(57)【要約】【課題】垂直異方性をもつＭｇＯベースの磁気トンネル接合（ＭＴＪ）デバイスを提供すること。垂直異方性をもつＭｇＯベースの磁気トンネル接合（ＭＴＪ）デバイスは、ＭｇＯトンネル障壁によって分離された垂直磁化をもつ強磁性ピンおよび自由層を本質的に含む。金属Ｍｇ堆積とその後の酸化処理によってまたは反応性スパッタリングによって作製されるＭｇＯトンネル障壁の微細構造はアモルファスまたは不完全な（００１）面垂直方向組織をもつ微晶質である。【解決手段】本発明では、少なくとも強磁性ピン層のみまたは強磁性ピンおよび自由層の両方が、トンネル障壁と強磁性ピン層のみとの間に、またはトンネル障壁とピンおよび自由層の両方との間に位置する結晶好適結晶粒成長促進（ＰＧＧＰ）シード層を有する構造とすることが提案される。この結晶ＰＧＧＰシード層は、堆積後アニーリングに際してＭｇＯトンネル障壁の結晶化および好適結晶粒成長を誘起する。【選択図】図８Ａ
2011138954.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
強磁性層の垂直磁化を用いた磁気トンネル接合デバイスの製造方法であって、
垂直異方性をもつ強磁性ピン層を形成することと、
ＭｇおよびＯを含むトンネル障壁を酸化法によって形成することと、
前記強磁性ピン層よりも低い保磁力を有する垂直異方性をもつ強磁性自由層を形成することと、
前記トンネル障壁のうちの少なくとも一方の表面に接触する強磁性好適結晶粒成長促進シード層を形成することと
を含む方法。
【請求項２】
前記強磁性ピンおよび自由層はアモルファス希土類／遷移金属合金（ＲＥｘＴＭ１−ｘ）とすることができ、ここで、ＲＥ＝Ｙ、Ｎｄ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、Ｈｏ、Ｅｒ、およびＬｕ、ならびにＴＭ＝Ｃｏ、Ｆｅ、およびＣｏＦｅ合金である、請求項１に記載の方法。
【請求項３】
前記強磁性ピンおよび自由層はアモルファス希土類／遷移金属／耐食性元素合金（ＲＥｘＴＭ１−ｘ）ｙＣＲ１−ｙとすることができ、ここで、ＣＲ＝Ｃｒである、請求項１に記載の方法。
【請求項４】
請求項１に記載の前記強磁性好適結晶粒成長促進シード層はｂｃｃ構造の結晶層とすることができる、請求項１に記載の方法。
【請求項５】
前記強磁性好適結晶粒成長促進シード層は０．５ｎｍ≦ｔ≦２ｎｍの厚さ（ｔ）で堆積することができる、請求項１に記載の方法。
【請求項６】
前記強磁性ピンおよび自由層は、化学的秩序をもつ結晶遷移金属／耐熱性金属合金（ＴＭｘＲＭ１−ｘ）とすることができ、ここで、ＴＭ＝ＣｏまたはＦｅ、およびＲＭ＝ＰｔまたはＰｄである、請求項１に記載の方法。
【請求項７】
前記強磁性好適結晶粒成長促進シード層は２層化アモルファス層／結晶層とすることができ、ここで、前記ｂｃｃ構造の結晶層がトンネル障壁と接触する、請求項６に記載の方法。
【請求項８】
２層化ＰＧＧＰのスタック順序が自由層側およびピン層側において異なり、２層化ＰＧＧＰ中の前記アモルファス層が２層化ＰＧＧＰ中の前記結晶層と前記結晶自由およびピン層とを分離する、請求項７に記載の方法。
【請求項９】
前記強磁性好適結晶粒成長促進シード層中のｂｃｃ構造の結晶層およびアモルファス層が、それぞれＣｏｘＦｅ１−ｘ（０≦ｘ≦０．９）または（ＣｏｘＦｅ１−ｘ）ｙＢ１−ｙ（０≦ｘ≦０．９および０．９≦ｘ＜１）およびＣｏＦｅＢ（Ｂ＞１０原子％）である、請求項７に記載の方法。
【請求項１０】
前記強磁性好適結晶粒成長促進シード層中の前記ｂｃｃ構造の結晶層の厚さ（ｔ１）および前記アモルファス層の厚さ（ｔ２）は、０．５ｎｍ≦ｔ１≦１．５ｎｍおよび０．５ｎｍ≦ｔ２≦１．５ｎｍとすることができる、請求項７に記載の方法。
【請求項１１】
請求項１に記載の垂直異方性をもつ強磁性ピンおよび自由層において、化学的秩序をもつ磁性金属層／非磁性金属層（Ｍ／ＮＭ）の繰り返しにより多層化することができ、ここで、Ｍ＝Ｃｏ、Ｆｅ、ＣｏＦｅまたはＣｏＰｔ、およびＮＭ＝Ｐｔ、Ｐｄ、ＡｇまたはＡｕである、垂直異方性をもつ強磁性ピンおよび自由層。
【請求項１２】
請求項１１に記載の垂直異方性をもつ強磁性ピンおよび自由層を伴う請求項１に記載の第１の強磁性好適結晶粒成長促進シード層において、２層化アモルファス層／ｂｃｃ構造の結晶層とすることができ、ここで、２層化ＰＧＧＰ中のアモルファス層が強磁性ピンおよび自由層と２層化ＰＧＧＰ中の前記ｂｃｃ構造の結晶層とを分離する、第１の強磁性好適結晶粒成長促進シード層。
【請求項１３】
請求項１２に記載の第１および第２の強磁性好適結晶粒成長促進シード層におけるｂｃｃ構造の結晶層およびアモルファス層において、それぞれＣｏｘＦｅ１−ｘ（０≦ｘ≦０．９）または（ＣｏｘＦｅ１−ｘ）ｙＢ１−ｙ（０≦ｘ≦０．９および０．９≦ｘ＜１）およびＣｏＦｅＢ（Ｂ＞１０原子％）である、ｂｃｃ構造の結晶層およびアモルファス層。
【請求項１４】
請求項１２および１３に記載の第１および第２の強磁性好適結晶粒成長促進シード層におけるｂｃｃ構造の結晶層の厚さ（ｔ１）およびアモルファス層の厚さ（ｔ２）において、０．５ｎｍ≦ｔ１≦１．５ｎｍおよび０．５ｎｍ≦ｔ２≦１．５ｎｍとすることができる、ｂｃｃ構造の結晶層の厚さ（ｔ１）およびアモルファス層の厚さ（ｔ２）。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、トンネリング磁気抵抗を使用する、磁気ランダム・アクセス・メモリ（ＭＲＡＭ）に特に関連する磁気トンネル接合（ＭＴＪ）デバイスの分野に関する。より詳細には、本発明は、酸化法または反応性スパッタリング法によって作製されたＭｇＯトンネル障壁を備え、微細構造がアモルファスまたは不完全な（００１）面垂直方向組織の微晶質であるＭＴＪデバイスに関する。より詳細には、本発明は、垂直異方性をもつ強磁性層を備えたＭＴＪデバイスに関する。より詳細には、本発明は、堆積後アニーリング中にＭｇＯトンネル障壁の結晶性を高めるためにＭｇＯトンネル障壁に隣接し、好適結晶粒成長促進（ＰＧＧＰ）シード層である結晶強磁性層を挿入したＭＴＪデバイスに関する。
【背景技術】
【０００２】
磁気トンネル接合（ＭＴＪ）デバイスのコア要素は、「強磁性層／トンネル障壁／強磁性層」の３層構造である。ＭＴＪデバイスの抵抗の変化は、２つの強磁性層の磁化の相対的方位に応じた、デバイスの両端のバイアス電圧によりトンネル障壁を通るスピン偏極電子のトンネリング確率の差に起因する。
【０００３】
トンネル障壁を挟む２つの強磁性層の磁化の相対的方位は２つの強磁性層の磁化反転の性質の違いによって実現され、一方の強磁性層の磁化は動作中に外部磁界によって反転されないが、他方の強磁性層の磁化は外部磁界に反応する。したがって、デバイス動作中のトンネル障壁を挟む２つの強磁性層の磁化の平行または逆平行アライメントは実現される。
【０００４】
トンネル障壁は一般に誘電体材料であり、極端に薄くなければならず、厚さならびに組成が極めて均一でなければならない。化学量論的組成または厚さに関するいかなる不整合もデバイス性能を著しく低下させる。
【０００５】
ＭＴＪデバイスの最も典型的に使用される構造が図１Ａに概略的に示され、それは反強磁性ピニング層１０３、合成反強磁性（ＳＡＦ）ピン層１０４、１０５及び１０６、トンネル障壁１０７、および強磁性自由層１０８からなる。合成反強磁性（ＳＡＦ）ピン層は強磁性ピン層１０４、非磁性スペーサ１０５、および強磁性基準層１０６を含む。スピン・トルク・トランスファＭＲＡＭ（ＳＴＴ−ＭＲＡＭ）への適用に成功するために対処される重要な問題は、拡張性と、自由層の磁化を反転させるのに必要とされる電流（Ｊｃ）の低減とである。しかし、面内磁化を使用するＳＴＴ−ＭＲＡＭは、それぞれ、面内一軸異方性を誘起するためのオバール（卵形）異方性および打ち勝つための非常に強い反磁界のために拡張性およびＪｃ低減に対して限界を示している。図１Ｂは、図１Ａのものとは異なる種類のＭＴＪデバイスを示す。図１Ｂに示されたＭＴＪデバイスの構造は、垂直異方性をもつ強磁性ピン層２０３、トンネル障壁２０４、および垂直異方性をもつ強磁性自由層２０５からなる。また、強磁性自由層２０５の磁化が強磁性ピン層２０３の磁化よりも容易に切り替えることができるように、強磁性自由層２０５は強磁性ピン層２０３よりも低い保磁力を有する。垂直異方性をもつこのＭＴＪスタックを備えたＳＴＴ−ＭＲＡＭは、それぞれ、面内一軸異方性を誘起するための卵形、および自由層の磁化反転を実際に支援する反磁界を有する必要がないため非常に改善された拡張性および効果的に低減されたＪｃを示すと予想される。
【０００６】
その発見以来、室温での高ＴＭＲは、不揮発性磁気抵抗ランダム・アクセス・メモリ（ＭＲＡＭ）などのスピントロニクス用途およびハードディスク・ドライブの記録用読取りヘッドなどの磁気センサのために産業界の最新トピックのうちの１つとなっている。従来の磁界スイッチングＭＲＡＭ用途では、３００×６００ｎｍ２のビットサイズをもつ１Ｍｂｉｔ  ＭＲＡＭは、ＭＴＪが約１ｋ〜２ｋΩμｍ２の抵抗−面積（Ｒ×Ａ）積で４０％の磁気抵抗（ＭＲ）比をもたらすことを必要とする。２５０Ｍｂｉｔｓの高密度では、ビットサイズは２００×４００ｎｍ２まで縮小し、約０．５ｋΩμｍ２のＲ×Ａ積で４０％よりも高いＭＲ比を必要とする。さらなる縮小はスピン・トランスファ・トルクによる磁化反転の適用によってＭＲＡＭで達成することができるが、ＭＴＪは１０〜３０Ωμｍ２のＲ×Ａ積範囲で１５０％を超えるＭＲ比をもたらすことが必要とされる。
【０００７】
アモルファスＡｌＯｘトンネル障壁および高スピン偏極をもつ強磁性電極になされた初期の取組みは上述の要求事項に対して十分ではなかった。最近、単結晶Ｆｅ／ＭｇＯ／Ｆｅが理論計算によって示唆されており（Ｂｕｔｌｅｒら、Ｐｈｙｓ．Ｒｅｖ．Ｂ  ６３、（２００１）ｐ０５４４１６）、ＭｇＯの優れたスピン・フィルタ処理効果のために６０００％もの高い室温ＴＭＲを得ることができると予測されている。このスピン・フィルタ処理効果、すなわちＭＴＪのＭｇＯトンネル障壁を挟む２つの強磁性層の逆平行磁化アライメントにおける少数スピンダウン電子の全反射は、フェルミ面でΔｌ対称をもつ少数スピンダウン・スピン・チャネルにブロッホ固有状態がないことから本質的なものである。これによりコヒーレント・トンネリングが可能になり、さらに巨大ＴＭＲ比が可能になる。このコヒーレント・トンネリングを可能にするために微細構造必要条件があるが、それはＦｅ（００１）／ＭｇＯ（００１）／Ｆｅ（００１）のエピタキシャル成長であり、それはトンネリング電子がＦｅおよびＭｇＯの（００１）原子面を通過するからである。分子線エピタキシを使用する単結晶（Ｆｅ／ＭｇＯ／ＣｏＦｅ）成長に基づいてこの巨大ＴＭＲを達成するための実験的試みは１８０％までの室温ＴＭＲを実証した。（Ｙｕａｓａら、Ａｐｐｌ．Ｐｈｙｓ．Ｌｅｔｔ．８７（２００５）ｐ２２２５０８）多結晶ＣｏＦｅ強磁性電極をもつＭｇＯトンネル障壁を使用して、２２０％の室温ＴＭＲが報告されているが（Ｐａｒｋｉｎら、Ｎａｔ．Ｍａｔｅｒ．３（２００４）ｐ８６２）、さらに高いＴＭＲが、アモルファスＣｏＦｅＢ強磁性電極を使用し、熱酸化Ｓｉウェハ上に実用的なマグネトロン・スパッタリングによって作製されたＭＴＪで報告された。（Ｄｊａｙａｐｒａｗｉｒａら、Ａｐｐｌ．Ｐｈｙｓ．Ｌｅｔｔ．８６（２００５）ｐ０９２５０２）
【０００８】
極端に薄く、厚さならびに組成が極めて均一であるＭＴＪ中にＭｇＯトンネル障壁を形成するために多大な努力がなされてきた。さらに、（００１）面垂直方向組織をもつＭｇＯトンネル障壁の結晶性を達成するための同様の多大な努力が、理論計算によって与えられ、微細構造および薄膜化学の研究によって確認された、ｂｃｃ構造のサンドウィッチ用強磁性層とともに（００１）面垂直方向エピタキシであるという微細構造必要条件を満たすためになされてきた。（Ｙ．Ｓ．Ｃｈｏｉら、Ａｐｐｌ．Ｐｈｙｓ．Ｌｅｔｔ．９０（２００７）ｐ０１２５０５、Ｙ．Ｓ．Ｃｈｏｉら、Ｊ．Ａｐｐｌ．Ｐｈｙｓ．１０１（２００７）ｐ０１３９０７）
【０００９】
ＭＲＡＭまたは記録用読取りヘッドの大量生産のためのＭＴＪデバイスを作製する一般的な方法では、ＭｇＯトンネル障壁の堆積は、直接堆積と、金属堆積とその後の酸化処理とに分類される。セラミック・ターゲットを使用するｒｆ−スパッタリングによるかまたは酸素および不活性ガスのガス混合の雰囲気中での金属ターゲットの反応性スパッタリングによるトンネル障壁の堆積は第１の群の直接堆積に分類される。金属堆積とその後の様々な種類の酸化処理、例えば自然酸化、プラズマ酸化、ラジカル酸化、またはオゾン酸化は、第２の群に分類される。
【００１０】
ＭＴＪ開発の重大なボトルネックの１つは、非常に薄い厚さにおいてトンネル障壁を均一の厚さに制御することである。トンネル障壁の厚さが薄すぎる場合、ピンホールを含む恐れが高く、リーク電流がスピン依存トンネリングなしで通過する。これは信号対雑音比（Ｓ／Ｎ）を著しく低下させる。別のボトルネックはトンネル障壁の化学的不均一性であり、それは、過剰な酸化または不完全な酸化、および下地強磁性層の酸化をもたらす。これらは、表面酸化した下地強磁性層でのスピン散乱によるトンネル障壁厚さの増加のために、印加バイアスの符号に対する非対称電気特性、Ｒ×Ａ積の異常な増加、およびＴＭＲ比の減少をもたらす。（Ｐａｒｋら、Ｊ．Ｍａｇｎ．Ｍａｇｎ．Ｍａｔ．、２２６〜２３０（２００１）ｐ９２６）
【００１１】
極めて薄いＭｇＯトンネル障壁の均一な厚さ制御およびＭｇＯトンネル障壁の端から端までの化学的均一性の問題に加えて、ＭｇＯベースのＭＴＪのＲ×Ａ積が低い状態で巨大ＴＭＲ比を達成するための最も切迫した問題は、ＭｇＯトンネル障壁の（００１）面垂直方向組織および高い結晶性である。図２は、ＭｇＯの組織と結晶性との関係およびＣｏＦｅＢ／ＭｇＯ／ＣｏＦｅＢ  ＭＴＪの磁気輸送特性を示し、ここで、ＭｇＯはｒｆスパッタリングによって堆積されている。高度に結晶性で（００１）組織のＭｇＯトンネル障壁を用いて作製されたＭＴＪは、アニーリングによるＣｏＦｅＢアモルファス層の結晶化によってＣｏＦｅの対応する（００１）組織を誘起し、したがって、ＣｏＦｅＢ／ＭｇＯ／ＣｏＦｅＢの全体的な（００１）組織が実現されることが図２Ａおよび図２Ｂに明確に示されている。したがって、図２Ｃ示されるように、低いＲ×Ａ積で著しく増大したＭＲ比を得ることが可能である。しかし、さらに図２Ｃで分かるように、不完全な結晶性をもつＭｇＯトンネル障壁を備えたＭＴＪは極端に高いＲ×Ａ積とともに非常に低いＭＲ比を示している。
【００１２】
ｒｆスパッタリングによって作製されたＭｇＯトンネル障壁は処理最適化により大きな前進を示したにもかかわらず、ＭＲ比およびＲ×Ａ積がｒｆ−スパッタリングに固有のチャンバ状態およびパーティクル生成に応じて非常に敏感に変化するという大量生産に向けて克服することが困難である重大な問題がある（Ｏｈら、ＩＥＥＥ  Ｔｒａｎｓ．Ｍａｇｎ．、４２（２００６）ｐ２６４２）。さらに、ｒｆ−スパッタリングによって作製されたＭｇＯトンネル障壁を備えたＭＴＪデバイスの最終的なＲ×Ａ積均一性（１σ）は１０％を超えているが、Ｍｇ堆積とその後の酸化処理によって作製されたＭｇＯトンネル障壁のものは３％未満であることが報告された。（Ｚｈａｏら、米国特許出願第２００７／０１１１３３２号）
【００１３】
ＭｇＯトンネル障壁作製の代替方法は、Ｍｇ堆積とその後の様々な酸化処理、または酸素および不活性ガスのガス混合の雰囲気中での反応性Ｍｇスパッタリングである。プラズマ酸化がＡｌＯｘトンネル障壁の作製で使用されているが、反応性が高いため、極めて薄い金属層を酸化することは格別に困難であり、特にＭｇＯ形成のためのＭｇの酸化の速度は非常に速く、確実に下地強磁性層の界面まで酸化される。このようにして、ＡｌＯｘトンネル障壁を備えたＭＴＪから、１００００Ωμｍ２／４５％のＲ×Ａ積およびＭＲ比がプラズマ酸化処理によって得られており（Ｔｅｈｒａｎｉら、ＩＥＥＥ  Ｔｒａｎｓ．Ｍａｇｎ．、９１（２００３）Ｐ７０３）、一方、１０００Ωμｍ２／３０％のＲ×Ａ積およびＭＲ比がオゾン酸化によって得られている。（Ｐａｒｋら、Ｊ．Ｍａｇｎ．Ｍａｇｎ．Ｍａｔ．、２２６〜２３０（２００１）ｐ９２６）
