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WO2012086183A1 - トンネル磁気抵抗素子の製造方法 - Google Patents

トンネル磁気抵抗素子の製造方法 Download PDF

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WO2012086183A1
WO2012086183A1 PCT/JP2011/007105 JP2011007105W WO2012086183A1 WO 2012086183 A1 WO2012086183 A1 WO 2012086183A1 JP 2011007105 W JP2011007105 W JP 2011007105W WO 2012086183 A1 WO2012086183 A1 WO 2012086183A1
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WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
layer
film
cofeb
mgo
manufacturing
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Ceased
Application number
PCT/JP2011/007105
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
弘輝 山本
正 森田
大野　英男
正二 池田
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Tohoku University NUC
Ulvac Inc
Original Assignee
Tohoku University NUC
Ulvac Inc
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Tohoku University NUC, Ulvac Inc filed Critical Tohoku University NUC
Priority to KR20137015987A priority Critical patent/KR101487635B1/ko
Priority to JP2012549634A priority patent/JP5574350B2/ja
Priority to CN201180058075.XA priority patent/CN103250263B/zh
Priority to US13/997,057 priority patent/US8993351B2/en
Publication of WO2012086183A1 publication Critical patent/WO2012086183A1/ja
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Ceased legal-status Critical Current

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    • H—ELECTRICITY
    • H10—SEMICONDUCTOR DEVICES; ELECTRIC SOLID-STATE DEVICES NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
    • H10N—ELECTRIC SOLID-STATE DEVICES NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
    • H10N50/00—Galvanomagnetic devices
    • H10N50/01—Manufacture or treatment
    • H—ELECTRICITY
    • H10—SEMICONDUCTOR DEVICES; ELECTRIC SOLID-STATE DEVICES NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
    • H10N—ELECTRIC SOLID-STATE DEVICES NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
    • H10N50/00—Galvanomagnetic devices
    • H10N50/10—Magnetoresistive devices
    • H—ELECTRICITY
    • H10—SEMICONDUCTOR DEVICES; ELECTRIC SOLID-STATE DEVICES NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
    • H10N—ELECTRIC SOLID-STATE DEVICES NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
    • H10N50/00—Galvanomagnetic devices
    • H10N50/80—Constructional details
    • H10N50/85—Materials of the active region

