に５０ｎｍ厚のＡｌ膜からなる第１の配線層３２、１０ｎｍ厚のＦｅ膜からなる第１の強磁性層３３を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４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とした。次に、スパッタ装置内に純酸素を導入し、酸素圧力２００Ｔｏｒｒで１０分間保持して、Ｆｅ膜表面にＦｅＯｘ層７１を形成した。酸素を排気してバックグランド圧力に到達した後、２ｎｍ厚のＡｌ膜からなる導電層３４をスパッタ蒸着した［図７（ｂ）］。その際、Ｆｅ膜表面のＦｅＯｘの酸素がＡｌ膜へ拡散し、この界面にＡｌ_２Ｏ_３層７３が形成された。もう一度、スパッタ装置内に純酸素を導入し、酸素圧力を２０ｍＴｏｒｒ〜２００Ｔｏｒｒの範囲で１０分間保持して、Ａｌ導電層３４表面を酸化してトンネルバリア層７４を形成した。酸素を排気した後、２０ｎｍ厚のＣｏＦｅ膜からなる第２の強磁性層３６をスパッタ蒸着し、結合構成層を完成した［図７（ｃ）］。本実施例では、トンネルバリア層７４とするＡｌ膜が完全に酸化された。
【００３１】
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下部配線形状に加工した［図７（ｄ）］。第２の強磁性層３６上に接合寸法を規定するためのレジストパターン３７を形成し、第１の強磁性層３３までイオンミリングした［図７（ｅ）］。このレジストを残したまま３００ｎｍ厚のＡｌ_２Ｏ_３膜からなる絶縁層３８を電子ビーム蒸着した後、レジストのリフトオフを行った［図７（ｆ）］。次に、上部配線を形成するためのレジストパターン３９を形成し［図７（ｇ）］、その後第２の強磁性層３６と第２の配線層４０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。引き続き、２００ｎｍ厚のＡｌ膜からなる第２の配線層４０を蒸着し、最後にレジストをリフトオフすることによって上部配線を形成し、強磁性トンネル接合素子を完成した［図７（ｈ）］。
【００３２】
得られた磁気抵抗変化率は約１０％であり、接合面積（２×２μｍ^２〜４０×４０μｍ^２）に関係無くほぼ同一の値が得られた。接合面積で規格化した抵抗値は、トンネルバリア層形成時の酸素圧力２０Ｔｏｒｒでは５×１０^−５Ωｃｍ^２であり、２０ｍＴｏｒｒまで低下させることによって、さらに一桁以上小さな値が得られた。これらの抵抗値は従来の方法で得られた最も小さい抵抗値よりも二桁から三桁小さな値である。抵抗値及び磁気抵抗変化率は共に電流密度１．５×１０^３Ａ／ｃｍ^２まで全く変化が認められなかった。この条件での信号出力電圧は約７．５ｍＶであった。この素子を再生磁気ヘッドに用いた場合、２０Ｇｂ／ｉｎ^２以上の記録密度に対応できると考えられる。
【００３３】
＜実施例５＞
次に、本発明の第５の実施例を説明する。
【００３４】
実施例４の図７（ａ）の工程で導電層３４として２ｎｍのＡｌ膜の代わりに、同膜厚のＭｇ膜を用いた。その他の工程は実施例４と全く同じとした。得られた磁気抵抗変化率は約９％であり、接合面積（２×２μｍ^２〜４０×４０μｍ^２）に関係無くほぼ同一の値が得られた。接合面積で規格化した抵抗値は、トンネルバリア層形成時の酸素圧力２０Ｔｏｒｒでは６×１０^−５Ωｃｍ^２であり、２０ｍＴｏｒｒまで低下させることによって、さらに一桁以上小さな値が得られた。これらの抵抗値は従来の方法で得られた最も小さい抵抗値よりも二桁から三桁小さな値である。抵抗値及び磁気抵抗変化率は共に、電流密度１．５×１０^３Ａ／ｃｍ^２まで全く変化が認められなかった。この条件での信号出力電圧は約８．１ｍＶであった。
【００３５】
＜実施例６＞
次に、本発明の第６の実施例を説明する。
【００３６】
実施例４の図７（ａ）の工程で導電層３４として２ｎｍのＡｌ膜の代わりに、同膜厚のＬａ膜を用いた。その他の工程は実施例４と全く同じとした。得られた磁気抵抗変化率は約１２％であり、接合面積（２×２μｍ^２〜４０×４０μｍ^２）に関係無くほぼ同一の値が得られた。接合面積で規格化した抵抗値は、トンネルバリア層形成時の酸素圧力２０Ｔｏｒｒでは４×１０^−５Ωｃｍ^２であり、２０ｍＴｏｒｒまで低下させることによって、さらに一桁以上小さな値が得られた。これらの抵抗値は従来の方法で得られた最も小さい抵抗値よりも二桁から三桁小さな値である。抵抗値及び磁気抵抗変化率は共に電流密度１．５×１０^３Ａ／ｃｍ^２まで全く変化が認められなかった。この条件での信号出力電圧は約７．２ｍＶであった。