【００１４】
そのため、エネルギーの少ない酸化処理が提案されており、それはＭｇＯトンネル障壁を形成するためのラジカル酸化および自然酸化である。さらに、ＡｒおよびＯ２の雰囲気中でＭｇＯトンネル障壁を形成するためにＭｇ金属ターゲットの反応性スパッタリングが提案されている。図３は、ＭｇＯトンネル障壁堆積の様々な方法によって作製されたＭｇＯトンネル障壁を備えたＭＴＪから得られた磁気輸送特性測定結果を示す。ＭＴＪ構造はＭｇＯトンネル障壁部分以外は同一であり、下部層／ＰｔＭｎ（１５）／ＣｏＦｅ（２．５）／Ｒｕ（０．９）／ＣｏＦｅＢ（３）／ＭｇＯ（ｘ）／ＣｏＦｅＢ（３）／キャップ層である。括弧内の厚さはナノメートル尺度である。ｒｆスパッタリングによって作製されたＭｇＯをもつＭＴＪから得られたＭＲ比およびＲ×Ａ積を参照すると、酸化法および反応性スパッタリングによって作製されたＭｇＯトンネル障壁を備えたＭＴＪのＭＲ比は著しく低いことが明確に示されている。１０Ωμｍ２の所与のＲ×Ａ積では、ｒｆスパッタリングによって作製されたＭｇＯをもつＭＴＪは１８０％のＭＲ比を与えるが、ラジカル酸化法によって堆積されたＭｇＯは１００％を与え、自然酸化は６０％を与え、反応性スパッタリングによって作製されたＭｇＯは１３５％を与える。
【００１５】
微細構造解析が、高分解透過顕微鏡（ＨＲＥＭ）、Ｘ線回折（ＸＲＤ）、およびＸ線光電子分光法（ＸＰＳ）で行われた。図４Ａおよび図４Ｂに示されるように、磁気輸送特性の差は、ＭｇＯトンネル障壁の結晶性の差およびＣｏＦｅＢ／ＭｇＯ／ＣｏＦｅＢ層中のエピタキシの不足に起因することが明確に比較される。図４Ａおよび図４Ｂは、それぞれ、ｒｆ−スパッタリングおよびラジカル酸化によって作製されたＭｇＯトンネル障壁を備えたＭＴＪから撮られた断面ＨＥＥＭ画像である。ＣｈｏｉらによってＪ．Ａｐｐｌ．Ｐｈｙｓ．１０１（２００７）ｐ０１３９０７で報告されたように、ｒｆスパッタリングによって作製されたＣｏＦｅＢ／ＭｇＯ／ＣｏＦｅＢベースのＭＴＪは、ＭｇＯが高度な結晶性でＣｏＦｅ層との良好な結晶粒間エピタキシであるという、Ｂｕｔｌｅｒらによる理論計算で与えられた微細構造必要条件を満たしている。ＣｏＦｅ層は、結晶化テンプレートとしての結晶性ＭｇＯに基づいた堆積後アニーリングによって結晶化され、このようにして、結晶粒間エピタキシがＣｏＦｅ／ＭｇＯ／ＣｏＦｅ層で実現される。しかし、ラジカル酸化によって作製されたＭｇＯトンネル障壁はアモルファスと混合された不完全な結晶性を示し、ＣｏＦｅ層との界面での擬エピタキシを確認するのは困難である。
【００１６】
図４Ｃは、堆積方法、すなわちｒｆ−スパッタリングおよび自然酸化に関してＭｇＯの結晶性および組織の明白な比較を示す。面垂直方向シータ−２・シータ・スキャンにより、ｒｆ−スパッタリングによりアモルファスＣｏＦｅＢ層に堆積されたＭｇＯトンネル障壁は、成長時の状態で高度な結晶性であり、２シータ＝４２．４°での明白なＭｇＯ（００２）ピークによって（００１）面垂直方向の好適方位で高度に組織化されていることが確認される。しかし、金属堆積とその後の自然酸化によって作製されたＭｇＯは明白なピークを示さず、それはＭｇＯ層がほとんどアモルファスであることを示している。
【００１７】
図４Ｄおよび図４Ｅは、それぞれ、ｒｆ−スパッタリングおよび反応性スパッタリングによって作製されたＭｇＯトンネル障壁を備えたＭＴＪから得られたＸＰＳスペクトルである。ＣｈｏｉらによってＡｐｐｌ．Ｐｈｙｓ．Ｌｅｔｔ．９０（２００７）ｐ０１２５０５で報告されたように、ＭｇＯの結晶性、ＭＴＪのより高いＭＲ比およびより低いＲ×Ａ積にとって、ＮａＣｌ構造のＭｇＯの格子点に支配的数量の酸素イオンを有することが肝要である。図４Ｄに示されるように、ＮａＣｌ構造のＭｇＯの格子点を占める酸素イオン（その結合エネルギーは約５３１ｅＶである）の数量は、ｒｆスパッタリングによって堆積されたＭｇＯにおいて非常に高いが、反応性スパッタリングによって堆積されたＭｇＯでは、図４Ｅに示されるように、格子点における酸素イオンの数量のほとんど１／３であるかなりの数量の不純物酸素イオン（その結合エネルギーは約５３３．３ｅＶである）があることが明らかである。したがって、ＭｇＯ障壁中のこの高密度の不純物酸素イオンが、ＭｇＯの不完全な結晶性に関連しており、不完全なＭＲ比の原因であると推測することができる。
【００１８】
酸化法によって作製されたＭｇＯトンネル障壁の良好な結晶性を達成するために、２層ではなく単層の結晶強磁性基準層が使用されており、ＭＴＪの構造は下部層／ＰｔＭｎ（１５）／ＣｏＦｅ（２．５）／Ｒｕ（０．９）／ＣｏＦｅ（３）／ＭｇＯ（ｘ）／ＣｏＦｅＢ（３）／キャップ層である。図５Ａに示されるように、完全結晶ＣｏＦｅ単一基準層をもつＭＴＪは、ＭＲ比をＣｏＦｅＢアモルファス基準層による１３０％から３５％まで顕著に低下させる。また、３６０℃で、２時間、１０ｋＯｅの磁界の下で堆積直後のアニーリングの後の完全結晶ＣｏＦｅ単一基準層をもつＭＴＪからの図５Ｂの全ヒステリシス・ループの形状は、不十分または破壊されたＳＡＦ構造を示しているが、一方、同じ条件での堆積後アニーリングの後のアモルファスＣｏＦｅＢ単一基準層をもつ図５Ｃに示されたＭＴＪの全ヒステリシス・ループの形状は、円のマーク内に明瞭なＳＡＦ結合を示している。体心立方ＣｏＦｅは、六方最密Ｒｕ（０００１）底面との格子整合のためにＲｕとの界面と平行な（１１０）原子面を順番に成長させる傾向がある。強磁性基準層の（１１０）面垂直方向組織は、ＭｇＯベースのＭＴＪに関するＢｕｔｌｅｒらによる理論計算からの巨大ＴＭＲにとって好ましくない。さらに、ＳＡＦ（ＣｏＦｅＢ／Ｒｕ／ＣｏＦｅ）の熱安定性はＳＡＦ（ＣｏＦｅＢ／Ｒｕ／ＣｏＦｅＢ）よりも非常に悪く、したがって、ＭＴＪが、高温での堆積後、アニーリングの後のＣｏＦｅＢ／Ｒｕ／ＣｏＦｅ  ＳＡＦ構造で構成される場合、構成要素強磁性層間の磁化分離の明確な区分けを保証することができない。したがって、結晶ＣｏＦｅ単一基準層はＭｇＯトンネル障壁の良好な結晶性を達成するのに効果的でないことが分かる。
【００１９】
したがって、酸化法または反応性スパッタリングによって堆積されたＭｇＯトンネル障壁の不完全な結晶性は、ＣｏＦｅＢ／ＭｇＯ界面でアモルファスＣｏＦｅＢをＣｏＦｅに結晶させるための結晶化テンプレートの役割を果たすことができないことを理解することができる。したがって、結晶粒間擬エピタキシをＣｏＦｅ／ＭｇＯ／ＣｏＦｅ層において期待することができず、それは不完全な磁気輸送特性をもたらす。
【００２０】
強磁性層の面内磁化を用いたＭＴＪデバイスと異なり、強磁性層の垂直磁化を用いたＭＴＪデバイスは、スピン・トランスファ・トルクによる反転の間磁化の歳差運動の問題がなく、それによってＪｃの大幅な減少を期待することができる。さらに、垂直異方性を使用するＳＴＴ−ＭＲＡＭでは一軸性軸に対する面内形状異方性を必要としないので、さらなる拡張性が可能になり、したがってそれの密度が増大する。
【先行技術文献】
【特許文献】
【００２１】
【特許文献１】Ｔ．Ｚｈａｏら、米国特許出願第２００７／０１１１３３２号
【特許文献２】Ｓ．Ｍｉｕｒａら、米国特許出願第                号
【特許文献３】Ｋ．Ｎｉｓｈｉｍｕｒａら、特許出願第２００８−１０３６６１号
【非特許文献】
【００２２】
【非特許文献１】Ｗ．Ｈ．Ｂｕｔｌｅｒら、Ｐｈｙｓ．Ｒｅｖ．Ｂ  ６３、０５４４１６（２００１）
【非特許文献２】Ｓ．Ｙｕａｓａら、Ａｐｐｌ．Ｐｈｙｓ．Ｌｅｔｔ．８７、２２２５０８（２００５）
【非特許文献３】Ｓ．Ｓ．Ｐ．Ｐａｒｋｉｎら、Ｎａｔ．Ｍａｔｅｒ．３、８６２（２００４）
【非特許文献４】Ｄ．Ｄｊａｙａｐｒａｗｉｒａら、Ａｐｐｌ．Ｐｈｙｓ．Ｌｅｔｔ．８６、０９２５０２（２００５）
【非特許文献５】Ｙ．Ｓ．Ｃｈｏｉら、Ａｐｐｌ．Ｐｈｙｓ．Ｌｅｔｔ．９０、０１２５０５（２００７）
【非特許文献６】Ｙ．Ｓ．Ｃｈｏｉら、Ｊ．Ａｐｐｌ．Ｐｈｙｓ．１０１、０１３９０７（２００７）
【非特許文献７】Ｂ．Ｐａｒｋら、Ｊ．Ｍａｇｎ．Ｍａｇｎ．Ｍａｔ．、２２６〜２３０、９２６（２００１）
【非特許文献８】Ｓ．Ｃ．Ｏｈら、ＩＥＥＥ  Ｔｒａｎｓ．Ｍａｇｎ．、４２、２６４２（２００６）
【非特許文献９】Ｓ．Ｔｅｈｒａｎｉら、ＩＥＥＥ  Ｔｒａｎｓ．Ｍａｇｎ．、９１、７０３（２００３）
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【００２３】
本発明の目的は、強磁性層の垂直磁化を用いたＭｇＯベースのＭＴＪをスピン・トランスファ・トルクＭＲＡＭに適用するために低いＲ×Ａ積で十分に高いＭＲ比を提供することであり、ＭｇＯは金属堆積とその後の様々な酸化法によって作製されるか、または反応性スパッタリングによって作製され、その微細構造はアモルファスまたは不完全な（００１）面垂直方向組織をもつ微晶質トンネル障壁である。
【課題を解決するための手段】
【００２４】
本発明の第１の態様によれば、金属堆積とその後の様々な酸化法によって作製されたかまたは反応性スパッタリングによって作製されたＭｇＯトンネル障壁を結晶化させるか、またはそれの好適結晶粒成長を誘起することが肝要である。
【００２５】
本発明の第２の態様によれば、成長直後の状態でアモルファスまたは不完全な（００１）面垂直方向組織をもつ微晶質であるＭｇＯトンネル障壁の結晶化または好適結晶粒成長は、ＭｇＯトンネル障壁の下にあるかまたはそれを挟んでいる体心立方構造の結晶強磁性ＰＧＧＰシード層を使用することによって堆積後アニーリング中に達成することができる。
【００２６】
結晶強磁性ピンまたは自由層を使用する場合、成長直後の状態でアモルファスまたは不完全な（００１）面垂直方向組織をもつ微晶質であるＭｇＯトンネル障壁の結晶化または好適結晶粒成長は、ＭｇＯトンネル障壁の下にあるかまたはそれを挟んでいる体心立方構造の結晶強磁性ＰＧＧＰシード層を使用することによって堆積後アニーリング中に達成することができる。
【００２７】
結晶強磁性ＰＧＧＰシード層が存在すると、図６に概略的に示されるように、堆積後アニーリングの後で、堆積直後の状態でアモルファスまたは不完全な（００１）面垂直方向組織をもつ微晶質のトンネル障壁であるＭｇＯトンネル障壁の結晶化および好適結晶粒成長が引き起こされる。
【００２８】
したがって、本発明のこの得られたＭＴＪの微細構造により、図６に示されるように、ＭＲ比の著しい増加ならびにＲ×Ａ積の顕著な低減を達成することが可能である。
【図面の簡単な説明】
【００２９】
【図１Ａ】磁気トンネル接合の典型的な構造の概略図である。
【図１Ｂ】強磁性層の垂直磁化を用いた磁気トンネル接合の典型的な構造の概略図である。
【図２Ａ】高度な結晶性で（００１）組織のＭｇＯトンネル障壁を用いて作製されたＭＴＪは、アニーリングによるＣｏＦｅＢアモルファス層の結晶化によりＣｏＦｅの対応する（００１）組織を含むことを示す図である。
【図２Ｂ】高度な結晶性で（００１）組織のＭｇＯトンネル障壁を用いて作製されたＭＴＪは、アニーリングによるＣｏＦｅＢアモルファス層の結晶化によりＣｏＦｅの対応する（００１）組織を含むことを示す図である。
【図２Ｃ】不完全な結晶性をもつＭｇＯトンネル障壁を備えたＭＴＪは極めて高いＲ×Ａ積とともに非常に低いＭＲ比を示すことを示す図である。
【図３】ＭｇＯトンネル障壁堆積の様々な方法によって作製されたＭｇＯトンネル障壁を備えたＭＴＪから得られた磁気輸送特性測定結果を示す図である。
【図４Ａ】様々な方法によって作製されたＭｇＯからの微細構造および薄膜化学分析の結果を示す図であり、ｒｆ−スパッタリングによって作製されたＭｇＯをもつＭＴＪからの断面ＨＲＥＭ画像の写真である。
【図４Ｂ】様々な方法によって作製されたＭｇＯからの微細構造および薄膜化学分析の結果を示す図であり、ラジカル酸化によって作製されたＭｇＯをもつＭＴＪからの断面ＨＲＥＭ画像の写真である。
【図４Ｃ】様々な方法によって作製されたＭｇＯからの微細構造および薄膜化学分析の結果を示す図であり、ｒｆ−スパッタリングおよび自然酸化によって作製されたＭｇＯトンネル障壁の結晶性および構造を比較するＸＲＤシータ−２・シータ・スキャンである。
【図４Ｄ】様々な方法によって作製されたＭｇＯからの微細構造および薄膜化学分析の結果を示す図であり、ｒｆ−スパッタリングによって作製されたＭｇＯから得られたＸＰＳ  ０  １ｓスペクトルである。
【図４Ｅ】様々な方法によって作製されたＭｇＯからの微細構造および薄膜化学分析の結果を示す図であり、反応性スパッタリングによって作製されたＭｇＯから得られたＸＰＳ  ０  １ｓスペクトルである。
【図５Ａ】ＣｏＦｅまたはＣｏＦｅＢの強磁性単一基準層をもつＭＴＪの磁気輸送特性の比較およびヒステリシス・ループを示す図であり、ＣｏＦｅまたはＣｏＦｅＢ基準層をもつＭＴＪからのＭＲ比対Ｒ×Ａ積である。
【図５Ｂ】ＣｏＦｅまたはＣｏＦｅＢの強磁性単一基準層をもつＭＴＪの磁気輸送特性の比較およびヒステリシス・ループを示す図であり、ＣｏＦｅ基準層をもつＭＴＪからの全ヒステリシス・ループである。
【図５Ｃ】ＣｏＦｅまたはＣｏＦｅＢの強磁性単一基準層をもつＭＴＪの磁気輸送特性の比較およびヒステリシス・ループを示す図であり、ＣｏＦｅＢ基準層をもつＭＴＪからの全ヒステリシス・ループである。
【図６】堆積後アニーリングの後のＭＴＪの結晶化および好適結晶粒成長処理の概略的な比較の図である。
【図７】ＭＴＪデバイス製造装置を例示する図である。
【図８Ａ】本発明のＭＴＪの概略図である。
【図８Ｂ】本発明の第１の実施形態のＭＴＪの概略図である。
【図８Ｃ】本発明の第２の実施形態のＭＴＪの概略図である。
【図８Ｄ】本発明の第３の実施形態のＭＴＪの概略図である。
【図９Ａ】本発明のＰＧＧＰシード層の磁気モーメントの概略図である。
【図９Ｂ】垂直異方性の強磁性層への厚いＰＧＧＰ層の磁気モーメントの影響の概略図である。
【図９Ｃ】ＰＧＧＰシード層厚さと異方性との関係を示す図である。
【図１０Ａ】第２の実施形態の成長直後のＭＴＪから高分解透過電子顕微鏡（ＨＲＴＥＭ）および断面ＨＲＴＥＭ画像によってそれぞれ得られた断面画像を分析するための概略図であり、ＭｇＯトンネル障壁およびＣｏＦｅＢ層によって挟まれたＣｏＦｅ  ＰＧＧＰシード層である。
【図１０Ｂ】第２の実施形態の成長直後のＭＴＪから高分解透過電子顕微鏡（ＨＲＴＥＭ）および断面ＨＲＴＥＭ画像によってそれぞれ得られた断面画像を分析するための概略図であり、（００１）面垂直方向をもつＣｏＦｅ  ＰＧＧＰシード層の成長を表わすものである。
【図１０Ｃ】第２の実施形態の成長直後のＭＴＪから高分解透過電子顕微鏡（ＨＲＴＥＭ）および断面ＨＲＴＥＭ画像によってそれぞれ得られた断面画像を分析するための概略図であり、（０１１）面垂直方向をもつＣｏＦｅ  ＰＧＧＰシード層の成長を表わすものである。
【図１１】第２の実施形態の成長直後のＭＴＪの断面ＨＲＥＭ画像を示す図である。
【図１２Ａ】第２の実施形態のアニールされたＭＴＪの断面ＨＲＥＭ画像を示す図である。
【図１２Ｂ】図１２Ａの断面ＨＲＥＭ画像の枠で囲まれた領域からの選択された領域の回折パターンを示す図である。
【発明を実施するための形態】
【００３０】
