強磁性材料
【課題】磁化イオン濃度を高めることができる強磁性半導体材料の提供。
【解決手段】ＩＩ−ＶＩ族、または、ＩＶ族、または、ＩＩＩ−Ｖ族の半導体材料を主成分とし、遷移金属（主成分をＩＶ族とした場合Ｍｎを除く）、または、希土類元素の少なくとも一方を添加元素として含み、アモルファスとする。
【解決手段】ＩＩ−ＶＩ族、または、ＩＶ族、または、ＩＩＩ−Ｖ族の半導体材料を主成分とし、遷移金属（主成分をＩＶ族とした場合Ｍｎを除く）、または、希土類元素の少なくとも一方を添加元素として含み、アモルファスとする。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は強磁性材料に関し、特に室温以上で強磁性を維持しうる半導体強磁性材料に関する。
【背景技術】
【０００２】
近年、スピントロニクス（電子のスピンとエレクトロニクスを組み合わせた造語）と称される分野が注目を集めている。このスピントロニクスとは、電子が有する電荷とスピンという２つの性質を利用し、まったく新しい機能を持つ素材や素子を開発する研究分野である。
【０００３】
そして、電子の流れ（電荷の流れ）を制御する半導体素子に、スピンを制御しうる強磁性体を組み合わせた素子や、半導体自体が強磁性を備える半導体材料などが研究されている。
【０００４】
例えば、スピントロニクス分野のデバイスとして、トンネル磁気抵抗効果を利用した、ランダムアクセスメモリ（ＭＲＡＭ）が注目されている。
【０００５】
このトンネル磁気抵抗効果とは、極く薄い絶縁膜（厚さ１０nm程度）を強磁性膜で挟んだ３層構造のスピントンネル接合と称される部分に生じる効果である。つまり、前記二つの強磁性膜のそれぞれの電子のスピンの方向を揃えると、前記絶縁膜を通過する電子の量（単位時間当たり）を増加させることができる。換言すればスピントンネル接合部分の電気抵抗が低くなる。一方、スピンの方向を逆にすると、絶縁膜を通過できる電子の量（単位時間当たり）が少なくなり、スピントンネル接合部分の電気抵抗が高くなる。
【０００６】
そして、当該効果を発揮できるトンネル磁気抵抗素子をマトリクス状に備えるランダムアクセスメモリは、トンネル磁気抵抗素子の二つの強磁性膜のスピンの方向を任意に変更し、例えば、同方向にスピンがそろった場合を０、逆方向とした場合を１とすることで、不揮発性でありながら高速な読み書きが可能となっている。
【０００７】
従来、前記強磁性体として、アモルファス磁性合金など金属からなる強磁性体の適用が検討されているが、微細加工や高集積化などの問題を有している。そこで、半導体の集積技術を応用しＭＲＡＭの高集積化を図るため、トンネル磁気抵抗素子に用いる強磁性体として強磁性半導体を用いることが研究されている。
【０００８】
例えば、前記強磁性を示す半導体材料としては、Ｍｎと酸素とを不純物として含有させたＧａＮの結晶や、ＭｎとＳｉとを不純物として含有させたＧａＮ結晶が開示されている（例えば特許文献１）。これらのＧａＮ結晶は、常温で強磁性を示す半導体結晶として提案されている。
【特許文献１】特開２００３−１３７６９８号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００９】
ところが、常温で強磁性を示す半導体結晶であっても、デバイスとして使用される際の信頼性や安定性を確保するためには、室温以上の強磁性転移温度（キュリー温度）を実現する材料が必要となる。
【００１０】
さらに、強磁性転移温度を向上させ、良好な強磁性を得るためには、結晶中に添加するＭｎなどの添加元素である磁性イオンの濃度とキャリア濃度を増加させることが必要となる。しかし、結晶中に高濃度の磁性イオンをドープすると、半導体結晶が相分離すると共に、半導体結晶に様々な欠陥が生じる不具合が多発する。そしてこれらの不具合は、例えば、半導体結晶の電気、光学、磁気特性に悪影響を与え、所望する性能の素子を得ることが困難となる。
【００１１】
さらに、結晶を成長させるためには基板を高温にするのが好ましく、通常７００度程度に維持しながら長時間をかけて成膜しなければならないため、多層膜を形成する場合に、他の膜に悪影響を及ぼす可能性があるばかりか、半導体素子を製造する際の経済性が悪くなる。
【００１２】
本発明は、半導体本来の特性を保持したまま、高濃度に磁性イオンを添加でき、高い強磁性転移温度を実現しうる強磁性材料の提供を目的とする。
【課題を解決するための手段】
【００１３】
上記目的を達成するために、本発明にかかる強磁性材料は、ＩＩ−ＶＩ族、または、ＩＶ族、または、ＩＩＩ−Ｖ族の半導体材料を主成分とし、遷移金属（主成分をＩＶ族とした場合Ｍｎを除く）、または、希土類元素の少なくとも一方を添加元素として含み、アモルファスであることを特徴とする。
【００１４】
当該強磁性材料は、磁性イオンとなる遷移金属や希土類元素を高濃度に至るまで添加することが可能な材料であり、高い磁性転移温度や、低い成長温度を実現することが可能な材料である。
【００１５】
なお、主成分をＩＶ族とした場合に遷移金属からＭｎを除外するのは、添加元素にＭｎを採用しても所望の性能が得られないからである。
【００１６】
また、上記目的を達成するために、本発明にかかる強磁性材料の製造方法は、基板を真空中に配置し、前記基板を非加熱状態、または、５００度未満に加熱し、ＩＩ−ＶＩ族、または、ＩＶ族、または、ＩＩＩ−Ｖ族の半導体材料の各元素と、遷移金属（主成分をＩＶ族とした場合Ｍｎを除く）、または、希土類元素の少なくとも一方の添加元素とをアモルファス状態で前記基板上に成長させることを特徴とする。
【００１７】
当該方法を採用することにより、磁性イオンとしての遷移金属や希土類元素を高濃度に添加した強磁性のアモルファス半導体を得ることが可能となる。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１８】
次に、本発明にかかる強磁性材料の実施の形態を説明する。
【００１９】
本実施形態にかかる強磁性材料は、ＩＩ−ＶＩ族、または、ＩＶ族、または、ＩＩＩ−Ｖ族の半導体材料を主成分とし、磁性イオンとして遷移金属、または、希土類元素の少なくとも一方を添加元素として含み、結晶性は、アモルファスである。
【００２０】
ＩＩ−ＶＩ族半導体とは、ＩＩ族元素（例えばＺｎ、Ｃｄ）の少なくともいずれかと、ＶＩ族元素（Ｏ、Ｓ、Ｓｅ、Ｔｅ、Ｐｏ）の少なくともいずれかとの組み合わせからなる化合物半導体である。具体的には、ＺｎＴｅ、ＺｎＯ、ＣｄＴｅを例示することができる。
【００２１】
ＩＶ族半導体とは、ＩＶ族元素（例えばＳｉ、Ｇｅ）からなる半導体である。
【００２２】
ＩＩＩ−Ｖ族半導体とは、ＩＩＩ族元素（例えばＡｌ、Ｇａ、Ｉｎ）の少なくともいずれかと、Ｖ族元素（Ｎ、Ｐ、Ａｓ、Ｓｂ、Ｂｉ）の少なくともいずれかとの組み合わせからなる化合物半導体である。具体的には、ＧａＮ、ＡｌＮ、ＡｌＩｎＮ、ＡｌＧａＮ、ＧａＡｓを例示することができる。
【００２３】
