(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
トンネルバリア層を二つの強磁性層で挟んだ構造からなる強磁性トンネル接合体であって，前記強磁性層が金属または金属合金よりなり，これらの強磁性層が前記トンネルバリア層の上下界面と直接接触しており，前記トンネルバリア層は結晶質であり，かつ，金属合金薄膜の酸化処理物であり，スピネル構造を有する非磁性物質であることを特徴とする金属強磁性トンネル接合体。
【請求項２】
前記非磁性物質がMgAl2O4であることを特徴とする請求項１記載の金属強磁性トンネル接合体。
【請求項３】
金属強磁性層の少なくとも一つがL21またはB2構造をもつCo基フルホイスラー合金であることを特徴とする請求項１または２記載の金属強磁性トンネル接合体。
【請求項４】
Co基フルホイスラー合金がCo2FeAlxSi1-x(0 ≦ x ≦1) であることを特徴とする請求項３記載の金属強磁性トンネル接合体。
【請求項５】
トンネルバリア層を二つの金属強磁性層で挟んだ構造の金属強磁性トンネル接合体を用いた磁気抵抗効果素子であって，前記金属強磁性トンネル接合体が請求項１から４のいずれかに記載の金属強磁性トンネル接合体であることを特徴とする磁気抵抗効果素子。
【請求項６】
トンネルバリア層を二つの金属強磁性層で挟んだ構造の金属強磁性トンネル接合体を用いたスピントロニクスデバイスであって，前記金属強磁性トンネル接合体が請求項１から４のいずれかに記載の金属強磁性トンネル接合体であることを特徴とするスピントロニクスデバイス。
【請求項７】
請求項１に記載した金属強磁性トンネル接合体の製造方法であって，基板上に，少なくとも，金属強磁性層を設けた後，第１の純金属薄膜と第２の純金属薄膜をスパッタにより積層した後プラズマ酸化処理を施すか，または，第１の純金属と第２の純金属の合金をスパッタしプラズマ酸化処理を施し，結晶質であり，スピネル構造を有する非磁性物質のトンネルバリア層を形成し，さらにその上に金属強磁性層を設けることを特徴とする金属強磁性トンネル接合体の製造方法。
【請求項８】
前記トンネルバリア層として，MgAl2O4である層を形成することを特徴とする請求項７記載の金属強磁性トンネル接合体の製造方法。
【請求項９】
金属強磁性層の少なくとも一つをL21またはB2構造をもつCo基フルホイスラー合金である層として形成することを特徴とする請求項７または８記載の金属強磁性トンネル接合体の製造方法。
【請求項１０】
Co基フルホイスラー合金である層がCo2FeAlxSi1-x (0 ≦ x ≦1)であることを特徴とする請求項９記載の金属強磁性トンネル接合体の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は，トンネルバリア層を二つの強磁性層で挟んだ構造からなる強磁性トンネル接合体およびそれを用いた磁気抵抗効果素子およびスピントロニクスデバイスへの応用に関する。
【背景技術】
【０００２】
近年，強磁性層／非磁性金属層の多層膜からなる巨大磁気抵抗（ＧＭＲ）効果素子，および強磁性層／絶縁体層／強磁性層からなる強磁性トンネル接合（ＭＴＪ）素子が新しい磁界センサーや不揮発性ランダムアクセス磁気メモリ（ＭＲＡＭ）素子として注目されている。ＧＭＲには膜面内に電流を流すタイプのＣＩＰ−ＧＭＲと，膜面垂直方向に電流を流すタイプのＣＰＰ−ＧＭＲが知られている。ＧＭＲの原理は主として磁性層と非磁性層との界面におけるスピン依存散乱にあるが，磁性体中でのスピン依存散乱（バルク散乱）の寄与もある。【０００３】
そのため一般に，バルク散乱の寄与が期待されるＣＰＰ−ＧＭＲの方がＣＩＰ−ＧＭＲより大きい。このようなＧＭＲ素子は，強磁性層の一方に反強磁性層を近接させてその強磁性層のスピンを固定させるスピンバルブ型が用いられる。【０００４】
一方，ＭＴＪ素子では外部磁場によって２つの強磁性層の磁化を互いに平行あるいは反平行に制御することにより，膜面垂直方向のトンネル電流の大きさが互いに異なる，いわゆるトンネル磁気抵抗（ＴＭＲ）効果が室温で得られる。このトンネル接合におけるＴＭＲ比は用いる強磁性体と絶縁体との界面におけるスピン分極率Ｐに依存し，二つの強磁性体のスピン分極率をそれぞれＰ１，Ｐ２とすると，一般に（１）式で与えられることが知られている。【０００５】
