(57)【要約】【課題】常温で磁気特性を有する半導体及びその製造方法、並びに常温強磁性半導体を使用した種々のスピン電子素子を提供する。【解決手段】Ｇａ、Ａｌ及びＩｎからなる群から選択される一つの物質Ａと、Ｎ及びＰからなる群から選択される一つの物質Ｂと、を含むＩＩＩ−Ｖ族化合物強磁性半導体半導体であって、化合物強磁性半導体は、物質Ａを置換する物質としてＭｎ、Ｍｇ、Ｃｏ、Ｆｅ、Ｎｉ、Ｃｒ及びＶからなる群から選択される一つの物質Ｃがドーピングされ、全体として単相である強磁性半導体である。【選択図】　　　図４
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【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｇａ、Ａｌ及びＩｎからなる群から選択される一つの物質Ａと、Ｎ及びＰからなる群から選択される一つの物質Ｂと、を含むＩＩＩ−Ｖ族化合物強磁性半導体であって、
化合物強磁性半導体は、物質Ａを置換する物質としてＭｎ、Ｍｇ、Ｃｏ、Ｆｅ、Ｎｉ、Ｃｒ及びＶからなる群から選択される一つの物質Ｃがドーピングされ、全体として単相であることを特徴とする強磁性半導体。
【請求項２】
強磁性半導体のキュリー温度が常温以上である、請求項１記載の強磁性半導体。
【請求項３】
強磁性半導体の製造方法であって、
基板上に、Ｇａ、Ａｌ及びＩｎからなる群から選択される一つの物質Ａと、Ｎ及びＰからなる群から選択される一つの物質Ｂと、を含むＩＩＩ−Ｖ族化合物半導体の薄膜を形成する工程と、
プラズマ分子線エピタキシャル成長により化合物半導体の薄膜を形成しながら、物質Ａを置換する物質としてＭｎ、Ｍｇ、Ｃｏ、Ｆｅ、Ｎｉ、Ｃｒ及びＶからなる群から選択される一つの物質Ｃをドーピングする工程と、を含み、
物質Ａ及びＣは噴出セルから供給され、物質Ｂはプラズマ源から供給されることを特徴とする強磁性半導体の製造方法。
【請求項４】
噴出セルの温度が６００〜８００℃である、請求項３記載の強磁性半導体の製造方法。
【請求項５】
プラズマの出力が２５０〜３５０Ｗである、請求項３又は４記載の強磁性半導体の製造方法。
【請求項６】
ドーピング濃度が０．０６〜３％の範囲である、請求項３〜５のいずれか１項記載の強磁性半導体の製造方法。
【請求項７】
基板の温度が３００〜１０００℃の範囲である、請求項３〜６のいずれか１項記載の強磁性半導体の製造方法。
【請求項８】
基板上に順次形成される絶縁層と、スペーサと、強磁性半導体と、を含む強磁性半導体素子であって、
強磁性半導体は、Ｇａ、Ａｌ及びＩｎからなる群から選択される一つの物質Ａと、Ｎ及びＰからなる群から選択される一つの物質Ｂと、を含むＩＩＩ−Ｖ族化合物半導体であり、
物質Ａを置換する物質としてＭｎ、Ｍｇ、Ｃｏ、Ｆｅ、Ｎｉ、Ｃｒ及びＶからなる群から選択される一つの物質Ｃがドーピングされ、全体として単相であることを特徴とする強磁性半導体素子。
【請求項９】
ゲートと、ゲート下部に形成される絶縁層と、絶縁層下部に形成される強磁性半導体層と、を含む強磁性半導体素子であって、
強磁性半導体は、Ｇａ、Ａｌ及びＩｎからなる群から選択される一つの物質Ａと、Ｎ及びＰからなる群から選択される一つの物質Ｂと、を含むＩＩＩ−Ｖ族化合物半導体であり、
化合物半導体は、物質Ａを置換する物質としてＭｎ、Ｍｇ、Ｃｏ、Ｆｅ、Ｎｉ、Ｃｒ及びＶからなる群から選択される一つの物質Ｃがドーピングされ、全体として単相であることを特徴とする強磁性半導体素子。
【請求項１０】
