WO2021221096A1 - 面内磁化膜、面内磁化膜多層構造、ハードバイアス層、磁気抵抗効果素子、およびスパッタリングターゲット - Google Patents
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Definitions
- the present invention relates to an in-plane magnetization film, an in-plane magnetization film multilayer structure, a hard bias layer, a magnetoresistive element, and a sputtering target.
- the coercive force Hc is 2.00 kOe or more and per unit area.
- the magnetic performance that the remanent magnetization Mrt is 2.00 memu / cm 2 or more can be realized without performing film formation (hereinafter, may be referred to as heat film formation) performed by heating the substrate.
- a hard bias layer having an oxide-based in-plane magnetization film, CoPt-oxide-based in-plane magnetization film multilayer structure, the in-plane magnetization film or the in-plane magnetization film multilayer structure, and the CoPt-
- the present invention relates to an oxide-based in-plane magnetization film, a magnetoresistive element and a sputtering target related to the CoPt-oxide-based in-plane magnetization film multilayer structure or the hard bias layer.
- the CoPt-oxide-based in-plane magnetization film and the Pt-oxide-based in-plane magnetization film multilayer structure can be used for the hard bias layer of the magnetoresistive element.
- the hard bias layer has a coercive force Hc of 2.00 kOe or more and a residual magnetization Mrt per unit area of 2.00 memu / cm 2 or more, it is compared with the hard bias layer of the current magnetoresistive element. It is considered that it has a coercive force of the same level or higher and a residual magnetization per unit area.
- the "residual magnetization per unit area" of the in-plane magnetization film is a value obtained by multiplying the residual magnetization per unit volume of the in-plane magnetization film by the thickness of the in-plane magnetization film.
- the hard bias layer is a thin film magnet that applies a bias magnetic field to a magnetic layer that exerts a magnetoresistive effect (hereinafter, may be referred to as a free magnetic layer).
- the metal Co may be simply described as Co
- the metal Pt may be simply described as Pt
- the metal Ru may be simply described as Ru
- other metal elements may be described in the same manner.
- boron (B) is included in the category of metal elements.
- magnetic sensors are used in many fields, and one of the commonly used magnetic sensors is a magnetoresistive sensor.
- the magnetoresistive sensor includes a magnetic layer (free magnetic layer) that exerts a magnetic resistance effect and a hard bias layer that applies a bias magnetic field to the magnetic layer (free magnetic layer). It is required that a magnetic field having a magnitude equal to or larger than a predetermined value can be stably applied to the free magnetic layer.
- the hard bias layer is required to have high coercive force and residual magnetization.
- the coercive force of the hard bias layer of the current magnetoresistive element is about 2 kOe (for example, FIG. 7 of Patent Document 1), and it is desired to realize a coercive force more than this.
- the residual magnetization per unit area is about 2 memu / cm 2 or more (for example, paragraph 0007 of Patent Document 2).
- Patent Document 3 As a technology that may be able to deal with these, for example, there is a technology described in Patent Document 3.
- the technique described in Patent Document 3 is formed on a seed layer (Ta layer and its Ta layer) provided between a sensor laminate (a laminate having a free magnetic layer) and a hard bias layer, and is face-centered.
- a composite seed layer containing a cubic (111) crystal structure or a metal layer having a hexagonal close-packed (001) crystal structure) allows the magnetic material to be oriented so that the axis is easily oriented in the longitudinal direction, and the coercive force of the hard bias layer. This is a method that attempts to improve. However, it does not satisfy the magnetic characteristics desired for the hard bias layer.
- the structure in order to improve the coercive force, it is necessary to thicken the seed layer provided between the sensor laminate and the hard bias layer. Therefore, the structure also has a problem that the applied magnetic field to the free magnetic layer in the sensor laminate is weakened.
- Patent Document 4 describes the use of FePt as the magnetic material used for the hard bias layer, the FePt hard bias layer having a Pt or Fe seed layer, and the capping layer of Pt or Fe.
- No. 4 a structure is proposed in which Pt or Fe in the seed layer and the capping layer and FePt in the hard bias layer are mixed with each other during the annealing in which the annealing temperature is about 250 to 350 ° C. ..
- the heating step required for forming the hard bias layer it is necessary to consider the influence on other films already laminated, and this heating step should be avoided as much as possible.
- Patent Document 5 shows that the annealing temperature is optimized and the annealing temperature can be lowered to about 200 ° C., and the coercive force of the hard bias layer is 3.5 kOe or more. However, the residual magnetization per unit area is about 1.2 memu / cm 2 , which does not satisfy the magnetic characteristics desired for the hard bias layer.
- Patent Document 6 describes a magnetic recording medium for longitudinal recording, and the magnetic layer includes ferromagnetic crystal grains having a hexagonal close-packed structure and non-magnetic grain boundaries mainly composed of oxides surrounding the ferromagnetic crystal grains. Although it is a granular structure composed of, there is no case where such a granular structure is used for the hard bias layer of the magnetoresistive sensor. Further, the technique described in Patent Document 6 aims at reducing the signal-to-noise ratio, which is a problem of a magnetic recording medium, and a non-magnetic layer is used between layers of a magnetic layer to form a multi-layered magnetic layer. The upper and lower magnetic layers have an antiferromagnetic bond, and the structure is not suitable for improving the coercive force of the magnetic layer.
- Japanese Unexamined Patent Publication No. 2008-283016 Japanese Patent Publication No. 2008-547150 Japanese Unexamined Patent Publication No. 2011-008907 U.S. Patent Application Publication No. 2009/0279431A1 Japanese Unexamined Patent Publication No. 2012-216275 Japanese Unexamined Patent Publication No. 2003-178423
- the sensor laminate laminate with a free magnetic layer
- the hard bias layer be as thin as possible, and heat film formation is not performed. Is preferable.
- the present inventor thinks that it is necessary to search for elements and compounds different from the elements and compounds used in the current hard bias layer, and to apply the oxide to the CoPt-based in-plane magnetizing film. The present inventor thought that was promising.
- the site that exerts magnetism is not the crystal grain boundary composed of oxides, but the CoPt alloy magnetic crystal grains, so that the CoPt-oxide-based in-plane magnetism film is used.
- the present inventor thinks that the smaller the amount of oxide in the magnetization film, the better the magnetic properties such as the coercive force Hc and the residual magnetization Mrt per unit area.
- the present invention has been made in view of this point, and has the magnetic performance that the coercive force Hc is 2.00 kOe or more and the residual magnetization Mrt per unit area is 2.00 memu / cm 2 or more.
- An object of the present invention is to provide an in-plane magnetizing film, an in-plane magnetizing film multilayer structure, and a hard bias layer that can be achieved without performing heat film formation. It is also a supplementary task to provide magnetoresistive elements and sputtering targets related to the structure or the hard bias layer.
- the present invention solves the above-mentioned problems by the following in-plane magnetization film, in-plane magnetization film multilayer structure, hard bias layer, magnetoresistive element, and sputtering target.
- the in-plane magnetization film according to the present invention is an in-plane magnetization film used as a hard bias layer of a magnetoresistive element, contains metal Co, metal Pt, and an oxide, and has a thickness of 20 nm or more. It is 80 nm or less, contains 45 at% or more and 80 at% or less of metal Co, and 20 at% or more and 55 at% or less of metal Pt with respect to the total metal components of the in-plane magnetized film, and the entire in-plane magnetized film.
- the in-plane magnetizing film is characterized in that the oxide is contained in an amount of 3 vol% or more and 25 vol% or less, and the average particle size of the magnetic crystal grains of the in-plane magnetizing film in the in-plane direction is 15 nm or more and 30 nm or less. be.
- the wording that considers the vertical direction is such that the undercoat film on which the in-plane magnetization film is laminated is at the lowest position.
- the meaning and content shall be interpreted based on the state in which the base film is arranged in the horizontal direction.
- the "average particle size in the in-plane direction of the magnetic crystal grains of the in-plane magnetizing film” is the in-plane direction of the "(F) CoPt alloy magnetic crystal grains in the in-plane magnetizing film" in the column of [Example]. It is calculated by the method described in "Measuring method of average particle size (Examples 1 to 14, Comparative Examples 1 and 2)". The same applies to the same description in other parts of the present application.
- the in-plane magnetizing film may be configured to have a granular structure composed of CoPt alloy crystal grains and crystal grain boundaries of the oxide.
- the grain boundary is the boundary of crystal grains.
- oxide those containing at least one of the oxides of Ti, Si, W, B, Mo, Ta, and Nb may be used.
- the in-plane magnetizing film may contain boron in an amount of 0.5 at% or more and 3.5 at% or less with respect to the total metal components.
- the first aspect of the in-plane magnetization film multilayer structure according to the present invention is an in-plane magnetization film multilayer structure used as a hard bias layer of a magnetic resistance effect element, wherein a plurality of in-plane magnetization films and a crystal structure are hexagonal. It has a non-magnetic intermediate layer having a densely packed structure, and the non-magnetic intermediate layer is arranged between the in-plane magnetizing films and is adjacent to each other with the non-magnetic intermediate layer in between.
- the matching in-plane magnetizing films have a ferromagnetic bond with each other, and the in-plane magnetizing film contains metal Co, metal Pt, and an oxide, and the total metal components of the in-plane magnetizing film are relative to each other.
- Metal Co is contained in an amount of 45 at% or more and 80 at% or less
- metal Pt is contained in an amount of 20 at% or more and 55 at% or less
- the oxide is contained in an amount of 3 vol% or more and 25 vol% or less with respect to the entire in-plane magnetizing film.
- the average particle size of the magnetic crystal grains of the in-plane magnetizing film in the in-plane direction is 15 nm or more and 30 nm or less
- the total thickness of the plurality of in-plane magnetizing films is 20 nm or more. It has a multi-layered membrane structure.
- a second aspect of the in-plane magnetization film multilayer structure according to the present invention is an in-plane magnetization film multilayer structure used as a hard bias layer of a magnetic resistance effect element, wherein the plurality of in-plane magnetization films and a non-magnetic intermediate layer are used.
- the non-magnetic intermediate layers are arranged between the in-plane magnetizing films, and the in-plane magnetizing films adjacent to each other with the non-magnetic intermediate layers interposed therebetween are ferromagnetic.
- the in-plane magnetizing film is bonded and contains metal Co, metal Pt and oxide, and the amount of metal Co is 45 at% or more and 80 at% or less with respect to the total metal components of the in-plane magnetized film.
- the in-plane magnetization film multilayer structure It contains 20 at% or more and 55 at% or less of metal Pt, and contains 3 vol% or more and 25 vol% or less of the oxide with respect to the entire in-plane magnetizing film, and the magnetic crystal grains of the in-plane magnetizing film.
- the average particle size in the in-plane direction is 15 nm or more and 30 nm or less, and the in-plane magnetization film multilayer structure has a coercive force of 2.00 kOe or more and a residual magnetization per unit area of 2.00 memu / cm 2 or more. It is an in-plane magnetizing film multilayer structure characterized by the above.
- the non-magnetic intermediate layer is a non-magnetic layer arranged between the in-plane magnetizing films.
- the ferromagnetic coupling is based on an exchange interaction that works when the spins of adjacent magnetic layers (here, the in-plane magnetizing film) are parallel (in the same direction) with the non-magnetic intermediate layer in between. It is a bond.
- the "residual magnetization per unit area" of the in-plane magnetization film multilayer structure refers to the in-plane magnetization per unit volume of the in-plane magnetization film included in the in-plane magnetization film multilayer structure. It is a value obtained by multiplying the total thickness of the in-plane magnetized films contained in the film multilayer structure.
- the non-magnetic intermediate layer is preferably made of Ru or Ru alloy.
- the in-plane magnetizing film may be configured to have a granular structure composed of CoPt alloy crystal grains and grain boundaries of the oxide.
- the oxide is at least one of the oxides of Ti, Si, W, B, Mo, Ta, and Nb. Those containing may be used.
- the standard thickness of the in-plane magnetizing film per layer is 5 nm or more and 30 nm or less.
- the hard bias layer according to the present invention is a hard bias layer having the in-plane magnetization film or the in-plane magnetization film multilayer structure.
- the magnetoresistive sensor according to the present invention is a magnetoresistive element having the hard bias layer.
- the sputtering target according to the present invention is a sputtering target used when forming an in-plane magnetization film used as at least a part of a hard bias layer of a magnetoresistive element by film formation at room temperature, and is a metal Co, metal Pt and oxidation. Containing a substance, the metal Co is contained in an amount of 50 at% or more and 85 at% or less, and the metal Pt is contained in an amount of 15 at% or more and 50 at% or less with respect to the total metal components of the sputtering target.
- the in-plane magnetization film formed by containing 3 vol% or more and 25 vol% or less of the oxide has a coercive force of 2.00 kOe or more and a residual magnetization per unit area of 2.00 memu / cm 2 or more. It is a sputtering target characterized by this.
- the magnetic performance that the coercive force Hc is 2.00 kOe or more and the residual magnetization Mrt per unit area is 2.00 memu / cm 2 or more is achieved without heat film formation. It is possible to provide an in-plane magnetizing film, an in-plane magnetizing film multilayer structure, and a hard bias layer.
- FIG. 5 is a cross-sectional view schematically showing a state in which the in-plane magnetization film 10 according to the first embodiment of the present invention is applied to the hard bias layer 14 of the magnetoresistive element 12.
- FIG. 5 is a cross-sectional view schematically showing a state in which the in-plane magnetization film multilayer structure 20 according to the second embodiment of the present invention is applied to the hard bias layer 26 of the magnetoresistive element 24.
- the perspective view which shows typically the shape of the thinning sample 80 after the thinning process.
- An example of an observation image of a cross section in the film thickness direction obtained by imaging with a scanning transmission electron microscope (observation image of Reference Example 7).
- Results of line analysis performed in the thickness direction of the in-plane magnetizing film of Reference Example 7 (performed along the black line in FIG. 4).
- An example of a plane observation image of an in-plane cross section obtained by imaging with a scanning transmission electron microscope (plane observation image of Example 1).
- FIG. 1 shows a state in which the in-plane magnetization film 10 according to the first embodiment of the present invention is applied to the hard bias layer 14 of the magnetoresistive element 12. It is sectional drawing which shows typically. In addition, in FIG. 1, the description of the undercoat film (the in-plane magnetizing film 10 is formed on the undercoat film) is omitted.
- the configuration shown in FIG. 1 will be described with a tunnel-type magnetoresistive element in mind as the magnetoresistive element 12, but the in-plane magnetization film 10 according to the first embodiment has a tunnel-type magnetoresistive effect.
- the application is not limited to the hard bias layer of the element, and for example, the application of the giant magnetoresistive sensor and the anisotropic magnetoresistive element to the hard bias layer is also possible.
- the magnetoresistive element 12 (here, the magnetoresistive element) has two ferromagnetic layers (free magnetic layer 16, pin layer) separated by a very thin non-magnetic tunnel barrier layer (hereinafter, barrier layer 54). 52).
- the magnetization direction of the pin layer 52 is fixed by being fixed by exchange coupling with an adjacent antiferromagnetic layer (not shown).
- the free magnetic layer 16 can freely rotate its magnetization direction with respect to the magnetization direction of the pin layer 52 in the presence of an external magnetic field.
- the free magnetic layer 16 is rotated with respect to the magnetization direction of the pin layer 52 by an external magnetic field, the electric resistance changes. Therefore, the external magnetic field can be detected by detecting the change in the electric resistance.
- the hard bias layer 14 has a role of applying a bias magnetic field to the free magnetic layer 16 to stabilize the magnetization direction axis of the free magnetic layer 16.
- the insulating layer 50 is formed of an electrically insulating material, and the sensor current flowing in the vertical direction through the sensor laminated body (free magnetic layer 16, barrier layer 54, pin layer 52) is generated by the sensor laminated body (free magnetic layer 16, free magnetic layer 16, It has a role of suppressing current splitting into the hard bias layers 14 on both sides of the barrier layer 54 and the pin layer 52).
- the in-plane magnetization film 10 according to the first embodiment can be used as the hard bias layer 14 of the magnetoresistive element 12, and the bias magnetic field is formed on the free magnetic layer 16 that exerts the magnetoresistive effect. Can be added.
- the hard bias layer 14 is composed of only the in-plane magnetization film 10 according to the first embodiment, and is composed of a single layer of the in-plane magnetization film 10.
- the in-plane magnetizing film 10 according to the first embodiment contains an oxide and has a coercive force equal to or higher than the coercive force of the hard bias layer of the current magnetoresistive element (coercive force of 2.00 kOe or more). ) And a single-layer in-plane magnetization film having a residual magnetization (2.00 memu / cm 2 or more) per unit area.
- the in-plane magnetizing film 10 according to the first embodiment is a CoPt-oxide-based in-plane magnetization film, which contains metal Co, metal Pt, and an oxide, and the in-plane magnetization film.