ＴＭＲ  ＝  ２Ｐ１Ｐ２／（１−Ｐ１Ｐ２）                    （１）
ここで強磁性体のスピン分極率Ｐは０  ＜  Ｐ  ≦  １の値をとる。従来，バリアとしてアモルファス構造のＡｌ酸化膜（ＡｌＯｘ）および（００１）面配向したＭｇＯ膜が用いられている。前者の場合，Ａｌ金属をスパッタ法などで成膜し，その後プラズマ酸化などの方法で酸化して作製され，その構造はアモルファスであることがよく知られている（非特許文献１）。一方，ＭｇＯバリアはＭｇＯターゲットを直接スパッタするか，あるいは電子ビームを用いてＭｇＯショットを蒸着する方法などが用いられている。【０００６】
（１）式からわかるようにスピン分極率Ｐ  ＝  １の強磁性体を用いると無限に大きなＴＭＲが期待される。Ｐ  ＝  １の磁性体はハーフメタルと呼ばれ，これまでバンド計算によって，Ｆｅ３Ｏ４，ＣｒＯ２，（Ｌａ−Ｓｒ）ＭｎＯ３，Ｔｈ２ＭｎＯ７，  Ｓｒ２ＦｅＭｏＯ６などの酸化物，ＮｉＭｎＳｂなどのハーフホイスラー合金，およびＣｏ２ＭｎＧｅ，Ｃｏ２ＭｎＳｉ，Ｃｏ２ＣｒＡｌなどのＬ２１構造をもつフルホイスラー合金などがハーフメタルとして知られている。【０００７】
ＭＴＪ素子は現在，ハードデイスク用磁気ヘッドや不揮発性ランダムアクセス磁気メモリＭＲＡＭに実用化されている。ＭＲＡＭではＭＴＪ素子をマトリックス状に配置し，別に設けた配線に電流を流して磁界を印加することで，各ＭＴＪ素子を構成する二つの磁性層を互いに平行，反平行に制御することにより１，０を記録させる。読み出しはＴＭＲ効果を利用して行う。このような応用分野では高速動作のため抵抗の小さいＭＴＪ素子が要求される。また，最近，ＭＴＪ素子の磁化をスピン偏極電流の注入によって反転させる，いわゆるスピン注入磁化反転が重要になってきており，抵抗の小さいＭＴＪ素子が必要とされている。さらには，バリアを介して半導体へスピン注入する技術もスピンＭＯＳＦＥＴやスピントランジスタの分野で重要性を増している。これらの分野でもオン電流を大きく取るため抵抗の小さいバリアが必要である。【０００８】
このような背景の下，従来のＡｌＯｘアモルファスバリアでは，接合抵抗が高すぎること，強磁性層とバリア層との界面ラフネスが大きく特性のバラつきが大きいこと，ＴＭＲが一般に小さいことなどから，ＡｌＯｘアモルファスバリアは上記スピントロニクスデバイスには適さない。一方，結晶性のＭｇＯバリアを用いたエピタキシャルトンネル接合の場合，その電子構造の特質から，ＦｅやＦｅＣｏなどのｂｃｃ結晶構造をもつ強磁性層材料に対してΔ１バンド電子のトンネル透過率が大きく，そのためトンネル抵抗が小さく，またコヒーレントトンネル効果によってＴＭＲが大きくエンハンスすることが知られている（非特許文献２）。【０００９】
Ｃｏ基フルホイスラー合金はＣｏ２ＹＺ型の組成を有する金属間化合物であり，一般にＬ２１構造またはＢ２構造においてハーフメタルになることが知られている。このような化合物では規則構造を得るために加熱が必要であり，Ｂ２構造を得るためには通常，基板を３００  °Ｃ以上に加熱するか，室温で成膜後４００  °Ｃ以上の温度で熱処理することが必要である。また，Ｌ２１構造を得るためにはそれよりも高い温度を必要とする。従来，Ｃｏ基フルホイスラー合金を用いたＭＴＪはＭｇＯ（００１）単結晶基板の上にＣｒやＭｇＯをバッファー層とし，バリアとしてＭｇＯやアモルファスのＡｌＯｘを用いて作製されている。ＭｇＯバリアはＣｏ基ホイスラー合金膜上にエピタキシャル成長し，その上のＣｏ基フルホイスラー合金もエピタキシャル成長することでＢ２あるいはＬ２１構造が比較的容易に得られる。【００１０】
本発明者らはフェルミ準位を制御したＣｏ２ＦｅＡｌｘＳｉ１−ｘ  （０  ＜  ｘ  ＜１）ハーフメタルホイスラー合金を提案し（特許文献１），室温で大きなＴＭＲを報告している（非特許文献３）。【００１１】