ゲートと、ゲート下部に形成される絶縁層と、絶縁層の左右側に形成され強磁性半導体を使用したソース及びドレイン領域と、絶縁層下部に形成される二次元電子ガス層と、を含む強磁性半導体素子であって、
強磁性半導体は、Ｇａ、Ａｌ及びＩｎからなる群から選択される一つの物質Ａと、Ｎ及びＰからなる群から選択される一つの物質Ｂと、を含むＩＩＩ−Ｖ族化合物半導体であり、
物質Ａを置換する物質としてＭｎ、Ｍｇ、Ｃｏ、Ｆｅ、Ｎｉ、Ｃｒ及びＶからなる群から選択される一つの物質Ｃがドーピングされ、全体として単相であることを特徴とする強磁性半導体素子。
【請求項１１】
基板上に順次形成されるシード層と、反強磁性層と、強磁性半導体層と、絶縁層と、強磁性半導体層と、を含む強磁性半導体素子であって、
強磁性半導体は、Ｇａ、Ａｌ及びＩｎからなる群から選択される一つの物質Ａと、Ｎ及びＰからなる群から選択される一つの物質Ｂと、を含むＩＩＩ−Ｖ族化合物半導体であり、
物質Ａを置換する物質としてＭｎ、Ｍｇ、Ｃｏ、Ｆｅ、Ｎｉ、Ｃｒ及びＶからなる群から選択される一つの物質Ｃがドーピングされ、全体として単相であることを特徴とする強磁性半導体素子。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、広帯域ギャップ（ｗｉｄｅ　ｂａｎｄｇａｐ）半導体特性と、常温での磁気特性を有するスピン電子素子に使用される常温強磁性半導体及びその製造方法並びに強磁性半導体ベースの素子に関する。
【０００２】
【従来の技術】
ＧａＮ系の窒化物半導体の研究は、１９９０年代初期に、青色発光素子を製造するために開始され、現在は、発光素子及び受光素子に加えて、様々の電子素子に対する研究が活発に行われている。窒化物半導体は、三元系化合物を形成する際、エネルギーギャップを１．９ｅＶから６．２ｅＶまで調節することができるので、紫外線領域を含む可視光の全波長領域の発光素子の製造に広く使用されている。青緑色発光ダイオード（ＬＥＤ）及び紫外線検出器は、数年前に実用化され、青色発光レーザダイオード（ＬＤ）も、間もなく実用化されることが期待されている。
【０００３】
一方、窒化物半導体を利用した電子素子に対する研究も活発に行われている。ＧａＮ　ＭＥＳＦＥＴ（ｍｅｔａｌ−ｓｅｍｉｃｏｎｄｕｃｔｏｒ　ｆｉｅｌｄ　ｅｆｆｅｃｔ　ｔｒａｎｓｉｓｔｏｒ）に関する研究が１９９３年に報告されて以来、結晶成長技術が著しく発展し、電子素子製造技術も急激に向上した。大きなエネルギーギャップ、高い熱的及び化学的安定性、高い電子移動度、高い降伏電圧及び飽和電子速度、大きな伝導帯域の不連続などの優れた物理的性質に基づいて、電子素子に対する多様な研究が進行中である。
【０００４】
一方、電子の電荷と共に、スピンの自由度を考慮した電子素子及び光素子を開発しようとする新しいパラダイムである新規なスピントロニクス（ｓｐｉｎｔｒｏｎｉｃｓ：ｓｐｉｎとｅｌｅｃｔｒｏｎｉｃｓの合成語）概念の観点から見ると、１９９０年代末、分子線エピタキシャル成長（ｍｏｌｅｃｕｌａｒ　ｂｅａｍ　ｅｐｉｔａｘｙ：ＭＢＥ）プロセスを用いて、ＧａＡｓ中のＧａの一部を遷移金属であるＭｎに置換させることで、約１１０Ｋの温度における強磁性半導体特性が報告されて以来、スピントロニクスの応用可能性が世界的に認められ、活発な研究が進められている。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】
しかしながら、最近まで研究された代表的な強磁性半導体である（Ｉｎ、Ｍｎ）Ａｓ、（Ｇａ、Ｍｎ）Ａｓ及びＭｎＧｅは、キュリー温度（Ｔｃ）が各々３５Ｋ、１１０Ｋ、及び１１６Ｋと低温であり、常温で作動できるスピン素子を製造するのに限界があるという不都合な点があった。