- the metal Co is contained in an amount of 45 at% or more and 80 at% or less, the metal Pt is contained in an amount of 20 at% or more and 55 at% or less, and the oxide is contained in an amount of 3 vol% based on the entire in-plane magnetized film. It contains 25 vol% or more and has a thickness of 20 nm or more and 80 nm or less.
- the in-plane magnetizing film 10 contains Co and Pt as metal components and also contains oxides.
- Metal Co and metal Pt are constituents of magnetic crystal grains (fine magnets) in the in-plane magnetization film formed by sputtering.
- Co is a ferromagnetic metal element and plays a central role in the formation of magnetic crystal grains (fine magnets) in the in-plane magnetization film.
- the content ratio of Co in the in-plane magnetization film according to the present embodiment is 45 at% or more and 80 at% or less with respect to the total of the metal components in the in-plane magnetization film.
- the content ratio of Co in the in-plane magnetizing film according to the present embodiment is preferably 45 at% or more and 70 at% or less with respect to the total metal components in the in-plane magnetized film. It is more preferably 45 at% or more and 60 at% or less.
- Pt has a function of reducing the magnetic moment of the alloy by alloying with Co in a predetermined composition range, and has a role of adjusting the magnetic strength of the magnetic crystal grains.
- it has a function of increasing the magnetocrystalline anisotropy constant Ku of the CoPt alloy crystal grains (magnetic crystal grains) in the in-plane magnetizing film obtained by sputtering to increase the coercive force of the in-plane magnetizing film. From the viewpoint of increasing the coercive force of the in-plane magnetizing film and adjusting the magnetism of the CoPt alloy crystal grains (magnetic crystal grains) in the obtained in-plane magnetizing film, the in-plane magnetizing film according to the present embodiment.
- the content ratio of Pt is 20 at% or more and 55 at% or less with respect to the total of the metal components in the in-plane magnetizing film. From the same point of view, the content ratio of Pt in the in-plane magnetizing film according to the present embodiment is preferably 30 at% or more and 55 at% or less with respect to the total metal components in the in-plane magnetized film. It is more preferably 40 at% or more and 55 at% or less.
- boron B may be contained in an amount of 0.5 at% or more and 3.5 at% or less in addition to Co and Pt. As demonstrated in Examples described later, the inclusion of boron B in an amount of 0.5 at% or more and 3.5 at% or less has the effect of further improving the coercive force Hc of the in-plane magnetization film 10.
- the oxide contained in the in-plane magnetizing film 10 according to the first embodiment contains at least one of the oxides of Ti, Si, W, B, Mo, Ta, and Nb. Then, in the in-plane magnetization film 10, the CoPt alloy magnetic crystal grains are partitioned from each other by the non-magnetic material made of the oxide as described above, and a granular structure is formed. That is, this granular structure is composed of CoPt alloy crystal grains and crystal grain boundaries of the oxide surrounding the crystal grains.
- the content of oxide contained in the in-plane magnetizing film 10 is set to 3 vol% or more.
- the content of oxide contained in the in-plane magnetization film 10 according to the first embodiment (the average value of the oxide content in the entire in-plane magnetization film 10). ) Is preferably 4 vol% or more, and more preferably 5 vol% or more.
- the oxide content in the in-plane magnetization film 10 (the average value of the oxide content in the entire in-plane magnetization film 10) becomes too large, the oxide is contained in the CoPt alloy crystal grains (magnetic crystal grains). May adversely affect the crystallinity of CoPt alloy crystal grains (magnetic crystal grains) and increase the proportion of structures other than hcp in CoPt alloy crystal grains (magnetic crystal grains).
- the content of oxide contained in the in-plane magnetization film 10 according to the first embodiment (the average value of the oxide content in the entire in-plane magnetization film 10) should be 25 vol% or less. Is standard, and from the same viewpoint, the content of the oxide contained in the in-plane magnetization film 10 according to the first embodiment is preferably 21 vol% or less, preferably 16 vol% or less. Is more preferable.
- the content of oxide contained in the in-plane magnetization film 10 (the average value of the oxide content in the entire in-plane magnetization film 10) is set to 3 vol% or more and 25 vol% or less.
- the content of oxide contained in the in-plane magnetization film 10 according to the first embodiment (the average value of the oxide content in the entire in-plane magnetization film 10) is determined. It is preferably 4 vol% or more and 21 vol% or less, and more preferably 5 vol% or more and 16 vol% or less.
- elemental elements such as Cr, W, Ta, and B are used as the grain boundary material for partitioning the CoPt alloy crystal grains (magnetic crystal grains), so that the grain boundary material is used. It is considered that it dissolves in the CoPt alloy to some extent. Therefore, it is considered that the CoPt alloy crystal grains (magnetic crystal grains) of the current in-plane magnetization film are adversely affected by the crystallinity and the saturation magnetization and the residual magnetization are reduced. It is considered that the values of the coercive force Hc and the residual magnetization are adversely affected.
- the grain boundary material is an oxide
- the grain boundary is compared with the case where the grain boundary material is a simple element such as Cr, W, Ta, or B.
- the material is difficult to dissolve in CoPt alloy. Therefore, the saturation magnetization and the residual magnetization of the CoPt alloy crystal grains (magnetic crystal grains) in the in-plane magnetization film 10 according to the first embodiment become large, and the in-plane magnetization film 10 according to the first embodiment.
- the coercive force Hc and the remanent magnetization of are increased.
- the body integration ratio of the crystal grain boundaries with respect to the entire in-plane magnetization film 10 becomes small, and the in-plane magnetization film 10
- the body integration rate of the CoPt alloy magnetic crystal grains is increased, the saturation magnetization Ms is improved, and the residual magnetization Mr is improved.
- the residual magnetization Mrt per unit area becomes large.
- the average particle size of the CoPt alloy magnetic crystal grains in the in-plane magnetization film 10 in the in-plane direction is set to 15 nm or more. Is standard, preferably 18 nm or more, and more preferably 20 nm or more.
- the volume of the crystal grain boundaries in the in-plane magnetization film 10 decreases, so that the in-plane magnetization film 10 is required.
- the amount of oxide can be reduced.
- the base film used when forming the in-plane magnetization film 10 according to the first embodiment has the same crystal structure as the magnetic particles (CoPt alloy particles) of the in-plane magnetization film 10 (hexagonal close pack).
- a base film made of a metal Ru or a Ru alloy having a close-packed structure hcp (hereinafter, may be referred to as a Ru-based base film) is suitable.
- the surface of the Ru-based base film is uneven, and when sputtering is performed with a CoPt-oxide sputtering target, metal components are likely to be deposited on the convex portions, and oxides are likely to be deposited on the concave portions.
- the size of the convex portion on the surface of the Ru-based base film is large, the size of the CoPt alloy magnetic crystal grains growing on the convex portion of the Ru-based base film tends to be large.
- the in-plane of the CoPt alloy magnetic crystal grains in the in-plane magnetizing film 10 By increasing the average particle size in the direction, the coercive force Hc of the in-plane magnetization film 10 and the residual magnetization Mrt per unit area can be increased. , It is preferable to use it when forming the in-plane magnetizing film 10 according to the first embodiment.
- the thickness is about 20 nm or more, the size of the convex portion on the surface becomes large to some extent. Therefore, it is preferable to use one having a thickness of 20 nm or more, and one having a thickness of 25 nm or more is used. Is more preferable, and it is particularly preferable to use one having a diameter of 30 nm or more.
- the surface of the Ru base film or the Ru alloy base film used is a (10.0) plane or (11) plane. .0) It is preferable that many faces are arranged.
- the base film used for forming the in-plane magnetization film according to the present invention is not limited to the Ru base film or the Ru alloy base film, and the CoPt magnetic crystal grains of the obtained in-plane magnetization film are in-plane. It is suitable for orienting, promoting magnetic separation between CoPt magnetic crystal grains, and increasing the in-plane average particle size of CoPt alloy magnetic crystal grains in the in-plane magnetization film 10. Any base film can be used.
- the sputtering target used when producing the in-plane magnetization film 10 according to the first embodiment is an in-plane magnetization film used as at least a part of the hard bias layer 14 of the magnetoresistive element 12.
- the in-plane magnetizing film formed by containing% or less, containing 15 at% or more and 50 at% or less of metal Pt, and containing 3 vol% or more and 25 vol% or less of the oxide with respect to the entire sputtering target has a coercive force of 2. It is 0.00oe or more and the residual magnetization per unit area is 2.00 memu / cm 2 or more.
- the actual composition obtained by composition analysis of the produced CoPt-oxide-based in-plane magnetizing film.
- composition of each element contained in the above-mentioned sputtering target is different from the composition of the sputtering target used for producing the CoPt-oxide-based in-plane magnetization film. It does not match the composition range of each element contained in the in-plane magnetizing film 10 according to the morphology.
- the description of the constituent components (metal Co, metal Pt, and oxide) of the sputtering target is the description of the constituent components of the in-plane magnetizing film described in "(1-2) Components of the in-plane magnetizing film 10". Since it is the same as the above, the description thereof will be omitted.
- the in-plane magnetized film 10 according to the first embodiment is sputtered using the sputtering target described in "(1-6) Sputtering target". It is formed by forming a film on a predetermined base film (the base film described in "(1-5) Base film” above). It is not necessary to heat in this film forming process, and the in-plane magnetized film 10 according to the first embodiment can be formed by room temperature film formation.
- FIG. 2 schematically shows a state in which the in-plane magnetization film multilayer structure 20 according to the second embodiment of the present invention is applied to the hard bias layer 26 of the magnetoresistive element 24. It is a cross-sectional view.
- the in-plane magnetization film multilayer structure 20 according to the second embodiment will be described, but the constituent components of the in-plane magnetization film 10, the thickness of the in-plane magnetization film 10, and the CoPt alloy magnetic crystal in the in-plane magnetization film 10 will be described.
- the base film used for forming the in-plane magnetizing film 10 the sputtering target used for producing the in-plane magnetizing film 10
- the method for forming the in-plane magnetization film 10 Since the description has already been given in "(1) First Embodiment", the description will be omitted.
- the in-plane magnetizing film multilayer structure 20 includes a non-magnetic intermediate layer 22 on the in-plane magnetizing film 10 according to the first embodiment, and the non-magnetic intermediate layer 22 is provided.
- the structure is such that the in-plane magnetizing film 10 is stacked on the intermediate layer 22.
- FIG. 2 only two layers of the in-plane magnetization film 10 are stacked, but the in-plane magnetization film 10 may be stacked in three or more layers with a non-magnetic intermediate layer 22 interposed therebetween.
- the thickness of the in-plane magnetization film 10 per layer is typically 5 nm or more and 30 nm or less, but the thickness of the in-plane magnetization film 10 per layer is maintained. From the viewpoint of increasing the magnetic force Hc, it is preferably 5 nm or more and 15 nm or less, and more preferably 10 nm or more and 15 nm or less.
- the total thickness of the in-plane magnetization film 10 is typically 20 nm or more from the viewpoint of making the residual magnetization Mrt per unit area 2.00 square meters / cm 2 or more.
- the coercive force Hc does not decrease even if the total thickness of the in-plane magnetization film 10 increases, and there is no upper limit. Actually, according to the examples described later, it has been confirmed that the coercive force Hc is 2.00 kOe or more until the total thickness of the in-plane magnetization film 10 is 60 nm.
- the in-plane magnetization film multilayer structure 20 according to the second embodiment can be used as the hard bias layer 26 of the magnetoresistive element 24, and a bias magnetic field can be applied to the free magnetic layer 28 exhibiting the magnetoresistive effect. ..
- the non-magnetic intermediate layer 22 has a role of interposing between the in-plane magnetizing films 10 to separate the in-plane magnetizing films 10 and forming the in-plane magnetizing films into multiple layers.
- the coercive force Hc can be further improved while maintaining the value of the residual magnetization Mrt.
- the in-plane magnetizing films 10 separated by the intervention of the non-magnetic intermediate layer 22 are arranged so that the spins are parallel (in the same direction). By arranging in this way, the adjacent in-plane magnetized films 10 separated by the intervention of the non-magnetic intermediate layer 22 form a ferromagnetic bond with each other. Therefore, the in-plane magnetized film multilayer structure 20 has a residual magnetization Mrt.
- the coercive force Hc can be improved while maintaining the value, and a good coercive force Hc can be expressed.
- the metal used for the non-magnetic intermediate layer 22 is a metal having the same crystal structure (hexagonal close-packed structure hcp) as the CoPt alloy magnetic crystal grains from the viewpoint of not damaging the crystal structure of the CoPt alloy magnetic crystal grains.
- a metal Ru or Ru alloy having the same crystal structure (hexagonal close-packed structure hcp) as the crystal structure of the CoPt alloy magnetic crystal grains in the in-plane magnetizing film 10 is preferably used. Can be used.
- Cr, Pt, and Co can be used as the additive element when the metal used for the non-magnetic intermediate layer 22 is a Ru alloy, and the range of the addition amount of these metals is hexagonal for the Ru alloy. It is preferable to set the range to be the closest packed structure hcp.
- a bulk sample of Ru alloy was prepared by arc melting, and peak analysis of X-ray diffraction was performed by an X-ray diffractometer (XRD: SmartLab manufactured by Rigaku Co., Ltd.).
- XRD X-ray diffractometer
- the amount of Cr added in the RuCr alloy was large. Since a mixed phase of the hexagonal close-packed structure hcp and RuCr 2 was confirmed at 50 at%, it is appropriate that the amount of Cr added is less than 50 at% when a RuCr alloy is used for the non-magnetic intermediate layer 22. , 40 at%, more preferably less than 30 at%.
- the amount of Pt added when the amount of Pt added was 15 at%, a mixed phase of the hexagonal close-packed structure hcp and the face-centered cubic structure fcc derived from Pt was confirmed.
- the amount of Pt added is preferably less than 15 at%, preferably less than 12.5 at%, and more preferably less than 10 at%.
- a hexagonal close-packed structure hcp is formed regardless of the amount of Co added, but when 40 at% or more of Co is added, it becomes a magnetic substance, so the amount of Co added should be less than 40 at%. It is suitable, preferably less than 30 at%, and more preferably less than 20 at%.
- the standard thickness of the non-magnetic intermediate layer 22 is 0.3 nm or more and 3 nm or less.
- the average particle diameter of the CoPt alloy magnetic crystal grains in the in-plane magnetized film in the in-plane direction is the coercive force Hc and the residue per unit area. The effect on the magnetization Mrt is examined.
- the average particle size of the CoPt alloy magnetic crystal grains in the in-plane magnetization film in the in-plane direction is examined.
- effects on residual magnetization Mrt per coercive force Hc and a unit area is considering, the following (C), the CoPt-WO 3 plane magnetization film multilayer structure, the oxide content in the in-plane magnetization film Is investigating the effect on the coercive force Hc and the residual magnetization Mrt per unit area. Further, in the following (D), in the in-plane magnetization film multilayer structure of CoPt-oxide, when the oxide in the in-plane magnetization film 10 is B 2 O 3 , and the metal component of the in-plane magnetization film 10. The coercive force Hc and the residual magnetization Mrt per unit area are measured when boron B is added.
- composition obtained by composition analysis composition obtained by composition analysis
- the sputtering target used in the production of the CoPt-WO 3 plane magnetization film was produced (composition obtained by composition analysis), the sputtering target used in the production of the CoPt-WO 3 plane magnetization film
- the composition analysis was performed by taking up the CoPt-WO 3-plane magnetized film of Reference Examples 1 to 8. As a result, it was found that there was a discrepancy between the composition of the produced in-plane magnetization film and the composition of the sputtering target used for producing the in-plane magnetization film.
- composition of the in-plane magnetizing film of CoPt-oxide in the examples and comparative examples described in the following (A) to (D) was found in the following (E) with respect to the composition of the sputtering target used for the production. It is calculated by performing a calculation to correct the deviation of the composition.
- Example 1 In the CoPt-WO 3- plane in-plane magnetization film single-layer structure, the average grain size of the CoPt alloy magnetic crystal grains in the in-plane magnetization film in the in-plane direction is the coercive force Hc and the residual magnetization Mrt per unit area.
- Example 1 Comparative Example 1
- a (Co-30Pt) -10vol% WO 3 sputtering target was used to prepare a (Co-34.7Pt) -11.0vol% WO 3- plane magnetized film single layer structure having a thickness of 30 nm.
- the thickness of the Ru base film used was 30 nm in Example 1 and 10 nm in Comparative Example 1.
- a Ru base film was formed on a Si substrate by a sputtering method using ES-3100W manufactured by Eiko Engineering Co., Ltd. so as to have a thickness of 30 nm (Example 1) and a thickness of 10 nm (Comparative Example 1). ..
- the sputtering apparatus used for sputtering in the examples and comparative examples of the present application is ES-3100W manufactured by Eiko Engineering Co., Ltd. for any film formation (Ru base film, in-plane magnetization film, Ru non-magnetic intermediate layer). However, the description of the device name is omitted below.