【００３７】
本実施例では、導電層３４に用いるランタノイドに属する金属としてＬａを用いたが、代わりに、Ｎｄ、Ｓｍ、Ｌｕなど同族の金属を用いてもほぼ同様な結果が得られる。
【００３８】
【発明の効果】
本発明によれば、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なので、高品質のトンネルバリア層を制御性良く形成することができる。また、酸素圧力や基板温度の制御等によって磁気ヘッドや磁気メモリなどのデバイス応用に必要な低抵抗値及び高電流密度の素子を容易に得ることができる。さらに、ウエハ内の素子特性の均一性やロット間の再現性に優れた素子を製造できる。
【図面の簡単な説明】
【図１】（ａ）〜（ｃ）は本発明の第１の実施の形態を説明する為の工程図である。
【図２】（ａ）〜（ｅ）は本発明の第２の実施の形態を説明する為の工程図である。
【図３】（ａ）〜（ｆ）は実施例１を説明する為の工程図である。
【図４】実施例１で作製した強磁性トンネル接合素子の磁気抵抗曲線図である。
【図５】実施例１で作製した強磁性トンネル接合素子の抵抗と接合面積の関係を示す図である。
【図６】実施例１で作製した強磁性トンネル接合素子の１０μｍ角接合における抵抗及び磁気抵抗変化率の電流依存性を示す図である。
【図７】（ａ）〜（ｈ）は実施例４を説明する為の工程図である。
【図８】（ａ）〜（ｄ）は従来の強磁性トンネル接合素子の製造方法を説明する為の工程図である。
【符号の説明】
１１第１の強磁性層
１２導電層
１３純酸素の自然酸化により形成したトンネルバリア層
１４第２の強磁性層
２１第１の強磁性層の表面酸化膜
２２第１の強磁性層の還元領域
２３導電層下部表面の酸化層
２４純酸素の自然酸化により形成したトンネルバリア層[0001]
TECHNICAL FIELD OF THE INVENTION
The present invention relates to a magnetoresistive element suitable for a reproducing magnetic head and a high density magnetic memory (MRAM) in a high density magnetic disk drive.
[0002]
[Prior art]
The ferromagnetic tunnel junction device has a structure in which a tunnel barrier layer made of a thin insulator having a thickness of several nm is sandwiched between two ferromagnetic layers. In this element, when an external magnetic field is applied in the plane of the ferromagnetic layer with a constant current flowing between the ferromagnetic layers, a magnetoresistance effect phenomenon in which the resistance value changes according to the relative angle of the magnetization of both magnetic layers appears. When the magnetization directions are parallel, the resistance value is minimum, and when the magnetization directions are antiparallel, the resistance value is maximum. Therefore, by providing a coercive force difference between the two magnetic layers, a parallel and anti-parallel state of magnetization can be realized according to the strength of the magnetic field, so that the magnetic field can be detected by a change in the resistance value.