【０００６】
従って、キュリー温度が常温以上の強磁性半導体を見出すことが、この分野における最も重要な課題である。
【０００７】
ツェナー（Ｚｅｎｅｒ）モデルを使用した理論計算の結果、ＧａＮ及びＺｎＯは常温以上のキュリー温度を示すことが期待され、したがって、常温磁性半導体であるＧａＮ、ＺｎＯを実験的に立証することを目的とした研究が進められている。
【０００８】
本発明は、このような従来の課題に鑑みてなされたもので、常温で磁気特性を有する半導体及びその製造方法を提供することを目的とする。
【０００９】
本発明はまた、常温強磁性半導体を使用した種々のスピン電子素子を提供することを目的とする。
【００１０】
【課題を解決するための手段】
このような目的を達成するため、本発明は、Ｇａ、Ａｌ及びＩｎからなる群から選択される一つの物質Ａと、Ｎ及びＰからなる群から選択される一つの物質Ｂと、を含むＩＩＩ−Ｖ族化合物強磁性半導体であって、化合物強磁性半導体は、物質Ａを置換する物質としてＭｎ、Ｍｇ、Ｃｏ、Ｆｅ、Ｎｉ、Ｃｒ及びＶからなる群から選択される一つの物質Ｃがドーピングされ、全体として単相であることを特徴とする強磁性半導体である。
【００１１】
本発明はまた、強磁性半導体の製造方法であって、基板上に、Ｇａ、Ａｌ及びＩｎからなる群から選択される一つの物質Ａと、Ｎ及びＰからなる群から選択される一つの物質Ｂと、を含むＩＩＩ−Ｖ族化合物半導体の薄膜を形成する工程と、プラズマ分子線エピタキシャル成長（Ｐｌａｓｍａ−ｅｎｈａｎｃｅｄ　Ｍｏｌｅｃｕｌａｒ　Ｂｅａｍ　Ｅｐｉｔａｘｙ：ＰＥＭＢＥ）により化合物半導体の薄膜を形成しながら、物質Ａを置換する物質としてＭｎ、Ｍｇ、Ｃｏ、Ｆｅ、Ｎｉ、Ｃｒ及びＶからなる群から選択される一つの物質Ｃをドーピングする工程と、を含み、物質Ａ及びＣは噴出セル（ｅｆｆｕｓｉｏｎ　ｃｅｌｌ）から供給され、物質Ｂはプラズマ源から供給される強磁性半導体の製造方法を提供する。
【００１２】
【発明の実施の形態】
本発明を説明するための第１実施例として、サファイアの（０００１）面上に有機金属気相成長法（ｍｅｔａｌ　ｏｒｇａｎｉｃ　ｃｈｅｍｉｃａｌ　ｖａｐｏｒ　ｄｅｐｏｓｉｔｉｏｎ：ＭＯＣＶＤ）装置で成長させたドーピングされていないＧａＮ（ＧａＮ　ｔｅｍｐｌｅｔｅ）を基板として使用し、これにＰＥＭＢＥ装置でＭｎまたはＭｇをドーピングしたＧａＮ薄膜を成長させた。
【００１３】
図１は、本発明で使用したＰＥＭＢＥ装置を模式的に示す図である。ターボ分子ポンプ（ｔｕｒｂｏｍｏｌｅｃｕｌａｒ　ｐｕｍｐ）１、２がチャンバ２０の右側及び左側に連結されている。チャンバ２０内の上部に基板５が配置され、基板５はチャンバ上部の基板操作部１０によって位置が調節される。ヒータ４が基板上部に位置され、基板温度を調節する。液体窒素（以下、ＬＮ２という）供給部８がチャンバ内の下部に配置され、ＬＮ２蓋９がチャンバ内部に取り付けられている。図中、符号６及び７は各々、シャッターを示し、符号３はロードロック（ｌｏａｄ−ｌｏｃｋ）チャンバを示している。
【００１４】
ＰＥＭＢＥ装置は、ベース圧力が１．２×１０−９ｔｏｒｒで、ＬＮ２供給時に約２×１０−１０ｔｏｒｒの真空度を示す超高真空システムとなっている。回転式基板操作部は、直径３インチの基板を取り扱うことができる。下部フランジには８個のポートがあり、要求される元素を熱的に蒸発させる噴出セル（ｅｆｆｕｓｉｏｎ　ｃｅｌｌ）１１、１２、１３を取り付けることができる。噴出セルは、ＲＦプラズマ源１４と共にマッチングボックスと連結されている。