以下に、本発明の好ましい実施形態が図面を参照しながら具体的に説明される。合金が元素比を意味する数なしで記述される場合、それは、本文書において、合金が同じ比ではなく任意の比で各元素を含むことを意味する。図７は、好ましい実施形態におけるＭＴＪデバイス製造装置を例示する。図７は、磁気トンネル接合デバイスを製作するための真空処理システム７００の概略平面図である。図７に示された真空処理システムは、物理気相堆積技法を使用する複数の薄膜堆積チャンバを備えるクラスタ型システムである。前記真空処理システム中の複数の堆積チャンバは、中央位置にロボット・ローダーを備えた真空搬送チャンバ７０１（図示せず）に取り付けられる。前記真空処理システム７００は、基板をロード／アンロードするために２つのロードロック・チャンバ７０２および７０３を備えている。前記真空処理システムは、脱ガス・チャンバ７０４およびプレエッチング／エッチング・チャンバ７０５を備えている。真空処理システムは、酸化チャンバ７０６と、複数の金属堆積チャンバ７０７、７０８、および７０９とを備えている。真空処理システムのチャンバの各々は、チャンバ間の通路を開閉するためにゲート・バルブを介して接続される。真空処理システムの各々のチャンバはポンプ・システム、ガス導入システム、および電源システムを備えていることに留意されたい。さらに、ガス導入システムは流量調整手段を含み、ポンプ・システムは圧力調整手段を含む。流量調整手段および圧力調整手段の各操作により、一定期間の間チャンバの圧力を一定に制御することができる。さらに、流量調整手段および圧力調整手段の組合せに基づいた操作により、一定期間の間チャンバの圧力を一定に制御することができる。
【００３１】
前記真空処理システム７００の金属堆積チャンバ７０７、７０８、および７０９の各々において、磁性層および非磁性金属層の各々がスパッタリング方法によって１つずつ基板に堆積される。金属堆積チャンバ７０７、７０８、および７０９では、例えば、ターゲットの材料は「ＣｏＦｅ」であり、ターゲットの材料は「ＣｏＦｅＢ」であり、ターゲットの材料は「Ｍｇ」である。さらに、ターゲットの材料は「下層材料」であり、ターゲットの材料は「キャップ材料」である。プレエッチングおよびエッチングはプレエッチング／エッチング・チャンバで行われる。酸化は酸化チャンバ７０６で行われる。さらに、各金属堆積チャンバはｄｃ−スパッタリングを行うことができるスパッタ装置を含む。各チャンバへのガス導入、バルブの切替え、電源のＯＮ／ＯＦＦ、ガスの排気、および基板搬送などの手順は、システム・コントローラ（図示せず）によって行われる。
【００３２】
図８Ｄは、トンネル磁気抵抗（ＴＭＲ）メモリ・セル用の強磁性層の垂直磁化を用いたＭＴＪのスタック構造１００を示す。最も有利には、下層１２０およびＳｉウェハ１１０上に、ＭＴＪは、垂直異方性をもつ強磁性ピン層１３０、第１の強磁性好適結晶粒成長促進（ＰＧＧＰ）シード層１４０、トンネル障壁１５０、第２の強磁性好適結晶粒成長促進（ＰＧＧＰ）シード層１６０、および垂直異方性をもつ強磁性自由層１７０からなる。上部電極が取り付けられるキャプ層１８０（Ｐｔなど）は自由層１７０上に形成される。
【００３３】
本発明のＭＴＪデバイスは、ＭＴＪデバイス中にコア要素を作製することによって形成され、コアは「垂直異方性をもつ結晶強磁性ピン層１３０／第１の結晶強磁性ＰＧＧＰシード層１４０／トンネル障壁１５０／強磁性ＰＧＧＰシード層１６０／垂直異方性をもつ強磁性自由層１７０」の多層構造を含み、好ましい実施形態では以下の群から選択した材料の組合せを使用する。
【００３４】
群１：
強磁性好適結晶粒成長促進（ＰＧＧＰ）シード層に対する選択
ａ．結晶単層
ｂ．２層化アモルファス層／結晶層
群２：
ＭｇＯトンネル障壁堆積の方法
ｃ．Ｍｇ  ｘÅ／酸化処理＊／Ｍｇ  ｙÅ
ｄ．Ｍｇ  ｘÅ／酸素界面活性物質／Ｍｇ  ｘÅ／酸化処理＊／Ｍｇ  ｙÅ
ｅ．Ｍｇ  ｘÅ／酸化処理＊／Ｍｇ  ｙÅ／酸化処理＊／Ｍｇ  ｚÅ
ｆ．反応性スパッタリングＭｇＯｘ／酸化処理＊／Ｍｇ  ｙÅ
ｇ．Ｍｇ  ｘÅ／反応性スパッタリングＭｇＯｘ／酸化処理＊／Ｍｇ  ｙÅ
酸化処理＊はプラズマ、自然、ラジカル、およびオゾン酸化を含む。
群３：
強磁性ＰＧＧＰシード層の位置
ｈ．ピン層のみ
ｉ．自由層のみ
ｊ．基準および自由層
群４：
垂直異方性をもつ強磁性ピンまたは自由層の選択
ｋ．アモルファス強磁性層
ｌ．結晶強磁性層
ｍ．多層（２層の多数の繰り返し）
群５：
結晶強磁性ＰＧＧＰシード層または２層化強磁性ＰＧＧＰシード層の結晶層に対する材料選択
ｎ．ＣｏｘＦｅ１００−ｘ、ここで、０＜ｘ原子％＜９０
ｏ．（ＣｏｘＦｅ１００−ｘ）ｙＢ１００−ｙ、ここで、０＜ｘ原子％＜９０、および９０＜ｙ原子％＜１００
ｐ．Ｆｅ
【００３５】
第１の実施形態
第１の実施形態のスタックの構成を示す図８Ａを参照すると、第１の実施形態の重要な態様の１つは、垂直異方性をもつアモルファス強磁性ピンおよび自由層１３３、１７３の使用である。また、第１の実施形態の別の重要な態様は、ＭｇＯトンネル障壁１５３の下にあるかまたはそれを挟んでいる結晶強磁性ＰＧＧＰシード層の挿入である。図８Ａから８Ｃは、アニーリング・ステップの前のＭｇＯトンネル障壁を示す。アニーリング・ステップによって、強磁性ＰＧＧＰシード層に挟まれた層は、全体的な（００１）面垂直方向組織をもつＭｇＯトンネル障壁１５３に変化する。
【００３６】
垂直異方性をもつ強磁性ピン層１３３および自由層１７３はアモルファス希土類／遷移金属合金（ＲＥｘＴＭ１−ｘ）とすることができ、ここで、ＲＥ＝Ｙ、Ｎｄ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、Ｈｏ、Ｅｒ、およびＬｕ、ならびにＴＭ＝Ｃｏ、Ｆｅ、およびＣｏＦｅ合金である。または、垂直異方性をもつ強磁性ピン層１３３および自由層１７３は、希土類／遷移金属／耐食性元素合金（ＲＥｘＴＭ１−ｘ）ｙＣＲ１−ｙとすることができ、ここで、ＣＲ＝Ｃｒである。これらの層は、合金ターゲットのスパッタリングまたはマルチ金属ターゲットの同時スパッタリングで形成することができる。他の気相堆積法を使用することができる。また、強磁性自由層１７３は強磁性ピン層１３３よりも低い保磁力を有する。それは、強磁性ピン層１３３と異なる材料および／または元素比で製作することができる。
【００３７】
第１および第２の結晶強磁性ＰＧＧＰシード層１４３、１６３はｂｃｃ構造をもつ結晶層とすることができる。したがって、第１および第２の結晶強磁性ＰＧＧＰ層１４３、１６３は、ＣｏｘＦｅ１−ｘ（０≦ｘ≦０．９）、（ＣｏｘＦｅ１−ｘ）ｙＢ１−ｙ（０≦ｘ≦０．９および０．９≦ｙ＜１）、Ｆｅなどとすることができる。さらに、それは０．５ｎｍ≦ｔ≦２ｎｍの厚さ（ｔ）で堆積することができる。垂直異方性をもつ強磁性のピンまたは自由層によって強磁性ＰＧＧＰシード層に誘起される異方性は、一軸異方性場が形状異方性と競合するので関連するエネルギーを考慮することによって決定することができる。
一軸異方性＝２Ｋｕ／Ｍｓ
形状異方性＝４πＭｓ、
ここで、Ｋｕは異方性定数であり、Ｍｓは飽和磁化である。図９Ｃに示されるように、結晶強磁性ＰＧＧＰシード層の厚さが厚くなるとき、形状異方性が一軸異方性に打ち勝つ移行厚さがある。したがって、結晶強磁性ＰＧＧＰシード層のこの移行厚さ未満では、強磁性ＰＧＧＰシード層の垂直異方性が誘起されて、図９Ａに示されるようにすべての磁気モーメントが膜面に垂直に整列する。しかし、強磁性ＰＧＧＰシード層の移行厚さを超えると、形状異方性が支配的となり、したがって、磁気モーメントはすべて膜面に整列し、それにより、次に、強磁性ピンまたは自由層の界面磁気モーメントが誘起され、図９Ｂに示されるように、垂直異方性が垂直軸から傾く。したがって、強磁性ＰＧＧＰシード層の厚さは、限界移行厚さより小さくなるように注意深く制御する必要がある。一方、厚さが０．５ｎｍ未満である場合、それは薄すぎてＰＧＧＰとなりえない。
【００３８】
例えば、図８Ａの第１の実施形態は、下層１２０／ＴｂＣｏＦｅ１３３／ＣｏＦｅ（１．５）１４３）／Ｍｇ（１．１）／Ｒ−Ｏｘ  ｘ秒／Ｍｇ（０．３）／ＣｏＦｅ（１．５）１６３／ＧｄＣｏＦｅ１７３／キャップ層１８０であり、ここで、括弧でくくった数はナノメートル尺度の厚さであり、「Ｒ−Ｏｘ  ｘ秒」はｘ秒のラジカル酸化処理を意味する。この例では、ＭＴＪのコア要素は、上述の群１、２、３、４および５の（ａ＋ｃ＋ｉ＋ｋ＋ｎ）または（ａ＋ｃ＋ｊ＋ｋ＋ｎ）の組合せによって形成される。
【００３９】
ＭｇＯトンネル障壁１５３を形成する方法は、
第１の結晶強磁性ＰＧＧＰシード層１４３上への１．１ｎｍの厚さをもつ第１の金属Ｍｇ層の堆積と、
酸化チャンバ内で行われるラジカル酸化による第１の金属層の酸化とであり、酸化チャンバ内には電気的に接地された「シャワー・プレート」が上部イオン化電極と基板との間に配置される。酸素プラズマが、７００ｓｃｃｍの酸素流量を用い、イオン化電極に３００Ｗのｒｆ電力を印加することによって生成される。酸素ラジカル・シャワーはシャワー・プレートを通って流れるが、イオン化種および電子などの電荷をもつパーティクルはシャワー・プレートの電気接地のために通過することができず、ラジカル酸化によって酸化された第１の金属Ｍｇ層上に０．３ｎｍの厚さをもつ金属Ｍｇキャップが堆積される。
【００４０】
さらに、第２の結晶強磁性Ｃｏ（７０原子％）Ｆｅ（３０原子％）ＰＧＧＰシード層１６３が金属Ｍｇキャップ層上に１．５ｎｍの厚さで堆積される。
【００４１】
堆積後磁界アニーリングが行われる。堆積後アニーリングの目的は、アモルファスまたは不完全な（００１）面垂直方向組織をもつ微晶質のＭｇＯトンネル障壁１５３の好適結晶粒成長である。この結晶化および好適結晶粒成長は、第１および第２の結晶ＣｏＦｅ強磁性ＰＧＧＰシード層１４３、１６３を使用して、アニール中に隣接結晶化または好適結晶粒成長として、このようにして最終的にＭｇＯトンネル障壁１５３の全体的な（００１）面垂直方向組織として実現される。
【００４２】
本発明の方法によって作製されたＭＴＪの磁気輸送特性は、両方共に結晶ＣｏＦｅ  ＰＧＧＰシード層が使用されていないｒｆスパッタリングによって作製されたＭｇＯトンネル障壁を備えたＭＴＪおよび同じ酸化法によって作製されたＭｇＯトンネル障壁を備えたＭＴＪと比較することができる。同じ酸化法によって作製されたＭｇＯを備えているが結晶ＰＧＧＰシード層の挿入がないＭＴＪから得られたＭＲ比およびＲ×Ａ積を参照すると、結晶ＰＧＧＰ層を使用するＭＴＪはＭＲ比の顕著な増加がＲ×Ａ積の著しい減少とともに得られ、それはｒｆスパッタリングによって作製されたＭｇＯトンネル障壁を備えたＭＴＪからのものと同等かまたはさらにより良好であるという非常に改善された磁気輸送特性を示すことが期待され得る。
【００４３】
第２の実施形態
第２の実施形態のスタックの構成を示す図８Ｂを参照すると、第２の実施形態の重要な態様の１つは、垂直異方性をもつ結晶強磁性ピンおよび自由層１３１、１７１の使用である。さらに、第２の実施形態の別の重要な態様は、ＭｇＯトンネル障壁１５１の下にあるかまたはそれを挟んでいる２層化強磁性ＰＧＧＰシード層の挿入である。
【００４４】
垂直異方性をもつ結晶強磁性ピンおよび自由層１３１、１７１は、化学的秩序をもつ結晶遷移金属／耐熱性金属合金（ＴＭｘＲＭ１−ｘ）とすることができ、ここで、ＴＭ＝ＣｏまたはＦｅ、およびＲＭ＝ＰｔまたはＰｄである。また、垂直異方性をもつ強磁性自由層１７１は強磁性ピン層１３１よりも低い保磁力を有する。それは、強磁性ピン層１３１と異なる材料および／または元素比で製作することができる。
【００４５】
第１の２層化強磁性ＰＧＧＰシード層１４１は２層化アモルファス層／ｂｃｃ構造の結晶層であり、ここで、アモルファス層は強磁性ピン層１３１とｂｃｃ構造の結晶ＰＧＧＰ層とを分離する。同様の方法で、第２の２層化強磁性ＰＧＧＰシード層１６１は２層化アモルファス層／ｂｃｃ構造の結晶層であり、ここで、アモルファス層は強磁性自由層１７１とｂｃｃ構造の結晶ＰＧＧＰ層とを分離する。
【００４６】
２層化強磁性ＰＧＧＰシード層１４１、１６１のアモルファス層は、ＣｏＦｅＢ（Ｂ＞１０原子％）で製作することができる。Ｂの代わりにまたはＢに加えて、結晶強磁性材料をアモルファス材料に変化させることができる材料、例えばＺｒ、Ｈｆ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｔｉ、Ｓｉ、またはＰを使用することができる。２層化強磁性ＰＧＧＰシード層１４１のアモルファス層は、結晶強磁性ピン層１３１から２層化強磁性ＰＧＧＰシード層１４１の結晶層まで結晶構造が伝達するのを妨げ、したがって、２層化強磁性ＰＧＧＰシード層１４１の結晶層は好ましいｂｃｃ構造で形成することができる。同様の方法で、結晶層上の第２の強磁性ＰＧＧＰシード層のアモルファス層を形成することによって、強磁性自由層は好ましい結晶構造で形成することができる。
【００４７】
第１および第２の強磁性ＰＧＧＰシード層１４１、１６１におけるｂｃｃ構造をもつ結晶層の厚さ（ｔ１）およびアモルファス層の厚さ（ｔ２）は、０．５ｎｍ≦ｔ１≦１．５ｎｍおよび０．５ｎｍ≦ｔ２≦１．５ｎｍとすることができる。
【００４８】
例えば、図８Ｂの第２の実施形態は、下層１２０／ＣｏＰｔ１３１／ＣｏＦｅＢ（１．５）／ＣｏＦｅ（１．５）／Ｍｇ（１．１）／Ｎ−Ｏｘ  ｘ秒／Ｍｇ（０．３）／ＣｏＦｅ（１．５）／ＣｏＦｅＢ（１．５）／ＦｅＰｔ１７１／キャップ層１８０とすることができ、ここで、括弧でくくった数はナノメートル尺度の厚さであり、「Ｎ−Ｏｘ  ｘ秒」はｘ秒の自然酸化処理を意味する。この例では、ＭＴＪのコア要素は、上述の群１、２、３、４および５の（ｂ＋ｃ＋ｉ＋ｌ＋ｎ）または（ｂ＋ｃ＋ｊ＋ｌ＋ｎ）の組合せによって形成される。
【００４９】
ＭｇＯトンネル障壁１５１を形成する方法は、
強磁性ＰＧＧＰシード層１４１上への１．１ｎｍの厚さをもつ第１の金属Ｍｇ層の堆積と、
【００５０】
酸化チャンバ内で行われる自然酸化による第１の金属Ｍｇ層の酸化とである。薄く形成された金属Ｍｇ層に有利に適用される自然酸化処理は、約６．５×１０−１Ｐａの圧力の酸素ガスで酸化チャンバを浄化することと、７００ｓｃｃｍの流量で酸素ガスを流すことと、次に、堆積直後の金属Ｍｇ層を所与の曝露時間の間酸素ガス流に接触したままにすることと、自然酸化によって酸化された第１の金属Ｍｇ層上に０．３ｎｍの厚さをもつ金属Ｍｇキャップ層を堆積することとを必要とする。
【００５１】
さらに図８Ｂを参照すると、Ｃｏ（７０原子％）Ｆｅ（３０原子％）からなる第２の強磁性ＰＧＧＰシード層１６１の結晶層は金属Ｍｇキャップ層上に１．５ｎｍの厚さで堆積される。次に、Ｃｏ（６０原子％）Ｆｅ（２０原子％）Ｂ（２０原子％）からなる第２の強磁性ＰＧＧＰシード層のアモルファス層が結晶層上に１．５ｎｍの厚さで堆積される。
【００５２】
図１０Ａから１０Ｃおよび図１１を参照すると、第１のＰＧＧＰ層１４１のアモルファスＣｏＦｅＢ層上の成長直後の結晶ＣｏＦｅ層の微細構造は、体心立方構造で（００１）面垂直方向組織の結晶であることが明らかである。図１０Ａから１０Ｃは、強磁性ＰＧＧＰシード層１４１の結晶ＣｏＦｅ層が（００１）面垂直方向で成長するかまたは（０１１）面垂直方向で成長するかを確認するために高分解透過電子顕微鏡によって得られた断面画像を分析する方法を示す。第１の強磁性ＰＧＧＰシード層１４１のアモルファスＣｏＦｅＢ層上に堆積された結晶ＣｏＦｅ層が図１０Ｂに示されるように（００１）面垂直方向で成長する場合、図１０Ａにおいて、ＭｇＯトンネル障壁と第１の強磁性ＰＧＧＰシード層１４１のアモルファスＣｏＦｅＢ層とによって挟まれた第１の強磁性ＰＧＧＰシード層１４１の結晶ＣｏＦｅ層の原子間間隔（ｄ）はｄ１１０であるが、第１の強磁性ＰＧＧＰシード層１４１のアモルファスＣｏＦｅＢ層上に堆積された結晶ＣｏＦｅ層が図１０Ｃ示されるように（０１１）面垂直方向で成長される場合、原子間間隔（ｄ）はｄ２００である。体心立方構造のＣｏＦｅの（１１０）原子面の原子間間隔（ｄ１１０）は２．０２Åであり、ｄ２００は１．４１Åである。図１１に関して、強磁性ＰＧＧＰ層１４１、１６１の結晶ＣｏＦｅ層の全体的な結晶性が確認される。強磁性ＰＧＧＰシード層１４１、１６１の結晶ＣｏＦｅ層の原子間間隔は、長さ基準のために基準としてＣｕ層の２．０８Åのｄ１１１を使用して測定される（ここでは図示せず）。この基準を使用して、ＰＧＧＰシード層１４１、１６１の結晶ＣｏＦｅ層の原子間間隔は６つの原子面を平均することによって測定されたが、それによれば原子間間隔は２．０２Åである。したがって、強磁性ＰＧＧＰシード層１４１、１６１のアモルファスＣｏＦｅＢ層上の結晶ＣｏＦｅ層は（００１）面垂直方向で成長することを確認することができる。さらに、強磁性ＰＧＧＰ層１４１、１６１のアモルファスＣｏＦｅＢ層および結晶ＣｏＦｅ層の明瞭な境界を確認することができる。