Definitions

  • the present invention relates to a method for manufacturing a perpendicular magnetization type tunnel magnetoresistive element.
  • tunnel magnetoresistive elements tunneling magnetoresistive
  • MRAM magnetoresistive random access memory
  • the tunnel magnetoresistive element has a structure in which an insulating layer (tunnel barrier layer) is sandwiched between two magnetic layers, and the current between the magnetic layers (tunnel current) can be varied by the difference in magnetization direction of each magnetic layer. is there.
  • the magnetization direction of both magnetic layers perpendicular to the stacking direction is called “in-plane magnetization type”, and the magnetization direction of the two magnetic layers in the same direction as the stacking direction is called “perpendicular magnetization type”.
  • the perpendicular magnetization type tunneling magnetoresistive element has advantages such as miniaturization of the element, high resistance to thermal disturbance, and low magnetization reversal current, but it depends on the material of each layer, crystallinity, etc. Since the characteristics are greatly different, an element structure with more excellent characteristics is being sought.
  • Patent Document 1 describes a perpendicular magnetization type MTJ (Magnetic Tunnel Junction) element having a CoFeB alloy as an interface pinned layer and MgO as a tunnel barrier layer.
  • MTJ Magnetic Tunnel Junction
  • a tunnel barrier layer made of MgO is formed on an interface fixed layer made of a CoFeB alloy, whereby the crystallinity of MgO is improved, and a device having a high MR (Magnetic-Resistance) ratio and a high spin injection efficiency. It is possible to create.
  • an object of the present invention is to provide a method for manufacturing a perpendicular magnetization type magnetoresistive element that does not require an MgO film forming step.
  • a first layer made of a material containing at least one of Co, Ni, and Fe is stacked on a substrate.
  • a second layer made of Mg is laminated on the first layer.
  • the stacked body including the first layer and the second layer is oxidized to oxidize Mg of the second layer to MgO.
  • the laminated body is subjected to heat treatment to crystallize the second layer and to perpendicularly magnetize the first layer.
  • a first layer made of a material containing at least one of Co, Ni, and Fe is stacked on a substrate.
  • a second layer made of Mg is laminated on the first layer.
  • the stacked body including the first layer and the second layer is oxidized to oxidize Mg of the second layer to MgO.
  • the laminated body is subjected to heat treatment to crystallize the second layer and to perpendicularly magnetize the first layer.
  • this manufacturing method it is possible to manufacture a perpendicular magnetization type magnetoresistive element without forming a metal oxide MgO.
  • MgO metal oxide
  • Co, Ni, and Fe are formed on the second layer after the step of oxidizing the stacked body and before the step of heating the stacked body.
  • the third layer may be further perpendicularly magnetized.
  • the second layer is formed by two layers made of a material containing at least one of Co, Ni, and Fe that are crystallized and perpendicularly magnetized, formed from the first layer and the third layer.
  • the perpendicular magnetization of the first layer and the third layer and the crystallization of the second layer can be performed in one heat treatment process, compared to the case where these processes are separate processes. Productivity can be improved.
  • the method of manufacturing a magnetoresistive element further comprising: a third layer made of a material containing at least one of Co, Ni, and Fe on the second layer after the step of heat-treating the stacked body.
  • Layers may be stacked, and the stacked body may be subjected to heat treatment so that the third layer is perpendicularly magnetized.
  • the second layer is formed by two layers made of a material containing at least one of Co, Ni, and Fe that are crystallized and perpendicularly magnetized, formed from the first layer and the third layer.
  • a laminated structure in which layers made of crystallized MgO and formed from nip are sandwiched. Since the first heat treatment step is different from the third heat treatment step, both layers are perpendicularly magnetized under individual conditions when the first layer and the third layer have different film thicknesses. It is possible to improve the degree of freedom of the manufacturing process.
  • the first layer and the third layer are made of a CoFeB-based material, and the step of stacking the first layer is performed so that the first layer has a thickness of 0.6 nm to 1.5 nm.
  • the step of stacking and stacking the third layer may be performed so that the third layer has a thickness of 0.6 nm to 1.5 nm.
  • a magnetoresistive element having a CoFeB-based material as a magnetic layer and MgO as an insulating layer is usually an in-plane magnetization type magnetoresistive element having a magnetization direction perpendicular to the stacking direction.
  • the CoFeB-based material has a perpendicular anisotropy component in the vicinity of the interface between the magnetic layer and the insulating layer. Accordingly, by setting the film thicknesses of the first layer and the second layer to 0.6 nm to 1.5 nm, it is possible to manufacture a perpendicular magnetization type CoFeB-MgO magnetoresistive element. .
  • the first layer is laminated immediately on the fourth layer made of Ta, and the method of manufacturing a magnetoresistive element according to claim 4 further includes the third layer.
  • a fifth layer made of Ta may be stacked immediately above the layer.
  • this manufacturing method it is possible to create a laminated structure in which the first layer is adjacent to the fourth layer and the third layer is adjacent to the fifth layer. Since the CoFeB-based material in contact with Ta exhibits perpendicular magnetization due to the contribution of Ta during crystallization, it is possible to manufacture a perpendicular magnetization type CoFeB-MgO-based magnetoresistive element by this manufacturing method. is there.