【００１５】
ＧａＮ薄膜成長のために９９．９９９９９％（セブンナイン）の純度を有するＧａを使用し、ドーピングのために純度シックスナインのＭｎ及びＭｇを使用した。また、純度セブンナインのＮ２ガスをＲＦプラズマ源を通して供給した。プラズマ源の内部は、高温のプラズマによる汚染を防止するために、高純度の耐火材料、例えば、ＰｂＮ、Ｍｏなどを使用し、冷却水を流した。ＭｎをドーピングしたＧａＮ薄膜の成長の間、基板の温度は７５０〜１０００℃、Ｍｎ噴出セルの温度は６００〜８００℃、プラズマ出力は２５０〜３５０Ｗ、Ｎ２の流速は１．５〜２ｓｃｃｍとした。
【００１６】
このようにして製造した（Ｇａ、Ｍｎ）Ｎ薄膜をＶａｎ　ｄｅｒ　Ｐａｕｗ法によりホールを測定すると、ｎ型半導体特性を示し、キャリア濃度ｎは１０１６〜１０１７／ｃｍ３、電子移動度（μＨ）は約１０３ｃｍ２／Ｖｓ、比抵抗（ρ）は０．２Ωｃｍであった。ｐ型強磁性半導体を成長させるための基礎実験としてＭｇをドーピングした場合、ＦＧａ／ＦＮのフラックス比が増加するにつれて、電子濃度は、約２．９×１０１９ｃｍ−３から約４．８×１０１７ｃｍ−３に急速に減少した。これは、フラックス比の増加に伴うＭｇ濃度の増加によって、格子ひずみ補償効果が増加したことが理由と考えられる。従って、ｐ型伝導度のＭｇをドーピングしたＧａＮ薄膜を成長させることができ、ＭｎとＭｇとを同時にドーピングすることにより、ｐ型強磁性半導体を成長させることができる点に注目すべきである。
【００１７】
図２は、（Ｇａ、Ｍｎ）Ｎ薄膜のＭｎセル温度による薄膜内のＭｎ分布を観察するために測定した２次イオン質量分析法（ｓｅｃｏｎｄａｒｙ　ｉｏｎ　ｍａｓｓｓ　ｐｅｃｔｒｏｓｃｏｐｙ：ＳＩＭＳ）の測定結果である。薄膜内のＭｎは、０．７〜１．０μｍの範囲で均一に分布していることが分かる。また、Ｍｎセル温度が増加するにつれて、ＧａＮ薄膜内のＭｎ濃度が増加することが分かる。Ｍｎの濃度が明らかな基準サンプルがないため、各サンプル毎に正確なＭｎ濃度を知ることはできないが、ＳＩＭＳの結果から、ＧａＮが成長するとき、Ｍｎが效果的にドーピングされることが分かる。各サンプルのＭｎ濃度は、各サンプルに対して測定した磁気モーメントから得られた値で表記した。ドーピング物質の濃度は、磁化値の物理的特性に影響を与え、単相の強磁性半導体を成長させるための適切なＭｎ濃度は０．０６〜３％であった。
【００１８】
図３は、本発明に係るＭｎセル温度とプラズマ出力を変化させて製造した（Ｇａ、Ｍｎ）Ｎ薄膜を、高感度（１０−８ｅｍｕ）のＡＧＭ（ａｌｔｅｒｎａｔｉｎｇ　ｇｒａｄｉｅｎｔ　ｍａｇｎｅｔｏｍｅｔｅｒ）により常温で測定したヒステリシス曲線を示す。Ｍｎセル温度とプラズマ出力は、（ａ）６３０℃／３５０Ｗ、（ｂ）６５０℃／３５０Ｗ、（ｃ）６５０℃／２５０Ｗ、（ｄ）６５０℃／４００Ｗ及び（ｅ）６７０℃／３５０Ｗである。ヒステリシス曲線から、本発明によって製造した（Ｇａ、Ｍｎ）Ｎは、常温で典型的な磁気特性を有していることが分かる。プラズマ出力を３５０Ｗにして、Ｍｎセル温度を６３０℃から６７０℃に増加させると、磁化値は急激に増加する。すなわち、Ｍｎセル温度が増加すると、Ｍｎの濃度が増加する。一方、Ｍｎセル温度を６５０℃にして、プラズマ出力を２５０〜３５０Ｗで変化させても、磁化値には大きな変化がない。最大の磁化値として、Ｍｎセル温度を６７０℃、プラズマ出力を３５０Ｗにして製造した（Ｇａ、Ｍｎ）Ｎは、Ｍｓ＝１．９ｅｍｕ／ｃｍ３及び０．５％のＭｎ濃度を有する。すなわち、Ｍｎの濃度を増加させることにより、磁化値を一層増加させることができる。噴出セルの温度は強磁性半導体の物理的特性に大きな影響を及ぼし、ドーピングされる物質に依存して最適の温度が定まる。