【００５３】
堆積後磁界アニーリングが行われる。堆積後アニーリングの目的は、第１の強磁性ＰＧＧＰ層１４１のアモルファス層および／または第２の強磁性ＰＧＧＰ層１６１のアモルファス層の結晶化、および前記アモルファスまたは不完全な（００１）面垂直方向組織をもつ微晶質のＭｇＯトンネル障壁１５１の好適結晶粒成長である。この結晶化および好適結晶粒成長は、第１の強磁性ＰＧＧＰ層１４１の結晶ＣｏＦｅ層および／または強磁性ＰＧＧＰ層１６１の結晶ＣａＦｅ層を使用して、アニーリング中に隣接結晶化または好適結晶粒成長として、このようにして最終的に強磁性ＰＧＧＰ層の全体的な（００１）面垂直方向組織として実現される。
【００５４】
図１２Ａおよび図１２Ｂを参照すると、２層化アモルファス層（ＣｏＦｅＢ）／結晶（ＣｏＦｅ）強磁性ＰＧＧＰシード層の微細構造は、体心立方構造で（００１）面垂直方向組織の単層構造の完全結晶ＣｏＦｅ  ＰＧＧＰシード層を形成することが明らかである。高分解透過電子顕微鏡によって得られた断面画像（図１０Ａから１０Ｃ）を分析する同じ論拠が、アニーリング後の単層構造ＣｏＦｅ  ＰＧＧＰシード層が（００１）面垂直方向の結晶であるかまたは（０１１）面垂直方向の結晶であるかを確認するために適用される。図１２Ａに関して、強磁性ＰＧＧＰシード層１５１の単層構造は、結晶ＣｏＦｅ層およびアモルファスＣｏＦｅＢ層を組み合わせることによって形成されることが確認される。単層構造強磁性ＰＧＧＰシード層のこの形成は、好適結晶粒成長促進シード層としての結晶ＣｏＦｅに基づいたアモルファスＣｏＦｅＢ層の結晶化によって説明される。図１１で使用された同じ長さ基準を使用して、アニーリング後の単層構造強磁性ＰＧＧＰシード層の原子間間隔が図１２Ｂの枠で囲まれた領域から７つの原子面を平均することによって測定されたが、それによれば原子間間隔は２．０Åである。さらに、ＭｇＯトンネル障壁の原子間間隔が測定され、長さ基準に基づいて２．１３Åであった。アニーリング後の単層構造強磁性ＰＧＧＰシード層およびＭｇＯトンネル障壁からのそれらの原子間間隔により、ＭｇＯトンネル障壁および強磁性ＰＧＧＰシード層が両方とも（００１）面垂直方向組織をもつ完全結晶であることが確認される。さらに、Ｇａｔａｎ  Ｄｉｇｉｔａｌ  ｍｉｃｒｏｇｒａｐｈを使用する高速フーリエ変換による図１２Ａの枠で囲まれた領域からの図１２Ｂに示された選択領域の回折パターンにより、単層ＣｏＦｅ強磁性ＰＧＧＰシード層の［００１］結晶軸がＭｇＯトンネル障壁の［０１１］結晶軸と平行であるので、ＭｇＯトンネル障壁と強磁性ＰＧＧＰシード層との間の４５°回転エピタキシの結晶粒間擬エピタキシが確認される。アンダーラインで示された回折パターンは単層構造ＣｏＦｅ強磁性ＰＧＧＰシード層からのものであり、アンダーラインのない回折パターンはＭｇＯトンネル障壁からのものである。ＣｏＦｅ／Ｍｇ０／ＣｏＦｅベースの磁気トンネル接合のこの結晶粒間擬エピタキシは、ＣｈｏｉらによってＪ．Ａｐｐｌ．Ｐｈｙｓ．１０１、０１３９０７（２００７）に説明されているように巨大ＴＭＲを得るための決定的な必要条件である。
【００５５】
本発明の方法によって作製されたＭＴＪの磁気輸送特性は、両方共に結晶ＣｏＦｅ  ＰＧＧＰシード層が使用されていないｒｆスパッタリングによって作製されたＭｇＯトンネル障壁を備えたＭＴＪおよび同じ酸化法によって作製されたＭｇＯトンネル障壁を備えたＭＴＪと比較することができる。同じ酸化法によって作製されたＭｇＯを備えているが結晶ＰＧＧＰシード層の挿入がないＭＴＪから得られたＭＲ比およびＲ×Ａ積を参照すると、結晶ＰＧＧＰ層を使用するＭＴＪは、ＭＲ比の顕著な増加がＲ×Ａ積の著しい減少とともに得られ、それはｒｆスパッタリングによって作製されたＭｇＯトンネル障壁を備えたＭＴＪからのものと同等かまたはさらにより良好であるという非常に改善された磁気輸送特性を示すことが期待され得る。
【００５６】
第３の実施形態
第３の実施形態のスタックの構成を示す図８Ｃを参照すると、第３の実施形態の重要な態様の１つは、垂直異方性をもつ多層（２層の多数の繰り返し）強磁性ピンおよび自由層１３２、１７２の使用である。さらに、第３の実施形態の重要な態様の別のものは、ＭｇＯトンネル障壁１５２の下にあるかまたはそれを挟んでいる２層化強磁性ＰＧＧＰシード層の挿入である。
【００５７】
垂直異方性をもつ強磁性ピンおよび自由層１３２、１７２は、化学的秩序の有無にかかわらず磁性金属層／非磁性金属層（Ｍ／ＮＭ）の繰り返しにより多層化することができ、ここで、Ｍ＝Ｃｏ、Ｆｅ、ＣｏＦｅまたはＣｏＰｔ、およびＮＭ＝Ｐｔ、Ｐｄ、ＡｇまたはＡｕである。また、垂直異方性をもつ強磁性自由層１７２は強磁性ピン層１３２よりも低い保磁力を有する。それは、強磁性ピン層１３２と異なる材料および／または元素比で製作することができる。
【００５８】
例えば、図８Ｃの第３の実施形態は、下層１２０／Ｃｏ／Ｐｔ１３２／ＣｏＦｅＢ（１．５）／ＣｏＦｅ（１．５）／Ｍｇ（０．４３）／酸素界面活性物質層３０ラングミュア／Ｍｇ（０．６７）／Ｒ−Ｏｘ  ｘ秒／Ｍｇ（０．３）／ＣｏＦｅ（１．５）／ＣｏＦｅＢ（１．５）／Ｃｏ／Ｐｔ１７２／キャップ層１８０とすることができ、ここで、括弧でくくった数はナノメートル尺度の厚さである。この例は、界面活性物質層の使用およびその後のラジカル酸化法によってＭＴＪデバイスのトンネル障壁を形成する方法である。また、ＭＴＪのコア要素は、上述の群１、２、３、４および５の（ａ＋ｄ＋ｊ＋ｍ＋ｎ）の組合せによって形成される。
【００５９】
ＭｇＯトンネル障壁１５２を形成する方法は、
強磁性ＰＧＧＰシード層１４１の結晶層上への０．４３ｎｍの厚さをもつ第１の金属Ｍｇ層の堆積と、
０．４３ｎｍの金属Ｍｇ層を酸素雰囲気に曝露することによる真空チャンバ内での酸素界面活性物質層の形成であって、その曝露が曝露時間およびチャンバを通る酸素流量によって３０ラングミュアとなるように制御される形成と、
【００６０】
酸素界面活性物質層上への０．６７ｎｍの厚さをもつ第２の金属Ｍｇ層の堆積と、
酸化チャンバ内で行われるラジカル酸化による第１および第２の金属層の酸化であって、酸化チャンバ内には電気的に接地された「シャワー・プレート」が上部イオン化電極と基板との間に配置される酸化とである。酸素プラズマは、７００ｓｃｃｍの酸素流量で、イオン化電極に３００Ｗのｒｆ電力を印加することによって生成される。酸素ラジカル・シャワーはシャワー・プレートを通って流れるが、イオン化種および電子などの電荷をもつパーティクルはシャワー・プレートの電気接地のために通過することができず、
【００６１】
ラジカル酸化によって酸化された第１および第２の金属Ｍｇ層上に０．３ｎｍの厚さをもつ金属Ｍｇキャップが堆積される。
【００６２】
図８Ｃを参照すると、Ｃｏ（７０原子％）Ｆｅ（３０原子％）からなる第２の強磁性ＰＧＧＰシード層１６１の結晶層が金属Ｍｇキャップ層上に１．５ｎｍの厚さで堆積される。次に、Ｃｏ（６０原子％）Ｆｅ（２０原子％）Ｂ（２０原子％）からなる第２の強磁性ＰＧＧＰシード層のアモルファス層が結晶層上に１．５ｎｍの厚さで堆積される。次に、垂直異方性をもつ強磁性自由層１７２が第２の強磁性ＰＧＧＰシード層１６１のアモルファス層上に堆積される。
【００６３】
堆積後磁界アニーリングが行われる。堆積後アニーリングの目的は、強磁性ＰＧＧＰシード層１４１、１６１のアモルファス層の結晶化と、前記アモルファスまたは不完全な（００１）面垂直方向組織をもつ微晶質のＭｇＯトンネル障壁１５２の好適結晶粒成長とである。この結晶化および好適結晶粒成長は、強磁性ＰＧＧＰシード層１４１、１６１の結晶ＣｏＦｅ層を使用して、アニール中に隣接結晶化または好適結晶粒成長シード層として、このようにして最終的に強磁性ＰＧＧＰシード層１４１、１６１、ＭｇＯトンネル障壁１５２の全体的な（００１）面垂直方向組織として実現される。
【００６４】
本発明の方法によって作製されたＭＴＪの磁気輸送特性は、両方共に結晶ＣｏＦｅ  ＰＧＧＰシード層が使用されていないｒｆスパッタリングによって作製されたＭｇＯトンネル障壁を備えたＭＴＪおよび同じ酸化法によって作製されたＭｇＯトンネル障壁を備えたＭＴＪと比較することができる。同じ酸化法によって作製されたＭｇＯを備えているが結晶ＰＧＧＰシード層の挿入がないＭＴＪから得られたＭＲ比およびＲ×Ａ積を参照すると、結晶ＰＧＧＰ層を使用するＭＴＪは、ＭＲ比の顕著な増加がＲ×Ａ積の著しい減少とともに得られ、それはｒｆスパッタリングによって作製されたＭｇＯトンネル障壁を備えたＭＴＪからのものと同等かまたはさらにより良好であるという非常に改善された磁気輸送特性を示すことが期待され得る。
【００６５】
再び、ＭＴＪの磁気輸送特性ならびに結晶性および擬エピタキシに関連する前の研究に基づいて、アモルファスまたは不完全な（００１）面垂直方向組織をもつ微晶質であるＭｇＯトンネル障壁に隣接して強磁性ＰＧＧＰシード層を挿入すると、堆積後アニーリング中にＭｇＯトンネル障壁の結晶化および好適結晶粒成長が誘起されることが直観的に推測され得る。
【００６６】
ＭｇＯトンネル障壁を形成する他の方法として反応性スパッタリングを使用することができる。例えば、それは、
強磁性ＰＧＧＰシード層上への０．６ｎｍの厚さをもつ第１の金属Ｍｇ層の堆積と、
４０ｓｃｃｍの流量でアルゴンをおよび４ｓｃｃｍの流量で酸素を流すことによるアルゴンおよび酸素の混合ガス中でのＭｇの反応性スパッタリングによる第１の金属Ｍｇ層上への０．６ｎｍの厚さをもつＭｇＯ層の形成と、
【００６７】
酸化チャンバ内で行われる自然酸化による第１の金属層およびＭｇＯ層の酸化とである。有利には、薄く形成された金属Ｍｇ層およびＭｇＯ層に適用される自然酸化処理は、約６．５×１０−１Ｐａの圧力の酸素ガスで酸化チャンバを浄化することと、７００ｓｃｃｍの流量で酸素を流すことと、次に、堆積直後の金属Ｍｇ層およびＭｇＯ層を所与の曝露時間の間酸素ガス流に接触したままにすることと、自然酸化によって酸化されたＭｇＯ層および第１の金属Ｍｇ層上に０．３ｎｍの厚さをもつ金属Ｍｇキャップ層を堆積することとを必要とする。
【００６８】
別の実施形態では、２層化強磁性ＰＧＧＰシード層の結晶層としてＣｏＦｅＢ（Ｂ＜１０原子％）を使用することができる。５．１原子％および２．９原子％のホウ素含有量をもつＣｏＦｅＢの微細構造は堆積直後の状態で結晶であるが、２０原子％のホウ素含有量をもつＣｏＦｅＢの微細構造はアモルファスであり、それは、熱酸化Ｓｉウェハ上に堆積されたＣｏＦｅＢ単層からのＸＲＤシータ−２・シータ・スキャンによって確認されることが明らかである。強度はＣｏＦｅＢ単一膜の厚さによって正規化される。Ｓｈｅｒｒｅｒの式を使用して計算された結晶粒サイズは、ＣｏＦｅＢ（Ｂ：２．９原子％）の結晶粒サイズがＣｏＦｅＢ（Ｂ：５．１原子％）よりも大きいことを示しており、それは抵抗率の著しい減少によって再確認することができる。ＣｏＦｅＢの抵抗率は、ホウ素含有量に対応して結晶性とともに顕著に変化する。さらに、ＣｏＦｅＢ（Ｂ：２．９原子％）の４５．３５°からＣｏＦｅＢ（Ｂ：５．１原子％）の４５．０２°へのＸＲＤピークのシフトは、体心立方構造の格子間位置にホウ素を含有することによるＣｏＦｅの格子拡大を示している。
【図１Ａ】
2011138954.tif 000003
【図１Ｂ】
2011138954.tif 000004
【図２Ａ】
2011138954.tif 000005
【図２Ｂ】
2011138954.tif 000006
【図２Ｃ】
2011138954.tif 000007
【図３】
2011138954.tif 000008
【図４Ｃ】
2011138954.tif 000009
【図４Ｄ】
2011138954.tif 000010
【図４Ｅ】
2011138954.tif 000011
【図５Ａ】
2011138954.tif 000012
【図５Ｂ】
2011138954.tif 000013
【図５Ｃ】
2011138954.tif 000014
【図６】
2011138954.tif 000015
【図７】
2011138954.tif 000016
【図８Ａ】
2011138954.tif 000017
【図８Ｂ】
2011138954.tif 000018
【図８Ｃ】
2011138954.tif 000019
【図８Ｄ】
2011138954.tif 000020
【図９Ａ】
2011138954.tif 000021
【図９Ｂ】
2011138954.tif 000022
【図９Ｃ】
2011138954.tif 000023
【図１０Ａ】
2011138954.tif 000024
【図１０Ｂ】
2011138954.tif 000025
【図１０Ｃ】
2011138954.tif 000026
【図４Ａ】
2011138954.tif 000027
【図４Ｂ】
2011138954.tif 000028
【図１１】
2011138954.tif 000029
【図１２Ａ】
2011138954.tif 000030
【図１２Ｂ】
2011138954.tif 000031
【外国語明細書】
Title of the Invention
METHOD OF PRODUCTION OF A MAGNETIC TUNNEL JUNCTION DEVICE WITH PERPENDICULAR MAGNETIZATION OF FERROMAGNETIC LAYERS
Technical Field
[0001]
The present invention is related to the field of magnetic tunnel junction (MTJ) devices with particular reference to the magnetic random access memory (MRAM), which employs tunneling magnetoresistance. More particularly, this invention relates to the MTJ devices with MgO tunnel barrier prepared by oxidation methods or reactive sputtering method, microstructure of which is amorphous or microcrystalline with poor (001) out-of-plane texture. More particularly, this invention relates to the MTJ devices with the ferromagnetic layers with perpendicular anisotropy.
More particularly, this invention relates to the MTJ devices with the insertion of the crystalline ferromagnetic layers, which is the Preferred Gain Growth Promotion (PGGP) seed layers, adjacent to the MgO tunnel barrier in order to enhance the crystallinity of the MgO tunnel barrier during post-deposition annealing.