コヒーレントトンネル効果はＣｏ基フルホイスラー合金に対しても有効であることが理論的に指摘されている（非特許文献４）。しかし，Ｃｏ基フルホイスラー合金を強磁性層材料に用いた場合，ＭｇＯとの格子ミスマッチが大きく，ＭｇＯバリア内に多くの転位などの欠陥が生じ高品質のトンネル接合が得られない。特に，ＭｇＯバリア上のＣｏ基フルホイスラー合金の構造が不規則構造に成りやすく，ハーフメタルから期待されるような巨大ＴＭＲはまだ観測されていない。また，界面での不規則構造の生成により膜面垂直方向の運動量が保存されず，理論で指摘されているようなコヒーレントトンネル効果によるＴＭＲのエンハンスは必ずしも観測されていない。一方，アモルファス構造のＡｌＯｘバリアの場合，その上に形成したＣｏ基フルホイスラー合金がＢ２あるいはＬ２１になり難く，通常Ａ２構造となりハーフメタル性が失われるため大きなＴＭＲを得にくいという問題があった。また，電気抵抗が大きく低抵抗化が難しいという課題もあった。さらに，ＡｌＯｘバリア形成時にＣｏ基ホイスラー合金層界面が酸化されてしまうという問題もあった。【００１２】
また，ＭＴＪ素子を用いた情報の書き込み，読み出しには，数百ｍＶから1 Ｖ程度のバイアス電圧印加が必要である。しかし，アモルファスＡｌＯｘバリアやＭｇＯバリアを有するＭＴＪ素子において，一般的に５００ｍＶほどのバイアス電圧印加によってＴＭＲ値がゼロバイアス電圧の値から半減してしまうという問題があった。このＴＭＲ値の大きなバイアス電圧依存性は，主として強磁性層とバリア層との間の格子欠陥や界面ラフネスに起因しており，従来のアモルファスのＡｌＯｘバリアや格子ミスフィットが大きいＭｇＯでは改善が極めて困難である。
【先行技術文献】
【特許文献】
【００１３】
【特許文献１】WO2007/126071
【非特許文献】
【００１４】
【非特許文献１】J. S. Moodera et al., Phys. Rev. Lett. 74, 3273 (1995).
【非特許文献２】W. H. Butler et al., Phys. Rev. B 63, 054416 (2001).
【非特許文献３】N. Tezuka et al., Jpn. J. Appl. Phys. 46, L454 (2007)
【非特許文献４】Miura et al., J. Phys.: Condens. Matter 19, 365228 (2007).
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【００１５】
本発明は，このような実情に鑑み，ＭｇＯバリア以外のトンネルバリア層を用いて従来にはない高いＴＭＲ値を達成し、またＴＭＲ値のバイアス電圧依存性の低減を達成することを課題としている。
【課題を解決するための手段】
【００１６】
本発明者はＡｌＯｘバリアを用いたＭＴＪの研究を行っている過程で，ＡｌにＭｇを合金化させた酸化膜を作製した場合，酸化膜が結晶化してＭｇＡｌ２Ｏ４スピネル構造が形成することを見出した。【００１７】
その結果，トンネル接合の抵抗がアモルファスＡｌＯｘバリアの場合より一桁以上低下するとともに，より大きなＴＭＲが得られること，および，特にＣｏ基フルホイスラー合金やＣｏＦｅ合金に対して格子ミスフィットが小さく，ＭｇＯバリアに比べて欠陥が少なく格子整合性のよいエピタキシャルトンネル接合が得られることなどを見出し，本発明者は、これを踏まえて本発明に至っている。【００１８】
またＭｇＡｌ２Ｏ４バリア作製後の真空中熱処理を行なう手法によって，バリア界面の構造が改善することに伴ってＴＭＲ値のバイアス電圧依存性を大幅に改善するということも見いだした。本発明は、この知見も踏まえている。【００１９】
すなわち，発明１の金属強磁性トンネル接合体は，トンネルバリア層を二つの強磁性層で挟んだ構造からなる強磁性トンネル接合体であって，前記強磁性層が金属または金属合金よりなり，これらの強磁性層が前記トンネルバリア層の上下界面と直接接触しており，前記トンネルバリア層は結晶質であり，かつ，金属合金薄膜の酸化処理物であり，スピネル構造を有する非磁性物質であることを特徴とする。
発明２は，発明１の金属強磁性トンネル接合体において，前記非磁性物質がＭｇＡｌ２Ｏ４であることを特徴とする。
発明３は，発明１又は２の金属強磁性トンネル接合体において，金属強磁性層の少なくとも一つがL21またはB2構造をもつCo基フルホイスラー合金であることを特徴とする。