遷移金属（主成分をＩＶ族とした場合Ｍｎを除く）とは、Ｓｃ、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｚｎ、Ｍｎ、Ｙ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ａｇ、Ｃｄを例示することができる。また、前記半導体に添加する添加元素としては、前記遷移金属群の中からいずれか一つ、または、複数の元素の組み合わせとして選定すればよい。特に、良好な強磁性を示す元素としては、理論上ｄ軌道に７個の電子を保持する遷移金属を挙示することができる。当該遷移金属を添加すると強磁性材料は、室温にて強磁性を示す傾向が強い。具体的にはＣｒ、Ｖ、Ｆｅを例示することができる。
【００２４】
希土類元素とは、Ｓｃ、Ｙ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｄ、Ｐｍ、Ｓｍ、Ｅｕ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、Ｈｏ、Ｅｒ、Ｔｍ、Ｙｂ、Ｌｕを例示することができる。前記半導体に添加する添加元素としては、前記希土類元素群のなかから、少なくとも一つの元素を選定してもよい。また、複数の元素を組み合わせて選定しても良い。
【００２５】
さらには、上記遷移金属と希土類元素を添加元素として混在させても構わない。
【００２６】
現在の所、遷移金属の中では、ＶまたはＣｒをＩＩＩ−Ｖ族、ＩＩ−ＶＩ族、ＩＶ族の半導体材料に添加すると、強磁性状態が最も安定であると考えられる。また、実験的には、ＧａＣｒＮは、室温において強い磁性を観察している。
【００２７】
また、希土類元素をＩＩＩ−Ｖ族、ＩＩ−ＶＩ族、ＩＶ族の半導体材料に添加すると、ほぼ全元素について強磁性を示すと考えられる。実験的には、Ｅｕ、Ｇｄ、Ｔｂ、ＤｙをＧａＮに添加することによって、室温において強磁性を観察している。
【００２８】
なお、元素の組み合わせによっては、強磁性ではなく、反磁性、常磁性、反強磁性になる場合も考えられるが、強磁性を示さない元素の組み合わせは本発明から除外するものとする。また、強磁性を示さない元素の組み合わせの存在は、本発明を否定するものではない。
【００２９】
また、添加元素の添加量は、特に限定されるものではないが、半導体材料に対する添加元素の添加の比率が高いほど強磁性転移温度が高くなる傾向が認められている。特に、強磁性材料をアモルファスとすることにより前記半導体材料の総原子数に対し１０％以上の原子数の添加元素を添加でき、半導体自体の特性を損ねる事もない。これは、良好な半導体結晶を維持したまま添加元素を添加できる限界（約９％）よりも高い添加量である。
【００３０】
以上により、本発明にかかる強磁性材料は、半導体の特性を維持したまま、磁性イオンの濃度を幅広く設定することができ、特に、高濃度の磁性イオンを保持して良好な強磁性材料を得ることが可能となる。
【００３１】
本発明にかかる強磁性材料の状態は、アモルファス（非晶質）である。このアモルファスとは、結晶のような長距離秩序はないが、短距離秩序はある状態となっていることを意味している。このアモルファスか否かの判断は、例えば、強磁性材料に対し反射高速電子線回折（ＲＨＥＥＤ：Reflection High Energy Electron Diffraction）行った結果、ＲＨＥＥＤ像に回折によるパターンが現れない場合（図１参照）は当該磁性材料はアモルファスであると考えられる。なお、図１はアモルファス状態のＧａＧｄＮ（強磁性材料）のＲＨＥＥＤ像である。
【００３２】
本実施形態にかかる強磁性材料は、室温で強磁性を示すと考えられる、特に、ＺｎＶＯ，ＺｎＣｒＯ、ＧａＶＮ，ＧａＣｒＮ、ＧａＣｒＡｓなどは、室温強磁性を有することを理論計算により確認している。さらに、ＧａＧｄＮ、ＧａＣｒＮ、ＩｎＣｒＮ、ＡｌＧｄＮ、ＧａＭｎＮは、室温強磁性を有することを実験により確認している。室温で強磁性を示せば、当該強磁性材料を用いて作成された素子を日常的に使用することが可能となるからである。
【００３３】
なお、本明細書及び特許請求の範囲において、「室温」の語は０℃以上、４０℃以下の範囲内に存在する温度を意味するものとして使用している。
【００３４】
さらに、本実施形態にかかる強磁性材料の強磁性転移温度は５００℃以上を示す。ＧａＭｎＮ、ＧａＣｒＮは、強磁性転移温度が５００℃以上であることを計算により確認している。さらに、ＧａＧｄＮ、ＧａＣｒＮ、ＡｌＧｄＮ、ＩｎＣｒＮ、ＧａＤｙＮは、強磁性転移温度が７００℃以上であることを実験により確認している。
【００３５】
次に、アモルファスの強磁性材料としてのＧａＧｄＮ膜の製造方法を説明する。
【００３６】
図２は、アモルファスのＧａＧｄＮ膜を製造する真空成膜装置を模式的に示す図である。
【００３７】
同図に示す真空成膜装置１００は、ＭＢＥ（molecular beam epitaxy）装置とほぼ同じ装置であるが、本実施の形態ではエピタキシャル成長を行うわけではない。
【００３８】
真空成膜装置１００は、超高真空中で強磁性材料を構成する元素を別々に放出させ、基板上に所望の元素比の強磁性材料を作成する装置である。
【００３９】
真空成膜装置１００は、チャンバ１０１と、真空系１０２と、ヒータ１０３と、蒸発源（クヌーセンセル）１０４と、ガス導入路１０５と、プラズマ源１０６とを備えている。
【００４０】
チャンバ１０１は、チャンバ１０１の内部を超高真空に維持することができる隔壁である。
【００４１】
真空系１０２は、チャンバ１０１内のガスを外部に排出する機構であって、例えばターボ分子ポンプやクライオスタットなどが組み合わされて構成されている。
【００４２】
ヒータ１０３は、基板２００を加熱する加熱源であり、基板を非加熱状態から９００℃程度まで任意の温度に加熱し、維持することが可能である。
【００４３】
蒸発源１０４は、強磁性材料を構成する元素のうち、固体（本実施形態の場合、金属状態のＧａとＧｄ）を加熱し蒸発させて、ＧａやＧｄ元素を分子線として基板２００表面に到達させるものである。本実施形態にかかる真空成膜装置１００は当該蒸発源１０４を３個備えているため、異なる３種類の元素（金属元素）の分子線を放出させることが可能である。なお、本実施形態の場合、蒸発源１０４の一つは使用しない。
【００４４】
ガス導入路１０５は、強磁性材料を構成する元素のうち、気体（本実施形態の場合Ｎ2）をチャンバ１０１内に導入する事ができるものである。ガス導入路１０５は、ガスボンベなどのガス供給源から供給されてきたガスをマスフローコントローラ１０７などによりガス流量を正確に調整されて導入することができるものとなっている。
【００４５】
プラズマ源１０６は、ガス導入路１０５を囲むコイルであり、当該プラズマ源１０６は、図示しない高周波発生装置に接続されている。そして、ガス導入路１０５内に流通するガスに高周波を作用させて、前記ガスをプラズマ化させる事が可能となる。本実施形態の場合、Ｎ2ガスをプラズマ化させ、基板２００に到達させる。
【００４６】