Background Arts
[0002]
Core element in the magnetic tunnel junction (MTJ) device is ”ferromagnetic layer / tunnel barrier / ferromagnetic layer” tri-layer structure. The change of resistance of the MTJ device is attributed to the difference in the tunneling probability of the spin polarized electrons through the tunnel barrier on the bias voltage across the device in accordance with the relative orientation of magnetizations of the two ferromagnetic layers.
[0003]
The relative orientation of the magnetizations of the two ferromagnetic layers sandwiching the tunnel barrier is realized by the different nature of the magnetization reversal of the two ferromagnetic layers, in that the magnetization of one ferromagnetic layer is not reversed by the external magnetic field in operation, whereas that of the other ferromagnetic layer responds to the external magnetic field. Thus parallel or antiparallel alignment of the magnetizations of the two ferromagnetic layers sandwiching the tunnel barrier in device operation is realized.
[0004]
Tunnel barrier is commonly a dielectric material and must be ultra thin and extremely uniform in thickness as well as composition. Any inconsistency in terms of chemical stoichiometry or thickness degrades the device performance significantly.
[0005]
Most typically employed structure of MTJ device is schematically illustrated in Fig. 1A, which consists of an antiferromagnetic pinning layer 103, a synthetic antiferromagnetic (SAF) pinned layer 110, a tunnel barrier 107 and a ferromagnetic free layer 108. The synthetic antiferromagnetic (SAF) pinned layer includes a ferromagnetic pinned layer 104, a non-magnetic spacer 105 and a ferromagnetic reference layer 106.
Critical issues addressed for the successful application for spin torque transfer MRAM (STT-MRAM) is scalability and the reduction of current required to reverse the magnetization of free layer (Jc). However, STT-MRAM employing in-plane magnetization shows its limit on scalability and Jc reduction because of oval shape anisotropy to induce in-plane uniaxial anisotropy and very strong demagnetization field to overcome, respectively.
Fig.1B shows a different kind of MTJ device from the one in Fig. 1A. The structure of MTJ device illustrated in Fig. 1B consists of a ferromagnetic pinned layer 203 with perpendicular anisotropy, a tunnel barrier 204 and a ferromagnetic free layer 205 with perpendicular anisotropy. And the ferromagnetic free layer 205 has lower coercivity than the ferromagnetic pinned layer 203 so that the magnetization of the ferromagnetic free layer 205 can be switched easier than that of the ferromagnetic pinned layer 203.
STT-MRAM with this MTJ stack with perpendicular anisotropy is expected to show highly improved scalability and effectively reduced Jc due to no need to have oval shape to induce in-plane uniaxial anisotropy and demagnetization field that actually helps the magnetization reversal of free layer, respectively.
[0006]
Ever since its discovery, high TMR at room temperature has been one of hot topics of industries due to its spintronics application, such as non-volatile magnetoresistive random access memory (MRAM) and magnetic sensors such as the recording read-head in hard disk drive. For conventional field switching MRAM application, 1 Mbit MRAM with the bit size of 300×600 nm2 requires the MTJ to provide the magnetoresistance (MR) ratio  of 40% at the resistance-area (R×A) product of about 1k-2k Ωμm2. At the higher density of 250 Mbits, the bit size scales down to 200×400nm2 and requires MR ratio of higher than 40% at the R×A product of about 0.5k Ωμm2. Further scaling can be achieved in MRAM by application of magnetization reversal by the spin transfer torque, however, it is required for the MTJ to provide MR ratio higher than 150% at the R×A product range of 10-30Ωμm2. 
[0007]
Early efforts made on amorphous AlOx tunnel barrier and ferromagnetic electrodes with high spin polarization were not satisfactory for the requirements mentioned above. Recently single crystal Fe/MgO/Fe has been suggested by theoretical calculation, (Butler et al., Phys. Rev. B 63, (2001) p054416) and it is predicted that as high as 6000 % room temperature-TMR can be obtained due to a superior spin filtering effect of MgO. This spin filtering effect, that is a total reflection of minority spin down electrons in antiparallel magnetization alignment of the two ferromagnetic layers sandwiching MgO tunnel barrier of MTJ, is inherent from the absence of Bloch eigenstates in minority spin-down spin channel with Δ1 symmetry at the Fermi surface. This allows a coherent tunneling, and furthermore enables a giant TMR ratio. There is a microstructural requirement to allow this coherent tunneling, which is the epitaxial growth of Fe (001)/MgO (001)/Fe (001), in that the tunneling electron passes through the (001) atomic planes of Fe and MgO. Experimental attempts to achieve this giant TMR based on single crystal (Fe/MgO/CoFe) growth using molecular beam epitaxy demonstrated room temperature TMR up to 180%. (Yuasa et al. Appl. Phys. Lett. 87 (2005) p222508) Using MgO tunnel barrier with polycrystalline CoFe ferromagnetic electrodes, 220% room temperature TMR was reported, (Parkin et al. Nat. Mater. 3 (2004) p862) and even higher TMR reported in MTJ prepared by practical magnetron sputtering on thermally oxidized Si wafer using amorphous CoFeB ferromagnetic electrodes. (Djayaprawira et al. Appl. Phys. Lett. 86 (2005) p092502)
[0008]
Great deal of efforts have been made to form the MgO tunnel barrier in the MTJ, which is ultra thin and extremely uniform in thickness as well as composition. Furthermore, similar amount of efforts have been exerted to achieve the crystallinity of MgO tunnel barrier with (001) out-of-plane texture in order to satisfy the microstrucural requirement, (001) out-of-plane epitaxy together with bcc-structured sandwiching ferromagnetic layers, given by the theoretical calculation and confirmed by microstructural and thin film chemistry studies. (Y. S. Choi et al. Appl. Phys. Lett. 90 (2007) p012505, Y. S. Choi et al. J. Appl. Phys. 101 (2007) p013907)
[0009]
In general method of preparing MTJ devices for the mass production of MRAM or recording read-head, the deposition of MgO tunnel barrier is divided into the direct deposition and the metal deposition followed by oxidation process. Deposition of tunnel barrier using ceramic target by rf-sputtering or reactive sputtering of metal target in the ambience of gas mixture of oxygen and inert gas falls into the first group of direct deposition. Metal deposition followed by various kinds of oxidation processes, such as natural oxidation, plasma oxidation, radical oxidation or ozone oxidation, falls into the second group.
