Ｃｏ２Ｆｅ基ホイスラー合金とこれを用いたスピントロニクス素子
【課題】 本発明は高い特性を示すスピントロニクス素子を実現するために、０．６５以上のスピン偏極率を持つＣｏ２Ｆｅ基ホイスラー合金とそれを用いた高特性スピントロニクス素子を提供することを課題とする。
【解決手段】 Ｃｏ２Ｆｅ（ＧａＸＧｅＸ−１）ホイスラー合金は０．２５＜Ｘ＜０．６０の領域でＰＣＡＲ法により測定したスピン偏極率は０．６５以上の高い値を示す。また１２８８Ｋと高いキュリー点をもつことから、Ｃｏ２Ｆｅ（ＧａＸＧｅＸ−１）ホイスラー合金が実用材料として有望である。実際、Ｃｏ２Ｆｅ（ＧａＸＧｅＸ−１）ホイスラー合金を電極としたＣＰＰ−ＧＭＲ素子は世界最高のＭＲ比を、ＳＴＯ素子では高い出力を、ＮＬＳＶ素子では高いスピン信号を示した。
【解決手段】 Ｃｏ２Ｆｅ（ＧａＸＧｅＸ−１）ホイスラー合金は０．２５＜Ｘ＜０．６０の領域でＰＣＡＲ法により測定したスピン偏極率は０．６５以上の高い値を示す。また１２８８Ｋと高いキュリー点をもつことから、Ｃｏ２Ｆｅ（ＧａＸＧｅＸ−１）ホイスラー合金が実用材料として有望である。実際、Ｃｏ２Ｆｅ（ＧａＸＧｅＸ−１）ホイスラー合金を電極としたＣＰＰ−ＧＭＲ素子は世界最高のＭＲ比を、ＳＴＯ素子では高い出力を、ＮＬＳＶ素子では高いスピン信号を示した。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、高いスピン偏極率を有するＣｏ２Ｆｅ基ホイスラー合金とこれを用いたスピントロニクスデバイスに関するものである。
【背景技術】
【０００２】
磁気ランダムアクセスメモリー（ＭＲＡＭ）、スピン金属酸化物半導体電界効果型トランジスタ（ＭＯＳＦＥＴ）、ハードディスクの再生ヘッドに用いられているトンネル型磁気抵抗効果（ＴＭＲ）素子、巨大磁気抵抗効果（ＧＭＲ）素子やスピントルクオシレータ（ＳＴＯ）、次世代の再生ヘッドとして注目されている非局所スピンバルブ（ＮＬＳＶ）素子などのスピントロニクスを応用したデバイスでは高い特性を得るために高いスピン偏極率を示す材料が求められている。高スピン偏極率材料として注目されているのがＣｏ基ホイスラー合金である。いくつかのＣｏ基ホイスラー合金は理論的にスピン偏極率が１（１００％）のハーフメタルが予測されている。（フェルミ面において片方のスピンの状態がない（スピン偏極率＝１）物質をハーフメタルと呼ぶ。）またＣｏ基ホイスラー合金はキュリー点も室温よりも十分に高いことから実用的な観点から開発がなされている材料である。
【０００３】
ホイスラー合金はＸ２ＹＺの化学式で表されＬ２１の規則構造をとる。しかし、Ｌ２１構造への規則化のキネティクスが小さいために完全なＬ２１構造は得られず、ＹとＺが不規則化したＢ２構造やＸ、Ｙ、Ｚのすべての原子が不規則化したＡ２構造が容易に得られる。このような不規則構造では、スピン偏極率が減少することが理論的に示されている。実際に、ハーフメタルと予測されているＣｏ２ＭｎＳｉでは点接触アンドレーフ反射（ＰＣＡＲ）法で見積もったスピン偏極率は０．５９（５９％）と低い値であり、理論予測に反して高スピン偏極率は得られていない。スピン偏極率が低いのは、構造が不規則状態であるためである。
【０００４】
高スピン偏極率を示す材料の探索はこれまでにも行われている。非特許文献１によるとＣｏ２ＭｎＧｅのＧｅをＧａで置換することにより７５％という非常に高いスピン偏極率を実現している。Ｃｏ２ＭｎＧａＧｅは金属間化合物であり、高いＬ２１規則度を実現できるという長所を持っている。しかし、Ｃｏ２ＭｎＧａＧｅはＭｎを含むために酸化されやすく、また面直通電型（ＣＰＰ）−ＧＭＲ素子の非磁性金属として使われるＡｇ層への拡散という問題（非特許文献２）がある。このような問題のないのがＣｏ２Ｆｅ系のホイスラー合金であリ、実用的なＣｏ２Ｆｅ系の高スピン偏極率材料（ＰＣＡＲで測定されるスピン偏極率が０．６５以上）を開発することが期待されている。
【０００５】
Ｃｏ２Ｆｅ系のホイスラー合金では、Ｃｏ２ＦｅＳｉのＳｉをＡｌで置換したＣｏ２ＦｅＡｌ０．５Ｓｉ０．５が高いスピン偏極率を持つ材料として知られている。非特許文献３には、点接触アンドレーフ反射法を用いてスピン偏極率が評価されており、０．６（６０％）の値を示す。またこの材料を用いたＣＰＰ−ＧＭＲ素子も作製されており、室温で３４％の大きな磁気抵抗（ＭＲ）比、面積抵抗変化（ΔＲＡ）は８ｍΩ・μｍ２である（非特許文献４）。さらに、スピン偏極率も室温で０．７（７０％）、１４Ｋで０．７７（７７％）と見積もられる。
さらなるスピントロニクス素子の高性能化にはＣｏ２ＦｅＡｌＳｉよりも大きなスピン偏極率を示す材料の開発が望まれている。
【先行技術文献】
【非特許文献】
【０００６】
【非特許文献１】Ｂ． Ｖａｒａｐｒａｓａｄ ｅｔ ａｌ．， Ａｐｐｌ． Ｐｈｙｓ． Ｅｘｐｒｅｓｓ． ３， ０２３００２ （２０１０）．
【非特許文献２】Ｎ． Ｈａｓｅ ｅｔ ａｌ．， ＪＡＰ１０８， ０９３９１６ （２０１０）．
【非特許文献３】Ｔ．Ｍ． Ｎａｋａｔａｎｉ ｅｔ ａｌ．， Ｊ． Ａｐｐｌ． Ｐｈｙｓ．， １０２， ０３３９１６ （２００７）．
【非特許文献４】Ｔ．Ｍ． Ｎａｋａｔａｎｉ ｅｔ ａｌ．， Ａｐｐｌ． Ｐｈｙｓ． Ｌｅｔｔ．， ９６， ２１２５０１ （２０１０）．
【非特許文献５】Ｂ． Ｂａｌｋｅ ｅｔ ａｌ．， ＡＰＬ ９０， １７２５０１ （２００７）．
【非特許文献６】Ｍ． Ｚｈａｎｇ ｅｔ ａｌ．， ＪＰＤ ３７， ２０４９ （２００４）．
【非特許文献７】Ｒ．Ｙ． Ｕｍｅｔｓｕ ｅｔ ａｌ．， ＪＡＣ ４９９， １ （２０１０）．
【非特許文献８】Ｋ．Ｒ． Ｋｕｍａｒ ｅｔ ａｌ．， ＩＥＥＥ Ｔｒａｎｓ． Ｍａｇｎ．， ４５， ３９９７ （２００９）．
【非特許文献９】文部科学省 次世代ＩＴ基盤技術構築のための研究開発「高機能・超低消費電力コンピューティングのためのデバイス・システム基盤技術の研究開発」及び（独）新エネルギー・産業技術総合開発機構「超高密度ナノビット磁気記録技術の開発（グリーンＩＴプロジェクト）」 合同成果報告会 平成２２年１０月２９日