[0003]
In recent years, by using a surface oxide film of Al for the tunnel barrier layer, a ferromagnetic tunnel junction element exhibiting a magnetoresistance change rate of nearly 20% has been obtained, and can be applied to a magnetic head or a magnetic memory. The nature has increased. As a representative example reporting such a large magnetoresistance change rate, "April 1996, Journal of Applied Physics, Vol. 79, pp. 4724-4729 (Journal of Applied Physics, vol. 79, 4724-4729, 1996).
[0004]
This technique will be described with reference to the drawings. As shown in FIG. 8, a first ferromagnetic layer 82 made of CoFe is vacuum-deposited on a glass substrate 81 using an evaporation mask [FIG. 8 (a)]. An Al layer 83 having a thickness of 2.0 nm is deposited [FIG. 8B]. By exposing the surface of this Al layer 83 to oxygen glow discharge, a tunnel barrier layer 84 made of Al ₂ O ₃ is formed (FIG. 8C). Finally, a second ferromagnetic layer 85 made of Co is formed so as to overlap the first ferromagnetic layer 82 via the tunnel barrier layer 84, thereby completing a cross-electrode ferromagnetic tunnel junction device. FIG. 8 (d)]. In this method, a large value of a maximum magnetoresistance change of 18% is obtained.
[0005]
Other examples include JP-A-5-63254, JP-A-6-244777, JP-A-8-70148, JP-A-8-70149, JP-A-8-316548, and "1997, Japan Society of Applied Magnetics. Journal, Vol. 21, pp. 493-496 ". Here, as a method for forming a tunnel barrier layer, a method is proposed in which an Al layer is formed and then exposed to the atmosphere to grow Al ₂ O ₃ .
[0006]
[Problems to be solved by the invention]
To apply a ferromagnetic tunnel junction device to a device such as a magnetic head or a magnetic memory, it is necessary to have a somewhat low resistance value in a practical device size in order to reduce the influence of thermal noise. It was difficult to realize. Further, in application to a magnetic head corresponding to high density, the magnitude of the signal output voltage is the key, but there is a problem that a sufficient current density cannot be obtained without deteriorating the element characteristics in the related art. Furthermore, in the prior art, there is a large variation in device characteristics within a wafer or between lots, and it has been difficult to obtain a sufficient production yield for practical use.
[0007]
It is considered that these problems are mainly caused by the conventional method of forming a tunnel barrier layer. That is, in the method using the oxygen glow discharge, since active oxygen in the form of ions or radicals is used for oxidizing the conductive layer, it is difficult to control the thin oxide film thickness, that is, to control the element resistance. There is a problem that the tunnel barrier layer is contaminated by the impurity gas and the bonding quality is deteriorated. On the other hand, in the method based on natural oxidation in the atmosphere, many dusts in the atmosphere cause pinholes in the tunnel barrier layer and are contaminated by moisture, carbon oxides, nitrogen oxides, etc. Have a problem.
[0008]
SUMMARY OF THE INVENTION An object of the present invention is to provide a method of manufacturing a ferromagnetic tunnel junction device which solves the problems of the prior art, has a resistance value and a signal output voltage characteristic required for practical use, and has an improved manufacturing yield. .
[0009]
[Means for Solving the Problems]
In accordance with the above object, a method for manufacturing a ferromagnetic tunnel junction device according to the present invention includes a method for manufacturing a ferromagnetic tunnel junction device having a structure in which a tunnel barrier layer is sandwiched between a first ferromagnetic layer and a second ferromagnetic layer. Wherein the first and second ferromagnetic layers are Fe, Co, Ni or an alloy containing these elements, and after the first ferromagnetic layer is formed, the background pressure is 1 × 10 ⁻⁷ Torr or less. Forming a conductive layer made of any of Al, Mg, and metals belonging to lanthanoids, introducing pure oxygen, and naturally oxidizing the surface of the conductive layer to form a tunnel barrier layer. And the first ferromagnetic layer, the tunnel barrier layer, and the second ferromagnetic layer are continuously formed in the same sputtering apparatus without being exposed to an impurity gas.
