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
【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。
【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。
【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。
【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。
【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）。
【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）。
【図１Ａ】
【図１Ｂ】
【図２Ａ】
【図２Ｂ】
【図２Ｃ】
【図３】
【図４Ｃ】
【図４Ｄ】
【図４Ｅ】
【図５Ａ】
【図５Ｂ】
【図５Ｃ】
【図６】
【図７】
【図８Ａ】
【図８Ｂ】
【図８Ｃ】
【図８Ｄ】
【図９Ａ】
【図９Ｂ】
【図９Ｃ】
【図１０Ａ】
【図１０Ｂ】
【図１０Ｃ】
【図４Ａ】
【図４Ｂ】
【図１１】
【図１２Ａ】
【図１２Ｂ】
【図１Ｂ】
【図２Ａ】
【図２Ｂ】
【図２Ｃ】
【図３】
【図４Ｃ】
【図４Ｄ】
【図４Ｅ】
【図５Ａ】
【図５Ｂ】
【図５Ｃ】
【図６】
【図７】
【図８Ａ】
【図８Ｂ】
【図８Ｃ】
【図８Ｄ】
【図９Ａ】
【図９Ｂ】
【図９Ｃ】
【図１０Ａ】
【図１０Ｂ】
【図１０Ｃ】
【図４Ａ】
【図４Ｂ】
【図１１】
【図１２Ａ】
【図１２Ｂ】
【公開番号】特開２０１１−１３８９５４（Ｐ２０１１−１３８９５４Ａ）
【公開日】平成２３年７月１４日（２０１１．７．１４）
【国際特許分類】
【外国語出願】
【出願番号】特願２００９−２９８４５７（Ｐ２００９−２９８４５７）
【出願日】平成２１年１２月２８日（２００９．１２．２８）
【出願人】（０００２２７２９４）キヤノンアネルバ株式会社 (564)
【Ｆターム（参考）】
【公開日】平成２３年７月１４日（２０１１．７．１４）
【国際特許分類】
【出願番号】特願２００９−２９８４５７（Ｐ２００９−２９８４５７）
【出願日】平成２１年１２月２８日（２００９．１２．２８）
【出願人】（０００２２７２９４）キヤノンアネルバ株式会社 (564)
【Ｆターム（参考）】
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