(57)【要約】【課題】    本発明は、従来に比べ高いＴＭＲ比が室温で得られるＣｏ基ホイスラー合金を提供することを目的とする。【解決手段】    本発明のＣｏ基ホイスラー合金は、下記式１に示すように希土類元素が添加されてなることを特徴とする。＜式１＞  Ｃｏ２−ｘＹｘＡＢ  （０＜ｘ＜０．２、    Ｙ：Ｃｅ，Ｐｒ，Ｐｍ，Ｓｍ，Ｅｕ，Ｇｄ，Ｔｂ，Ｄｙ，Ｈｏ，Ｅｒ，Ｔｍ，Ｙｂ又はＬｕ。    Ａ：Ｆｅ又はＭｎ。      Ｂ：Ａｌ，Ｓｉ、Ｇａ，Ｇｅ又はＳｎ）  このＣｏ基ホイスラー合金を用いた強磁性トンネル接合素子、磁気抵抗効果素子及び磁気検出素子の、それぞれ従来にはない高性能なものが得られた。【選択図】  なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
スピントロニクスデバイスに用いられるＣｏ基ホイスラー合金であって、下記式１に示すように希土類元素が添加されてなることを特徴とするＣｏ基ホイスラー合金。
＜式１＞
Ｃｏ２−ｘＹｘＡＢ
（０＜ｘ＜０．２、
Ｙ：Ｃｅ，Ｐｒ，Ｐｍ，Ｓｍ，Ｅｕ，Ｇｄ，Ｔｂ，Ｄｙ，Ｈｏ，Ｅｒ，Ｔｍ，Ｙｂ又はＬｕ。
Ａ：Ｆｅ又はＭｎ。  
Ｂ：Ａｌ，Ｓｉ、Ｇａ，Ｇｅ又はＳｎ）
【請求項２】
絶縁体バリア層の両側を強磁性層が挟みこむ構造を有する強磁性トンネル接合素子であって、前記強磁性層として、請求項１に記載のＣｏ基ホイスラー合金を用いたことを特徴とする強磁性トンネル接合素子。
【請求項３】
強磁性層の間にトンネルバリア層を挟んだ強磁性トンネル接合の構造を有する磁気抵抗効果素子であって、前記強磁性層が請求項１に記載のＣｏ基ホイスラー合金からなる層を含むことを特徴とする磁気抵抗効果素子。
【請求項４】
磁化方向が一方向に固定される固定磁性層と、前記固定磁性層に非磁性材料層を介して形成されたフリー磁性層を有する多層膜を有し、前記フリー磁性層と前記固定磁性層のいずれか一方または両方が、ホイスラー合金層を有している磁気検出素子であって、前記ホイスラー合金層が請求項１に記載のＣｏ基ホイスラー合金からなることを特徴とする磁気検出素子。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、スピントロニクスデバイスに用いられるＣｏ基ホイスラー合金に関する。
【背景技術】
【０００２】
磁気ランダムアクセスメモリやハードディスクの再生ヘッドなどで用いられるトンネル型磁気抵抗（ＴＭＲ）素子や巨大磁気抵抗（ＧＭＲ）素子に代表されるスピントロニクスデバイスでは高いスピン偏極率を持つ材料が必要とされている。
またいずれのデバイスも実用化のためには室温動作する必要があり、そのためにキュリー温度が室温よりも高く、かつ高スピン偏極率を持つ材料が必要である。
そのような材料としてＣｏ基ホイスラー合金が挙げられ、中でもＣｏ２ＭｎＳｉはＣｏ２ＭｎＳｉ／Ａｌ−Ｏ／Ｃｏ２ＭｎＳｉの膜構成を持つ強磁性トンネル接合において２Ｋで５００％を超えるＴＭＲ比が実験的に報告され［非特許文献１］、ジュリエの式［非特許文献２］から低温におけるハーフメタル性が示されている唯一の材料である。
しかし、室温では約６０％のＴＭＲ比であり、低温と比較すると非常に低い値にとどまっている。
【非特許文献１】Y. Sakuraba et al., APL 88, 192508 (2006)
【非特許文献２】M. Julliere, Phys. Lett. 54A, 225 (1975).