[0010]
Further, according to the present invention, after the first ferromagnetic layer is formed , pure oxygen is introduced into an environment evacuated to a background pressure of 1 × 10 ⁻⁷ Torr or less to oxidize the surface of the first ferromagnetic layer. A step of diffusing oxygen into the conductive layer, and a partial pressure of pure oxygen of 20 mTorr to 200 Torr .
[0011]
In the present invention, pure oxygen is introduced into an environment evacuated to a background pressure of 1 × 10 ⁻⁷ Torr or less, and the surface of the conductive layer is naturally oxidized to form a tunnel barrier layer. The oxide layer can be grown in a clean atmosphere while maintaining a thermal equilibrium state, a high-quality tunnel barrier layer can be formed with good controllability, and the above object can be achieved.
[0012]
BEST MODE FOR CARRYING OUT THE INVENTION
A first embodiment of a method for manufacturing a ferromagnetic tunnel junction device according to the present invention will be described with reference to the drawings.
[0013]
As shown in FIG. 1, the first ferromagnetic layer 11 and the conductive layer 12 are continuously formed in a vacuum (FIG. 1A), and then pure oxygen is introduced without breaking the vacuum. The surface is naturally oxidized to form the tunnel barrier layer 13 (FIG. 1B). FIG. 1B shows a case where an unoxidized portion of the conductive layer 12 remains at the interface with the first ferromagnetic layer 11 even after the oxidation of the conductive film 12, but depending on the oxidation conditions. Complete oxidation is also possible. Next, after oxygen is evacuated, a second ferromagnetic layer 14 is formed to complete the basic structure of the ferromagnetic tunnel junction device [FIG. 1 (c)].
[0014]
When Fe, Co, Ni or an alloy containing these elements is used for the ferromagnetic layers 11 and 14, by selecting Al having a smaller surface free energy value than the ferromagnetic layer as the conductive layer 12, Particularly, the first ferromagnetic layer 11 serving as a base has good coverage. As a result, in the completed device, good characteristics without an electrical short between the ferromagnetic layers due to pinholes can be obtained. Since the free energy of formation of Al per atom of oxygen is larger than that of Fe, Co, and Ni, Al ₂ O _{3 serving} as a tunnel barrier layer is thermally stable at the junction interface.
[0015]
When a metal belonging to Mg or a lanthanoid is selected for the conductive layer 12, a tunnel barrier layer that is more thermally stable is obtained for the same reason as well as having good covering properties for the underlying first ferromagnetic layer 11. Can be
[0016]
Next, a second embodiment of the present invention will be described with reference to the drawings. As shown in FIG. 2, a first ferromagnetic layer 11 is formed (FIG. 2A), and then oxygen is introduced into a vacuum to form an oxide layer 21 on the surface of the first ferromagnetic layer 11. [FIG. 2B]. When this step is added, oxygen diffusion occurs from the first ferromagnetic layer 11 to the conductive layer 12 when the conductive layer 12 is formed in the next step, and the reduced region 22 is formed in the first ferromagnetic layer 11. At the same time, an oxide layer 23 is formed on the lower surface of the conductive layer 12 (FIG. 2C).
[0017]
According to this step, an oxide film of the conductive layer 12 is formed at least on both interfaces (in all regions in FIG. 2D) in contact with the ferromagnetic layer, so that an element having more excellent thermal stability is realized. . In order to form a stable oxide layer on the conductive layer 12 side, the free energy of formation per atom of oxygen of the conductive layer 12 may be set to be larger than that of the element forming the first ferromagnetic layer 11. When Fe, Co, Ni or an alloy containing them is used for the ferromagnetic layer, it is effective to use Al, Mg, or a metal belonging to the lanthanoid as the conductive layer 12.
[0018]
Subsequently, by forming the tunnel barrier layer 24 and the second ferromagnetic layer 14 in the same manner as in the first embodiment, the basic structure of the ferromagnetic tunnel junction device can be obtained (FIG. 2E).
[0019]
【Example】
<Example 1>
A first embodiment of the present invention will be described in detail with reference to the drawings.
