JP4660512B2 - Method for writing to magnetic recording element and magnetic recording element - Google Patents

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本発明は強磁性二重トンネル接合を有する磁気抵抗効果素子、およびそれを用いた磁気記録素子に関する。   The present invention relates to a magnetoresistive effect element having a ferromagnetic double tunnel junction and a magnetic recording element using the same.

磁気抵抗効果は強磁性体に磁場を印加すると電気抵抗が変化する現象である。この効果を利用した磁気抵抗効果素子（ＭＲ素子）は、温度安定性に優れ、使用温度範囲が広いという特徴があるため、磁気ヘッドや磁気センサーなどに用いられ、最近では磁気記録素子（磁気抵抗効果メモリ、ＭＲＡＭ）なども試作されるようになってきている。これらの磁気抵抗効果素子は、外部磁界に対する感度が大きいこと、および応答スピードが速いことが要求される。   The magnetoresistance effect is a phenomenon in which the electrical resistance changes when a magnetic field is applied to a ferromagnetic material. A magnetoresistive element (MR element) using this effect is excellent in temperature stability and has a wide operating temperature range. Therefore, it is used in a magnetic head, a magnetic sensor, etc. Recently, a magnetic recording element (magnetoresistance) Prototypes such as effect memory and MRAM have also been made. These magnetoresistive elements are required to have a high sensitivity to an external magnetic field and a high response speed.

近年、２つの強磁性層の間に誘電体層を挿入したサンドイッチ膜を有し、膜面に垂直に流れるトンネル電流を利用する磁気抵抗効果素子、いわゆる強磁性トンネル接合素子（トンネル接合型磁気抵抗効果素子、ＴＭＲ）が見出されている。強磁性トンネル接合素子は２０％以上の磁気抵抗変化率を示す（Ｊ．Ａｐｐｌ．Ｐｈｙｓ．７９，４７２４（１９９６））ため、磁気ヘッドや磁気抵抗効果メモリへの応用の可能性が高まってきた。しかし、この強磁性一重トンネル接合素子では、所望の出力電圧値を得るために印加電圧を増やすと、磁気抵抗変化率がかなり減少するという問題がある（Ｐｈｙｓ．Ｒｅｖ．Ｌｅｔｔ．７４，３２７３（１９９５））。   In recent years, a magnetoresistive element having a sandwich film in which a dielectric layer is inserted between two ferromagnetic layers and utilizing a tunnel current flowing perpendicular to the film surface, a so-called ferromagnetic tunnel junction element (tunnel junction type magnetoresistive element). An effect element, TMR) has been found. Since the ferromagnetic tunnel junction element exhibits a magnetoresistance change rate of 20% or more (J. Appl. Phys. 79, 4724 (1996)), the possibility of application to a magnetic head or a magnetoresistive effect memory has increased. However, this ferromagnetic single tunnel junction device has a problem that when the applied voltage is increased in order to obtain a desired output voltage value, the rate of change in magnetoresistance is considerably reduced (Phys. Rev. Lett. 74, 3273 (1995). )).

また、強磁性一重トンネル接合を構成する一方の強磁性層に接して反強磁性層を設け、この強磁性層を磁化固着層とした構造を有する強磁性一重トンネル接合素子が提案されている（特開平１０−４２２７）。しかし、この強磁性一重トンネル接合素子でも同様に、所望の出力電圧値を得るために印加電圧を増やすと、磁気抵抗変化率がかなり減少するという問題がある。   In addition, a ferromagnetic single tunnel junction element having a structure in which an antiferromagnetic layer is provided in contact with one ferromagnetic layer constituting a ferromagnetic single tunnel junction and the ferromagnetic layer is used as a magnetization fixed layer has been proposed ( JP 10-4227). However, similarly to this ferromagnetic single tunnel junction element, there is a problem that when the applied voltage is increased to obtain a desired output voltage value, the magnetoresistance change rate is considerably reduced.

一方、Ｆｅ／Ｇｅ／Ｆｅ／Ｇｅ／Ｆｅという積層構造を形成した強磁性二重トンネル接合を有する磁気抵抗効果素子においては、スピン偏極共鳴トンネル効果により大きなＭＲ変化率が得られることが理論的に予想されている（Ｐｈｙｓ．Ｒｅｖ．Ｂ５６，５４８４（１９９７））。しかし、これらは低温（８Ｋ）での結果であり、室温で上記のような現象が起こることは予想されていない。なお、この例ではＡｌ2Ｏ3、ＳｉＯ2、ＡｌＮなどの誘電体を用いていない。また、上記構造の強磁性二重トンネル接合素子は、反強磁性層でピンされた強磁性層がないため、ＭＲＡＭ等に使用すると何度かの書き込みによって磁化固着層の一部の磁気モーメントが回転する結果、出力が徐々に低下するという問題がある。 On the other hand, in a magnetoresistive effect element having a ferromagnetic double tunnel junction having a laminated structure of Fe / Ge / Fe / Ge / Fe, it is theoretically possible to obtain a large MR ratio by the spin-polarized resonance tunnel effect. (Phys. Rev. B56, 5484 (1997)). However, these are the results at a low temperature (8K), and it is not expected that the above phenomenon occurs at room temperature. In this example, a dielectric such as Al 2 O 3 , SiO 2 , or AlN is not used. Further, since the ferromagnetic double tunnel junction device having the above structure does not have a ferromagnetic layer pinned by an antiferromagnetic layer, when used in an MRAM or the like, a magnetic moment of a part of the magnetization fixed layer is caused by several writings. As a result of the rotation, there is a problem that the output gradually decreases.

さらに、磁性粒子を分散させた誘電体層を含む強磁性多重トンネル接合素子が提案されている（Ｐｈｙｓ．Ｒｅｖ．Ｂ５６（１０），Ｒ５７４７（１９９７））；応用磁気学会誌２３，４−２，（１９９９）；Ａｐｐｌ．Ｐｈｙｓ．Ｌｅｔｔ．７３（１９），２８２９（１９９８））。これらの素子でも２０％以上の磁気抵抗変化率が得られるようになったことから、磁気ヘッドや磁気抵抗効果メモリへの応用が期待されている。特に、強磁性二重トンネル接合素子は、印加電圧を増やしても磁気抵抗変化率の減少が小さいという利点がある。しかし、これらの素子でも、反強磁性層でピンした強磁性層がないため、ＭＲＡＭ等に使用すると何度かの書き込みによって磁化固着層の一部の磁気モーメントが回転する結果、出力が徐々に低下するという問題がある。また、連続膜からなる強磁性層を用いた強磁性二重トンネル接合素子（Ａｐｐｌ．Ｐｈｙｓ．Ｌｅｔｔ．７３（１９），２８２９（１９９８））では、誘電体層に挟まれた強磁性層がＣｏ，Ｎｉ80Ｆｅ20などの単層膜からなるため、電流磁界によって磁気モーメントを反転させるための反転磁場を自由に設計できないという問題があるうえに、磁歪の大きいＣｏ等を加工すると保磁力が大きくなるという問題もあった。 Further, a ferromagnetic multiple tunnel junction element including a dielectric layer in which magnetic particles are dispersed has been proposed (Phys. Rev. B56 (10), R5747 (1997)); (1999); Appl. Phys. Lett. 73 (19), 2829 (1998)). Since these elements can obtain a magnetoresistance change rate of 20% or more, application to a magnetic head or a magnetoresistive effect memory is expected. In particular, the ferromagnetic double tunnel junction element has the advantage that the decrease in magnetoresistance change rate is small even when the applied voltage is increased. However, even in these elements, since there is no ferromagnetic layer pinned by an antiferromagnetic layer, when used in an MRAM or the like, the magnetic moment of a part of the magnetization pinned layer is rotated by several times of writing, so that the output gradually increases. There is a problem of lowering. In a ferromagnetic double tunnel junction device (Appl. Phys. Lett. 73 (19), 2829 (1998)) using a ferromagnetic layer composed of a continuous film, the ferromagnetic layer sandwiched between the dielectric layers is Co. , Ni 80 Fe 20 and other single-layer films, there is a problem that the reversal magnetic field for reversing the magnetic moment by the current magnetic field cannot be freely designed. There was also a problem of becoming.

強磁性トンネル接合素子をＭＲＡＭなどに応用する場合、配線（ビット線またはワード線）に電流を流すことにより、磁化が固定されていない強磁性層（フリー層、磁気記録層）に外部磁界（電流磁界）を印加して磁気記録層の磁化を反転させる。しかし、メモリセルの縮小とともに磁気記録層の磁化の反転に要する磁界（スイッチング磁界）が増加し、書き込みのために配線に大電流を流す必要がある。このため、ＭＲＡＭの記憶容量の増大とともに、書き込み時の消費電力が増加する。例えば、１Ｇｂ以上の高密度ＭＲＡＭデバイスでは、電流磁界による書き込み時に配線に流す電流密度が増大し、配線が溶融するという問題が生じるおそれもある。   When a ferromagnetic tunnel junction device is applied to an MRAM or the like, an external magnetic field (current) is applied to a ferromagnetic layer (free layer, magnetic recording layer) whose magnetization is not fixed by passing a current through a wiring (bit line or word line). A magnetic field) is applied to reverse the magnetization of the magnetic recording layer. However, the magnetic field (switching magnetic field) required for the reversal of the magnetization of the magnetic recording layer increases as the memory cell shrinks, and it is necessary to pass a large current through the wiring for writing. For this reason, power consumption at the time of writing increases with an increase in the storage capacity of the MRAM. For example, in a high-density MRAM device of 1 Gb or more, there is a possibility that the current density flowing through the wiring at the time of writing by a current magnetic field increases and the wiring melts.

このような問題に対処する１つの方法として、スピン偏極したスピン電流を注入し、磁化反転を行う試みがなされている（Ｊ．Ｍａｇ．Ｍａｇ．Ｍａｔ．，１５９（１９９６）Ｌ１；Ｊ．Ｍａｇ．Ｍａｇ．Ｍａｔ．，２０２（１９９９）１５７）。しかし、スピン電流を注入して磁化反転を行う方法では、ＴＭＲ素子を流れる電流密度が大きくなり、トンネル絶縁層が破壊されるおそれがある。しかも、スピン注入に適した素子構造は未だ提案されていない。   As one method for dealing with such a problem, an attempt has been made to inject magnetization by switching spin-polarized spin current (J. Mag. Mag. Mat., 159 (1996) L1; J. Mag). Mag. Mat., 202 (1999) 157). However, in the method of performing magnetization reversal by injecting a spin current, the current density flowing through the TMR element is increased, and the tunnel insulating layer may be destroyed. Moreover, an element structure suitable for spin injection has not been proposed yet.

本発明の目的は、所望の出力電圧値を得るために印加電圧を増やしても磁気抵抗変化率があまり減少せず、書き込みによって磁化固着層の一部の磁気モーメントが回転して出力が徐々に低下する問題がなく、さらに強磁性層のモーメントを反転させるための反転磁場を自由に設計できるトンネル接合型の磁気抵抗効果素子および磁気記録素子を提供することにある。   The purpose of the present invention is that even if the applied voltage is increased in order to obtain a desired output voltage value, the magnetoresistance change rate does not decrease so much, and the magnetic moment of the magnetization pinned layer is rotated by writing and the output gradually increases. It is an object of the present invention to provide a tunnel junction type magnetoresistive effect element and magnetic recording element that can be designed with no problem of lowering and can freely design a reversal magnetic field for reversing the moment of a ferromagnetic layer.

本発明の他の目的は、メモリセルの縮小に伴う磁気記録層の磁化を反転させるための反転磁場の増加を抑制できるトンネル接合型の磁気抵抗効果素子および磁気記録素子を提供することにある。   Another object of the present invention is to provide a tunnel junction type magnetoresistive effect element and a magnetic recording element capable of suppressing an increase in reversal magnetic field for reversing the magnetization of a magnetic recording layer accompanying the reduction of memory cells.

本発明のさらに他の目的は、スピン注入に適した構造を有し、配線およびＴＭＲ素子に流れる電流密度を抑えることができる磁気記録素子およびこの磁気記録素子への書き込み方法を提供することにある。   Still another object of the present invention is to provide a magnetic recording element having a structure suitable for spin injection and capable of suppressing the current density flowing in the wiring and the TMR element, and a writing method for the magnetic recording element. .

本発明の第１の磁気抵抗効果素子は、第１の反強磁性層／第１の強磁性層／第１の誘電体層／第２の強磁性層／第２の誘電体層／第３の強磁性層／第２の反強磁性層が積層された強磁性二重トンネル接合を有する磁気抵抗効果素子であって、前記第２の強磁性層がＣｏ基合金またはＣｏ基合金／Ｎｉ−Ｆｅ合金／Ｃｏ基合金の三層膜からなり、前記第１ないし第３の強磁性層にトンネル電流を流すことを特徴とする。   The first magnetoresistance effect element of the present invention includes a first antiferromagnetic layer / first ferromagnetic layer / first dielectric layer / second ferromagnetic layer / second dielectric layer / third. Magnetoresistive element having a ferromagnetic double tunnel junction in which a ferromagnetic layer / second antiferromagnetic layer are stacked, wherein the second ferromagnetic layer is a Co-based alloy or a Co-based alloy / Ni- It consists of a three-layer film of Fe alloy / Co-base alloy, and a tunnel current is passed through the first to third ferromagnetic layers.

本発明の第２の磁気抵抗効果素子は、第１の強磁性層／第１の誘電体層／第２の強磁性層／第１の反強磁性層／第３の強磁性層／第２の誘電体層／第４の強磁性層が積層された強磁性二重トンネル接合を有する磁気抵抗効果素子であって、前記第１および第４の強磁性層がＣｏ基合金またはＣｏ基合金／Ｎｉ−Ｆｅ合金／Ｃｏ基合金の三層膜からなり、前記第１ないし第４の強磁性層にトンネル電流を流すことを特徴とする。   The second magnetoresistive element of the present invention includes a first ferromagnetic layer / first dielectric layer / second ferromagnetic layer / first antiferromagnetic layer / third ferromagnetic layer / second. A magnetoresistive element having a ferromagnetic double tunnel junction in which a dielectric layer / fourth ferromagnetic layer is laminated, wherein the first and fourth ferromagnetic layers are a Co-based alloy or a Co-based alloy / It consists of a three-layer film of Ni—Fe alloy / Co base alloy, and a tunnel current is passed through the first to fourth ferromagnetic layers.

本発明の第３の磁気抵抗効果素子は、第１の反強磁性層／第１の強磁性層／第１の誘電体層／第２の強磁性層／第２の反強磁性層／第３の強磁性層／第２の誘電体層／第４の強磁性層／第３の反強磁性層が積層された強磁性二重トンネル接合を有する磁気抵抗効果素子であって、前記第１および第４の強磁性層または前記第２および第３の強磁性層がＣｏ基合金またはＣｏ基合金／Ｎｉ−Ｆｅ合金／Ｃｏ基合金の三層膜からなり、前記第１ないし第４の強磁性層にトンネル電流を流すことを特徴とする。   The third magnetoresistive element of the present invention includes a first antiferromagnetic layer / first ferromagnetic layer / first dielectric layer / second ferromagnetic layer / second antiferromagnetic layer / second. A magnetoresistive element having a ferromagnetic double tunnel junction in which three ferromagnetic layers / second dielectric layer / fourth ferromagnetic layer / third antiferromagnetic layer are stacked, The fourth and fourth ferromagnetic layers or the second and third ferromagnetic layers are made of a Co-based alloy or a three-layer film of Co-based alloy / Ni-Fe alloy / Co-based alloy, and the first to fourth strong layers. A tunnel current is passed through the magnetic layer.

本発明の第４の磁気抵抗効果素子は、第１の強磁性層／第１の誘電体層／第２の強磁性層／第１の非磁性層／第３の強磁性層／第２の非磁性層／第４の強磁性層／第２の誘電体層／第５の強磁性層が積層された強磁性二重トンネル接合を有する磁気抵抗効果素子であって、互いに隣り合う第２、第３、第４の強磁性層が非磁性層を介して反強磁性結合しており、前記第１および第５の強磁性層がＣｏ基合金またはＣｏ基合金／Ｎｉ−Ｆｅ合金／Ｃｏ基合金の三層膜からなり、前記第１ないし第５の強磁性層にトンネル電流を流すことを特徴とする。   The fourth magnetoresistance effect element according to the present invention includes a first ferromagnetic layer / first dielectric layer / second ferromagnetic layer / first nonmagnetic layer / third ferromagnetic layer / second. A magnetoresistive effect element having a ferromagnetic double tunnel junction in which a nonmagnetic layer / a fourth ferromagnetic layer / a second dielectric layer / a fifth ferromagnetic layer are stacked, The third and fourth ferromagnetic layers are antiferromagnetically coupled via a nonmagnetic layer, and the first and fifth ferromagnetic layers are Co-based alloy or Co-based alloy / Ni-Fe alloy / Co-based It is made of a three-layer alloy film, and a tunnel current is passed through the first to fifth ferromagnetic layers.

本発明の磁気抵抗効果素子においては、前記Ｃｏ基合金またはＣｏ基合金／Ｎｉ−Ｆｅ合金／Ｃｏ基合金の三層膜の膜厚が、１〜５ｎｍであることが好ましい。   In the magnetoresistive element of the present invention, it is preferable that the film thickness of the Co-based alloy or the three-layer film of Co-based alloy / Ni—Fe alloy / Co-based alloy is 1 to 5 nm.

本発明の磁気記録素子は、トランジスタまたはダイオードと、第１ないし第４のいずれかの磁気抵抗効果素子とを具備したことを特徴とする。   The magnetic recording element of the present invention comprises a transistor or a diode and any one of the first to fourth magnetoresistance effect elements.

本発明の磁気記録素子は、トランジスタまたはダイオードと、第１または第３の磁気抵抗効果素子とを具備した磁気記録素子において、前記磁気抵抗効果素子の少なくとも最上層の反強磁性層がビットラインの一部を構成していることを特徴とする。   The magnetic recording element of the present invention is a magnetic recording element comprising a transistor or a diode and a first or third magnetoresistive effect element, wherein at least the uppermost antiferromagnetic layer of the magnetoresistive effect element is a bit line. It is characterized by constituting a part.

本発明の他の磁気記録素子は、磁化方向が固着された第１の磁化固着層と、第１の誘電体層と、磁化方向が反転可能な磁気記録層と、第２の誘電体層と、磁化方向が固着された第２の磁化固着層とを有し、前記磁気記録層が、磁性層、非磁性層、および磁性層の三層膜を含み、該三層膜を構成する２つの磁性層が反強磁性結合しており、前記２つの磁化固着層の誘電体層に接する領域の磁化が実質的に反平行であることを特徴とする。   Another magnetic recording element of the present invention includes a first magnetization fixed layer with a magnetization direction fixed, a first dielectric layer, a magnetic recording layer with a reversible magnetization direction, a second dielectric layer, And a second magnetization pinned layer having a magnetization direction pinned, and the magnetic recording layer includes a three-layer film of a magnetic layer, a nonmagnetic layer, and a magnetic layer, and two layers constituting the three-layer film The magnetic layer is antiferromagnetically coupled, and the magnetization of the region in contact with the dielectric layer of the two magnetization fixed layers is substantially antiparallel.

本発明のさらに他の磁気記録素子は、磁化方向が固着された第１の磁化固着層と、第１の誘電体層と、磁化方向が反転可能な磁気記録層と、第２の誘電体層と、磁化方向が固着された第２の磁化固着層とを有し、前記磁気記録層が、磁性層、非磁性層、および磁性層の三層膜を含み、該三層膜を構成する２つの磁性層が反強磁性結合しており、前記第２の磁化固着層が、磁性層、非磁性層、および磁性層の三層膜を含み、該三層膜を構成する２つの磁性層が反強磁性結合しており、前記第１の磁化固着層の長さが、前記第２の磁化固着層および前記磁気記録層の長さよりも長く形成されており、前記２つの磁化固着層の誘電体層に接する領域の磁化が実質的に反平行であることを特徴とする。   Still another magnetic recording element of the present invention includes a first magnetization fixed layer having a magnetization direction fixed, a first dielectric layer, a magnetic recording layer whose magnetization direction can be reversed, and a second dielectric layer. And a second magnetization pinned layer in which the magnetization direction is pinned, and the magnetic recording layer includes a three-layer film of a magnetic layer, a non-magnetic layer, and a magnetic layer, and constitutes the three-layer film. Two magnetic layers are antiferromagnetically coupled, and the second magnetization pinned layer includes a three-layer film of a magnetic layer, a nonmagnetic layer, and a magnetic layer, and the two magnetic layers constituting the three-layer film are Anti-ferromagnetic coupling, the length of the first pinned layer is longer than the length of the second pinned layer and the magnetic recording layer, and the dielectrics of the two pinned layers are The region in contact with the body layer is substantially antiparallel in magnetization.

これらの磁気記録素子への書き込み方法は、磁気記録素子を構成する前記第１または第２の磁化固着層を通して前記磁気記録層にスピン電流を供給するとともに、書き込み用の配線に電流を流して前記磁気記録層に電流磁界を印加することを特徴とする。   In the writing method to these magnetic recording elements, a spin current is supplied to the magnetic recording layer through the first or second magnetization fixed layer constituting the magnetic recording element, and a current is supplied to the wiring for writing. A current magnetic field is applied to the magnetic recording layer.

本発明の強磁性二重トンネル接合を有する磁気抵抗効果素子では、所望の出力電圧値を得るため印加電圧値を増やしても磁気抵抗変化率があまり減少せず、書き込みによって磁化固着層の一部の磁気モーメントが回転して出力が徐々に低下するという問題もなく、しかも反転磁場を自由に設計できる。また、ＭＲＡＭの高密度化に伴って配線幅およびＴＭＲ素子サイズが小さくなっても、配線の溶融またはトンネルバリア層の破壊を抑制することができ、信頼性を向上できる。したがって、大きな出力電圧が安定して得られる微細な磁気抵抗効果素子を提供でき、磁気抵抗効果型ヘッド、磁界センサー、磁気記憶素子などに好適に用いることができる。   In the magnetoresistive effect element having a ferromagnetic double tunnel junction of the present invention, even if the applied voltage value is increased in order to obtain a desired output voltage value, the magnetoresistance change rate does not decrease so much, and a part of the magnetization fixed layer is written by writing. There is no problem that the output of the magnetic moment gradually decreases and the reversal magnetic field can be designed freely. Further, even if the wiring width and the TMR element size are reduced as the density of the MRAM increases, the melting of the wiring or the breakdown of the tunnel barrier layer can be suppressed, and the reliability can be improved. Therefore, it is possible to provide a fine magnetoresistive element that can stably obtain a large output voltage, and it can be suitably used for a magnetoresistive head, a magnetic field sensor, a magnetic memory element, and the like.

以下、本発明に係る磁気抵抗効果素子の基本構造を、図１〜図４を参照して説明する。   The basic structure of the magnetoresistive effect element according to the present invention will be described below with reference to FIGS.

図１に本発明の第１の磁気抵抗効果素子を示す。この磁気抵抗効果素子１０では、第１の反強磁性層１１／第１の強磁性層１２／第１の誘電体層１３／第２の強磁性層１４／第２の誘電体層１５／第３の強磁性層１６／第２の反強磁性層１７を積層して強磁性二重トンネル接合を形成している。この素子では、第１ないし第３の強磁性層にトンネル電流を流す。この素子では、第１および第３の強磁性層１２、１６がピン層（磁化固着層）、第２の強磁性層１４がフリー層（ＭＲＡＭの場合には磁気記録層）である。第１の磁気抵抗効果素子では、フリー層である第２の強磁性層１４がＣｏ基合金（たとえばＣｏ−Ｆｅ、Ｃｏ−Ｆｅ−Ｎｉなど）またはＣｏ基合金／Ｎｉ−Ｆｅ合金／Ｃｏ基合金の三層膜からなる。   FIG. 1 shows a first magnetoresistive element of the present invention. In the magnetoresistive effect element 10, the first antiferromagnetic layer 11 / the first ferromagnetic layer 12 / the first dielectric layer 13 / the second ferromagnetic layer 14 / the second dielectric layer 15 / the first 3 ferromagnetic layers 16 / second antiferromagnetic layers 17 are stacked to form a ferromagnetic double tunnel junction. In this element, a tunnel current is passed through the first to third ferromagnetic layers. In this element, the first and third ferromagnetic layers 12 and 16 are pinned layers (magnetization pinned layers), and the second ferromagnetic layer 14 is a free layer (magnetic recording layer in the case of MRAM). In the first magnetoresistive element, the second ferromagnetic layer 14 as a free layer is a Co-based alloy (for example, Co—Fe, Co—Fe—Ni, etc.) or a Co-based alloy / Ni—Fe alloy / Co-based alloy. The three-layer film.

図２に本発明の第２の磁気抵抗効果素子を示す。この磁気抵抗効果素子２０では、第１の強磁性層２１／第１の誘電体層２２／第２の強磁性層２３／第１の反強磁性層２４／第３の強磁性層２５／第２の誘電体層２６／第４の強磁性層２７を積層して強磁性二重トンネル接合を形成している。この素子では、第１ないし第４の強磁性層にトンネル電流を流す。この素子では、第２および第３の強磁性層２３、２５がピン層、第１および第４の強磁性層２１、２７がフリー層（ＭＲＡＭの場合には磁気記録層）である。第２の磁気抵抗効果素子においては、フリー層である第１および第４の強磁性層２１、２７がＣｏ基合金（たとえばＣｏ−Ｆｅ、Ｃｏ−Ｆｅ−Ｎｉなど）またはＣｏ基合金／Ｎｉ−Ｆｅ合金／Ｃｏ基合金の三層膜からなる。   FIG. 2 shows a second magnetoresistive element of the present invention. In the magnetoresistive effect element 20, the first ferromagnetic layer 21 / first dielectric layer 22 / second ferromagnetic layer 23 / first antiferromagnetic layer 24 / third ferromagnetic layer 25 / first Two dielectric layers 26 / fourth ferromagnetic layer 27 are stacked to form a ferromagnetic double tunnel junction. In this element, a tunnel current is passed through the first to fourth ferromagnetic layers. In this element, the second and third ferromagnetic layers 23 and 25 are pinned layers, and the first and fourth ferromagnetic layers 21 and 27 are free layers (magnetic recording layers in the case of MRAM). In the second magnetoresistive element, the first and fourth ferromagnetic layers 21 and 27 which are free layers are made of a Co-based alloy (for example, Co—Fe, Co—Fe—Ni, etc.) or a Co-based alloy / Ni—. It consists of a three-layer film of Fe alloy / Co base alloy.