発明４は，発明３の金属強磁性トンネル接合体において，Co基フルホイスラー合金がＣｏ２ＦｅＡｌｘＳｉ１−ｘ（０≦ｘ≦１）であることを特徴とする。
【００２０】
発明５の磁気抵抗効果素子は，トンネルバリア層を二つの金属強磁性層で挟んだ構造の金属強磁性トンネル接合体を用いた磁気抵抗効果素子であって，前記金属強磁性トンネル接合体が発明１から４のいずれかに記載の金属強磁性トンネル接合体であることを特徴とする。
発明６のスピントロニクスデバイスは，トンネルバリア層を二つの金属強磁性層で挟んだ構造の金属強磁性トンネル接合体を用いたスピントロニクスデバイスであって，前記金属強磁性トンネル接合体が発明１から４のいずれかに記載の金属強磁性トンネル接合体であることを特徴とする。
【００２１】
発明７は，発明１の金属強磁性トンネル接合体の製造方法であって，基板上に，少なくとも，金属強磁性層を設けた後，第１の純金属薄膜と第２の純金属薄膜をスパッタにより積層した後プラズマ酸化処理を施すか，または，第１の純金属と第２の純金属の合金をスパッタしプラズマ酸化処理を施し，結晶質であり，スピネル構造を有する非磁性物質のトンネルバリア層を形成し，さらにその上に金属強磁性層を設けることを特徴とする。
発明８は，発明７の金属強磁性トンネル接合体の製造方法において，前記トンネルバリア層として，ＭｇＡｌ２Ｏ４である層を形成することを特徴とする。
発明９は，発明７または８の金属強磁性トンネル接合体の製造方法において，金属強磁性層の少なくとも一つをL21またはB2構造をもつCo基フルホイスラー合金である層として形成することを特徴とする。
発明１０は，発明９の金属強磁性トンネル接合体の製造方法において，Ｃｏ基フルホイスラー合金である層がＣｏ２ＦｅＡｌｘＳｉ１−ｘ（０≦ｘ≦１）であることを特徴とする。
【発明の効果】
【００２２】
本発明では，アモルファスＡｌＯｘバリアを用いた場合より抵抗がかなり小さく，かつ，より大きなＴＭＲが得られる。また，ＭｇＯバリアを用いた場合より，スパッタ法で高品質のトンネルバリアおよびトンネル接合が得られる。さらに，バイアス電圧印加においてもＴＭＲ値をより高く保つことが可能になる。【００２３】
またＭｇＡｌ２Ｏ４バリア作製後の真空中熱処理を行なう手法によって，バリア界面の構造が改善することに伴ってＴＭＲ値のバイアス電圧依存性を大幅に改善するということも見いだした。したがって，本トンネル接合はＨＤＤ用磁気ヘッドやＭＲＡＭに応用できるほか，強磁性２重トンネル接合からなるスピン共鳴トンネル素子，および半導体への効率的なスピン注入が必要とされるスピンＭＯＳＦＥＴなどのスピンロジックデバイスなど，バイアス電圧印加を必要とする多くのスピントロニクスデバイスに利用することができる。特にスピンＭＯＳＦＥＴへの応用に際し，Ｓｉ基板上にトンネルバリアを介して磁性層をスタックする場合，本発明のＭｇＡｌ２Ｏ４などのスピネル構造からなる非磁性物質をバリアとして用いると，格子ひずみの少ない磁性層を成長させることが可能であり，結果として磁性層からＳｉへ効率よくスピン注入することが可能になる。
【図面の簡単な説明】
【００２４】
【図１】本発明のトンネルバリアを有するＣｏ２ＦｅＡｌ０．５Ｓｉ０．５（ＣＦＡＳ）ホイスラー電極を用いたトンネル接合の断面ＴＥＭ像による解析結果。（ａ）断面ＴＥＭ像。（ｂ）バリア層におけるナノビーム回折像，矢印がスピネルに特有な構造であることを示している。（ｃ）  電子エネルギー損失分光（ＥＥＬＳ）によるＡｌマップ像，（ｄ）Ｃｏマップ像。
【図２】本発明のトンネルバリアを有するＣＦＡＳホイスラー電極を用いたトンネル接合素子のトンネル磁気抵抗（ＴＭＲ）曲線。７  Ｋ，２６  Ｋ，および室温（ＲＴ）。
【図３】本発明のトンネルバリアを有するＣＦＡＳホイスラー電極を用いたトンネル接合素子の微分コンダクタンス（ｄＩ／ｄＶ）のバイアス電圧依存性。
【図４】本発明のトンネルバリアを有するＣＦＡＳホイスラー電極を用いたトンネル接合素子の負バイアス領域におけるスピン依存トンネルを説明する図。