基板２００は、強磁性材料を成膜するための基となる板であり、本実施形態では板状のサファイヤ（結晶）を使用している。なお、この基板はシリコンウエハ（結晶、アモルファス）や、ガラスなどでもよく、特に限定されるものではない。
【００４７】
次に、上記真空成膜装置１００を使用し、サファイヤ基板２００の表面にＧａＧｄＮを成膜する方法を説明する。
【００４８】
まず、基板２００を所定の場所に保持した後、チャンバ１０１内部を排気する。なお、ロードロックを用い、高真空状態のチャンバ１０１内に基板２００を搬入しても構わない。
【００４９】
次に、蒸発源１０４のシャッターを開放し、Ｇａの分子線とＧｄの分子線をそれぞれ放出する。また、同時にガス導入路１０５から窒素ガスを導入し当該ガスをプラズマ源１０６によりプラズマ化させて基板２００に照射する。
【００５０】
ここで、成膜された際のＧａ原子の数とＮ原子の数の総数に対しＧｄの総数が約６％となるようにＧａを蒸発させる蒸発源１０４ｂの加熱温度を調整し、Ｇｄを蒸発させる蒸発源１０４ｃの温度を調整した。
【００５１】
前記強磁性材料の成膜中は、ヒータ３００に電力を供給し、基板２００が３００℃となるようにコントロールしている。
【００５２】
当該条件によって得られる強磁性材料としてのＧａＧｄＮの成膜レートは２００〜３００ｎｍ／ｈとなるため、所望の膜厚となるまで成膜を続ける。また、成膜する目標膜厚は、２００ｎｍとした。
【００５３】
また、ＧａＧｄＮ成膜中においては、成膜されつつある膜に対し所定の間隔でＲＨＥＥＤを実行し、逐次ＲＨＥＥＤ像を確認した。しかし、ＲＨＥＥＤ像には回折によるパターンは確認されず、成膜されているＧａＧｄＮはアモルファス状態であることを確認した。
【００５４】
以上条件による成膜を、三つの基板２００に対し、Ｇａを蒸発させるための温度、すなわち蒸発源１０４ｂの加熱温度を変化させて実施した。具体的に蒸発源１０４ｂの温度を６６０℃、７００℃、７５０℃として、それぞれ成膜を行った。
【００５５】
また、蛍光Ｘ線法を用いて得られた強磁性材料のＧｄの濃度を測定した。その結果Ｇａ原子数とＮ原子数との総和に対し、Ｇｄの濃度は、約１２．５％（蒸発源：６６０℃）、約６．５％（蒸発源：７００℃）、約３％（蒸発源：７５０℃）であった。
【００５６】
また、得られた強磁性材料は均質で、Ｇｄ、ＧｄＮなどの析出などは認められなかった。
【００５７】
また、前記強磁性材料の強磁性転移温度を計測したところ、７００℃〜８００℃であった。
【００５８】
図３は、本実施形態にかかる強磁性材料の磁化曲線を示すグラフである。
【００５９】
同図に示す磁化曲線は、上記成膜により得られたＧａＧｄＮ膜に対し、室温（約２７℃）で測定を行った結果である。同図から解るように、いずれのＧａＧｄＮ膜も室温で強磁性を示した。また、Ｇｄの濃度が高いほど飽和磁化が増加することが認められた。
【００６０】
一方、本実施形態の優位性を検証するため、以下の成膜を行い、性能を検証した。
【００６１】
基板２００の温度を７００℃に加熱して維持し、それ以外を上記とほぼ同条件でＧａＧｄＮ膜の成膜を行った。
【００６２】
Ｇａを備える蒸発源１０４ｂの温度が６６０℃、及び、７００℃の場合は、ＧｄＮが析出し、ＧａＧｄＮ中のＧｄの濃度は３％未満であった。またＲＨＥＥＤ像には、回折パターンが認められた。
【００６３】
また、蒸発源１０４ｂの温度が６６０℃、７００℃、７５０℃いずれの場合も、安定な磁化曲線を得ることができなかった。
【００６４】
以上のように、本実施形態にかかるＧａＧｄＮは、アモルファスであり、半導体材料であるＧａＮに希土類元素であるＧｄを添加し、しかも、結晶のＧａＮでは添加できない比率（５％以上）を実現している。また、強磁性転移温度は室温よりもかなり高く、飽和磁化も比較的高い。
【００６５】
なお、上記製造方法の説明で製造し、性能を検証した強磁性材料はＧａＧｄＮであるが、本発明はこれに限定されるものではない。例えばＩＩＩ−Ｖ族の半導体材料に遷移金属を添加したＧａＣｒＮも、上記と同様の性能を示し、Ｃｒの添加量も５％以上を実現することができ、１３％程度まで任意に調整可能である。
【００６６】
以上のように、本発明にかかる強磁性材料は、結晶構造を持つものに比べて、磁性が強く、添加元素の添加量を幅広く調整することができるため、得られる強磁性材料の磁性も幅広く設定することができる。従って、スピントロニクス(spintronics, spin+electronics)の分野へ幅広く適用することが可能である。例えば、ＧＭＲ(Giant Maneto Resistance)素子などである。
【００６７】
また、強磁性転移温度が高いため、本磁性材料を用いた素子は、室温で安定した性能を発揮できるばかりか、自動車や、航空、宇宙の分野など室温以上の高温での使用にも耐えうるものと考えられる。特に、ＧａＮやＡｌＮのワイドギャップ窒化物半導体を主成分とした場合、強磁性転移温度を高くすることができる。
【００６８】
また、結晶を成長させる場合に比べて低温で製造（成膜）することができるため、素子を製造する際に他の材料に温度的な負荷をかけることを低減することが可能となる。また、製造に当たっての経済性も高い（エネルギーコストの低減など）。
【００６９】
さらに、強磁性材料を構成する基材が半導体であるため、従来の半導体素子の製造工程で用いられる手法や薬剤を容易に流用することが可能である。従って、本発明にかかる強磁性材料を使用した素子の微細化や集積化が容易である。例えば、金属からなる強磁性材料はエッチングが困難な場合が多いが、本発明にかかる強磁性材料は、従来の技術でエッチングすることが可能である。
【００７０】
なお、主成分は化合物半導体が好ましい。化合物であれば元素の組み合わせにより種々のバンドギャップを設定することが可能となるからである。
【００７１】
図４は、本発明にかかる強磁性材料の適用例であるトンネル磁気抵抗素子を模式的に示す図である。
【００７２】
同図に示すように、本発明にかかるトンネル磁気抵抗素子３００は、第１強磁性電極３０１と、絶縁障壁３０２と、第２強磁性電極３０３とを備えている。なお、同図に示す電球３１１と、電池３１２と、導線３１３とは、トンネル磁気抵抗素子３００の原理を説明するために記載したものであり、トンネル磁気抵抗素子３００を構成する要素ではない。
【００７３】
トンネル磁気抵抗素子３００は、第１強磁性電極３０１の電子のスピンの方向と、第２強磁性電極３０３の電子のスピンの方向との相対的な関係により、電気抵抗が極端に異なる素子である。
【００７４】
例えば、図４（ａ）に示すように、スピンの方向（図中矢印）が第１強磁性電極３０１と第２強磁性電極３０３とで同じであれば、トンネル磁気抵抗素子３００の電気抵抗が小さい状態となる。従って、仮想的に電池３１２によりトンネル磁気抵抗素子３００に電圧をかければ、所定値以上の電流が導線３１３を流れる。なお、電球３１１が点灯しているのは、所定値以上の電流が流れていることを象徴している。
【００７５】