【非特許文献１０】Ｙ． Ｆｕｋｕｍａ ｅｔ ａｌ．， Ｎａｔｕｔｅ Ｍａｔｅｒ． １０， ５２７ （２０１１）．
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００７】
高いスピン偏極率を示すＣｏ２Ｆｅ基ホイスラー合金、及びこれを使用した高性能なスピントロニクス素子を提供することを課題とする。
【課題を解決するための手段】
【０００８】
本発明では、ホイスラー合金Ｃｏ２ＦｅＧｅのＧｅの一部をＧａで置換することにより、多数スピンと少数スピンの内の片方のスピンの状態を増加させることによりスピン偏極率を増加させた。
【０００９】
ホイスラー合金のＣｏ２ＦｅＧａ、Ｃｏ２ＦｅＧｅは、ともに非特許文献５−８で報告されている合金材料であるが、それによると以下のことが明らかになっている。それによるとバルクの合金については、以下のことが明らかになっている。
Ｃｏ２ＦｅＧａバルク合金：・Ｌ２１単相での形成が可能。
・キュリー点が１０９３Ｋ。
・スピン偏極率は０．５９（５９％）。
・計算ではハーフメタルではない。
Ｃｏ２ＦｅＧｅバルク合金：・Ｌ２１単相の形成は困難。
・計算ではハーフメタル性が示されている。
しかしながら、Ｃｏ２Ｆｅ（ＧａＧｅ）合金に関しては、バルク合金、薄膜合金のいずれについても報告されていない。
【００１０】
そこで、発明者らは、
（１）Ｃｏ２Ｆｅ（ＧａｘＧｅ１−ｘ）バルク合金の製造及び特性測定
（２）Ｃｏ２Ｆｅ（ＧａｘＧｅ１−ｘ）薄膜合金の製造及び特性測定
（３）高性能スピントロニクス素子の製作
の手順で、実験を進め、高いスピン偏極率を持ち、高いＧＭＲ比及び発振特性を示すＣｏ２Ｆｅ（ＧａｘＧｅ１−ｘ）薄膜合金を見出し、この薄膜を組み込んだ高性能スピントロニクス素子を開発した。
【００１１】
発明１は、スピントロニクスデバイスに用いられるＣｏ２Ｆｅ基ホイスラー合金であって、成分組成がＣｏ２Ｆｅ（ＧａＸＧｅＸ−１）（０．２５＜Ｘ＜０．６０）であることを特徴とするＣｏ２Ｆｅ基ホイスラー合金を提供する。
【００１２】
発明２は、発明１のＣｏ２Ｆｅ基ホイスラー合金であって、スピン偏極率が０．６５以上であることを特徴とするＣｏ２Ｆｅ基ホイスラー合金を提供する。
【００１３】
発明３は、発明１のＣｏ２Ｆｅ基ホイスラー合金薄膜を強磁性電極として使用し、ＭｇＯ基板／Ｃｒ／Ａｇ／ Ｃｏ２Ｆｅ基ホイスラー合金／Ａｇ／Ｃｏ２Ｆｅ基ホイスラー合金／Ａｇ／Ｒｕからなる薄膜積層構造を有することを特徴とするＣＰＰ−ＧＭＲ素子を提供する。
【００１４】
発明４は、発明１のＣｏ２Ｆｅ基ホイスラー合金薄膜を強磁性電極として使用し、ＭｇＯ基板／Ｃｒ／Ａｇ／ Ｃｏ２Ｆｅ基ホイスラー合金／Ａｇ／Ｃｏ２Ｆｅ基ホイスラー合金／Ａｇ／Ｒｕからなる薄膜積層構造を有することを特徴とするＳＴＯ素子を提供する。
【００１５】
発明５は、発明１のＣｏ２Ｆｅ基ホイスラー合金薄膜を強磁性電極として使用し、ＭｇＯ基板／Ｃｒ／Ａｇ／ Ｃｏ２Ｆｅ基ホイスラー合金からなる２本の細線とそれらを橋渡しするＡｇの非磁性細線を有することを特徴とするＮＬＳＶ素子を提供する。
【発明の効果】
【００１６】
ホイスラー合金Ｃｏ２ＦｅＧｅのＧｅの一部をＧａで置換することにより、スピン偏極率が０．６５以上のホイスラー合金薄膜が製造でき、この薄膜を組み込んだ、高いＭＲ比を示すＣＰＰ−ＧＭＲ素子、高出力を示すＳＴＯ素子及びＮＬＳＶ素子の製造が可能になった。
【図面の簡単な説明】
【００１７】
【図１】Ｃｏ２ＦｅＧａ、Ｃｏ２ＦｅＧｅ及びＣｏ２Ｆｅ（Ｇａ０．５Ｇｅ０．５）の第一原理計算による状態密度曲線。
【図２】Ｃｏ２ＦｅＧａ、Ｃｏ２ＦｅＧｅ及びＣｏ２Ｆｅ（Ｇａ０．５Ｇｅ０．５）の第一原理計算による状態密度曲線（フェルミ面付近を拡大したもの）。
【図３】Ｃｏ２Ｆｅ（ＧａｘＧｅ１−ｘ）バルク合金のＸＲＤパターン。
【図４】Ｃｏ２Ｆｅ（ＧａｘＧｅ１−ｘ）バルク合金のスピン偏極率のｘ（Ｇａ）依存性。
【図５】Ｃｏ２Ｆｅ（Ｇａ０．５Ｇｅ０．５）の熱処理温度によるＸＲＤパターンの変化。
【図６】Ｃｏ２Ｆｅ（Ｇａ０．５Ｇｅ０．５）のＤＴＡ曲線。
【図７】熱処理温度の異なるＣｏ５２Ｆｅ２２（Ｇａ１３Ｇｅ１３）薄膜のＸＲＤパターン。
【図８】熱処理温度の異なるＣｏ５２Ｆｅ２２（Ｇａ１３Ｇｅ１３）薄膜のＸＲＤパターン。
【図９】Ｃｏ５２Ｆｅ２２（Ｇａ１３Ｇｅ１３）薄膜の飽和磁化の熱処理温度依存性。
【図１０】Ｃｏ５２Ｆｅ２２（Ｇａ１３Ｇｅ１３）薄膜の比抵抗の温度変化。
【図１１】Ｃｏ５２Ｆｅ２２（Ｇａ１３Ｇｅ１３）薄膜のダンピング定数の熱処理温度依存性。
【図１２】５００℃で熱処理したＣｏ５２Ｆｅ２２（Ｇａ１３Ｇｅ１３）薄膜のスピン偏極率測定結果。
【図１３】ＣＰＰ−ＧＭＲ素子の概念図。膜構成は下からＭｇＯ基板／Ｃｒ（１０）／Ａｇ（１００）／Ｃｏ５２Ｆｅ２２（Ｇａ１３Ｇｅ１３）（１２）／Ａｇ（５）／Ｃｏ５２Ｆｅ２２（Ｇａ１３Ｇｅ１３）（１２）／Ａｇ（５）／Ｒｕ（８）。括弧内の数字は膜厚で単位はｎｍ。
【図１４】ＭｇＯ基板／Ｃｒ（１０）／Ａｇ（１００）／Ｃｏ５２Ｆｅ２２（Ｇａ１３Ｇｅ１３）（１２）／Ａｇ（５）／Ｃｏ５２Ｆｅ２２（Ｇａ１３Ｇｅ１３）（１２）／Ａｇ（５）／Ｒｕ（８）の磁気抵抗の磁場依存性。括弧内の数字は膜厚で単位はｎｍ。
【図１５】ΔＲＡ、Ｒｐ（磁化平行時の抵抗）とＲａｐ（磁化反平行時の抵抗）の温度依存性。
【図１６】ＳＴＯ素子の概念図。膜構成は下からＭｇＯ基板／Ｃｒ（１０）／Ａｇ（１００）／Ｃｏ５２Ｆｅ２２（Ｇａ１３Ｇｅ１３）（１０）／Ａｇ（５）／Ｃｏ５２Ｆｅ２２（Ｇａ１３Ｇｅ１３）（２）／Ａｇ（５）／Ｒｕ（８）。括弧内の数字は膜厚で単位はｎｍ。
【図１７】ＭｇＯ基板／Ｃｒ（１０）／Ａｇ（１００）／Ｃｏ５２Ｆｅ２２（Ｇａ１３Ｇｅ１３）（１２）／Ａｇ（５）／Ｃｏ５２Ｆｅ２２（Ｇａ１３Ｇｅ１３）（１２）／Ａｇ（５）／Ｒｕ（８）の発振特性。
【図１８】ＮＬＳＶ素子のＳＥＭ像。（ａ）非局所配置と（ｂ）局所配置。
【図１９】ＣＦＧＧを用いたＮＬＳＶ素子の非局所配置の抵抗曲線。
【図２０】ＣＦＧＧを用いたＮＬＳＶ素子の局所配置の抵抗曲線。