【００１９】
図４は、６７０℃／３５０Ｗの条件で製造した（Ｇａ、Ｍｎ）Ｎ薄膜のヒステリシス曲線の拡大図を示す。図示されるように、保磁力（Ｈｃ）は６９Ｏｅである。（Ｇａ、Ｍｎ）Ｎ薄膜内に磁気特性を示すナノクラスターのような第２相が存在する場合、この第２相は超常磁性を示すため、保磁力は期待できない。したがって、図４の結果は、（Ｇａ、Ｍｎ）Ｎが、ＧａをＭｎで置換することにより形成された単相であり、この単相は常温で磁気特性を有していることを示している。
【００２０】
図５は、Ｍｎ濃度が０．１６％と０．５０％の（Ｇａ、Ｍｎ）Ｎ薄膜の磁化率の温度依存性を示す。二つの薄膜は、いずれも４〜３００Ｋで典型的な強磁性を示している。キュリー温度を予測するために、平均場理論（ｍｅａｎ　ｆｉｅｌｄ　ｔｈｅｏｒｙ）を用いて計算した結果、図５の実線で示すように、Ｍｎ濃度が０．１６％と０．５０％の各々の（Ｇａ、Ｍｎ）Ｎ薄膜について、キュリー温度（Ｔｃ）はそれぞれ、約５５０Ｋ及び７００Ｋを示している。この結果は、強磁性（Ｇａ、Ｍｎ）Ｎ薄膜を用いて製造したスピン素子は、十分な熱安定性を有することを示している。図５の右側上段に示す図は、Ｍｎ濃度０．５０％の（Ｇａ、Ｍｎ）Ｎ薄膜について、４Ｋと３００Ｋで測定されたヒステリシス曲線を示している。
【００２１】
図６は、プラズマ出力が２５０Ｗであり、Ｍｎセルの温度が６００℃（○）と６５０℃（●）で製造した（Ｇａ、Ｍｎ）Ｎ薄膜に対して、薄膜に垂直な磁場の強さによる磁気抵抗の変化を示す。二つの条件で製造した（Ｇａ、Ｍｎ）Ｎ薄膜は、３００Ｋでは磁場の大きさに対して抵抗はほとんど変化しないが、４Ｋでは２０ｋＯｅの磁場を加えると、ΔＲ／Ｒ＝１０％及びΔＲ／Ｒ＝２０％の負磁気抵抗を示す。図６の中央下段には、負磁気抵抗が４〜３００Ｋで温度に依存して変化することが示されている。この負磁気抵抗は、強磁性半導体の代表的な特性であり、既知の（Ｇａ、Ｍｎ）Ａｓ（Ｔｃ＝１１０Ｋ）の結果と非常に類似している。これによって、本発明で製造した（Ｇａ、Ｍｎ）Ｎは、常温で磁性特性を有する半導体であることが分かる。このような負磁気抵抗の原因は未だに明らかにされていないが、キャリアとＭｎスピンの電子雲で構成された磁気ポラロン（ｍａｇｎｅｔｉｃ　ｐｏｌａｒｏｎ）が形成されたためであるか、フェルミエネルギーのゼーマンシフトのためであることが知られている。
【００２２】
図７は、Ｍｎ濃度０．２％の（Ｇａ、Ｍｎ）Ｎ薄膜の断面を透過電子顕微鏡で観察した結果を示す写真である。図示したように、サファイア基板上にＭＯＣＶＤ法により成長させた２μｍ厚さのＧａＮと、その上にＰＥＭＢＥ法により成長させた（Ｇａ、Ｍｎ）Ｎが形成されている。図７の左側の電子回折パターンから分かるように、ＭＯＣＶＤ法により成長させた（Ｇａ、Ｍｎ）Ｎの電子回折パターンには、ＭＯＣＶＤ法により成長させたＧａＮには観察されない（０−１１０）、（−１１００）、（１−１００）、（０１−１０）のような付加的な回折スポットが観察される。これは、六方晶構造のウルツァイト（ｗｕｒｔｚｉｔｅ）構造に相当する（Ｇａ、Ｍｎ）Ｎ薄膜中で、ＧａをＭｎで置換したときに生ずる現象であり、Ｍｎが、第２相を形成せずにＧａを效果的に置換して単相の（Ｇａ、Ｍｎ）Ｎ相を示している。一方、透過電子顕微鏡で観察した結果、ナノクラスターのような第２相は観察されなかった。
【００２３】