一方、図４（ｂ）に示すように、スピンの方向（図中矢印）が第１強磁性電極３０１と第２強磁性電極３０３とで逆方向であれば、トンネル磁気抵抗素子３００の電気抵抗が大きい状態となる。従って、仮想的に電池３１２によりトンネル磁気抵抗素子３００に電圧をかけたとしても、所定値以上の電流が導線３１３を流れることはない。なお、電球３１１が消灯しているのは、所定値以上の電流が流れていないことを象徴している。
【００７６】
第１強磁性電極３０１は、強磁性を示す半導体からなり、ＩＩ−ＶＩ族、または、ＩＶ族、または、ＩＩＩ−Ｖ族の半導体材料を主成分とし、遷移金属、または、希土類元素の少なくとも一方を添加元素として含み、アモルファスである。
【００７７】
絶縁障壁３０２は、トンネル障壁として機能するものであり、高抵抗の薄膜である。当該絶縁障壁３０２の材質は、例えば、ＡｌＮ、ＧａＮ、ＭｇＯ、ＡｌＯxなどというものがある。
【００７８】
第２強磁性電極３０３は、第１強磁性電極３０１と同じ材質でも良く、また、異なる材質でも構わない。
【００７９】
以上のトンネル磁気抵抗素子３００によれば、強磁性電極の高い残留磁束密度に基づき高い磁気抵抗比率を実現することができる。
【００８０】
図５は、本実施形態にかかるＭＲＡＭ(Magnetic Random Access Memory)を模式的に示す図である。
【００８１】
同図に示すように、本実施形態にかかるＭＲＡＭ４００は、一方向に並んだワード線４０１と、ワード線４０１と垂直方向に並んだビット線４０２と、前記ワード線４０１とビット線４０２との交差部を接続するトンネル磁気抵抗素子３００とを備えている。
【００８２】
そして、トンネル磁気抵抗素子３００の強磁性電極の一つを記録層として機能させ、他の強磁性電極を固定層として機能させる。固定層として機能する強磁性体のスピンの方向は固定し、前記記録層として機能する強磁性体のスピンの方向を任意に変更することで、ＭＲＡＭ４００は、０／１の情報を保持することができるものとなっている。なお、実際にＭＲＡＭに備えられるトンネル磁気抵抗素子３００は、強磁性電極と絶縁障壁との間にいくつかの補助的な層が含まれている。
【００８３】
図６は、本実施形態にかかる半導体レーザ発振素子を模式的に示す図である。
【００８４】
同図に示すように、半導体レーザ発振素子５００は、正孔の注入源であるｐクラッド層５０１と、電子の注入源であるｎクラッド層５０３と、ｐクラッド層５０１とｎクラッド層５０３との間に配置されｐクラッド層５０１から正孔が注入され、ｎクラッド層５０３から電子が注入される活性層５０２と、ｐ電極５０４と、ｎ電極５０５とを備える。
【００８５】
活性層５０２は、ＩＩ−ＶＩ族、または、ＩＶ族、または、ＩＩＩ−Ｖ族の半導体材料を主成分とし、遷移金属、または、希土類元素の少なくとも一方を添加元素として含み、アモルファスであり、強磁性を有する。
【００８６】
特に、活性層５０２を構成する半導体材料としては、発光性能に鑑みＩＩＩ−Ｖ族の半導体材料を選択するのが好ましく、中でも、ＡｌＮ、ＧａＮ、ＩｎＮ、ＩｎＧａＮ、ＡｌＧａＮおよびＩｎＡｌＧａＮが発光性能に優れる。さらに、これらの半導体は、遷移金属や希土類元素を添加することで発光性能を高い状態で維持したまま、優れた強磁性が発現される。
【００８７】
以上の半導体レーザ発振素子によれば、直線偏光を円偏光に変換する手段を用いる必要がなく、直接円偏光レーザを発振することが可能となる。しかも、活性層５０２を構成する強磁性体の磁束密度が高いため、より優れた円偏光のレーザを発振することが可能となる。
【産業上の利用可能性】
【００８８】
本発明は、強磁性材料を用いる分野に適用でき、特に、スピントロニクスと称される電子のスピンを利用した素子の分野に適用できる
【図面の簡単な説明】
【００８９】
【図１】ＲＨＥＥＤ像である。
【図２】真空成膜装置を示す概念図である。
【図３】本実施形態にかかる強磁性材料の磁化曲線を示すグラフである。
【図４】トンネル磁気抵抗素子の原理を模式的に示す図である。
【図５】ＭＲＡＭの構造を模式的に示す図である。
【図６】レーザ発振素子の構造を模式的に示す図である。
【符号の説明】
【００９０】
１００ 真空成膜装置
１０３ ヒータ
１０４ 蒸発源
１０５ ガス導入路
１０６ プラズマ源
３００ トンネル磁気抵抗素子
３０１ 第１強磁性電極
３０２ 絶縁障壁
３０３ 第２強磁性電極
４００ ＭＲＡＭ
４０１ ワード線
４０２ ビット線
５００ 半導体レーザ発振素子
５０１ ｐクラッド層
５０２ 活性層
５０３ ｎクラッド層
【技術分野】
【０００１】
本発明は強磁性材料に関し、特に室温以上で強磁性を維持しうる半導体強磁性材料に関する。
【背景技術】
【０００２】
近年、スピントロニクス（電子のスピンとエレクトロニクスを組み合わせた造語）と称される分野が注目を集めている。このスピントロニクスとは、電子が有する電荷とスピンという２つの性質を利用し、まったく新しい機能を持つ素材や素子を開発する研究分野である。
【０００３】
そして、電子の流れ（電荷の流れ）を制御する半導体素子に、スピンを制御しうる強磁性体を組み合わせた素子や、半導体自体が強磁性を備える半導体材料などが研究されている。
【０００４】
例えば、スピントロニクス分野のデバイスとして、トンネル磁気抵抗効果を利用した、ランダムアクセスメモリ（ＭＲＡＭ）が注目されている。
【０００５】
このトンネル磁気抵抗効果とは、極く薄い絶縁膜（厚さ１０nm程度）を強磁性膜で挟んだ３層構造のスピントンネル接合と称される部分に生じる効果である。つまり、前記二つの強磁性膜のそれぞれの電子のスピンの方向を揃えると、前記絶縁膜を通過する電子の量（単位時間当たり）を増加させることができる。換言すればスピントンネル接合部分の電気抵抗が低くなる。一方、スピンの方向を逆にすると、絶縁膜を通過できる電子の量（単位時間当たり）が少なくなり、スピントンネル接合部分の電気抵抗が高くなる。
【０００６】
そして、当該効果を発揮できるトンネル磁気抵抗素子をマトリクス状に備えるランダムアクセスメモリは、トンネル磁気抵抗素子の二つの強磁性膜のスピンの方向を任意に変更し、例えば、同方向にスピンがそろった場合を０、逆方向とした場合を１とすることで、不揮発性でありながら高速な読み書きが可能となっている。
【０００７】
従来、前記強磁性体として、アモルファス磁性合金など金属からなる強磁性体の適用が検討されているが、微細加工や高集積化などの問題を有している。そこで、半導体の集積技術を応用しＭＲＡＭの高集積化を図るため、トンネル磁気抵抗素子に用いる強磁性体として強磁性半導体を用いることが研究されている。
【０００８】
例えば、前記強磁性を示す半導体材料としては、Ｍｎと酸素とを不純物として含有させたＧａＮの結晶や、ＭｎとＳｉとを不純物として含有させたＧａＮ結晶が開示されている（例えば特許文献１）。これらのＧａＮ結晶は、常温で強磁性を示す半導体結晶として提案されている。
【特許文献１】特開２００３−１３７６９８号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００９】