[0020]
First, as shown in FIG. 3A, a first wiring layer 32 made of a 50 nm thick Al film and a first ferromagnetic layer 33 made of a 10 nm thick Fe film are formed on a thermally oxidized Si substrate 31. A conductive layer 34 of an Al layer having a thickness of 2 nm was continuously deposited by sputtering. For this film formation, a high-frequency magnetron sputtering apparatus equipped with four targets each having a diameter of 4 inches was used. The sputtering conditions were all such that the background pressure was 1 × 10 ⁻⁷ Torr or less, the Ar pressure was 10 mTorr, and the high frequency power was 200 W. Next, pure oxygen was introduced into the sputtering apparatus, the oxygen pressure was maintained at a range of 20 mTorr to 200 Torr for 10 minutes, and the surface of the Al conductive layer 34 was oxidized to form a tunnel barrier layer 35. After evacuating oxygen and reaching the background pressure, a second ferromagnetic layer 36 of a 20 nm-thick CoFe film was sputter-deposited to complete the coupling constituent layer.
[0021]
Next, using a normal photolithography technique and an ion milling technique, all of the bonding constituent layers were processed into a lower wiring shape [FIG. 3B]. A resist pattern 37 for defining a junction size was formed on the second ferromagnetic layer 36, and ion milling was performed up to the first ferromagnetic layer 33 (FIG. 3C). With the resist remaining, an insulating layer 38 made of an Al ₂ O ₃ film having a thickness of 300 nm was subjected to electron beam evaporation, and then the resist was lifted off (FIG. 3D). Next, a resist pattern 39 for forming an upper wiring is formed (FIG. 3E), and then exposed to obtain electrical contact between the second ferromagnetic layer 36 and the second wiring layer 40. Reverse sputter cleaning was performed on the sample surface. Subsequently, a second wiring layer 40 made of an Al film having a thickness of 200 nm was deposited, and finally, the resist was lifted off to form an upper wiring, thereby completing a ferromagnetic tunnel junction device [FIG. 3 (f)].
[0022]
FIG. 4 shows a typical magnetoresistance curve of the ferromagnetic tunnel junction device thus manufactured. The junction area of this element was 40 × 40 μm ² , and the oxygen pressure of Al when forming the tunnel barrier layer was 20 Torr. By changing the applied magnetic field from -3000 e to 3000 e and vice versa from -300 e to -300 0e, the resistance value is changed on the curve of A → B → C → D → E → F → G → H → A Moving. The rising edges of B and F and the falling edges of D and H correspond to the coercive forces of Fe and CoFe, respectively. A and E indicate that the magnetization directions of Fe and CoFe are realized in a parallel state, and C and G indicate that an antiparallel state is realized. The magnetoresistance change rate read from this magnetoresistance curve was about 5%, and almost the same value was obtained irrespective of the junction area (2 × 2 μm ² to 40 × 40 μm ² ). On the other hand, as shown in FIG. 5, the resistance value showed a clear inverse proportional relationship with the junction area. The slope obtained by the least squares method is −1.004, which indicates that the element is manufactured with very good controllability. The resistance value standardized by the junction area was 1.5 × 10 ⁻⁵ Ωcm ² , and by lowering the oxygen pressure at the time of forming the tunnel barrier layer to 20 mTorr, a resistance value smaller by one digit or more was obtained. These resistance values are two to three orders of magnitude lower than the lowest resistance values obtained by conventional methods.
[0023]
FIG. 6 shows the current density dependence of the resistance value and the magnetoresistance change rate at 10 × 10 μm ² . Even when the current density was increased in both the resistance value and the magnetoresistance change rate, no change was observed up to 10 ³ A / cm ² . Even at 5 × 10 ³ A / cm ² , there is almost no change in the resistance value, and the magnetoresistance change rate only decreases by about 10%. In addition, this value returned to the original state when the current density was reduced. These results, when obtaining the signal output voltage of the ferromagnetic tunnel junction element as the magnetoresistive effect ^element, in 10 3 about a current density of ^{A / cm 2 1mV, 5 ×} 10 3 A / cm 2 to about 3mV met Was. When this element is used for a reproducing magnetic head, it is considered that the latter can correspond to a recording density of 10 Gb / in ² or more.