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００３】
本発明は、このような実情に鑑み、従来に比べ高いＴＭＲ比が室温で得られるＣｏ基ホイスラー合金を提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【０００４】
本発明のＣｏ基ホイスラー合金は、下記式１に示すように希土類元素が添加されてなることを特徴とする。
＜式１＞
Ｃｏ２−ｘＹｘＡＢ
（０＜ｘ＜０．２、
Ｙ：Ｃｅ，Ｐｒ，Ｐｍ，Ｓｍ，Ｅｕ，Ｇｄ，Ｔｂ，Ｄｙ，Ｈｏ，Ｅｒ，Ｔｍ，Ｙｂ又はＬｕ。
Ａ：Ｆｅ又はＭｎ。  
Ｂ：Ａｌ，Ｓｉ、Ｇａ，Ｇｅ又はＳｎ）
発明２は、絶縁体バリア層の両側を強磁性層が挟みこむ構造を有する強磁性トンネル接合素子であって、前記強磁性層として、発明１のＣｏ基ホイスラー合金を用いたことを特徴とする。
発明３は、強磁性層の間にトンネルバリア層を挟んだ強磁性トンネル接合の構造を有する磁気抵抗効果素子であって、前記強磁性層が発明１のＣｏ基ホイスラー合金からなる層を含むことを特徴とする。
発明４は、磁化方向が一方向に固定される固定磁性層と、前記固定磁性層に非磁性材料層を介して形成されたフリー磁性層を有する多層膜を有し、前記フリー磁性層と前記固定磁性層のいずれか一方または両方が、ホイスラー合金層を有している磁気検出素子であって、前記ホイスラー合金層が発明１のＣｏ基ホイスラー合金からなることを特徴とする。
【発明の効果】
【０００５】
ＴＭＲ比の大きな温度依存性はマグノン励起によるものと解釈されていることから、このマグノン励起を低下する因子として、希土類元素を用いたものである。
これによって、室温においても、従来にはない高いＴＭＲ比が得られるようになった。
【発明を実施するための最良の形態】
【０００６】
前記式1で示すYは、実施例ではNdをもって代表しているが、以下のような希土類元素であれば、Co基ホイスラー合金を構成する元素に比較して非常に重いことから、Ndと同様にマグノン励起を低下する効果を発揮することができる。具体的には前記式1のYはCe、Pr、Pm、Sm、Eu、Gd、Tb、Dy、Ho、Er、Tm、Yb、Luでもマグノン励起を低下する効果を発揮する。
また、式1中のｘは、０＜ｘ＜０．２であるが、より好ましくは、（０＜ｘ≦０．１５）、さらに好ましくは（０＜ｘ≦０．０５）とするのが、より高いＴＭＲ比が得られる傾向にある。
【０００７】
前記式1で示すＡは、実施例ではＭｎをもって代表しているが、Ｆｅであっても、第一原理計算によりハーフメタル性が示されている（S. Ishida et al., Mater. Trans., 47, 31 (2007)）。しかし、Ｍｎと同様に室温ではマグノン励起によりハーフメタル性が失われる。これにＮｄに代表される前記式1のＹを添加することにより、室温でのマグノン励起が抑制され、室温でハーフメタルを示す。
【０００８】
前記式1で示すＢは、実施例ではＳｉをもって代表しているが、Ａｌ，Ｓｎ、Ｇａ，Ｇｅであっても第一原理計算によりハーフメタル性が示されている（I. Galanakis et al. Phys. Rev. B., 66, 174429 (2002)）。しかし、Ｓｉと同様に室温ではマグノン励起によりハーフメタル性が失われる。これにＮｄに代表されるＹを添加することにより、室温でのマグノン励起が抑制され、室温でハーフメタルを示す。
【０００９】
以下では、前記Ｙの代表としてNd、Ａの代表としてＭｎ、Ｂの代表としてＳｉを用いたものをもって説明する。
Ｃｏ２ＭｎＳｉ  およびＣｏ２−ｘＮｄｘＭｎＳｉ（０＜ｘ＜０．２）バルクサンプルは、Ｃｏ、Ｍｎ、Ｓｉ、Ｎｄ純金属を用い表1に示す比率でこれらを天秤で秤量して、下表に示す条件で、Ａｒ雰囲気中、高周波溶解炉で溶解して作製した。構造解析はＸ線回折法（ＸＲＤ）、磁気測定は量子干渉磁束計（ＳＱＵＩＤ）、比抵抗測定はＰＰＭＳ、スピン偏極率測定は点接触アンドレーエフ反射（ＰＣＡＲ）法で行った。ＰＣＡＲ法で測定したコンダクタンス曲線は拡張ＢＴＫモデルによりフィッティングを行い、スピン偏極率を求めている。