【発明を実施するための形態】
【００１８】
本発明は、上記の通りの特徴を持つものであるが、以下にその実施の形態について説明する。
＜第一原理計算＞図１と図２にＣｏ２ＦｅＧａ、Ｃｏ２ＦｅＧｅ及びＣｏ２Ｆｅ（Ｇａ０．５Ｇｅ０．５）の第一原理計算による状態密度曲線を示す。計算はクーロンポテンシャルを考慮したＧｅｎｅｒａｌｉｚｅｄ Ｇｒａｄｉｅｎｔ Ａｐｐｒｏｘｉｍａｔｉｏｎ（ＧＧＡ）法により行い、クーロンポテンシャルは磁化を再現するような値としている。結晶構造はＬ２１とＢ２の２通りである。Ｌ２１構造では、Ｃｏ２ＦｅＧｅはフェルミ面が少数スピンのバンドギャップ中にありハーフメタル、Ｃｏ２ＦｅＧａはフェルミ面に少数スピンの状態が存在しておりハーフメタルではない。Ｃｏ２Ｆｅ（Ｇａ０．５Ｇｅ０．５）ではハーフメタルである。Ｂ２構造の場合は、いずれの合金も少数スピンバンドのギャップが狭くなるが、Ｃｏ２Ｆｅ（Ｇａ０．５Ｇｅ０．５）ではギャップの中央にフェルミ面が存在しハーフメタルであることがわかる。以上のことより、Ｃｏ２Ｆｅ（Ｇａ０．５Ｇｅ０．５）ではＢ２構造でもハーフメタル性が示されていること、フェルミ面がギャップ中央に位置しており不規則によるスピン偏極率の減少の影響が少ないことから、高いＬ２１規則度が得にくい薄膜においても高いスピン偏極率を示すことが予想される。
【実施例】
【００１９】
＜合金バルク＞
Ｃｏ２Ｆｅ（ＧａｘＧｅ１−ｘ）バルク合金は、表１に示す成分配合で９９．９９％以上の純度の塊を用意し、それらをアーク溶解でボタン状のバルク合金を作製した。このときのバルク合金の重さは１５ｇでこれを４５０℃で１６８時間、Ｈｅ雰囲気中での熱処理を行った。誘導結合プラズマ発光（ＩＣＰ）分析による化学分析の結果より狙い通りの組成が得られていることを確認している。
【表１】
【００２０】
構造はエックス線回折法（ＸＲＤ）で、磁気特性は量子干渉磁束計（ＳＱＵＩＤ）で、スピン偏極率は点接触アンドレーフ反射（ＰＣＡＲ）法で評価した。
【００２１】
図３にＣｏ２Ｆｅ（ＧａｘＧｅ１−ｘ）バルク合金のＸＲＤパターンを示す。ｘ＝０のＣｏ２ＦｅＧｅではＬ２１構造にピーク以外に、＊で示すように第２相のピークがあり、Ｌ２１単相となっていないが、ｘ＝０．２５〜１の組成ではＬ２１単相が得られている。
【００２２】
図４にスピン偏極率のｘ依存性を示す。ｘ＝０．５のところで極大を示し、０．６８という高い値が得られた。高スピン偏極率（０．６５以上）は０．２５＜ｘ＜０．６０で得られており、この組成範囲の材料を使ったスピントロニクス素子で高い特性が得られる。
【００２３】
図５に、Ｃｏ２Ｆｅ（ＧａｘＧｅ１−ｘ）の熱処理温度によるＸＲＤパターンの変化を示す。表２に、Ｌ２１規則度に対応する（１１１）と（２２０）の強度比、Ｂ２規則度に対応する（２００）と（２２０）の強度比を示す。Ｌ２１規則度、Ｂ２規則度とも熱処理温度に対して変化をしない。すなわち、本合金は比較的低い温度の４５０℃の熱処理でも高いＬ２１規則度が得られることを示しており、これも本合金の特徴の一つである。
【表２】
【００２４】
図６に、Ｃｏ２Ｆｅ（Ｇａ０．５Ｇｅ０．５）の示差熱分析（ＤＴＡ）曲線を示す。キュリー点が１０８０Ｋと高く実用的に有利であることがわかる。また、Ｌ２１・Ｂ２の規則・不規則変態点は１２８８Ｋである。
【００２５】
＜合金薄膜＞
以上のバルク合金の実験から、Ｃｏ２Ｆｅ（Ｇａ０．５Ｇｅ０．５）合金は高いスピン偏極率を持つので、薄膜による実験を行った。薄膜はＣｏ４６．５６Ｆｅ２２．６５Ｇａ１７．９２Ｇｅ１５．６３ターゲットを用いたＤＣマグネトロンスパッタ法により行った。ＩＣＰ分析による薄膜の組成はＣｏ５２Ｆｅ２２Ｇａ１３Ｇｅ１３である。基板はＭｇＯ単結晶基板を用い、下地層としてＣｒ（１０）／Ａｇ（１００）を成膜した後に、Ｃｏ５２Ｆｅ２２Ｇａ１３Ｇｅ１３薄膜を２０ｎｍ堆積した。ここで、Ｃｒ（１０）／Ａｇ（１００）は、それぞれの金属の成膜厚み（ｎｍ単位）を示す。
【００２６】
図７に、熱処理温度の異なる薄膜のＸＲＤパターンを示す。Ｃｏ５２Ｆｅ２２Ｇａ１３Ｇｅ１３薄膜の（２００）と（４００）およびＭｇＯ単結晶基板の（１００）からの回折線のみが観測されていることから、Ｃｏ５２Ｆｅ２２Ｇａ１３Ｇｅ１３薄膜がＭｇＯ単結晶基板上にエピタキシャル成長をしていることがわかる。また、すべての熱処理温度において（２００）と（４００）からの回折線がすべての膜で観測されている。これらの薄膜がＢ２構造以上の規則度を持っていることを示している。
【００２７】
Ｃｏ５２Ｆｅ２２Ｇａ１３Ｇｅ１３薄膜はエピタキシャル膜なので、膜を傾けて測定することにより、他の面の回折線を測定することができる。膜を傾けて測定した結果を図８に示す。Ｌ２１の超格子反射である（１１１）からの回折線が５００℃以上で観察される。以上のことから、４００℃まではＢ２構造、５００℃以上でＬ２１構造になっていることがわかる。ＸＲＤパターンから見積もった５００℃で熱処理をした薄膜のＢ２規則度は０．８、Ｌ２１規則度は０．１１となる。Ｃｏ５２Ｆｅ２２Ｇａ１３Ｇｅ１３薄膜の格子定数をネルソンレーリー関数を用いたコーエン法で見積もった結果、ａ＝０．５７６ｎｍ、ｃ＝０．５７０ｎｍとなりほぼ立方晶である。
【００２８】
図９にＣｏ５２Ｆｅ２２Ｇａ１３Ｇｅ１３薄膜の飽和磁化の熱処理温度依存性を示す。○印が１０Ｋでの値、△印が室温での値を示している。図中の破線は理論値である。理論値よりも低い値となっているのは、組成ずれ及び完全にＬ２１構造に規則化していないことが挙げられる。
【００２９】
図１０に、比抵抗の温度変化を示す。５００℃で熱処理したＣｏ５２Ｆｅ２２Ｇａ１３Ｇｅ１３薄膜の比抵抗は熱処理をしていないものに比較して、スピンの散乱が抑えられるため、１／３倍程度にまで減少していることがわかる。これは構造の規則度に起因しているものと考えられる。
【００３０】