ところが、常温で強磁性を示す半導体結晶であっても、デバイスとして使用される際の信頼性や安定性を確保するためには、室温以上の強磁性転移温度（キュリー温度）を実現する材料が必要となる。
【００１０】
さらに、強磁性転移温度を向上させ、良好な強磁性を得るためには、結晶中に添加するＭｎなどの添加元素である磁性イオンの濃度とキャリア濃度を増加させることが必要となる。しかし、結晶中に高濃度の磁性イオンをドープすると、半導体結晶が相分離すると共に、半導体結晶に様々な欠陥が生じる不具合が多発する。そしてこれらの不具合は、例えば、半導体結晶の電気、光学、磁気特性に悪影響を与え、所望する性能の素子を得ることが困難となる。
【００１１】
さらに、結晶を成長させるためには基板を高温にするのが好ましく、通常７００度程度に維持しながら長時間をかけて成膜しなければならないため、多層膜を形成する場合に、他の膜に悪影響を及ぼす可能性があるばかりか、半導体素子を製造する際の経済性が悪くなる。
【００１２】
本発明は、半導体本来の特性を保持したまま、高濃度に磁性イオンを添加でき、高い強磁性転移温度を実現しうる強磁性材料の提供を目的とする。
【課題を解決するための手段】
【００１３】
上記目的を達成するために、本発明にかかる強磁性材料は、ＩＩ−ＶＩ族、または、ＩＶ族、または、ＩＩＩ−Ｖ族の半導体材料を主成分とし、遷移金属（主成分をＩＶ族とした場合Ｍｎを除く）、または、希土類元素の少なくとも一方を添加元素として含み、アモルファスであることを特徴とする。
【００１４】
当該強磁性材料は、磁性イオンとなる遷移金属や希土類元素を高濃度に至るまで添加することが可能な材料であり、高い磁性転移温度や、低い成長温度を実現することが可能な材料である。
【００１５】
なお、主成分をＩＶ族とした場合に遷移金属からＭｎを除外するのは、添加元素にＭｎを採用しても所望の性能が得られないからである。
【００１６】
また、上記目的を達成するために、本発明にかかる強磁性材料の製造方法は、基板を真空中に配置し、前記基板を非加熱状態、または、５００度未満に加熱し、ＩＩ−ＶＩ族、または、ＩＶ族、または、ＩＩＩ−Ｖ族の半導体材料の各元素と、遷移金属（主成分をＩＶ族とした場合Ｍｎを除く）、または、希土類元素の少なくとも一方の添加元素とをアモルファス状態で前記基板上に成長させることを特徴とする。
【００１７】
当該方法を採用することにより、磁性イオンとしての遷移金属や希土類元素を高濃度に添加した強磁性のアモルファス半導体を得ることが可能となる。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１８】
次に、本発明にかかる強磁性材料の実施の形態を説明する。
【００１９】
本実施形態にかかる強磁性材料は、ＩＩ−ＶＩ族、または、ＩＶ族、または、ＩＩＩ−Ｖ族の半導体材料を主成分とし、磁性イオンとして遷移金属、または、希土類元素の少なくとも一方を添加元素として含み、結晶性は、アモルファスである。
【００２０】
ＩＩ−ＶＩ族半導体とは、ＩＩ族元素（例えばＺｎ、Ｃｄ）の少なくともいずれかと、ＶＩ族元素（Ｏ、Ｓ、Ｓｅ、Ｔｅ、Ｐｏ）の少なくともいずれかとの組み合わせからなる化合物半導体である。具体的には、ＺｎＴｅ、ＺｎＯ、ＣｄＴｅを例示することができる。
【００２１】
ＩＶ族半導体とは、ＩＶ族元素（例えばＳｉ、Ｇｅ）からなる半導体である。
【００２２】
ＩＩＩ−Ｖ族半導体とは、ＩＩＩ族元素（例えばＡｌ、Ｇａ、Ｉｎ）の少なくともいずれかと、Ｖ族元素（Ｎ、Ｐ、Ａｓ、Ｓｂ、Ｂｉ）の少なくともいずれかとの組み合わせからなる化合物半導体である。具体的には、ＧａＮ、ＡｌＮ、ＡｌＩｎＮ、ＡｌＧａＮ、ＧａＡｓを例示することができる。
【００２３】
遷移金属（主成分をＩＶ族とした場合Ｍｎを除く）とは、Ｓｃ、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｚｎ、Ｍｎ、Ｙ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ａｇ、Ｃｄを例示することができる。また、前記半導体に添加する添加元素としては、前記遷移金属群の中からいずれか一つ、または、複数の元素の組み合わせとして選定すればよい。特に、良好な強磁性を示す元素としては、理論上ｄ軌道に７個の電子を保持する遷移金属を挙示することができる。当該遷移金属を添加すると強磁性材料は、室温にて強磁性を示す傾向が強い。具体的にはＣｒ、Ｖ、Ｆｅを例示することができる。
【００２４】
希土類元素とは、Ｓｃ、Ｙ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｄ、Ｐｍ、Ｓｍ、Ｅｕ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、Ｈｏ、Ｅｒ、Ｔｍ、Ｙｂ、Ｌｕを例示することができる。前記半導体に添加する添加元素としては、前記希土類元素群のなかから、少なくとも一つの元素を選定してもよい。また、複数の元素を組み合わせて選定しても良い。
【００２５】
さらには、上記遷移金属と希土類元素を添加元素として混在させても構わない。
【００２６】
現在の所、遷移金属の中では、ＶまたはＣｒをＩＩＩ−Ｖ族、ＩＩ−ＶＩ族、ＩＶ族の半導体材料に添加すると、強磁性状態が最も安定であると考えられる。また、実験的には、ＧａＣｒＮは、室温において強い磁性を観察している。
【００２７】
また、希土類元素をＩＩＩ−Ｖ族、ＩＩ−ＶＩ族、ＩＶ族の半導体材料に添加すると、ほぼ全元素について強磁性を示すと考えられる。実験的には、Ｅｕ、Ｇｄ、Ｔｂ、ＤｙをＧａＮに添加することによって、室温において強磁性を観察している。
【００２８】
なお、元素の組み合わせによっては、強磁性ではなく、反磁性、常磁性、反強磁性になる場合も考えられるが、強磁性を示さない元素の組み合わせは本発明から除外するものとする。また、強磁性を示さない元素の組み合わせの存在は、本発明を否定するものではない。
【００２９】
また、添加元素の添加量は、特に限定されるものではないが、半導体材料に対する添加元素の添加の比率が高いほど強磁性転移温度が高くなる傾向が認められている。特に、強磁性材料をアモルファスとすることにより前記半導体材料の総原子数に対し１０％以上の原子数の添加元素を添加でき、半導体自体の特性を損ねる事もない。これは、良好な半導体結晶を維持したまま添加元素を添加できる限界（約９％）よりも高い添加量である。
【００３０】
以上により、本発明にかかる強磁性材料は、半導体の特性を維持したまま、磁性イオンの濃度を幅広く設定することができ、特に、高濃度の磁性イオンを保持して良好な強磁性材料を得ることが可能となる。
【００３１】
本発明にかかる強磁性材料の状態は、アモルファス（非晶質）である。このアモルファスとは、結晶のような長距離秩序はないが、短距離秩序はある状態となっていることを意味している。このアモルファスか否かの判断は、例えば、強磁性材料に対し反射高速電子線回折（ＲＨＥＥＤ：Reflection High Energy Electron Diffraction）行った結果、ＲＨＥＥＤ像に回折によるパターンが現れない場合（図１参照）は当該磁性材料はアモルファスであると考えられる。なお、図１はアモルファス状態のＧａＧｄＮ（強磁性材料）のＲＨＥＥＤ像である。