【図５】本発明のトンネルバリアを有し，Ｆｅ電極を用いたトンネル接合素子の伝導特性。（ａ）ＴＭＲ曲線１５  Ｋ，およびＲＴ。（ｂ）ＴＭＲ比の室温におけるバイアス電圧依存性。ゼロバイアス電圧時のＴＭＲで規格化してある。
【発明を実施するための形態】
【００２５】
前記のとおり，本発明者らはマグネトロンスパッタ装置を用いて下部磁性層の上に薄いＭｇ膜とＡｌ膜を積層し適当な条件でプラズマ酸化処理を施すと，ＭｇＡｌ２Ｏ４スピネル構造が得られることを見出し，また，最初にＭｇＡｌ２合金をスパッタしプラズマ酸化をすることで，ＭｇＡｌ２Ｏ４スピネル構造が得られることも見出した。さらに，強磁性層材料を選定することで下部磁性層，ＭｇＡｌ２Ｏ４スピネルバリア層および上部磁性層がエピタキシャル成長したＭＴＪを作製することができることを見出した。この知見に基づく本発明においては，スピネル構造を持つバリア層の構成物質としては，スピネル構造の非磁性物質であればよく，ＭｇＡｌ２Ｏ４の他，ＺｎＡｌ２Ｏ４，ＭｇＣｒ２Ｏ４，ＭｇＭｎ２Ｏ４，ＣｕＣｒ２Ｏ４，ＮｉＣｒ２Ｏ４，ＧｅＭｇ２Ｏ４，ＳｎＭｇ２Ｏ４，ＴｉＭｇ２Ｏ４，ＳｉＭｇ２Ｏ４，ＣｕＡｌ２Ｏ４，Ｌｉ０．５Ａｌ２．５Ｏ４，γ−Ａｌ２Ｏ３（立方晶アルミナ）などを用いることができる。
【００２６】
また，下部磁性層，上部磁性層としては，前記バリア層との格子整合のよい物質であれば本発明の趣旨に適合するものである。
【００２７】
具体的には，格子ミスフィットが１０％以下，好ましくは５％以下，より好ましくは３％以下であることが望ましく，ＭｇＡｌ２Ｏ４をバリア層とした場合は，Ｃｏ基フルホイスラー合金又はｂｃｃ  ＣｏＦｅ合金などが利用可能である。
【００２８】
用いる基板としては，（００１）配向したエピタキシャルトンネル接合を作製できるものであれば良く，例えばＭｇＯ，スピネルＭｇＡｌ２Ｏ４単結晶，Ｓｉ又はＧａＡｓを用いるのが好適である。
【００２９】
この上に必要に応じて，非磁性スピネル，ＣｒあるいはＭｇＯからなるバッファー層を形成する。
【００３０】
また，基板として熱酸化Ｓｉを用いることもできる。この場合，その上にＡｒガス圧やスパッタパワーなどを制御した成膜条件でＭｇＯターゲットをスパッタすることで（００１）配向したＭｇＯ膜を成長させておくことで，（００１）配向したエピタキシャルトンネル接合を作製できる。
【００３１】
そして，この上に，下部磁性層と，バリア層と上部磁性層を，たとえば以下のようにして順次作製する。
【００３２】
下部磁性層となるフルホイスラー合金，たとえばＣｏ２ＦｅＡｌ０．５Ｓｉ０．５（以下，ＣＦＡＳ）薄膜を作製する。
【００３３】
その後，４００〜６００°Ｃ程度の温度でその場熱処理することでＢ２あるいはＬ２１構造のＣＦＡＳ膜を得ることができる。この場合，５００℃以下ではＢ２が，５４０〜６００°Ｃの温度範囲でＬ２１構造が得られる。
【００３４】
次に，この下部磁性層（ＣＦＡＳ膜）上に，バリア層としてＭｇＡｌ２Ｏ４酸化膜を採用した場合は，薄いＭｇ膜とＡｌ膜を連続して成膜する。あるいは，ＭｇＡｌ２ターゲットを用意し，それをスパッタして成膜してもよい。その後，酸素を導入してプラズマ酸化処理を施しスピネル構造のＭｇＡｌ２Ｏ４酸化膜を作製してバリア層とする。
【００３５】
ここで酸素量は必ずしも化学量論組成にはなく，酸素欠損あるいは過剰になる場合もあり，また，ＭｇとＡｌは必ずしも１：２の関係にならない場合があるが，実質的にスピネル構造であればよい。
【００３６】
次に，このトンネルバリア層の上に，Ｃｏ７５Ｆｅ２５合金（以下ＣｏＦｅ合金）をスパッタすることで，（００１）配向したＣｏＦｅ合金膜が上部磁性層として得られる。
【００３７】
このようにすれば，全体として（００１）配向したエピタキシャルトンネル接合を作製できることができた。
【００３８】
ＣｏＦｅ合金の代わりにＣｏ基ハーフメタルフルホイスラー合金を用いれば，より大きなＴＭＲが得られる。
【００３９】
成膜法としてはスパッタ法のほか，蒸着法，レーザアブレーション法，ＭＢＥ法など通常の薄膜作製法を用いることができる。
【００４０】
以下，本発明の実施例について説明する。
【実施例１】
【００４１】