【００１０】
図１にＣｏ２−ｘＮｄｘＭｎＳｉ（ｘ＝０，  ０．０５，  ０．２）のＸ線回折パターンを示す。ｘ＝０と０．０５ではＬ２１の規則反射である（１１１）が明瞭に観測されている。またｘ＝０のＬ２１規則度は０．０４、Ｂ２規則度は０．８であり、ｘ＝０．０５のＬ２１規則度は０．０８でＢ２規則度は０．６７である。Ｎｄを添加しても析出物に関するピークは観測されなかったことから、単相のＬ２１構造が形成されていることがわかる。一方、ｘ＝０．２では他の析出物の回折線が観測され単相ではないことがわかる。
【００１１】
図２にＣｏ２−ｘＮｄｘＭｎＳｉ（ｘ＝０，  ０．０５）の比抵抗の温度依存性を示す。Ｎｄをわずか０．０５添加することにより、比抵抗の温度変化が小さくなっていることがわかる。
比抵抗の温度に対する依存性はr（Ｔ）＝r（０）＋ＡＴ２で表され、特に５０−１００Ｋの低温領域でのＡはマグノン励起によるものであることがわかっている。Ｎｄ添加によりどの程度マグノン励起が抑えられたかを検討するために、規格化した比抵抗を温度の２乗に対して示す（図３）。
【００１２】
図４に５０−１００Ｋの温度領域での規格化された比抵抗を示す。傾きＡはＣｏ２ＭｎＳｉ（ｘ＝０）で６．２６×１０−５であるのに対してＣｏ１．９５Ｎｄ０．０５ＭｎＳｉ（ｘ＝０．０５）では１．７４×１０−５と１／５にまで低減していることがわかる。
【００１３】
図５に飽和磁化の温度依存性を示す。Ｃｏ２ＭｎＳｉ（ｘ＝０）に対してＣｏ１．９５Ｎｄ０．０５ＭｎＳｉ（ｘ＝０．０５）の方が温度に対する減少が小さい。これもマグノン励起を低減させた効果によるものである。
図６に１０Ｋでの磁化曲線を示す。Ｃｏ２ＭｎＳｉ（ｘ＝０）では５．０１mＢであるが、Ｃｏ１．９５Ｎｄ０．０５ＭｎＳｉ（ｘ＝０．０５）では５．３９mＢとなる。このＮｄ添加による磁気モーメントの増加はＮｄの磁気モーメントが他元素よりも大きいためである。
図７にＰＣＡＲ法で測定したＣｏ１．９５Ｎｄ０．０５ＭｎＳｉ（ｘ＝０．０５）バルクサンプルのコンダクタンス曲線とスピン偏極率の散乱因子（ｚ）依存性を示す。すべてのコンダクタンス曲線において、フィッティング曲線がよく実験値を再現していることがわかる。スピン偏極率のｚ依存性より、Ｃｏ１．９５Ｎｄ０．０５ＭｎＳｉ（ｘ＝０．０５）のスピン偏極率は０．５８となり、Ｃｏ２ＭｎＳｉ（ｘ＝０）にＮｄを添加してもスピン偏極率は変化しないことがわかる。
【００１４】
図８（特開平１１−１３５８５７から引用）にトンネル型磁気抵抗素子の構造図を示す。特開１１−１３５８５７によると１５に高スピン偏極率材料を使うことにより高感度でしかも安定に信号磁界を検出できる磁気抵抗効果素子が提供できるとされている。この１５にＣｏ２ＭｎＳｉ（ｘ＝０）を使った強磁性トンネル接合のTMR比の温度依存性を図９（非特許文献１、APL, 88, 192508 (2006)から引用）に示す。室温で60%程度のTMR比が低温では540%へと増加している。この電極としてマグノン励起を押さえたＣｏ１．９５Ｎｄ０．０５ＭｎＳｉ（ｘ＝０．０５）を用いることで、強磁性トンネル接合では室温まで540%の高いTMR比が保たれる。
【００１５】
図１０（特開平11-97766から引用）に強磁性トンネル接合の構造図を示す。特開平11-97766によると、絶縁バリアを挟む上下の強磁性層に高スピン偏極率材料を使うことにより、大きな磁気抵抗比が実現できるとしている。同９に上下電極をＣｏ２ＭｎＳｉ（ｘ＝０）として作製した強磁性トンネル接合のTMR比が示されている。この場合の温度変化は非常に大きく2Kで540%となる。この上下電極として、マグノン励起を押さえたＣｏ１．９５Ｎｄ０．０５ＭｎＳｉ（ｘ＝０．０５）を用いた強磁性トンネル接合では室温まで高いTMR比（540%）が保たれる。
【００１６】