図３に本発明の第３の磁気抵抗効果素子を示す。この磁気抵抗効果素子３０では、第１の反強磁性層３１／第１の強磁性層３２／第１の誘電体層３３／第２の強磁性層３４／第２の反強磁性層３５／第３の強磁性層３６／第２の誘電体層３７／第４の強磁性層３８／第３の反強磁性層３９を積層して強磁性二重トンネル接合を形成している。この素子では、第１ないし第４の強磁性層にトンネル電流を流す。この素子では、第２および第３の強磁性層３４、３６をピン層として設計した場合には第１および第４の強磁性層３２、３８がフリー層（ＭＲＡＭの場合には磁気記録層）になる。一方、第１および第４の強磁性層３２、３８をピン層として設計した場合には第２および第３の強磁性層３４、３６がフリー層（ＭＲＡＭの場合には磁気記録層）になる。第３の磁気抵抗効果素子においては、フリー層として用いられる、第１および第４の強磁性層３２、３８、または第２および第３の強磁性層３４、３６のいずれかの組がＣｏ基合金（たとえばＣｏ−Ｆｅ、Ｃｏ−Ｆｅ−Ｎｉなど）またはＣｏ基合金／Ｎｉ−Ｆｅ合金／Ｃｏ基合金の三層膜からなる。   FIG. 3 shows a third magnetoresistance effect element of the present invention. In the magnetoresistive effect element 30, the first antiferromagnetic layer 31 / the first ferromagnetic layer 32 / the first dielectric layer 33 / the second ferromagnetic layer 34 / the second antiferromagnetic layer 35 / The third ferromagnetic layer 36 / second dielectric layer 37 / fourth ferromagnetic layer 38 / third antiferromagnetic layer 39 are stacked to form a ferromagnetic double tunnel junction. In this element, a tunnel current is passed through the first to fourth ferromagnetic layers. In this element, when the second and third ferromagnetic layers 34 and 36 are designed as pinned layers, the first and fourth ferromagnetic layers 32 and 38 are free layers (magnetic recording layers in the case of MRAM). become. On the other hand, when the first and fourth ferromagnetic layers 32 and 38 are designed as pinned layers, the second and third ferromagnetic layers 34 and 36 become free layers (magnetic recording layers in the case of MRAM). . In the third magnetoresistive element, any one of the first and fourth ferromagnetic layers 32 and 38 or the second and third ferromagnetic layers 34 and 36 used as a free layer is a Co group. It consists of an alloy (for example, Co-Fe, Co-Fe-Ni, etc.) or a three-layer film of Co-base alloy / Ni-Fe alloy / Co-base alloy.

図４に本発明の第４の磁気抵抗効果素子を示す。この磁気抵抗効果素子４０では、第１の強磁性層４１／第１の誘電体層４２／第２の強磁性層４３／第１の非磁性層４４／第３の強磁性層４５／第２の非磁性層４６／第４の強磁性層４７／第２の誘電体層４８／第５の強磁性層４９を積層して強磁性二重トンネル接合を形成している。この素子では、第１ないし第５の強磁性層にトンネル電流を流す。また、互いに隣り合う第２、第３、第４の強磁性層４３、４５、４７は非磁性層４４、４６を介して反強磁性結合している。この素子では、第２ないし第４の強磁性層４３、４５、４７がピン層、第１および第５の強磁性層４１、４９がフリー層（ＭＲＡＭの場合には磁気記録層）である。第４の磁気抵抗効果素子では、フリー層である第１および第５の強磁性層４１、４９がＣｏ基合金（たとえばＣｏ−Ｆｅ、Ｃｏ−Ｆｅ−Ｎｉなど）またはＣｏ基合金／Ｎｉ−Ｆｅ合金／Ｃｏ基合金の三層膜からなる。   FIG. 4 shows a fourth magnetoresistance effect element of the present invention. In the magnetoresistive effect element 40, the first ferromagnetic layer 41 / first dielectric layer 42 / second ferromagnetic layer 43 / first nonmagnetic layer 44 / third ferromagnetic layer 45 / second The nonmagnetic layer 46 / the fourth ferromagnetic layer 47 / the second dielectric layer 48 / the fifth ferromagnetic layer 49 are stacked to form a ferromagnetic double tunnel junction. In this element, a tunnel current is passed through the first to fifth ferromagnetic layers. The second, third, and fourth ferromagnetic layers 43, 45, and 47 adjacent to each other are antiferromagnetically coupled through the nonmagnetic layers 44 and 46. In this element, the second to fourth ferromagnetic layers 43, 45, 47 are pinned layers, and the first and fifth ferromagnetic layers 41, 49 are free layers (magnetic recording layers in the case of MRAM). In the fourth magnetoresistance effect element, the first and fifth ferromagnetic layers 41 and 49 which are free layers are made of a Co-based alloy (for example, Co—Fe, Co—Fe—Ni, etc.) or a Co-based alloy / Ni—Fe. It consists of a three-layer film of an alloy / Co-based alloy.

図５に第４の磁気抵抗効果素子の変形例を示す。図５の磁気抵抗効果素子では、図４の第３の強磁性層４５の代わりに、その強磁性層の中間に反強磁性層を設けた構造すなわち強磁性層４５ａ／反強磁性層５０／強磁性層４５ｂの三層膜を形成している。   FIG. 5 shows a modification of the fourth magnetoresistance effect element. In the magnetoresistive effect element of FIG. 5, a structure in which an antiferromagnetic layer is provided in the middle of the ferromagnetic layer 45 instead of the third ferromagnetic layer 45 of FIG. 4, that is, a ferromagnetic layer 45a / antiferromagnetic layer 50 / A three-layer film of the ferromagnetic layer 45b is formed.

なお、第４の磁気抵抗効果素子を構成する第２および第４の強磁性層４３、４７の少なくとも一方に接触させて反強磁性層を設けてもよい。   An antiferromagnetic layer may be provided in contact with at least one of the second and fourth ferromagnetic layers 43 and 47 constituting the fourth magnetoresistance effect element.

本発明に係る強磁性二重トンネル接合を有する磁気抵抗効果素子は、少なくとも２層の誘電体層を有するので、１つのトンネル接合に実効的に印加される電圧が小さい。このため、磁気抵抗変化率の電圧依存性が顕著ではなく、所望の出力電圧値を得るために印加電圧を増やしても磁気抵抗変化率の低下が少ないというメリットがある。   Since the magnetoresistive element having a ferromagnetic double tunnel junction according to the present invention has at least two dielectric layers, a voltage that is effectively applied to one tunnel junction is small. For this reason, the voltage dependence of the magnetoresistance change rate is not remarkable, and there is an advantage that even if the applied voltage is increased in order to obtain a desired output voltage value, there is little decrease in the magnetoresistance change rate.

本発明に係る強磁性二重トンネル接合を有する磁気抵抗効果素子は、上記の４つの基本構造のいずれも、磁化固着層（ピン層）のスピンが反強磁性層または反強磁性結合により固定されているので、書き込みを繰り返しても磁化固着層の磁気モーメントが回転することがなく、出力が徐々に低下するという問題を防止できる。   In the magnetoresistive effect element having a ferromagnetic double tunnel junction according to the present invention, the spin of the magnetization pinned layer (pinned layer) is fixed by an antiferromagnetic layer or antiferromagnetic coupling in any of the above four basic structures. Therefore, even if writing is repeated, the magnetic moment of the magnetization pinned layer does not rotate, and the problem that the output gradually decreases can be prevented.

また、本発明に係る磁気抵抗効果素子では、フリー層（磁気記録層）に磁歪が小さいＣｏ基合金（Ｃｏ−Ｆｅ，Ｃｏ−Ｆｅ−Ｎｉ等）またはＣｏ基合金／Ｎｉ−Ｆｅ合金／Ｃｏ基合金の三層膜を用いている。フリー層は、図１における第２の強磁性層１４、図２における第１および第４の強磁性層２１、２７、図３における第１および第４の強磁性層３２、３８、または第２および第３の強磁性層３４、３６のいずれかの組、図４および図５における第１および第５の強磁性層４１、４９である。このため、反転磁場が小さく抑えられ、電流磁界を印加するために配線に流す電流を小さくすることができる。フリー層にＣｏ基合金／Ｎｉ−Ｆｅ合金／Ｃｏ基合金の三層膜を用いた場合、各層の膜厚比を変えることによって、反転磁場の大きさを自由に設計できる。   In the magnetoresistive element according to the present invention, the free layer (magnetic recording layer) has a small magnetostriction such as a Co base alloy (Co—Fe, Co—Fe—Ni, etc.) or a Co base alloy / Ni—Fe alloy / Co base. An alloy three-layer film is used. The free layer includes the second ferromagnetic layer 14 in FIG. 1, the first and fourth ferromagnetic layers 21 and 27 in FIG. 2, the first and fourth ferromagnetic layers 32 and 38 in FIG. And the first ferromagnetic layer 41 and 49 in FIGS. 4 and 5. For this reason, a reversal magnetic field is suppressed small and the electric current sent through wiring in order to apply a current magnetic field can be made small. When a three-layer film of Co-based alloy / Ni—Fe alloy / Co-based alloy is used for the free layer, the magnitude of the reversal magnetic field can be freely designed by changing the film thickness ratio of each layer.

特に、図３の構造を有する磁気抵抗効果素子では、反転磁場は磁性体の保磁力ではなく磁性体／反強磁性体の界面に生じている交換磁場で決定される。そして、この交換磁場は第１および第３の反強磁性層３１、３９ならびに第２の反強磁性層３５の種類、膜厚、合金組成を変えることによって自由に設計できるという利点がある。このため、図３の基本構造は、上述した４つの基本構造のうちでも好ましい特性を示す。また、図３の構造は、加工寸法がサブミクロンになり、接合面積が非常に小さくなった場合に特に有効である。すなわち、加工寸法がサブミクロンになった場合には、書き込み磁場が加工ダメージやフリー層（磁気記録層）のドメインの影響によってばらつきやすくなる。これに対して、図３の構造のようにフリー層（磁気記録層）に接して反強磁性層が設けられている場合、書き込み磁場を交換磁場に基づいて設計することができるため、書き込み磁場のばらつきを回避できる。このため、素子の歩留りも著しく向上することができる。   In particular, in the magnetoresistive effect element having the structure of FIG. 3, the reversal magnetic field is determined not by the coercive force of the magnetic material but by the exchange magnetic field generated at the magnetic / antiferromagnetic interface. This exchange magnetic field has the advantage that it can be designed freely by changing the type, film thickness, and alloy composition of the first and third antiferromagnetic layers 31 and 39 and the second antiferromagnetic layer 35. For this reason, the basic structure of FIG. 3 shows preferable characteristics among the four basic structures described above. The structure of FIG. 3 is particularly effective when the processing dimension is submicron and the bonding area is very small. That is, when the processing dimension becomes submicron, the write magnetic field tends to vary due to processing damage and the influence of the domain of the free layer (magnetic recording layer). On the other hand, when the antiferromagnetic layer is provided in contact with the free layer (magnetic recording layer) as in the structure of FIG. 3, the write magnetic field can be designed based on the exchange magnetic field. Variations in this can be avoided. For this reason, the yield of the element can be remarkably improved.

一方、本発明の磁気抵抗効果素子を微細加工する際に、加工精度を上げるためには全体の膜厚が薄いことが好ましい。この点では、図２、図４または図５のように反強磁性層がなるべく少ない構造が好ましい。   On the other hand, when the magnetoresistive effect element of the present invention is finely processed, it is preferable that the entire film thickness is thin in order to increase processing accuracy. In this respect, a structure having as few antiferromagnetic layers as possible as shown in FIG. 2, FIG. 4, or FIG. 5 is preferable.

次に、本発明の磁気抵抗効果素子を構成する各層に用いられる材料について説明する。フリー層（磁気記録層）には、上述したようにＣｏ基合金（Ｃｏ−Ｆｅ，Ｃｏ−Ｆｅ−Ｎｉ等）またはＣｏ基合金／Ｎｉ−Ｆｅ合金／Ｃｏ基合金の三層膜が用いられる。また、これらの合金にＡｇ，Ｃｕ，Ａｕ，Ａｌ，Ｍｇ，Ｓｉ，Ｂｉ，Ｔａ，Ｂ，Ｃ，Ｏ，Ｎ，Ｓｉ，Ｐｄ，Ｐｔ，Ｚｒ，Ｉｒ，Ｗ，Ｍｏ，Ｎｂなどの非磁性元素を多少添加してもよい。本発明の磁気抵抗効果素子は、磁気抵抗効果型磁気ヘッド、磁気記録素子、磁界センサー等に適用することができ、これらの用途ではフリー層に一軸異方性を付与することが好ましい。   Next, materials used for each layer constituting the magnetoresistive element of the present invention will be described. For the free layer (magnetic recording layer), as described above, a Co-based alloy (Co-Fe, Co-Fe-Ni, etc.) or a three-layer film of Co-based alloy / Ni-Fe alloy / Co-based alloy is used. Also, non-magnetic elements such as Ag, Cu, Au, Al, Mg, Si, Bi, Ta, B, C, O, N, Si, Pd, Pt, Zr, Ir, W, Mo, and Nb are included in these alloys. Some may be added. The magnetoresistive effect element of the present invention can be applied to a magnetoresistive effect type magnetic head, a magnetic recording element, a magnetic field sensor, and the like. In these applications, it is preferable to impart uniaxial anisotropy to the free layer.

フリー層の厚さは、０．１ｎｍ〜１００ｎｍが好ましく、０．５〜５０ｎｍがより好ましく、１〜５ｎｍが最も好ましい。フリー層の厚さが１ｎｍ未満になると、フリー層が連続膜にならず、誘電体層中に強磁性粒子が分散した、いわゆるグラニュラー構造となるおそれがある。この結果、接合特性の制御が困難になりスイッチング磁場がばらつくおそれがあるうえに、微粒子の大きさによっては室温で超常磁性となりＭＲ変化率が極端に低下するという問題も生じる。一方、フリー層の厚さが５ｎｍを超えると、磁気抵抗効果素子をＭＲＡＭに応用するにあたり例えば０．２５μｍルールで素子を設計したときに、反転磁場が１００Ｏｅを超えるため配線に大電流を流す必要が生じる。また、フリー層の厚さが５ｎｍを超えると、ＭＲ変化率がバイアス電圧の上昇とともに低下する、いわゆるバイアス依存性が顕著になる。フリー層の厚さが１〜５ｎｍの範囲であれば、微細化に伴う反転磁場の増大およびＭＲ変化率のバイアス依存性が抑制される。また、フリー層の厚さがこの範囲であれば、加工精度も良好になる。   The thickness of the free layer is preferably 0.1 nm to 100 nm, more preferably 0.5 to 50 nm, and most preferably 1 to 5 nm. If the thickness of the free layer is less than 1 nm, the free layer may not be a continuous film, and a so-called granular structure may be formed in which ferromagnetic particles are dispersed in the dielectric layer. As a result, it becomes difficult to control the junction characteristics and the switching magnetic field may vary, and depending on the size of the fine particles, superparamagnetism is caused at room temperature, and the MR ratio is extremely reduced. On the other hand, if the thickness of the free layer exceeds 5 nm, when applying the magnetoresistive effect element to MRAM, for example, when the element is designed according to the 0.25 μm rule, the reversal magnetic field exceeds 100 Oe, so it is necessary to pass a large current through the wiring. Occurs. Further, when the thickness of the free layer exceeds 5 nm, so-called bias dependency, in which the MR change rate decreases as the bias voltage increases, becomes significant. If the thickness of the free layer is in the range of 1 to 5 nm, the increase of the reversal magnetic field accompanying miniaturization and the bias dependence of the MR change rate are suppressed. Further, when the thickness of the free layer is within this range, the processing accuracy is also good.

ピン層の材料は特に制限されず、Ｆｅ，Ｃｏ，Ｎｉまたはこれらの合金、スピン分極率の大きいマグネタイト、ＣｒＯ2、ＲＸＭｎＯ3-y（Ｒ；希土類、Ｘ；Ｃａ，Ｂａ，Ｓｒ）などの酸化物、ＮｉＭｎＳｂ，ＰｔＭｎＳｂなどのホイスラー合金などを用いることができる。ピン層は超常磁性にならない程度の厚さが必要であり、０．４ｎｍ以上であることが好ましい。また、強磁性を失わないかぎり、これら磁性体にＡｇ，Ｃｕ，Ａｕ，Ａｌ，Ｍｇ，Ｓｉ，Ｂｉ，Ｔａ，Ｂ，Ｃ，Ｏ，Ｎ，Ｓｉ，Ｐｄ，Ｐｔ，Ｚｒ，Ｉｒ，Ｗ，Ｍｏ，Ｎｂなどの非磁性元素を多少添加してもよい。 The material of the pinned layer is not particularly limited, and oxidation of Fe, Co, Ni or alloys thereof, magnetite having a high spin polarizability, CrO 2 , RXMnO 3 -y (R: rare earth, X: Ca, Ba, Sr) And Heusler alloys such as NiMnSb and PtMnSb can be used. The pinned layer needs to have a thickness that does not become superparamagnetic, and is preferably 0.4 nm or more. In addition, as long as ferromagnetism is not lost, these magnetic materials include Ag, Cu, Au, Al, Mg, Si, Bi, Ta, B, C, O, N, Si, Pd, Pt, Zr, Ir, W, and Mo. , Nb and other nonmagnetic elements may be added to some extent.

なお、反強磁性層によってピン層を強く固定したい場合、ピン層として強磁性層／非磁性層／強磁性層の三層膜を用い、非磁性層を介して積層された２層の強磁性層を反強磁性結合させてもよい。非磁性層の材料は特に限定されず、Ｒｕ，Ｉｒ，Ｃｒ，Ｃｕなどの金属を用いることができる。非磁性層の膜厚を調整することによって、磁性層間に反強磁性結合が生じる。非磁性層の膜厚は０．５〜２．５ｎｍであることが好ましい。耐熱性および反強磁性結合の強さなどを考慮すると、非磁性層の膜厚は０．７〜１．３ｎｍであることがより好ましい。具体的には、Ｃｏ（またはＣｏ−Ｆｅ）／Ｒｕ／Ｃｏ（またはＣｏ−Ｆｅ），Ｃｏ（またはＣｏ−Ｆｅ）／Ｉｒ／Ｃｏ（またはＣｏ−Ｆｅ）などの三層膜が挙げられる。   When the pinned layer is strongly fixed by the antiferromagnetic layer, a three-layer film of ferromagnetic layer / nonmagnetic layer / ferromagnetic layer is used as the pinned layer, and two layers of ferromagnetic layers stacked via the nonmagnetic layer are used. The layers may be antiferromagnetically coupled. The material of the nonmagnetic layer is not particularly limited, and metals such as Ru, Ir, Cr, and Cu can be used. By adjusting the film thickness of the nonmagnetic layer, antiferromagnetic coupling occurs between the magnetic layers. The film thickness of the nonmagnetic layer is preferably 0.5 to 2.5 nm. In consideration of heat resistance and antiferromagnetic coupling strength, the thickness of the nonmagnetic layer is more preferably 0.7 to 1.3 nm. Specifically, a three-layer film of Co (or Co—Fe) / Ru / Co (or Co—Fe), Co (or Co—Fe) / Ir / Co (or Co—Fe), or the like can be given.

反強磁性層の材料としては、Ｆｅ−Ｍｎ，Ｐｔ−Ｍｎ，Ｐｔ−Ｃｒ−Ｍｎ，Ｎｉ−Ｍｎ，Ｉｒ−Ｍｎ，ＮｉＯ，Ｆｅ2Ｏ3などを用いることができる。 As a material for the antiferromagnetic layer, Fe—Mn, Pt—Mn, Pt—Cr—Mn, Ni—Mn, Ir—Mn, NiO, Fe 2 O 3 and the like can be used.

誘電体層の材料としては、Ａｌ2Ｏ3，ＳｉＯ2，ＭｇＯ，ＡｌＮ，Ｂｉ2Ｏ3，ＭｇＦ2，ＣａＦ2，ＳｒＴｉＯ2，ＡｌＬａＯ3などを用いることができる。誘電体層は、酸素、窒素またはフッ素の欠損が生じていてもよい。誘電体層の厚さは特に限定されないが、薄い方が好ましく、１０ｎｍ以下、さらに５ｎｍ以下であることが好ましい。 As the material of the dielectric layer, Al 2 O 3 , SiO 2 , MgO, AlN, Bi 2 O 3 , MgF 2 , CaF 2 , SrTiO 2 , AlLaO 3, etc. can be used. The dielectric layer may be deficient in oxygen, nitrogen or fluorine. Although the thickness of a dielectric material layer is not specifically limited, The thinner one is preferable and it is preferable that it is 10 nm or less, Furthermore, it is 5 nm or less.

本発明の磁気抵抗効果素子が形成される基板は特に限定されず、Ｓｉ，ＳｉＯ2，Ａｌ2Ｏ3，スピネル，ＡｌＮなど各種基板を用いることができる。本発明においては、基板上に下地層を介して磁気抵抗効果素子を積層してもよく、また磁気抵抗効果素子の上部に保護層を設けてもよい。これらの下地層および保護層の材料としては、Ｔａ、Ｔｉ、Ｗ、Ｐｔ、Ｐｄ、Ａｕ、Ｔｉ／Ｐｔ、Ｔａ／Ｐｔ、Ｔｉ／Ｐｄ、Ｔａ／Ｐｄ、またはＴｉＮｘなどの窒化物などを用いることが好ましい。 The substrate on which the magnetoresistive effect element of the present invention is formed is not particularly limited, and various substrates such as Si, SiO 2 , Al 2 O 3 , spinel, and AlN can be used. In the present invention, a magnetoresistive element may be laminated on a substrate via an underlayer, and a protective layer may be provided on the magnetoresistive element. As materials for these underlayer and protective layer, nitrides such as Ta, Ti, W, Pt, Pd, Au, Ti / Pt, Ta / Pt, Ti / Pd, Ta / Pd, or TiNx are used. Is preferred.

本発明に係る磁気抵抗効果素子は、各種スパッタ法、蒸着法、分子線エピタキシャル法などの通常の成膜方法を用いて各層を形成することにより製造することができる。   The magnetoresistive effect element according to the present invention can be manufactured by forming each layer by using a usual film forming method such as various sputtering methods, vapor deposition methods, molecular beam epitaxial methods and the like.

次に、本発明の磁気抵抗効果素子を適用した磁気記録素子（ＭＲＡＭ）について説明する。本発明の磁気抵抗効果素子を適用するＭＲＡＭは、非破壊読み出しおよび破壊読み出しのいずれの場合でも、上述した電流磁界を印加するために配線に流す電流を小さくできるという効果を得ることができる。   Next, a magnetic recording element (MRAM) to which the magnetoresistive effect element of the present invention is applied will be described. The MRAM to which the magnetoresistive effect element of the present invention is applied can obtain an effect that the current flowing through the wiring can be reduced in order to apply the above-described current magnetic field in both cases of non-destructive reading and destructive reading.

具体的なＭＲＡＭの形態としては、トランジスタ上に強磁性二重トンネル接合素子を積層した構造、またはダイオードと強磁性二重トンネル接合素子とを積層した構造が考えられている。以下で説明するように、これらの構造では特に第１または第３の強磁性二重トンネル接合素子を適用し、少なくとも最上層の反強磁性層をビットラインの一部として用いることが好ましい。   As a specific form of MRAM, a structure in which a ferromagnetic double tunnel junction element is stacked on a transistor or a structure in which a diode and a ferromagnetic double tunnel junction element are stacked is considered. As will be described below, in these structures, it is particularly preferable to apply the first or third ferromagnetic double tunnel junction element and to use at least the uppermost antiferromagnetic layer as a part of the bit line.

図６および図７を参照して、ＭＯＳトランジスタ上に例えば第１の強磁性二重トンネル接合素子（図１）を積層した構造を有するＭＲＡＭを説明する。図６は３×３セルのＭＲＡＭの等価回路図、図７は１セルのＭＲＡＭの断面図を示す。   An MRAM having a structure in which, for example, a first ferromagnetic double tunnel junction element (FIG. 1) is stacked on a MOS transistor will be described with reference to FIGS. FIG. 6 is an equivalent circuit diagram of a 3 × 3 cell MRAM, and FIG. 7 is a cross-sectional view of the 1-cell MRAM.

図６の等価回路図に示すように、トランジスタ６０と図１の強磁性二重トンネル接合素子（ＴＭＲ）１０とからなる記録セルはマトリックス状に配列されている。トランジスタ６０のゲート電極からなる読み出し用のワードライン（ＷＬ１）６２と、書き込み用のワードライン（ＷＬ２）７１とは平行に配置されている。また、ＴＭＲ１０の他端（上部）と接続されたビットライン（ＢＬ）７４は、ワードライン（ＷＬ１）６２およびワードライン（ＷＬ２）７１と直交して配置されている。   As shown in the equivalent circuit diagram of FIG. 6, the recording cells including the transistor 60 and the ferromagnetic double tunnel junction element (TMR) 10 of FIG. 1 are arranged in a matrix. A read word line (WL1) 62 composed of the gate electrode of the transistor 60 and a write word line (WL2) 71 are arranged in parallel. The bit line (BL) 74 connected to the other end (upper part) of the TMR 10 is disposed orthogonal to the word line (WL 1) 62 and the word line (WL 2) 71.

図７に示すように、シリコン基板６１、ゲート電極６２、ソース、ドレイン領域６３、６４からなるトランジスタ６０が形成されている。ゲート電極６２は読み出し用のワードライン（ＷＬ１）を構成している。ゲート電極６２上には絶縁層を介して書き込み用のワードライン（ＷＬ２）７１が形成されている。トランジスタ６０のドレイン領域６４にはコンタクトメタル７２が接続され、さらにコンタクトメタル７２には下地層７３が接続されている。この下地層７３上の書き込み用のワードライン（ＷＬ２）７１の上方に対応する位置に、図１に示したような強磁性二重トンネル接合素子（ＴＭＲ）１０が形成されている。すなわち、下地層７３上に、第１の反強磁性層１１／第１の強磁性層（ピン層）１２／第１の誘電体層１３／第２の強磁性層（フリー層）１４／第２の誘電体層１５／第３の強磁性層（ピン層）１６ａ、１６ｂ／第２の反強磁性層１７が積層されている。この例では、ピン層を１６ａ、１６ｂの二層で構成している。このＴＭＲ１０の第２の反強磁性層１７上にビットライン（ＢＬ）７４の金属層が形成されている。   As shown in FIG. 7, a transistor 60 including a silicon substrate 61, a gate electrode 62, source and drain regions 63 and 64 is formed. The gate electrode 62 constitutes a read word line (WL1). A write word line (WL2) 71 is formed on the gate electrode 62 via an insulating layer. A contact metal 72 is connected to the drain region 64 of the transistor 60, and a base layer 73 is connected to the contact metal 72. A ferromagnetic double tunnel junction element (TMR) 10 as shown in FIG. 1 is formed at a position corresponding to the upper side of the write word line (WL2) 71 on the base layer 73. That is, on the underlayer 73, the first antiferromagnetic layer 11 / the first ferromagnetic layer (pinned layer) 12 / the first dielectric layer 13 / the second ferromagnetic layer (free layer) 14 / the first layer. Two dielectric layers 15 / third ferromagnetic layers (pinned layers) 16a, 16b / second antiferromagnetic layers 17 are laminated. In this example, the pinned layer is composed of two layers 16a and 16b. A metal layer of a bit line (BL) 74 is formed on the second antiferromagnetic layer 17 of the TMR 10.