直流マグネトロンスパッタ装置を用いて，ＭｇＯ（００１）基板上にバッファー層としてＣｒ膜を用い，Ｃｒ（４０  ｎｍ）／Ｃｏ２ＦｅＡｌ０．５Ｓｉ０．５（８０ｎｍ）積層膜を作製した。その後Ｃｏ２ＦｅＡｌ０．５Ｓｉ０．５（ＣＦＡＳ）膜の結晶性をよくするため４３０  °Ｃの温度で１時間熱処理した。Ｘ線回折からこの状態のＣＦＡＳはＢ２構造であることが判明した。引き続きＭｇおよびＡｌターゲットをスパッタしてＭｇ（０．７  ｎｍ）／Ａｌ（１．３  ｎｍ）積層膜を作製し，これを酸化室に移動した。ここでＡｒと酸素を導入して誘導結合プラズマ酸化（ＩＣＰ）処理を行いＭｇ−Ａｌ酸化膜を作製した。このときのＡｒと酸素の分圧比は３対１７，酸化時間は１２０秒であった。【００４２】
上記積層膜を再び成膜室に移動し，引き続きＣｏＦｅ（３  ｎｍ）  ／ＩｒＭｎ（１２  ｎｍ）／Ｒｕ（７  ｎｍ）積層膜を室温で作製し，スピンバルブ型トンネル接合を作製した。括弧内の数字はそれぞれの膜厚である。Ｍｇ−Ａｌ酸化膜はトンネルバリア層，ＣｏＦｅは上部磁性層である。ＩｒＭｎは反強磁性体でありＣｏＦｅのスピンを固定する役割をしている。Ｒｕは保護膜であるとともに微細加工におけるマスクの役割もしている。【００４３】
次に５ｋＯｅの磁場を印加しながら２５０°Ｃの温度で積層膜全体を熱処理し，上部磁性ＣｏＦｅ層に一方向性の異方性を付与した。その後上記積層膜をフォトリソグラフィとイオンミリングを用いて１０μｍ×１０μｍのサイズに微細加工した。この素子について外部磁場を印加し，磁気抵抗の温度変化を測定した。【００４４】
図１は透過型電子顕微鏡を用いて上記積層膜の断面構造を観察した結果である。図１（ａ）からトンネルバリアは結晶層であることがわかる。電子線回折によりバリア層の構造を調べたところ，スピネル構造であることが判明し，このバリアは実質的にＭｇＡｌ２Ｏ４からなることがわかった（図１（ｂ））。また，電子エネルギー損失分光（ＥＥＬＳ）による観察を図１（ａ）の領域について行なった。図１（ｃ）のＡｌマップ像，および（ｄ）Ｃｏマップ像から，トンネルバリアにＡｌが含まれており，均質な層を形成していることがわかった。一方，下部のＣＦＡＳ層はＸ線回折の結果と一致してＢ２構造であることも判明した。【００４５】
次に，７Ｋ，２６  Ｋおよび室温（ＲＴ）における磁気抵抗測定結果を図２に示す。２６  Ｋ  で１６２％，室温で１０２％という非常に大きなＴＭＲが得られた。１６２％のＴＭＲは，よく知られたＣｏＦｅ合金のスピン分極率０．５を用いて（１）式から計算すると，ＣＦＡＳのスピン分極率として９１％に相当し，ＣＦＡＳは実質的にハーフメタルであることを示している。【００４６】
また，１０２％のＴＭＲはスピン分極率として７５％に相当し，これまでで最高の室温でのスピン分極率である。このように大きなＴＭＲ値が得られたのは，バリアが結晶でかつ格子整合のよいエピタキシャルトンネル接合が得られた結果であると思われる。【００４７】
接合抵抗はＲＡ  ＝  １．７×１０４  Ωμｍ２とアモルファスＡｌＯｘバリアよりも２桁程度小さい。尚，ＭｇＡｌ２Ｏ４の格子定数は０．８０８  ｎｍであり，膜面内でＣＦＡＳ［１００］／／  ＭｇＡｌ２Ｏ４［１１０］の関係をもってエピタキシャル成長している。このときのＣＦＡＳとＭｇＡｌ２Ｏ４との格子ミスフィットは０．７％と非常に小さい。【００４８】
次にこの素子について微分コンダクタンスＧ  ＝  ｄＩ／ｄＶのバイアス電圧依存性を室温（ＲＴ）および７  Ｋで測定した。その結果を図３に示す。ここで正バイアスは上部磁性層ＣｏＦｅから下部磁性層ＣＦＡＳに電子がトンネルすることに相当している。負バイアス側でコンダクタンスがフラットに近い領域があり，ある電圧（Ｖｃ）で弱い極小を示した後急増している。これはＣＦＡＳがハーフメタルであることを示唆している（非特許文献５）。Ｖｃは，７  ＫおよびＲＴでそれぞれ−３２０  ｍＶ，  −２９０  ｍＶである。ｅＶｃは図４に模式的に示すように，フェルミ準位と価電子帯のトップとのエネルギー差に相当する。重要なことは室温でもフラットに近い領域があり，ハーフメタルギャップが見えていることである。（図３参照。）従来，室温でこのようなハーフメタルギャップが観測されたことはなく，初めてのことである。これはＣＦＡＳがギャップの大きいハーフメタルであることに加えて，結晶でかつ格子整合のよいＭｇＡｌ２Ｏ４バリアが形成されたためであると考えられる。尚，７  Ｋと室温でのｅＶｃの差３０  ｍＶは熱エネルギーｋＢＴ＝  ２５  ｍＶに相当している。【００４９】