電流によってＣｏ５２Ｆｅ２２Ｇａ１３Ｇｅ１３薄膜の磁気モーメントを歳差運動させるときに、ダンピング定数が低いとその応答がよくなるため、スピントルクオシレータ素子ではダンピング定数が低いことが望まれる。図１１にＣｏ５２Ｆｅ２２Ｇａ１３Ｇｅ１３薄膜のダンピング定数の熱処理温度依存性を示す。熱処理温度の増加とともにダンピング定数は減少し、５００℃熱処理後で０．００８という低い値となり、一般的な強磁性材料であるパーマロイのダンピング定数が、０．０１であるのに対し、この値はパーマロイよりも低い値となる。
【００３１】
図１２に５００℃で熱処理したＣｏ５２Ｆｅ２２Ｇａ１３Ｇｅ１３薄膜のスピン偏極率の結果を示す。Ｃｏ５２Ｆｅ２２Ｇａ１３Ｇｅ１３表面の酸化防止のために、１ｎｍのＡｌでキャップしている。スピン偏極率の散乱因子依存性から、本薄膜のスピン偏極率は０．７５（７５％）と見積もられる。
【００３２】
＜スピントロニクス素子の作製＞
Ｃｏ５２Ｆｅ２２Ｇａ１３Ｇｅ１３薄膜の実験結果より、５００℃の熱処理によりＬ２１構造と高いスピン偏極率が得られることが明らかとなった。そこでＣｏ５２Ｆｅ２２Ｇａ１３Ｇｅ１３を強磁性電極としてＣＰＰ−ＧＭＲ素子を作製し、その伝導特性の評価を行った。
【００３３】
膜構造は、ＭｇＯ基板／Ｃｒ（１０）／Ａｇ（１００）／Ｃｏ５２Ｆｅ２２Ｇａ１３Ｇｅ１３（１２）／Ａｇ（５）／Ｃｏ５２Ｆｅ２２Ｇａ１３Ｇｅ１３（１２）／Ａｇ（５）／Ｒｕ（８）であり、括弧の中は膜厚を示し、単位はｎｍである。薄膜はＤＣ及びＲＦマグネトロンスパッタ法で作製し、Ａｇ層成膜後に３００℃で３０分、Ｒｕ層成膜後に５００℃で３０分の熱処理を行っている。前者は表面平坦性の向上を、後者はＣｏ５２Ｆｅ２２Ｇａ１３Ｇｅ１３の規則化のためである。ＣＰＰ−ＧＭＲ素子は、ＥＢリソグラフィーとＡｒイオンミリングを用いて、７０×１４０μｍ２、１００×２００μｍ２、１５０×３００μｍ２、２００×４００μｍ２の楕円形のピラー形状に加工した。
【００３４】
図１３にＭｇＯ基板／Ｃｒ（１０）／Ａｇ（１００）／Ｃｏ５２Ｆｅ２２Ｇａ１３Ｇｅ１３（１２）／Ａｇ（５）／Ｃｏ５２Ｆｅ２２Ｇａ１３Ｇｅ１３（１２）／Ａｇ（５）／Ｒｕ（８）の磁気抵抗の磁場依存性を示す。△印が室温、○印が１０Ｋでの曲線である。上下Ｃｏ５２Ｆｅ２２Ｇａ１３Ｇｅ１３電極が反平行状態になったときに高い磁気抵抗を示している。室温で面積抵抗変化（ΔＲＡ）＝９．５ｍΩ・μｍ２、ＭＲ＝４１．７％、１０ＫでΔＲＡ＝２６．４ｍΩ・μｍ２、ＭＲ＝１２９．１％という大きな値を示した。一般的な強磁性材料であるＣｏＦｅ／Ｃｕ／ＣｏＦｅでは室温でΔＲＡ＝２ｍΩ・μｍ２、ＭＲ比は数％であり、これと比較しても非常に大きな値が実現されていることがわかる。
【００３５】
図１４にΔＲＡ、Ｒｐ（磁化平行時の抵抗）とＲａｐ（磁化反平行時の抵抗）の温度依存性を示す。温度の上昇とともにＲｐは増加、Ｒａｐは減少し、その結果ΔＲＡは減少する。ΔＲＡの減少はスピン偏極率が温度上昇とともに減少しているためと考えられる。
【００３６】
また、Ｃｏ５２Ｆｅ２２Ｇａ１３Ｇｅ１３を強磁性電極としてＳＴＯ素子を作製し、その伝導特性の評価を行った。ＭｇＯ基板／Ｃｒ（１０）／Ａｇ（１００）／Ｃｏ５２Ｆｅ２２Ｇａ１３Ｇｅ１３（１２）／Ａｇ（５）／Ｃｏ５２Ｆｅ２２Ｇａ１３Ｇｅ１３（１２）／Ａｇ（５）／Ｒｕ（８）の膜を５００℃で熱処理を行い、微細加工により１３０×１３０ｎｍ２のピラーを形成した。４．６×１０７ Ａ／ｃｍ２の電流、外部磁場が４８５ Ｏｅを印加することにより、約１６ＧＨｚで２．５ｎＶ／Ｈｚ０．５の出力を得た（図１５）。なお、このときの線幅は３０ＭＨｚ、Ｑ値は約４６０であった。この値は現在までに報告されている値と同等のものである（非特許文献９）。
【００３７】
更に、Ｃｏ５２Ｆｅ２２Ｇａ１３Ｇｅ１３で２本の強磁性細線（幅１００ｎｍ）とそれを橋渡しするような非磁性細線（Ａｇ、幅１５０ｎｍ）を微細加工により作製し、ＮＬＳＶ素子の伝導特性の評価を行った。図１９に示すように、非局所配置のときに室温で１１４ｍΩという非常に大きなスピン信号が得られた。この値は現在までに報告されている値よりも大きい（非特許文献１０）。本ＮＬＳＶ素子はすべて金属で形成され素子抵抗が小さい。そのため大きなスピン流の生成が可能である。図２０に示す局所配置での抵抗変化は非局所配置のそれの２倍となっており、解析的な計算結果と一致している。
【００３８】
もちろん、この発明は以上の例に限定されるものではなく、細部に付いては様々な態様が可能であることは言うまでもない。
【産業上の利用可能性】
【００３９】
高ＭＲ比の本願発明材料よる素子を用いることにより、２Ｔ／ｉｎｃｈ２を超えるような密度での再生ヘッド、高周波アシスト磁気記録（ＭＡＭＲ）ヘッドを提供することが可能となった。更に、高いスピン偏極率を持つ本願発明材料から半導体へ高効率のスピン注入が可能となる。
【技術分野】
【０００１】
本発明は、高いスピン偏極率を有するＣｏ２Ｆｅ基ホイスラー合金とこれを用いたスピントロニクスデバイスに関するものである。
【背景技術】
【０００２】
磁気ランダムアクセスメモリー（ＭＲＡＭ）、スピン金属酸化物半導体電界効果型トランジスタ（ＭＯＳＦＥＴ）、ハードディスクの再生ヘッドに用いられているトンネル型磁気抵抗効果（ＴＭＲ）素子、巨大磁気抵抗効果（ＧＭＲ）素子やスピントルクオシレータ（ＳＴＯ）、次世代の再生ヘッドとして注目されている非局所スピンバルブ（ＮＬＳＶ）素子などのスピントロニクスを応用したデバイスでは高い特性を得るために高いスピン偏極率を示す材料が求められている。高スピン偏極率材料として注目されているのがＣｏ基ホイスラー合金である。いくつかのＣｏ基ホイスラー合金は理論的にスピン偏極率が１（１００％）のハーフメタルが予測されている。（フェルミ面において片方のスピンの状態がない（スピン偏極率＝１）物質をハーフメタルと呼ぶ。）またＣｏ基ホイスラー合金はキュリー点も室温よりも十分に高いことから実用的な観点から開発がなされている材料である。
【０００３】