図７に示すように、フリー層である第２の強磁性層１４の面積と上部の反強磁性層１７およびピン層１６ｂの面積とは異なっており、上部の反強磁性層１７およびピン層１６ｂはビットライン７４の一部を構成している。すなわち、ビットライン７４はピン層１６ｂ／反強磁性層１７／金属層の積層体からなっている。なお、反強磁性層１７の下に反強磁性層１７と同一面積のピン層１６ｂを設けずに、ビットライン７４を反強磁性層１７／金属層で構成してもよい。   As shown in FIG. 7, the area of the second ferromagnetic layer 14 which is a free layer is different from the area of the upper antiferromagnetic layer 17 and the pinned layer 16b. 16 b constitutes a part of the bit line 74. That is, the bit line 74 is formed of a laminated body of the pinned layer 16b / antiferromagnetic layer 17 / metal layer. The bit line 74 may be formed of the antiferromagnetic layer 17 / metal layer without providing the pinned layer 16b having the same area as the antiferromagnetic layer 17 under the antiferromagnetic layer 17.

この構造では、大きな面積を有する反強磁性層１７によりピン層１６ｂ、１６ａのスピンをより安定に固着することができ、書き込みを繰り返してもピン層１６ｂ、１６ａの磁気モーメントが回転することがなく、出力の低下を有効に防止できる。   In this structure, the spin of the pinned layers 16b and 16a can be more stably fixed by the antiferromagnetic layer 17 having a large area, and the magnetic moment of the pinned layers 16b and 16a does not rotate even when writing is repeated. Therefore, it is possible to effectively prevent a decrease in output.

また、ＴＭＲ１０のフリー層１４より上部の構造は、フリー層１４／第２の誘電体層１５／ピン層１６ａの成膜およびパターニングと、ピン層１６ｂ／反強磁性層１７／金属層の成膜およびパターニングにより形成される。従来は、ＴＭＲ１０のフリー層１４より上部の構造は、フリー層１４／第２の誘電体層１５／ピン層１６／反強磁性層１７の成膜およびパターニングと、ビットライン金属層の成膜およびパターニングにより形成されていた。したがって、図７の構造を採用すれば、比較的膜厚の厚い反強磁性層１７のパターニング工程が別工程に分離されるので、上記の最初のパターニングでは一度に微細加工すべき膜厚を薄くできる。このため、強磁性トンネル接合部の加工ダメージを少なくできるとともに、加工精度を向上できる。   Further, the structure above the free layer 14 of the TMR 10 includes the formation and patterning of the free layer 14 / second dielectric layer 15 / pinned layer 16a and the formation of the pinned layer 16b / antiferromagnetic layer 17 / metal layer. And patterning. Conventionally, the structure above the free layer 14 of the TMR 10 includes the formation and patterning of the free layer 14 / second dielectric layer 15 / pinned layer 16 / antiferromagnetic layer 17, and the formation and patterning of the bit line metal layer. It was formed by patterning. Therefore, if the structure shown in FIG. 7 is adopted, the patterning process of the relatively thick antiferromagnetic layer 17 is separated into separate processes. Therefore, in the first patterning described above, the film thickness to be finely processed at a time is reduced. it can. For this reason, the processing damage of the ferromagnetic tunnel junction can be reduced and the processing accuracy can be improved.

図８および図９を参照して、ダイオードと例えば第１の強磁性トンネル接合素子（図１）とを積層した構造を有するＭＲＡＭを説明する。図８は３×３セルのＭＲＡＭの等価回路図、図９はＭＲＡＭの斜視図である。   An MRAM having a structure in which a diode and, for example, a first ferromagnetic tunnel junction element (FIG. 1) are stacked will be described with reference to FIGS. FIG. 8 is an equivalent circuit diagram of a 3 × 3 cell MRAM, and FIG. 9 is a perspective view of the MRAM.

図８の等価回路図に示すように、ダイオード８０とＴＭＲ１０との積層体からなる記録セルはマトリックス状に配列されている。ダイオード８０とＴＭＲ１０との積層体はワードライン（ＷＬ）９１上に形成され、ダイオード８０の一端とワードライン（ＷＬ）９１とが接続されている。ＴＭＲ１０の他端には、ワードライン（ＷＬ）９１と直交して配置されたビットライン（ＢＬ）９２が接続されている。   As shown in the equivalent circuit diagram of FIG. 8, the recording cells made of a laminate of the diode 80 and the TMR 10 are arranged in a matrix. A stacked body of the diode 80 and the TMR 10 is formed on the word line (WL) 91, and one end of the diode 80 and the word line (WL) 91 are connected to each other. A bit line (BL) 92 disposed orthogonal to the word line (WL) 91 is connected to the other end of the TMR 10.

図９に示すように、ワードライン（ＷＬ）９１の金属層上にシリコンダイオード８０が形成され、その上に下地層８１が形成されている。原子拡散を防ぐために金属層とシリコンダイオードとの間にＴｉＮｘなどの窒化膜を設けてもよい。この下地層８１上に、図１に示したような強磁性二重トンネル接合素子（ＴＭＲ）１０が形成されている。すなわち、下地層８１上に、第１の反強磁性層１１／第１の強磁性層（ピン層）１２／第１の誘電体層１３／第２の強磁性層（フリー層）１４／第２の誘電体層１５／第３の強磁性層（ピン層）１６ａ、１６ｂ／第２の反強磁性層１７が積層されている。この例では、ピン層を１６ａ、１６ｂの二層で構成している。このＴＭＲ１０の第２の反強磁性層１７上にビットライン（ＢＬ）９２の金属層が形成されている。   As shown in FIG. 9, a silicon diode 80 is formed on the metal layer of the word line (WL) 91, and a base layer 81 is formed thereon. In order to prevent atomic diffusion, a nitride film such as TiNx may be provided between the metal layer and the silicon diode. A ferromagnetic double tunnel junction element (TMR) 10 as shown in FIG. 1 is formed on the underlayer 81. That is, on the underlayer 81, the first antiferromagnetic layer 11 / the first ferromagnetic layer (pinned layer) 12 / the first dielectric layer 13 / the second ferromagnetic layer (free layer) 14 / the first Two dielectric layers 15 / third ferromagnetic layers (pinned layers) 16a, 16b / second antiferromagnetic layers 17 are laminated. In this example, the pinned layer is composed of two layers 16a and 16b. A metal layer of a bit line (BL) 92 is formed on the second antiferromagnetic layer 17 of the TMR 10.

このような構造のＭＲＡＭでも、図７を参照して説明したのと同様な効果が得られる。すなわち、大きな面積を有する反強磁性層１７によりピン層１６ｂ、１６ａのスピンをより安定に固着することができ、書き込みを繰り返してもピン層１６ｂ、１６ａの磁気モーメントが回転することがなく、出力の低下を有効に防止できる。また、比較的膜厚の厚い反強磁性層１７のパターニング工程が別工程に分離されるので、強磁性トンネル接合部の加工ダメージを少なくできるとともに、加工精度を向上できる。   Even with the MRAM having such a structure, the same effect as described with reference to FIG. 7 can be obtained. That is, the spin of the pinned layers 16b and 16a can be more stably fixed by the antiferromagnetic layer 17 having a large area, and the magnetic moment of the pinned layers 16b and 16a does not rotate even when writing is repeated. Can be effectively prevented. Further, since the patterning process of the relatively thick antiferromagnetic layer 17 is separated into separate processes, the processing damage of the ferromagnetic tunnel junction can be reduced and the processing accuracy can be improved.

なお、ＭＲＡＭの用途では、フリー層に強磁性層／非磁性層／強磁性層の三層膜を使用し、非磁性層を介して強磁性層を反強磁性結合させてもよい。このような構成では、磁束が三層膜内で閉じているため、電流磁界によりフリー層の磁気モーメントを反転させたときに、ピン層への静磁場の影響がなくなるとともに、記録層からの漏れ磁束を小さくできるため、スイッチング磁界を小さくできる。このため、書き込みによって磁化固着層の一部の磁気モーメントが回転して出力が徐々に低下するという問題がなくなる。この構成では、強磁性層／非磁性層／強磁性層のうち、電流磁界を印加するためのワード線に近い方の強磁性層を、よりソフトな強磁性体で形成するか、膜厚をより厚くすることが好ましい。三層膜を構成する２つの強磁性層の膜厚を異ならせる場合、膜厚の差を０．５〜５ｎｍの範囲にすることが好ましい。   For MRAM applications, a three-layer film of ferromagnetic layer / nonmagnetic layer / ferromagnetic layer may be used for the free layer, and the ferromagnetic layer may be antiferromagnetically coupled via the nonmagnetic layer. In such a configuration, since the magnetic flux is closed in the three-layer film, when the magnetic moment of the free layer is reversed by the current magnetic field, the influence of the static magnetic field on the pinned layer is eliminated, and leakage from the recording layer occurs. Since the magnetic flux can be reduced, the switching magnetic field can be reduced. For this reason, the problem that the magnetic moment of a part of the magnetization pinned layer rotates by writing and the output gradually decreases is eliminated. In this configuration, the ferromagnetic layer / nonmagnetic layer / ferromagnetic layer, which is closer to the word line for applying the current magnetic field, is formed of a softer ferromagnet, or the film thickness is increased. It is preferable to make it thicker. When the film thicknesses of the two ferromagnetic layers constituting the three-layer film are made different, it is preferable that the film thickness difference be in the range of 0.5 to 5 nm.

本発明に係る他のＭＲＡＭについて説明する。このＭＲＡＭは、磁化方向が固着された第１の磁化固着層と、第１の誘電体層と、磁化方向が反転可能な磁気記録層と、第２の誘電体層と、磁化方向が固着された第２の磁化固着層とを有する強磁性二重トンネル接合素子を含む。そして、磁気記録層は、磁性層、非磁性層、および磁性層の三層膜を含み、この三層膜を構成する２つの磁性層が反強磁性結合している。このように２つの磁性層が反強磁性結合して磁気記録層で磁束が閉じているので、スイッチング磁界を低減でき、配線に流す電流密度を低減できる。また、２つの磁化固着層の誘電体層に接する領域の磁化が実質的に反平行である。このため、２つの磁化固着層のうちどちらを通して磁気記録層に電流を流すかを選択することによって、磁気記録層にアップスピン電流またはダウンスピン電流を供給するかを選択できる。このため、スピン電流の供給方向を変化させて磁気記録層の磁化を容易に反転させることができ、ＴＭＲ素子に流す電流を低減できる。このように、このＭＲＡＭは、磁気記録層にスピン電流を供給するとともに電流磁界を印加するのに適した構造を有しており、配線およびＴＭＲ素子に流す電流密度を抑えることができる。   Another MRAM according to the present invention will be described. This MRAM has a first magnetization pinned layer with a fixed magnetization direction, a first dielectric layer, a magnetic recording layer with a reversible magnetization direction, a second dielectric layer, and a magnetization direction fixed. And a ferromagnetic double tunnel junction element having a second magnetization pinned layer. The magnetic recording layer includes a three-layer film of a magnetic layer, a nonmagnetic layer, and a magnetic layer, and two magnetic layers constituting the three-layer film are antiferromagnetically coupled. Thus, since the two magnetic layers are antiferromagnetically coupled and the magnetic flux is closed in the magnetic recording layer, the switching magnetic field can be reduced and the current density flowing through the wiring can be reduced. Further, the magnetizations of the two magnetization pinned layers in contact with the dielectric layers are substantially antiparallel. For this reason, it is possible to select whether to supply an up-spin current or a down-spin current to the magnetic recording layer by selecting which of the two magnetization pinned layers allows the current to flow through the magnetic recording layer. For this reason, it is possible to easily reverse the magnetization of the magnetic recording layer by changing the supply direction of the spin current, and to reduce the current flowing through the TMR element. Thus, this MRAM has a structure suitable for supplying a spin current to the magnetic recording layer and applying a current magnetic field, and can suppress the current density flowing through the wiring and the TMR element.

上記の強磁性二重トンネル接合素子を構成する反強磁性結合した磁気記録層は強磁性層と非磁性金属層とを交互に積層することによって容易に作製できる。反強磁性結合した磁気記録層は膜厚が薄い方が容易に微細加工できるため、強磁性層／非磁性金属層／強磁性層からなる三層膜であることが好ましい。また、反強磁性結合した強磁性層として強磁性層／ソフト磁性層／強磁性層からなる三層膜を用いてもよい。特に、強磁性層としてＣｏxＦｅ1-x（０．５≦ｘ＜１．０）を用いた場合、２つのＣｏxＦｅ1-x層の間に例えばＮｉ−Ｆｅ合金からなる薄いソフト磁性層を挿入すれば、スイッチング磁界を格段に小さくすることができる。これは、Ｎｉ−Ｆｅ合金層がｆｃｃ（１１１）配向であり、その上のＣｏxＦｅ1-x層もｆｃｃ（１１１）配向となり、ＣｏxＦｅ1-x自体のスイッチング磁界が低減すること、および強磁性層のトータルの磁化の値が小さくなることによる。 The antiferromagnetically coupled magnetic recording layer constituting the ferromagnetic double tunnel junction element can be easily manufactured by alternately laminating ferromagnetic layers and nonmagnetic metal layers. The antiferromagnetically coupled magnetic recording layer is preferably a three-layer film composed of a ferromagnetic layer / nonmagnetic metal layer / ferromagnetic layer, since the thinner the film thickness, the easier the microfabrication. Further, a three-layer film comprising a ferromagnetic layer / soft magnetic layer / ferromagnetic layer may be used as the antiferromagnetically coupled ferromagnetic layer. In particular, when Co x Fe 1-x (0.5 ≦ x <1.0) is used as the ferromagnetic layer, a thin soft magnet made of, for example, a Ni—Fe alloy between the two Co x Fe 1-x layers. If a layer is inserted, the switching magnetic field can be significantly reduced. This is because the Ni—Fe alloy layer has the fcc (111) orientation, and the Co x Fe 1-x layer thereon also has the fcc (111) orientation, and the switching magnetic field of the Co x Fe 1-x itself is reduced. This is because the total magnetization value of the ferromagnetic layer becomes smaller.

したがって、反強磁性結合した磁気記録層の例としては、（ａ）強磁性層／非磁性層／強磁性層、（ｂ）（強磁性層／ソフト磁性層／強磁性層）／非磁性層／強磁性層、（ｃ）（強磁性層／ソフト磁性層／強磁性層）／非磁性層／（強磁性層／ソフト磁性層／強磁性層）などが挙げられる。この場合、反強磁性結合の強さは０．５ｅｒｇ／ｃｍ2以上とある程度大きいことが好ましい。磁化固着膜も、磁気記録層と同様な積層構造とし、反強磁性結合させてもよい。 Accordingly, examples of magnetic recording layers with antiferromagnetic coupling include: (a) ferromagnetic layer / nonmagnetic layer / ferromagnetic layer, (b) (ferromagnetic layer / soft magnetic layer / ferromagnetic layer) / nonmagnetic layer / Ferromagnetic layer, (c) (ferromagnetic layer / soft magnetic layer / ferromagnetic layer) / nonmagnetic layer / (ferromagnetic layer / soft magnetic layer / ferromagnetic layer). In this case, it is preferable that the strength of the antiferromagnetic coupling is as large as 0.5 erg / cm 2 or more. The magnetization pinned film may have a laminated structure similar to that of the magnetic recording layer and may be antiferromagnetically coupled.

図１０〜図１２を参照して、このＭＲＡＭに用いられる強磁性二重トンネル接合素子の例を説明する。   An example of a ferromagnetic double tunnel junction element used in this MRAM will be described with reference to FIGS.

図１０の強磁性二重トンネル接合素子は、下地層１０１／第１の反強磁性層１０２／第１の磁化固着層１０３／第１の誘電体層１０４／強磁性層１０５ａ、非磁性層１０５ｂおよび強磁性層１０５ｃの三層膜からなる磁気記録層１０５／第２の誘電体層１０６／第２の磁化固着層１０７／第２の反強磁性層１０８／保護層１０９を積層した構造を有する。   10 includes an underlayer 101 / first antiferromagnetic layer 102 / first magnetization pinned layer 103 / first dielectric layer 104 / ferromagnetic layer 105a and nonmagnetic layer 105b. And a magnetic recording layer 105 / second dielectric layer 106 / second magnetization pinned layer 107 / second antiferromagnetic layer 108 / protective layer 109 formed of a three-layer film of a ferromagnetic layer 105c. .

磁気記録層１０５の強磁性層１０５ａおよび強磁性層１０５ｃは反強磁性結合している。第１の誘電体層１０４に接する第１の磁化固着層１０３と、第２の誘電体層１０６に接する第２の磁化固着層１０７は、それぞれの磁化が反平行になっている。   The ferromagnetic layer 105a and the ferromagnetic layer 105c of the magnetic recording layer 105 are antiferromagnetically coupled. The first magnetization pinned layer 103 in contact with the first dielectric layer 104 and the second magnetization pinned layer 107 in contact with the second dielectric layer 106 have their magnetizations antiparallel.

図１１の強磁性二重トンネル接合素子は、下地層１１１／第１の反強磁性層１１２／第１の磁化固着層１１３／第１の誘電体層１１４／強磁性層１１５ａ、非磁性層１１５ｂおよび強磁性層１１５ｃの三層膜からなる磁気記録層１１５／第２の誘電体層１１６／強磁性層１１７ａ、非磁性層１１７ｂおよび強磁性層１１７ｃの三層膜からなる第２の磁化固着層１１７／第２の反強磁性層１１８／保護層１１９を積層した構造を有する。   The ferromagnetic double tunnel junction device of FIG. 11 includes an underlayer 111 / first antiferromagnetic layer 112 / first magnetization pinned layer 113 / first dielectric layer 114 / ferromagnetic layer 115a, nonmagnetic layer 115b. And a magnetic recording layer 115 comprising a three-layer film of a ferromagnetic layer 115c / second dielectric layer 116 / ferromagnetic layer 117a, a nonmagnetic layer 117b, and a second magnetization pinned layer comprising a three-layer film of a ferromagnetic layer 117c. 117 / second antiferromagnetic layer 118 / protective layer 119 are stacked.

磁気記録層１１５の強磁性層１１５ａおよび強磁性層１１５ｃは反強磁性結合している。第２の磁化固着層１１７の強磁性層１１７ａおよび強磁性層１１７ｃは反強磁性結合している。第１の誘電体層１１４に接する第１の磁化固着層１１３と、第２の誘電体層１１６に接する第２の磁化固着層１１７を構成する強磁性層１１７ａは、それぞれの磁化が反平行になっている。   The ferromagnetic layer 115a and the ferromagnetic layer 115c of the magnetic recording layer 115 are antiferromagnetically coupled. The ferromagnetic layer 117a and the ferromagnetic layer 117c of the second magnetization pinned layer 117 are antiferromagnetically coupled. The first magnetization pinned layer 113 in contact with the first dielectric layer 114 and the ferromagnetic layer 117a constituting the second magnetization pinned layer 117 in contact with the second dielectric layer 116 have their magnetizations antiparallel. It has become.

この場合、第１の磁化固着層１１３の長さを、第２の磁化固着層１１７および磁気記録層１１５の長さよりも長く形成して金属配線を兼ねるようにすることが好ましい。このような構成では、第２の磁化固着層１１７でも磁気記録層１１５でも磁束が閉じており、しかも長く形成された第１の磁化固着層１１３からの漏れ磁束はほとんど影響がないので、隣接する記録層への静磁場の影響を低減できる。   In this case, it is preferable that the length of the first pinned layer 113 is longer than the length of the second pinned layer 117 and the magnetic recording layer 115 to also serve as a metal wiring. In such a configuration, the magnetic flux is closed in both the second magnetic pinned layer 117 and the magnetic recording layer 115, and the leakage magnetic flux from the first magnetic pinned layer 113 formed long has little influence, so that it is adjacent. The influence of the static magnetic field on the recording layer can be reduced.

図１２の強磁性二重トンネル接合素子は、下地層１２１／第１の反強磁性層１２２／強磁性層１２３ａ、非磁性層１２３ｂおよび強磁性層１２３ｃの三層膜からなる第１の磁化固着層１２３／第１の誘電体層１２４／強磁性層１２５ａ、非磁性層１２５ｂおよび強磁性層１２５ｃの三層膜からなる磁気記録層１２５／第２の誘電体層１２６／強磁性層１２７ａ、非磁性層１２７ｂ、強磁性層１２７ｃ、非磁性層１２７ｄ、強磁性層１２７ｅの五層膜からなる第２の磁化固着層１２７／第２の反強磁性層１２８／保護層１２９を積層した構造を有する。   The ferromagnetic double tunnel junction device of FIG. 12 has a first magnetization pinned structure composed of a three-layer film of an underlayer 121 / first antiferromagnetic layer 122 / ferromagnetic layer 123a, nonmagnetic layer 123b, and ferromagnetic layer 123c. Magnetic recording layer 125 / second dielectric layer 126 / ferromagnetic layer 127a composed of three layers of layer 123 / first dielectric layer 124 / ferromagnetic layer 125a, nonmagnetic layer 125b and ferromagnetic layer 125c, non The magnetic layer 127b, the ferromagnetic layer 127c, the nonmagnetic layer 127d, and the second magnetization pinned layer 127 / second antiferromagnetic layer 128 / protective layer 129, which are five layers of the ferromagnetic layer 127e, are stacked. .

磁気記録層１２５の強磁性層１２５ａおよび強磁性層１２５ｃは反強磁性結合している。第１の磁化固着層１２３の強磁性層１２３ａおよび強磁性層１２３ｃは反強磁性結合している。第２の磁化固着層１２７の強磁性層１２７ａ、強磁性層１２７ｃおよび強磁性層１２７ｅは反強磁性結合している。第１の誘電体層１１４に接する第１の磁化固着層１２３を構成する強磁性層１２３ｃと、第２の誘電体層１２６に接する第２の磁化固着層１２７を構成する強磁性層１２７ａは、それぞれの磁化が反平行になっている。この場合も、図１１と同様に、第１の磁化固着層１２３の長さを、第２の磁化固着層１１７および磁気記録層１１５の長さよりも長く形成してもよい。   The ferromagnetic layer 125a and the ferromagnetic layer 125c of the magnetic recording layer 125 are antiferromagnetically coupled. The ferromagnetic layer 123a and the ferromagnetic layer 123c of the first pinned layer 123 are antiferromagnetically coupled. The ferromagnetic layer 127a, the ferromagnetic layer 127c, and the ferromagnetic layer 127e of the second magnetization pinned layer 127 are antiferromagnetically coupled. The ferromagnetic layer 123c constituting the first magnetization pinned layer 123 in contact with the first dielectric layer 114 and the ferromagnetic layer 127a constituting the second magnetization pinned layer 127 in contact with the second dielectric layer 126 are: Each magnetization is antiparallel. Also in this case, the length of the first pinned layer 123 may be longer than the length of the second pinned layer 117 and the magnetic recording layer 115 as in FIG.

図１３に、図１１の強磁性二重トンネル接合素子を用いたＭＲＡＭの断面図を示す。Ｓｉ基板１５１上のＳｉＯ2絶縁層には溝が形成され、この溝に埋め込まれた金属からなるワードライン１５２が形成されている。ワードライン１５２上にはＳｉＯ2絶縁層が形成され、その上に金属配線１５３と強磁性二重トンネル接合素子（ＴＭＲ素子）が形成されている。このＴＭＲ素子は、図１１に示すように下地層１１１／第１の反強磁性層１１２／第１の磁化固着層１１３／第１の誘電体層１１４／強磁性層１１５ａ、非磁性層１１５ｂおよび強磁性層１１５ｃの三層膜からなる磁気記録層１１５／第２の誘電体層１１６／強磁性層１１７ａ、非磁性層１１７ｂおよび強磁性層１１７ｃの三層膜からなる第２の磁化固着層１１７／第２の反強磁性層１１８／保護層１１９を積層した構造を有する。このＴＭＲ素子は所定の接合面積となるように加工されており、その周囲には層間絶縁膜が成膜されている。この層間絶縁膜上には、ＴＭＲ素子の保護層１１９と接続するビットライン１５４が形成されている。 FIG. 13 shows a cross-sectional view of an MRAM using the ferromagnetic double tunnel junction device of FIG. A groove is formed in the SiO 2 insulating layer on the Si substrate 151, and a word line 152 made of metal embedded in the groove is formed. An SiO 2 insulating layer is formed on the word line 152, and a metal wiring 153 and a ferromagnetic double tunnel junction element (TMR element) are formed thereon. As shown in FIG. 11, the TMR element includes an underlayer 111 / first antiferromagnetic layer 112 / first magnetization pinned layer 113 / first dielectric layer 114 / ferromagnetic layer 115a, nonmagnetic layer 115b, A second magnetic pinned layer 117 comprising a three-layer film of a magnetic recording layer 115 comprising a three-layer film of a ferromagnetic layer 115c / second dielectric layer 116 / ferromagnetic layer 117a, a nonmagnetic layer 117b and a ferromagnetic layer 117c. / Second antiferromagnetic layer 118 / protective layer 119 are stacked. This TMR element is processed to have a predetermined bonding area, and an interlayer insulating film is formed around the TMR element. A bit line 154 connected to the protective layer 119 of the TMR element is formed on the interlayer insulating film.