- Example 1 a (Co-30Pt) -10vol% WO 3 sputtering target was used on a 30 nm-thick Ru base film, and a 30 nm-thick (Co-34.7Pt) -11.0vol% WO 3 plane was used. A single-layer structure of the magnetized film is formed by a sputtering method.
- Comparative Example 1 a (Co-30Pt) -10vol% WO 3 sputtering target is used on a Ru base film having a thickness of 10 nm, and a (Co) having a thickness of 30 nm is used. -34.7Pt) -11.0vol% WO A single-layer structure of a three- plane magnetization film was formed by a sputtering method.
- the hysteresis loop of the in-plane magnetized film single-layer structure of Example 1 and Comparative Example 1 produced is referred to as a vibrating-type magnetometer (VSM: TM-VSM211483-HGC type manufactured by Tamagawa Seisakusho Co., Ltd.) (hereinafter referred to as a vibrating-type magnetometer). ).
- VSM vibrating-type magnetometer
- Hc coercive force
- Mr memu / cm 3
- the read remanent magnetization Mr (memu / cm 3 ) is multiplied by the total thickness of the produced CoPt in-plane magnetization film, and the remnant magnetization Mrt (memu / cm 3) per unit area of the produced in-plane magnetization film single layer structure is multiplied. cm 2 ) was calculated.
- the average particle size of the CoPt alloy magnetic crystal grains in the CoPt in-plane magnetization film in the in-plane direction is measured as described in (F) below. Measured by method.
- Example 1 The results of Example 1 and Comparative Example 1 are shown in Table 1 below.
- the in-plane magnetizing film of Example 1 is an in-plane magnetizing film having a thickness of 30 nm containing metal Co, metal Pt, and an oxide, and is composed of metal components (Co, Pt).
- the Co content is 45 at% or more and 80 at% or less
- the Pt content is 20 at% or more and 55 at% or less
- the oxide content is 3 vol% with respect to the entire in-plane magnetizing film.
- the average particle size in the in-plane direction of the CoPt alloy magnetic crystal grains of the in-plane magnetization film is 20.4 nm, which is in the range of 15 nm or more and 30 nm or less.
- the in-plane magnetization film of Example 1 is included in the scope of the present invention, and has a coercive force Hc of 2.00 kOe or more and a residual magnetization Mrt per unit area of 2.00 memu / cm 2 or more.
- the magnetic performance of being present is realized by room temperature film formation without heating the substrate.
- the in-plane magnetization film of Comparative Example 1 has the same composition and thickness as the in-plane magnetization film of Example 1, but the in-plane direction of the CoPt alloy magnetic crystal grains of the in-plane magnetization film of Comparative Example 1.
- the average particle size of the above is 11.4 nm, which is not in the range of 15 nm or more and 30 nm or less, and the in-plane magnetized film of Comparative Example 1 is not included in the range of the present invention.
- Plane magnetization film of Comparative Example 1 the coercive force Hc is less than 2.00kOe in 1.81KOe, also the residual magnetization Mrt per unit area in 1.31memu / cm 2 2.00memu / cm 2 less than in be.
- the average grain size of the CoPt alloy magnetic crystal grains in the in-plane magnetization film in the in-plane direction affects the coercive force Hc and the residual magnetization Mrt per unit area.
- Examination of effects (Examples 2 and 3, Comparative Example 2)>
- the in-plane magnetized film multilayer structure formed in Examples 2, 3 and Comparative Example 2 has four layers of a CoPt-WO 3- plane magnetized film having a thickness of 15 nm sandwiched between Ru non-magnetic intermediate layers having a thickness of 2 nm.
- Example 2 is an example and a comparative example in which experimental data are acquired so that the average particle diameter in the in-plane direction of the CoPt alloy magnetic crystal grains in the in-plane magnetizing film of the in-plane magnetizing film multilayer structure of Example 2 is different.
- a Ru base film was formed on a Si substrate by a sputtering method so as to have a thickness of 30 nm (Example 2), 100 nm (Example 3), and 10 nm (Comparative Example 1).
- a (Co-34.7Pt) -11.0vol% WO 3- plane in-plane magnetizing film having a thickness of 15 nm was formed on the formed Ru base film by a sputtering method, and the formed (Co-) having a thickness of 15 nm was formed.
- the substrate was not heated and the film was formed at room temperature.
- the hysteresis loop of the in-plane magnetizing film multilayer structure of Examples 2, 3 and Comparative Example 2 produced was measured by a vibrating magnetometer.
- the coercive force Hc (koe) and the residual magnetization Mr (memu / cm 3 ) were read from the measured hysteresis loop. Then, the read residual magnetization Mr (memu / cm 3 ) is multiplied by the total thickness of the produced CoPt in-plane magnetization film, and the produced in-plane magnetization film multilayer structure has a residual magnetization Mrt (memu / cm 3) per unit area. 2 ) was calculated.
- the average particle size in the in-plane direction of the CoPt alloy magnetic crystal grains in the CoPt in-plane magnetization film of the fourth layer counting from the Si substrate side. was measured by the measuring method described in (F) below.
- in-plane magnetizing film multilayer structure of Examples 2 and 3 four CoPt in-plane magnetizing films having a thickness of 15 nm were stacked with a Ru non-magnetic intermediate layer having a thickness of 2 nm sandwiched between them.
- the in-plane magnetization film multi-layer structure, and the in-plane magnetization film multi-layer structure of Examples 2 and 3 has a Co content of 45 at% or more and 80 at with respect to the total metal components (Co, Pt).
- the Pt content is 20 at% or more and 55 at% or less
- the oxide content is 3 vol% or more and 25 vol% or less with respect to the entire in-plane magnetized film
- the CoPt of the in-plane magnetized film is The in-plane magnetized film multilayer structure of Examples 2 and 3 has an in-plane average particle size of the alloy magnetic crystal grains of 18.9 nm and 22.3 nm, which are in the range of 15 nm or more and 30 nm or less.
- the magnetic performance that the coercive force Hc is 2.00 kOe or more and the residual magnetization Mrt per unit area is 2.00 memu / cm 2 or more is included in the range of 2.00 memu / cm 2 or more. It is realized by.
- the in-plane magnetization film of the in-plane magnetization film multilayer structure of Comparative Example 2 has the same composition, thickness, and number of layers as the in-plane magnetization film of the in-plane magnetization film multilayer structure of Examples 2 and 3.
- the average particle size in the in-plane direction of the CoPt alloy magnetic crystal grains in the in-plane magnetization film of the in-plane magnetization film multilayer structure of Comparative Example 2 is 10.8 nm, which is within the range of 15 nm or more and 30 nm or less.
- the in-plane magnetization film multilayer structure of Comparative Example 2 is not included in the scope of the present invention, and the coercive force Hc is 1.27 kOe, which is less than 2.00 kOe. It is probable that the coercive force Hc was reduced because the average particle size in the in-plane direction of the CoPt alloy magnetic crystal grains in the in-plane magnetization film of the in-plane magnetization film multilayer structure of Comparative Example 2 was as small as 10.8 nm.
- In-plane magnetizing film with a multi-layer structure The oxide (WO 3 ) content of the CoPt-WO 3 in- plane magnetizing film in the multi-layer structure was changed from 3.0 vol% to 20.6 vol% to obtain experimental data. This is an example.
- a Ru base film was formed on the Si substrate by a sputtering method so as to have a thickness of 60 nm.
- a CoPt-WO 3- plane in-plane magnetization film having a thickness of 15 nm was formed on the formed Ru base film by a sputtering method, and was formed on the CoPt-WO 3- plane in-plane magnetization film having a thickness of 15 nm.
- the Ru non-magnetic intermediate layer is formed to have a thickness of 2 nm by a sputtering method (using a sputtering target of Ru 100 at%), and is formed so as to have a thickness of 15 nm on the formed Ru non-magnetic intermediate layer having a thickness of 2 nm.
- a CoPt-WO 3- plane in-plane magnetizing film was formed by a sputtering method, and this was repeated to prepare an in-plane magnetizing film multilayer structure in which 4 layers of CoPt-WO 3-plane in-plane magnetizing films having a predetermined composition were stacked.
- the substrate was not heated and the film was formed at room temperature.
- the hysteresis loop of the in-plane magnetizing film multilayer structure of Examples 4 to 11 and 14 produced was measured by a vibrating magnetometer.
- the coercive force Hc (koe) and the residual magnetization Mr (memu / cm 3 ) were read from the measured hysteresis loop.
- the read residual magnetization Mr (memu / cm 3 ) is multiplied by the total thickness of the CoPt in-plane magnetization film of the produced in-plane magnetization film multilayer structure, and the per unit area of the produced in-plane magnetization film multilayer structure is multiplied.
- the remanent magnetization Mrt (memu / cm 2 ) was calculated.
- the average particle size in the in-plane direction of the CoPt alloy magnetic crystal grains in the CoPt in-plane magnetization film of the fourth layer counting from the Si substrate side is measured.
- the measurement was performed by the measuring method described in (F) below.
- the in-plane magnetizing film multilayer structures of Examples 4 to 11 and 14 have four layers of a CoPt in-plane magnetizing film having a thickness of 15 nm sandwiched between Ru non-magnetic intermediate layers having a thickness of 2 nm.
- the in-plane magnetization film multilayer structure in which the in-plane magnetizing films are stacked, and the in-plane magnetization film having the in-plane magnetization film multilayer structure of Examples 4 to 11 and 14 has a Co content relative to the total metal components (Co, Pt).
- the average particle size of the CoPt alloy magnetic crystal grains in the magnetization film in the in-plane direction is 16.7 nm to 25.9 nm, which is in the range of 15 nm or more and 30 nm or less, and the in-plane magnetization of Examples 4 to 11 and 14
- the film multilayer structure is included in the scope of the present invention, and has a magnetic performance of a coercive force Hc of 2.00 kOe or more and a residual magnetization Mrt of 2.00 memu / cm 2 or more per unit area. This is achieved by forming a film at room temperature without heating the substrate.
- the oxide (WO 3 ) content is 3.0 to 20.6 vol%. In the range, the smaller the oxide (WO 3 ) content, the larger the coercive force Hc tends to be. It is considered that this is because the smaller the oxide (WO 3 ) content, the larger the average particle size of the CoPt alloy magnetic crystal grains in the in-plane magnetizing film in the in-plane direction tends to be. ..
- Example 12 ⁇ Examination of the case where B 2 O 3 is used as the oxide (D) and the case where boron B is contained in the metal component (Examples 12 and 13)>
- the oxide of the (Co-40Pt) -8vol% WO 3 sputtering target used in producing the in-plane magnetizing film of the in-plane magnetizing film multilayer structure of Example 7 was changed from WO 3 to B 2 O 3 (Co-40Pt) -8vol% B 2 O 3
- An in-plane magnetized film multilayer structure was prepared in the same manner as in Example 7 except that a sputtering target was used, and measurement was performed in the same manner as in Example 7. rice field.
- Example 13 boron B was added as a metal component to the (Co-40Pt) -8vol% B 2 O 3 sputtering target used in producing the in-plane magnetization film having the in-plane magnetization film multilayer structure of Example 12.
- An in-plane magnetized film multilayer structure was prepared in the same manner as in Example 12 except that a%-containing (Co-40Pt) -3B-8vol% B 2 O 3 sputtering target was used, and the measurement was carried out in the same manner as in Example 12. Was done.
- the oxide of the (Co-40Pt) -8vol% WO 3 sputtering target used in producing the in-plane magnetizing film of the in-plane magnetizing film multilayer structure of Example 7 was WO 3 to B 2
- the coercive force Hc of the obtained in-plane magnetization film multilayer structure was improved by about 1.3%.
- the residual magnetization Mrt per unit area was improved by about 24%.
- the (Co-40Pt) -8vol% B 2 O 3 sputtering target used in producing the in-plane magnetization film having the in-plane magnetization film multilayer structure of Example 12 was made to contain 3 at% of boron B as a metal component.
- the coercive force Hc of the obtained in-plane magnetization film multilayer structure is improved by about 0.8%, and per unit area.
- the residual magnetization Mrt of Mrt decreased by about 6%.
- composition analysis of in-plane magnetizing film (Reference Examples 1 to 8)> Performing composition analysis of the in-plane magnetization film of Reference Examples 1-8, the actual composition of the CoPt-WO 3 plane magnetization film was produced (composition obtained by composition analysis), the CoPt-WO 3 plane magnetization The degree of deviation from the composition of the sputtering target used to prepare the film was confirmed.
- the procedure of the composition analysis method performed on the in-plane magnetized film of Reference Example 7 will be outlined, and then the content of each procedure will be specifically described.
- the in-plane magnetizing film to be analyzed for composition is cut in two parallel planes in the direction orthogonal to the in-plane direction (thickness direction of the in-plane magnetizing film), and the two parallel planes obtained are parallel. Slicing is performed by the FIB method ( ⁇ -sampling method) until the distance between the cut surfaces is about 30 nm.
- the shape of the thinned sample 80 after the thinning process is schematically shown in FIG. As shown in FIG. 3, the shape of the sliced sample 80 is generally a rectangular parallelepiped shape.
- the distance between the two parallel cut surfaces is about 30 nm, and the length of one side of the rectangular parallelepiped thin section sample 80 in the in-plane direction is about 30 nm, but the length of the other two sides is about 30 nm. If it can be observed with a scanning transmission electron microscope, it may be determined as appropriate.
- the cut surface (cut surface in the thickness direction of the in-plane magnetizing film) of the sliced sample 80 obtained in step 1 can be magnified and observed up to 2 cm in length of 100 nm (magnified up to 200,000 times).
- An image is taken using a scanning transmission electron microscope (possible) and an observation image is obtained.
- the obtained observation image is rectangular, but the line at the intersection of the uppermost surface of the in-plane magnetization film to be observed and the cut surface (cut surface in the thickness direction of the in-plane magnetization film) is the length of the rectangular observation image.
- Image in the direction An example of the obtained observation image (observation image of Reference Example 7) is shown in FIG. H-9500 manufactured by Hitachi High-Technologies Corporation was used to acquire the observed image of the in-plane magnetizing film.
- a line analysis was performed for analysis, and the thickness of the in-plane magnetizing film was obtained for three straight lines (one straight line in the thickness direction passing through the points of black circles 82 and two straight lines in the thickness direction passing through the points of white circles 84).
- Line analysis for elemental analysis is performed in the longitudinal direction.
- the scanning range of the line analysis of the three straight lines is, in principle, the entire range in the thickness direction of the in-plane magnetization film (when the target of composition analysis is an in-plane magnetization film multilayer structure). It is necessary to select one black circle 82 point and two white circle 84 points so that the entire range from the in-plane magnetization film of the uppermost layer to the in-plane magnetization film of the lowermost layer can be obtained. ..
- the energy dispersive X-ray analysis method (EDX) was adopted as the elemental analysis method, and JEM-ARM200F manufactured by JEOL Ltd. was used as the elemental analyzer.
- the specific analysis conditions were as follows. That is, the X-ray detector is a Si drift detector, the X-ray extraction angle is 21.9 °, the solid angle is about 0.98 sr, and a spectroscopic crystal generally suitable for each element is used, and the measurement time is 1
- the seconds / point were set, the scanning point interval was set to 0.6 nm, and the irradiation beam diameter was set to about 0.2 nm ⁇ .
- analysis conditions of procedure 3 the conditions described in this paragraph may be referred to as "analysis conditions of procedure 3".
- FIG. 5 shows the result of line analysis (elemental analysis) performed along the black line (line in the thickness direction of the in-plane magnetizing film passing through the point of the black circle 82) in FIG. 4 (observation image of Reference Example 7).
- the vertical axis represents the detection intensity for each element
- the horizontal axis represents the scanning position.
- Each element shown in the legend in FIG. 5 is an element for which sufficient detection intensity can be confirmed, and in the case of Reference Example 7, the elements for which sufficient detection intensity can be confirmed are Co, Pt, W, O, and Ru. Met.
- K ⁇ 1 line was selected for the detection of Co and O
- L ⁇ 1 line was selected for the detection of Pt, Ru and W.
- each detection intensity was corrected by subtracting the detection intensity in the blank measurement measured in advance.
- the final end (lowermost end) of the line analysis in FIG. 4 is a Si substrate. In theory, this location is not detected except for Si and O due to surface oxidation. Therefore, the detection values other than Si and O detected at this location are considered to be unavoidable detection error values in the device, and therefore, the presence of the element is indicated only when the detection intensity is larger than this value. I made it.
- Reference Example 7 has an in-plane magnetization film single-layer structure, and an in-plane magnetization film having a thickness of 30 nm was formed using a sputtering target having a composition of (Co-30Pt) -10vol% WO 3. Further, a Ta layer having a diameter of 10 nm was provided on the uppermost layer for the purpose of preventing oxidation of the in-plane magnetization film, and a 100 at% Ta sputtering target was used for film formation of this layer.
- Condition c) Must be 5 or more continuous measurement points that satisfy conditions a and b.
- the white dashed line 90 which is the target part of the composition analysis, is a portion of the line analysis in the thickness direction (10 nm or more with respect to the white line 84A in FIG. 4) from the viewpoint of avoiding contamination caused by the line analysis in the thickness direction.