[0024]
<Example 2>
Next, a second embodiment of the present invention will be described.
[0025]
In the step of FIG. 3A of Example 1, an Mg film having the same thickness was used as the conductive layer 34 instead of the Al film having a thickness of 2 nm. Other steps were exactly the same as in Example 1. The obtained magnetoresistance ratio was about 8%, and almost the same value was obtained irrespective of the junction area (2 × 2 μm ² to 40 × 40 μm ² ). The resistance value standardized by the junction area was 1.6 × 10 ⁻⁵ Ωcm ² at an oxygen pressure of 20 Torr at the time of forming the tunnel barrier layer, and by reducing the resistance value to 20 mTorr, a value smaller by one digit or more was obtained. These resistance values are two to three orders of magnitude lower than the lowest resistance values obtained by conventional methods. Both the resistance value and the magnetoresistance ratio did not change at all up to the current density of 10 ³ A / cm ² . The signal output voltage under this condition was about 1.3 mV.
[0026]
<Example 3>
Next, a third embodiment of the present invention will be described.
[0027]
In the step of FIG. 3A of Example 1, an La film having the same thickness was used as the conductive layer 34 instead of the Al film having a thickness of 2 nm. Other steps were exactly the same as in Example 1. The obtained magnetoresistance ratio was about 6%, and almost the same value was obtained irrespective of the junction area (2 × 2 μm ² to 40 × 40 μm ² ). The resistance value standardized by the junction area was 2.7 × 10 ⁻⁵ Ωcm ² at an oxygen pressure of 20 Torr at the time of forming the tunnel barrier layer, and by reducing the resistance value to 20 mTorr, a value smaller by one digit or more was obtained. These resistance values are two to three orders of magnitude lower than the lowest resistance values obtained by conventional methods. Both the resistance value and the magnetoresistance ratio did not change at all up to the current density of 10 ³ A / cm ² . The signal output voltage under this condition was about 1.6 mV.
[0028]
In the present embodiment, La is used as the metal belonging to the lanthanoid used for the conductive layer 34, but substantially the same result can be obtained by using a similar metal such as Nd, Sm, or Lu.
[0029]
<Example 4>
A fourth embodiment of the present invention will be described.
[0030]
First, as shown in FIG. 7A, a first wiring layer 32 made of an Al film having a thickness of 50 nm and a first ferromagnetic layer 33 made of an Fe film having a thickness of 10 nm are formed on a Si substrate 31 whose surface is thermally oxidized. Was continuously sputter-deposited. For this film formation, a high-frequency magnetron sputtering apparatus equipped with four targets each having a diameter of 4 inches was used. The sputtering conditions were all such that the background pressure was 1 × 10 ⁻⁷ Torr or less, the Ar pressure was 10 mTorr, and the high frequency power was 200 W. Next, pure oxygen was introduced into the sputtering apparatus and maintained at an oxygen pressure of 200 Torr for 10 minutes to form an FeOx layer 71 on the surface of the Fe film. After the oxygen was exhausted to reach the background pressure, a conductive layer 34 made of an Al film having a thickness of 2 nm was sputter deposited [FIG. 7 (b)]. At that time, oxygen of FeOx on the surface of the Fe film diffused into the Al film, and an Al ₂ O ₃ layer 73 was formed at this interface. Once again, pure oxygen was introduced into the sputtering apparatus, the oxygen pressure was maintained within a range of 20 mTorr to 200 Torr for 10 minutes, and the surface of the Al conductive layer 34 was oxidized to form a tunnel barrier layer 74. After evacuating oxygen, a second ferromagnetic layer 36 of a 20 nm-thick CoFe film was sputter-deposited to complete the coupling constituent layer [FIG. 7 (c)]. In this embodiment, the Al film serving as the tunnel barrier layer 74 was completely oxidized.