このＭＲＡＭでは、ワードライン１５２に電流を流して磁気記録層１１５に電流磁界（例えば困難軸方向）を印加するとともに、ビットライン１５４から各層を通して磁気記録層１１５へダウンスピン電流を注入するか、または金属配線１５３から各層を通して磁気記録層１１５へアップスピン電流を注入することにより、磁気記録層１１５の磁化を反転させて書き込みを行う。このように、磁気記録層１１５にスピン電流を注入するとともに電流磁界を印加して書き込みを行えば、ＴＭＲ素子に流すスピン電流を低減するとともに配線（ワードライン）に流す電流密度を低減することができる。したがって、１Ｇｂ以上のＭＲＡＭでも、配線の溶融またはＴＭＲ素子のトンネルバリア層（誘電体層)の破壊を抑制することができ、信頼性を向上できる。   In this MRAM, a current is applied to the word line 152 to apply a current magnetic field (for example, in the direction of the hard axis) to the magnetic recording layer 115, and a down spin current is injected from the bit line 154 to the magnetic recording layer 115 through each layer. By injecting an up spin current from the metal wiring 153 to the magnetic recording layer 115 through each layer, the magnetization of the magnetic recording layer 115 is reversed and writing is performed. As described above, when writing is performed by injecting a spin current into the magnetic recording layer 115 and applying a current magnetic field, the spin current flowing through the TMR element can be reduced and the current density flowing through the wiring (word line) can be reduced. it can. Accordingly, even with an MRAM of 1 Gb or more, melting of wiring or destruction of a tunnel barrier layer (dielectric layer) of a TMR element can be suppressed, and reliability can be improved.

なお、図１３のＭＲＡＭでは、ビットライン１５４を流れる電流は磁気記録層１１５に、ワードライン１５２からの電流磁界とは方向の異なる（例えば容易軸方向の）電流磁界を印加するように作用する。この方向の電流磁界を増強するとともにその制御性を向上し、一方で磁気記録層１１５へ注入するスピン電流をより低減するために、図１４に示すように、ビットライン１５４上に絶縁層１５５、およびビットライン１５４と平行に延びる第２ワードライン１５６を形成してもよい。図１４のＭＲＡＭでは、ＴＭＲ素子に流す電流の向きの変化と、第２ワードライン１５６に流す電流の向きの変化を併用して、より小さい電流で磁気記録層１１５の磁化の反転を繰り返すことができる。   In the MRAM shown in FIG. 13, the current flowing through the bit line 154 acts to apply a current magnetic field having a direction different from the current magnetic field from the word line 152 (for example, in the easy axis direction) to the magnetic recording layer 115. In order to enhance the current magnetic field in this direction and improve its controllability, while reducing the spin current injected into the magnetic recording layer 115, an insulating layer 155, on the bit line 154, as shown in FIG. A second word line 156 extending parallel to the bit line 154 may be formed. In the MRAM of FIG. 14, the change in the direction of the current flowing through the TMR element and the change in the direction of the current flowing through the second word line 156 are used together, and the reversal of the magnetization of the magnetic recording layer 115 is repeated with a smaller current. it can.

次に、本発明の磁気抵抗効果素子を適用した磁気抵抗効果ヘッドについて説明する。   Next, a magnetoresistive head to which the magnetoresistive element of the present invention is applied will be described.

図１５は本発明に係る強磁性二重トンネル接合素子を含む磁気抵抗効果ヘッドを搭載した磁気ヘッドアセンブリの斜視図である。アクチュエータアーム２０１は、磁気ディスク装置内の固定軸に固定されるための穴が設けられ、図示しない駆動コイルを保持するボビン部等を有する。アクチュエータアーム２０１の一端にはサスペンション２０２が固定されている。サスペンション２０２の先端には上述した各形態の強磁性二重トンネル接合素子を含む磁気抵抗効果ヘッドを搭載したヘッドスライダ２０３が取り付けられている。また、サスペンション２０２には信号の書き込みおよび読み取り用のリード線２０４が配線され、このリード線２０４の一端はヘッドスライダ２０３に組み込まれた磁気抵抗効果ヘッドの各電極に接続され、リード線２０４の他端は電極パッド２０５に接続されている。   FIG. 15 is a perspective view of a magnetic head assembly equipped with a magnetoresistive head including a ferromagnetic double tunnel junction device according to the present invention. The actuator arm 201 is provided with a hole for fixing to a fixed shaft in the magnetic disk device, and has a bobbin portion for holding a drive coil (not shown). A suspension 202 is fixed to one end of the actuator arm 201. A head slider 203 mounted with a magnetoresistive head including the above-described ferromagnetic double tunnel junction elements is attached to the tip of the suspension 202. In addition, a lead wire 204 for signal writing and reading is wired on the suspension 202, and one end of the lead wire 204 is connected to each electrode of the magnetoresistive head incorporated in the head slider 203. The end is connected to the electrode pad 205.

図１６は図１５に示す磁気ヘッドアセンブリを搭載した磁気ディスク装置の内部構造を示す斜視図である。磁気ディスク２１１はスピンドル２１２に装着され、図示しない駆動装置制御部からの制御信号に応答する図示しないモータにより回転する。図１５のアクチュエータアーム２０１は固定軸２１３に固定され、サスペンション２０２およびその先端のヘッドスライダ２０３を支持している。磁気ディスク２１１が回転すると、ヘッドスライダ２０３の媒体対向面は磁気ディスク２１１の表面から所定量浮上した状態で保持され、情報の記録再生を行う。アクチュエータアーム２０１の基端にはリニアモータの１種であるボイスコイルモータ２１４が設けられている。ボイスコイルモータ２１４はアクチュエータアーム２０１のボビン部に巻き上げられた図示しない駆動コイルとこのコイルを挟み込むように対向して配置された永久磁石および対向ヨークからなる磁気回路とから構成される。アクチュエータアーム２０１は固定軸２１３の上下２個所に設けられた図示しないボールベアリングによって保持され、ボイスコイルモータ２１４により回転摺動が自在にできるようになっている。   FIG. 16 is a perspective view showing the internal structure of the magnetic disk drive on which the magnetic head assembly shown in FIG. 15 is mounted. The magnetic disk 211 is mounted on the spindle 212 and rotated by a motor (not shown) that responds to a control signal from a drive device control unit (not shown). An actuator arm 201 in FIG. 15 is fixed to a fixed shaft 213 and supports a suspension 202 and a head slider 203 at the tip thereof. When the magnetic disk 211 rotates, the medium facing surface of the head slider 203 is held in a state where it floats a predetermined amount from the surface of the magnetic disk 211, and information is recorded and reproduced. A voice coil motor 214, which is a kind of linear motor, is provided at the base end of the actuator arm 201. The voice coil motor 214 includes a drive coil (not shown) wound around the bobbin portion of the actuator arm 201, and a magnetic circuit including a permanent magnet and a counter yoke arranged to face each other so as to sandwich the coil. The actuator arm 201 is held by ball bearings (not shown) provided at two positions above and below the fixed shaft 213, and can be freely rotated and slid by the voice coil motor 214.

磁気抵抗効果ヘッドの用途では、第１、第２および第４の強磁性二重トンネル接合素子（図１，図２および図４）を用いることが好ましく、第１の強磁性二重トンネル接合素子を用いることがより好ましい。また、磁気抵抗効果ヘッドの用途では、磁場中成膜または磁場中熱処理により、隣り合うピン層とフリー層のスピンをほぼ直交させることが好ましい。このようにすれば、磁気ディスクからの漏れ磁場に対して線形応答が得られ、どのようなヘッド構造でも使用できる。   In the application of the magnetoresistive head, it is preferable to use the first, second and fourth ferromagnetic double tunnel junction elements (FIGS. 1, 2 and 4). It is more preferable to use Further, in the application of the magnetoresistive effect head, it is preferable that the spins of the adjacent pinned layer and the free layer are substantially orthogonal by film formation in a magnetic field or heat treatment in a magnetic field. In this way, a linear response is obtained with respect to the leakage magnetic field from the magnetic disk, and any head structure can be used.

以下、本発明の実施例について説明する。   Examples of the present invention will be described below.

実施例１
Ｓｉ／ＳｉＯ2基板またはＳｉＯ2基板上に図１に示すような構造を有する２種の強磁性二重トンネル接合素子（試料Ａおよび試料Ｂ）を作製した例を説明する。 Example 1
An example in which two types of ferromagnetic double tunnel junction elements (sample A and sample B) having a structure as shown in FIG. 1 on a Si / SiO 2 substrate or a SiO 2 substrate will be described.

試料Ａは、Ｔａ下地層、Ｆｅ−Ｍｎ／Ｎｉ−Ｆｅの二層膜からなる第１の反強磁性層、ＣｏＦｅからなる第１の強磁性層、Ａｌ2Ｏ3からなる第１の誘電体層、Ｃｏ9Ｆｅからなる第２の強磁性層、Ａｌ2Ｏ3からなる第２の誘電体層、ＣｏＦｅからなる第３の強磁性層、Ｎｉ−Ｆｅ／Ｆｅ−Ｍｎの二層膜からなる第２の反強磁性層、Ｔａ保護層を順次積層した構造を有する。 Sample A includes a Ta underlayer, a first antiferromagnetic layer made of a Fe—Mn / Ni—Fe bilayer film, a first ferromagnetic layer made of CoFe, and a first dielectric made of Al 2 O 3. A second ferromagnetic layer made of Co 9 Fe, a second dielectric layer made of Al 2 O 3, a third ferromagnetic layer made of CoFe, and a bilayer film of Ni—Fe / Fe—Mn It has a structure in which a second antiferromagnetic layer and a Ta protective layer are sequentially laminated.

試料Ｂは、Ｔａ下地層、Ｉｒ−Ｍｎからなる第１の反強磁性層、Ｃｏ−Ｆｅからなる第１の強磁性層、Ａｌ2Ｏ3からなる第１の誘電体層、ＣｏＦｅ／Ｎｉ−Ｆｅ／ＣｏＦｅの三層膜からなる第２の強磁性層、Ａｌ2Ｏ3からなる第２の誘電体層、ＣｏＦｅからなる第３の強磁性層、Ｉｒ−Ｍｎからなる第２の反強磁性層、Ｔａ保護層を順次積層した構造を有する。 Sample B includes a Ta underlayer, a first antiferromagnetic layer made of Ir—Mn, a first ferromagnetic layer made of Co—Fe, a first dielectric layer made of Al 2 O 3 , and CoFe / Ni—. A second ferromagnetic layer made of a three-layer film of Fe / CoFe, a second dielectric layer made of Al 2 O 3, a third ferromagnetic layer made of CoFe, and a second antiferromagnetic material made of Ir—Mn A layer and a Ta protective layer are sequentially stacked.

試料Ａは以下のようにして作製した。基板をスパッタ装置に入れ、初期真空度を１×１０-7Ｔｏｒｒに設定した後、Ａｒを導入して所定の圧力に設定した。基板上に、Ｔａ ５ｎｍ／Ｆｅ54Ｍｎ46 ２０ｎｍ／Ｎｉ8Ｆｅ2 ５ｎｍ／ＣｏＦｅ ３ｎｍ／Ａｌ2Ｏ3 １．７ｎｍ／Ｃｏ9Ｆｅ ３ｎｍ／Ａｌ2Ｏ3 ２ｎｍ／ＣｏＦｅ ３ｎｍ／Ｎｉ8Ｆｅ2 ５ｎｍ／Ｆｅ54Ｍｎ46 ２０ｎｍ／Ｔａ ５ｎｍを順次積層した。なお、Ａｌ2Ｏ3は、純Ａｒガス中でＡｌターゲットを用いてＡｌを成膜した後、真空を破ることなく酸素を導入しプラズマ酸素に曝すことによって形成した。 Sample A was prepared as follows. The substrate was put into a sputtering apparatus, the initial vacuum was set to 1 × 10 −7 Torr, Ar was introduced, and a predetermined pressure was set. On the substrate, Ta 5 nm / Fe 54 Mn 46 20 nm / Ni 8 Fe 2 5 nm / CoFe 3 nm / Al 2 O 3 1.7 nm / Co 9 Fe 3 nm / Al 2 O 3 2 nm / CoFe 3 nm / Ni 8 Fe 2 5 nm / Fe 54 Mn 46 20 nm / Ta 5 nm were sequentially laminated. Al 2 O 3 was formed by depositing Al in pure Ar gas using an Al target, and then introducing oxygen without breaking the vacuum and exposing it to plasma oxygen.

上記積層膜を成膜した後、フォトリソグラフィ技術により最上部のＴａ保護層上に１００μｍ幅の下部配線形状を規定する第１のレジストパターンを形成し、イオンミリング技術を用いて加工した。   After the laminated film was formed, a first resist pattern defining a lower wiring shape with a width of 100 μm was formed on the uppermost Ta protective layer by photolithography, and processed using an ion milling technique.

次に、第１のレジストパターンを除去した後、フォトリソグラフィ技術により最上部のＴａ保護層上に接合寸法を規定する第２のレジストパターンを形成し、イオンミリング技術を用いて第１のＡｌ2Ｏ3より上部のＣｏ9Ｆｅ／Ａｌ2Ｏ3／ＣｏＦｅ／Ｎｉ−Ｆｅ／Ｆｅ−Ｍｎ／Ｔａを加工した。第２のレジストパターンを残したまま、電子ビーム蒸着により厚さ３００ｎｍのＡｌ2Ｏ3を堆積した後、第２のレジストパターンおよびその上のＡｌ2Ｏ3をリフトオフし、接合部以外の部分に層間絶縁膜を形成した。 Next, after removing the first resist pattern, a second resist pattern for defining a bonding dimension is formed on the uppermost Ta protective layer by photolithography, and the first Al 2 is formed by using ion milling. than O 3 were processed top of Co 9 Fe / Al 2 O 3 / CoFe / Ni-Fe / Fe-Mn / Ta. After depositing 300 nm thick Al 2 O 3 by electron beam evaporation while leaving the second resist pattern, the second resist pattern and the Al 2 O 3 thereon are lifted off to a portion other than the junction. An interlayer insulating film was formed.

次いで、電極配線の形成領域以外の領域を覆う第３のレジストパターンを形成した後、表面を逆スパッタしてクリーニングした。全面にＡｌを堆積した後、第３のレジストパターンおよびその上のＡｌをリフトオフして、Ａｌ電極配線を形成した。その後、磁場中熱処理炉に導入し、ピン層に一方向異方性を導入した。   Next, after forming a third resist pattern covering a region other than the electrode wiring formation region, the surface was cleaned by reverse sputtering. After Al was deposited on the entire surface, the third resist pattern and Al thereon were lifted off to form Al electrode wiring. Then, it introduced into the heat processing furnace in a magnetic field, and introduced unidirectional anisotropy into the pinned layer.

試料Ｂは以下のようにして作製した。基板をスパッタ装置に入れ、初期真空度を１×１０-7Ｔｏｒｒに設定した後、Ａｒを導入して所定の圧力に設定した。基板上に、Ｔａ ５ｎｍ／Ｉｒ22Ｍｎ78 ２０ｎｍ／ＣｏＦｅ ３ｎｍ／Ａｌ2Ｏ3１．５ｎｍ／ＣｏＦｅ １ｎｍ／Ｎｉ8Ｆｅ2 ｔ（ｔ＝１、２または３ｎｍ）／ＣｏＦｅ １ｎｍ／Ａｌ2Ｏ3 １．８ｎｍ／ＣｏＦｅ ３ｎｍ／Ｉｒ22Ｍｎ78２０ｎｍ／Ｔａ ５ｎｍを順次積層した。Ａｌ2Ｏ3は上記と同様な方法により形成した。 Sample B was prepared as follows. The substrate was put into a sputtering apparatus, the initial vacuum was set to 1 × 10 −7 Torr, Ar was introduced, and a predetermined pressure was set. On the substrate, Ta 5 nm / Ir 22 Mn 78 20 nm / CoFe 3 nm / Al 2 O 3 1.5 nm / CoFe 1 nm / Ni 8 Fe 2 t (t = 1, 2 or 3 nm) / CoFe 1 nm / Al 2 O 3 1 8 nm / CoFe 3 nm / Ir 22 Mn 78 20 nm / Ta 5 nm were sequentially stacked. Al 2 O 3 was formed by the same method as described above.

上記積層膜を成膜した後、フォトリソグラフィ技術により最上部のＴａ保護層上に１００μｍ幅の下部配線形状を規定する第１のレジストパターンを形成し、イオンミリング技術を用いて加工した。次に、第１のレジストパターンを除去した後、フォトリソグラフィ技術により最上部のＴａ保護層上に接合寸法を規定する第２のレジストパターンを形成し、イオンミリング技術を用いて第１のＡｌ2Ｏ3より上部のＣｏＦｅ／Ｎｉ8Ｆｅ2／ＣｏＦｅ／Ａｌ2Ｏ3／ＣｏＦｅ／Ｉｒ22Ｍｎ78／Ｔａを加工した。次いで、上記と同様にして、Ａｌ2Ｏ3層間絶縁膜の形成、Ａｌ電極配線の形成、ピン層への一方向異方性の導入を行った。 After the laminated film was formed, a first resist pattern defining a lower wiring shape with a width of 100 μm was formed on the uppermost Ta protective layer by photolithography, and processed using an ion milling technique. Next, after removing the first resist pattern, a second resist pattern for defining a bonding dimension is formed on the uppermost Ta protective layer by photolithography, and the first Al 2 is formed by using ion milling. than O 3 were processed top of CoFe / Ni 8 Fe 2 / CoFe / Al 2 O 3 / CoFe / Ir 22 Mn 78 / Ta. Next, in the same manner as described above, an Al 2 O 3 interlayer insulating film, an Al electrode wiring, and unidirectional anisotropy were introduced into the pinned layer.

また、比較のために、以下のような試料Ｃおよび試料Ｄを作製した。試料Ｃは強磁性一重トンネル接合素子であり、Ｔａ／Ｉｒ−Ｍｎ／ＣｏＦｅ／Ａｌ2Ｏ3／ＣｏＦｅ／Ｎｉ−Ｆｅ／Ｔａという積層構造を有する。 For comparison, the following sample C and sample D were prepared. Sample C is a ferromagnetic single tunnel junction element and has a laminated structure of Ta / Ir—Mn / CoFe / Al 2 O 3 / CoFe / Ni—Fe / Ta.

試料Ｄは反強磁性層を含まない強磁性二重トンネル接合であり、Ｔａ ５ｎｍ／ＣｏＰｔ ２０ｎｍ／Ａｌ2Ｏ3 １．５ｎｍ／ＣｏＦｅ １ｎｍ／Ｎｉ8Ｆｅ2３ｎｍ／ＣｏＦｅ １ｎｍ／Ａｌ2Ｏ3 １．８ｎｍ／ＣｏＰｔ ２０ｎｍ／Ｔａ ５ｎｍという積層構造を有する。 Sample D is a ferromagnetic double tunnel junction that does not include an antiferromagnetic layer. Ta 5 nm / CoPt 20 nm / Al 2 O 3 1.5 nm / CoFe 1 nm / Ni 8 Fe 2 3 nm / CoFe 1 nm / Al 2 O 3 1 It has a laminated structure of 8 nm / CoPt 20 nm / Ta 5 nm.

図１７に試料ＡおよびＢの磁気抵抗効果曲線を示す。試料Ａは２５Ｏｅという小さな磁場でＭＲ変化率２７％が得られている。試料Ｂではフリー層（磁気記録層）におけるＮｉ8Ｆｅ2とＣｏＦｅとの膜厚比を変えることで反転磁場を制御できることがわかる。すなわち、Ｎｉ8Ｆｅ2の膜厚が１ｎｍ、２ｎｍ、３ｎｍのとき、それぞれ１６Ｏｅ、３６Ｏｅ、５２Ｏｅという小さな磁場で抵抗が大きく変化し、２６％以上の大きなＭＲ変化率が得られている。 FIG. 17 shows magnetoresistive effect curves of Samples A and B. Sample A has an MR change rate of 27% in a magnetic field as small as 25 Oe. In Sample B, it can be seen that the reversal magnetic field can be controlled by changing the film thickness ratio of Ni 8 Fe 2 and CoFe in the free layer (magnetic recording layer). That is, when the film thickness of Ni 8 Fe 2 is 1 nm, 2 nm, and 3 nm, the resistance changes greatly with a small magnetic field of 16 Oe, 36 Oe, and 52 Oe, respectively, and a large MR change rate of 26% or more is obtained.

図１８に試料Ａ、ＢおよびＣについてＭＲ変化率の印加電圧依存性を示す。なお、この図ではＭＲ変化率を電圧０Ｖのときの値で規格化して示している。この図から、試料ＡおよびＢは、試料Ｃに比較して磁気抵抗変化率の値が半分になる電圧Ｖ1/2が大きく、電圧増大に伴うＭＲ変化率の減少が小さいことがわかる。 FIG. 18 shows the applied voltage dependence of the MR ratio for samples A, B, and C. FIG. In this figure, the MR change rate is normalized with the value at a voltage of 0V. From this figure, it can be seen that Samples A and B have a large voltage V 1/2 at which the magnetoresistance change rate value is halved compared to Sample C, and a small decrease in MR change rate with increasing voltage.

次に、試料Ａ、ＢおよびＤをソレノイドコイル中に置き、パルス磁界７０Ｏｅ中で磁化固着層の磁気記録状態の疲労試験を行った。図１９に試料Ａ、ＢおよびＤについて、パルス磁場の反転回数と出力電圧との関係を示す。この図では、出力電圧を初期の出力電圧値で規格化している。この図から明らかなように、試料Ｄではパルス磁場の反転回数の増加に伴って出力電圧が著しく低下している。これに対して、試料ＡおよびＢは磁化固着層の磁気記録状態の疲労は見られない。   Next, samples A, B, and D were placed in a solenoid coil, and a fatigue test of the magnetic recording state of the magnetization fixed layer was performed in a pulse magnetic field 70 Oe. FIG. 19 shows the relationship between the number of inversions of the pulse magnetic field and the output voltage for samples A, B, and D. In this figure, the output voltage is normalized with the initial output voltage value. As is clear from this figure, in the sample D, the output voltage is remarkably lowered as the number of inversions of the pulse magnetic field increases. In contrast, samples A and B show no fatigue in the magnetic recording state of the magnetization pinned layer.

以上のように図１の構造を有する強磁性二重トンネル接合素子は、磁気記録素子、磁気ヘッドに適用した場合に好適な特性を示すことがわかる。   As described above, it can be seen that the ferromagnetic double tunnel junction device having the structure of FIG. 1 exhibits suitable characteristics when applied to a magnetic recording element and a magnetic head.

なお、誘電体層としてＳｉＯ2，ＡｌＮ，ＭｇＯ，ＬａＡｌＯ3またはＣａＦ2を用いた場合にも上記と同様の傾向が見られた。 The same tendency as above was also observed when SiO 2 , AlN, MgO, LaAlO 3 or CaF 2 was used as the dielectric layer.

実施例２
Ｓｉ／ＳｉＯ2基板またはＳｉＯ2基板上に図２に示すような構造を有する２種の強磁性二重トンネル接合素子（試料Ａ２および試料Ｂ２）を作製した例を説明する。 Example 2
An example in which two types of ferromagnetic double tunnel junction elements (sample A2 and sample B2) having a structure as shown in FIG. 2 on a Si / SiO 2 substrate or a SiO 2 substrate will be described.

試料Ａ２は、Ｔａ下地層、Ｎｉ−Ｆｅ／ＣｏＦｅの二層膜からなる第１の強磁性層、Ａｌ2Ｏ3からなる第１の誘電体層、ＣｏＦｅからなる第２の強磁性層、Ｉｒ−Ｍｎからなる反強磁性層、ＣｏＦｅからなる第３の強磁性層、Ａｌ2Ｏ3からなる第２の誘電体層、ＣｏＦｅ／Ｎｉ−Ｆｅの二層膜からなる第４の強磁性層、Ｔａ保護層を順次積層した構造を有する。 Sample A2 includes a Ta underlayer, a first ferromagnetic layer made of a Ni—Fe / CoFe bilayer film, a first dielectric layer made of Al 2 O 3 , a second ferromagnetic layer made of CoFe, Ir antiferromagnetic layer made of -mn, third ferromagnetic layer of CoFe, a second dielectric layer of Al 2 O 3, fourth ferromagnetic layer of a two-layered film of CoFe / Ni-Fe, It has a structure in which Ta protective layers are sequentially stacked.

試料Ｂ２は、Ｔａ下地層、Ｎｉ−Ｆｅ／Ｒｕ／ＣｏＦｅの三層膜からなる第１の強磁性層、Ａｌ2Ｏ3からなる第１の誘電体層、ＣｏＦｅ／Ｎｉ−Ｆｅの二層膜からなる第２の強磁性層、Ｆｅ−Ｍｎからなる第１の反強磁性層、Ｎｉ−Ｆｅ／ＣｏＦｅの二層膜からなる第３の強磁性層、Ａｌ2Ｏ3からなる第２の誘電体層、ＣｏＦｅ／Ｒｕ／Ｎｉ−Ｆｅからなる第４の強磁性層、Ｔａ保護層を順次積層した構造を有する。 Sample B2 includes a Ta underlayer, a first ferromagnetic layer made of a Ni—Fe / Ru / CoFe three-layer film, a first dielectric layer made of Al 2 O 3 , and a CoFe / Ni—Fe double-layer film. A second ferromagnetic layer made of Fe, a first antiferromagnetic layer made of Fe—Mn, a third ferromagnetic layer made of a Ni—Fe / CoFe bilayer film, and a second dielectric made of Al 2 O 3. It has a structure in which a body layer, a fourth ferromagnetic layer made of CoFe / Ru / Ni—Fe, and a Ta protective layer are sequentially laminated.

試料Ａ２は以下のようにして作製した。基板をスパッタ装置に入れ、初期真空度を１×１０-7Ｔｏｒｒに設定した後、Ａｒを導入して所定の圧力に設定した。基板上に、Ｔａ ３ｎｍ／Ｎｉ81Ｆｅ19 ｔ（ｔ＝３、５または８ｎｍ）／ＣｏＦｅ １ｎｍ／Ａｌ2Ｏ3 １．２ｎｍ／ＣｏＦｅ １ｎｍ／Ｉｒ22Ｍｎ78 １７ｎｍ／ＣｏＦｅ １ｎｍ／Ａｌ2Ｏ3 １．６ｎｍ／ＣｏＦｅ １ｎｍ／Ｎｉ81Ｆｅ19 ｔ（ｔ＝３、５または８ｎｍ）／Ｔａ ５ｎｍを順次積層した。なお、Ａｌ2Ｏ3は、純Ａｒガス中でＡｌターゲットを用いてＡｌを成膜した後、真空を破ることなく酸素を導入しプラズマ酸素に曝すことによって形成した。 Sample A2 was prepared as follows. The substrate was put into a sputtering apparatus, the initial vacuum was set to 1 × 10 −7 Torr, Ar was introduced, and a predetermined pressure was set. On the substrate, Ta 3 nm / Ni 81 Fe 19 t (t = 3, 5 or 8 nm) / CoFe 1 nm / Al 2 O 3 1.2 nm / CoFe 1 nm / Ir 22 Mn 78 17 nm / CoFe 1 nm / Al 2 O 3 1 6 nm / CoFe 1 nm / Ni 81 Fe 19 t (t = 3, 5 or 8 nm) / Ta 5 nm were sequentially laminated. Al 2 O 3 was formed by depositing Al in pure Ar gas using an Al target, and then introducing oxygen without breaking the vacuum and exposing it to plasma oxygen.