[0010]
One of critical bottlenecks for MTJ development is the uniform thickness control of tunnel barrier at the extremely thin thickness. If the thickness of the tunnel barrier is too thin, it is highly possible to contain pinholes, where leak current passes through without spin-dependent tunneling. This degrades signal to noise ratio (S/N) significantly. Another bottleneck is chemical inhomogeneity of tunnel barrier, result in over- or under-oxidation, and the oxidation of underlying ferromagnetic layer. These lead to asymmetric electrical properties with respect to signs of applied bias and abnormal increase of R×A product and decrease of TMR ratio due to the additional tunnel barrier thickness with spin scattering in the surface-oxidized underlying ferromagnetic layer. (Park et al. J. Magn. Magn. Mat., 226-230 (2001) p926)
[0011]
Besides the issues of the uniform thickness control of ultra-thin MgO tunnel barrier and the chemical homogeneity across the MgO tunnel barrier, most imminent issue to achieve the giant TMR ratio with low R×A product of MgO-based MTJ is the (001) out-of-plane texture and the high crystallinity of MgO tunnel barrier. Fig. 2 shows the relationship of MgO texture and crystallinity and the magnetotransport property in CoFeB/MgO/CoFeB MTJ, where MgO is deposited by rf sputtering. It is clearly shown in the Fig. 2A and Fig. 2B that the MTJ prepared with highly crystalline and (001) textured MgO tunnel barrier induces the corresponding (001) texture of CoFe through crystallization of CoFeB amorphous layers by annealing, thus overall (001) texture of CoFeB/MgO/CoFeB is realized. Therefore, it is possible to obtain significantly enhanced MR ratio at low R×A product, as shown in Fig. 2C. However, MTJ with MgO tunnel barrier with poor crystallinity shows very low MR ratio with extremely high R×A product, as also seen in Fig. 2C.
[0012]
Despite MgO tunnel barrier prepared by rf sputtering has shown great advances by process optimization, there are serious issues, which are hard to overcome for the mass-production, in that MR ratio and R×A product change very sensitively depending on the chamber condition and particle generation inherent from rf-sputtering. (Oh et al. IEEE Trans. Magn., 42 (2006) p2642) Furthermore, it has been reported that the final R×A product uniformity (1σ) of MTJ devices with MgO tunnel barrier prepared by rf-sputtering is more than 10%, whereas that of MgO tunnel barrier prepared by Mg deposition followed by oxidation process is less than 3%. (Zhao et al. US Patent Application, US 2007/0111332)
[0013]
Alternative methods of MgO tunnel barrier preparation are the metallic Mg deposition followed by the various oxidation processes or reactive Mg sputtering in the ambience of gas mixture of oxygen and inert gas. Plasma oxidation has been employed in the preparation for AlOx tunnel barrier, however, its high reactivity makes it exceptionally difficult to oxidize ultra-thin metal layer, especially very fast oxidation rate of Mg for MgO formation, precisely down to the interface with the underlying ferromagnetic layer. Thus R×A product and MR ratio of 10000Ωμm2 / 45% are obtained by plasma oxidation process, (Tehrani et al. IEEE Trans. Magn., 91 (2003) p703) whereas those of 1000 Ωμm2 / 30% by ozone oxidation from MTJ with AlOx tunnel barrier. (Park et al. J. Magn. Magn. Mat., 226-230 (2001) p926)
[0014]
Therefore, less energetic oxidation processes have been suggested, which are radical oxidation and natural oxidation to form MgO tunnel barrier. Also reactive sputtering of Mg metal target to form MgO tunnel barrier in the ambience of Ar and O2. Fig. 3 shows the magnetotransport property measurement results obtained from MTJs with MgO tunnel barrier prepared by various methods of MgO tunnel barrier deposition. The MTJ structure is identical except the MgO tunnel barrier part, which is bottom layers/PtMn (15)/CoFe (2.5)/Ru (0.9)/CoFeB (3)/MgO (x)/CoFeB (3)/capping layer. Thickness in parenthesis is in nanometer scale. With reference to the MR ratio and R×A product obtained from the MTJ with MgO prepared by rf sputtering, it is clearly shown that the MR ratio of the MTJ with MgO tunnel barrier prepared by oxidation methods and reactive sputtering is significantly lower. At given R×A product of 10 Ωμm2, MTJ with MgO prepared by rf sputtering provides MR ratio of 180%, whereas MgO deposited by radical oxidation method provides 100%, natural oxidation provides 60%, and MgO prepared by reactive sputtering provides 135%.
[0015]
The microstructure analyses were carried out with high-resolution transmission microscopy (HREM) and x-ray diffraction (XRD) and x-ray photoelectron spectroscopy (XPS). As shown in Fig. 4A and Fig. 4B, it is clearly compared that the difference in the magnetotransport property results from the difference in the crystallinity of MgO tunnel barrier and the lack of epitaxy in CoFeB/MgO/CoFeB layers. Fig. 4A and Fig. 4B are cross-section HREM images taken from the MTJs with MgO tunnel barrier prepared by rf-sputtering and radical oxidation, respectively. As reported by Choi et al. in J. Appl. Phys. 101 (2007) p013907, CoFeB/MgO/CoFeB-based MTJ prepared by rf sputtering satisfies the microstructural requirement given by the theoretical calculations by Butler et al., in that MgO is highly crystalline and in good grain-to-grain epitaxy with CoFe layers. The CoFe layers are crystallized by post-deposition annealing based on the crystalline MgO as a crystallization template, thus the grain-to-grain epitaxy is realized in CoFe/MgO/CoFe layers. However, MgO tunnel barrier prepared by radical oxidation shows the poor crystallinity mixed with amorphous and it is hard to confirm the pseudo-epitaxy at the interface with CoFe layers.
[0016]
Fig. 4C shows the clear comparison of the MgO crystallinity and texture with respect to its deposition method, rf-sputtering and natural oxidation. Out-of-plane theta-2 theta scan confirms that MgO tunnel barrier deposited on the amorphous CoFeB layer by rf-sputtering is highly crystalline in as-grown state and highly textured with (001) out-of-plane preferred orientation by pronounced MgO (002) peak at 2 theta = 42.4o. However, MgO prepared by metal deposition followed by natural oxidation shows no pronounced peak, which indicates that the MgO layer is almost amorphous.
[0017]
Fig. 4D and Fig. 4E are XPS spectra obtained from the MTJs with MgO tunnel barrier prepared by rf-sputtering and reactive sputtering, respectively. As reported by Choi et al. in Appl. Phys. Lett. 90 (2007) p012505, it is critical to have the dominant population of oxygen ions in the lattice point of NaCl-structured MgO for the crystallinity of MgO and higher MR ratio of the MTJ and lower R×A product. It is clear, as shown in Fig. 4D, that the population of oxygen ions (whose binding energy is around 531 eV) occupying lattice point of NaCl-structured MgO is very high in the MgO deposited by rf sputtering, however, there is considerable population of impurity oxygen ion (whose binding energy is around 533.3 eV), as shown in Fig. 4B, which is almost a third of that of oxygen ion in the lattice point in the MgO deposited by reactive sputtering. Thus it can be inferred that this high density of impurity oxygen ions in the MgO barrier is related to the poor crystallinity of MgO and is responsible for the poor MR ratio.
[0018]
In order to achieve good crystallinity of MgO tunnel barrier prepared by oxidation method, crystalline ferromagnetic reference layer, not bi-layer but single layer, has been employed, in that the structure of MTJ is bottom layers/PtMn (15)/CoFe (2.5)/Ru (0.9)/CoFe (3)/MgO (x)/CoFeB (3)/capping layer. As shown in Fig. 5A, MTJ with fully crystalline CoFe single reference layer provides noticeable drop of MR ratio to 35% from 130% by CoFeB amorphous reference layer. And the shape of full hysteresis loop, Fig. 5B, from MTJ with fully crystalline CoFe single reference layer after as-deposition annealing at 360oC for 2 hrs under 10kOe magnetic field indicates that the poor or destroyed SAF structure, whereas that of MTJ, as shown in Fig. 5C, with amorphous CoFeB single reference layer after same condition of post-deposition annealing shows clear SAF coupling in the circle mark. Body-centered-cubic CoFe tends to grow (110) atomic planes parallel to the interface with Ru in order for the lattice match with hexagonal-close-packed Ru (0001) basal plane. (110) out-of-plane texture of ferromagnetic reference layer is not preferable for the giant TMR from the theoretical calculation by Butler et al. in MgO-based MTJ. Furthermore, the thermal stability of SAF(CoFeB/Ru/CoFe) is much worse than that of SAF(CoFeB/Ru/CoFeB),thus clearly distinctive magnetization separation between constituent ferromagnetic layers cannot be secured if the MTJ is composed of CoFeB/Ru/CoFe SAF structure after high temperature post-deposition annealing. Thus the crystalline CoFe single reference layer is proven to be not effective to achieve the good crystallinity of MgO tunnel barrier.
[0019]
Consequently, it can be understood that the poor crystallinity of MgO tunnel barrier deposited by oxidation method or reactive sputtering cannot play a role of crystallization template to crystallize amorphous CoFeB into CoFe at the CoFeB/MgO interface. Thus no grain-to-grain pseudo-epitaxy can be expected in CoFe/MgO/CoFe layers, which results in the poor magnetotransport property.
[0020]
Unlike the MTJ device with in-plane magnetization of ferromagnetic layers , the MTJ device with perpendicular magnetization of ferromagnetic layers is free of a problem of precession of magnetization during reversal by spin transfer torque, by which significant reduction of Jc can be expected.
Furthermore, no need of in-plane shape anisotropy for uniaxial axis in STT-MRAM using perpendicular anisotropy enables further scalibility,  thus increase the density thereof.
[Citation List]
[Patent Literature]
[0021]
[Patent Literature 1] T. Zhao et al., US Patent Application, US2007/0111332
[Patent Literature 2] S. Miura et al., US Patent Application, US2007/0111332
[Patent Literature 3] K. Nishimura et al., Japan Patent Application, 2008-103661 
[Non Patent Literature]
[0022]
[Non Patent Literature 1] W. H. Butler et al., Phys. Rev. B 63, 054416 (2001).
[Non Patent Literature 2] S. Yuasa et al., Appl. Phys. Lett. 87, 222508 (2005).
[Non Patent Literature 3] S. S. P. Parkin et al., Nat. Mater. 3, 862 (2004).
[Non Patent Literature 4] D. Djayaprawira et al., Appl. Phys. Lett. 86, 092502 (2005).
[Non Patent Literature 5] Y. S. Choi et al., Appl. Phys. Lett. 90, 012505 (2007).
[Non Patent Literature 6] Y. S. Choi et al., J. Appl. Phys. 101, 013907 (2007).
[Non Patent Literature 7] B. Park et al., J. Magn. Magn. Mat., 226-230, 926 (2001).
[Non Patent Literature 8] S. C. Oh et al., IEEE Trans. Magn., 42, 2642 (2006).
[Non Patent Literature 9] S. Tehrani et al., IEEE Trans. Magn., 91, 703 (2003).
Summary of the Invention
[0023]
The objective of the present invention is to provide satisfactory high MR ratio at low R×A product for the application to the spin transfer torque MRAM from the MgO-based MTJ with perpendicular magnetization of ferromagnetic layers, where MgO is prepared by the metal deposition followed by the various oxidation methods or prepared by the reactive sputtering and the microstructure of which is amorphous or microcrystalline tunnel barrier with poor (001) out-of-plane texture.
[0024]
According to a first aspect of the present invention, it is critical to crystallize or induce the preferred grain growth in the MgO tunnel barrier prepared by the metal deposition followed by the various oxidation methods or prepared by the reactive sputtering.
[0025]
According to a second aspect of the present invention, the crystallization or the preferred grain growth of the MgO tunnel barrier, which is amorphous or microcrystalline with poor (001) out-of-plane texture in as-grown state, can be achieved during the post-deposition annealing by use of crystalline ferromagnetic PGGP seed layer with body-centered-cubic structure under or sandwiching the MgO tunnel barrier.
[0026]
In a case of employing crystalline ferromagnetic pinned or free layer, the crystallization or the preferred grain growth of the MgO tunnel barrier, which is amorphous or microcrystalline with poor (001) out-of-plane texture in as-grown state, can be achieved during the post-deposition annealing by use of crystalline ferromagnetic PGGP seed layer with body-centered-cubic structure under or sandwiching the MgO tunnel barrier.
[0027]
The existence of the crystalline ferromagnetic PGGP seed layer induces the cryst
allization and the preferred grain growth of the MgO tunnel barrier, which is amorphous or microcrystalline tunnel barrier with poor (001) out-of-plane texture in as-deposited state, after post-deposition annealing, as schematically described in Fig. 6. 
[0028]
Therefore, with this obtained microstructure of MTJ of the present invention, it is possible to achieve the significant increase of MR ratio as well as the noticeable reduction of R×A product, as shown in Fig. 6.
Brief Description of the Drawings
[0029]
Fig. 1A is a schematic of a typical structure of the magnetic tunnel junction.
Fig. 1B is a schematic of a typical structure of the magnetic tunnel junction with perpendicular magnetization of ferromagnetic layers.
Fig. 2A and Fig. 2B show that the MTJ prepared with highly crystalline and (001) textured MgO tunnel barrier includes the corresponding (001) texture of CoFe through crystalline of CoFeB amorphous layers by annealing.
Fig. 2C shows that MTJ with MgO tunnel barrier with poor crystallinity shows very low MR ratio with extremely high R×A product.
Fig. 3 shows the magnetotransport property measurement results obtained from MTJs with MgO tunnel barrier prepared by various methods of MgO tunnel barrier deposition.
Fig. 4A, 4B, 4C, 4D and 4E show the results of microstructure and the thin film chemistry analyses from MgO prepared by various methods: (Fig. 4A) a photograph of cross-section HREM image from MTJ with MgO prepared by rf-sputtering, (Fig. 4B) a photograph of cross-section HREM image from MTJ with MgO prepared by radical oxidation, (Fig. 4C) XRD theta-2 theta scan comparing the crystallinity and texture of MgO tunnel barrier prepared by rf-sputtering and natural oxidation, (Fig. 4D) XPS O 1s spectrum obtained from MgO prepared by rf-sputtering, and (Fig. 4E) XPS O 1s spectrum obtained from MgO prepared by reactive sputtering. 
Fig. 5A, 5B and 5C show the comparison of magnetotransport property and the hysteresis loops of MTJs with ferromagnetic single reference layer of CoFe or CoFeB: (Fig. 5A) MR ratio vs. R×A product from MTJs with CoFe or CoFeB reference layer, and full hysteresis loops from MTJ with (Fig. 5B) CoFe reference layer and (Fig. 5C) CoFeB reference layer.
Fig. 6 are the schematic comparison of crystallization and preferred grain growth process of MTJ after post-deposition annealing.
Fig. 7 exemplifies a MTJ device manufacturing apparatus.
Fig. 8A shows schematics of MTJ in the present invention.
Fig. 8B shows schematic of MTJ in the first embodiment of the invention.
Fig. 8C shows schematic of MTJ in the second embodiment of the invention.
Fig. 8D shows schematic of MTJ in the third embodiment of the invention.
Fig.9A shows schematic of the magnetic moments of PGGP seed layer in the present invention.
Fig.9B shows schematic of the effect of magnetic moments of thick PGGP layer on the perpendicular anisotropy of ferromagnetic layer.
Fig.9C shows the relation between PGGP seed layer thickness and anisotropy.
Fig. 10A, 10B and 10C show the schematic diagrams to analyze the cross-section image obtained by high-resolution transmission electron microscope (HRTEM) and cross-section HRTEM images from as-grown MTJ of the second embodiment, respectively: (Fig. 10A) CoFe PGGP seed layer sandwiched by MgO tunnel barrier and CoFeB layer, (Fig. 10B) growth of CoFe PGGP seed layer with (001) out-of plane, and (Fig. 10C) growth of CoFe PGGP seed layer with (011) out-of-plane.
Fig. 11 is a  cross-section HREM image of as-grown MTJ of the second embodiment
Fig. 12A is a cross-section HREM image of aannealed MTJ of the second embodiment
Fig. 12B is a selected area diffraction pattern from the boxed-area of the cross-section HREM image of Fig. 12A.
Detailed Description of the Embodiments
[0030]
Hereinafter, preferred embodiments of the present invention will be concretely described with reference to the drawings. When alloy is described without numbers meaning elemental ratio, it means the alloy contains each element not at the same ratio but at any ratio in this document.