[0031]
Next, using a normal photolithography technique and an ion milling technique, all of the bonding constituent layers were processed into a lower wiring shape [FIG. 7D]. A resist pattern 37 for defining a junction size was formed on the second ferromagnetic layer 36, and ion milling was performed up to the first ferromagnetic layer 33 (FIG. 7E). With the resist remaining, an insulating layer 38 made of an Al ₂ O ₃ film having a thickness of 300 nm was subjected to electron beam evaporation, and then the resist was lifted off (FIG. 7F). Next, a resist pattern 39 for forming an upper wiring is formed [FIG. 7 (g)], and then exposed to obtain electrical contact between the second ferromagnetic layer 36 and the second wiring layer 40. Reverse sputter cleaning was performed on the sample surface. Subsequently, a second wiring layer 40 made of an Al film having a thickness of 200 nm was deposited, and finally the resist was lifted off to form an upper wiring, thereby completing a ferromagnetic tunnel junction device [FIG. 7 (h)].
[0032]
The obtained magnetoresistance ratio was about 10%, and almost the same value was obtained irrespective of the junction area (2 × 2 μm ² to 40 × 40 μm ² ). The resistance value standardized by the junction area was 5 × 10 ⁻⁵ Ωcm ² at an oxygen pressure of 20 Torr at the time of forming the tunnel barrier layer, and by reducing the resistance value to 20 mTorr, a value smaller by one digit or more was obtained. These resistance values are two to three orders of magnitude lower than the lowest resistance values obtained by conventional methods. No change was observed in both the resistance value and the magnetoresistance ratio up to the current density of 1.5 × 10 ³ A / cm ² . The signal output voltage under this condition was about 7.5 mV. When this element is used for a reproducing magnetic head, it is considered that the element can cope with a recording density of ²⁰ Gb / in ² or more.
[0033]
<Example 5>
Next, a fifth embodiment of the present invention will be described.
[0034]
In the process of FIG. 7A of Example 4, instead of the Al film having a thickness of 2 nm, a Mg film having the same thickness was used as the conductive layer 34. Other steps were exactly the same as in Example 4. The obtained magnetoresistance ratio was about 9%, and almost the same value was obtained irrespective of the junction area (2 × 2 μm ² to 40 × 40 μm ² ). The resistance value standardized by the junction area was 6 × 10 ⁻⁵ Ωcm ² at an oxygen pressure of 20 Torr at the time of forming the tunnel barrier layer, and by reducing the resistance value to 20 mTorr, a value smaller by one digit or more was obtained. These resistance values are two to three orders of magnitude lower than the lowest resistance values obtained by conventional methods. Both the resistance value and the magnetoresistance ratio did not change at all until the current density reached 1.5 × 10 ³ A / cm ² . The signal output voltage under this condition was about 8.1 mV.
[0035]
<Example 6>
Next, a sixth embodiment of the present invention will be described.
[0036]
7A of the fourth embodiment, an La film having the same thickness was used as the conductive layer 34 instead of the Al film having a thickness of 2 nm. Other steps were exactly the same as in Example 4. The obtained magnetoresistance ratio was about 12%, and almost the same value was obtained irrespective of the junction area (2 × 2 μm ² to 40 × 40 μm ² ). The resistance value standardized by the junction area was 4 × 10 ⁻⁵ Ωcm ² at an oxygen pressure of 20 Torr at the time of forming the tunnel barrier layer, and by reducing the resistance value to 20 mTorr, a value smaller by one digit or more was obtained. These resistance values are two to three orders of magnitude lower than the lowest resistance values obtained by conventional methods. No change was observed in both the resistance value and the magnetoresistance ratio up to the current density of 1.5 × 10 ³ A / cm ² . The signal output voltage under this condition was about 7.2 mV.
[0037]
In the present embodiment, La is used as the metal belonging to the lanthanoid used for the conductive layer 34, but substantially the same result can be obtained by using a similar metal such as Nd, Sm, or Lu.
[0038]
【The invention's effect】
According to the present invention, the oxide layer can be grown in a clean atmosphere not affected by the impurity gas while maintaining the thermal equilibrium state, so that a high-quality tunnel barrier layer can be formed with good controllability. Further, by controlling the oxygen pressure and the substrate temperature, it is possible to easily obtain an element having a low resistance value and a high current density required for device applications such as a magnetic head and a magnetic memory. Further, it is possible to manufacture a device having excellent uniformity of device characteristics in a wafer and reproducibility between lots.