上記積層膜を成膜した後、フォトリソグラフィ技術により最上部のＴａ保護層上に１００μｍ幅の下部配線形状を規定する第１のレジストパターンを形成し、イオンミリング技術を用いて加工した。   After the laminated film was formed, a first resist pattern defining a lower wiring shape with a width of 100 μm was formed on the uppermost Ta protective layer by photolithography, and processed using an ion milling technique.

次に、第１のレジストパターンを除去した後、フォトリソグラフィ技術により最上部のＴａ保護層上に接合寸法を規定する第２のレジストパターンを形成し、イオンミリング技術を用いて第１のＡｌ2Ｏ3より上部のＣｏＦｅ／Ｉｒ−Ｍｎ／ＣｏＦｅ／Ａｌ2Ｏ3／ＣｏＦｅ／Ｎｉ−Ｆｅ／Ｔａを加工した。第２のレジストパターンを残したまま、電子ビーム蒸着により厚さ３００ｎｍのＡｌ2Ｏ3を堆積した後、第２のレジストパターンおよびその上のＡｌ2Ｏ3をリフトオフし、接合部以外の部分に層間絶縁膜を形成した。 Next, after removing the first resist pattern, a second resist pattern for defining a bonding dimension is formed on the uppermost Ta protective layer by photolithography, and the first Al 2 is formed by using ion milling. than O 3 were processed top of CoFe / Ir-Mn / CoFe / Al 2 O 3 / CoFe / Ni-Fe / Ta. After depositing 300 nm thick Al 2 O 3 by electron beam evaporation while leaving the second resist pattern, the second resist pattern and the Al 2 O 3 thereon are lifted off to a portion other than the junction. An interlayer insulating film was formed.

次いで、電極配線の形成領域以外の領域を覆う第３のレジストパターンを形成した後、表面を逆スパッタしてクリーニングした。全面にＡｌを堆積した後、第３のレジストパターンおよびその上のＡｌをリフトオフして、Ａｌ電極配線を形成した。その後、磁場中熱処理炉に導入し、ピン層に一方向異方性を導入した。   Next, after forming a third resist pattern covering a region other than the electrode wiring formation region, the surface was cleaned by reverse sputtering. After Al was deposited on the entire surface, the third resist pattern and Al thereon were lifted off to form Al electrode wiring. Then, it introduced into the heat processing furnace in a magnetic field, and introduced unidirectional anisotropy into the pinned layer.

試料Ｂ２は以下のようにして作製した。基板をスパッタ装置に入れ、初期真空度を１×１０-7Ｔｏｒｒに設定した後、Ａｒを導入して所定の圧力に設定した。基板上に、Ｔａ ２ｎｍ／Ｎｉ81Ｆｅ19 ６ｎｍ／Ｒｕ ０．７ｎｍ／Ｃｏ4Ｆｅ6 ３ｎｍ／Ａｌ2Ｏ3 １．５ｎｍ／ＣｏＦｅ １ｎｍ／Ｎｉ81Ｆｅ19 １ｎｍ／Ｆｅ54Ｍｎ46 ２０ｎｍ／Ｎｉ81Ｆｅ19 １ｎｍ／ＣｏＦｅ １ｎｍ／Ａｌ2Ｏ3 １．７ｎｍ／Ｃｏ4Ｆｅ6 ３ｎｍ／Ｒｕ ０．７ｎｍ／Ｎｉ81Ｆｅ19 ６ｎｍ／Ｔａ ５ｎｍを順次積層した。Ａｌ2Ｏ3は上記と同様な方法により形成した。 Sample B2 was prepared as follows. The substrate was put into a sputtering apparatus, the initial vacuum was set to 1 × 10 −7 Torr, Ar was introduced, and a predetermined pressure was set. On the substrate, Ta 2 nm / Ni 81 Fe 19 6 nm / Ru 0.7 nm / Co 4 Fe 6 3 nm / Al 2 O 3 1.5 nm / CoFe 1 nm / Ni 81 Fe 19 1 nm / Fe 54 Mn 46 20 nm / Ni 81 Fe 19 1 nm / CoFe 1 nm / Al 2 O 3 1.7 nm / Co 4 Fe 6 3 nm / Ru 0.7 nm / Ni 81 Fe 19 6 nm / Ta 5 nm were sequentially laminated. Al 2 O 3 was formed by the same method as described above.

上記積層膜を成膜した後、フォトリソグラフィ技術により最上部のＴａ保護層上に１００μｍ幅の下部配線形状を規定する第１のレジストパターンを形成し、イオンミリング技術を用いて加工した。次に、第１のレジストパターンを除去した後、フォトリソグラフィ技術により最上部のＴａ保護層上に接合寸法を規定する第２のレジストパターンを形成し、イオンミリング技術を用いて第１のＡｌ2Ｏ3より上部のＣｏＦｅ／Ｎｉ81Ｆｅ19／Ｆｅ54Ｍｎ46／Ｎｉ81Ｆｅ19／ＣｏＦｅ／Ａｌ2Ｏ3／Ｃｏ4Ｆｅ6／Ｒｕ／Ｎｉ81Ｆｅ19／Ｔａを加工した。次いで、上記と同様にして、Ａｌ2Ｏ3層間絶縁膜の形成、Ａｌ電極配線の形成、ピン層への一方向異方性の導入を行った。 After the laminated film was formed, a first resist pattern defining a lower wiring shape with a width of 100 μm was formed on the uppermost Ta protective layer by photolithography, and processed using an ion milling technique. Next, after removing the first resist pattern, a second resist pattern for defining a bonding dimension is formed on the uppermost Ta protective layer by photolithography, and the first Al 2 is formed by using ion milling. than O 3 were processed top of CoFe / Ni 81 Fe 19 / Fe 54 Mn 46 / Ni 81 Fe 19 / CoFe / Al 2 O 3 / Co 4 Fe 6 / Ru / Ni 81 Fe 19 / Ta. Next, in the same manner as described above, an Al 2 O 3 interlayer insulating film, an Al electrode wiring, and unidirectional anisotropy were introduced into the pinned layer.

また、比較のために、以下のような試料Ｃ２および試料Ｄ２を作製した。試料Ｃ２は強磁性一重トンネル接合素子であり、Ｔａ ３ｎｍ／Ｎｉ81Ｆｅ19５ｎｍ／ＣｏＦｅ １ｎｍ／Ａｌ2Ｏ3 １．２ｎｍ／ＣｏＦｅ １ｎｍ／Ｉｒ22Ｍｎ78 １７ｎｍ／ＣｏＦｅ １ｎｍ／Ｔａ ５ｎｍという積層構造を有する。 For comparison, the following sample C2 and sample D2 were prepared. Sample C2 is a ferromagnetic single tunnel junction element having a laminated structure of Ta 3 nm / Ni 81 Fe 19 5 nm / CoFe 1 nm / Al 2 O 3 1.2 nm / CoFe 1 nm / Ir 22 Mn 78 17 nm / CoFe 1 nm / Ta 5 nm. Have.

試料Ｄ２は反強磁性層を含まない強磁性二重トンネル接合であり、Ｔａ ３ｎｍ／Ｎｉ81Ｆｅ19 ５ｎｍ／ＣｏＦｅ １ｎｍ／Ａｌ2Ｏ3 １．２ｎｍ／ＣｏＦｅ １ｎｍ／Ａｌ2Ｏ3 １．６ｎｍ／ＣｏＦｅ １ｎｍ／Ｎｉ81Ｆｅ19 ５ｎｍ／Ｔａ ５ｎｍという積層構造を有する。 Sample D2 is a ferromagnetic double tunnel junction that does not include an antiferromagnetic layer, and Ta 3 nm / Ni 81 Fe 19 5 nm / CoFe 1 nm / Al 2 O 3 1.2 nm / CoFe 1 nm / Al 2 O 3 1.6 nm / CoFe has a laminated structure of 1 nm / Ni 81 Fe 19 5 nm / Ta 5 nm.

図２０に試料Ａ２およびＢ２の磁気抵抗効果曲線を示す。試料Ａ２ではフリー層（磁気記録層）におけるＮｉ8Ｆｅ2とＣｏＦｅとの膜厚比を変えることで反転磁場を制御できることがわかる。すなわち、Ｎｉ8Ｆｅ2の膜厚が３ｎｍ、５ｎｍ、８ｎｍのとき、それぞれ１５Ｏｅ、２６Ｏｅ、３８Ｏｅという小さな磁場で抵抗が大きく変化し、２６％以上の大きなＭＲ変化率が得られている。試料Ｂ２は３９Ｏｅという小さな磁場でＭＲ変化率２６％が得られている。 FIG. 20 shows magnetoresistive effect curves of Samples A2 and B2. In sample A2, it can be seen that the reversal magnetic field can be controlled by changing the film thickness ratio of Ni 8 Fe 2 and CoFe in the free layer (magnetic recording layer). That is, when the film thickness of Ni 8 Fe 2 is 3 nm, 5 nm, and 8 nm, the resistance changes greatly with small magnetic fields of 15 Oe, 26 Oe, and 38 Oe, respectively, and a large MR change rate of 26% or more is obtained. Sample B2 has an MR change rate of 26% in a small magnetic field of 39 Oe.

図２１に試料Ａ２、Ｂ２およびＣ２についてＭＲ変化率の印加電圧依存性を示す。なお、この図ではＭＲ変化率を電圧０Ｖのときの値で規格化して示している。この図から、試料Ａ２およびＢ２は、試料Ｃ２に比較して磁気抵抗変化率の値が半分になる電圧Ｖ1/2が大きく、電圧増大に伴うＭＲ変化率の減少が小さいことがわかる。 FIG. 21 shows the applied voltage dependence of the MR change rate for samples A2, B2, and C2. In this figure, the MR change rate is normalized with the value at a voltage of 0V. From this figure, it can be seen that samples A2 and B2 have a large voltage V1 / 2 at which the value of the magnetoresistance change rate is halved compared to sample C2, and a decrease in the MR change rate accompanying a voltage increase is small.

次に、試料Ａ２、Ｂ２およびＤ２をソレノイドコイル中に置き、パルス磁界７０Ｏｅ中で磁化固着層の磁気記録状態の疲労試験を行った。図２２に試料Ａ２、Ｂ２およびＤ２について、パルス磁場の反転回数と出力電圧との関係を示す。この図では、出力電圧を初期の出力電圧値で規格化している。この図から明らかなように、試料Ｄ２ではパルス磁場の反転回数の増加に伴って出力電圧が著しく低下している。これに対して、試料Ａ２およびＢ２は磁化固着層の磁気記録状態の疲労は見られない。また、試料Ａ２とＢ２との比較では、フリー層に反強磁性結合したＣｏ4Ｆｅ6／Ｒｕ／Ｎｉ81Ｆｅ19の三層構造を用いた試料Ｂ２の方が疲労が少ない。 Next, samples A2, B2, and D2 were placed in a solenoid coil, and a fatigue test of the magnetic recording state of the magnetization fixed layer was performed in a pulse magnetic field 70Oe. FIG. 22 shows the relationship between the number of inversions of the pulse magnetic field and the output voltage for samples A2, B2, and D2. In this figure, the output voltage is normalized with the initial output voltage value. As is clear from this figure, in the sample D2, the output voltage is remarkably lowered as the number of inversions of the pulse magnetic field increases. In contrast, samples A2 and B2 show no fatigue in the magnetic recording state of the magnetization pinned layer. In comparison between sample A2 and sample B2, sample B2 using a three-layer structure of Co 4 Fe 6 / Ru / Ni 81 Fe 19 antiferromagnetically coupled to the free layer has less fatigue.

以上のように図２の構造を有する強磁性二重トンネル接合素子は、磁気記録素子、磁気ヘッドに適用した場合に好適な特性を示すことがわかる。   As described above, it can be seen that the ferromagnetic double tunnel junction device having the structure of FIG. 2 exhibits suitable characteristics when applied to a magnetic recording element and a magnetic head.

なお、誘電体層としてＳｉＯ2，ＡｌＮ，ＭｇＯ，ＬａＡｌＯ3またはＣａＦ2を用いた場合にも上記と同様の傾向が見られた。 The same tendency as above was also observed when SiO 2 , AlN, MgO, LaAlO 3 or CaF 2 was used as the dielectric layer.

実施例３
Ｓｉ／ＳｉＯ2基板またはＳｉ／Ａｌ2Ｏ3基板上に図３に示すような構造を有する２種の強磁性二重トンネル接合素子（試料Ａ３および試料Ｂ３）を作製した例を説明する。 Example 3
An example in which two types of ferromagnetic double tunnel junction elements (sample A3 and sample B3) having a structure as shown in FIG. 3 are fabricated on a Si / SiO 2 substrate or a Si / Al 2 O 3 substrate will be described.

試料Ａ３は、Ｔａ下地層、Ｉｒ−Ｍｎからなる第１の反強磁性層、Ｃｏ−Ｆｅからなる第１の強磁性層、Ａｌ2Ｏ3からなる第１の誘電体層、Ｃｏ−Ｆｅ−Ｎｉからなる第２の強磁性層、Ｆｅ−Ｍｎからなる第２の反強磁性層、Ｃｏ−Ｆｅ−Ｎｉからなる第３の強磁性層、Ａｌ2Ｏ3からなる第２の誘電体層、Ｃｏ−Ｆｅからなる第４の強磁性層、Ｉｒ−Ｍｎからなる第３の反強磁性層、Ｔａ保護層を順次積層した構造を有する。 Sample A3 includes a Ta underlayer, a first antiferromagnetic layer made of Ir—Mn, a first ferromagnetic layer made of Co—Fe, a first dielectric layer made of Al 2 O 3 , and Co—Fe—. A second ferromagnetic layer made of Ni, a second antiferromagnetic layer made of Fe—Mn, a third ferromagnetic layer made of Co—Fe—Ni, a second dielectric layer made of Al 2 O 3 , It has a structure in which a fourth ferromagnetic layer made of Co—Fe, a third antiferromagnetic layer made of Ir—Mn, and a Ta protective layer are sequentially laminated.

試料Ｂ３は、Ｔａ下地層、Ｉｒ−Ｍｎからなる第１の反強磁性層、Ｃｏ−Ｆｅ／Ｒｕ／Ｃｏ−Ｆｅの三層膜からなる第１の強磁性層、Ａｌ2Ｏ3からなる第１の誘電体層、ＣｏＦｅ／Ｎｉ−Ｆｅの二層膜からなる第２の強磁性層、Ｆｅ−Ｍｎからなる第２の反強磁性層、Ｎｉ−Ｆｅ／ＣｏＦｅの二層膜からなる第３の強磁性層、Ａｌ2Ｏ3からなる第２の誘電体層、Ｃｏ−Ｆｅ／Ｒｕ／Ｃｏ−Ｆｅの三層膜からなる第４の強磁性層、Ｉｒ−Ｍｎからなる第３の反強磁性層、Ｔａ保護層を順次積層した構造を有する。 Sample B3 includes a Ta underlayer, a first antiferromagnetic layer made of Ir—Mn, a first ferromagnetic layer made of a three-layer film of Co—Fe / Ru / Co—Fe, and a first ferromagnetic layer made of Al 2 O 3 . 1 dielectric layer, a second ferromagnetic layer composed of a CoFe / Ni—Fe bilayer film, a second antiferromagnetic layer composed of Fe—Mn, and a third layer composed of a Ni—Fe / CoFe bilayer film. Ferromagnetic layer, a second dielectric layer made of Al 2 O 3, a fourth ferromagnetic layer made of a three-layer film of Co—Fe / Ru / Co—Fe, and a third anti-strength made of Ir—Mn It has a structure in which a magnetic layer and a Ta protective layer are sequentially laminated.

試料Ａ３は以下のようにして作製した。基板をスパッタ装置に入れ、初期真空度を１×１０-7Ｔｏｒｒに設定した後、Ａｒを導入して所定の圧力に設定した。基板上に、Ｔａ ５ｎｍ／Ｉｒ22Ｍｎ78 １８ｎｍ／ＣｏＦｅ ２ｎｍ／Ａｌ2Ｏ3 １．７ｎｍ／Ｃｏ5Ｆｅ1Ｎｉ4 ２ｎｍ／Ｆｅ1Ｍｎ1 １７ｎｍ／Ｃｏ5Ｆｅ1Ｎｉ4 ２ｎｍ／Ａｌ2Ｏ3 ２ｎｍ／ＣｏＦｅ ２ｎｍ／Ｉｒ22Ｍｎ78 １８ｎｍ／Ｔａ ５ｎｍを順次積層した。なお、Ａｌ2Ｏ3は、純Ａｒガス中でＡｌターゲットを用いてＡｌを成膜した後、真空を破ることなく酸素を導入しプラズマ酸素に曝すことによって形成した。 Sample A3 was produced as follows. The substrate was put into a sputtering apparatus, the initial vacuum was set to 1 × 10 −7 Torr, Ar was introduced, and a predetermined pressure was set. On the substrate, Ta 5 nm / Ir 22 Mn 78 18 nm / CoFe 2 nm / Al 2 O 3 1.7 nm / Co 5 Fe 1 Ni 4 2 nm / Fe 1 Mn 1 17 nm / Co 5 Fe 1 Ni 4 2 nm / Al 2 O 3 2 nm / CoFe 2 nm / Ir 22 Mn 78 18 nm / Ta 5 nm were sequentially laminated. Al 2 O 3 was formed by depositing Al in pure Ar gas using an Al target, and then introducing oxygen without breaking the vacuum and exposing it to plasma oxygen.

上記積層膜を成膜した後、フォトリソグラフィ技術により最上部のＴａ保護層上に１００μｍ幅の下部配線形状を規定する第１のレジストパターンを形成し、イオンミリング技術を用いて加工した。   After the laminated film was formed, a first resist pattern defining a lower wiring shape with a width of 100 μm was formed on the uppermost Ta protective layer by photolithography, and processed using an ion milling technique.

次に、第１のレジストパターンを除去した後、フォトリソグラフィ技術により最上部のＴａ保護層上に接合寸法を規定する第２のレジストパターンを形成し、イオンミリング技術を用いて第１のＡｌ2Ｏ3より上部のＣｏ5Ｆｅ1Ｎｉ4／Ｆｅ1Ｍｎ1／Ｃｏ5Ｆｅ1Ｎｉ4／Ａｌ2Ｏ3／ＣｏＦｅ／Ｉｒ22Ｍｎ78／Ｔａを加工した。第２のレジストパターンを残したまま、電子ビーム蒸着により厚さ３５０ｎｍのＡｌ2Ｏ3を堆積した後、第２のレジストパターンおよびその上のＡｌ2Ｏ3をリフトオフし、接合部以外の部分に層間絶縁膜を形成した。 Next, after removing the first resist pattern, a second resist pattern for defining a bonding dimension is formed on the uppermost Ta protective layer by photolithography, and the first Al 2 is formed by using ion milling. than O 3 were processed top of Co 5 Fe 1 Ni 4 / Fe 1 Mn 1 / Co 5 Fe 1 Ni 4 / Al 2 O 3 / CoFe / Ir 22 Mn 78 / Ta. After depositing 350 nm thick Al 2 O 3 by electron beam evaporation while leaving the second resist pattern, the second resist pattern and the Al 2 O 3 thereon are lifted off to a portion other than the junction. An interlayer insulating film was formed.

次いで、電極配線の形成領域以外の領域を覆う第３のレジストパターンを形成した後、表面を逆スパッタしてクリーニングした。全面にＡｌを堆積した後、第３のレジストパターンおよびその上のＡｌをリフトオフして、Ａｌ電極配線を形成した。その後、磁場中熱処理炉に導入し、ピン層に一方向異方性を導入した。   Next, after forming a third resist pattern covering a region other than the electrode wiring formation region, the surface was cleaned by reverse sputtering. After Al was deposited on the entire surface, the third resist pattern and Al thereon were lifted off to form Al electrode wiring. Then, it introduced into the heat processing furnace in a magnetic field, and introduced unidirectional anisotropy into the pinned layer.

試料Ｂ３は以下のようにして作製した。基板をスパッタ装置に入れ、初期真空度を１×１０-7Ｔｏｒｒに設定した後、Ａｒを導入して所定の圧力に設定した。基板上に、Ｔａ ３ｎｍ／Ｉｒ−Ｍｎ １４ｎｍ／Ｃｏ−Ｆｅ １．５ｎｍ／Ｒｕ ０．７ｎｍ／Ｃｏ−Ｆｅ １．５ｎｍ／Ａｌ2Ｏ3 １．７ｎｍ／ＣｏＦｅ１ｎｍ／Ｎｉ81Ｆｅ19 ２ｎｍ／Ｆｅ45Ｍｎ55 １９ｎｍ／Ｎｉ81Ｆｅ19 ２ｎｍ／ＣｏＦｅ １ｎｍ／Ａｌ2Ｏ3 ２．１ｎｍ／Ｃｏ9Ｆｅ ２ｎｍ／Ｒｕ ０．８ｎｍ／Ｃｏ9Ｆｅ ２ｎｍ／Ｉｒ−Ｍｎ １４ｎｍ／Ｔａ ５ｎｍを順次積層した。Ａｌ2Ｏ3は上記と同様な方法により形成した。 Sample B3 was produced as follows. The substrate was put into a sputtering apparatus, the initial vacuum was set to 1 × 10 −7 Torr, Ar was introduced, and a predetermined pressure was set. On the substrate, Ta 3 nm / Ir—Mn 14 nm / Co—Fe 1.5 nm / Ru 0.7 nm / Co—Fe 1.5 nm / Al 2 O 3 1.7 nm / CoFe 1 nm / Ni 81 Fe 19 2 nm / Fe 45 Mn 55 19 nm / Ni 81 Fe 19 2 nm / CoFe 1 nm / Al 2 O 3 2.1 nm / Co 9 Fe 2 nm / Ru 0.8 nm / Co 9 Fe 2 nm / Ir—Mn 14 nm / Ta 5 nm were sequentially laminated. Al 2 O 3 was formed by the same method as described above.

上記積層膜を成膜した後、フォトリソグラフィ技術により最上部のＴａ保護層上に１００μｍ幅の下部配線形状を規定する第１のレジストパターンを形成し、イオンミリング技術を用いて加工した。次に、第１のレジストパターンを除去した後、フォトリソグラフィ技術により最上部のＴａ保護層上に接合寸法を規定する第２のレジストパターンを形成し、イオンミリング技術を用いて第１のＡｌ2Ｏ3より上部のＣｏＦｅ／Ｎｉ81Ｆｅ19／Ｆｅ45Ｍｎ55／Ｎｉ81Ｆｅ19／ＣｏＦｅ／Ａｌ2Ｏ3／Ｃｏ9Ｆｅ／Ｒｕ／Ｃｏ9Ｆｅ／Ｉｒ−Ｍｎ／Ｔａを加工した。次いで、上記と同様にして、Ａｌ2Ｏ3層間絶縁膜の形成、Ａｌ電極配線の形成、ピン層への一方向異方性の導入を行った。 After the laminated film was formed, a first resist pattern defining a lower wiring shape with a width of 100 μm was formed on the uppermost Ta protective layer by photolithography, and processed using an ion milling technique. Next, after removing the first resist pattern, a second resist pattern for defining a bonding dimension is formed on the uppermost Ta protective layer by photolithography, and the first Al 2 is formed by using ion milling. than O 3 were processed top of CoFe / Ni 81 Fe 19 / Fe 45 Mn 55 / Ni 81 Fe 19 / CoFe / Al 2 O 3 / Co 9 Fe / Ru / Co 9 Fe / Ir-Mn / Ta. Next, in the same manner as described above, an Al 2 O 3 interlayer insulating film, an Al electrode wiring, and unidirectional anisotropy were introduced into the pinned layer.

また、比較のために、以下のような試料Ｃ３および試料Ｄ３を作製した。試料Ｃ３は強磁性一重トンネル接合素子であり、Ｔａ ３ｎｍ／Ｉｒ−Ｍｎ１４ｎｍ／Ｃｏ−Ｆｅ １．５ｎｍ／Ｒｕ ０．７ｎｍ／Ｃｏ−Ｆｅ １．５ｎｍ／Ａｌ2Ｏ3 １．７ｎｍ／ＣｏＦｅ １ｎｍ／Ｎｉ81Ｆｅ19 ２ｎｍ／Ｆｅ45Ｍｎ55 １９ｎｍ／Ｔａ ５ｎｍという積層構造を有する。 For comparison, the following sample C3 and sample D3 were prepared. Sample C3 is a ferromagnetic single tunnel junction device, Ta 3 nm / Ir—Mn 14 nm / Co—Fe 1.5 nm / Ru 0.7 nm / Co—Fe 1.5 nm / Al 2 O 3 1.7 nm / CoFe 1 nm / Ni 81 Fe 19 2 nm / Fe 45 Mn 55 19 nm / Ta 5 nm.

試料Ｄ３は反強磁性層を含まない強磁性二重トンネル接合であり、Ｔａ ５ｎｍ／Ｃｏ8Ｐｔ2 １５ｎｍ／ＣｏＦｅ ２ｎｍ／Ａｌ2Ｏ3 １．７ｎｍ／Ｃｏ5Ｆｅ1Ｎｉ4 ２ｎｍ／Ａｌ2Ｏ3 ２ｎｍ／ＣｏＦｅ ２ｎｍ／Ｃｏ8Ｐｔ2 １５ｎｍ／Ｔａ ５ｎｍという積層構造を有する。 Sample D3 is a ferromagnetic double tunnel junction that does not include an antiferromagnetic layer, and includes Ta 5 nm / Co 8 Pt 2 15 nm / CoFe 2 nm / Al 2 O 3 1.7 nm / Co 5 Fe 1 Ni 4 2 nm / Al 2 O. 3 It has a laminated structure of 2 nm / CoFe 2 nm / Co 8 Pt 2 15 nm / Ta 5 nm.

図２３に試料Ａ３およびＢ３の磁気抵抗効果曲線を示す。試料Ａ３は５７Ｏｅという小さな磁場でＭＲ変化率２６％が得られている。試料Ｂ３は６３Ｏｅという小さな磁場でＭＲ変化率２７％が得られている。   FIG. 23 shows magnetoresistive effect curves of Samples A3 and B3. Sample A3 has a MR change rate of 26% in a small magnetic field of 57 Oe. Sample B3 has an MR change rate of 27% in a small magnetic field of 63 Oe.