Fig. 7 exemplifies a MTJ device manufacturing apparatus in the preferred embodiment. Fig. 7 is a schematic plan view of a vacuum processing system 700 for fabricating a magnetic tunnel junction device. A vacuum processing system shown in Fig. 7 is a cluster type system providing a plurality of thin film deposition chambers using physical vapor deposition technique. Plurality of deposition chambers in the said vacuum processing system is attached to the vacuum transfer chamber 701 provided with robot loaders at the center position (not shown). The said vacuum processing system 700 is equipped with two load-lock chambers 702 and 703 to load/unload substrates. The said vacuum processing system is equipped with degas chamber 704 and pre-etch/etch chamber 705. The vacuum processing system is equipped with oxidation chamber 706 and plurality of metal deposition chambers 707, 708, and 709. Each of chambers in the vacuum processing system is connected through a gate valve in order to open/close the passage between the chambers. Note that each of chambers in the vacuum processing system is equipped with pumping system, gas introduction system, and power supply system. Moreover, the gas introduction system comprises flow-regulating means, the pumping system comprises pressure regulating means. Each operation of the flow regulating means and the pressure regulating means can control a certain pressure in the chamber during a certain period of time. Moreover, operations based on combination of the flow regulating means and the pressure regulating means can control the certain pressure in the chamber during the certain period of time.
[0031]
In each of the metal deposition chambers 707, 708, and 709 of the said vacuum processing system 700, each of the magnetic layers and the non-magnetic metal layers is deposited on the substrate one by one by the sputtering method. In the metal deposition chambers 707, 708, and 709, for example, a material of a target is ”CoFe”, a material of a target is ”CoFeB”, and a material of a target is ”Mg”. And a material of a target is a material of a target is ”under layer material”, a material of a target is ”capping material”. Pre-etching and etching are carried out in the pre-etch/etch chamber. Oxidation is carried out in the oxidation chamber 706. Moreover, each metal deposition chamber comprises a sputtering apparatus which can perform dc-sputtering. Procedures, such as gas introduction into each chamber, switching the valve, power supply ON/OFF, an exhaust gas, and a substrate transfer, is carried out by a system controller (not shown).
[0032]
Fig. 8D shows a stack structure 100 of MTJ with perpendicular magnetization of ferromagnetic layers for tunneling magnetoresistance (TMR) memory cell. Most advantageously, on an under layer 120 and Si wafer 110 MTJ is composed of a ferromagnetic pinned layer 130 with perpendicular anisotropy, a 1st ferromagnetic preferred grain growth promotion(PGGP) seed layer140, a tunnel barrier 150 , a 2nd ferromagnetic preferred grain growth promotion(PGGP) seed layer 160, and a ferromagnetic free layer 170 with perpendicular anisotropy. A capping layer 180 (Pt etc.)on which top electrode is attached is formed on the free layer 170. 
[0033]
The MTJ devices of the present invention are formed by preparation of the core element in the MTJ device, the core comprising ”ferromagnetic pinned layer 130 with perpendicular anisotropy/ 1st crystalline ferromagnetic PGGP seed layer 140/ tunnel barrier 150 /ferromagnetic PGGP seed layer 160/ ferromagnetic free layer 170 with perpendicular anisotropy” multilayer structure, using the combinations of materials selected from the following groups for the preferred embodiments.
[0034]
Group 1: Selection for the ferromagnetic preferred grain growth promotion (PGGP) seed layer
a. crystalline single layer
b. bi-layered amorphouslayer/crystalline layer
Group 2: Method of MgO tunnel barrier deposition
c. Mg xÅ/oxidation process*/Mg yÅ
d. Mg xÅ/oxygen surfactant/Mg xÅ /oxidation process*/Mg yÅ
e. Mg xÅ/oxidation process*/Mg yÅ /oxidation process*/Mg zÅ
f. Reactive sputtering MgOx/Oxidation process*/Mg yÅ
g. Mg xÅ/Reactive sputtering MgOx/oxidation process*/Mg yÅ
Oxidation process* includes plasma, natural, radical and ozone oxidation.
Group 3: Position of the ferromagnetic PGGP seed layer
h. Pinned layer only
i. Free layer only
j. Reference and free layers
Group 4: Selection of ferromagnetic pinned or free layer with perpendicular anisotropy
k. amorphous ferromagnetic layer
l. crystalline ferromagnetic layer
m. multi-layer (multiple repeats of bi-layers)
Group 5: materials selection for the crystalline ferromagnetic PGGP seed layer or the crystalline layer of the bi-layered ferromagnetic PGGP seed layer
n. CoxFe100-x, where 0<x atomic %<90
o. (CoxFe100-x)yB100-y, where 0<x atomic %<90 and 90<y atomic %<100
p. Fe
(FIRST EMBODIMENT)
[0035]
Referring to Fig. 8A , which illustrates configurations of the stack of the first embodiment, one of important aspect of the first embodiment is the employment of the amorphous ferromagnetic pinned and free layer133,173 with perpendicular anisotropy. And another important aspect of the first embodiment is the insertion of the crystalline ferromagnetic PGGP seed layer under or sandwiching the MgO tunnel barrier153. Figs. 8A to 8C show MgO tunnel barrier before an annealing step. By the annealing step, the layers sandwiched the ferromagnetic PGGP seed layers change into MgO tunnel barrier 153 with overall (001) out-of-plane texture.
[0036]
The ferromagnetic pinned layer 133 and free layer 173 with perpendicular anisotropy can be amorphous rare-earth/transition metal alloy (RExTM1-x); where RE = Y, Nd, Gd, Tb, Dy, Ho, Er and Lu and TM = Co, Fe and CoFe alloy.Or the ferromagnetic pinned layer 133 and free layer 173 with perpendicular anisotropy can be rare-earth/transition metal/corrosion-resistance element alloy (RExTM1-x)yCR1-y, where CR = Cr. These layers can be formed by sputtering of alloy target or co-sputtering of multi-metal target.  Other vapor deposition method can be used. 
And the ferromagnetic free layer 173 has lower coercivity than the ferromagnetic pinned layer 133.It can be made of different materials and/or elemental ratio from the ferromagnetic pinned layer 133.
[0037]
The 1st and 2nd crystalline ferromagnetic PGGP seed layer143,163 can be crystalline layer with bcc structure.So the 1st and 2nd crystalline ferromagnetic PGGP layer143,163 can be CoxFe1-x (0≦x≦0.9), (CoxFe1-x)yB1-y (0≦x≦0.9 and 0.9≦y<1), Fe and so on. And it can be deposited with thickness (t) of 0.5nm≦t≦2nm.
Induced anisotropy of ferromagnetic PGGP seed layer by ferromagnetic pinned or free layer with perpendicular anisotropy can be determined by considering related energy, in that uniaxial anisotropy field competes with shape anisotropy.
Uniaxial anisotropy = 2Ku/Ms
Shape anisotropy = 4πMs
, where Ku is anisotropy constant and Ms is saturation magnetization.
As shown in fig. 9C, as thickness of crystalline ferromagnetic PGGP seed layer gets thicker, there is a transition thickness where shape anisotropy overcomes uniaxial anisotropy. Thus below this transition thickness of crystalline ferromagnetic PGGP seed layer, perpendicular anisotropy in ferromagnetic PGGP seed layer is induced to all the magnetic moments align vertical to the film plane, as shown in Fig. 9A. However, over the transition thickness of ferromagnetic PGGP seed layer, shape anisotropy dominates, thus all the magnetic moments align in the film plane, which in turn induces interface magnetic moments of ferromagnetic pinned or free layer with perpendicular anisotropy canting away from vertical axis, as shown in Fig. 9B. 
Therefore, the thicknesses of ferromagnetic PGGP seed layers need to be controlled carefully so that those are under the critical transition thickness. On the other hand, if the thickness is less than 0.5nm, it is too thin to be PGGP.
[0038]
For example, the first embodiment in Fig. 8A can be as follows, under layer (120) /TbCoFe (133) /CoFe1.5 (143) /Mg1.1 /R-Ox x seconds /Mg0.3 /CoFe1.5 (163) /GdCoFe (173) /capping layers (180), where bracketed numbers are thickness in nanometer scale and ”R-Ox x seconds” means the radical oxidation process for x seconds. In this example, the core element of the MTJ is formed by the combination of (a+c+i+k+n) or (a+c+j+k+n) of the group 1, 2, 3 ,4 and 5 mentioned above.
[0039]
The method of forming the MgO tunnel barrier153 is as follows;
deposition of first metallic Mg layer on the first crystalline ferromagnetic PGGP seed layer 140 with thickness of 1.1 nm,
oxidation of the first metallic layer  by radical oxidation carried out in the oxidation chamber, in which electrically-ground ”shower plate” is placed between an upper ionizing electrode and the substrate. Oxygen plasma is generated by applying 300W of rf power to the ionizing electrode with oxygen flow of 700 sccm. Oxygen radical shower flows through the shower plate, whereas particles with electric charge, such as ionized species and electrons, cannot pass through due to the electric grounding of shower plate, and deposition of the metallic Mg cap layer with thickness of 0.3 nm on the first metallic Mg layer oxidized by radical oxidation.
[0040]
And the second crystalline ferromagnetic Co(70at.%)Fe(30at.%) PGGP seed layer 160 is deposited with thickness of 1.5 nm on the metallic Mg cap layer .
[0041]
Post-deposition magnetic field annealing is carried out. The purpose of post-deposition annealing is the preferred grain growth of the amorphous or microcrystalline MgO tunnel barrier153 with poor (001) out-of-plane texture. This crystallization and the preferred grain growth are realized using the first and second crystalline CoFe ferromagnetic PGGP seed layer 143, 163 as adjacent crystallization or preferred grain growth during annealing, thus eventually overall (001) out-of-plane texture of MgO tunnel barrier 153.
[0042]
The magnetotransport properties of the MTJ prepared by the method of the present invention can be compared with the MTJ with MgO tunnel barrier prepared by rf sputtering and the MTJ with MgO tunnel barrier prepared by same oxidation method, in both of which crystalline CoFe PGGP seed layer is not employed. With reference to the MR ratio and R×A product obtained from the MTJ with MgO prepared by same oxidation method but without the insertion of the crystalline PGGP seed layer, it can be expected  that the MTJ which employs the crystalline PGGP layer shows much improved magnetotranport properties, in that noticeable increase of MR ratio is obtained with significant reduction of R×A product, which is comparable to or even better than those from MTJ with MgO tunnel barrier prepared by rf sputtering.
(SECOND EMBODIMENT)
[0043]
Referring to Fig. 8B, which illustrates configurations of the stack of the second embodiment, one of important aspect of the second embodiment is employment the crystalline ferromagnetic pinned and free layer131,171 with perpendicular anisotropy. And another important aspect of the second embodiment is the insertion of the bi-layered ferromagnetic PGGP seed layer, under or sandwiching the MgO tunnel barrier151.
[0044]
The crystalline ferromagnetic pinned and free layer131,171 with perpendicular anisotropy can be crystalline transition metal/refractory metal alloy (TMxRM1-x) with chemical ordering; where TM = Co or Fe and RM = Pt or Pd.
And the ferromagnetic free layer171 with perpendicular anisotropy has lower coercivity than the ferromagnetic pinned layer131.It can be made of different materials and/or elemental ratio from the ferromagnetic pinned layer131.
[0045]
The first bi-layered ferromagnetic PGGP seed layer141 is bi-layered amorphous layer/crystalline layer with bcc structure, where amorphous layer separates ferromagnetic pinned layer131 and crystalline PGGP layer with bcc structure. In a similar way, the second bi-layered ferromagnetic PGGP seed layer161 is bi-layered amorphous layer/crystalline layer with bcc structure, where amorphous layer separates ferromagnetic free layer171 and crystalline PGGP layer with bcc structure.
[0046]
The amorphous layer of the bi-layered ferromagnetic PGGP seed layer141,161 can be made of CoFeB (B>10 at.%).In stead of B or in addition to B, the material, for example Zr,Hf,Nb,Ta,Ti,Si or P, which can change crystal ferromagnetic material into amorphous material, can be employed. The amorphous layer of the bi-layered ferromagnetic PGGP seed layer141 prevent transferring crystal structure from the crystalline ferromagnetic pinned layer131 to the crystalline layer of the bi-layered ferromagnetic PGGP seed layer141, thus the crystalline layer of the bi-layered ferromagnetic PGGP seed layer141 can be formed with preferred bcc structure. In a similar way, by forming the amorphous layer of the second ferromagnetic PGGP seed layer on the crystal layer, the ferromagnetic free layer can be formed with preferred crystal structure.
[0047]
Thicknesses of crystalline layer with bcc structure (t1) and amorphous layer (t2) in 1st and 2nd ferromagnetic PGGP seed layers141,161can be 0.5nm≦t1≦1.5nm and 0.5nm≦t2≦1.5nm.
[0048]
For example, the second embodiment in Fig. 8B can as follows, under layer (120) / CoPt(131) /CoFeB1.5 /CoFe1.5 /Mg1.1 /N-Ox x seconds /Mg0.3 /CoFe1.5 /CoFeB1.5 / FePt(171) /Capping layer (180) ,where bracketed numbers are thickness in nanometer scale and ”N-Ox x seconds” means the natural oxidation process for x seconds. In this example, the core element of the MTJ is formed by the combination of (b+c+i+l+n) or (b+c+j+l+n) of the group 1, 2, 3 ,4 and 5 mentioned above. 
[0049]
The method of forming the MgO tunnel barrier151 is as follows;
deposition of first metallic Mg layer on the ferromagnetic PGGP seed layer 141 with thickness of 1.1 nm,
[0050]
oxidation of the first metallic Mg layer by natural oxidation carried out in the oxidation chamber. The natural oxidation process, which is advantageously applied to the thinly formed metallic Mg layer, requires purging the oxidation chamber with oxygen gas at a pressure of approximately 6.5×10-1 Pa and flowing the oxygen gas at the flow rate of 700 sccm, then leaving the as-deposited metallic Mg layer in contact with the oxygen gas flow for given exposure time, and deposition of the metallic Mg cap layer with thickness of 0.3 nm on the first metallic Mg layer oxidized by natural oxidation.
[0051]
Also with reference to Fig. 8B, the crystalline layer of the second ferromagnetic PGGP seed layer 161,which consists of Co(70at.%)Fe(30at.%) , is deposited with thickness of 1.5 nm on the metallic Mg cap layer. Then the amorphous layer of the second ferromagnetic PGGP seed layer ,which consists of Co(60at.%)Fe(20at.%)B(20at.%) is deposited with thickness of 1.5 nm on the crystalline layer.
[0052]
With reference to Figs. 10A to 10C and Fig. 11, it is clear that the microstructure of the as-grown crystalline CoFe layer on the amorphous CoFeB layer of the first PGGP layer 141 is crystalline with body-centered-cubic structure and with (001) out-of-plane texture. Figs. 10A to 10C show the method of analysis of cross-section image obtained by the high-resolution transmission electron microscope to confirm whether the crystalline CoFe layer of the ferromagnetic PGGP seed layer 141 grows with (001) out-of-plane or (011) out-of-plane. Inter-atomic spacing (d) of the crystalline CoFe layer of the first ferromagnetic PGGP seed layer 141 sandwiched by the MgO tunnel barrier and the amorphous CoFeB layer of the first ferromagnetic PGGP seed layer 141 in 10A is d110 when the crystalline CoFe layer deposited on the amorphous CoFeB layer of the first ferromagnetic PGGP seed layer 141 grows with (001) out-of-plane as shown in Fig. 10B, whereas the inter-atomic spacing (d) is d200 when the crystalline CoFe layer deposited on the amorphous CoFeB layer of the first ferromagnetic PGGP seed layer 141 grows with (011) out-of-plane as shown in Fig. 10C. Inter-atomic spacing of (110) atomic planes (d110) of the CoFe with body-centered-cubic structure is 2.02 Å and d200 is 1.41 Å. With respect to Fig. 11, overall crystallinity of the crystalline CoFe layer of the ferromagnetic PGGP layer 141,161 is confirmed. Inter-atomic spacing of the crystalline CoFe layer of the ferromagnetic PGGP seed layer 141,161 is measured using d111 of Cu layer as a reference, where d111 is 2.08 Å, for the length reference (not shown here). Using this reference, the inter-atomic spacing of the crystalline CoFe layer of the PGGP seed layer 141,161 was measured by averaging 6 atomic planes, which provides the inter-atomic spacing is 2.02 Å. Therefore, it can be confirmed that the crystalline CoFe layer  on the amorphous CoFeB layer of the ferromagnetic PGGP seed layer 141,161 grows with (001) out-of-plane. Furthermore, it also can be confirmed that clear partition of the amorphous CoFeB layer and the crystalline CoFe layer the ferromagnetic PGGP layer 141, 161.