[Brief description of the drawings]
FIGS. 1A to 1C are process diagrams for explaining a first embodiment of the present invention.
FIGS. 2A to 2E are process diagrams for explaining a second embodiment of the present invention.
FIGS. 3A to 3F are process diagrams for explaining the first embodiment.
FIG. 4 is a magnetoresistance curve diagram of the ferromagnetic tunnel junction device manufactured in Example 1.
FIG. 5 is a diagram showing the relationship between resistance and junction area of the ferromagnetic tunnel junction device manufactured in Example 1.
FIG. 6 is a diagram showing the current dependence of the resistance and the rate of change in magnetoresistance in a 10 μm square junction of the ferromagnetic tunnel junction device manufactured in Example 1.
FIGS. 7A to 7H are process diagrams for explaining Example 4. FIGS.
8 (a) to 8 (d) are process diagrams for explaining a conventional method for manufacturing a ferromagnetic tunnel junction device.
[Explanation of symbols]
11 First ferromagnetic layer 12 Conductive layer 13 Tunnel barrier layer 14 formed by natural oxidation of pure oxygen 14 Second ferromagnetic layer 21 Surface oxide film of first ferromagnetic layer 22 Reduction region of first ferromagnetic layer 23 Oxide layer on lower surface of conductive layer 24 Tunnel barrier layer formed by natural oxidation of pure oxygen

Claims

第１の強磁性層と第２の強磁性層の間にトンネルバリア層を挟んだ構造を持つ強磁性トンネル接合素子の製造方法において、前記第１及び第２の強磁性層は、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉ又はそれら元素を含む合金であり、第１の強磁性層を成膜した後、バックグランド圧力１×１０^-7Ｔｏｒｒ以下まで排気して、Ａｌ、Ｍｇ、又は、ランタノイドに属する金属の何れかよりなる導電層を成膜した後、純酸素を導入し、該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を含み、かつ第１の強磁性層、トンネルバリア層、第２の強磁性層を不純物ガスにさらすことなく同一スパッタ装置内で連続形成することを特徴とする強磁性トンネル接合素子の製造方法。In a method of manufacturing a ferromagnetic tunnel junction device having a structure in which a tunnel barrier layer is sandwiched between a first ferromagnetic layer and a second ferromagnetic layer, the first and second ferromagnetic layers are made of Fe, Co , Ni, or an alloy containing these elements. After the first ferromagnetic layer is formed, the background pressure is evacuated to 1 × 10 ⁻⁷ Torr or less, and any of Al, Mg, or a metal belonging to the lanthanoid is used. after forming the more becomes conductive layer or, by introducing pure oxygen, comprising the step of forming a tunnel barrier layer and the conductive layer surface by natural oxidation, and the first ferromagnetic layer, a tunnel barrier layer, a second Wherein the ferromagnetic layer is continuously formed in the same sputtering apparatus without being exposed to an impurity gas.

第１の強磁性層を成膜した後、バックグランド圧力１×１０^-7Ｔｏｒｒ以下まで排気した環境中に純酸素を導入して該第１の強磁性層表面を酸化し、酸素を該導電層中に拡散する工程を含むことを特徴とする請求項１記載の強磁性トンネル接合素子の製造方法。After the formation of the first ferromagnetic layer, pure oxygen is introduced into an environment evacuated to a background pressure of 1 × 10 ⁻⁷ Torr or less to oxidize the surface of the first ferromagnetic layer, and the oxygen is transferred to the conductive layer. 2. The method for manufacturing a ferromagnetic tunnel junction device according to claim 1, further comprising a step of diffusing into a layer .

純酸素の酸素分圧が２０ｍＴｏｒｒ〜２００Ｔｏｒｒであることを特徴とする請求項１または２に記載の強磁性トンネル接合素子の製造方法。3. The method according to claim 1, wherein an oxygen partial pressure of pure oxygen is 20 mTorr to 200 Torr.