図２４に試料Ａ３、Ｂ３およびＣ３についてＭＲ変化率の印加電圧依存性を示す。なお、この図ではＭＲ変化率を電圧０Ｖのときの値で規格化して示している。この図から、試料Ａ３およびＢ３は、試料Ｃ３に比較して磁気抵抗変化率の値が半分になる電圧Ｖ1/2が大きく、電圧増大に伴うＭＲ変化率の減少が小さいことがわかる。 FIG. 24 shows the applied voltage dependence of the MR ratio for samples A3, B3, and C3. In this figure, the MR change rate is normalized with the value at a voltage of 0V. From this figure, it can be seen that Samples A3 and B3 have a large voltage V1 / 2 at which the value of the magnetoresistance change rate is halved compared to Sample C3, and the decrease in MR change rate accompanying a voltage increase is small.

次に、試料Ａ３、Ｂ３およびＤ３をソレノイドコイル中に置き、パルス磁界７５Ｏｅ中で磁化固着層の磁気記録状態の疲労試験を行った。図２５に試料Ａ３、Ｂ３およびＤ３について、パルス磁場の反転回数と出力電圧との関係を示す。この図では、出力電圧を初期の出力電圧値で規格化している。この図から明らかなように、試料Ｄ３ではパルス磁場の反転回数の増加に伴って出力電圧が著しく低下している。これに対して、試料Ａ３およびＢ３は磁化固着層の磁気記録状態の疲労は見られない。また、試料Ａ３とＢ３との比較では、フリー層に反強磁性結合したＣｏ9Ｆｅ／Ｒｕ／Ｃｏ9Ｆｅの三層構造を用いた試料Ｂ３の方が疲労が少ない。 Next, samples A3, B3, and D3 were placed in a solenoid coil, and a fatigue test of the magnetic recording state of the magnetization fixed layer was performed in a pulse magnetic field 75Oe. FIG. 25 shows the relationship between the number of inversions of the pulse magnetic field and the output voltage for samples A3, B3, and D3. In this figure, the output voltage is normalized with the initial output voltage value. As is clear from this figure, in the sample D3, the output voltage is significantly lowered as the number of inversions of the pulse magnetic field increases. In contrast, samples A3 and B3 show no fatigue in the magnetic recording state of the magnetization pinned layer. In comparison between samples A3 and B3, the sample B3 using the three-layer structure of Co 9 Fe / Ru / Co 9 Fe antiferromagnetically coupled to the free layer has less fatigue.

以上のように図３の構造を有する強磁性二重トンネル接合素子は、磁気記録素子、磁気ヘッドに適用した場合に好適な特性を示すことがわかる。   As described above, it can be seen that the ferromagnetic double tunnel junction device having the structure of FIG. 3 exhibits suitable characteristics when applied to a magnetic recording element and a magnetic head.

なお、誘電体層としてＳｉＯ2，ＡｌＮ，ＭｇＯ，ＬａＡｌＯ3またはＣａＦ2を用いた場合にも上記と同様の傾向が見られた。 The same tendency as above was also observed when SiO 2 , AlN, MgO, LaAlO 3 or CaF 2 was used as the dielectric layer.

実施例４
Ｓｉ／ＳｉＯ2基板またはＳｉ／ＡｌＮ基板上に図４または図５に示すような構造を有する２種の強磁性二重トンネル接合素子（試料Ａ４および試料Ｂ４）を作製した例を説明する。 Example 4
An example will be described in which two types of ferromagnetic double tunnel junction elements (sample A4 and sample B4) having a structure as shown in FIG. 4 or 5 are fabricated on a Si / SiO 2 substrate or Si / AlN substrate.

試料Ａ４は、Ｔａ下地層、Ｎｉ−Ｆｅ／Ｃｏ−Ｆｅの二層膜からなる第１の強磁性層、Ａｌ2Ｏ3からなる第１の誘電体層、Ｃｏ−Ｆｅからなる第２の強磁性層、Ｒｕからなる第１の非磁性層、Ｃｏ−Ｆｅからなる第３の強磁性層、Ｒｕからなる第２の非磁性層、Ｃｏ−Ｆｅからなる第４の強磁性層、Ａｌ2Ｏ3からなる第２の誘電体層、Ｃｏ−Ｆｅ／Ｎｉ−Ｆｅの二層膜からなる第５の強磁性層、Ｔａ保護層を順次積層した構造を有する。 Sample A4 includes a Ta underlayer, a first ferromagnetic layer composed of a Ni—Fe / Co—Fe bilayer film, a first dielectric layer composed of Al 2 O 3, and a second strong layer composed of Co—Fe. Magnetic layer, first nonmagnetic layer made of Ru, third ferromagnetic layer made of Co—Fe, second nonmagnetic layer made of Ru, fourth ferromagnetic layer made of Co—Fe, Al 2 O 3 has a structure in which a second dielectric layer made of 3, a fifth ferromagnetic layer made of a Co—Fe / Ni—Fe bilayer film, and a Ta protective layer are sequentially laminated.

試料Ｂ４は、Ｔａ下地層、Ｎｉ−Ｆｅ／Ｃｏ−Ｆｅの二層膜からなる第１の強磁性層、Ａｌ2Ｏ3からなる第１の誘電体層、Ｃｏ−Ｆｅからなる第２の強磁性層、Ｒｕからなる第１の非磁性層、Ｃｏ−Ｆｅ強磁性層／Ｉｒ−Ｍｎ反強磁性層／Ｃｏ−Ｆｅ強磁性層、Ｒｕからなる第２の非磁性層、Ｃｏ−Ｆｅからなる第４の強磁性層、Ａｌ2Ｏ3からなる第２の誘電体層、Ｃｏ−Ｆｅ／Ｎｉ−Ｆｅの二層膜からなる第５の強磁性層、Ｔａ保護層を順次積層した構造を有する。 Sample B4 includes a Ta underlayer, a first ferromagnetic layer composed of a Ni—Fe / Co—Fe bilayer film, a first dielectric layer composed of Al 2 O 3, and a second strong layer composed of Co—Fe. Magnetic layer, first nonmagnetic layer made of Ru, Co—Fe ferromagnetic layer / Ir—Mn antiferromagnetic layer / Co—Fe ferromagnetic layer, second nonmagnetic layer made of Ru, made of Co—Fe It has a structure in which a fourth ferromagnetic layer, a second dielectric layer made of Al 2 O 3 , a fifth ferromagnetic layer made of a Co—Fe / Ni—Fe bilayer film, and a Ta protective layer are sequentially laminated. .

試料Ａ４は以下のようにして作製した。基板をスパッタ装置に入れ、初期真空度を１×１０-7Ｔｏｒｒに設定した後、Ａｒを導入して所定の圧力に設定した。基板上に、Ｔａ ５ｎｍ／Ｎｉ81Ｆｅ19 １６ｎｍ／Ｃｏ4Ｆｅ6 ３ｎｍ／Ａｌ2Ｏ3 １．７ｎｍ／ＣｏＦｅ ２ｎｍ／Ｒｕ ０．７ｎｍ／ＣｏＦｅ ２ｎｍ／Ｒｕ ０．７ｎｍ／ＣｏＦｅ ２ｎｍ／Ａｌ2Ｏ3 ２ｎｍ／Ｃｏ4Ｆｅ6 ３ｎｍ／Ｎｉ81Ｆｅ19 １６ｎｍ／Ｔａ ５ｎｍを順次積層した。なお、Ａｌ2Ｏ3は、純Ａｒガス中でＡｌターゲットを用いてＡｌを成膜した後、真空を破ることなく酸素を導入しプラズマ酸素に曝すことによって形成した。 Sample A4 was produced as follows. The substrate was put into a sputtering apparatus, the initial vacuum was set to 1 × 10 −7 Torr, Ar was introduced, and a predetermined pressure was set. On the substrate, Ta 5 nm / Ni 81 Fe 19 16 nm / Co 4 Fe 6 3 nm / Al 2 O 3 1.7 nm / CoFe 2 nm / Ru 0.7 nm / CoFe 2 nm / Ru 0.7 nm / CoFe 2 nm / Al 2 O 3 2 nm / Co 4 Fe 6 3 nm / Ni 81 Fe 19 16 nm / Ta 5 nm were sequentially laminated. Al 2 O 3 was formed by depositing Al in pure Ar gas using an Al target, and then introducing oxygen without breaking the vacuum and exposing it to plasma oxygen.

上記積層膜を成膜した後、フォトリソグラフィ技術により最上部のＴａ保護層上に１００μｍ幅の下部配線形状を規定する第１のレジストパターンを形成し、イオンミリング技術を用いて加工した。   After the laminated film was formed, a first resist pattern defining a lower wiring shape with a width of 100 μm was formed on the uppermost Ta protective layer by photolithography, and processed using an ion milling technique.

次に、第１のレジストパターンを除去した後、フォトリソグラフィ技術により最上部のＴａ保護層上に接合寸法を規定する第２のレジストパターンを形成し、イオンミリング技術を用いて第１のＡｌ2Ｏ3より上部のＣｏＦｅ／Ｒｕ／ＣｏＦｅ／Ｒｕ／ＣｏＦｅ／Ａｌ2Ｏ3／Ｃｏ4Ｆｅ6／Ｎｉ81Ｆｅ19／Ｔａを加工した。第２のレジストパターンを残したまま、電子ビーム蒸着により厚さ３００ｎｍのＡｌ2Ｏ3を堆積した後、第２のレジストパターンおよびその上のＡｌ2Ｏ3をリフトオフし、接合部以外の部分に層間絶縁膜を形成した。 Next, after removing the first resist pattern, a second resist pattern for defining a bonding dimension is formed on the uppermost Ta protective layer by photolithography, and the first Al 2 is formed by using ion milling. than O 3 were processed top of CoFe / Ru / CoFe / Ru / CoFe / Al 2 O 3 / Co 4 Fe 6 / Ni 81 Fe 19 / Ta. After depositing 300 nm thick Al 2 O 3 by electron beam evaporation while leaving the second resist pattern, the second resist pattern and the Al 2 O 3 thereon are lifted off to a portion other than the junction. An interlayer insulating film was formed.

次いで、電極配線の形成領域以外の領域を覆う第３のレジストパターンを形成した後、表面を逆スパッタしてクリーニングした。全面にＡｌを堆積した後、第３のレジストパターンおよびその上のＡｌをリフトオフして、Ａｌ電極配線を形成した。その後、磁場中熱処理炉に導入し、ピン層に一方向異方性を導入した。   Next, after forming a third resist pattern covering a region other than the electrode wiring formation region, the surface was cleaned by reverse sputtering. After Al was deposited on the entire surface, the third resist pattern and Al thereon were lifted off to form Al electrode wiring. Then, it introduced into the heat processing furnace in a magnetic field, and introduced unidirectional anisotropy into the pinned layer.

試料Ｂ４は以下のようにして作製した。基板をスパッタ装置に入れ、初期真空度を１×１０-7Ｔｏｒｒに設定した後、Ａｒを導入して所定の圧力に設定した。基板上に、Ｔａ ５ｎｍ／Ｎｉ81Ｆｅ19 １５ｎｍ／Ｃｏ9Ｆｅ ２ｎｍ／Ａｌ2Ｏ3 １．５ｎｍ／ＣｏＦｅ １．５ｎｍ／Ｒｕ ０．７ｎｍ／ＣｏＦｅ １．５ｎｍ／Ｉｒ−Ｍｎ １４ｎｍ／ＣｏＦｅ １．５ｎｍ／Ｒｕ ０．７ｎｍ／ＣｏＦｅ １．５ｎｍ／Ａｌ2Ｏ3 ２ｎｍ／Ｃｏ9Ｆｅ ２ｎｍ／Ｎｉ81Ｆｅ19１５ｎｍ／Ｔａ ５ｎｍを順次積層した。Ａｌ2Ｏ3は上記と同様な方法により形成した。 Sample B4 was produced as follows. The substrate was put into a sputtering apparatus, the initial vacuum was set to 1 × 10 −7 Torr, Ar was introduced, and a predetermined pressure was set. On the substrate, Ta 5 nm / Ni 81 Fe 19 15 nm / Co 9 Fe 2 nm / Al 2 O 3 1.5 nm / CoFe 1.5 nm / Ru 0.7 nm / CoFe 1.5 nm / Ir—Mn 14 nm / CoFe 1.5 nm / Ru 0.7 nm / CoFe 1.5 nm / Al 2 O 3 2 nm / Co 9 Fe 2 nm / Ni 81 Fe 19 15 nm / Ta 5 nm were sequentially laminated. Al 2 O 3 was formed by the same method as described above.

上記積層膜を成膜した後、フォトリソグラフィ技術により最上部のＴａ保護層上に１００μｍ幅の下部配線形状を規定する第１のレジストパターンを形成し、イオンミリング技術を用いて加工した。次に、第１のレジストパターンを除去した後、フォトリソグラフィ技術により最上部のＴａ保護層上に接合寸法を規定する第２のレジストパターンを形成し、イオンミリング技術を用いて第１のＡｌ2Ｏ3より上部のＣｏＦｅ／Ｒｕ／ＣｏＦｅ／Ｉｒ−Ｍｎ／ＣｏＦｅ／Ｒｕ／ＣｏＦｅ／Ａｌ2Ｏ3／Ｃｏ9Ｆｅ／Ｎｉ81Ｆｅ19／Ｔａを加工した。次いで、上記と同様にして、Ａｌ2Ｏ3層間絶縁膜の形成、Ａｌ電極配線の形成、ピン層への一方向異方性の導入を行った。 After the laminated film was formed, a first resist pattern defining a lower wiring shape with a width of 100 μm was formed on the uppermost Ta protective layer by photolithography, and processed using an ion milling technique. Next, after removing the first resist pattern, a second resist pattern for defining a bonding dimension is formed on the uppermost Ta protective layer by photolithography, and the first Al 2 is formed by using ion milling. than O 3 were processed top of CoFe / Ru / CoFe / Ir- Mn / CoFe / Ru / CoFe / Al 2 O 3 / Co 9 Fe / Ni 81 Fe 19 / Ta. Next, in the same manner as described above, an Al 2 O 3 interlayer insulating film, an Al electrode wiring, and unidirectional anisotropy were introduced into the pinned layer.

また、比較のために、以下のような試料Ｃ４および試料Ｄ４を作製した。試料Ｃ４は強磁性一重トンネル接合素子であり、Ｔａ ５ｎｍ／Ｎｉ81Ｆｅ19１６ｎｍ／Ｃｏ4Ｆｅ6 ３ｎｍ／Ａｌ2Ｏ3 １．７ｎｍ／ＣｏＦｅ ２ｎｍ／Ｒｕ ０．７ｎｍ／ＣｏＦｅ ２ｎｍ／Ｒｕ ０．７ｎｍ／ＣｏＦｅ ２ｎｍ／Ｔａ ５ｎｍという積層構造を有する。 For comparison, the following sample C4 and sample D4 were prepared. Sample C4 is a ferromagnetic single tunnel junction device, Ta 5 nm / Ni 81 Fe 19 16 nm / Co 4 Fe 6 3 nm / Al 2 O 3 1.7 nm / CoFe 2 nm / Ru 0.7 nm / CoFe 2 nm / Ru 0.7 nm. / CoFe 2 nm / Ta 5 nm stacked structure.

試料Ｄ４は反強磁性結合のない強磁性二重トンネル接合であり、Ｔａ ５ｎｍ／Ｎｉ81Ｆｅ19 １６ｎｍ／Ｃｏ4Ｆｅ6 ３ｎｍ／Ａｌ2Ｏ3 １．７ｎｍ／ＣｏＦｅ ６ｎｍ／Ａｌ2Ｏ3 ２ｎｍ／Ｃｏ4Ｆｅ6 ３ｎｍ／Ｎｉ81Ｆｅ19 １６ｎｍ／Ｔａ ５ｎｍという積層構造を有する。 Sample D4 is a ferromagnetic double tunnel junction without antiferromagnetic coupling, Ta 5 nm / Ni 81 Fe 19 16 nm / Co 4 Fe 6 3 nm / Al 2 O 3 1.7 nm / CoFe 6 nm / Al 2 O 3 2 nm / It has a laminated structure of Co 4 Fe 6 3 nm / Ni 81 Fe 19 16 nm / Ta 5 nm.

図２６に試料Ａ４およびＢ４の磁気抵抗効果曲線を示す。試料Ａ４は３３Ｏｅという小さな磁場でＭＲ変化率２８％が得られている。試料Ｂ４は１８Ｏｅという小さな磁場でＭＲ変化率２６％が得られている。   FIG. 26 shows magnetoresistive effect curves of Samples A4 and B4. Sample A4 has an MR change rate of 28% in a small magnetic field of 33 Oe. Sample B4 has an MR change rate of 26% in a small magnetic field of 18 Oe.

図２７に試料Ａ４、Ｂ４およびＣ４についてＭＲ変化率の印加電圧依存性を示す。なお、この図ではＭＲ変化率を電圧０Ｖのときの値で規格化して示している。この図から、試料Ａ４およびＢ４は、試料Ｃ４に比較して磁気抵抗変化率の値が半分になる電圧Ｖ1/2が大きく、電圧増大に伴うＭＲ変化率の減少が小さいことがわかる。 FIG. 27 shows the applied voltage dependence of the MR ratio for samples A4, B4, and C4. In this figure, the MR change rate is normalized with the value at a voltage of 0V. From this figure, it can be seen that Samples A4 and B4 have a large voltage V1 / 2 at which the value of the magnetoresistance change rate is halved compared to Sample C4, and the decrease in the MR change rate with increasing voltage is small.

次に、試料Ａ４、Ｂ４およびＤ４をソレノイドコイル中に置き、パルス磁界４０Ｏｅ中で磁化固着層の磁気記録状態の疲労試験を行った。図２８に試料Ａ４、Ｂ４およびＤ４について、パルス磁場の反転回数と出力電圧との関係を示す。この図では、出力電圧を初期の出力電圧値で規格化している。この図から明らかなように、試料Ｄ４ではパルス磁場の反転回数の増加に伴って出力電圧が著しく低下している。これに対して、試料Ａ４およびＢ４は磁化固着層の磁気記録状態の疲労は見られない。また、試料Ａ４とＢ４との比較では、磁化固着層に反強磁性層を挿入したＣｏＦｅ／Ｉｒ／ＣｏＦｅ／Ｉｒ−Ｍｎ／ＣｏＦｅ／Ｉｒ／ＣｏＦｅの７層構造を用いた試料Ｂ４の方が疲労が少ない。   Next, samples A4, B4, and D4 were placed in a solenoid coil, and a fatigue test of the magnetic recording state of the magnetization fixed layer was performed in a pulse magnetic field of 40 Oe. FIG. 28 shows the relationship between the number of inversions of the pulse magnetic field and the output voltage for samples A4, B4, and D4. In this figure, the output voltage is normalized with the initial output voltage value. As is clear from this figure, in the sample D4, the output voltage is remarkably lowered as the number of inversions of the pulse magnetic field increases. In contrast, samples A4 and B4 show no fatigue in the magnetic recording state of the magnetization pinned layer. In comparison between sample A4 and sample B4, sample B4 using a seven-layer structure of CoFe / Ir / CoFe / Ir-Mn / CoFe / Ir / CoFe in which an antiferromagnetic layer is inserted into the magnetization fixed layer is more fatigued. Less is.

以上のように図４の構造を有する強磁性二重トンネル接合素子は、磁気記録素子、磁気ヘッドに適用した場合に好適な特性を示すことがわかる。   As described above, it can be seen that the ferromagnetic double tunnel junction device having the structure of FIG. 4 exhibits suitable characteristics when applied to a magnetic recording element and a magnetic head.

なお、誘電体層としてＳｉＯ2，ＡｌＮ，ＭｇＯ，ＬａＡｌＯ3またはＣａＦ2を用いた場合にも上記と同様の傾向が見られた。 The same tendency as above was also observed when SiO 2 , AlN, MgO, LaAlO 3 or CaF 2 was used as the dielectric layer.

実施例５
図７または図９に示したＭＲＡＭを想定して、Ｓｉ／ＳｉＯ2またはＳｉＯ2基板上に図２９に示すような構造を有する強磁性二重トンネル接合素子（試料Ａ５および試料Ｂ５）を作製した例を説明する。 Example 5
Assuming the MRAM shown in FIG. 7 or FIG. 9, ferromagnetic double tunnel junction elements (sample A5 and sample B5) having the structure shown in FIG. 29 on a Si / SiO 2 or SiO 2 substrate were fabricated. An example will be described.

試料Ａ５は、Ｔａ下地層、Ｆｅ−Ｍｎからなる第１の反強磁性層、Ｎｉ−Ｆｅ／Ｃｏ−Ｆｅの二層膜からなる第１の強磁性層、Ａｌ2Ｏ3からなる第１の誘電体層、Ｃｏ9Ｆｅからなる第２の強磁性層、Ａｌ2Ｏ3からなる第２の誘電体層、Ｃｏ−Ｆｅからなる第３の強磁性層、ビットライン（Ｎｉ−Ｆｅからなる第３の強磁性層、Ｆｅ−Ｍｎからなる第２の反強磁性層、Ａｌからなる金属層）を順次積層した構造を有する。 Sample A5 includes a Ta underlayer, a first antiferromagnetic layer made of Fe—Mn, a first ferromagnetic layer made of a Ni—Fe / Co—Fe bilayer film, and a first made of Al 2 O 3. Dielectric layer, second ferromagnetic layer made of Co 9 Fe, second dielectric layer made of Al 2 O 3, third ferromagnetic layer made of Co—Fe, bit line (first made of Ni—Fe 3 ferromagnetic layers, a second antiferromagnetic layer made of Fe—Mn, and a metal layer made of Al).

試料Ｂ５は、Ｔａからなる下地層、Ｉｒ−Ｍｎからなる第１の反強磁性層、Ｃｏ−Ｆｅからなる第１の強磁性層、Ａｌ2Ｏ3からなる第１の誘電体層、Ｃｏ−Ｆｅ／Ｎｉ−Ｆｅ／Ｃｏ−Ｆｅの三層膜からなる第２の強磁性層、Ａｌ2Ｏ3からなる第２の誘電体層、Ｃｏ−Ｆｅからなる第３の強磁性層、ビットライン（Ｃｏからなる第３の強磁性層、Ｉｒ−Ｍｎからなる第２の反強磁性層、Ａｌからなる金属層）を順次積層した構造を有する。 Sample B5 includes an underlayer made of Ta, a first antiferromagnetic layer made of Ir—Mn, a first ferromagnetic layer made of Co—Fe, a first dielectric layer made of Al 2 O 3 , Co— A second ferromagnetic layer composed of a three-layer film of Fe / Ni—Fe / Co—Fe, a second dielectric layer composed of Al 2 O 3 , a third ferromagnetic layer composed of Co—Fe, a bit line ( A third ferromagnetic layer made of Co, a second antiferromagnetic layer made of Ir-Mn, and a metal layer made of Al) are sequentially laminated.

図２９に示されるように、試料Ａ５およびＢ５のいずれも、接合面積に比較して第２の反強磁性膜の面積が大きい。   As shown in FIG. 29, in both samples A5 and B5, the area of the second antiferromagnetic film is larger than the junction area.

試料Ａ５は以下のようにして作製した。基板をスパッタ装置に入れ、初期真空度を１×１０-7Ｔｏｒｒに設定した後、Ａｒを導入して所定の圧力に設定した。基板上に、Ｔａ ５ｎｍ／Ｆｅ54Ｍｎ46 １８ｎｍ／Ｎｉ8Ｆｅ2 ５ｎｍ／ＣｏＦｅ ２ｎｍ／Ａｌ2Ｏ3 １．７ｎｍ／Ｃｏ9Ｆｅ ３ｎｍ／Ａｌ2Ｏ3 ２ｎｍ／ＣｏＦｅ ２ｎｍ／Ｔａ ５ｎｍを順次積層した。なお、Ａｌ2Ｏ3は、純Ａｒガス中でＡｌターゲットを用いてＡｌを成膜した後、真空を破ることなく酸素を導入しプラズマ酸素に曝すことによって形成した。 Sample A5 was produced as follows. The substrate was put into a sputtering apparatus, the initial vacuum was set to 1 × 10 −7 Torr, Ar was introduced, and a predetermined pressure was set. On the substrate, Ta 5 nm / Fe 54 Mn 46 18 nm / Ni 8 Fe 2 5 nm / CoFe 2 nm / Al 2 O 3 1.7 nm / Co 9 Fe 3 nm / Al 2 O 3 2 nm / CoFe 2 nm / Ta 5 nm were sequentially laminated. . Al 2 O 3 was formed by depositing Al in pure Ar gas using an Al target, and then introducing oxygen without breaking the vacuum and exposing it to plasma oxygen.

上記積層膜を成膜した後、フォトリソグラフィ技術により最上部のＴａ層上に５０μｍ幅の下部配線形状を規定する第１のレジストパターンを形成し、イオンミリング技術を用いて加工した。   After forming the laminated film, a first resist pattern defining a lower wiring shape having a width of 50 μm was formed on the uppermost Ta layer by photolithography, and processed using an ion milling technique.

次に、第１のレジストパターンを除去した後、最上部のＴａ層上に電子線レジストを塗布し、ＥＢ描画装置を用いて第１のＡｌ2Ｏ3より上部の各層の微細加工を行い、接合面積１×１μｍ2，０．５×０．５μｍ2，０．１５×０．１５μｍ2の強磁性トンネル接合を作製した。電子線レジストパターンを残したまま、電子ビーム蒸着により厚さ３００ｎｍのＡｌ2Ｏ3を堆積した後、電子線レジストパターンおよびその上のＡｌ2Ｏ3をリフトオフし、接合部以外の部分に層間絶縁膜を形成した。 Next, after removing the first resist pattern, an electron beam resist is applied on the uppermost Ta layer, and fine processing of each layer above the first Al 2 O 3 is performed using an EB drawing apparatus, Ferromagnetic tunnel junctions with junction areas of 1 × 1 μm 2 , 0.5 × 0.5 μm 2 and 0.15 × 0.15 μm 2 were prepared. After depositing 300 nm thick Al 2 O 3 by electron beam evaporation while leaving the electron beam resist pattern, the electron beam resist pattern and the Al 2 O 3 thereon are lifted off, and interlayer insulation is provided in portions other than the junction. A film was formed.