ホイスラー合金はＸ２ＹＺの化学式で表されＬ２１の規則構造をとる。しかし、Ｌ２１構造への規則化のキネティクスが小さいために完全なＬ２１構造は得られず、ＹとＺが不規則化したＢ２構造やＸ、Ｙ、Ｚのすべての原子が不規則化したＡ２構造が容易に得られる。このような不規則構造では、スピン偏極率が減少することが理論的に示されている。実際に、ハーフメタルと予測されているＣｏ２ＭｎＳｉでは点接触アンドレーフ反射（ＰＣＡＲ）法で見積もったスピン偏極率は０．５９（５９％）と低い値であり、理論予測に反して高スピン偏極率は得られていない。スピン偏極率が低いのは、構造が不規則状態であるためである。
【０００４】
高スピン偏極率を示す材料の探索はこれまでにも行われている。非特許文献１によるとＣｏ２ＭｎＧｅのＧｅをＧａで置換することにより７５％という非常に高いスピン偏極率を実現している。Ｃｏ２ＭｎＧａＧｅは金属間化合物であり、高いＬ２１規則度を実現できるという長所を持っている。しかし、Ｃｏ２ＭｎＧａＧｅはＭｎを含むために酸化されやすく、また面直通電型（ＣＰＰ）−ＧＭＲ素子の非磁性金属として使われるＡｇ層への拡散という問題（非特許文献２）がある。このような問題のないのがＣｏ２Ｆｅ系のホイスラー合金であリ、実用的なＣｏ２Ｆｅ系の高スピン偏極率材料（ＰＣＡＲで測定されるスピン偏極率が０．６５以上）を開発することが期待されている。
【０００５】
Ｃｏ２Ｆｅ系のホイスラー合金では、Ｃｏ２ＦｅＳｉのＳｉをＡｌで置換したＣｏ２ＦｅＡｌ０．５Ｓｉ０．５が高いスピン偏極率を持つ材料として知られている。非特許文献３には、点接触アンドレーフ反射法を用いてスピン偏極率が評価されており、０．６（６０％）の値を示す。またこの材料を用いたＣＰＰ−ＧＭＲ素子も作製されており、室温で３４％の大きな磁気抵抗（ＭＲ）比、面積抵抗変化（ΔＲＡ）は８ｍΩ・μｍ２である（非特許文献４）。さらに、スピン偏極率も室温で０．７（７０％）、１４Ｋで０．７７（７７％）と見積もられる。
さらなるスピントロニクス素子の高性能化にはＣｏ２ＦｅＡｌＳｉよりも大きなスピン偏極率を示す材料の開発が望まれている。
【先行技術文献】
【非特許文献】
【０００６】
【非特許文献１】Ｂ． Ｖａｒａｐｒａｓａｄ ｅｔ ａｌ．， Ａｐｐｌ． Ｐｈｙｓ． Ｅｘｐｒｅｓｓ． ３， ０２３００２ （２０１０）．
【非特許文献２】Ｎ． Ｈａｓｅ ｅｔ ａｌ．， ＪＡＰ１０８， ０９３９１６ （２０１０）．
【非特許文献３】Ｔ．Ｍ． Ｎａｋａｔａｎｉ ｅｔ ａｌ．， Ｊ． Ａｐｐｌ． Ｐｈｙｓ．， １０２， ０３３９１６ （２００７）．
【非特許文献４】Ｔ．Ｍ． Ｎａｋａｔａｎｉ ｅｔ ａｌ．， Ａｐｐｌ． Ｐｈｙｓ． Ｌｅｔｔ．， ９６， ２１２５０１ （２０１０）．
【非特許文献５】Ｂ． Ｂａｌｋｅ ｅｔ ａｌ．， ＡＰＬ ９０， １７２５０１ （２００７）．
【非特許文献６】Ｍ． Ｚｈａｎｇ ｅｔ ａｌ．， ＪＰＤ ３７， ２０４９ （２００４）．
【非特許文献７】Ｒ．Ｙ． Ｕｍｅｔｓｕ ｅｔ ａｌ．， ＪＡＣ ４９９， １ （２０１０）．
【非特許文献８】Ｋ．Ｒ． Ｋｕｍａｒ ｅｔ ａｌ．， ＩＥＥＥ Ｔｒａｎｓ． Ｍａｇｎ．， ４５， ３９９７ （２００９）．
【非特許文献９】文部科学省 次世代ＩＴ基盤技術構築のための研究開発「高機能・超低消費電力コンピューティングのためのデバイス・システム基盤技術の研究開発」及び（独）新エネルギー・産業技術総合開発機構「超高密度ナノビット磁気記録技術の開発（グリーンＩＴプロジェクト）」 合同成果報告会 平成２２年１０月２９日
【非特許文献１０】Ｙ． Ｆｕｋｕｍａ ｅｔ ａｌ．， Ｎａｔｕｔｅ Ｍａｔｅｒ． １０， ５２７ （２０１１）．
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００７】
高いスピン偏極率を示すＣｏ２Ｆｅ基ホイスラー合金、及びこれを使用した高性能なスピントロニクス素子を提供することを課題とする。
【課題を解決するための手段】
【０００８】
本発明では、ホイスラー合金Ｃｏ２ＦｅＧｅのＧｅの一部をＧａで置換することにより、多数スピンと少数スピンの内の片方のスピンの状態を増加させることによりスピン偏極率を増加させた。
【０００９】
ホイスラー合金のＣｏ２ＦｅＧａ、Ｃｏ２ＦｅＧｅは、ともに非特許文献５−８で報告されている合金材料であるが、それによると以下のことが明らかになっている。それによるとバルクの合金については、以下のことが明らかになっている。
Ｃｏ２ＦｅＧａバルク合金：・Ｌ２１単相での形成が可能。
・キュリー点が１０９３Ｋ。
・スピン偏極率は０．５９（５９％）。
・計算ではハーフメタルではない。
Ｃｏ２ＦｅＧｅバルク合金：・Ｌ２１単相の形成は困難。
・計算ではハーフメタル性が示されている。
しかしながら、Ｃｏ２Ｆｅ（ＧａＧｅ）合金に関しては、バルク合金、薄膜合金のいずれについても報告されていない。
【００１０】
そこで、発明者らは、
（１）Ｃｏ２Ｆｅ（ＧａｘＧｅ１−ｘ）バルク合金の製造及び特性測定
（２）Ｃｏ２Ｆｅ（ＧａｘＧｅ１−ｘ）薄膜合金の製造及び特性測定
（３）高性能スピントロニクス素子の製作
の手順で、実験を進め、高いスピン偏極率を持ち、高いＧＭＲ比及び発振特性を示すＣｏ２Ｆｅ（ＧａｘＧｅ１−ｘ）薄膜合金を見出し、この薄膜を組み込んだ高性能スピントロニクス素子を開発した。
【００１１】
発明１は、スピントロニクスデバイスに用いられるＣｏ２Ｆｅ基ホイスラー合金であって、成分組成がＣｏ２Ｆｅ（ＧａＸＧｅＸ−１）（０．２５＜Ｘ＜０．６０）であることを特徴とするＣｏ２Ｆｅ基ホイスラー合金を提供する。
【００１２】
発明２は、発明１のＣｏ２Ｆｅ基ホイスラー合金であって、スピン偏極率が０．６５以上であることを特徴とするＣｏ２Ｆｅ基ホイスラー合金を提供する。
【００１３】
発明３は、発明１のＣｏ２Ｆｅ基ホイスラー合金薄膜を強磁性電極として使用し、ＭｇＯ基板／Ｃｒ／Ａｇ／ Ｃｏ２Ｆｅ基ホイスラー合金／Ａｇ／Ｃｏ２Ｆｅ基ホイスラー合金／Ａｇ／Ｒｕからなる薄膜積層構造を有することを特徴とするＣＰＰ−ＧＭＲ素子を提供する。
【００１４】
発明４は、発明１のＣｏ２Ｆｅ基ホイスラー合金薄膜を強磁性電極として使用し、ＭｇＯ基板／Ｃｒ／Ａｇ／ Ｃｏ２Ｆｅ基ホイスラー合金／Ａｇ／Ｃｏ２Ｆｅ基ホイスラー合金／Ａｇ／Ｒｕからなる薄膜積層構造を有することを特徴とするＳＴＯ素子を提供する。