図８は、高オーダーラウエゾーン（ｈｉｇｈ−ｏｒｄｅｒ　Ｌａｕｅ　ｚｏｎｅ：ＨＯＬＺ）法により測定されたいくつかのサンプルの格子常数（ａ）を示す図である。これらの標準サンプルは、ハイブリッド蒸気相エピタキシャル（ｈｙｄｒｉｄｅ　ｖａｐｏｒ　ｐｈａｓｅ　ｅｐｉｔａｘｙ：ＨＶＰＥ）法により製造した２００μｍ厚さのＧａＮであり、サファイアによる格子ミスマッチ（ｌａｔｔｉｃｅ　ｍｉｓｍａｔｃｈ）がないものである。図示したように、ＭＯＣＶＤ方法により成長させたＧａＮ上にＰＥＭＢＥ法により成長させた（Ｇａ、Ｍｎ）Ｎと、ＧａＮとの格子常数を比較すると、（Ｇａ、Ｍｎ）Ｎの方がより大きいことが分かる。この事実から、（Ｇａ、Ｍｎ）Ｎは、ＧａがＭｎで置換されて形成された（Ｇａ、Ｍｎ）Ｎの単相であることを確認することができる。
【００２４】
一方、このような方法で、Ｍｎだけでなく、代表的な強磁性遷移元素のＣｏ、Ｆｅ、Ｎｉ及びＭｎと類似している性質のＣｒ、Ｖなどを適正量でドーピングすることにより、強磁性半導体を成長させることができる。
【００２５】
本発明で製造した磁性半導体は、多様な素子への応用が可能である。図９は、本発明に係るＰＥＭＢＥ法により製造した強磁性半導体を使用したスピン発光ダイオードの構造の一例を示す。図示したように、ｎ型（またはｐ型）強磁性半導体８１に、スペーサ８２、絶縁層８３及び８４、ｐ型（またはｎ型）バッファー８５、ｐ型（またはｎ型）基板８６が順次形成されている。
【００２６】
また、本発明で製造した強磁性半導体は、図１０に示すように、磁性半導体９３は、ゲート９１の電圧でキャリア濃度を制御することにより、強磁性特性または反磁性特性を有するように変化でき、強磁性半導体が強磁性特性を有するときは、非定常ホール効果によりホール抵抗が大きく、強磁性半導体が反磁性特性を有するときは、定常ホール効果によりホール抵抗が小さいという性質を利用して、ホール効果メモリー素子に応用することができる。図１０では、符号９２及び９４は絶縁層を示し、９５はバッファー層、９６は強磁性半導体にドーピングした物質のスピンを示し、９７は電子（またはホール）を示す。
【００２７】
また、本発明により製造した強磁性半導体は、図１１に示すように、スピントランジスタのソース１０１及びドレイン１０２に使用して、スピン分極されたキャリアを二次元電子ガス層１０５に注入し、及び外部磁場による抵抗の変化を利用したり、またはゲート１０３の電圧でスピン分極されたキャリアの歳差運動（ｐｒｅｃｅｓｓｉｏｎ）を制御する方法により、スピン分極電界効果トランジスター（ｓｐｉｎ−ｐｏｌａｒｉｚｅｄ　ｆｉｅｌｄ　ｅｆｆｅｃｔ　ｔｒａｎｓｉｓｔｏｒ：ｓｐｉｎ　ＦＥＴ）に応用することができる。符号１０４及び１０６は、量子井戸構造（ｑｕａｎｔｕｍ　ｗｅｌｌ　ｓｔｒｕｃｔｕｒｅ）のバリアー層（絶縁層）を示している。
【００２８】
また、本発明で製造された強磁性半導体は、図１２に示すように、強磁性半導体／絶縁体／強磁性半導体の構造を有する磁気トンネル接合素子（ｍａｇｎｅｔｉｃ　ｔｕｎｎｅｌｌｉｎｇ　ｊｕｎｃｔｉｏｎ）に応用することができる。図中の符号１１１は基板、１１２はバッファー、１１３はシード層、１１４は反強磁性層、１１５及び１１７は強磁性半導体、１１６はトンネルバリア（絶縁層）及び１１８はキャッピング層をそれぞれ示している。
【００２９】
【発明の効果】
以上説明したように、従来の強磁性半導体が低温でのみ特性を示すのと異なり、本発明の強磁性半導体は、常温においてさえも、強磁性半導体の特性を具現することできる。したがって、スピンエレクトロニクスを具現する新しい強磁性半導体として、各種のスピン電子素子に応用し得るという効果がある。