- the distance was set to be a distant distance (indicated by white lines 92 with arrows at both ends in FIG. 4).
- a line analysis is performed for a linear region of 100 nm at a scanning point interval of 0.6 nm. , A total of 167 measurement points can be obtained.
- the average value of the detected intensities (counts) at 167 measurement points is calculated.
- the ratio of the average value of the detected intensities (counts) of each detected element is the composition ratio of each element of the in-plane magnetization film.
- Table 5 shows the compositions of the sputtering targets used to prepare the in-plane magnetizing films of Reference Examples 1 to 8 and the results of composition analysis of the in-plane magnetizing films of Reference Examples 1 to 8.
- boron (B) and B 2 O 3 are added to the in-plane magnetization film, but since boron (B) is a light element having a small atomic number, it is detected by analysis in EDX. Can not do it. Therefore, in the composition of the in-plane magnetizing film in Examples 12 and 13, the composition ratio of Co and Pt can be determined, but the content of boron (B) and B 2 O 3 cannot be determined.
- each of the obtained plane observation images four straight lines with a length of 150 nm are drawn vertically and horizontally so that nine squares with a side length of 50 nm are drawn, and a cutting method is performed for a total of eight straight lines.
- the particle size is measured by. This particle size measurement is performed on two or more planar observation images, and the average particle size of the particle size measurement results for all the planar observation images is defined as the average particle size in the in-plane direction (procedure 6).
- steps 1 to 4 The method of selecting a portion having less fluctuation in composition by steps 1 to 4 is the same as steps 1 to 4 of the above-mentioned "(E) Composition analysis of in-plane magnetizing film (reference examples 1 to 8)". The contents of steps 5 and 6 will be specifically described.
- FIG. 1 An example of the obtained plane observation image (plane observation image of Example 1) is shown in FIG.
- H-9500 manufactured by Hitachi High-Technologies Corporation was used for observation at an acceleration voltage of 200 kV. Since the oxide, which is a non-magnetic grain boundary material, contains a large amount of oxygen, which is a light element, the image is relatively white, and the magnetic layer, which contains a large amount of Pt, which is a heavy element, is relatively easy to be imaged in black.
- adjust the contrast and brightness appropriately. By appropriately adjusting the contrast and brightness, it is possible to obtain a plane observation image as shown in FIG. 6, for example.
- each plane observation image obtained in step 5 four straight lines 300 having a length of 150 nm are drawn vertically and horizontally so that nine squares with a side length of 50 nm are drawn, for a total of eight lines.
- the particle size of each of the straight lines 300 (indicated by the white broken line in FIG. 6) is measured by the cutting method described later, and the average particle size is obtained for each of these eight straight lines 300, and the eight straight lines are obtained.
- the average particle diameter obtained by averaging the average particle diameters obtained for each of the 300 is defined as the average particle diameter in this plan observation image (FIG. 6).
- the above-mentioned particle size measurement is performed on all the plane observation images acquired in step 5, and the average particle size obtained by averaging all the average particle sizes of the plane observation images acquired in step 5 is the in-plane magnetization of this sample.
- the magnetic particles 302 existing in the plane observation image shown in FIG. 7 are specified by the method described later, and the region in the plane observation image is classified into other than the magnetic particles 302 and the magnetic particles 302 (that is, the part of the grain boundary material). do. Then, the value obtained by dividing the length L of the straight line 300 by the number n of the magnetic particles 302 in contact with the straight line 300 (indicated by the black line in FIG. 7) is the average grain in the in-plane direction of the straight line 300. The diameter.
- Image analysis software ImageJ1.44p is used to identify the magnetic particles.
- the image data of the plane observation image (FIG. 6) is read into the image analysis software, and the brightness intensity of each pixel square in the plane observation image (FIG. 6) is screened in stages from 0 to 255 (0 is white and 255 is defined as white). (It is black.),
- the binarization process in which the portion having a light / dark intensity of 90 or more is determined to be a part of the magnetic particles (pixels determined to be a part of the magnetic particles (pixels having a light / dark intensity of 90 or more) is defined as ". 1 ”is set, and the pixel whose brightness intensity is 89 or less is set to“ 0 ”).
- adjacent magnetic particles 302 are magnetically bonded to each other (when the distance 304 between adjacent magnetic particles 302 is about 0.38 nm or less, the adjacent magnetic particles 302 are magnetic. Is based on the idea that it can be regarded as one particle).
- the straight line indicated by reference numeral 300 is provided for convenience to explain the method for measuring the average particle size of the magnetic particles, and does not correspond to the actual measurement location. No.
- the in-plane magnetization film, the in-plane magnetization film multilayer structure, the hard bias layer, the magnetoresistive element, and the sputtering target according to the present invention have a coercive force Hc of 2.00 kOe or more and a residual magnetization Mrt per unit area.
- the magnetic performance of 2.00 memu / cm 2 or more can be achieved without performing heat deposition, and has industrial applicability.
- Black dashed line (auxiliary line drawn from double white circle 86 (reference point) in the longitudinal direction of the observation image) 90 ...
- White dashed line (straight line region of 100 nm on black dashed line 88 (auxiliary line)) 92 ...
- White line with arrows at both ends (indicating a distance of 10 nm or more from the white line 84A) 300 ...
- Magnetic particles 304 Spacing between adjacent magnetic particles 302 (width of crystal grain boundaries due to non-magnetic material)
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Abstract
保磁力Hcが2.00kOe以上で、かつ、単位面積当たりの残留磁化Mrtが2.00memu/cm2以上であるという磁気的性能を、加熱成膜を行わずに達成することができる面内磁化膜を提供する。 磁気抵抗効果素子(12)のハードバイアス層(14)として用いられる面内磁化膜であって、金属Co、金属Ptおよび酸化物を含有してなり、厚さが20nm以上80nm以下であり、当該面内磁化膜の金属成分の合計に対して、金属Coを45at%以上80at%以下含有し、金属Ptを20at%以上55at%以下含有し、当該面内磁化膜の全体に対して前記酸化物を3vol%以上25vol%以下含有し、当該面内磁化膜の磁性結晶粒の面内方向の平均粒径は15nm以上30nm以下である。
Description
本発明は、面内磁化膜、面内磁化膜多層構造、ハードバイアス層、磁気抵抗効果素子、およびスパッタリングターゲットに関し、詳細には、保磁力Hcが2.00kOe以上で、かつ、単位面積当たりの残留磁化Mrtが2.00memu/cm2以上であるという磁気的性能を、基板を加熱して行う成膜(以下、加熱成膜と記すことがある。)を行わずに実現することができるCoPt-酸化物系の面内磁化膜、CoPt-酸化物系の面内磁化膜多層構造、前記面内磁化膜または前記面内磁化膜多層構造を有してなるハードバイアス層に関するとともに、前記CoPt-酸化物系の面内磁化膜、前記CoPt-酸化物系の面内磁化膜多層構造または前記ハードバイアス層に関連する、磁気抵抗効果素子およびスパッタリングターゲットに関する。前記CoPt-酸化物系の面内磁化膜および前記Pt-酸化物系の面内磁化膜多層構造は、磁気抵抗効果素子のハードバイアス層に用いることができる。
保磁力Hcが2.00kOe以上であり、かつ、単位面積当たりの残留磁化Mrtが2.00memu/cm2以上であるハードバイアス層であれば、現状の磁気抵抗効果素子のハードバイアス層と比べて同等程度以上の保磁力および単位面積当たりの残留磁化を有していると考えられる。本願において、面内磁化膜の「単位面積あたりの残留磁化」とは、当該面内磁化膜の単位体積当たりの残留磁化に、当該面内磁化膜の厚さを乗じた値のことである。
なお、本願において、ハードバイアス層とは、磁気抵抗効果を発揮する磁性層(以下、フリー磁性層と記すことがある。)にバイアス磁界を加える薄膜磁石のことである。
また、本願では、金属Coを単にCoと記載し、金属Ptを単にPtと記載し、金属Ruを単にRuと記載することがある。また、他の金属元素についても同様に記載することがある。
また、本願において、ホウ素(B)は金属元素の範疇に含める。
現在多くの分野で磁気センサが用いられているが、汎用的に用いられている磁気センサの1つに磁気抵抗効果素子がある。
磁気抵抗効果素子は、磁気抵抗効果を発揮する磁性層(フリー磁性層)と、該磁性層(フリー磁性層)にバイアス磁界を加えるハードバイアス層と、を有してなり、ハードバイアス層には、所定以上の大きさの磁界を安定的にフリー磁性層に印加できることが求められている。
したがって、ハードバイアス層には、高い保磁力および残留磁化が求められる。
しかしながら、現状の磁気抵抗効果素子のハードバイアス層の保磁力は、2kOe程度であり(例えば、特許文献1の図7)、これ以上の保磁力の実現が望まれている。