【００１５】
発明５は、発明１のＣｏ２Ｆｅ基ホイスラー合金薄膜を強磁性電極として使用し、ＭｇＯ基板／Ｃｒ／Ａｇ／ Ｃｏ２Ｆｅ基ホイスラー合金からなる２本の細線とそれらを橋渡しするＡｇの非磁性細線を有することを特徴とするＮＬＳＶ素子を提供する。
【発明の効果】
【００１６】
ホイスラー合金Ｃｏ２ＦｅＧｅのＧｅの一部をＧａで置換することにより、スピン偏極率が０．６５以上のホイスラー合金薄膜が製造でき、この薄膜を組み込んだ、高いＭＲ比を示すＣＰＰ−ＧＭＲ素子、高出力を示すＳＴＯ素子及びＮＬＳＶ素子の製造が可能になった。
【図面の簡単な説明】
【００１７】
【図１】Ｃｏ２ＦｅＧａ、Ｃｏ２ＦｅＧｅ及びＣｏ２Ｆｅ（Ｇａ０．５Ｇｅ０．５）の第一原理計算による状態密度曲線。
【図２】Ｃｏ２ＦｅＧａ、Ｃｏ２ＦｅＧｅ及びＣｏ２Ｆｅ（Ｇａ０．５Ｇｅ０．５）の第一原理計算による状態密度曲線（フェルミ面付近を拡大したもの）。
【図３】Ｃｏ２Ｆｅ（ＧａｘＧｅ１−ｘ）バルク合金のＸＲＤパターン。
【図４】Ｃｏ２Ｆｅ（ＧａｘＧｅ１−ｘ）バルク合金のスピン偏極率のｘ（Ｇａ）依存性。
【図５】Ｃｏ２Ｆｅ（Ｇａ０．５Ｇｅ０．５）の熱処理温度によるＸＲＤパターンの変化。
【図６】Ｃｏ２Ｆｅ（Ｇａ０．５Ｇｅ０．５）のＤＴＡ曲線。
【図７】熱処理温度の異なるＣｏ５２Ｆｅ２２（Ｇａ１３Ｇｅ１３）薄膜のＸＲＤパターン。
【図８】熱処理温度の異なるＣｏ５２Ｆｅ２２（Ｇａ１３Ｇｅ１３）薄膜のＸＲＤパターン。
【図９】Ｃｏ５２Ｆｅ２２（Ｇａ１３Ｇｅ１３）薄膜の飽和磁化の熱処理温度依存性。
【図１０】Ｃｏ５２Ｆｅ２２（Ｇａ１３Ｇｅ１３）薄膜の比抵抗の温度変化。
【図１１】Ｃｏ５２Ｆｅ２２（Ｇａ１３Ｇｅ１３）薄膜のダンピング定数の熱処理温度依存性。
【図１２】５００℃で熱処理したＣｏ５２Ｆｅ２２（Ｇａ１３Ｇｅ１３）薄膜のスピン偏極率測定結果。
【図１３】ＣＰＰ−ＧＭＲ素子の概念図。膜構成は下からＭｇＯ基板／Ｃｒ（１０）／Ａｇ（１００）／Ｃｏ５２Ｆｅ２２（Ｇａ１３Ｇｅ１３）（１２）／Ａｇ（５）／Ｃｏ５２Ｆｅ２２（Ｇａ１３Ｇｅ１３）（１２）／Ａｇ（５）／Ｒｕ（８）。括弧内の数字は膜厚で単位はｎｍ。
【図１４】ＭｇＯ基板／Ｃｒ（１０）／Ａｇ（１００）／Ｃｏ５２Ｆｅ２２（Ｇａ１３Ｇｅ１３）（１２）／Ａｇ（５）／Ｃｏ５２Ｆｅ２２（Ｇａ１３Ｇｅ１３）（１２）／Ａｇ（５）／Ｒｕ（８）の磁気抵抗の磁場依存性。括弧内の数字は膜厚で単位はｎｍ。
【図１５】ΔＲＡ、Ｒｐ（磁化平行時の抵抗）とＲａｐ（磁化反平行時の抵抗）の温度依存性。
【図１６】ＳＴＯ素子の概念図。膜構成は下からＭｇＯ基板／Ｃｒ（１０）／Ａｇ（１００）／Ｃｏ５２Ｆｅ２２（Ｇａ１３Ｇｅ１３）（１０）／Ａｇ（５）／Ｃｏ５２Ｆｅ２２（Ｇａ１３Ｇｅ１３）（２）／Ａｇ（５）／Ｒｕ（８）。括弧内の数字は膜厚で単位はｎｍ。
【図１７】ＭｇＯ基板／Ｃｒ（１０）／Ａｇ（１００）／Ｃｏ５２Ｆｅ２２（Ｇａ１３Ｇｅ１３）（１２）／Ａｇ（５）／Ｃｏ５２Ｆｅ２２（Ｇａ１３Ｇｅ１３）（１２）／Ａｇ（５）／Ｒｕ（８）の発振特性。
【図１８】ＮＬＳＶ素子のＳＥＭ像。（ａ）非局所配置と（ｂ）局所配置。
【図１９】ＣＦＧＧを用いたＮＬＳＶ素子の非局所配置の抵抗曲線。
【図２０】ＣＦＧＧを用いたＮＬＳＶ素子の局所配置の抵抗曲線。
【発明を実施するための形態】
【００１８】
本発明は、上記の通りの特徴を持つものであるが、以下にその実施の形態について説明する。
＜第一原理計算＞図１と図２にＣｏ２ＦｅＧａ、Ｃｏ２ＦｅＧｅ及びＣｏ２Ｆｅ（Ｇａ０．５Ｇｅ０．５）の第一原理計算による状態密度曲線を示す。計算はクーロンポテンシャルを考慮したＧｅｎｅｒａｌｉｚｅｄ Ｇｒａｄｉｅｎｔ Ａｐｐｒｏｘｉｍａｔｉｏｎ（ＧＧＡ）法により行い、クーロンポテンシャルは磁化を再現するような値としている。結晶構造はＬ２１とＢ２の２通りである。Ｌ２１構造では、Ｃｏ２ＦｅＧｅはフェルミ面が少数スピンのバンドギャップ中にありハーフメタル、Ｃｏ２ＦｅＧａはフェルミ面に少数スピンの状態が存在しておりハーフメタルではない。Ｃｏ２Ｆｅ（Ｇａ０．５Ｇｅ０．５）ではハーフメタルである。Ｂ２構造の場合は、いずれの合金も少数スピンバンドのギャップが狭くなるが、Ｃｏ２Ｆｅ（Ｇａ０．５Ｇｅ０．５）ではギャップの中央にフェルミ面が存在しハーフメタルであることがわかる。以上のことより、Ｃｏ２Ｆｅ（Ｇａ０．５Ｇｅ０．５）ではＢ２構造でもハーフメタル性が示されていること、フェルミ面がギャップ中央に位置しており不規則によるスピン偏極率の減少の影響が少ないことから、高いＬ２１規則度が得にくい薄膜においても高いスピン偏極率を示すことが予想される。
【実施例】
【００１９】
＜合金バルク＞
Ｃｏ２Ｆｅ（ＧａｘＧｅ１−ｘ）バルク合金は、表１に示す成分配合で９９．９９％以上の純度の塊を用意し、それらをアーク溶解でボタン状のバルク合金を作製した。このときのバルク合金の重さは１５ｇでこれを４５０℃で１６８時間、Ｈｅ雰囲気中での熱処理を行った。誘導結合プラズマ発光（ＩＣＰ）分析による化学分析の結果より狙い通りの組成が得られていることを確認している。
【表１】
【００２０】
構造はエックス線回折法（ＸＲＤ）で、磁気特性は量子干渉磁束計（ＳＱＵＩＤ）で、スピン偏極率は点接触アンドレーフ反射（ＰＣＡＲ）法で評価した。
【００２１】
図３にＣｏ２Ｆｅ（ＧａｘＧｅ１−ｘ）バルク合金のＸＲＤパターンを示す。ｘ＝０のＣｏ２ＦｅＧｅではＬ２１構造にピーク以外に、＊で示すように第２相のピークがあり、Ｌ２１単相となっていないが、ｘ＝０．２５〜１の組成ではＬ２１単相が得られている。
【００２２】
図４にスピン偏極率のｘ依存性を示す。ｘ＝０．５のところで極大を示し、０．６８という高い値が得られた。高スピン偏極率（０．６５以上）は０．２５＜ｘ＜０．６０で得られており、この組成範囲の材料を使ったスピントロニクス素子で高い特性が得られる。
【００２３】