【図面の簡単な説明】
【図１】本発明で使用したＰＥＭＢＥ装置を模式的に示す図である。
【図２】本発明に係るＰＥＭＢＥ法により製造した（Ｇａ、Ｍｎ）Ｎ薄膜について、Ｍｎセル温度による薄膜内のＭｎ分布を観察するために測定したＳＩＭＳの結果を示すグラフである。
【図３】本発明に係るＰＥＭＢＥ法によりＭｎセル温度とプラズマ出力を変化させて製造した（Ｇａ、Ｍｎ）Ｎ薄膜の常温ヒステリシス曲線を示すグラフである。
【図４】本発明に係るＰＥＭＢＥ法により６７０℃／３５０Ｗの条件で製造した（Ｇａ、Ｍｎ）Ｎ薄膜のヒステリシス曲線を示すグラフである。
【図５】本発明に係るＰＥＭＢＥ法により製造したＭｎ濃度が０．１６％及び０．５０％の（Ｇａ、Ｍｎ）Ｎ薄膜について、磁化の温度依存性を示すグラフである。
【図６】本発明に係るＰＥＭＢＥ法において、プラズマ出力を２５０Ｗ並びにＭｎセル温度を６００℃（○）及び６５０℃（●）で製造した（Ｇａ、Ｍｎ）Ｎ薄膜について、薄膜に垂直な磁場強さによる磁気抵抗の変化を示すグラフである。
【図７】本発明に係るＰＥＭＢＥ法により製造したＭｎ濃度が０．２％の（Ｇａ、Ｍｎ）Ｎ薄膜について、透過電子顕微鏡による断面組織と電子回折パターンを示す写真である。
【図８】本発明に係るＰＥＭＢＥ法により製造した強磁性半導体について、ＨＯＬＺ法により測定した格子常数ａを示すグラフである。
【図９】本発明に係るＰＥＭＢＥ法により製造した強磁性半導体を使用したスピンＬＥＤの構造を示す断面図である。
【図１０】本発明に係るＰＥＭＢＥ法により製造した強磁性半導体を使用したホール効果メモリー素子の構造を示す断面図である。
【図１１】本発明に係るＰＥＭＢＥ法により製造した強磁性半導体を使用したスピン分極電界効果トランジスターの構造を示す断面図である。
【図１２】本発明に係るＰＥＭＢＥ法により製造した強磁性半導体を使用した強磁性半導体／絶縁体／強磁性半導体構造の磁気トンネル接合素子を示す断面図である。
【図１】
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【図２】
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【図３】
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【図４】
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【図５】
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【図６】
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【図７】
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【図８】
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【図９】
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【図１０】
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【図１１】
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【図１２】
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