[0053]
Post-deposition magnetic field annealing is carried. The purposed of post-deposition annealing is the crystallization of the amorphous layer of the first ferromagnetic PGGP layer 141 and/or the amorphous layer of the second ferromagnetic PGGP layer 161 and the preferred grain growth of the said amorphous or microcrystalline MgO tunnel barrier 151 with poor (001) out-of-plane texture. This crystallization and the preferred grain growth are realized using the crystalline CoFe layer of the first ferromagnetic PGGP layer 141 and/or the crystalline CoFe layer of the ferromagnetic PGGP layer 161 as adjacent crystallization or preferred grain growth seed layer during annealing, thus eventually overall (001) out-of-plane texture of the ferromagnetic PGGP layer.
[0054]
With reference to Fig. 12A and Fig. 12B, it is clear that the microstructure of the bi-layered amorphouslayer(CoFeB)/crystalline(CoFe) ferromagnetic PGGP seed layer 151 form a single-layer-structured fully crystalline CoFe PGGP seed layer with body-centered-cubic structure and with (001) out-of-plane texture. The same argument to analyze the cross-section image (Figs. 10A to 20C) obtained by the high-resolution transmission electron microscope is applied to confirm whether single-layer-structured CoFe PGGP seed layer after annealing is crystalline with (001) out-of-plane or (011) out-of-plane. With respect to Fig. 12A, the single-layered structure of ferromagnetic PGGP seed layer 151 is confirmed to be formed by merging the crystalline CoFe layer and the amorphous CoFeB layer. This formation of single-layer-structured ferromagnetic PGGP seed layer is explained by the crystallization of the amorphous CoFeB layer based on the crystalline CoFe as the preferred grain growth promotion seed layer. Using the same length reference used in Fig. 11, the inter-atomic spacing of single-layer-structured ferromagnetic PGGP seed layer after annealing was measured by averaging 7 atomic planes from the boxed-area in Fig. 12B, which provides the inter-atomic spacing is 2.0 Å. Also the inter-atomic spacing of MgO tunnel barrier was measured to be 2.13 Å by the length reference. Those inter-atomic spacings from the single-layer-structured ferromagnetic PGGP seed layer and the MgO tunnel barrier after annealing confirm that both of MgO tunnel barrier and ferromagnetic PGGP seed layer are fully crystalline with (001) out-of-plane texture. Furthermore, Selected-area diffraction pattern shown in Fig. 12B from boxed-area in Fig. 12A by fast Fourier transformation using Gatan Digital micrograph confirms the grain-to-grain pseudo-epitaxy, which is 45o rotational epitaxy, between the MgO tunnel barrier and the ferromagnetic PGGP seed layer in that the [001] crystalline axis of single-layered CoFe ferromagnetic PGGP seed layer is parallel to [011] crystalline axis of MgO tunnel barrier. Note that the diffraction patterns indexed with underline are from single-layer-structured CoFe ferromagnetic PGGP seed layer and the diffraction patterns without underline are from MgO tunnel barrier. This grain-to-grain pseudo-epitaxy in CoFe/MgO/CoFe-based magnetic tunnel junction is critical pre-requisite to obtain the giant TMR as explained by Choi et al. in J. Appl. Phys. 101, 013907 (2007). 
[0055]
The magnetotransport properties of the MTJ prepared by the method of the present invention can be compared with the MTJ with MgO tunnel barrier prepared by rf sputtering and the MTJ with MgO tunnel barrier prepared by same oxidation method, in both of which crystalline CoFe PGGP seed layer is not employed. With reference to the MR ratio and R×A product obtained from the MTJ with MgO prepared by same oxidation method but without the insertion of the crystalline PGGP seed layer, it can be expected  that the MTJ which employs the crystalline PGGP layer shows much improved magnetotranport properties, in that noticeable increase of MR ratio is obtained with significant reduction of R×A product, which is comparable to or even better than those from MTJ with MgO tunnel barrier prepared by rf sputtering.
(THIRD EMBODIMENT) 
[0056]
Referring to Fig. 8C, which illustrates configurations of the stack of the third embodiment, one of important aspect of the third embodiment is employmnet the multi layered (multiple repeats of bi-layers) ferromagnetic pinned and free layer132,172 with perpendicular anisotropy. And another one of important aspect of the third embodiment is the insertion of the bi-layered ferromagnetic PGGP seed layer, under or sandwiching the MgO tunnel barrier152.
[0057]
Ferromagnetic pinned and free layers 132, 172 with perpendicular anisotropy can be multilayered with repeats of magnetic metal layer/non-magnetic metal layer(M/NM) with or without chemical ordering; where M = Co, Fe, CoFe or CoPt and NM = Pt, Pd, Ag or Au.
And the ferromagnetic free layer172 with perpendicular anisotropy has lower coercivity than the ferromagnetic pinned layer132. It can be made of different materials and/or elemental ratio from the ferromagnetic pinned layer132.
[0058]
For example, the third embodiment in Fig. 8C can as follows, under layers (120) /Co/Pt(132) /CoFeB1.5 /CoFe1.5 /Mg 0.43 /Oxygen surfactant layer 30 Langmuir /Mg 0.67/R-Ox x seconds /Mg0.3 /CoFe1.5 /CoFeB1.5 / Co/Pt(172) /Capping layers (180) ,where bracketed numbers are thickness in nanometer scale. This example is a method of forming the tunnel barrier of MTJ devices by use of surfactant layer and followed by radical oxidation method. And the core element of the MTJ is formed by the combination of (a+d+j+m+n) of the group 1, 2, 3 ,4 and 5 mentioned above.
[0059]
The method of forming the MgO tunnel barrier 152 is as follows;
deposition of first metallic Mg layer on the crystalline layer of the ferromagnetic PGGP seed layer 141 with thickness of 0.43 nm,
formation of the oxygen surfactant layer within the vacuum chamber by exposing the 0.43 nm of metallic Mg layer to the oxygen ambience, wherein the exposure is controlled to be 30 Langmuir by the exposure time and the oxygen flow through the chamber,
[0060]
deposition of second metallic Mg layer on the oxygen surfactant layer with thickness of 0.67 nm,
oxidation of the first and second metallic layers by radical oxidation carried out in the oxidation chamber, in which electrically-ground ”shower plate” is placed between an upper ionizing electrode and the substrate. Oxygen plasma is generated by applying 300W of rf power to the ionizing electrode with oxygen flow of 700 sccm. Oxygen radical shower flows through the shower plate, whereas particles with electric charge, such as ionized species and electrons, cannot pass through due to the electric grounding of shower plate, and
[0061]
deposition of the metallic Mg cap layer with thickness of 0.3 nm on the first and the second metallic Mg layers oxidized by radical oxidation.
[0062]
With reference to Fig. 8C, the crystalline layer of the second ferromagnetic PGGP seed layer 161,which consists of Co(70at.%)Fe(30at.%) , is deposited with thickness of 1.5 nm on the metallic Mg cap layer. Then the amorphous layer of the second ferromagnetic PGGP seed layer ,which consists of Co(60at.%)Fe(20at.%)B(20at.%) , is deposited with thickness of 1.5 nm on the crystalline layer.
Then the ferromagnetic free layers 172 with perpendicular anisotropy is deposited on the amorphous layer of the second ferromagnetic PGGP seed layer 161.
[0063]
Post-deposition magnetic field annealing is carried out. 
The purposed of post-deposition annealing is the crystallization of the amorphous layer of the ferromagnetic PGGP seed layers 141,161 and the preferred grain growth of the said amorphous or microcrystalline MgO tunnel barrier 152 with poor (001) out-of-plane texture. This crystallization and the preferred grain growth are realized using the crystalline CoFe layers of the ferromagnetic PGGP seed layers 141,161 as adjacent crystallization or preferred grain growth seed layer during annealing, thus eventually overall (001) out-of-plane texture of the ferromagnetic PGGP seed layer141,161, MgO tunnel barrier152.
[0064]
The magnetotransport properties of the MTJ prepared by the method of the present invention can be compared with the MTJ with MgO tunnel barrier prepared by rf sputtering and the MTJ with MgO tunnel barrier prepared by same oxidation method, in both of which crystalline CoFe PGGP seed layer is not employed. With reference to the MR ratio and R×A product obtained from the MTJ with MgO prepared by same oxidation method but without the insertion of the crystalline PGGP seed layer, it can be expected  that the MTJ which employs the crystalline PGGP layer shows much improved magnetotranport properties, in that noticeable increase of MR ratio is obtained with significant reduction of R×A product, which is comparable to or even better than those from MTJ with MgO tunnel barrier prepared by rf sputtering.
[0065]
Again, based on the previous studies correlating magnetotransport property and the crystallinity and pseudo-epitaxy in MTJ, it can be intuitively inferred that the insertion of the ferromagnetic PGGP seed layer adjacent the MgO tunnel barrier, which is amorphous or microcrystalline with poor (001) out-of-plane texture, induces the crystallization and the preferred grain growth of the MgO tunnel barrier during the post-deposition annealing.
[0066]
Reactive sputtering can be employed as other method of forming the MgO tunnel barrier. For example, it is as follows;
deposition of first metallic Mg layer on the ferromagnetic PGGP seed layer with thickness of 0.6 nm,
formation of MgO layer through the reactive sputtering of Mg in the mixed gas of argon and oxygen by flowing argon at the flow rate of 40 sccm and the oxygen at the flow rate of 4 sccm with thickness of 0.6 nm on the first metallic Mg layer,
[0067]
oxidation of the first metallic layer and the MgO layer by natural oxidation carried out in the oxidation chamber. The natural oxidation process, which is advantageously applied to the thinly formed metallic Mg layer and the MgO layer, requires purging the oxidation chamber with oxygen gas at a pressure of approximately 6.5×10-1 Pa and flowing the oxygen gas at the flow rate of 700 sccm, then leaving the as-deposited metallic Mg layer and the MgO layer in contact with the oxygen gas flow for given exposure time, and deposition of the metallic Mg cap layer  with thickness of 0.3 nm on the MgO layer and the first metallic Mg layer oxidized by natural oxidation.
[0068]
Another embodiment can employ CoFeB(B<10 atomic %) as the crystalline layer of the bi-layered ferromagnetic PGGP seed layer. With respect to Fig. 15A and Fig. 15B, it is clear that the microstructure of CoFeB with boron content of 5.1 atomic % and 2.9 atomic % is crystalline in as-deposited state, whereas that of CoFeB with boron content of 20 atomic % is amorphous, which is confirmed by xRD theta - 2 theta scan from the CoFeB single layer deposited on the thermally oxidized Si wafer. Intensity is normalized by thickness of CoFeB single film. Calculated grain size using Sherrer formula shows that the grain size of CoFeB (B: 2.9 atomic %) is larger than that of CoFeB (B: 5.1 atomic %), which can be reassured by the significant reduction of resistivity. Resistivity of the CoFeB changes noticeably with its crystallinity corresponding to its boron contents. Furthermore, the shift of the XRD peak from 45.35o of CoFeB (B: 2.9 atomic %) to 45.02o of CoFeB (B: 5.1 atomic %) indicates the lattice expansion of CoFe with its inclusion of boron at the interstitial sites of body-centered-cubic structure.
1.  A method of production of a magnetic tunnel junction device with perpendicular magnetization of ferromagnetic layers, comprising: 
forming a ferromagnetic pinned layer with perpendicular anisotropy;forming a tunnel barrier containing Mg and O by oxidation methods;
forming a ferromagnetic free layer with perpendicular anisotropy with lower coercivity than the ferromagnetic pinned layer; and wherein,
forming a ferromagnetic preferred grain growth promotion seed layer contacting at least one surface of the tunnel barrier.
2.  The method according to claim 1, wherein the ferromagnetic pinned and free layers can be amorphous rare-earth/transition metal alloy (RExTM1-x); where RE = Y, Nd, Gd, Tb, Dy, Ho, Er and Lu and TM = Co, Fe and CoFe alloy.
3.  The method according to claim 1, wherein the ferromagnetic pinned and free layers can be amorphous rare-earth/transition metal/corrosion-resistance element alloy (RExTM1-x)yCR1-y, where CR = Cr.
4.  The method according to claim 1, wherein the ferromagnetic preferred grain growth promotion seed layers in claim 1 can be crystalline layer with bcc structure.
5.  The method according to claim 1, wherein the ferromagnetic preferred grain growth promotion seed layer can be deposited with thickness (t) of 0.5nm≦t≦2nm.
6.  The method according to claim 1, wherein the ferromagnetic pinned and free layers can be crystalline transition metal/refractory metal alloy (TMxRM1-x) with chemical ordering; where TM = Co or Fe and RM = Pt or Pd.
7.  The method according to claim 6, wherein the ferromagnetic preferred grain growth promotion seed layer can be bi-layered amorphous layer/crystalline layer, where the crystalline layer with bcc structure contacts tunnel barrier.
8.  The method according to claim 7, wherein the stack sequence of bi-layered PGGP is different in free and pinned layer sides, in that the amorphous layer in bi-layered PGGP separates the crystalline layer in bi-layered PGGP and the crystalline free and pinned layers.
9.  The method according to claim 7, wherein crystalline layer with bcc structure and amorphous layer in the ferromagnetic preferred grain growth promotion seed layer are CoxFe1-x (0≦x≦0.9) or (CoxFe1-x)yB1-y (0≦x≦0.9 and 0.9≦x<1) and CoFeB (B>10 at.%), respectively.
10.  The method according to claim 7, wherein thicknesses of the crystalline layer with bcc structure (t1) and the amorphous layer (t2) in the ferromagnetic preferred grain growth promotion seed layer can be 0.5nm≦t1≦1.5nm and 0.5nm≦t2≦1.5nm.
11.  Ferromagnetic pinned and free layers with perpendicular anisotropy in claim 1 can be multilayered with repeats of magnetic metal layer/non-magnetic metal layer(M/NM) with chemical ordering; where M = Co, Fe, CoFe or CoPt and NM = Pt, Pd, Ag or Au.
12.  1st ferromagnetic preferred grain growth promotion seed layers in claim 1 with ferromagnetic pinned and free layers with perpendicular anisotropy in claim 11 can be bi-layered amorphous layer/crystalline layer with bcc structure, where amorphous layer in bi-layered PGGP separates ferromagnetic pinned and free layers and the crystalline layer with bcc structure in  bi-layered PGGP.
13.  Crystalline layer with bcc structure and amorphous layer in 1st and 2nd ferromagnetic preferred grain growth promotion seed layers in claim 12 and 13 are CoxFe1-x (0≦x≦0.9) or (CoxFe1-x)yB1-y (0≦x≦0.9 and 0.9≦x<1) and CoFeB (B>10 at.%), respectively.
14.  Thicknesses of crystalline layer with bcc structure (t1) and amorphous layer (t2) in 1st and 2nd ferromagnetic preferred grain growth promotion seed layers in claim 12 and 13 can be 0.5nm≦t1≦1.5nm and 0.5nm≦t2≦1.5nm.
[Objective of the invention]
MgO-based magnetic tunnel junction (MTJ) device with perpendicular anisotropy includes in essence a ferromagnetic pinned and free layers with perpendicular magnetizations, separated by a MgO tunnel barrier. The microstructure of MgO tunnel barrier, which is prepared by the metallic Mg deposition followed by the oxidation process or reactive sputtering, is amorphous or microcrystalline with poor (001) out-of-plane texture. 
[Structure to solve the objective]
In the present invention at least only the ferromagnetic pinned layer or both of the ferromagnetic pinned and free layer is proposed to be a structure having a crystalline preferred grain growth promotion (PGGP) seed layer locatesbetween the tunnel barrier and the ferromagnetic pinned layer only or both of pinned and free layers. This crystalline PGGP seed layer induces the crystallization and the preferred grain growth of the MgO tunnel barrier upon post-deposition annealing. 
Selection Drawing:  Fig. 8A
2011138954.tif 000032
2011138954.tif 000033
2011138954.tif 000034
2011138954.tif 000035
2011138954.tif 000036
2011138954.tif 000037
2011138954.tif 000038
2011138954.tif 000039
2011138954.tif 000040
2011138954.tif 000041
2011138954.tif 000042
2011138954.tif 000043
2011138954.tif 000044
2011138954.tif 000045
2011138954.tif 000046
2011138954.tif 000047
2011138954.tif 000048
2011138954.tif 000049
2011138954.tif 000050