正電圧の場合には，ＣｏＦｅがハーフメタルでないためトンネルの際スピンがＣｏＦｅ層界面でフリップし，スピンが保存されないため，明瞭なＶｃは観測されない。【００５０】
次に，この素子およびＣｏＦｅ／ＭｇＡｌ２Ｏ４／ＣｏＦｅ  ＭＴＪのＴＭＲの温度変化を測定した。（１）式を用いてＴＭＲから得られたスピン分極率Ｐはスピン波理論を用いてＰ＝Ｐ（０）（１−αＴ３／２）で非常によく記述することができた。Ｐ（０）は絶対零度におけるスピン分極率である。低温から室温まで一つのαパラメータを用いて完全に実験結果をフィッテイングできたことは，ＭｇＡｌ２Ｏ４バリアを用いた本ＭＴＪ素子では，ＴＭＲのコヒーレントトンネルによるエンハンスが見られないことを示唆している。尚，αの値はＣＦＡＳおよびＣｏＦｅに対して２×１０−５および３．２×１０−５である。α値が小さいほど室温でのＴＭＲは改善される。
【実施例２】
【００５１】
上部磁性層がＣｏＦｅ合金の代わりにＣＦＡＳであること以外は実施例１と同様の方法を用いて，Ｃｒ（４０  ｎｍ）／ＣＦＡＳ（８０  ｎｍ）／ＭｇＡｌ２Ｏ４／ＣＦＡＳ（５  ｎｍ）／ＣｏＦｅ（３  ｎｍ）／ＩｒＭｎ（１２  ｎｍ）／Ｒｕ（７  ｎｍ）からなるトンネル接合素子を作製した。接合抵抗はＲＡ  ＝  ２．２×１０４  Ωμｍ２とアモルファスＡｌＯｘバリアを用いた場合より２桁小さく，ＴＭＲは室温で２４０％と上部磁性層にＣｏＦｅ合金を用いた場合より大きかった。これはＣＦＡＳがＭｇＡｌ２Ｏ４バリア上にＢ２構造をもってエピタキシャル成長しており，その場合のＣＦＡＳがＣｏＦｅより大きなスピン分極率を有していることを示している。
【実施例３】
【００５２】
下部磁性層がＣｏＦｅ合金であること以外は実施例１と同様の方法を用いて，Ｃｒ（４０  ｎｍ）／  ＣｏＦｅ（８０  ｎｍ）／ＭｇＡｌ２Ｏ４／ＣＦＡＳ（５  ｎｍ）／ＣｏＦｅ（３  ｎｍ）／ＩｒＭｎ（１２  ｎｍ）／Ｒｕ（７  ｎｍ）からなるトンネル接合素子を作製した。ＴＭＲは室温で６８％とアモルファスＡｌＯｘバリアと同等以上であり，一方で接合抵抗はＲＡ  ＝  １．１×１０４  Ωμｍ２と２桁低減された。これはＣｏＦｅ［１１０］とＭｇＡｌ２Ｏ４  ［１００］との間の格子ミスフィットが０．４％以下と非常に小さく，高品位なエピタキシャル膜が実現されたことを示している。
【実施例４】
【００５３】
下部磁性層がＣＦＡＳ合金の代わりにＣｏ基フルホイスラー合金Ｃｏ２ＭｎＳｉであること以外は実施例１と同様の方法を用いて，Ｃｒ（４０  ｎｍ）／Ｃｏ２ＭｎＳｉ（８０  ｎｍ）／ＭｇＡｌ２Ｏ４／ＣｏＦｅ（３  ｎｍ）／ＩｒＭｎ（１２  ｎｍ）／Ｒｕ（７  ｎｍ）からなるトンネル接合素子を作製した。Ｃｏ２ＭｎＳｉもハーフメタルであることが示されており（非特許文献５，Y. Sakuraba et al., Appl. Phys. Lett. 88, 192508 (2006). ），ＭｇＡｌ２Ｏ４との格子ミスフィットも１．３％と小さい。また，Ｌ２１構造が得られている。接合抵抗はＲＡ  ＝  ２．０×１０４  Ωμｍ２とアモルファスＡｌＯｘバリアを用いた場合より２桁小さく，ＴＭＲは室温で９６％と実施例１と同様にＣｏＦｅ上部磁性層をもつトンネル接合素子として非常に高い。
【実施例５】
【００５４】
ＭｇＡｌ２Ｏ４バリアの特長を調べるために，磁性層Ｆｅ層を有するＭＴＪ素子を作製した。【００５５】