【００３２】
本実施形態にかかる強磁性材料は、室温で強磁性を示すと考えられる、特に、ＺｎＶＯ，ＺｎＣｒＯ、ＧａＶＮ，ＧａＣｒＮ、ＧａＣｒＡｓなどは、室温強磁性を有することを理論計算により確認している。さらに、ＧａＧｄＮ、ＧａＣｒＮ、ＩｎＣｒＮ、ＡｌＧｄＮ、ＧａＭｎＮは、室温強磁性を有することを実験により確認している。室温で強磁性を示せば、当該強磁性材料を用いて作成された素子を日常的に使用することが可能となるからである。
【００３３】
なお、本明細書及び特許請求の範囲において、「室温」の語は０℃以上、４０℃以下の範囲内に存在する温度を意味するものとして使用している。
【００３４】
さらに、本実施形態にかかる強磁性材料の強磁性転移温度は５００℃以上を示す。ＧａＭｎＮ、ＧａＣｒＮは、強磁性転移温度が５００℃以上であることを計算により確認している。さらに、ＧａＧｄＮ、ＧａＣｒＮ、ＡｌＧｄＮ、ＩｎＣｒＮ、ＧａＤｙＮは、強磁性転移温度が７００℃以上であることを実験により確認している。
【００３５】
次に、アモルファスの強磁性材料としてのＧａＧｄＮ膜の製造方法を説明する。
【００３６】
図２は、アモルファスのＧａＧｄＮ膜を製造する真空成膜装置を模式的に示す図である。
【００３７】
同図に示す真空成膜装置１００は、ＭＢＥ（molecular beam epitaxy）装置とほぼ同じ装置であるが、本実施の形態ではエピタキシャル成長を行うわけではない。
【００３８】
真空成膜装置１００は、超高真空中で強磁性材料を構成する元素を別々に放出させ、基板上に所望の元素比の強磁性材料を作成する装置である。
【００３９】
真空成膜装置１００は、チャンバ１０１と、真空系１０２と、ヒータ１０３と、蒸発源（クヌーセンセル）１０４と、ガス導入路１０５と、プラズマ源１０６とを備えている。
【００４０】
チャンバ１０１は、チャンバ１０１の内部を超高真空に維持することができる隔壁である。
【００４１】
真空系１０２は、チャンバ１０１内のガスを外部に排出する機構であって、例えばターボ分子ポンプやクライオスタットなどが組み合わされて構成されている。
【００４２】
ヒータ１０３は、基板２００を加熱する加熱源であり、基板を非加熱状態から９００℃程度まで任意の温度に加熱し、維持することが可能である。
【００４３】
蒸発源１０４は、強磁性材料を構成する元素のうち、固体（本実施形態の場合、金属状態のＧａとＧｄ）を加熱し蒸発させて、ＧａやＧｄ元素を分子線として基板２００表面に到達させるものである。本実施形態にかかる真空成膜装置１００は当該蒸発源１０４を３個備えているため、異なる３種類の元素（金属元素）の分子線を放出させることが可能である。なお、本実施形態の場合、蒸発源１０４の一つは使用しない。
【００４４】
ガス導入路１０５は、強磁性材料を構成する元素のうち、気体（本実施形態の場合Ｎ2）をチャンバ１０１内に導入する事ができるものである。ガス導入路１０５は、ガスボンベなどのガス供給源から供給されてきたガスをマスフローコントローラ１０７などによりガス流量を正確に調整されて導入することができるものとなっている。
【００４５】
プラズマ源１０６は、ガス導入路１０５を囲むコイルであり、当該プラズマ源１０６は、図示しない高周波発生装置に接続されている。そして、ガス導入路１０５内に流通するガスに高周波を作用させて、前記ガスをプラズマ化させる事が可能となる。本実施形態の場合、Ｎ2ガスをプラズマ化させ、基板２００に到達させる。
【００４６】
基板２００は、強磁性材料を成膜するための基となる板であり、本実施形態では板状のサファイヤ（結晶）を使用している。なお、この基板はシリコンウエハ（結晶、アモルファス）や、ガラスなどでもよく、特に限定されるものではない。
【００４７】
次に、上記真空成膜装置１００を使用し、サファイヤ基板２００の表面にＧａＧｄＮを成膜する方法を説明する。
【００４８】
まず、基板２００を所定の場所に保持した後、チャンバ１０１内部を排気する。なお、ロードロックを用い、高真空状態のチャンバ１０１内に基板２００を搬入しても構わない。
【００４９】
次に、蒸発源１０４のシャッターを開放し、Ｇａの分子線とＧｄの分子線をそれぞれ放出する。また、同時にガス導入路１０５から窒素ガスを導入し当該ガスをプラズマ源１０６によりプラズマ化させて基板２００に照射する。
【００５０】
ここで、成膜された際のＧａ原子の数とＮ原子の数の総数に対しＧｄの総数が約６％となるようにＧａを蒸発させる蒸発源１０４ｂの加熱温度を調整し、Ｇｄを蒸発させる蒸発源１０４ｃの温度を調整した。
【００５１】
前記強磁性材料の成膜中は、ヒータ３００に電力を供給し、基板２００が３００℃となるようにコントロールしている。
【００５２】
当該条件によって得られる強磁性材料としてのＧａＧｄＮの成膜レートは２００〜３００ｎｍ／ｈとなるため、所望の膜厚となるまで成膜を続ける。また、成膜する目標膜厚は、２００ｎｍとした。
【００５３】
また、ＧａＧｄＮ成膜中においては、成膜されつつある膜に対し所定の間隔でＲＨＥＥＤを実行し、逐次ＲＨＥＥＤ像を確認した。しかし、ＲＨＥＥＤ像には回折によるパターンは確認されず、成膜されているＧａＧｄＮはアモルファス状態であることを確認した。
【００５４】
以上条件による成膜を、三つの基板２００に対し、Ｇａを蒸発させるための温度、すなわち蒸発源１０４ｂの加熱温度を変化させて実施した。具体的に蒸発源１０４ｂの温度を６６０℃、７００℃、７５０℃として、それぞれ成膜を行った。
【００５５】
また、蛍光Ｘ線法を用いて得られた強磁性材料のＧｄの濃度を測定した。その結果Ｇａ原子数とＮ原子数との総和に対し、Ｇｄの濃度は、約１２．５％（蒸発源：６６０℃）、約６．５％（蒸発源：７００℃）、約３％（蒸発源：７５０℃）であった。
【００５６】
また、得られた強磁性材料は均質で、Ｇｄ、ＧｄＮなどの析出などは認められなかった。
【００５７】
また、前記強磁性材料の強磁性転移温度を計測したところ、７００℃〜８００℃であった。
【００５８】
図３は、本実施形態にかかる強磁性材料の磁化曲線を示すグラフである。
【００５９】
同図に示す磁化曲線は、上記成膜により得られたＧａＧｄＮ膜に対し、室温（約２７℃）で測定を行った結果である。同図から解るように、いずれのＧａＧｄＮ膜も室温で強磁性を示した。また、Ｇｄの濃度が高いほど飽和磁化が増加することが認められた。
【００６０】
一方、本実施形態の優位性を検証するため、以下の成膜を行い、性能を検証した。
【００６１】
基板２００の温度を７００℃に加熱して維持し、それ以外を上記とほぼ同条件でＧａＧｄＮ膜の成膜を行った。
【００６２】
Ｇａを備える蒸発源１０４ｂの温度が６６０℃、及び、７００℃の場合は、ＧｄＮが析出し、ＧａＧｄＮ中のＧｄの濃度は３％未満であった。またＲＨＥＥＤ像には、回折パターンが認められた。
【００６３】