次いで、電極配線の形成領域以外の領域を覆う第３のレジストパターンを形成した後、表面を逆スパッタしてクリーニングし、さらにＴａ層を除去した。その後、ビットラインの電極配線としてＮｉ8Ｆｅ2 ５ｎｍ／Ｆｅ54Ｍｎ46 １８ｎｍ／Ａｌ ５ｎｍを順次積層した。第３のレジストパターンおよびその上の電極配線をリフトオフした。その後、磁場中熱処理炉に導入し、ピン層に一方向異方性を導入した。 Next, after forming a third resist pattern covering a region other than the electrode wiring forming region, the surface was cleaned by reverse sputtering, and the Ta layer was removed. Thereafter, Ni 8 Fe 2 5 nm / Fe 54 Mn 46 18 nm / Al 5 nm were sequentially stacked as the bit line electrode wiring. The third resist pattern and the electrode wiring thereon were lifted off. Then, it introduced into the heat processing furnace in a magnetic field, and introduced unidirectional anisotropy into the pinned layer.

試料Ｂ５は以下のようにして作製した。基板をスパッタ装置に入れ、初期真空度を１×１０-7Ｔｏｒｒに設定した後、Ａｒを導入して所定の圧力に設定した。基板上に、Ｔａ ５ｎｍ／Ｉｒ22Ｍｎ78 １８ｎｍ／ＣｏＦｅ ３ｎｍ／Ａｌ2Ｏ3 １．５ｎｍ／ＣｏＦｅ １ｎｍ／Ｎｉ8Ｆｅ2 ３ｎｍ／ＣｏＦｅ １ｎｍ／Ａｌ2Ｏ3 １．８ｎｍ／ＣｏＦｅ ３ｎｍ／Ｔａ ５ｎｍを順次積層した。Ａｌ2Ｏ3は上記と同様な方法により形成した。 Sample B5 was produced as follows. The substrate was put into a sputtering apparatus, the initial vacuum was set to 1 × 10 −7 Torr, Ar was introduced, and a predetermined pressure was set. On the substrate, Ta 5 nm / Ir 22 Mn 78 18 nm / CoFe 3 nm / Al 2 O 3 1.5 nm / CoFe 1 nm / Ni 8 Fe 2 3 nm / CoFe 1 nm / Al 2 O 3 1.8 nm / CoFe 3 nm / Ta 5 nm Laminated sequentially. Al 2 O 3 was formed by the same method as described above.

上記積層膜を成膜した後、フォトリソグラフィ技術により最上部のＴａ層上に５０μｍ幅の下部配線形状を規定する第１のレジストパターンを形成し、イオンミリング技術を用いて加工した。   After forming the laminated film, a first resist pattern defining a lower wiring shape having a width of 50 μm was formed on the uppermost Ta layer by photolithography, and processed using an ion milling technique.

次に、第１のレジストパターンを除去した後、最上部のＴａ層上に電子線レジストを塗布し、ＥＢ描画装置を用いて第１のＡｌ2Ｏ3より上部の各層の微細加工を行い、接合面積１×１μｍ2，０．５×０．５μｍ2，０．１５×０．１５μｍ2の強磁性トンネル接合を作製した。電子線レジストパターンを残したまま、電子ビーム蒸着により厚さ３００ｎｍのＡｌ2Ｏ3を堆積した後、電子線レジストパターンおよびその上のＡｌ2Ｏ3をリフトオフし、接合部以外の部分に層間絶縁膜を形成した。 Next, after removing the first resist pattern, an electron beam resist is applied on the uppermost Ta layer, and fine processing of each layer above the first Al 2 O 3 is performed using an EB drawing apparatus, Ferromagnetic tunnel junctions with junction areas of 1 × 1 μm 2 , 0.5 × 0.5 μm 2 and 0.15 × 0.15 μm 2 were prepared. After depositing 300 nm thick Al 2 O 3 by electron beam evaporation while leaving the electron beam resist pattern, the electron beam resist pattern and the Al 2 O 3 thereon are lifted off, and interlayer insulation is provided in portions other than the junction. A film was formed.

次いで、電極配線の形成領域以外の領域を覆う第３のレジストパターンを形成した後、表面を逆スパッタしてクリーニングし、さらにＴａ層を除去した。その後、ビットラインの電極配線としてＣｏ／Ｉｒ22Ｍｎ78 １８ｎｍ／Ａｌ ５ｎｍを順次積層した。第３のレジストパターンおよびその上の電極配線をリフトオフした。その後、磁場中熱処理炉に導入し、ピン層に一方向異方性を導入した。 Next, after forming a third resist pattern covering a region other than the electrode wiring forming region, the surface was cleaned by reverse sputtering, and the Ta layer was removed. Thereafter, Co / Ir 22 Mn 78 18 nm / Al 5 nm was sequentially laminated as the bit line electrode wiring. The third resist pattern and the electrode wiring thereon were lifted off. Then, it introduced into the heat processing furnace in a magnetic field, and introduced unidirectional anisotropy into the pinned layer.

また、比較のために、以下のような試料Ｃ５、試料Ｄ５および試料Ｅ５を作製した。試料Ｃ５は強磁性一重トンネル接合素子であり、Ｔａ ５ｎｍ／Ｉｒ22Ｍｎ78１８ｎｍ／ＣｏＦｅ ３ｎｍ／Ａｌ2Ｏ3 １．５ｎｍ／ＣｏＦｅ １ｎｍ／Ｎｉ8Ｆｅ2 ３ｎｍ／ＣｏＦｅ １ｎｍ／Ｔａ ５ｎｍという積層構造を有する。 For comparison, the following sample C5, sample D5, and sample E5 were prepared. Sample C5 is a ferromagnetic single tunnel junction element, and has a laminated structure of Ta 5 nm / Ir 22 Mn 78 18 nm / CoFe 3 nm / Al 2 O 3 1.5 nm / CoFe 1 nm / Ni 8 Fe 2 3 nm / CoFe 1 nm / Ta 5 nm. Have.

試料Ｄ５は、試料Ｂ５と同様の積層構造、すなわちＴａ ５ｎｍ／Ｉｒ22Ｍｎ78 １８ｎｍ／ＣｏＦｅ ３ｎｍ／Ａｌ2Ｏ3 １．５ｎｍ／ＣｏＦｅ １ｎｍ／Ｎｉ8Ｆｅ2 ３ｎｍ／ＣｏＦｅ １ｎｍ／Ａｌ2Ｏ3 １．８ｎｍ／ＣｏＦｅ ３ｎｍ／Ｉｒ22Ｍｎ78 １８ｎｍ／Ｔａ ５ｎｍという積層構造を有する。しかし、図２９の構造とは異なり、上部のＩｒＭｎからなる第２の反強磁性層（およびＴａ保護層）の面積も接合面積と同一になるように加工されたている。また、ビットラインはＡｌ層のみからなっている。 Sample D5 has the same stacked structure as Sample B5, that is, Ta 5 nm / Ir 22 Mn 78 18 nm / CoFe 3 nm / Al 2 O 3 1.5 nm / CoFe 1 nm / Ni 8 Fe 2 3 nm / CoFe 1 nm / Al 2 O 3 1 It has a laminated structure of 8 nm / CoFe 3 nm / Ir 22 Mn 78 18 nm / Ta 5 nm. However, unlike the structure of FIG. 29, the area of the second antiferromagnetic layer (and Ta protective layer) made of IrMn on the top is processed so as to be the same as the junction area. The bit line is composed only of an Al layer.

試料Ｅ５は反強磁性層を含まない強磁性二重トンネル接合であり、Ｔａ ５ｎｍ／ＣｏＦｅＰｔ １３ｎｍ／Ａｌ2Ｏ3 １．５ｎｍ／ＣｏＦｅ １ｎｍ／Ｎｉ8Ｆｅ2 ３ｎｍ／ＣｏＦｅ １ｎｍ／Ａｌ2Ｏ3 １．８ｎｍ／ＣｏＦｅＰｔ １３ｎｍ／Ｔａ ５ｎｍという積層構造を有する。 Sample E5 is a ferromagnetic double tunnel junction that does not include an antiferromagnetic layer. Ta 5 nm / CoFePt 13 nm / Al 2 O 3 1.5 nm / CoFe 1 nm / Ni 8 Fe 2 3 nm / CoFe 1 nm / Al 2 O 3 1 It has a laminated structure of 8 nm / CoFePt 13 nm / Ta 5 nm.

図３０に試料Ａ５およびＢ５の磁気抵抗効果曲線を示す。試料Ａ５は２９Ｏｅという小さな磁場でＭＲ変化率２８％が得られている。試料Ｂ５は３９Ｏｅという小さな磁場でＭＲ変化率２７％が得られている。   FIG. 30 shows magnetoresistive effect curves of Samples A5 and B5. Sample A5 has an MR change rate of 28% in a small magnetic field of 29 Oe. Sample B5 has an MR change rate of 27% in a small magnetic field of 39 Oe.

図３１に試料Ａ５、Ｂ５およびＣ５についてＭＲ変化率の印加電圧依存性を示す。なお、この図ではＭＲ変化率を電圧０Ｖのときの値で規格化して示している。この図から、試料Ａ５およびＢ５は、試料Ｃ５に比較して磁気抵抗変化率の値が半分になる電圧Ｖ1/2が大きく、電圧増大に伴うＭＲ変化率の減少が小さいことがわかる。 FIG. 31 shows the applied voltage dependence of the MR ratio for samples A5, B5, and C5. In this figure, the MR change rate is normalized with the value at a voltage of 0V. From this figure, it can be seen that Samples A5 and B5 have a large voltage V1 / 2 at which the value of the magnetoresistance change rate is halved compared to Sample C5, and the decrease in MR change rate accompanying the increase in voltage is small.

次に、試料Ａ５、Ｂ５、Ｄ５およびＥ５をソレノイドコイル中に置き、パルス磁界７０Ｏｅ中で磁化固着層の磁気記録状態の疲労試験を行った。図３２に試料Ａ５、Ｂ５、Ｄ５およびＥ５について、パルス磁場の反転回数と出力電圧との関係を示す。この図では、出力電圧を初期の出力電圧値で規格化している。この図から明らかなように、試料Ｅ５ではパルス磁場の反転回数の増加に伴って出力電圧が著しく低下している。また、試料Ｄ５は、接合面積が小さいほど、疲労が激しくなる傾向を示した。これは、接合面積が小さいと加工ダメージ等で上部磁化固着層が劣化したためであると考えられる。これに対して、試料Ａ５およびＢ５は磁化固着層の磁気記録状態の疲労は見られない。このことから、図２９に示したように、上部の反強磁性層をビットラインの一部として構成することが有利であることがわかる。   Next, samples A5, B5, D5 and E5 were placed in a solenoid coil, and a fatigue test of the magnetic recording state of the magnetization pinned layer was performed in a pulse magnetic field 70Oe. FIG. 32 shows the relationship between the number of inversions of the pulse magnetic field and the output voltage for samples A5, B5, D5, and E5. In this figure, the output voltage is normalized with the initial output voltage value. As is apparent from this figure, in the sample E5, the output voltage is remarkably lowered as the number of inversions of the pulse magnetic field increases. Moreover, the sample D5 showed the tendency for fatigue to become intense, so that a joining area was small. This is presumably because the upper magnetization pinned layer deteriorated due to processing damage or the like when the junction area was small. In contrast, samples A5 and B5 show no fatigue in the magnetic recording state of the magnetization pinned layer. From this, it can be seen that it is advantageous to configure the upper antiferromagnetic layer as a part of the bit line as shown in FIG.

以上のように図２９の構造を有する強磁性二重トンネル接合素子は、特に磁気記録素子に適用した場合に好適な特性を示すことがわかる。   As described above, it can be seen that the ferromagnetic double tunnel junction device having the structure of FIG. 29 exhibits suitable characteristics particularly when applied to a magnetic recording device.

なお、誘電体層としてＳｉＯ2，ＡｌＮ，ＭｇＯ，ＬａＡｌＯ3またはＣａＦ2を用いた場合にも上記と同様の傾向が見られた。 The same tendency as above was also observed when SiO 2 , AlN, MgO, LaAlO 3 or CaF 2 was used as the dielectric layer.

実施例６
実施例１〜４と同様な方法により、Ｓｉ／ＳｉＯ2基板またはＳｉＯ2基板上に、図１〜図４に示す基本構造を有する強磁性二重トンネル接合素子を作製した。これらの素子の積層構造を表１に示す。なお、下地層および保護層としては、Ｔａ、Ｔｉ、Ｔｉ／Ｐｔ、Ｐｔ、Ｔｉ／Ｐｄ、Ｔａ／Ｐｔ、Ｔａ／Ｐｄ、ＴｉＮｘのいずれかを用いている。 Example 6
A ferromagnetic double tunnel junction device having the basic structure shown in FIGS. 1 to 4 was fabricated on a Si / SiO 2 substrate or a SiO 2 substrate by the same method as in Examples 1 to 4. Table 1 shows the laminated structure of these elements. As the underlayer and the protective layer, any one of Ta, Ti, Ti / Pt, Pt, Ti / Pd, Ta / Pt, Ta / Pd, and TiNx is used.

これら試料について、ＭＲ変化率が１／２に減少する電圧値Ｖ1/2、１０００００回のフリー層（磁気記録層）反転時の出力値と初期出力値との比を表１に示した。いずれの試料でも大きなＭＲ変化率が得られており、電圧依存のＭＲ変化率の減少度合いも強磁性一重トンネル接合素子に比べて小さい。また、フリー層（磁気記録層）の磁化反転を繰り返しても、出力電圧の低下はほとんどなく、疲労が小さい。 For these samples, Table 1 shows the voltage value V 1/2 at which the MR ratio decreases to 1/2 , and the ratio between the output value at the time of 100,000 free layer (magnetic recording layer) inversion and the initial output value. In any sample, a large MR change rate is obtained, and the degree of decrease in the voltage-dependent MR change rate is smaller than that of the ferromagnetic single tunnel junction element. Further, even if the magnetization reversal of the free layer (magnetic recording layer) is repeated, the output voltage hardly decreases and fatigue is small.

したがって、これらの素子は磁気抵抗効果型ヘッド、センサー、磁気記憶素子として用いた場合に有効であることが分かる。

Figure 0004660512
Therefore, it can be seen that these elements are effective when used as magnetoresistive heads, sensors, and magnetic memory elements.
Figure 0004660512

なお、本発明において、各層間の原子拡散・混合が生じることがあり得る。例えば、スパッタリング時にスパッタ強度を強くすれば、ＮｉＦｅ合金層、Ｃｏ基合金層、またはこれらと非磁性層や反強磁性層との間での原子の拡散が生じると考えられる。また、温度や時間にも依存するが、熱処理でも同様の原子拡散が生じると考えられる。こうした原子拡散が発生しても、各層を構成する材料が本発明において要求される磁気特性を示し、明示した材料の範囲内に含まれる限り、本発明の範疇に入る。   In the present invention, atomic diffusion / mixing between layers may occur. For example, if the sputtering strength is increased during sputtering, it is considered that diffusion of atoms occurs between the NiFe alloy layer, the Co-based alloy layer, or the nonmagnetic layer and the antiferromagnetic layer. Further, although depending on the temperature and time, it is considered that the same atomic diffusion occurs in the heat treatment. Even if such atomic diffusion occurs, the material constituting each layer is within the scope of the present invention as long as the material exhibits the magnetic properties required in the present invention and is included in the specified material range.

実施例７
Ｓｉ／ＳｉＯ2基板またはＳｉＯ2基板上に図１に示すような構造を有し、フリー層の厚さが異なる３種の強磁性二重トンネル接合素子（試料Ｔ１，Ｔ２およびＴ３）を作製した例を説明する。 Example 7
Three types of ferromagnetic double tunnel junction elements (samples T1, T2, and T3) having a structure as shown in FIG. 1 and having different free layer thicknesses were fabricated on a Si / SiO 2 substrate or a SiO 2 substrate. An example will be described.

試料Ｔ１は、Ｔａ下地層、Ｆｅ−Ｍｎ／Ｎｉ−Ｆｅの二層膜からなる第１の反強磁性層、ＣｏＦｅからなる第１の強磁性層、Ａｌ2Ｏ3からなる第１の誘電体層、Ｃｏ9Ｆｅからなる第２の強磁性層、Ａｌ2Ｏ3からなる第２の誘電体層、ＣｏＦｅからなる第３の強磁性層、Ｎｉ−Ｆｅ／Ｆｅ−Ｍｎの二層膜からなる第２の反強磁性層、Ｔａ保護層を順次積層した構造を有し、フリー層であるＣｏ9Ｆｅからなる第２の強磁性層の膜厚が２．５ｎｍに設定されている。 Sample T1 includes a Ta underlayer, a first antiferromagnetic layer made of a two-layer film of Fe—Mn / Ni—Fe, a first ferromagnetic layer made of CoFe, and a first dielectric made of Al 2 O 3. A second ferromagnetic layer made of Co 9 Fe, a second dielectric layer made of Al 2 O 3, a third ferromagnetic layer made of CoFe, and a bilayer film of Ni—Fe / Fe—Mn The second antiferromagnetic layer and the Ta protective layer are sequentially stacked, and the thickness of the second ferromagnetic layer made of Co 9 Fe as a free layer is set to 2.5 nm.

試料Ｔ１は以下のようにして作製した。基板をスパッタ装置に入れ、初期真空度を１×１０-7Ｔｏｒｒに設定した後、Ａｒを導入して所定の圧力に設定した。基板上に、Ｔａ ５ｎｍ／Ｆｅ54Ｍｎ46 ２０ｎｍ／Ｎｉ8Ｆｅ2 ５ｎｍ／ＣｏＦｅ ３ｎｍ／Ａｌ2Ｏ3 １．７ｎｍ／Ｃｏ9Ｆｅ ２．５ｎｍ／Ａｌ2Ｏ3 ２ｎｍ／ＣｏＦｅ ３ｎｍ／Ｎｉ8Ｆｅ2 ５ｎｍ／Ｆｅ54Ｍｎ46 ２０ｎｍ／Ｔａ５ｎｍを順次積層した。なお、Ａｌ2Ｏ3は、純Ａｒガス中でＡｌターゲットを用いてＡｌを成膜した後、真空を破ることなく酸素を導入しプラズマ酸素に曝すことによって形成した。 Sample T1 was prepared as follows. The substrate was put into a sputtering apparatus, the initial vacuum was set to 1 × 10 −7 Torr, Ar was introduced, and a predetermined pressure was set. On the substrate, Ta 5 nm / Fe 54 Mn 46 20 nm / Ni 8 Fe 2 5 nm / CoFe 3 nm / Al 2 O 3 1.7 nm / Co 9 Fe 2.5 nm / Al 2 O 3 2 nm / CoFe 3 nm / Ni 8 Fe 2 5 nm / Fe 54 Mn 46 20 nm / Ta 5 nm were sequentially laminated. Al 2 O 3 was formed by depositing Al in pure Ar gas using an Al target, and then introducing oxygen without breaking the vacuum and exposing it to plasma oxygen.

上記積層膜を成膜した後、フォトリソグラフィ技術により最上部のＴａ保護層上に１００μｍ幅の下部配線形状を規定するレジストパターンを形成し、イオンミリング技術を用いて加工した。   After the laminated film was formed, a resist pattern defining a lower wiring shape having a width of 100 μm was formed on the uppermost Ta protective layer by photolithography, and processed using an ion milling technique.

次に、レジストパターンを除去した後、フォトリソグラフィ技術または電子線リソグラフィ技術およびＲＩＥにより最上部のＴａ保護層上に接合寸法を規定するＴｉハードマスクを形成し、イオンミリング技術を用いて第１のＡｌ2Ｏ3より上部のＣｏ9Ｆｅ／Ａｌ2Ｏ3／ＣｏＦｅ／Ｎｉ−Ｆｅ／Ｆｅ−Ｍｎ／Ｔａを加工した。この工程により接合幅を様々に変化させた。接合幅が１μｍ以下の素子を形成する場合には電子線リソグラフィ技術を用いた。接合部上にレジストパターンを形成し、スパッタ法またはプラズマＣＶＤ法により厚さ３００ｎｍのＳｉＯ2を堆積した後、レジストパターンおよびその上のＳｉＯ2をリフトオフし、接合部以外の部分に層間絶縁膜を形成した。 Next, after removing the resist pattern, a Ti hard mask for defining the junction dimension is formed on the uppermost Ta protective layer by photolithography technique or electron beam lithography technique and RIE, and the first milling technique is used to form the first hard mask. from Al 2 O 3 was processed top of Co 9 Fe / Al 2 O 3 / CoFe / Ni-Fe / Fe-Mn / Ta. By this process, the bonding width was variously changed. When forming an element having a junction width of 1 μm or less, an electron beam lithography technique was used. After forming a resist pattern on the joint and depositing 300 nm thick SiO 2 by sputtering or plasma CVD, the resist pattern and the SiO 2 thereon are lifted off, and an interlayer insulating film is formed on portions other than the joint Formed.

次いで、電極配線の形成領域以外の領域を覆うレジストパターンを形成した後、表面を逆スパッタしてクリーニングした。全面にＡｌを堆積した後、レジストパターンおよびその上のＡｌをリフトオフして、Ａｌ電極配線を形成した。その後、磁場中熱処理炉に導入し、ピン層に一方向異方性を導入した。   Next, after forming a resist pattern covering a region other than the electrode wiring formation region, the surface was cleaned by reverse sputtering. After Al was deposited on the entire surface, the resist pattern and Al thereon were lifted off to form Al electrode wiring. Then, it introduced into the heat processing furnace in a magnetic field, and introduced unidirectional anisotropy into the pinned layer.

試料Ｔ２はフリー層であるＣｏ9Ｆｅからなる第２の強磁性層の膜厚を７ｎｍとした以外は、試料Ｔ１と同様にして作製した。 Sample T2 was fabricated in the same manner as Sample T1, except that the thickness of the second ferromagnetic layer made of Co 9 Fe as a free layer was 7 nm.

試料Ｔ３はフリー層であるＣｏ9Ｆｅからなる第２の強磁性層の膜厚を１７ｎｍとした以外は、試料Ｔ１と同様にして作製した。 Sample T3 was fabricated in the same manner as Sample T1, except that the thickness of the second ferromagnetic layer made of Co 9 Fe as a free layer was 17 nm.

図３３に、試料Ｔ１、Ｔ２およびＴ３について、素子の接合幅とフリー層の反転磁場との関係を示す。この図では横軸を接合幅Ｗの逆数（１／Ｗ）としている。図３３に示されるように、いずれの試料でも接合幅を縮小するに従って反転磁場が増大している。このことは、ＭＲＡＭ応用においては接合幅を縮小するに従って書き込み時の消費電力が増大することを意味する。しかし、フリー層の膜厚が薄い試料Ｔ１では直線の傾きが小さく、接合幅の縮小に伴う反転磁場の増大が抑制されている。一方、フリー層の膜厚が比較的厚い試料Ｔ２およびＴ３では、接合幅の縮小に伴う反転磁場の増大が顕著であり、ＭＲＡＭ応用において書き込み時の消費電力が著しく増大するおそれがある。ここで、現状の加工技術で得られる接合幅０．２５μｍ（１／Ｗ＝４）の素子に着目して反転磁場を比較する。試料Ｔ１では反転磁場が１００Ｏｅより小さく、今後のさらなる微細化に対応できる。一方、試料Ｔ２およびＴ３では反転磁場が１００Ｏｅを超えており、ＭＲＡＭ応用において書き込み時の消費電力がすでに高く、さらなる微細化に対応することは困難である。   FIG. 33 shows the relationship between the junction width of the element and the reversal magnetic field of the free layer for samples T1, T2, and T3. In this figure, the horizontal axis is the reciprocal (1 / W) of the junction width W. As shown in FIG. 33, the reversal magnetic field increases as the junction width is reduced in any sample. This means that in MRAM applications, the power consumption during writing increases as the junction width is reduced. However, in the sample T1 with a thin free layer, the slope of the straight line is small, and the increase of the reversal magnetic field accompanying the reduction in the junction width is suppressed. On the other hand, in the samples T2 and T3 having a relatively thick free layer, the increase of the reversal magnetic field accompanying the reduction of the junction width is remarkable, and the power consumption during writing may be significantly increased in the MRAM application. Here, reversal magnetic fields are compared by paying attention to an element having a junction width of 0.25 μm (1 / W = 4) obtained by the current processing technique. In the sample T1, the reversal magnetic field is smaller than 100 Oe, which can cope with further miniaturization in the future. On the other hand, in the samples T2 and T3, the reversal magnetic field exceeds 100 Oe, and the power consumption during writing is already high in the MRAM application, and it is difficult to cope with further miniaturization.

図３４に試料Ｔ１、Ｔ２およびＴ３についてＭＲ変化率の印加電圧依存性を示す。なお、この図ではＭＲ変化率を電圧０Ｖのときの値で規格化して示している。フリー層の膜厚が薄い試料Ｔ１ではＭＲ変化率の値が半分になるバイアス電圧Ｖ1/2が０．９Ｖを超えており、バイアス依存性が抑制されている。一方、フリー層の膜厚が比較的厚い試料Ｔ２およびＴ３は、強磁性一重トンネル接合素子に比べればバイアス依存性が小さいが、Ｖ1/2は０．８Ｖ未満であり、試料Ｔ１に比べて明らかに劣っている。 FIG. 34 shows the applied voltage dependence of the MR ratio for samples T1, T2, and T3. In this figure, the MR change rate is normalized with the value at a voltage of 0V. In the sample T1 with the thin free layer, the bias voltage V1 / 2 at which the MR change rate value is halved exceeds 0.9 V, and the bias dependency is suppressed. On the other hand, samples T2 and T3 having a relatively thick free layer are less bias-dependent than ferromagnetic single tunnel junction devices, but V 1/2 is less than 0.8 V, which is lower than sample T1. Obviously inferior.

図３３および図３４から、フリー層の厚さが薄いほど、接合の微細化に伴う反転磁場の増大が抑えられ、かつバイアス依存性も改善されることがわかる。フリー層の厚さが５ｎｍ以下であれば、０．２５μｍルールの素子で反転磁場が１００Ｏｅ以下に抑えられ、かつＭＲ変化率のバイアス依存性も改善される。しかし、フリー層の厚さが１ｎｍ未満になると、フリー層が連続膜にならず、誘電体層中に強磁性粒子が分散した、いわゆるグラニュラー構造となるおそれがある。この結果、接合特性の制御が困難になり、微粒子の大きさによっては室温で超常磁性となりＭＲ変化率が極端に低下するという問題も生じる。したがって、フリー層の厚さは１〜５ｎｍであることが好ましい。   From FIG. 33 and FIG. 34, it can be seen that as the free layer is thinner, the increase of the reversal magnetic field accompanying the miniaturization of the junction is suppressed, and the bias dependency is also improved. If the thickness of the free layer is 5 nm or less, the reversal magnetic field can be suppressed to 100 Oe or less with an element of the 0.25 μm rule, and the bias dependence of the MR ratio is improved. However, if the thickness of the free layer is less than 1 nm, the free layer may not be a continuous film, and a so-called granular structure may be formed in which ferromagnetic particles are dispersed in the dielectric layer. As a result, it becomes difficult to control the bonding characteristics, and depending on the size of the fine particles, superparamagnetism is caused at room temperature, and the MR ratio is extremely reduced. Therefore, the thickness of the free layer is preferably 1 to 5 nm.