直流マグネトロンスパッタ装置を用いて，ＭｇＯ（００１）基板上にＣｒ（４０  ｎｍ）をバッファー層として成膜し，その後高い平坦性を実現するため７００  °Ｃの温度で１時間熱処理した。次にＦｅ（３０ｎｍ）層を作製した。その後Ｆｅ膜の結晶性をよくするため３００  °Ｃの温度で１５分熱処理した。引き続きＭｇおよびＡｌターゲットをスパッタしてＭｇ（０．９１  ｎｍ）／Ａｌ（１．１６  ｎｍ）積層膜を作製し，その後実施例１と同様の方法によってＭｇ−Ａｌ酸化膜を作製した。このＭｇおよびＡｌ膜厚は，酸化後にほぼＭｇＡｌ２Ｏ４の化学量論組成が実現されるように決定した。引き続きＭｇ−Ａｌ酸化膜の膜質向上および結晶性向上のため，５００  °Ｃの温度で１５分熱処理した。引き続きＦｅ（５  ｎｍ）層を作製した後，３００  °Ｃの温度で１５分熱処理した。さらにＩｒＭｎ（１２  ｎｍ）／Ｒｕ（７  ｎｍ）積層膜を室温で作製し，スピンバルブ型トンネル接合を作製した。括弧内の数字はそれぞれの膜厚である。次に５  ｋＯｅの磁場を印加しながら２００  °Ｃの温度で積層膜全体を熱処理し，上部磁性Ｆｅ層に一方向性の異方性を付与した。上記の数回の熱処理プロセスおよび熱処理温度は，上記多層膜の結晶性向上およびＭｇ−Ａｌ酸化膜の界面構造向上がなされるように決定されている。【００５６】
その後上記積層膜をフォトリソグラフィとイオンミリングを用いて１０μｍ×１０μｍのサイズに微細加工した。この素子について外部磁場を印加し，磁気抵抗を測定した。【００５７】
透過型電子顕微鏡からスピネル構造を有するＭｇＡｌ２Ｏ４バリアを有する格子整合のよいエピタキシャルトンネル接合であることがわかった。またＸ線構造解析を用いることによって，膜面内のＦｅ［１１０］とＭｇＡｌ２Ｏ４［１００］の格子ミスフィットは実際に０．７％から１．０％と非常に小さいことが示された。【００５８】
ＴＭＲは１５Ｋで１６５％，室温で１１７％とアモルファスＡｌＯｘバリアでは達成できない非常に高い値を達成した（図５（ａ））。接合抵抗はＲＡ  ＝  ２．９×１０３  Ω・μｍ２と２桁以上低減された。さらにＴＭＲのバイアス電圧依存性を室温で測定した。その結果を図５（ｂ）に示す。ここで正バイアスは上部磁性層Ｆｅから上部磁性層Ｆｅに電子がトンネルすることに相当している。ＴＭＲが半減するバイアス電圧（Ｖｈａｌｆ）は正バイアス方向で＋１，０００  ｍＶ，負バイアス方向で−１，３００〜−１，４００  ｍＶと極めて大きい値が得られた。ＭｇＯバリアを有するＭＴＪ素子の典型的なＶｈａｌｆ値は４００  ｍＶ〜７５０  ｍＶ程度（非特許文献６：S. Yuasa et al., Nature Mater. 3, 868 (2004).）であり，ＭｇＡｌ２Ｏ４バリアを用いたことでＶｈａｌｆ値を約２倍に向上可能である。【００５９】
以上の高いＴＭＲおよび良好なＴＭＲのバイアス電圧依存性は，（１）Ｍｇ：Ａｌ組成の調整によるスピネル構造の安定化が達成されたこと，さらに，（２）多層膜作製時の熱処理プロセスによって上下磁性層Ｆｅ層とバリア層の界面が極めて高品質で，欠陥のほとんど存在しない理想的な状態が実現されたことを示唆している。【００６０】  なお、トンネルバリアにＭｇを含まないスピネル類似構造γ−Ａｌ２Ｏ３を用いたことを除いて上記と同様の方法を用いて，Ｃｒ（４０ｎｍ）／Ｆｅ（３０ｎｍ）／Ａｌ２Ｏ３／Ｆｅ（５ｎｍ）／ＩｒＭｎ（１２ｎｍ）／Ｒｕ（７ｎｍ）からなるトンネル接合素子を作製したところ、Ａｌ２Ｏ３層は従来のアモルファスとは異なり単結晶γ−Ａｌ２Ｏ３として得られている。γ−Ａｌ２Ｏ３の格子定数は０．７９１ｎｍであり，Ｆｅと格子整合性がよい（格子不整合２．３％）。一方で，接合抵抗はＲＡ＝４×１０３Ωμｍ２と３桁低減された。
【実施例６】
【００６１】
特開２００９−５４７２４号公報には、スピントロニクスデバイスとして、ホイスラー合金を有する積層体、この積層体を用いたスピンＭＯＳ電界効果トランジスタ及びトンネル磁気抵抗効果素子が示されている。【００６２】
その特開２００９−５４７２４号公報請求項８〜９において、半導体基板／（００１）配向したＭｇＯ層上に形成するトンネル磁気抵抗効果素子を前記実施例１〜５に置換することで、前記各実施例で示した特性を、当該デバイスにて発現させることができた。【００６３】
【表１】
0005586028.tif 000002
【００６４】
※（数値）は実施例１〜４は理論値，実施例５はＸ線回折および断面ＴＥＭ像の解析から得た値を示す。
【図５】
0005586028.tif 000003
【図１】
0005586028.tif 000004
【図２】
0005586028.tif 000005
【図３】
0005586028.tif 000006
【図４】
0005586028.tif 000007