図１１（特開2007-173572から引用）にＣ Ｐ Ｐ （ C u r r e nt P e r p e n d i c u l a r t o P l a n e）型の巨大磁気抵抗効果素子の構造図を示す。特開2007-173572によると４３ｃの部分にスピン偏極率の高い材料を使うことにより、磁気抵抗効果素子の感度を表す指標である磁気抵抗変化率（MR比）が大きくなるとしている。ここにＣｏ１．９５Ｎｄ０．０５ＭｎＳｉ（ｘ＝０．０５）を用いることで、室温までハーフメタルが保たれるので室温で大きなMR比が得られることとなる。
そのＭＲ比は、日本磁気学会学術講演会  小玉らの発表（２００８年概要集１４ａＰＳ−２９（Ｂ））によるとＣｏ２ＭｎＳｉ/Ｃｕ/Ｃｏ２ＭｎＳｉの低温のＣＰＰ−ＧＭＲ比が３０％であることに基づけば、室温で３０％以上と考えられる。
【００１７】
図１２（特開2005-116701から引用）にＣ Ｐ Ｐ型の巨大磁気抵抗効果素子の構造図を示す。特開2005-116701によると113と115に高スピン偏極率材料を使うことにより磁気抵抗変化量が大きな磁気検出素子が提供される。ここにＣｏ１．９５Ｎｄ０．０５ＭｎＳｉ（ｘ＝０．０５）を用いることで、室温までハーフメタルが保たれるので室温で大きなMR比が得られることとなる。
そのＭＲ比は、日本磁気学会学術講演会  小玉らの発表（２００８年概要集１４ａＰＳ−２９（Ｂ））によるとＣｏ２ＭｎＳｉ/Ｃｕ/Ｃｏ２ＭｎＳｉの低温のＣＰＰ−ＧＭＲ比が３０％であることに基づけば、室温で３０％以上と考えられる。
【実施例】
【００１８】
【表１】
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【００１９】
【表２】
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【図面の簡単な説明】
【００２０】
【図１】実験No.１から３の合金のＸ線回折パターンを示すグラフ。
【図２】実験No.２の比抵抗の温度依存性を示すグラフ。
【図３】実験No.１と２の規格化した比抵抗を温度の２乗に対して示すグラフ。
【図４】実験No.１と２の５０−１００Ｋの温度領域での規格化された比抵抗を示すグラフ。
【図５】実験No.１と２の１０Ｋで規格化した磁気モーメントの温度変化を示すグラフ。
【図６】実験No.１と２の１０Ｋで測定した磁化曲線を示すグラフ。
【図７】実験No.２のコンダクタンス曲線とスピン偏極率の散乱因子依存性を示すグラフ。
【図８】トンネル型磁気抵抗素子の構造図。
【図９】Ｃｏ２ＭｎＳｉを電極として強磁性トンネル接合のＴＭＲ比の温度依存性。
【図１０】強磁性トンネル接合の構造図。
【図１１】ＣＰＰ型巨大磁気抵抗効果素子の構造図。
【図１２】ＣＰＰ型巨大磁気抵抗効果素子の構造図。
【図１】
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【図２】
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【図３】
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【図４】
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【図５】
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【図６】
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【図７】
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【図８】
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【図９】
2010126733.tif 000012
【図１０】
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【図１１】
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【図１２】
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