実施例８
Ｓｉ／ＳｉＯ2基板上に図１４のような構造を有するＭＲＡＭを作製した例を示す。Ｓｉ基板１５１上にプラズマＣＶＤによりＳｉＯ2を成膜した。ダマシンプロセスを用いてワードライン１５２を形成した。すなわち、レジストを塗布しフォトリソグラフィーによりレジストパターンを形成し、ＲＩＥによりＳｉＯ2に溝を加工し、メッキ法を用いて溝内にＣｕを埋め込んだ後、ＣＭＰにより平坦化を行い、ワードライン１５２を形成した。その後、プラズマＣＶＤにより、ワードライン１５２上に厚さ２５０ｎｍのＳｉＯ2層間絶縁膜を形成した。 Example 8
An example is shown in which an MRAM having a structure as shown in FIG. 14 is fabricated on a Si / SiO 2 substrate. A SiO 2 film was formed on the Si substrate 151 by plasma CVD. A word line 152 was formed using a damascene process. That is, a resist is applied, a resist pattern is formed by photolithography, a groove is processed in SiO 2 by RIE, Cu is embedded in the groove using a plating method, planarization is performed by CMP, and the word line 152 is formed. Formed. Thereafter, a 250 nm thick SiO 2 interlayer insulating film was formed on the word line 152 by plasma CVD.

この試料をスパッタ装置に入れ、初期真空度を３×１０-8Ｔｏｒｒに設定した後、Ａｒを導入して所定の圧力に設定した。ＳｉＯ2層間絶縁膜上に、Ｔａ下地層／Ｃｕ（５０ｎｍ）／Ｎｉ81Ｆｅ19（５ｎｍ）／Ｉｒ22Ｍｎ78（１２ｎｍ）／Ｃｏ50Ｆｅ50（３ｎｍ）／Ａｌ2Ｏ3（１ｎｍ）／Ｃｏ90Ｆｅ10（２ｎｍ）／Ｎｉ81Ｆｅ19（１ｎｍ）／Ｃｏ90Ｆｅ10（２ｎｍ）／Ｒｕ（０．９ｎｍ）／Ｃｏ90Ｆｅ10（２ｎｍ）／Ｎｉ81Ｆｅ19（１ｎｍ）／Ｃｏ90Ｆｅ10（２ｎｍ）／Ａｌ2Ｏ3（１ｎｍ）／Ｃｏ80Ｆｅ20（３ｎｍ）／Ｒｕ（０．９ｎｍ）／Ｃｏ80Ｆｅ20／Ｉｒ22Ｍｎ78（１２ｎｍ）／Ｎｉ81Ｆｅ19（５ｎｍ）／Ａｕ保護膜を積層した。Ａｌ2Ｏ3は、純Ａｒガス中でＡｌターゲットを用いてＡｌを成膜した後、真空を破ることなく酸素を導入しプラズマ酸素に曝すことによって形成した。 This sample was put into a sputtering apparatus, the initial vacuum degree was set to 3 × 10 −8 Torr, Ar was then introduced and set to a predetermined pressure. On the SiO 2 interlayer insulating film, a Ta underlayer / Cu (50 nm) / Ni 81 Fe 19 (5 nm) / Ir 22 Mn 78 (12 nm) / Co 50 Fe 50 (3 nm) / Al 2 O 3 (1 nm) / Co 90 Fe 10 (2nm) / Ni 81 Fe 19 (1nm) / Co 90 Fe 10 (2nm) / Ru (0.9nm) / Co 90 Fe 10 (2nm) / Ni 81 Fe 19 (1nm) / Co 90 Fe 10 (2 nm) / Al 2 O 3 (1 nm) / Co 80 Fe 20 (3 nm) / Ru (0.9 nm) / Co 80 Fe 20 / Ir 22 Mn 78 (12 nm) / Ni 81 Fe 19 (5 nm) / Au protection The membrane was laminated. Al 2 O 3 was formed by depositing Al using an Al target in pure Ar gas, then introducing oxygen without breaking the vacuum and exposing it to plasma oxygen.

上記積層膜上にＳｉ3Ｎ4を成膜し、レジストを塗布してフォトリソグラフィによりレジストパターンを形成し、ＲＩＥにより金属配線１５３を規定するハードマスクを形成した後、イオンミリングを行い、積層膜を加工した。その後、レジストパターンを除去した。 A Si 3 N 4 film is formed on the laminated film, a resist is applied, a resist pattern is formed by photolithography, a hard mask that defines the metal wiring 153 is formed by RIE, ion milling is performed, and the laminated film is formed. Was processed. Thereafter, the resist pattern was removed.

次に、レジストを塗布してフォトリソグラフィにより接合寸法を規定するレジストパターンを形成し、イオンミリング技術を用いて第１のＡｌ2Ｏ3より上部の積層膜を加工してＴＭＲ素子を形成した。ＴＭＲ素子のセルサイズは全て０．４×０．４μｍ2とした。その後、レジストパターンを除去した。 Next, a resist pattern was formed by applying a resist and defining a bonding dimension by photolithography, and a TMR element was formed by processing the laminated film above the first Al 2 O 3 using an ion milling technique. The cell size of all TMR elements was 0.4 × 0.4 μm 2 . Thereafter, the resist pattern was removed.

次いで、プラズマＣＶＤによりＳｉＯ2層間絶縁膜を成膜し、ＣＭＰにより２５０ｎｍの厚さまで削って平坦化した。全面にＣｕ、絶縁膜、およびＣｕを積層した。この積層膜上にＳｉ3Ｎ4を成膜し、レジストを塗布してフォトリソグラフィによりレジストパターンを形成し、ＲＩＥによりハードマスクを形成した後、イオンミリングを行い、ビットライン１５４、層間絶縁層１５５、および第２ワードライン１５６を形成した。その後、試料を磁場中熱処理炉に導入し、磁気記録層に一軸異方性を、磁化固着層に一方向異方性を導入した。 Next, an SiO 2 interlayer insulating film was formed by plasma CVD, and planarized by CMP to a thickness of 250 nm. Cu, an insulating film, and Cu were laminated on the entire surface. A Si 3 N 4 film is formed on the laminated film, a resist is applied, a resist pattern is formed by photolithography, a hard mask is formed by RIE, ion milling is performed, and a bit line 154 and an interlayer insulating layer 155 are formed. , And a second word line 156 was formed. Thereafter, the sample was introduced into a heat treatment furnace in a magnetic field, and uniaxial anisotropy was introduced into the magnetic recording layer and unidirectional anisotropy was introduced into the magnetization pinned layer.

得られたＭＲＡＭに対して以下の３つの方法で書き込みを行った。   Writing was performed on the obtained MRAM by the following three methods.

（１）ＴＭＲ素子に１ｍＡのスピン電流を注入しながら、ワードライン１５２および第２ワードライン１５６に１０ｎｓｅｃの電流パルスを流して磁気記録層１１５の容易軸方向および困難軸方向に電流磁場を印加する方法。   (1) While injecting a spin current of 1 mA into the TMR element, a current pulse of 10 nsec is applied to the word line 152 and the second word line 156 to apply a current magnetic field in the easy axis direction and the hard axis direction of the magnetic recording layer 115. Method.

（２）ＴＭＲ素子へのスピン電流の注入のみを行う方法。   (2) A method in which only the spin current is injected into the TMR element.

（３）ワードライン１５２および第２ワードライン１５６に１０ｎｓｅｃの電流パルスを流して磁気記録層１１５の容易軸方向および困難軸方向に電流磁場を印加する方法。   (3) A method of applying a current magnetic field in the easy axis direction and the hard axis direction of the magnetic recording layer 115 by supplying a current pulse of 10 nsec to the word line 152 and the second word line 156.

なお、磁気記録層１１５の困難軸方向に電流磁場を印加するための電流パルスは１０ｎｓｅｃ、３ｍＡ一定とした。   Note that the current pulse for applying a current magnetic field in the hard axis direction of the magnetic recording layer 115 was constant at 10 nsec and 3 mA.

磁気記録層１１５の磁化反転は、書き込みを行った後、ＴＭＲセルに直流電流を流し、出力電圧が変化したかどうかにより判断した。   The magnetization reversal of the magnetic recording layer 115 was judged by whether or not the output voltage was changed by applying a direct current to the TMR cell after writing.

本実施例における０．４×０．４μｍ2というサイズのＴＭＲ素子に対しては、（２）のＴＭＲ素子へのスピン電流の注入のみを行う方法では、電流値を１０ｍＡまで増加させても、磁化反転は観測されなかった。（３）の磁気記録層１１５の容易軸方向および困難軸方向に電流磁場を印加する方法では、磁気記録層１１５の磁化反転を起こすためには、磁気記録層１１５の容易軸方向に電流磁場を印加するための電流を４．３ｍＡまで増加させる必要があった。 For the TMR element having a size of 0.4 × 0.4 μm 2 in this embodiment, even if the current value is increased to 10 mA in the method of performing only the injection of the spin current into the TMR element of (2), No magnetization reversal was observed. In the method (3) of applying a current magnetic field in the easy axis direction and the hard axis direction of the magnetic recording layer 115, in order to cause magnetization reversal of the magnetic recording layer 115, a current magnetic field is applied in the easy axis direction of the magnetic recording layer 115. It was necessary to increase the current to be applied to 4.3 mA.

これに対して、（１）の方法で、１ｍＡのスピン電流を流しながら、磁気記録層１１５の容易軸方向に電流磁場を印加するための電流を増加させたところ、２．６ｍＡの電流値で磁気記録層１１５の磁化反転が確認された。また、磁気記録層１１５の容易軸方向に電流磁場を印加するための電流の向き、およびＴＭＲ素子に流すスピン電流の向きを変えることによって、上記のような小さい電流値のままで磁気記録層１１５の磁化反転を繰り返すことができることがわかった。   On the other hand, when the current for applying a current magnetic field in the easy axis direction of the magnetic recording layer 115 is increased while flowing a spin current of 1 mA by the method (1), the current value is 2.6 mA. The magnetization reversal of the magnetic recording layer 115 was confirmed. Further, by changing the direction of the current for applying a current magnetic field in the easy axis direction of the magnetic recording layer 115 and the direction of the spin current flowing through the TMR element, the magnetic recording layer 115 is maintained with the small current value as described above. It was found that the magnetization reversal of can be repeated.

このように、本実施例のＭＲＡＭの構造および書き込み方法を採用すれば、スピン注入に適した構造を有し、電流磁界を印加するための配線に流す電流およびＴＭＲ素子に流す電流を小さくできる。したがって、ＭＲＡＭの高密度化に伴って配線幅およびＴＭＲ素子サイズが小さくなっても、配線の溶融またはトンネルバリア層の破壊を抑制することができ、信頼性を向上できる。   As described above, when the structure of the MRAM and the writing method of the present embodiment are employed, the structure suitable for spin injection can be obtained, and the current flowing through the wiring for applying the current magnetic field and the current flowing through the TMR element can be reduced. Therefore, even if the wiring width and the TMR element size are reduced as the density of the MRAM is increased, the melting of the wiring or the destruction of the tunnel barrier layer can be suppressed, and the reliability can be improved.

本発明の第１の磁気抵抗効果素子の基本構造を示す断面図。Sectional drawing which shows the basic structure of the 1st magnetoresistive effect element of this invention. 本発明の第２の磁気抵抗効果素子の基本構造を示す断面図。Sectional drawing which shows the basic structure of the 2nd magnetoresistive effect element of this invention. 本発明の第３の磁気抵抗効果素子の基本構造を示す断面図。Sectional drawing which shows the basic structure of the 3rd magnetoresistive effect element of this invention. 本発明の第４の磁気抵抗効果素子の基本構造を示す断面図。Sectional drawing which shows the basic structure of the 4th magnetoresistive effect element of this invention. 本発明の第４の磁気抵抗効果素子の変形例の基本構造を示す断面図。Sectional drawing which shows the basic structure of the modification of the 4th magnetoresistive effect element of this invention. ＭＯＳトランジスタと強磁性二重トンネル接合素子とを組み合わせたＭＲＡＭの等価回路図。The equivalent circuit diagram of MRAM which combined the MOS transistor and the ferromagnetic double tunnel junction element. 強磁性二重トンネル接合素子のピン層がビットラインの一部を構成する、図６のＭＲＡＭの断面図。FIG. 7 is a cross-sectional view of the MRAM of FIG. 6 in which the pinned layer of the ferromagnetic double tunnel junction device forms part of the bit line. ダイオードと強磁性二重トンネル接合素子とを組み合わせたＭＲＡＭの等価回路図。The equivalent circuit diagram of MRAM which combined the diode and the ferromagnetic double tunnel junction element. 強磁性二重トンネル接合素子のピン層がビットラインの一部を構成する、図８のＭＲＡＭの断面図。FIG. 9 is a cross-sectional view of the MRAM of FIG. 8 in which the pinned layer of the ferromagnetic double tunnel junction device forms part of the bit line. 本発明の他のＭＲＡＭに用いられる強磁性二重トンネル接合素子の断面図。Sectional drawing of the ferromagnetic double tunnel junction element used for the other MRAM of this invention. 本発明の他のＭＲＡＭに用いられる強磁性二重トンネル接合素子の断面図。Sectional drawing of the ferromagnetic double tunnel junction element used for the other MRAM of this invention. 本発明の他のＭＲＡＭに用いられる強磁性二重トンネル接合素子の断面図。Sectional drawing of the ferromagnetic double tunnel junction element used for the other MRAM of this invention. 本発明に係るＭＲＡＭの例を示す断面図。Sectional drawing which shows the example of MRAM which concerns on this invention. 本発明に係るＭＲＡＭの他の例を示す断面図。Sectional drawing which shows the other example of MRAM based on this invention. 本発明に係るトンネル接合型磁気抵抗効果素子を含む磁気抵抗効果ヘッドを搭載した磁気ヘッドアセンブリの斜視図。1 is a perspective view of a magnetic head assembly on which a magnetoresistive head including a tunnel junction magnetoresistive element according to the present invention is mounted. FIG. 図１５に示す磁気ヘッドアセンブリを搭載した磁気ディスク装置の内部構造を示す斜視図。FIG. 16 is a perspective view showing an internal structure of a magnetic disk device on which the magnetic head assembly shown in FIG. 15 is mounted. 実施例１の試料ＡおよびＢの磁気抵抗効果曲線を示す図。The figure which shows the magnetoresistive effect curve of the samples A and B of Example 1. FIG. 実施例１の試料Ａ、ＢおよびＣについて磁気抵抗変化率の印加電圧依存性を示す図。The figure which shows the applied voltage dependence of the magnetoresistive change rate about sample A, B, and C of Example 1. FIG. 実施例１の試料Ａ、ＢおよびＤについて、パルス磁場の反転回数と出力電圧との関係を示す図。The figure which shows the relationship between the frequency | count of inversion of a pulse magnetic field and output voltage about the samples A, B, and D of Example 1. FIG. 実施例２の試料Ａ２およびＢ２の磁気抵抗効果曲線を示す図。The figure which shows the magnetoresistive effect curve of sample A2 and B2 of Example 2. FIG. 実施例２の試料Ａ２、Ｂ２およびＣ２について磁気抵抗変化率の印加電圧依存性を示す図。The figure which shows the applied voltage dependence of the magnetoresistive change rate about sample A2, B2 and C2 of Example 2. FIG. 実施例２の試料Ａ２、Ｂ２およびＤ２について、パルス磁場の反転回数と出力電圧との関係を示す図。The figure which shows the relationship between the frequency | count of inversion of a pulse magnetic field, and output voltage about sample A2, B2, and D2 of Example 2. FIG. 実施例３の試料Ａ３およびＢ３の磁気抵抗効果曲線を示す図。The figure which shows the magnetoresistive effect curve of sample A3 and B3 of Example 3. FIG. 実施例３の試料Ａ３、Ｂ３およびＣ３について磁気抵抗変化率の印加電圧依存性を示す図。The figure which shows the applied voltage dependence of the magnetoresistive change rate about sample A3 of Example 3, B3, and C3. 実施例３の試料Ａ３、Ｂ３およびＤ３について、パルス磁場の反転回数と出力電圧との関係を示す図。The figure which shows the relationship between the frequency | count of inversion of a pulse magnetic field, and output voltage about sample A3, B3, and D3 of Example 3. FIG. 実施例４の試料Ａ４およびＢ４の磁気抵抗効果曲線を示す図。The figure which shows the magnetoresistive effect curve of sample A4 of Example 4, and B4. 実施例４の試料Ａ４、Ｂ４およびＣ４について磁気抵抗変化率の印加電圧依存性を示す図。The figure which shows the applied voltage dependence of the magnetoresistive change rate about sample A4 of Example 4, B4, and C4. 実施例４の試料Ａ４、Ｂ４およびＤ４について、パルス磁場の反転回数と出力電圧との関係を示す図。The figure which shows the relationship between the frequency | count of inversion of a pulse magnetic field, and output voltage about sample A4 of Example 4, B4, and D4. 実施例５におけるピン層がビットラインの一部を構成する磁気抵抗効果素子の断面図。Sectional drawing of the magnetoresistive effect element in which the pin layer in Example 5 comprises a part of bit line. 実施例５の試料Ａ５およびＢ５の磁気抵抗効果曲線を示す図。The figure which shows the magnetoresistive effect curve of sample A5 of Example 5, and B5. 実施例５の試料Ａ５、Ｂ５およびＣ５について磁気抵抗変化率の印加電圧依存性を示す図。The figure which shows the applied voltage dependence of the magnetoresistive change rate about sample A5 of Example 5, B5, and C5. 実施例５の試料Ａ５、Ｂ５、Ｄ５およびＥ５について、パルス磁場の反転回数と出力電圧との関係を示す図。The figure which shows the relationship between the frequency | count of inversion of a pulse magnetic field, and output voltage about sample A5 of Example 5, B5, D5, and E5. 実施例７の試料Ｔ１、Ｔ２およびＴ３について、接合幅と磁気抵抗変化率との関係を示す図。The figure which shows the relationship between junction width and a magnetoresistive change rate about sample T1, T2, and T3 of Example 7. FIG. 実施例７の試料Ｔ１、Ｔ２およびＴ３について、磁気抵抗変化率の印加電圧依存性を示す図。The figure which shows the applied voltage dependence of the magnetoresistive change rate about sample T1, T2, and T3 of Example 7. FIG.

符号の説明Explanation of symbols

１０…磁気抵抗効果素子
１１…第１の反強磁性層
１２…第１の強磁性層
１３…第１の誘電体層
１４…第２の強磁性層
１５…第２の誘電体層
１６…第３の強磁性層
１７…第２の反強磁性層
２０…磁気抵抗効果素子
２１…第１の強磁性層
２２…第１の誘電体層
２３…第２の強磁性層
２４…第１の反強磁性層
２５…第３の強磁性層
２６…第２の誘電体層
２７…第４の強磁性層
３０…磁気抵抗効果素子
３１…第１の反強磁性層
３２…第１の強磁性層
３３…第１の誘電体層
３４…第２の強磁性層
３５…第２の反強磁性層
３６…第３の強磁性層
３７…第２の誘電体層
３８…第４の強磁性層
３９…第３の反強磁性層
４０…磁気抵抗効果素子
４１…第１の強磁性層
４２…第１の誘電体層
４３…第２の強磁性層
４４…第１の非磁性層
４５…第３の強磁性層
４６…第２の非磁性層
４７…第４の強磁性層
４８…第２の誘電体層
４９…第５の強磁性層
５０…反強磁性層
６０…トランジスタ
６１…シリコン基板
６２…ゲート電極（読み出し用ワードライン）
６２、６３…ソース、ドレイン領域
７１…書き込み用ワードライン
７２…コンタクトメタル
７３…下地層
７４…ビットライン
８０…ダイオード
８１…下地層
９１…ワードライン
９２…ビットライン
１０１…下地層
１０２…第１の反強磁性層
１０３…第１の磁化固着層
１０４…第１の誘電体層
１０５…磁気記録層
１０６…第２の誘電体層
１０７…第２の磁化固着層
１０８…第２の反強磁性層
１０９…保護層
１１１…下地層
１１２…第１の反強磁性層
１１３…第１の磁化固着層
１１４…第１の誘電体層
１１５…磁気記録層
１１６…第２の誘電体層
１１７…第２の磁化固着層
１１８…第２の反強磁性層
１１９…保護層
１２１…下地層
１２２…第１の反強磁性層
１２３…第１の磁化固着層
１２４…第１の誘電体層
１２５…磁気記録層
１２６…第２の誘電体層
１２７…第２の磁化固着層
１２８…第２の反強磁性層
１２９…保護層
１５１…Ｓｉ基板
１５２…ワードライン
１５３…金属配線
１５４…ビットライン
１５５…絶縁層
１５６…第２ワードライン
２０１…アクチュエータアーム
２０２…サスペンション
２０３…ヘッドスライダ
２０４…リード線
２０５…電極パッド
２１１…磁気ディスク
２１２…スピンドル
２１３…固定軸
２１４…ボイスコイルモータ DESCRIPTION OF SYMBOLS 10 ... Magnetoresistive element 11 ... 1st antiferromagnetic layer 12 ... 1st ferromagnetic layer 13 ... 1st dielectric layer 14 ... 2nd ferromagnetic layer 15 ... 2nd dielectric layer 16 ... 1st Three ferromagnetic layers 17 ... second antiferromagnetic layer 20 ... magnetoresistive effect element 21 ... first ferromagnetic layer 22 ... first dielectric layer 23 ... second ferromagnetic layer 24 ... first antiferromagnetic layer Ferromagnetic layer 25 ... third ferromagnetic layer 26 ... second dielectric layer 27 ... fourth ferromagnetic layer 30 ... magnetoresistive element 31 ... first antiferromagnetic layer 32 ... first ferromagnetic layer 33 ... 1st dielectric layer 34 ... 2nd ferromagnetic layer 35 ... 2nd antiferromagnetic layer 36 ... 3rd ferromagnetic layer 37 ... 2nd dielectric layer 38 ... 4th ferromagnetic layer 39 ... third antiferromagnetic layer 40 ... magnetoresistive effect element 41 ... first ferromagnetic layer 42 ... first dielectric layer 43 ... second ferromagnetic layer 44 ... first nonmagnetic layer 45 ... third The ferromagnetic layer 46 ... 2 nonmagnetic layers 47 ... 4th ferromagnetic layer 48 ... 2nd dielectric layer 49 ... 5th ferromagnetic layer 50 ... antiferromagnetic layer 60 ... transistor 61 ... silicon substrate 62 ... gate electrode (read word) line)
62, 63 ... source and drain regions 71 ... write word line 72 ... contact metal 73 ... base layer 74 ... bit line 80 ... diode 81 ... base layer 91 ... word line 92 ... bit line 101 ... base layer 102 ... first layer Antiferromagnetic layer 103 ... first magnetization fixed layer 104 ... first dielectric layer 105 ... magnetic recording layer 106 ... second dielectric layer 107 ... second magnetization fixed layer 108 ... second antiferromagnetic layer DESCRIPTION OF SYMBOLS 109 ... Protective layer 111 ... Underlayer 112 ... 1st antiferromagnetic layer 113 ... 1st magnetization fixed layer 114 ... 1st dielectric material layer 115 ... Magnetic recording layer 116 ... 2nd dielectric material layer 117 ... 2nd Magnetization pinned layer 118 ... second antiferromagnetic layer 119 ... protective layer 121 ... underlayer 122 ... first antiferromagnetic layer 123 ... first magnetization pinned layer 124 ... first dielectric layer 125 ... magnetic recording Layer 126 ... second invitation Body layer 127 ... second magnetization pinned layer 128 ... second antiferromagnetic layer 129 ... protective layer 151 ... Si substrate 152 ... word line 153 ... metal wiring 154 ... bit line 155 ... insulating layer 156 ... second word line 201 ... Actuator arm 202 ... Suspension 203 ... Head slider 204 ... Lead wire 205 ... Electrode pad 211 ... Magnetic disk 212 ... Spindle 213 ... Fixed shaft 214 ... Voice coil motor

Claims (2)

磁化方向が固着された第１の磁化固着層と、第１の誘電体層と、磁化方向が反転可能な磁気記録層と、第２の誘電体層と、磁化方向が固着された第２の磁化固着層とを有する磁気記録素子へ書き込みを行うにあたり、前記磁気記録素子を構成する前記第１または第２の磁化固着層を通して前記磁気記録層にスピン電流を供給するとともに、書き込み用の配線に電流を流して前記磁気記録層に電流磁界を印加することを特徴とする磁気記録素子への書き込み方法。   A first magnetization pinned layer with a fixed magnetization direction, a first dielectric layer, a magnetic recording layer with a reversible magnetization direction, a second dielectric layer, and a second magnetization layer with a fixed magnetization direction When writing to a magnetic recording element having a magnetization fixed layer, a spin current is supplied to the magnetic recording layer through the first or second magnetization fixed layer constituting the magnetic recording element, and a write wiring is provided. A writing method to a magnetic recording element, wherein a current magnetic field is applied to the magnetic recording layer by passing an electric current. 磁化方向が固着された第１の磁化固着層と、第１の誘電体層と、磁化方向が反転可能な磁気記録層と、第２の誘電体層と、磁化方向が固着された第２の磁化固着層と、前記第１または第２の磁化固着層を通して前記磁気記録層にスピン電流を供給する書き込み用の配線と、前記磁気記録層に電流磁界を印加する書き込み用の配線とを具備したことを特徴とする磁気記録素子。 A first magnetization pinned layer with a fixed magnetization direction, a first dielectric layer, a magnetic recording layer with a reversible magnetization direction, a second dielectric layer, and a second magnetization layer with a fixed magnetization direction A magnetic pinned layer; a write wiring for supplying a spin current to the magnetic recording layer through the first or second magnetic pinned layer; and a write wiring for applying a current magnetic field to the magnetic recording layer. A magnetic recording element.
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