図５に、Ｃｏ２Ｆｅ（ＧａｘＧｅ１−ｘ）の熱処理温度によるＸＲＤパターンの変化を示す。表２に、Ｌ２１規則度に対応する（１１１）と（２２０）の強度比、Ｂ２規則度に対応する（２００）と（２２０）の強度比を示す。Ｌ２１規則度、Ｂ２規則度とも熱処理温度に対して変化をしない。すなわち、本合金は比較的低い温度の４５０℃の熱処理でも高いＬ２１規則度が得られることを示しており、これも本合金の特徴の一つである。
【表２】
【００２４】
図６に、Ｃｏ２Ｆｅ（Ｇａ０．５Ｇｅ０．５）の示差熱分析（ＤＴＡ）曲線を示す。キュリー点が１０８０Ｋと高く実用的に有利であることがわかる。また、Ｌ２１・Ｂ２の規則・不規則変態点は１２８８Ｋである。
【００２５】
＜合金薄膜＞
以上のバルク合金の実験から、Ｃｏ２Ｆｅ（Ｇａ０．５Ｇｅ０．５）合金は高いスピン偏極率を持つので、薄膜による実験を行った。薄膜はＣｏ４６．５６Ｆｅ２２．６５Ｇａ１７．９２Ｇｅ１５．６３ターゲットを用いたＤＣマグネトロンスパッタ法により行った。ＩＣＰ分析による薄膜の組成はＣｏ５２Ｆｅ２２Ｇａ１３Ｇｅ１３である。基板はＭｇＯ単結晶基板を用い、下地層としてＣｒ（１０）／Ａｇ（１００）を成膜した後に、Ｃｏ５２Ｆｅ２２Ｇａ１３Ｇｅ１３薄膜を２０ｎｍ堆積した。ここで、Ｃｒ（１０）／Ａｇ（１００）は、それぞれの金属の成膜厚み（ｎｍ単位）を示す。
【００２６】
図７に、熱処理温度の異なる薄膜のＸＲＤパターンを示す。Ｃｏ５２Ｆｅ２２Ｇａ１３Ｇｅ１３薄膜の（２００）と（４００）およびＭｇＯ単結晶基板の（１００）からの回折線のみが観測されていることから、Ｃｏ５２Ｆｅ２２Ｇａ１３Ｇｅ１３薄膜がＭｇＯ単結晶基板上にエピタキシャル成長をしていることがわかる。また、すべての熱処理温度において（２００）と（４００）からの回折線がすべての膜で観測されている。これらの薄膜がＢ２構造以上の規則度を持っていることを示している。
【００２７】
Ｃｏ５２Ｆｅ２２Ｇａ１３Ｇｅ１３薄膜はエピタキシャル膜なので、膜を傾けて測定することにより、他の面の回折線を測定することができる。膜を傾けて測定した結果を図８に示す。Ｌ２１の超格子反射である（１１１）からの回折線が５００℃以上で観察される。以上のことから、４００℃まではＢ２構造、５００℃以上でＬ２１構造になっていることがわかる。ＸＲＤパターンから見積もった５００℃で熱処理をした薄膜のＢ２規則度は０．８、Ｌ２１規則度は０．１１となる。Ｃｏ５２Ｆｅ２２Ｇａ１３Ｇｅ１３薄膜の格子定数をネルソンレーリー関数を用いたコーエン法で見積もった結果、ａ＝０．５７６ｎｍ、ｃ＝０．５７０ｎｍとなりほぼ立方晶である。
【００２８】
図９にＣｏ５２Ｆｅ２２Ｇａ１３Ｇｅ１３薄膜の飽和磁化の熱処理温度依存性を示す。○印が１０Ｋでの値、△印が室温での値を示している。図中の破線は理論値である。理論値よりも低い値となっているのは、組成ずれ及び完全にＬ２１構造に規則化していないことが挙げられる。
【００２９】
図１０に、比抵抗の温度変化を示す。５００℃で熱処理したＣｏ５２Ｆｅ２２Ｇａ１３Ｇｅ１３薄膜の比抵抗は熱処理をしていないものに比較して、スピンの散乱が抑えられるため、１／３倍程度にまで減少していることがわかる。これは構造の規則度に起因しているものと考えられる。
【００３０】
電流によってＣｏ５２Ｆｅ２２Ｇａ１３Ｇｅ１３薄膜の磁気モーメントを歳差運動させるときに、ダンピング定数が低いとその応答がよくなるため、スピントルクオシレータ素子ではダンピング定数が低いことが望まれる。図１１にＣｏ５２Ｆｅ２２Ｇａ１３Ｇｅ１３薄膜のダンピング定数の熱処理温度依存性を示す。熱処理温度の増加とともにダンピング定数は減少し、５００℃熱処理後で０．００８という低い値となり、一般的な強磁性材料であるパーマロイのダンピング定数が、０．０１であるのに対し、この値はパーマロイよりも低い値となる。
【００３１】
図１２に５００℃で熱処理したＣｏ５２Ｆｅ２２Ｇａ１３Ｇｅ１３薄膜のスピン偏極率の結果を示す。Ｃｏ５２Ｆｅ２２Ｇａ１３Ｇｅ１３表面の酸化防止のために、１ｎｍのＡｌでキャップしている。スピン偏極率の散乱因子依存性から、本薄膜のスピン偏極率は０．７５（７５％）と見積もられる。
【００３２】
＜スピントロニクス素子の作製＞
Ｃｏ５２Ｆｅ２２Ｇａ１３Ｇｅ１３薄膜の実験結果より、５００℃の熱処理によりＬ２１構造と高いスピン偏極率が得られることが明らかとなった。そこでＣｏ５２Ｆｅ２２Ｇａ１３Ｇｅ１３を強磁性電極としてＣＰＰ−ＧＭＲ素子を作製し、その伝導特性の評価を行った。
【００３３】
膜構造は、ＭｇＯ基板／Ｃｒ（１０）／Ａｇ（１００）／Ｃｏ５２Ｆｅ２２Ｇａ１３Ｇｅ１３（１２）／Ａｇ（５）／Ｃｏ５２Ｆｅ２２Ｇａ１３Ｇｅ１３（１２）／Ａｇ（５）／Ｒｕ（８）であり、括弧の中は膜厚を示し、単位はｎｍである。薄膜はＤＣ及びＲＦマグネトロンスパッタ法で作製し、Ａｇ層成膜後に３００℃で３０分、Ｒｕ層成膜後に５００℃で３０分の熱処理を行っている。前者は表面平坦性の向上を、後者はＣｏ５２Ｆｅ２２Ｇａ１３Ｇｅ１３の規則化のためである。ＣＰＰ−ＧＭＲ素子は、ＥＢリソグラフィーとＡｒイオンミリングを用いて、７０×１４０μｍ２、１００×２００μｍ２、１５０×３００μｍ２、２００×４００μｍ２の楕円形のピラー形状に加工した。
【００３４】
図１３にＭｇＯ基板／Ｃｒ（１０）／Ａｇ（１００）／Ｃｏ５２Ｆｅ２２Ｇａ１３Ｇｅ１３（１２）／Ａｇ（５）／Ｃｏ５２Ｆｅ２２Ｇａ１３Ｇｅ１３（１２）／Ａｇ（５）／Ｒｕ（８）の磁気抵抗の磁場依存性を示す。△印が室温、○印が１０Ｋでの曲線である。上下Ｃｏ５２Ｆｅ２２Ｇａ１３Ｇｅ１３電極が反平行状態になったときに高い磁気抵抗を示している。室温で面積抵抗変化（ΔＲＡ）＝９．５ｍΩ・μｍ２、ＭＲ＝４１．７％、１０ＫでΔＲＡ＝２６．４ｍΩ・μｍ２、ＭＲ＝１２９．１％という大きな値を示した。一般的な強磁性材料であるＣｏＦｅ／Ｃｕ／ＣｏＦｅでは室温でΔＲＡ＝２ｍΩ・μｍ２、ＭＲ比は数％であり、これと比較しても非常に大きな値が実現されていることがわかる。
【００３５】
図１４にΔＲＡ、Ｒｐ（磁化平行時の抵抗）とＲａｐ（磁化反平行時の抵抗）の温度依存性を示す。温度の上昇とともにＲｐは増加、Ｒａｐは減少し、その結果ΔＲＡは減少する。ΔＲＡの減少はスピン偏極率が温度上昇とともに減少しているためと考えられる。
【００３６】