また、単位面積当たりの残留磁化は、2memu/cm2程度以上であることが望まれている(例えば、特許文献2の段落0007)。
これらに対応できる可能性のある技術として、例えば特許文献3に記載の技術がある。特許文献3に記載の技術は、センサ積層体(フリー磁性層を備えた積層体)とハードバイアス層との間に設けたシード層(Ta層と、そのTa層の上に形成され、面心立方(111)結晶構造または六方最密(001)結晶構造を有する金属層とを含む複合シード層)により、長手方向に容易軸を向かせるように磁性材料を配向させ、ハードバイアス層の保磁力の向上を試みた手法である。しかしながら、ハードバイアス層に望まれる前記磁気特性を満たしていない。また、この手法では、保磁力向上のため、センサ積層体とハードバイアス層との間に設けたシード層を厚くする必要がある。このため、センサ積層体中のフリー磁性層への印加磁場が弱くなるという問題も抱える構造である。
また、特許文献4には、ハードバイアス層に用いる磁性材にFePtを用いることや、Pt又はFeシード層を有するFePtハードバイアス層、及びPt又はFeのキャッピング層が記載されており、この特許文献4では、焼なまし温度が約250~350℃である焼なましの間に、シード層及びキャッピング層内のPt又はFe、ならびにハードバイアス層内のFePtが互いに混ざり合う構造が提案されている。しかしながら、このハードバイアス層の形成に必要な加熱工程においては、既に積層されている他の膜への影響を考慮する必要があり、この加熱工程は可能な限り避けるべき工程である。
特許文献5では、焼なまし温度の最適化が行われて、焼なまし温度を200℃程度まで下げることが可能であることが示され、ハードバイアス層の保磁力が3.5kOe以上であることが示されているが、単位面積当たりの残留磁化は1.2memu/cm2程度であり、ハードバイアス層に望まれている前記磁気特性を満たしていない。
特許文献6には、長手記録用磁気記録媒体が記載されており、その磁性層は、六方最密充填構造を有する強磁性結晶粒と、それを取り巻く主に酸化物からなる非磁性粒界とからなるグラニュラ構造であるが、このようなグラニュラ構造が磁気抵抗効果素子のハードバイアス層へ用いられた事例は無い。また、特許文献6に記載の技術は、磁気記録媒体の課題である信号対雑音比の低減を目的としており、磁性層の層間に非磁性層を用いて磁性層を多層化させているが、その上下の磁性層同士は反強磁性結合を有しており、磁性層の保磁力の向上には適さない構造となっている。
実際の磁気抵抗効果素子への適用を視野に入れた場合、センサ積層体(フリー磁性層を備えた積層体)およびハードバイアス層は、できるだけ薄くすることが好ましく、また、加熱成膜は行わないことが好ましい。
この条件を満たした上で、現状の磁気抵抗効果素子のハードバイアス層の保磁力(2kOe程度)および単位面積当たりの残留磁化(2memu/cm2程度)を上回るハードバイアス層を得るためには、現状のハードバイアス層に用いられている元素や化合物とは異なる元素や化合物を探索していく必要があると本発明者は考え、また、酸化物をCoPt系の面内磁化膜に適用することが有望であるのではないかと本発明者は考えた。一方、CoPt-酸化物系の面内磁化膜中において磁性を発揮する部位は、酸化物で構成される結晶粒界ではなく、CoPt合金磁性結晶粒であるので、CoPt-酸化物系の面内磁化膜中の酸化物量は少ない方が、保磁力Hcや単位面積当たりの残留磁化Mrtといった磁気的特性を向上するのではないかと本発明者は考えた。
本発明は、かかる点に鑑みてなされたものであり、保磁力Hcが2.00kOe以上で、かつ、単位面積当たりの残留磁化Mrtが2.00memu/cm2以上であるという磁気的性能を、加熱成膜を行わずに達成することができる面内磁化膜、面内磁化膜多層構造およびハードバイアス層を提供することを課題とし、併せて、前記面内磁化膜、前記面内磁化膜多層構造または前記ハードバイアス層に関連する、磁気抵抗効果素子およびスパッタリングターゲットを提供することも補足的な課題とする。
本発明は、以下の面内磁化膜、面内磁化膜多層構造、ハードバイアス層、磁気抵抗効果素子、およびスパッタリングターゲットにより、前記課題を解決したものである。
即ち、本発明に係る面内磁化膜は、磁気抵抗効果素子のハードバイアス層として用いられる面内磁化膜であって、金属Co、金属Ptおよび酸化物を含有してなり、厚さが20nm以上80nm以下であり、当該面内磁化膜の金属成分の合計に対して、金属Coを45at%以上80at%以下含有し、金属Ptを20at%以上55at%以下含有し、当該面内磁化膜の全体に対して前記酸化物を3vol%以上25vol%以下含有し、当該面内磁化膜の磁性結晶粒の面内方向の平均粒径は15nm以上30nm以下であることを特徴とする面内磁化膜である。
ここで、本願発明に係る面内磁化膜およびそれに付随して存在する下地膜等の部材に関し、上下方向を観念する文言は、当該面内磁化膜が積層された下地膜が最も低い位置になるように該下地膜を水平方向に配置した状態を基準として、その意味内容を解釈するものとする。
また、「面内磁化膜の磁性結晶粒の面内方向の平均粒径」は、[実施例]の欄の「(F)CoPt面内磁化膜中のCoPt合金磁性結晶粒の面内方向の平均粒径の測定方法(実施例1~14、比較例1、2)」に記載した方法によって算出する。本願における他の箇所の同様の記載においても同様である。
前記面内磁化膜は、CoPt合金結晶粒と前記酸化物の結晶粒界とからなるグラニュラ構造を有してなるように構成してもよい。
ここで、結晶粒界とは、結晶粒の境界のことである。
前記酸化物は、Ti、Si、W、B、Mo、Ta、Nbの酸化物のうちの少なくとも1種を含むものを用いてもよい。
前記面内磁化膜は、ホウ素を、金属成分の合計に対して0.5at%以上3.5at%以下含有していてもよい。
本発明に係る面内磁化膜多層構造の第1の態様は、磁気抵抗効果素子のハードバイアス層として用いられる面内磁化膜多層構造であって、複数の面内磁化膜と、結晶構造が六方最密充填構造である非磁性中間層と、を有してなり、前記非磁性中間層は、前記面内磁化膜同士の間に配置されており、かつ、前記非磁性中間層を挟んで隣り合う前記面内磁化膜同士は強磁性結合をしており、前記面内磁化膜は、金属Co、金属Ptおよび酸化物を含有してなり、当該面内磁化膜の金属成分の合計に対して、金属Coを45at%以上80at%以下含有し、金属Ptを20at%以上55at%以下含有し、当該面内磁化膜の全体に対して前記酸化物を3vol%以上25vol%以下含有しており、当該面内磁化膜の磁性結晶粒の面内方向の平均粒径は15nm以上30nm以下であり、前記複数の面内磁化膜の合計の厚さは20nm以上であることを特徴とする面内磁化膜多層構造である。
本発明に係る面内磁化膜多層構造の第2の態様は、磁気抵抗効果素子のハードバイアス層として用いられる面内磁化膜多層構造であって、複数の面内磁化膜と、非磁性中間層と、を有してなり、前記非磁性中間層は、前記面内磁化膜同士の間に配置されており、かつ、前記非磁性中間層を挟んで隣り合う前記面内磁化膜同士は強磁性結合をしており、前記面内磁化膜は、金属Co、金属Ptおよび酸化物を含有してなり、当該面内磁化膜の金属成分の合計に対して、金属Coを45at%以上80at%以下含有し、金属Ptを20at%以上55at%以下含有し、当該面内磁化膜の全体に対して前記酸化物を3vol%以上25vol%以下含有しており、当該面内磁化膜の磁性結晶粒の面内方向の平均粒径は15nm以上30nm以下であり、前記面内磁化膜多層構造は、保磁力が2.00kOe以上であり、かつ、単位面積当たりの残留磁化が2.00memu/cm2以上であることを特徴とする面内磁化膜多層構造である。
本願において、非磁性中間層とは、面内磁化膜同士の間に配置される非磁性層のことである。
本願において、強磁性結合とは、非磁性中間層を挟んで隣り合う磁性層(ここでは、前記面内磁化膜)のスピンが平行(同じ向き)になっているときに働く交換相互作用に基づく結合のことである。
また、本願において、面内磁化膜多層構造の「単位面積あたりの残留磁化」とは、当該面内磁化膜多層構造に含まれる面内磁化膜の単位体積当たりの残留磁化に、当該面内磁化膜多層構造に含まれる面内磁化膜の厚さの合計の値を乗じた値のことである。
前記非磁性中間層は、RuまたはRu合金からなることが好ましい。
前記面内磁化膜多層構造において、前記面内磁化膜は、CoPt合金結晶粒と前記酸化物の結晶粒界とからなるグラニュラ構造を有してなるように構成してもよい。
本発明に係る面内磁化膜多層構造の第1の態様および第2の態様において、前記酸化物は、Ti、Si、W、B、Mo、Ta、Nbの酸化物のうちの少なくとも1種を含むものを用いてもよい。
前記面内磁化膜の1層あたりの厚さは、5nm以上30nm以下であることが標準的である。
本発明に係るハードバイアス層は、前記面内磁化膜または前記面内磁化膜多層構造を有してなることを特徴とするハードバイアス層である。
本発明に係る磁気抵抗効果素子は、前記ハードバイアス層を有してなることを特徴とする磁気抵抗効果素子である。
本発明に係るスパッタリングターゲットは、磁気抵抗効果素子のハードバイアス層の少なくとも一部として用いられる面内磁化膜を室温成膜で形成する際に用いるスパッタリングターゲットであって、金属Co、金属Ptおよび酸化物を含有してなり、当該スパッタリングターゲットの金属成分の合計に対して、金属Coを50at%以上85at%以下含有し、金属Ptを15at%以上50at%以下含有し、当該スパッタリングターゲットの全体に対して前記酸化物を3vol%以上25vol%以下含有し、形成する前記面内磁化膜は、保磁力が2.00kOe以上で、かつ、単位面積当たりの残留磁化が2.00memu/cm2以上であることを特徴とするスパッタリングターゲットである。
本発明によれば、保磁力Hcが2.00kOe以上で、かつ、単位面積当たりの残留磁化Mrtが2.00memu/cm2以上であるという磁気的性能を、加熱成膜を行わずに達成することができる面内磁化膜、面内磁化膜多層構造およびハードバイアス層を提供することができる。
(1)第1実施形態
(1-1)概要
図1は、本発明の第1実施形態に係る面内磁化膜10を、磁気抵抗効果素子12のハードバイアス層14に適用している状態を模式的に示す断面図である。なお、図1においては、下地膜(面内磁化膜10は下地膜の上に形成される)の記載は省略している。
(1-1)概要
図1は、本発明の第1実施形態に係る面内磁化膜10を、磁気抵抗効果素子12のハードバイアス層14に適用している状態を模式的に示す断面図である。なお、図1においては、下地膜(面内磁化膜10は下地膜の上に形成される)の記載は省略している。
ここでは、磁気抵抗効果素子12としてトンネル型磁気抵抗効果素子を念頭に置いて図1に示す構成の説明を行うが、本第1実施形態に係る面内磁化膜10は、トンネル型磁気抵抗効果素子のハードバイアス層への適用に限定されるわけではなく、例えば巨大磁気抵抗効果素子、異方性磁気抵抗効果素子のハードバイアス層への適用も可能である。
磁気抵抗効果素子12(ここでは、トンネル型磁気抵抗効果素子)は、非常に薄い非磁性トンネル障壁層(以下、バリア層54)によって分離された2つの強磁性層(フリー磁性層16、ピン層52)を有する。ピン層52は、隣接する反強磁性層(図示せず)との交換結合により固定されることなどによって、その磁化方向が固定されている。フリー磁性層16は、外部磁界が存在する状態で、その磁化方向を、ピン層52の磁化方向に対して自由に回転させることができる。フリー磁性層16が外部磁界によってピン層52の磁化方向に対して回転すると、電気抵抗が変化するため、この電気抵抗の変化を検出することで、外部磁界を検出することができる。
ハードバイアス層14は、フリー磁性層16にバイアス磁界を加えて、フリー磁性層16の磁化方向軸を安定させる役割を有する。絶縁層50は電気的な絶縁材料で形成されており、センサ積層体(フリー磁性層16、バリア層54、ピン層52)を垂直方向に流れるセンサ電流が、センサ積層体(フリー磁性層16、バリア層54、ピン層52)の両側のハードバイアス層14に分流するのを抑制する役割を有する。
図1に示すように、本第1実施形態に係る面内磁化膜10は、磁気抵抗効果素子12のハードバイアス層14として用いることができ、磁気抵抗効果を発揮するフリー磁性層16にバイアス磁界を加えることができる。ハードバイアス層14は、本第1実施形態に係る面内磁化膜10のみで構成されており、面内磁化膜10の単層で構成されている。
本第1実施形態に係る面内磁化膜10は、酸化物を含有し、現状の磁気抵抗効果素子のハードバイアス層の保磁力と比べて同等程度以上の保磁力(2.00kOe以上の保磁力)および単位面積当たりの残留磁化(2.00memu/cm2以上)を有する単層の面内磁化膜である。具体的には、本第1実施形態に係る面内磁化膜10は、CoPt-酸化物系の面内磁化膜であり、金属Co、金属Ptおよび酸化物を含有してなり、当該面内磁化膜の金属成分の合計に対して、金属Coを45at%以上80at%以下含有し、金属Ptを20at%以上55at%以下含有し、当該面内磁化膜の全体に対して前記酸化物を3vol%以上25vol%以下含有し、厚さが20nm以上80nm以下である。
(1-2)面内磁化膜10の構成成分
本第1実施形態に係る面内磁化膜10は、前述したように、金属成分としてCoおよびPtを含有し、また、酸化物を含有する。
本第1実施形態に係る面内磁化膜10は、前述したように、金属成分としてCoおよびPtを含有し、また、酸化物を含有する。
金属Coおよび金属Ptは、スパッタリングによって形成される面内磁化膜において、磁性結晶粒(微小な磁石)の構成成分となる。
Coは強磁性金属元素であり、面内磁化膜中の磁性結晶粒(微小な磁石)の形成において中心的な役割を果たす。スパッタリングによって得られる面内磁化膜中のCoPt合金結晶粒(磁性結晶粒)の結晶磁気異方性定数Kuを大きくするという観点および得られる面内磁化膜中のCoPt合金結晶粒(磁性結晶粒)の磁性を維持するという観点から、本実施形態に係る面内磁化膜中のCoの含有割合は、当該面内磁化膜中の金属成分の合計に対して45at%以上80at%以下としている。また、同様の点から、本実施形態に係る面内磁化膜中のCoの含有割合は、当該面内磁化膜中の金属成分の合計に対して45at%以上70at%以下であることが好ましく、45at%以上60at%以下であることがより好ましい。
Ptは、所定の組成範囲でCoと合金化することにより合金の磁気モーメントを低減させる機能を有し、磁性結晶粒の磁性の強さを調整する役割を有する。一方、スパッタリングによって得られる面内磁化膜中のCoPt合金結晶粒(磁性結晶粒)の結晶磁気異方性定数Kuを大きくして、面内磁化膜の保磁力を大きくするという機能を有する。面内磁化膜の保磁力を大きくするという観点および得られる面内磁化膜中のCoPt合金結晶粒(磁性結晶粒)の磁性を調整するという観点から、本実施形態に係る面内磁化膜中のPtの含有割合は、当該面内磁化膜中の金属成分の合計に対して20at%以上55at%以下としている。また、同様の点から、本実施形態に係る面内磁化膜中のPtの含有割合は、当該面内磁化膜中の金属成分の合計に対して30at%以上55at%以下であることが好ましく、40at%以上55at%以下であることがより好ましい。
また、本実施形態に係る面内磁化膜10の金属成分として、CoおよびPt以外に、ホウ素Bを0.5at%以上3.5at%以下含有させてもよい。後述する実施例で実証しているように、ホウ素Bを0.5at%以上3.5at%以下含有させることにより、面内磁化膜10の保磁力Hcをさらに向上させる効果がある。
本第1実施形態に係る面内磁化膜10が含有する酸化物は、Ti、Si、W、B、Mo、Ta、Nbの酸化物のうちの少なくとも1種を含む。そして、面内磁化膜10中において、前記のような酸化物からなる非磁性体によって、CoPt合金磁性結晶粒同士が仕切られており、グラニュラ構造が形成されている。即ち、このグラニュラ構造は、CoPt合金結晶粒とその周囲を取り囲む前記酸化物の結晶粒界とからなる。
したがって、面内磁化膜10中の酸化物の含有量を多くした方が磁性結晶粒同士の間を確実に仕切りやすくなり、磁性結晶粒同士を独立させやすくなるので好ましい。この観点から、本第1実施形態に係る面内磁化膜10中に含まれる酸化物の含有量(面内磁化膜10全体における酸化物の含有量の平均値)を、3vol%以上にすることが標準的であり、また、同様の観点から、本第1実施形態に係る面内磁化膜10中に含まれる酸化物の含有量(面内磁化膜10全体における酸化物の含有量の平均値)は、4vol%以上であることが好ましく、5vol%以上であることがより好ましい。
ただし、面内磁化膜10中の酸化物の含有量(面内磁化膜10全体における酸化物の含有量の平均値)が多くなりすぎると、酸化物がCoPt合金結晶粒(磁性結晶粒)中に混入してCoPt合金結晶粒(磁性結晶粒)の結晶性に悪影響を与えて、CoPt合金結晶粒(磁性結晶粒)においてhcp以外の構造の割合が増えるおそれがある。この観点から、本第1実施形態に係る面内磁化膜10中に含まれる酸化物の含有量(面内磁化膜10全体における酸化物の含有量の平均値)を、25vol%以下にすることが標準的であり、また、同様の観点から、本第1実施形態に係る面内磁化膜10中に含まれる酸化物の含有量は、21vol%以下であることが好ましく、16vol%以下であることがより好ましい。
したがって、本第1実施形態においては、面内磁化膜10中に含まれる酸化物の含有量(面内磁化膜10全体における酸化物の含有量の平均値)を、3vol%以上25vol%以下にすることが標準的であり、また、本第1実施形態に係る面内磁化膜10中に含まれる酸化物の含有量(面内磁化膜10全体における酸化物の含有量の平均値)は、4vol%以上21vol%以下であることが好ましく、5vol%以上16vol%以下であることがより好ましい。
また、酸化物としてWO3またはMoO3を含むと、面内磁化膜10の保磁力Hcが大きくなるので、酸化物としてWO3またはMoO3を含むことが好ましい。
なお、現状の面内磁化膜では、CoPt合金結晶粒(磁性結晶粒)同士を仕切る粒界材料として、Cr、W、Ta、B等の単体元素が用いられているため、粒界材料が、ある程度、CoPt合金に固溶すると考えられる。このため、現状の面内磁化膜のCoPt合金結晶粒(磁性結晶粒)は、結晶性に悪影響を受けて飽和磁化および残留磁化が低減していると考えられ、現状の面内磁化膜は、その保磁力Hcおよび残留磁化の値が悪影響を受けていると考えられる。