また、蒸発源１０４ｂの温度が６６０℃、７００℃、７５０℃いずれの場合も、安定な磁化曲線を得ることができなかった。
【００６４】
以上のように、本実施形態にかかるＧａＧｄＮは、アモルファスであり、半導体材料であるＧａＮに希土類元素であるＧｄを添加し、しかも、結晶のＧａＮでは添加できない比率（５％以上）を実現している。また、強磁性転移温度は室温よりもかなり高く、飽和磁化も比較的高い。
【００６５】
なお、上記製造方法の説明で製造し、性能を検証した強磁性材料はＧａＧｄＮであるが、本発明はこれに限定されるものではない。例えばＩＩＩ−Ｖ族の半導体材料に遷移金属を添加したＧａＣｒＮも、上記と同様の性能を示し、Ｃｒの添加量も５％以上を実現することができ、１３％程度まで任意に調整可能である。
【００６６】
以上のように、本発明にかかる強磁性材料は、結晶構造を持つものに比べて、磁性が強く、添加元素の添加量を幅広く調整することができるため、得られる強磁性材料の磁性も幅広く設定することができる。従って、スピントロニクス(spintronics, spin+electronics)の分野へ幅広く適用することが可能である。例えば、ＧＭＲ(Giant Maneto Resistance)素子などである。
【００６７】
また、強磁性転移温度が高いため、本磁性材料を用いた素子は、室温で安定した性能を発揮できるばかりか、自動車や、航空、宇宙の分野など室温以上の高温での使用にも耐えうるものと考えられる。特に、ＧａＮやＡｌＮのワイドギャップ窒化物半導体を主成分とした場合、強磁性転移温度を高くすることができる。
【００６８】
また、結晶を成長させる場合に比べて低温で製造（成膜）することができるため、素子を製造する際に他の材料に温度的な負荷をかけることを低減することが可能となる。また、製造に当たっての経済性も高い（エネルギーコストの低減など）。
【００６９】
さらに、強磁性材料を構成する基材が半導体であるため、従来の半導体素子の製造工程で用いられる手法や薬剤を容易に流用することが可能である。従って、本発明にかかる強磁性材料を使用した素子の微細化や集積化が容易である。例えば、金属からなる強磁性材料はエッチングが困難な場合が多いが、本発明にかかる強磁性材料は、従来の技術でエッチングすることが可能である。
【００７０】
なお、主成分は化合物半導体が好ましい。化合物であれば元素の組み合わせにより種々のバンドギャップを設定することが可能となるからである。
【００７１】
図４は、本発明にかかる強磁性材料の適用例であるトンネル磁気抵抗素子を模式的に示す図である。
【００７２】
同図に示すように、本発明にかかるトンネル磁気抵抗素子３００は、第１強磁性電極３０１と、絶縁障壁３０２と、第２強磁性電極３０３とを備えている。なお、同図に示す電球３１１と、電池３１２と、導線３１３とは、トンネル磁気抵抗素子３００の原理を説明するために記載したものであり、トンネル磁気抵抗素子３００を構成する要素ではない。
【００７３】
トンネル磁気抵抗素子３００は、第１強磁性電極３０１の電子のスピンの方向と、第２強磁性電極３０３の電子のスピンの方向との相対的な関係により、電気抵抗が極端に異なる素子である。
【００７４】
例えば、図４（ａ）に示すように、スピンの方向（図中矢印）が第１強磁性電極３０１と第２強磁性電極３０３とで同じであれば、トンネル磁気抵抗素子３００の電気抵抗が小さい状態となる。従って、仮想的に電池３１２によりトンネル磁気抵抗素子３００に電圧をかければ、所定値以上の電流が導線３１３を流れる。なお、電球３１１が点灯しているのは、所定値以上の電流が流れていることを象徴している。
【００７５】
一方、図４（ｂ）に示すように、スピンの方向（図中矢印）が第１強磁性電極３０１と第２強磁性電極３０３とで逆方向であれば、トンネル磁気抵抗素子３００の電気抵抗が大きい状態となる。従って、仮想的に電池３１２によりトンネル磁気抵抗素子３００に電圧をかけたとしても、所定値以上の電流が導線３１３を流れることはない。なお、電球３１１が消灯しているのは、所定値以上の電流が流れていないことを象徴している。
【００７６】
第１強磁性電極３０１は、強磁性を示す半導体からなり、ＩＩ−ＶＩ族、または、ＩＶ族、または、ＩＩＩ−Ｖ族の半導体材料を主成分とし、遷移金属、または、希土類元素の少なくとも一方を添加元素として含み、アモルファスである。
【００７７】
絶縁障壁３０２は、トンネル障壁として機能するものであり、高抵抗の薄膜である。当該絶縁障壁３０２の材質は、例えば、ＡｌＮ、ＧａＮ、ＭｇＯ、ＡｌＯxなどというものがある。
【００７８】
第２強磁性電極３０３は、第１強磁性電極３０１と同じ材質でも良く、また、異なる材質でも構わない。
【００７９】
以上のトンネル磁気抵抗素子３００によれば、強磁性電極の高い残留磁束密度に基づき高い磁気抵抗比率を実現することができる。
【００８０】
図５は、本実施形態にかかるＭＲＡＭ(Magnetic Random Access Memory)を模式的に示す図である。
【００８１】
同図に示すように、本実施形態にかかるＭＲＡＭ４００は、一方向に並んだワード線４０１と、ワード線４０１と垂直方向に並んだビット線４０２と、前記ワード線４０１とビット線４０２との交差部を接続するトンネル磁気抵抗素子３００とを備えている。
【００８２】
そして、トンネル磁気抵抗素子３００の強磁性電極の一つを記録層として機能させ、他の強磁性電極を固定層として機能させる。固定層として機能する強磁性体のスピンの方向は固定し、前記記録層として機能する強磁性体のスピンの方向を任意に変更することで、ＭＲＡＭ４００は、０／１の情報を保持することができるものとなっている。なお、実際にＭＲＡＭに備えられるトンネル磁気抵抗素子３００は、強磁性電極と絶縁障壁との間にいくつかの補助的な層が含まれている。
【００８３】
図６は、本実施形態にかかる半導体レーザ発振素子を模式的に示す図である。
【００８４】
同図に示すように、半導体レーザ発振素子５００は、正孔の注入源であるｐクラッド層５０１と、電子の注入源であるｎクラッド層５０３と、ｐクラッド層５０１とｎクラッド層５０３との間に配置されｐクラッド層５０１から正孔が注入され、ｎクラッド層５０３から電子が注入される活性層５０２と、ｐ電極５０４と、ｎ電極５０５とを備える。
【００８５】
活性層５０２は、ＩＩ−ＶＩ族、または、ＩＶ族、または、ＩＩＩ−Ｖ族の半導体材料を主成分とし、遷移金属、または、希土類元素の少なくとも一方を添加元素として含み、アモルファスであり、強磁性を有する。
【００８６】
特に、活性層５０２を構成する半導体材料としては、発光性能に鑑みＩＩＩ−Ｖ族の半導体材料を選択するのが好ましく、中でも、ＡｌＮ、ＧａＮ、ＩｎＮ、ＩｎＧａＮ、ＡｌＧａＮおよびＩｎＡｌＧａＮが発光性能に優れる。さらに、これらの半導体は、遷移金属や希土類元素を添加することで発光性能を高い状態で維持したまま、優れた強磁性が発現される。
【００８７】
以上の半導体レーザ発振素子によれば、直線偏光を円偏光に変換する手段を用いる必要がなく、直接円偏光レーザを発振することが可能となる。しかも、活性層５０２を構成する強磁性体の磁束密度が高いため、より優れた円偏光のレーザを発振することが可能となる。