また、Ｃｏ５２Ｆｅ２２Ｇａ１３Ｇｅ１３を強磁性電極としてＳＴＯ素子を作製し、その伝導特性の評価を行った。ＭｇＯ基板／Ｃｒ（１０）／Ａｇ（１００）／Ｃｏ５２Ｆｅ２２Ｇａ１３Ｇｅ１３（１２）／Ａｇ（５）／Ｃｏ５２Ｆｅ２２Ｇａ１３Ｇｅ１３（１２）／Ａｇ（５）／Ｒｕ（８）の膜を５００℃で熱処理を行い、微細加工により１３０×１３０ｎｍ２のピラーを形成した。４．６×１０７ Ａ／ｃｍ２の電流、外部磁場が４８５ Ｏｅを印加することにより、約１６ＧＨｚで２．５ｎＶ／Ｈｚ０．５の出力を得た（図１５）。なお、このときの線幅は３０ＭＨｚ、Ｑ値は約４６０であった。この値は現在までに報告されている値と同等のものである（非特許文献９）。
【００３７】
更に、Ｃｏ５２Ｆｅ２２Ｇａ１３Ｇｅ１３で２本の強磁性細線（幅１００ｎｍ）とそれを橋渡しするような非磁性細線（Ａｇ、幅１５０ｎｍ）を微細加工により作製し、ＮＬＳＶ素子の伝導特性の評価を行った。図１９に示すように、非局所配置のときに室温で１１４ｍΩという非常に大きなスピン信号が得られた。この値は現在までに報告されている値よりも大きい（非特許文献１０）。本ＮＬＳＶ素子はすべて金属で形成され素子抵抗が小さい。そのため大きなスピン流の生成が可能である。図２０に示す局所配置での抵抗変化は非局所配置のそれの２倍となっており、解析的な計算結果と一致している。
【００３８】
もちろん、この発明は以上の例に限定されるものではなく、細部に付いては様々な態様が可能であることは言うまでもない。
【産業上の利用可能性】
【００３９】
高ＭＲ比の本願発明材料よる素子を用いることにより、２Ｔ／ｉｎｃｈ２を超えるような密度での再生ヘッド、高周波アシスト磁気記録（ＭＡＭＲ）ヘッドを提供することが可能となった。更に、高いスピン偏極率を持つ本願発明材料から半導体へ高効率のスピン注入が可能となる。
【特許請求の範囲】
【請求項１】
スピントロニクスデバイスに用いられるＣｏ２Ｆｅ基ホイスラー合金であって、下記式１に示すような成分組成（０．２５＜Ｘ＜０．６０）であることを特徴とするＣｏ２Ｆｅ基ホイスラー合金。
＜式１＞
Ｃｏ２Ｆｅ（ＧａＸＧｅ１−ｘ）（０．２５＜Ｘ＜０．６０）
【請求項２】
請求項１のＣｏ２Ｆｅ基ホイスラー合金であって、スピン偏極率が０．６５以上であることを特徴とするＣｏ２Ｆｅ基ホイスラー合金。
【請求項３】
請求項１のＣｏ２Ｆｅ基ホイスラー合金を強磁性電極として使用し、ＭｇＯ基板／Ｃｒ／Ａｇ／ Ｃｏ２Ｆｅ基ホイスラー合金／Ａｇ／Ｃｏ２Ｆｅ基ホイスラー合金／Ａｇ／Ｒｕからなる薄膜積層構造を有することを特徴とするＣＰＰ−ＧＭＲ素子。
【請求項４】
請求項１のＣｏ２Ｆｅ基ホイスラー合金を強磁性電極として使用し、ＭｇＯ基板／Ｃｒ／Ａｇ／ Ｃｏ２Ｆｅ基ホイスラー合金／Ａｇ／Ｃｏ２Ｆｅ基ホイスラー合金／Ａｇ／Ｒｕからなる薄膜積層構造を有することを特徴とするＳＴＯ素子。
【請求項５】
請求項１のＣｏ２Ｆｅ基ホイスラー合金を強磁性電極として使用し、ＭｇＯ基板／Ｃｒ／Ａｇ／ Ｃｏ２Ｆｅ基ホイスラー合金からなる２本の強磁性細線とそれを橋渡しするＡｇの非磁性細線からなる構造を有することを特徴とするＮＬＳＶ素子。
【請求項１】
スピントロニクスデバイスに用いられるＣｏ２Ｆｅ基ホイスラー合金であって、下記式１に示すような成分組成（０．２５＜Ｘ＜０．６０）であることを特徴とするＣｏ２Ｆｅ基ホイスラー合金。
＜式１＞
Ｃｏ２Ｆｅ（ＧａＸＧｅ１−ｘ）（０．２５＜Ｘ＜０．６０）
【請求項２】
請求項１のＣｏ２Ｆｅ基ホイスラー合金であって、スピン偏極率が０．６５以上であることを特徴とするＣｏ２Ｆｅ基ホイスラー合金。
【請求項３】
請求項１のＣｏ２Ｆｅ基ホイスラー合金を強磁性電極として使用し、ＭｇＯ基板／Ｃｒ／Ａｇ／ Ｃｏ２Ｆｅ基ホイスラー合金／Ａｇ／Ｃｏ２Ｆｅ基ホイスラー合金／Ａｇ／Ｒｕからなる薄膜積層構造を有することを特徴とするＣＰＰ−ＧＭＲ素子。
【請求項４】
請求項１のＣｏ２Ｆｅ基ホイスラー合金を強磁性電極として使用し、ＭｇＯ基板／Ｃｒ／Ａｇ／ Ｃｏ２Ｆｅ基ホイスラー合金／Ａｇ／Ｃｏ２Ｆｅ基ホイスラー合金／Ａｇ／Ｒｕからなる薄膜積層構造を有することを特徴とするＳＴＯ素子。
【請求項５】
請求項１のＣｏ２Ｆｅ基ホイスラー合金を強磁性電極として使用し、ＭｇＯ基板／Ｃｒ／Ａｇ／ Ｃｏ２Ｆｅ基ホイスラー合金からなる２本の強磁性細線とそれを橋渡しするＡｇの非磁性細線からなる構造を有することを特徴とするＮＬＳＶ素子。
【図１】
【図２】
【図３】
【図４】
【図５】
【図６】
【図７】
【図８】
【図９】
【図１０】
【図１１】
【図１２】
【図１３】
【図１４】
【図１５】
【図１６】
【図１７】
【図１８】
【図１９】
【図２０】
【図２】
【図３】
【図４】
【図５】
【図６】
【図７】
【図８】
【図９】
【図１０】
【図１１】
【図１２】
【図１３】
【図１４】
【図１５】
【図１６】
【図１７】
【図１８】
【図１９】
【図２０】
【公開番号】特開２０１２−１５６４８５（Ｐ２０１２−１５６４８５Ａ）
【公開日】平成２４年８月１６日（２０１２．８．１６）
【国際特許分類】
【出願番号】特願２０１１−２２７４８８（Ｐ２０１１−２２７４８８）
【出願日】平成２３年１０月１４日（２０１１．１０．１４）
【国等の委託研究の成果に係る記載事項】（出願人による申告）平成２１年度、科学技術振興機構、戦略的創造研究推進事業委託事業、産業技術力強化法第１９条の適用を受ける特許出願
【出願人】（３０１０２３２３８）独立行政法人物質・材料研究機構 (1,333)
【Ｆターム（参考）】
【公開日】平成２４年８月１６日（２０１２．８．１６）
【国際特許分類】
【出願日】平成２３年１０月１４日（２０１１．１０．１４）
【国等の委託研究の成果に係る記載事項】（出願人による申告）平成２１年度、科学技術振興機構、戦略的創造研究推進事業委託事業、産業技術力強化法第１９条の適用を受ける特許出願
【出願人】（３０１０２３２３８）独立行政法人物質・材料研究機構 (1,333)
【Ｆターム（参考）】
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