一方、本第1実施形態に係る面内磁化膜10においては、粒界材料が酸化物であるので、粒界材料がCr、W、Ta、B等の単体元素の場合と比べて、粒界材料がCoPt合金に固溶しにくい。このため、本第1実施形態に係る面内磁化膜10中のCoPt合金結晶粒(磁性結晶粒)の飽和磁化および残留磁化は大きくなり、また、本第1実施形態に係る面内磁化膜10の保磁力Hcおよび残留磁化は大きくなる。
(1-3)面内磁化膜10の厚さ
面内磁化膜10の厚さを薄くすると、単位面積当たりの残留磁化Mrtが小さくなる傾向があり、また、面内磁化膜10の厚さを厚くすると、保磁力Hcが小さくなる傾向があるので、両者を両立させる観点から、面内磁化膜10の厚さは、20nm以上80nm以下に設定することが標準的である。
面内磁化膜10の厚さを薄くすると、単位面積当たりの残留磁化Mrtが小さくなる傾向があり、また、面内磁化膜10の厚さを厚くすると、保磁力Hcが小さくなる傾向があるので、両者を両立させる観点から、面内磁化膜10の厚さは、20nm以上80nm以下に設定することが標準的である。
(1-4)面内磁化膜10中のCoPt合金磁性結晶粒の面内方向の平均粒径
面内磁化膜10中のCoPt合金磁性結晶粒の面内方向の平均粒径が大きくなると、(CoPt合金磁性結晶粒の面内方向の長さ)/(CoPt合金磁性結晶粒の膜厚方向の長さ)が大きくなり、面内磁化膜10中のCoPt合金磁性結晶粒の形状が扁平化する。これにより形状磁気異方性によって面内方向の反磁界が弱まり面内磁化膜10の保磁力Hcが向上する。
面内磁化膜10中のCoPt合金磁性結晶粒の面内方向の平均粒径が大きくなると、(CoPt合金磁性結晶粒の面内方向の長さ)/(CoPt合金磁性結晶粒の膜厚方向の長さ)が大きくなり、面内磁化膜10中のCoPt合金磁性結晶粒の形状が扁平化する。これにより形状磁気異方性によって面内方向の反磁界が弱まり面内磁化膜10の保磁力Hcが向上する。
また、面内磁化膜10中のCoPt合金磁性結晶粒の面内方向の平均粒径が大きいと、面内磁化膜10全体に対する結晶粒界の体積分率が小さくなり、面内磁化膜10中のCoPt合金磁性結晶粒の体積分率が大きくなり、飽和磁化Msが向上し、残留磁化Mrが向上する。その結果、単位面積当たりの残留磁化Mrtが大きくなる。
したがって、面内磁化膜10の保磁力Hcおよび単位面積当たりの残留磁化Mrtを大きくする観点から、面内磁化膜10中のCoPt合金磁性結晶粒の面内方向の平均粒径は15nm以上とするのが標準的であり、18nm以上とするのが好ましく、20nm以上とするのがより好ましい。
一方、後述する実施例および比較例に示すように、面内磁化膜10中のCoPt合金磁性結晶粒の面内方向の平均粒径が30nmを超えるものは得ることができなかったので、面内磁化膜10中のCoPt合金磁性結晶粒の面内方向の平均粒径の上限は30nmとする。
なお、面内磁化膜10中のCoPt合金磁性結晶粒の面内方向の平均粒径が大きくなると、面内磁化膜10中の結晶粒界の体積が減少するため、面内磁化膜10において必要な酸化物量を減らすことができる。
(1-5)下地膜
本第1実施形態に係る面内磁化膜10を形成する際に用いる下地膜としては、面内磁化膜10の磁性粒子(CoPt合金粒子)と同じ結晶構造(六方最密充填構造hcp)である金属RuまたはRu合金からなる下地膜(以下、Ru系下地膜と記すことがある。)が適している。Ru系下地膜は、表面が凹凸状になっており、CoPt-酸化物スパッタリングターゲットでスパッタリングを行った場合、凸部に金属成分が堆積しやすく、凹部に酸化物が堆積しやすくなっている。下地膜に飛来するスパッタ粒子から見ると、下地膜の凹部は影になるため、下地膜の凸部に金属が凝固し易く、そのため酸化物は下地膜の凹部に析出するからである。
本第1実施形態に係る面内磁化膜10を形成する際に用いる下地膜としては、面内磁化膜10の磁性粒子(CoPt合金粒子)と同じ結晶構造(六方最密充填構造hcp)である金属RuまたはRu合金からなる下地膜(以下、Ru系下地膜と記すことがある。)が適している。Ru系下地膜は、表面が凹凸状になっており、CoPt-酸化物スパッタリングターゲットでスパッタリングを行った場合、凸部に金属成分が堆積しやすく、凹部に酸化物が堆積しやすくなっている。下地膜に飛来するスパッタ粒子から見ると、下地膜の凹部は影になるため、下地膜の凸部に金属が凝固し易く、そのため酸化物は下地膜の凹部に析出するからである。
このため、Ru系下地膜の表面の凸部の大きさが大きい場合、当該Ru系下地膜の凸部に成長するCoPt合金磁性結晶粒の大きさは、大きくなる傾向がある。一方、「(1-4)面内磁化膜10中のCoPt合金磁性結晶粒の面内方向の平均粒径」に記載したように、面内磁化膜10中のCoPt合金磁性結晶粒の面内方向の平均粒径を大きくすることで、面内磁化膜10の保磁力Hcおよび単位面積当たりの残留磁化Mrtを大きくすることができるので、表面の凸部の大きさが大きいRu系下地膜を、本第1実施形態に係る面内磁化膜10を形成する際に用いることが好ましい。Ru系下地膜においては、厚さが20nm程度以上であれば、表面の凸部の大きさがある程度大きくなるので、厚さが20nm以上のものを用いるのが好ましく、25nm以上のものを用いるのがより好ましく、30nm以上のものを用いるのが特に好ましい。
また、積層する面内磁化膜10中の磁性結晶粒(CoPt合金粒子)を整然と面内配向させるため、用いるRu下地膜またはRu合金下地膜の表面には、(10.0)面または(11.0)面が多く配置されるようにすることが好ましい。
なお、本発明に係る面内磁化膜を形成する際に用いる下地膜は、Ru下地膜またはRu合金下地膜に限定されるわけではなく、得られる面内磁化膜のCoPt磁性結晶粒を面内配向させ、かつ、CoPt磁性結晶粒同士の磁気的な分離を促進させることができ、かつ、面内磁化膜10中のCoPt合金磁性結晶粒の面内方向の平均粒径を大きくすることに適する下地膜であれば使用可能である。
(1-6)スパッタリングターゲット
本第1実施形態に係る面内磁化膜10を作製する際に用いるスパッタリングターゲットは、磁気抵抗効果素子12のハードバイアス層14の少なくとも一部として用いられる面内磁化膜10を室温成膜で形成する際に用いるスパッタリングターゲットであって、金属Co、金属Ptおよび酸化物を含有してなり、当該スパッタリングターゲットの金属成分の合計に対して、金属Coを50at%以上85at%以下含有し、金属Ptを15at%以上50at%以下含有し、当該スパッタリングターゲットの全体に対して前記酸化物を3vol%以上25vol%以下含有し、形成する面内磁化膜は、保磁力が2.00kOe以上で、かつ、単位面積当たりの残留磁化が2.00memu/cm2以上である。後述する「(E)面内磁化膜の組成分析(参考例1~8)」に記載しているように、作製したCoPt-酸化物系の面内磁化膜の実際の組成(組成分析によって得られた組成)と、当該CoPt-酸化物系の面内磁化膜の作製に用いたスパッタリングターゲットの組成とはずれが生じるので、前記したスパッタリングターゲットに含まれる各元素の組成範囲は、本第1実施形態に係る面内磁化膜10に含まれる各元素の組成範囲とは一致していない。
本第1実施形態に係る面内磁化膜10を作製する際に用いるスパッタリングターゲットは、磁気抵抗効果素子12のハードバイアス層14の少なくとも一部として用いられる面内磁化膜10を室温成膜で形成する際に用いるスパッタリングターゲットであって、金属Co、金属Ptおよび酸化物を含有してなり、当該スパッタリングターゲットの金属成分の合計に対して、金属Coを50at%以上85at%以下含有し、金属Ptを15at%以上50at%以下含有し、当該スパッタリングターゲットの全体に対して前記酸化物を3vol%以上25vol%以下含有し、形成する面内磁化膜は、保磁力が2.00kOe以上で、かつ、単位面積当たりの残留磁化が2.00memu/cm2以上である。後述する「(E)面内磁化膜の組成分析(参考例1~8)」に記載しているように、作製したCoPt-酸化物系の面内磁化膜の実際の組成(組成分析によって得られた組成)と、当該CoPt-酸化物系の面内磁化膜の作製に用いたスパッタリングターゲットの組成とはずれが生じるので、前記したスパッタリングターゲットに含まれる各元素の組成範囲は、本第1実施形態に係る面内磁化膜10に含まれる各元素の組成範囲とは一致していない。
このスパッタリングターゲットの構成成分(金属Co、金属Ptおよび酸化物)についての説明は、前記「(1-2)面内磁化膜10の構成成分」に記載した面内磁化膜の構成成分についての説明と同様であるので、説明は省略する。
(1-7)面内磁化膜10の形成方法
本第1実施形態に係る面内磁化膜10は、前記「(1-6)スパッタリングターゲット」に記載したスパッタリングターゲットを用いてスパッタリングを行って、所定の下地膜(前記「(1-5)下地膜」に記載した下地膜)の上に成膜して形成する。なお、この成膜過程で加熱することは不要であり、本第1実施形態に係る面内磁化膜10は、室温成膜で形成することが可能である。
本第1実施形態に係る面内磁化膜10は、前記「(1-6)スパッタリングターゲット」に記載したスパッタリングターゲットを用いてスパッタリングを行って、所定の下地膜(前記「(1-5)下地膜」に記載した下地膜)の上に成膜して形成する。なお、この成膜過程で加熱することは不要であり、本第1実施形態に係る面内磁化膜10は、室温成膜で形成することが可能である。
(2)第2実施形態
図2は、本発明の第2実施形態に係る面内磁化膜多層構造20を、磁気抵抗効果素子24のハードバイアス層26に適用している状態を模式的に示す断面図である。
図2は、本発明の第2実施形態に係る面内磁化膜多層構造20を、磁気抵抗効果素子24のハードバイアス層26に適用している状態を模式的に示す断面図である。
以下、本第2実施形態に係る面内磁化膜多層構造20について説明するが、面内磁化膜10の構成成分、面内磁化膜10の厚さ、面内磁化膜10中のCoPt合金磁性結晶粒の面内方向の平均粒径、面内磁化膜10を形成する際に用いる下地膜、面内磁化膜10を作製する際に用いるスパッタリングターゲット、および面内磁化膜10の形成方法については、すでに「(1)第1実施形態」において説明を行っているので、説明は省略する。
図2に示すように、本発明の第2実施形態に係る面内磁化膜多層構造20は、第1実施形態に係る面内磁化膜10の上に非磁性中間層22を備え、その非磁性中間層22の上に、面内磁化膜10が積み重ねられた構造になっている。図2では、面内磁化膜10を2層積み重ねただけであるが、非磁性中間層22を間に介在させて面内磁化膜10を3層以上積み重ねるように構成してもよい。
面内磁化膜多層構造20において、面内磁化膜10の1層当たりの厚さは、標準的には5nm以上30nm以下であるが、面内磁化膜10の1層当たりの厚さは、保磁力Hcをより大きくする観点から、5nm以上15nm以下であることが好ましく、10nm以上15nm以下であることがより好ましい。また、面内磁化膜10の合計の厚さは、単位面積当たりの残留磁化Mrtを2.00meum/cm2以上にする観点から、標準的には20nm以上にする。また、面内磁化膜10の合計の厚さの上限に関しては、後述するように、非磁性中間層22が介在することによって分離された隣り合う面内磁化膜10同士は強磁性結合を行うため、面内磁化膜10の合計の厚さが大きくなっても、理論上は保磁力Hcは小さくならず、上限はない。実際に、後述する実施例によって、面内磁化膜10の合計の厚さが60nmまでは、保磁力Hcが2.00kOe以上となることを確認している。
本第2実施形態に係る面内磁化膜多層構造20は、磁気抵抗効果素子24のハードバイアス層26として用いることができ、磁気抵抗効果を発揮するフリー磁性層28にバイアス磁界を加えることができる。
非磁性中間層22は、面内磁化膜10同士の間に介在して、面内磁化膜10同士を分離し、面内磁化膜を多層化する役割を有する。非磁性中間層22を介在させて面内磁化膜を多層化することにより、残留磁化Mrtの値を維持したまま、保磁力Hcをさらに向上させることができる。
非磁性中間層22が介在することによって分離された面内磁化膜10同士は、スピンが平行(同じ向き)になるように配置する。このように配置することにより、非磁性中間層22が介在することによって分離された隣り合う面内磁化膜10同士は強磁性結合を行うため、面内磁化膜多層構造20は、残留磁化Mrtの値を維持したまま、保磁力Hcを向上させることができ、良好な保磁力Hcを発現することができる。
非磁性中間層22に用いる金属は、CoPt合金磁性結晶粒の結晶構造を損なわないようにする観点から、CoPt合金磁性結晶粒と同じ結晶構造(六方最密充填構造hcp)の金属にする。具体的には、非磁性中間層22としては、面内磁化膜10中のCoPt合金磁性結晶粒の結晶構造と同じ結晶構造(六方最密充填構造hcp)である金属RuまたはRu合金を好適に用いることができる。
非磁性中間層22に用いる金属がRu合金の場合の添加元素としては、具体的には例えば、Cr、Pt、Coを用いることができ、それらの金属の添加量の範囲は、Ru合金が六方最密充填構造hcpとなる範囲とするのがよい。
アーク溶解を行ってRu合金のバルクサンプルを作製し、X線回折装置(XRD:(株)リガク製 SmartLab)によってX線回折のピーク解析を行ったところ、RuCr合金においては、Crの添加量が50at%のときに、六方最密充填構造hcpとRuCr2の混相が確認されたので、非磁性中間層22にRuCr合金を用いる場合、Crの添加量は50at%未満とするのが適当であり、40at%未満とすることが好ましく、30at%未満とすることがより好ましい。また、RuPt合金においては、Ptの添加量が15at%のときに、六方最密充填構造hcpとPt由来の面心立方構造fccの混相が確認されたので、非磁性中間層22にRuPt合金を用いる場合、Ptの添加量は15at%未満とするのが適当であり、12.5at%未満とすることが好ましく、10at%未満とすることがより好ましい。また、RuCo合金においては、Coの添加量に関わらず六方最密充填構造hcpを形成するが、Coを40at%以上添加すると磁性体となるため、Coの添加量は40at%未満とするのが適当であり、30at%未満とすることが好ましく、20at%未満とすることがより好ましい。
また、非磁性中間層22の厚さは、0.3nm以上3nm以下が標準的である。
以下、本発明を裏付けるための実施例、比較例および参考例について記載する。
以下の(A)では、CoPt-WO3面内磁化膜単層構造において、面内磁化膜中のCoPt合金磁性結晶粒の面内方向の平均粒径が、保磁力Hcおよび単位面積当たりの残留磁化Mrtに及ぼす影響について検討しており、以下の(B)では、CoPt-WO3面内磁化膜多層構造において、面内磁化膜中のCoPt合金磁性結晶粒の面内方向の平均粒径が、保磁力Hcおよび単位面積当たりの残留磁化Mrtに及ぼす影響について検討しており、以下の(C)では、CoPt-WO3面内磁化膜多層構造において、面内磁化膜中の酸化物含有量が、保磁力Hcおよび単位面積当たりの残留磁化Mrtに及ぼす影響について検討している。さらに、以下の(D)では、CoPt-酸化物の面内磁化膜多層構造において、面内磁化膜10中の酸化物をB2O3にした場合、および、面内磁化膜10の金属成分としてホウ素Bを加えた場合について、保磁力Hcおよび単位面積当たりの残留磁化Mrtを測定している。
また、以下の(E)では、作製したCoPt-WO3面内磁化膜の実際の組成(組成分析によって得られた組成)と、当該CoPt-WO3面内磁化膜の作製に用いたスパッタリングターゲットの組成との間のずれの程度を確認するために、参考例1~8のCoPt-WO3面内磁化膜を取り上げて、組成分析を行った。その結果、作製された面内磁化膜の組成と当該面内磁化膜を作製するのに用いたスパッタリングターゲットの組成との間にずれが生じることが判明した。
以下の(A)~(D)で記載する実施例および比較例におけるCoPt-酸化物の面内磁化膜の組成は、作製に用いたスパッタリングターゲットの組成に対して、以下の(E)で判明した組成のずれを補正する計算を施して、算出したものである。
また、以下の(F)では、CoPt面内磁化膜中のCoPt合金磁性結晶粒の面内方向の平均粒径の測定方法について具体的に説明している。
<(A)CoPt-WO3面内磁化膜単層構造において、面内磁化膜中のCoPt合金磁性結晶粒の面内方向の平均粒径が、保磁力Hcおよび単位面積当たりの残留磁化Mrtに及ぼす影響についての検討(実施例1、比較例1)>
実施例1、比較例1では、(Co-30Pt)-10vol%WO3スパッタリングターゲットを用いて、厚さ30nmの (Co-34.7Pt)-11.0vol%WO3面内磁化膜単層構造を作製したが、用いたRu下地膜の厚さは、実施例1では30nmとし、比較例1では10nmとした。そして、実施例1、比較例1で作製した(Co-34.7Pt)-11.0vol%WO3面内磁化膜単層構造について、保磁力Hc、単位面積当たりの残留磁化Mrt、面内磁化膜中のCoPt合金磁性結晶粒の面内方向の平均粒径を測定した。
実施例1、比較例1では、(Co-30Pt)-10vol%WO3スパッタリングターゲットを用いて、厚さ30nmの (Co-34.7Pt)-11.0vol%WO3面内磁化膜単層構造を作製したが、用いたRu下地膜の厚さは、実施例1では30nmとし、比較例1では10nmとした。そして、実施例1、比較例1で作製した(Co-34.7Pt)-11.0vol%WO3面内磁化膜単層構造について、保磁力Hc、単位面積当たりの残留磁化Mrt、面内磁化膜中のCoPt合金磁性結晶粒の面内方向の平均粒径を測定した。
以下、具体的に説明する。
まず、Si基板上に、Ru下地膜を、株式会社エイコーエンジニアリング製ES-3100Wを用いてスパッタリング法により、厚さ30nm(実施例1)、厚さ10nm(比較例1)となるように形成した。なお、本願の実施例および比較例においてスパッタリングの際に用いたスパッタリング装置は、いずれの成膜(Ru下地膜、面内磁化膜、Ru非磁性中間層)においても株式会社エイコーエンジニアリング製ES-3100Wであるが、以下では装置名の記載は省略する。