【産業上の利用可能性】
【００８８】
本発明は、強磁性材料を用いる分野に適用でき、特に、スピントロニクスと称される電子のスピンを利用した素子の分野に適用できる
【図面の簡単な説明】
【００８９】
【図１】ＲＨＥＥＤ像である。
【図２】真空成膜装置を示す概念図である。
【図３】本実施形態にかかる強磁性材料の磁化曲線を示すグラフである。
【図４】トンネル磁気抵抗素子の原理を模式的に示す図である。
【図５】ＭＲＡＭの構造を模式的に示す図である。
【図６】レーザ発振素子の構造を模式的に示す図である。
【符号の説明】
【００９０】
１００ 真空成膜装置
１０３ ヒータ
１０４ 蒸発源
１０５ ガス導入路
１０６ プラズマ源
３００ トンネル磁気抵抗素子
３０１ 第１強磁性電極
３０２ 絶縁障壁
３０３ 第２強磁性電極
４００ ＭＲＡＭ
４０１ ワード線
４０２ ビット線
５００ 半導体レーザ発振素子
５０１ ｐクラッド層
５０２ 活性層
５０３ ｎクラッド層
【特許請求の範囲】
【請求項１】
ＩＩ−ＶＩ族、または、ＩＶ族、または、ＩＩＩ−Ｖ族の半導体材料を主成分とし、
遷移金属（主成分をＩＶ族とした場合Ｍｎを除く）、または、希土類元素の少なくとも一方を添加元素として含み、
アモルファスである
ことを特徴とする強磁性材料。
【請求項２】
前記強磁性材料は、室温で強磁性を示す請求項１に記載の強磁性材料。
【請求項３】
前記強磁性材料は、強磁性転移温度が５００℃以上である請求項１に記載の強磁性材料。
【請求項４】
前記ＩＩ族、または、ＩＩＩ族の原子数に対し、添加元素の原子数が５％以上、または、ＩＶ族の原子数に対し、添加元素の原子数が２．５％以上である請求項１に記載の強磁性材料。
【請求項５】
前記半導体材料は、窒化物半導体である請求項１に記載の強磁性材料。
【請求項６】
基板を真空中に配置し、
前記基板を非加熱状態、または、５００度未満に加熱し、
ＩＩ−ＶＩ族、または、ＩＶ族、または、ＩＩＩ−Ｖ族の半導体材料の各元素と、遷移金属（主成分をＩＶ族とした場合Ｍｎを除く）、または、希土類元素の少なくとも一方の添加元素とをアモルファス状態で前記基板上に成長させることを特徴とする強磁性材料の製造方法。
【請求項７】
ＩＩ−ＶＩ族、または、ＩＶ族、または、ＩＩＩ−Ｖ族の半導体材料を主成分とし、
遷移金属（主成分をＩＶ族とした場合Ｍｎを除く）、または、希土類元素の少なくとも一方を添加元素として含み、
アモルファスである強磁性材料を強磁性電極として備える
ことを特徴とするトンネル磁気抵抗素子。
【請求項８】
ＩＩ−ＶＩ族、または、ＩＶ族、または、ＩＩＩ−Ｖ族の半導体材料を主成分とし、
遷移金属（主成分をＩＶ族とした場合Ｍｎを除く）、または、希土類元素の少なくとも一方を添加元素として含み、
アモルファスである強磁性材料を記録層、または、固定層の少なくとも一方として備える
ことを特徴とするＭＲＡＭ(Magnetic Random Access Memory)。
【請求項９】
正孔の注入源であるｐクラッド層と、電子の注入源であるｎクラッド層と、前記ｐクラッド層と前記ｎクラッド層とに挟まれる活性層とを備える半導体レーザであって、
前記ｐクラッド層、前記ｎクラッド層、前記活性層の少なくとも一層は、
ＩＩ−ＶＩ族、または、ＩＶ族、または、ＩＩＩ−Ｖ族の半導体材料を主成分とし、
遷移金属（主成分をＩＶ族とした場合Ｍｎを除く）、または、希土類元素の少なくとも一方を添加元素として含み、
アモルファスである
ことを特徴とする半導体レーザ発振素子。
【請求項１】
ＩＩ−ＶＩ族、または、ＩＶ族、または、ＩＩＩ−Ｖ族の半導体材料を主成分とし、
遷移金属（主成分をＩＶ族とした場合Ｍｎを除く）、または、希土類元素の少なくとも一方を添加元素として含み、
アモルファスである
ことを特徴とする強磁性材料。
【請求項２】
前記強磁性材料は、室温で強磁性を示す請求項１に記載の強磁性材料。
【請求項３】
前記強磁性材料は、強磁性転移温度が５００℃以上である請求項１に記載の強磁性材料。
【請求項４】
前記ＩＩ族、または、ＩＩＩ族の原子数に対し、添加元素の原子数が５％以上、または、ＩＶ族の原子数に対し、添加元素の原子数が２．５％以上である請求項１に記載の強磁性材料。
【請求項５】
前記半導体材料は、窒化物半導体である請求項１に記載の強磁性材料。
【請求項６】
基板を真空中に配置し、
前記基板を非加熱状態、または、５００度未満に加熱し、
ＩＩ−ＶＩ族、または、ＩＶ族、または、ＩＩＩ−Ｖ族の半導体材料の各元素と、遷移金属（主成分をＩＶ族とした場合Ｍｎを除く）、または、希土類元素の少なくとも一方の添加元素とをアモルファス状態で前記基板上に成長させることを特徴とする強磁性材料の製造方法。
【請求項７】
ＩＩ−ＶＩ族、または、ＩＶ族、または、ＩＩＩ−Ｖ族の半導体材料を主成分とし、
遷移金属（主成分をＩＶ族とした場合Ｍｎを除く）、または、希土類元素の少なくとも一方を添加元素として含み、
アモルファスである強磁性材料を強磁性電極として備える
ことを特徴とするトンネル磁気抵抗素子。
【請求項８】
ＩＩ−ＶＩ族、または、ＩＶ族、または、ＩＩＩ−Ｖ族の半導体材料を主成分とし、
遷移金属（主成分をＩＶ族とした場合Ｍｎを除く）、または、希土類元素の少なくとも一方を添加元素として含み、
アモルファスである強磁性材料を記録層、または、固定層の少なくとも一方として備える
ことを特徴とするＭＲＡＭ(Magnetic Random Access Memory)。
【請求項９】
正孔の注入源であるｐクラッド層と、電子の注入源であるｎクラッド層と、前記ｐクラッド層と前記ｎクラッド層とに挟まれる活性層とを備える半導体レーザであって、
前記ｐクラッド層、前記ｎクラッド層、前記活性層の少なくとも一層は、
ＩＩ−ＶＩ族、または、ＩＶ族、または、ＩＩＩ−Ｖ族の半導体材料を主成分とし、
遷移金属（主成分をＩＶ族とした場合Ｍｎを除く）、または、希土類元素の少なくとも一方を添加元素として含み、
アモルファスである
ことを特徴とする半導体レーザ発振素子。
【図２】
【図３】
【図４】
【図５】
【図６】
【図１】
【図３】
【図４】
【図５】
【図６】
【図１】
【公開番号】特開２００８−１１２８４５（Ｐ２００８−１１２８４５Ａ）
【公開日】平成２０年５月１５日（２００８．５．１５）
【国際特許分類】
【出願番号】特願２００６−２９４５７７（Ｐ２００６−２９４５７７）
【出願日】平成１８年１０月３０日（２００６．１０．３０）
【出願人】（５０４１７６９１１）国立大学法人大阪大学 (1,536)
【Ｆターム（参考）】
【公開日】平成２０年５月１５日（２００８．５．１５）
【国際特許分類】
【出願日】平成１８年１０月３０日（２００６．１０．３０）
【出願人】（５０４１７６９１１）国立大学法人大阪大学 (1,536)
【Ｆターム（参考）】
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