実施例1では、厚さ30nmのRu下地膜の上に、(Co-30Pt)-10vol%WO3スパッタリングターゲットを用いて、厚さ30nmの (Co-34.7Pt)-11.0vol%WO3面内磁化膜単層構造をスパッタリング法で形成し、比較例1では、厚さ10nmのRu下地膜の上に、(Co-30Pt)-10vol%WO3スパッタリングターゲットを用いて、厚さ30nmの(Co-34.7Pt)-11.0vol%WO3面内磁化膜単層構造をスパッタリング法で形成した。
これらの成膜過程(Ru下地膜および面内磁化膜の成膜過程)では、いずれも基板加熱を行っておらず、室温成膜で行った。
作製した実施例1および比較例1の面内磁化膜単層構造のヒステリシスループを振動型磁力計(VSM:(株)玉川製作所製 TM-VSM211483-HGC型)(以下、振動型磁力計と記す。)により測定した。測定したヒステリシスループから、保磁力Hc(kOe)および残留磁化Mr(memu/cm3)を読み取った。そして、読み取った残留磁化Mr(memu/cm3)に、作製したCoPt面内磁化膜の合計厚さを乗じて、作製した面内磁化膜単層構造の単位面積当たりの残留磁化Mrt(memu/cm2)を算出した。
また、実施例1および比較例1の面内磁化膜単層構造において、CoPt面内磁化膜中のCoPt合金磁性結晶粒の面内方向の平均粒径を、以下の(F)に記載した測定方法により測定した。
実施例1および比較例1の結果を、次の表1に示す。
表1からわかるように、実施例1の面内磁化膜は、金属Co、金属Pt、および酸化物を含有する厚さが30nmの面内磁化膜であって、金属成分(Co、Pt)の合計に対して、Coの含有量が45at%以上80at%以下で、Ptの含有量が20at%以上55at%以下であり、当該面内磁化膜の全体に対して酸化物の含有量が3vol%以上25vol%以下であり、当該面内磁化膜のCoPt合金磁性結晶粒の面内方向の平均粒径は20.4nmであって15nm以上30nm以下の範囲に入っている。したがって、実施例1の面内磁化膜は、本発明の範囲に含まれており、保磁力Hcが2.00kOe以上で、かつ、単位面積当たりの残留磁化Mrtが2.00memu/cm2以上であるという磁気的性能を、基板加熱をしない室温成膜で実現している。
一方、比較例1の面内磁化膜は、組成および厚さは、実施例1の面内磁化膜と同じであるが、比較例1の面内磁化膜のCoPt合金磁性結晶粒の面内方向の平均粒径は11.4nmであって15nm以上30nm以下の範囲に入っておらず、比較例1の面内磁化膜は、本発明の範囲に含まれていない。比較例1の面内磁化膜は、保磁力Hcが1.81kOeで2.00kOe未満であり、また、単位面積当たりの残留磁化Mrtが1.31memu/cm2で2.00memu/cm2未満である。比較例1の面内磁化膜のCoPt合金磁性結晶粒の面内方向の平均粒径は11.4nmと小さかったため、保磁力Hcおよび単位面積当たりの残留磁化Mrtが小さくなったものと考えられる。
<(B)CoPt-WO3面内磁化膜多層構造において、面内磁化膜中のCoPt合金磁性結晶粒の面内方向の平均粒径が、保磁力Hcおよび単位面積当たりの残留磁化Mrtに及ぼす影響についての検討(実施例2、3、比較例2)>
実施例2、3、比較例2で形成した面内磁化膜多層構造は、厚さ15nmのCoPt-WO3面内磁化膜を、厚さ2nmのRu非磁性中間層を間に挟んで4層積み重ねた多層構造であるが、用いたRu下地膜の厚さを30nm(実施例2)、100nm(実施例3)、10nm(比較例1)と変化させており、実施例2、3、比較例2の面内磁化膜多層構造の面内磁化膜中のCoPt合金磁性結晶粒の面内方向の平均粒径が異なるようにして実験データを取得した実施例および比較例である。
実施例2、3、比較例2で形成した面内磁化膜多層構造は、厚さ15nmのCoPt-WO3面内磁化膜を、厚さ2nmのRu非磁性中間層を間に挟んで4層積み重ねた多層構造であるが、用いたRu下地膜の厚さを30nm(実施例2)、100nm(実施例3)、10nm(比較例1)と変化させており、実施例2、3、比較例2の面内磁化膜多層構造の面内磁化膜中のCoPt合金磁性結晶粒の面内方向の平均粒径が異なるようにして実験データを取得した実施例および比較例である。
以下、具体的に説明する。
まず、Si基板上に、Ru下地膜を、スパッタリング法により厚さ30nm(実施例2)、100nm(実施例3)、10nm(比較例1)となるように形成した。
そして、形成したRu下地膜の上に、厚さ15nmとなるように(Co-34.7Pt)-11.0vol%WO3面内磁化膜をスパッタリング法により形成し、形成した厚さ15nmの(Co-34.7Pt)-11.0vol%WO3面内磁化膜の上にスパッタリング法(Ru100at%のスパッタリングターゲットを使用)によりRu非磁性中間層を厚さ2nmとなるように形成し、形成した厚さ2nmのRu非磁性中間層の上に、厚さ15nmとなるように(Co-34.7Pt)-11.0vol%WO3面内磁化膜をスパッタリング法により形成し、これを繰り返して所定の組成のCoPt面内磁化膜が4層積み重ねられた面内磁化膜多層構造を作製した。
これらの成膜過程(Ru下地膜、CoPt面内磁化膜およびRu非磁性中間層の成膜過程)では、いずれも基板加熱を行っておらず、室温成膜で行った。
作製した実施例2、3、比較例2の面内磁化膜多層構造のヒステリシスループを振動型磁力計により測定した。測定したヒステリシスループから、保磁力Hc(kOe)および残留磁化Mr(memu/cm3)を読み取った。そして、読み取った残留磁化Mr(memu/cm3)に、作製したCoPt面内磁化膜の合計厚さを乗じて、作製した面内磁化膜多層構造の単位面積当たりの残留磁化Mrt(memu/cm2)を算出した。
また、実施例2、3、比較例2の面内磁化膜多層構造において、Si基板側から数えて4層目のCoPt面内磁化膜中のCoPt合金磁性結晶粒の面内方向の平均粒径を、以下の(F)に記載した測定方法により測定した。
実施例2、3、比較例2の結果を、次の表2に示す。
表2からわかるように、実施例2、3の面内磁化膜多層構造は、厚さ15nmのCoPt面内磁化膜を、厚さ2nmのRu非磁性中間層を間に挟んで4層積み重ねた面内磁化膜多層構造であり、実施例2、3の面内磁化膜多層構造の面内磁化膜は、金属成分(Co、Pt)の合計に対して、Coの含有量が45at%以上80at%以下で、Ptの含有量が20at%以上55at%以下であり、当該面内磁化膜の全体に対して酸化物の含有量が3vol%以上25vol%以下であり、当該面内磁化膜のCoPt合金磁性結晶粒の面内方向の平均粒径が18.9nm、22.3nmであって15nm以上30nm以下の範囲に入っていて、実施例2、3の面内磁化膜多層構造は、本発明の範囲に含まれており、保磁力Hcが2.00kOe以上で、かつ、単位面積当たりの残留磁化Mrtが2.00memu/cm2以上であるという磁気的性能を、基板加熱をしない室温成膜で実現している。
一方、比較例2の面内磁化膜多層構造の面内磁化膜は、組成、厚さ、および層数については、実施例2、3の面内磁化膜多層構造の面内磁化膜と同じであるが、比較例2の面内磁化膜多層構造の面内磁化膜中のCoPt合金磁性結晶粒の面内方向の平均粒径は10.8nmであって15nm以上30nm以下の範囲に入っておらず、比較例2の面内磁化膜多層構造は、本発明の範囲に含まれておらず、保磁力Hcが1.27kOeで2.00kOe未満である。比較例2の面内磁化膜多層構造の面内磁化膜中のCoPt合金磁性結晶粒の面内方向の平均粒径が10.8nmと小さかったため、保磁力Hcが小さくなったものと考えられる。
<(C)CoPt-WO3面内磁化膜多層構造において、面内磁化膜中の酸化物含有量が、保磁力Hcおよび単位面積当たりの残留磁化Mrtに及ぼす影響についての検討(実施例4~11、14)>
実施例4~11、14で形成した面内磁化膜多層構造は、厚さ15nmのCoPt-WO3面内磁化膜を、厚さ2nmのRu非磁性中間層を間に挟んで4層積み重ねた多層構造であり、面内磁化膜多層構造中のCoPt-WO3面内磁化膜の酸化物(WO3)含有量を3.0vol%から20.6vol%まで変化させて実験データを取得した実施例である。
実施例4~11、14で形成した面内磁化膜多層構造は、厚さ15nmのCoPt-WO3面内磁化膜を、厚さ2nmのRu非磁性中間層を間に挟んで4層積み重ねた多層構造であり、面内磁化膜多層構造中のCoPt-WO3面内磁化膜の酸化物(WO3)含有量を3.0vol%から20.6vol%まで変化させて実験データを取得した実施例である。
以下、具体的に説明する。
まず、Si基板上に、Ru下地膜を、スパッタリング法により厚さ60nmとなるように形成した。
そして、形成したRu下地膜の上に、厚さ15nmとなるようにCoPt-WO3面内磁化膜をスパッタリング法により形成し、形成した厚さ15nmのCoPt-WO3面内磁化膜の上にスパッタリング法(Ru100at%のスパッタリングターゲットを使用)によりRu非磁性中間層を厚さ2nmとなるように形成し、形成した厚さ2nmのRu非磁性中間層の上に、厚さ15nmとなるようにCoPt-WO3面内磁化膜をスパッタリング法により形成し、これを繰り返して所定の組成のCoPt-WO3面内磁化膜が4層積み重ねられた面内磁化膜多層構造を作製した。
これらの成膜過程(Ru下地膜、CoPt面内磁化膜およびRu非磁性中間層の成膜過程)では、いずれも基板加熱を行っておらず、室温成膜で行った。
作製した実施例4~11、14の面内磁化膜多層構造のヒステリシスループを振動型磁力計により測定した。測定したヒステリシスループから、保磁力Hc(kOe)および残留磁化Mr(memu/cm3)を読み取った。そして、読み取った残留磁化Mr(memu/cm3)に、作製した面内磁化膜多層構造のCoPt面内磁化膜の合計厚さを乗じて、作製した面内磁化膜多層構造の単位面積当たりの残留磁化Mrt(memu/cm2)を算出した。
また、実施例4~11、14の面内磁化膜単層構造において、Si基板側から数えて4層目のCoPt面内磁化膜中のCoPt合金磁性結晶粒の面内方向の平均粒径を、以下の(F)に記載した測定方法により測定した。
実施例4~11、14の結果を、次の表3に示す。
表3からわかるように、実施例4~11、14の面内磁化膜多層構造は、厚さ15nmのCoPt面内磁化膜を、厚さ2nmのRu非磁性中間層を間に挟んで4層積み重ねた面内磁化膜多層構造であり、実施例4~11、14の面内磁化膜多層構造の面内磁化膜は、金属成分(Co、Pt)の合計に対して、Coの含有量が45at%以上80at%以下で、Ptの含有量が20at%以上55at%以下であり、当該面内磁化膜の全体に対して酸化物の含有量が3vol%以上25vol%以下であり、当該面内磁化膜中のCoPt合金磁性結晶粒の面内方向の平均粒径が16.7nm~25.9nmであって15nm以上30nm以下の範囲に入っていて、実施例4~11、14の面内磁化膜多層構造は、本発明の範囲に含まれており、保磁力Hcが2.00kOe以上で、かつ、単位面積当たりの残留磁化Mrtが2.00memu/cm2以上であるという磁気的性能を、基板加熱をしない室温成膜で実現している。
実施例4~11、14の面内磁化膜多層構造は、本発明の範囲に含まれるが、表3からわかるように、酸化物(WO3)含有量が3.0~20.6vol%の範囲では、酸化物(WO3)含有量が小さい方が、保磁力Hcが大きくなる傾向がある。これは、酸化物(WO3)含有量が小さい方が、面内磁化膜中のCoPt合金磁性結晶粒の面内方向の平均粒径が大きくなる傾向があることに起因していると考えられる。
<(D)酸化物にB2O3を用いた場合および金属成分にホウ素Bを含有させた場合についての検討(実施例12、13)>
実施例12では、実施例7の面内磁化膜多層構造の面内磁化膜を作製する際に用いた(Co-40Pt)-8vol%WO3スパッタリングターゲットの酸化物をWO3からB2O3に置き替えた(Co-40Pt)-8vol%B2O3スパッタリングターゲットを用いた以外は実施例7と同様にして面内磁化膜多層構造を作製して、実施例7と同様に測定を行った。
実施例12では、実施例7の面内磁化膜多層構造の面内磁化膜を作製する際に用いた(Co-40Pt)-8vol%WO3スパッタリングターゲットの酸化物をWO3からB2O3に置き替えた(Co-40Pt)-8vol%B2O3スパッタリングターゲットを用いた以外は実施例7と同様にして面内磁化膜多層構造を作製して、実施例7と同様に測定を行った。
実施例13では、実施例12の面内磁化膜多層構造の面内磁化膜を作製する際に用いた(Co-40Pt)-8vol%B2O3スパッタリングターゲットに、金属成分としてホウ素Bを3at%含有させた(Co-40Pt)-3B-8vol%B2O3スパッタリングターゲットを用いた以外は実施例12と同様にして面内磁化膜多層構造を作製して、実施例12と同様に測定を行った。
それらの結果を、実施例7の結果とともに、次の表4に示す。
表4からわかるように、実施例7の面内磁化膜多層構造の面内磁化膜を作製する際に用いた(Co-40Pt)-8vol%WO3スパッタリングターゲットの酸化物をWO3からB2O3に置き替えた(Co-40Pt)-8vol%B2O3スパッタリングターゲットを実施例12で用いることにより、得られる面内磁化膜多層構造の保磁力Hcは1.3%程度向上し、単位面積当たりの残留磁化Mrtは24%程度向上した。
また、実施例12の面内磁化膜多層構造の面内磁化膜を作製する際に用いた(Co-40Pt)-8vol%B2O3スパッタリングターゲットに、金属成分としてホウ素Bを3at%含有させた(Co-40Pt)-3B-8vol%B2O3スパッタリングターゲットを実施例13で用いることにより、得られる面内磁化膜多層構造の保磁力Hcは0.8%程度向上し、単位面積当たりの残留磁化Mrtは6%程度減少した。
<(E)面内磁化膜の組成分析(参考例1~8)>
参考例1~8の面内磁化膜の組成分析を行って、作製したCoPt-WO3面内磁化膜の実際の組成(組成分析によって得られた組成)と、当該CoPt-WO3面内磁化膜の作製に用いたスパッタリングターゲットの組成との間のずれの程度を確認した。以下、参考例7の面内磁化膜に対して行った組成分析の手法の手順について概要を説明した後、各手順の内容を具体的に説明する。
参考例1~8の面内磁化膜の組成分析を行って、作製したCoPt-WO3面内磁化膜の実際の組成(組成分析によって得られた組成)と、当該CoPt-WO3面内磁化膜の作製に用いたスパッタリングターゲットの組成との間のずれの程度を確認した。以下、参考例7の面内磁化膜に対して行った組成分析の手法の手順について概要を説明した後、各手順の内容を具体的に説明する。
[手順の概要]面内磁化膜の厚さ方向に組成分析のための線分析を行い、面内磁化膜の厚さ方向断面の線分析実施箇所から、組成の変動の少ない箇所を選び出す(手順1~4)。そして、その組成の変動の少ない箇所に含まれる任意の測定点を含むように、組成分析を行う面内磁化膜の面内方向に左右に補助線を引き、その補助線上100nmの直線領域について、組成分析のための線分析を行う(手順5)。そして、検出された元素ごとに、167点の測定点についての検出強度の平均値を算出して、面内磁化膜の組成を決定する(手順6)。以下、手順1~6の内容を具体的に説明する。
[手順1]組成分析の対象となる面内磁化膜を面内方向と直交する方向(面内磁化膜の厚さ方向)に、平行な2面で切断するとともに、得られた2つの平行な切断面の間の距離が30nm程度となるまで、FIB法(μ-サンプリング法)により薄片化処理を行う。この薄片化処理を行った後の薄片化サンプル80の形状を、図3に模式的に示す。図3に示すように、薄片化サンプル80の形状は概ね直方体形状である。前記2つの平行な切断面の間の距離が30nm程度であり、直方体形状の薄片化サンプル80の面内方向の1辺の長さは30nm程度であるが、他の2辺の長さは、走査透過電子顕微鏡による観察が可能であれば、適宜に定めてよい。
[手順2]手順1で得られた薄片化サンプル80の切断面(面内磁化膜の厚さ方向の切断面)を、100nmの長さを2cmまで拡大観察可能な(20万倍まで拡大観察可能な)走査透過電子顕微鏡を用いて撮像し、観察像を取得する。得られる観察像は長方形であるが、観察対象の面内磁化膜の最上面と切断面(面内磁化膜の厚さ方向の切断面)とが交わる部位の線が、長方形の観察像の長手方向になるように撮像する。得られた観察像の一例(参考例7の観察像)を図4に示す。面内磁化膜の観察像の取得においては、株式会社日立ハイテクノロジーズ製H-9500を用いた。
[手順3]手順2で得られた観察像から、面内磁化膜に含まれる任意の点を選び(図4において黒丸82で示す)、その点から、観察像の長手方向に左右10nmの位置に点をそれぞれ付す(図4において白丸84で示す)。そして、黒丸82の点を通るように面内磁化膜の厚さ方向に、元素分析のための線分析を行うとともに、白丸84の点を通るように面内磁化膜の厚さ方向に、元素分析のための線分析を行って、3つの直線(黒丸82の点を通る厚さ方向の1つの直線および白丸84の点を通る厚さ方向の2つの直線)について、面内磁化膜の厚さ方向に元素分析のための線分析(上から下に向かう方向に走査)を行う。この元素分析のための線分析を行うに際し、前記3直線の線分析の走査範囲を、原則として面内磁化膜の厚さ方向の全範囲(組成分析の対象が面内磁化膜多層構造の場合は、最上層の面内磁化膜から最下層の面内磁化膜までの全範囲)とすることができるように、1つの黒丸82の点および2つの白丸84の点を選び出すことが必要である。
面内磁化膜の組成分析においては、元素分析手法としてエネルギー分散型X線分析法(EDX)を採用し、元素分析装置として日本電子株式会社製JEM-ARM200Fを用いた。そして、具体的な分析条件を次のようにした。即ち、X線検出器をSiドリフト検出器とし、X線取出角を21.9°とし、立体角を約0.98srとし、各元素に応じ一般的に適切な分光結晶を用い、測定時間1秒/点とし、走査点間隔を0.6nmとし、照射ビーム径を約0.2nmφとした。以下、本段落に記載の条件を、「手順3の分析条件」と記すことがある。
図4(参考例7の観察像)中の黒線(黒丸82の点を通る面内磁化膜の厚さ方向の線)に沿って行った線分析(元素分析)の結果を図5に示す。図5において、縦軸は各元素についての検出強度、横軸は走査位置である。図5内の凡例に示す各元素は、十分な検出強度を確認できた元素であり、この参考例7の場合、十分な検出強度を確認できた元素は、Co、Pt、W、O、Ruであった。また、この参考例7の組成分析においては、Co、Oの検出にはKα1線を選択し、Pt、Ru、Wの検出にはLα1線を選択した。また、各検出強度においては、事前に測定したブランク測定における検出強度を差し引く補正を施した。図4の線分析の最終端(最下端)は、Si基板である。この箇所は理論上Siおよび表面酸化によるO以外は検出されない。そのため、この箇所で検出されたSi、O以外の検出値は当該装置における不可避な検出誤差値と考えられるので、この値より検出強度が大きな値を示した場合にのみ、当該元素の存在を示すものとした。
参考例7は面内磁化膜単層構造であり、組成が(Co-30Pt)-10vol%WO3であるスパッタリングターゲットを用いて、厚さ30nmの面内磁化膜を成膜した。また、最上層には面内磁化膜の酸化防止を目的としてTa層を10nm設け、この層の成膜には100at%Taのスパッタリングターゲットを用いた。
図5に示す線分析の結果からわかるように、面内磁化膜においては主にCo、Pt、W、Oが確認され、下地膜においては主にRu、酸化防止層には主にTaが確認された。面内磁化膜と接する各層の界面には、成膜中におけるスパッタ熱によって、上下に隣り合う各層の元素がお互いに拡散している状態が一部に確認されるが、面内磁化膜の各主要元素の分布をみる限り、おおよそ設計した通りの成膜が行われていることを確認することができた。
[手順4]手順3で行った線分析(面内磁化膜の厚さ方向に元素分析のために行った線分析)の結果から、組成の変動の少ない測定点の集合箇所を選び出す。組成の変動の少ない測定点の集合箇所は、次の条件a~cを満たす測定点の集合箇所のことである。
条件a)手順3で行った3つの直線の線分析のうちのいずれかについての測定点であって、CoおよびPtの検出強度の合計が300カウントを超える測定点であること。
条件b)当該測定点でのCoおよびPtの検出強度の合計をXカウント、当該測定点での測定を行った後の次の測定点(当該測定点から0.6nm下方に離れて隣り合う測定点)でのCoおよびPtの検出強度の合計をYカウントとしたとき、
Y/X-1<0.05
を満たすこと。
Y/X-1<0.05
を満たすこと。
条件c)条件aおよびbを満たす5点以上の連続する測定点であること。
条件a~cを満たす測定点の集合箇所は、5点以上の連続する測定点であるので、0.6nm×4=2.4nm以上の直線領域となる。したがって、条件a~cを満たす測定点の集合箇所は、2.4nm以上の範囲で、安定してCoおよびPtのうちの少なくともいずれか一方が検出される直線領域である。
[手順5]手順4で選び出した測定点の集合から任意の1つの測定点を選択して、面内磁化膜の組成分析のための基準点とする(図4において二重白丸86で示す)。そして、その基準点を含むように、組成分析を行う面内磁化膜の面内方向(図4の観察像の長手方向)に左右に補助線(図4において黒破線88)を引き、その補助線上の100nmの直線領域(図4において白破線90で示す。)について、手順3の分析条件と同様の分析条件で、組成分析を行う。組成分析の対象部位となる白破線90は、先に行った厚さ方向の線分析によって生じたコンタミネーションを避ける観点から、厚さ方向の線分析の箇所(図4において白線84Aに対し10nm以上離れた距離(図4において両端に矢印を付した白線92で示す。)となるように設定した。この組成分析では、100nmの直線領域について、線分析を、走査点間隔0.6nmで行うので、合計で167点の測定点における分析結果が得られる。
[手順6]検出された元素ごとに、167点の測定点についての検出強度(カウント数)の平均値を算出する。検出された各元素の検出強度(カウント数)の平均値の比が、当該面内磁化膜の各元素の組成比となる。
なお、EDXにおける分析においては、酸素(O)等の軽元素の蛍光X線が、白金(Pt)等の重元素の蛍光X線に吸収されることは避けられないが、本発明に係る面内磁化膜においては、酸素(O)等の軽元素と白金(Pt)等の重元素とが混在する。このため、酸素(O)に関しては、酸化物として存在する金属(参考例7ではW)が全て適切に酸化した状態(参考例7ではWO3)になっているものとして、当該面内磁化膜の組成を決定した。
参考例1~8の面内磁化膜の作製に用いたスパッタリングターゲットの組成と、参考例1~8の面内磁化膜についての組成分析の結果を、次の表5に示す。
表5に示すように、スパッタリングターゲットの組成と、当該スパッタリングターゲットを用いて作製した面内磁化膜の組成との間にずれが生じるので、このずれを補正して、前記(A)~(C)で記載した実施例および比較例におけるCoPt-WO3面内磁化膜の組成を決定している。
なお、実施例12、13では、面内磁化膜にホウ素(B)やB2O3を添加しているが、ホウ素(B)は原子番号の小さい軽元素であるため、EDXにおける分析では検出することができない。このため、実施例12、13における面内磁化膜の組成は、CoおよびPtの組成比は確定できるが、ホウ素(B)やB2O3の含有量は確定できない。
また、図4において、符号82、84、84A、86、88、90、92で示す丸印や直線等は、組成分析の方法を説明するために便宜的に付したものであり、実際に測定を行った箇所と対応しているわけではない。
<(F)CoPt面内磁化膜中のCoPt合金磁性結晶粒の面内方向の平均粒径の測定方法(実施例1~14、比較例1、2)>
実施例1~14、比較例1、2において、CoPt面内磁化膜中のCoPt合金磁性結晶粒の面内方向の平均粒径の測定を行った。以下、行った測定の手法の手順について概要を説明した後、各手順の内容を具体的に説明する。ここでは実施例1における測定結果に基づいて説明する。ここでの説明においては、CoPt合金磁性結晶粒を「磁性粒子」と記して説明を行う。
実施例1~14、比較例1、2において、CoPt面内磁化膜中のCoPt合金磁性結晶粒の面内方向の平均粒径の測定を行った。以下、行った測定の手法の手順について概要を説明した後、各手順の内容を具体的に説明する。ここでは実施例1における測定結果に基づいて説明する。ここでの説明においては、CoPt合金磁性結晶粒を「磁性粒子」と記して説明を行う。
[手順の概要]面内磁化膜の厚さ方向に組成分析のための線分析を行い、面内磁化膜の厚さ方向断面の線分析実施箇所から、組成の変動の少ない箇所を選び出す(手順1~4)。そして、その組成の変動の少ない箇所が最表層となるように薄片化処理を行う(最表層となる面は面内方向の面である。)。その最表層の面内方向の面の2箇所以上について走査透過電子顕微鏡で平面観察像を取得する(手順5)。得られた各平面観察像に、1辺の長さが50nmの正方形が9つ描かれるように長さ150nmの直線を縦横に4本ずつ引き、合計で8本の直線に対して、切断法による粒径測定を行う。この粒径測定を2箇所以上の平面観察像に対して行い、全ての平面観察像についての粒径測定の結果を平均した粒径を面内方向の平均粒径とする(手順6)。
手順1~4によって組成の変動の少ない箇所を選び出す手法は、前述した「(E)面内磁化膜の組成分析(参考例1~8)」の手順1~4と同様であるので、以下、手順5、6の内容を具体的に説明する。
[手順5]手順1~4によって選び出した組成の変動の少ない箇所(面内磁化膜の厚さ方向の箇所)が最表層となるように薄片化処理を行う。薄片化処理を行った後の面内磁化膜の厚さが10~20nm程度となっている箇所の最表層の面内方向の面を、30nmの長さを2cmまで拡大するように走査透過電子顕微鏡を用いて撮像し、30nmを472ピクセル(画素)で示す画素数に変換して、平面観察像のデジタルデータを得る。この平面観察像のデジタルデータは、薄片化処理を行った同一サンプルの少なくとも2箇所以上で取得する。得られた平面観察像の一例(実施例1の平面観察像)を図6に示す。面内磁化膜の平面観察像の取得においては、株式会社日立ハイテクノロジーズ製H-9500を用い、加速電圧200kVにて観察を行った。なお、非磁性粒界材である酸化物は、軽元素である酸素を多く含むため比較的白色に撮像されやすく、重元素であるPtを多く含む磁性層は比較的黒色に撮像されやすいので、これらのことを考慮して、コントラストおよび明度を適切に調整する。コントラストおよび明度を適切に調整することにより、例えば図6に示すような平面観察像を取得することができる。
[手順6]手順5で得られた各平面観察像に、1辺の長さが50nmの正方形が9つ描かれるように長さ150nmの直線300を縦横に4本ずつ引き、合計で8本の直線300(図6においては白破線で示す。)それぞれに対して、後述する切断法による粒径測定を行い、これら8本の直線300に対してそれぞれ平均粒径を求め、8本の直線300に対してそれぞれ求めた平均粒径を平均した平均粒径をこの平面観察像(図6)における平均粒径とする。そして、手順5で取得した平面観察像の全てに対して前述の粒径測定を行い、手順5で取得した平面観察像の平均粒径の全てを平均した平均粒径をこのサンプルの面内磁化膜における面内方向の平均粒径とする。
切断法について、図7に示す平面観察像の模式図を用いて具体的に説明する。
まず、図7に示す平面観察像中に存在する磁性粒子302を後述の方法で特定し、平面観察像中の領域を、磁性粒子302および磁性粒子302以外(つまり粒界材の部位)に分類する。そして、直線300(図7においては黒線で示す。)に接触している磁性粒子302の数nで直線300の長さLを除した値を、その直線300についての面内方向の平均粒径とする。
磁性粒子の特定には、画像解析ソフトImageJ1.44pを用いる。平面観察像(図6)の画像データを前記画像解析ソフトに読み込ませ、平面観察像(図6)中の1ピクセル四方毎の明暗強度を0から255段階に篩い分け(0を白色、255を黒色とする。)、明暗強度が90以上である箇所を磁性粒子の一部と判断する2値化処理(磁性粒子の一部と判断された画素(明暗強度が90以上である画素)を「1」とし、明暗強度が89以下である画素を「0」とする処理)を行う。
次に、前記2値化処理を行った平面観察像に、図6に示すように、1辺の長さが50nmの正方形が9つ描かれるように長さ150nmの直線300を縦横に4本ずつ引き、合計で8本の直線300を引く。そして、直線300と接触している画素について、2値化処理をした値(1または0)を取得する。
そして、最後に補正として、「1」から「0」になった画素を含み、連続して「0」が7画素以上続く場合のみ、それらの画素の値を「0」のままに維持し、連続して「0」が7画素以上続かない場合は、それらの画素の値を「0」から「1」に変更する補正を行う。これは、隣接する磁性粒子302同士の間の間隔(即ち、非磁性材料による結晶粒界の幅)304が、6画素分の長さ((30nm/472ピクセル)×6ピクセル=約0.38nm)以下の場合、隣接する磁性粒子302同士は磁気的に結合するという考え(隣接する磁性粒子302同士の間の間隔304が、約0.38nm以下の場合、隣接する磁性粒子302同士は磁気的には1つの粒子とみなせるという考え)に基づくものである。
なお、図6において、符号300で示す直線は、磁性粒子の平均粒径の測定方法を説明するために便宜的に付したものであり、実際に測定を行った箇所と対応しているわけではない。
本発明に係る面内磁化膜、面内磁化膜多層構造、ハードバイアス層、磁気抵抗効果素子、およびスパッタリングターゲットは、保磁力Hcが2.00kOe以上で、かつ、単位面積当たりの残留磁化Mrtが2.00memu/cm2以上であるという磁気的性能を、加熱成膜を行わずに達成することができ、産業上の利用可能性を有する。
10…面内磁化膜
12、24…磁気抵抗効果素子
14、26…ハードバイアス層
16、28…フリー磁性層
20…面内磁化膜多層構造
22…非磁性中間層
40…下地膜
50…絶縁層
52…ピン層
54…バリア層
80…薄片化サンプル
82…黒丸(面内磁化膜に含まれる任意の点)
84…白丸(黒丸82から観察像の長手方向に左右10nmの位置の点)
84A…白線
86…二重白丸(面内磁化膜の組成分析のための基準点)
88…黒破線(二重白丸86(基準点)から観察像の長手方向に引いた補助線)
90…白破線(黒破線88(補助線)上の100nmの直線領域)
92…両端に矢印を付した白線(白線84Aに対し10nm以上離れた距離を示す)
300…直線
302…磁性粒子
304…隣接する磁性粒子302同士の間の間隔(非磁性材料による結晶粒界の幅)
12、24…磁気抵抗効果素子
14、26…ハードバイアス層
16、28…フリー磁性層
20…面内磁化膜多層構造
22…非磁性中間層
40…下地膜
50…絶縁層
52…ピン層
54…バリア層
80…薄片化サンプル
82…黒丸(面内磁化膜に含まれる任意の点)
84…白丸(黒丸82から観察像の長手方向に左右10nmの位置の点)
84A…白線
86…二重白丸(面内磁化膜の組成分析のための基準点)
88…黒破線(二重白丸86(基準点)から観察像の長手方向に引いた補助線)
90…白破線(黒破線88(補助線)上の100nmの直線領域)
92…両端に矢印を付した白線(白線84Aに対し10nm以上離れた距離を示す)
300…直線
302…磁性粒子
304…隣接する磁性粒子302同士の間の間隔(非磁性材料による結晶粒界の幅)
Claims (13)
- 磁気抵抗効果素子のハードバイアス層として用いられる面内磁化膜であって、
金属Co、金属Ptおよび酸化物を含有してなり、厚さが20nm以上80nm以下であり、
当該面内磁化膜の金属成分の合計に対して、金属Coを45at%以上80at%以下含有し、金属Ptを20at%以上55at%以下含有し、
当該面内磁化膜の全体に対して前記酸化物を3vol%以上25vol%以下含有し、
当該面内磁化膜の磁性結晶粒の面内方向の平均粒径は15nm以上30nm以下であることを特徴とする面内磁化膜。 - CoPt合金結晶粒と前記酸化物の結晶粒界とからなるグラニュラ構造を有してなることを特徴とする請求項1に記載の面内磁化膜。
- 前記酸化物は、Ti、Si、W、B、Mo、Ta、Nbの酸化物のうちの少なくとも1種を含むことを特徴とする請求項1または2に記載の面内磁化膜。
- 前記面内磁化膜は、ホウ素を、金属成分の合計に対して0.5at%以上3.5at%以下含有していることを特徴とする請求項1~3のいずれかに記載の面内磁化膜。
- 磁気抵抗効果素子のハードバイアス層として用いられる面内磁化膜多層構造であって、
複数の面内磁化膜と、
結晶構造が六方最密充填構造である非磁性中間層と、
を有してなり、
前記非磁性中間層は、前記面内磁化膜同士の間に配置されており、かつ、前記非磁性中間層を挟んで隣り合う前記面内磁化膜同士は強磁性結合をしており、
前記面内磁化膜は、
金属Co、金属Ptおよび酸化物を含有してなり、
当該面内磁化膜の金属成分の合計に対して、金属Coを45at%以上80at%以下含有し、金属Ptを20at%以上55at%以下含有し、
当該面内磁化膜の全体に対して前記酸化物を3vol%以上25vol%以下含有しており、
当該面内磁化膜の磁性結晶粒の面内方向の平均粒径は15nm以上30nm以下であり、
前記複数の面内磁化膜の合計の厚さは20nm以上であることを特徴とする面内磁化膜多層構造。 - 磁気抵抗効果素子のハードバイアス層として用いられる面内磁化膜多層構造であって、
複数の面内磁化膜と、
非磁性中間層と、
を有してなり、
前記非磁性中間層は、前記面内磁化膜同士の間に配置されており、かつ、前記非磁性中間層を挟んで隣り合う前記面内磁化膜同士は強磁性結合をしており、
前記面内磁化膜は、
金属Co、金属Ptおよび酸化物を含有してなり、
当該面内磁化膜の金属成分の合計に対して、金属Coを45at%以上80at%以下含有し、金属Ptを20at%以上55at%以下含有し、
当該面内磁化膜の全体に対して前記酸化物を3vol%以上25vol%以下含有しており、
当該面内磁化膜の磁性結晶粒の面内方向の平均粒径は15nm以上30nm以下であり、
前記面内磁化膜多層構造は、保磁力が2.00kOe以上であり、かつ、単位面積当たりの残留磁化が2.00memu/cm2以上であることを特徴とする面内磁化膜多層構造。 - 前記非磁性中間層は、RuまたはRu合金からなることを特徴とする請求項5または6に記載の面内磁化膜多層構造。
- 前記面内磁化膜は、CoPt合金結晶粒と前記酸化物の結晶粒界とからなるグラニュラ構造を有してなることを特徴とする請求項5~7のいずれかに記載の面内磁化膜多層構造。
- 前記酸化物は、Ti、Si、W、B、Mo、Ta、Nbの酸化物のうちの少なくとも1種を含むことを特徴とする請求項5~8のいずれかに記載の面内磁化膜多層構造。
- 前記面内磁化膜の1層あたりの厚さは、5nm以上30nm以下であることを特徴とする請求項5~9のいずれかに記載の面内磁化膜多層構造。
- 請求項1~4のいずれかに記載の面内磁化膜または請求項5~10のいずれかに記載の面内磁化膜多層構造を有してなることを特徴とするハードバイアス層。
- 請求項11に記載のハードバイアス層を有してなることを特徴とする磁気抵抗効果素子。
- 磁気抵抗効果素子のハードバイアス層の少なくとも一部として用いられる面内磁化膜を室温成膜で形成する際に用いるスパッタリングターゲットであって、
金属Co、金属Ptおよび酸化物を含有してなり、
当該スパッタリングターゲットの金属成分の合計に対して、金属Coを50at%以上85at%以下含有し、金属Ptを15at%以上50at%以下含有し、
当該スパッタリングターゲットの全体に対して前記酸化物を3vol%以上25vol%以下含有し、
形成する前記面内磁化膜は、保磁力が2.00kOe以上で、かつ、単位面積当たりの残留磁化が2.00memu/cm2以上であることを特徴とするスパッタリングターゲット。
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2020
- 2020-05-01 JP JP2020081599A patent/JP2021176184A/ja active Pending
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2021
- 2021-04-28 CN CN202180031695.8A patent/CN115461882A/zh active Pending
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