  • FIG. 1 is a schematic diagram showing a laminated structure of tunnel magnetoresistive elements (hereinafter referred to as TMR elements).
  • the TMR element according to the present embodiment is a “perpendicular magnetization” TMR element in which the magnetization direction is the same as the stacking direction.
  • FIG. 2 is a conceptual diagram showing the magnetization direction of the TMR element 1, and the arrows indicate the magnetization directions.
  • FIG. 2A shows a “magnetization parallel state”
  • FIG. 2B shows a “magnetization anti-parallel state”.
  • the TMR element 1 has a layer structure in which a buffer layer 20, a pinned layer 30, a barrier layer 40, a free layer 50, and a capping layer 60 are laminated on a substrate 10 in this order.
  • the structure of the TMR element 1 shown here is an example of an element structure manufactured by the manufacturing method of the present invention.
  • the substrate 10 is a substrate that supports each layer, and can be made of Si / SiO 2 formed by heat-oxidizing Si. Moreover, the board
  • substrate 10 may consist of other materials, such as a ceramic and glass.
  • the buffer layer 20 is a layer for promoting smooth and homogeneous crystallization of the adjacent pinned layer 30.
  • the buffer layer 20 includes a Ta (tantalum) layer 21, a Ru (ruthenium) layer 22, and a Ta layer 23, which are sequentially stacked from the substrate 10 side as shown in FIG.
  • the Ta layer 23 contributes to good crystallization of CoFeB constituting the pinned layer 30 described later.
  • the thickness of each layer can be, for example, 5 nm for the Ta layer 21, 10 nm for the Ru layer 22, and 5 nm for the Ta layer 23.
  • the configuration of the buffer layer 20 is not limited to that shown here.
  • the pinned layer 30 is a layer whose magnetization direction is fixed.
  • the “pinned layer” is also called “fixed layer” or “ferromagnetic layer”.
  • the magnetization direction of the pinned layer 30 is the same as the stacking direction of the TMR element 1, and the magnetization parallel state shown in FIG.
  • the magnetization direction is the same in the antiparallel magnetization state shown in FIG.
  • the pinned layer 30 can be made of (001) -oriented CoFeB (cobalt iron boron) crystal.
  • the composition ratio of CoFeB can be in the range of 0.2 ⁇ x ⁇ 0.4 and 0.4 ⁇ y ⁇ 0.6 in Co x Fe y B (1 ⁇ x + y) .
  • the pinned layer 30 can also be made of a CoFeB-based material having properties similar to CoFeB, that is, a material in which P (phosphorus) or C (carbon) is added to CoFeB.
  • the thickness of the pinned layer 30 is preferably 0.6 nm or more and 1.5 nm or less.
  • the pinned layer 30 can be made of a material containing at least one of Co, Ni, and Fe in addition to the CoFeB-based material. Examples of such a material include CoFe and FeNi.
  • the barrier layer 40 is a layer that forms a “tunnel barrier” between the pinned layer 30 and the free layer 50.
  • the “barrier layer” is also called “nonmagnetic layer” or “insulating layer”.
  • the barrier layer 40 preferably has a large difference with respect to the difference in magnetization direction between the pinned layer 30 and the free layer 50 (shown in FIG. 2), that is, a large MR ratio (magnetoresistance).
  • the barrier layer 40 can be made of (001) -oriented MgO (magnesium oxide) crystals.
  • the thickness of the barrier layer 40 can be set to 0.8 nm, for example.
  • the free layer 50 is a layer whose magnetization direction is not fixed (reversible).
  • the “free layer” is also called “free layer” or “ferromagnetic layer”.
  • the magnetization direction of the free layer 50 is the same as the stacking direction of the TMR element 1, and the magnetization parallel state shown in FIG. The magnetization direction is opposite in the magnetization antiparallel state shown in FIG.
  • the free layer 50 can be made of (001) -oriented CoFeB crystals.
  • the composition ratio of CoFeB can be in the range of 0.2 ⁇ x ⁇ 0.4 and 0.4 ⁇ y ⁇ 0.6 in Co x Fe y B (1 ⁇ x + y) .
  • the pinned layer 30 can be made of a CoFeB-based material having properties similar to CoFeB other than CoFeB.
  • the thickness of the free layer 50 is preferably 0.6 nm or more and 1.5 nm or less.
  • the free layer 50 and the pinned layer 30 can be formed from a CoFeB-based material having the same composition.
  • the free layer 50 can be made of a material containing at least one of Co, Ni, and Fe in addition to the CoFeB-based material.
  • a material containing at least one of Co, Ni, and Fe in addition to the CoFeB-based material examples include CoFe and FeNi.
  • a CoFeB-MgO TMR element formed of CoFeB and MgO is usually of an in-plane magnetization type. However, there is a perpendicular magnetic anisotropy component near the interface between CoFeB and MgO.
  • a perpendicular magnetization type CoFeB-MgO TMR element is formed by optimizing the film thicknesses of the pinned layer 30 and the free layer 50 made of CoFeB.
  • the capping layer 60 is a layer for stabilizing the electrical connection between the free layer 50 and the wiring and for promoting uniform crystallization of the adjacent free layer 50.
  • the capping layer 60 includes a Ta layer 61 and a Ru layer 62 that are sequentially stacked from the free layer 50 side.
  • the Ta layer 61 contributes to good crystallization of CoFeB constituting the free layer 50.
  • the thickness of each layer can be, for example, 5 nm for the Ta layer 61 and 10 nm for the Ru layer 62.
  • the configuration of the capping layer 60 is not limited to that shown here.
  • the TMR element 1 is configured as described above.
  • a wiring is connected to the buffer layer 20 and the capping layer 60 in the TMR element 1. Specifically, as shown in FIG. 2, a positive electrode (V + ) is connected to the Ta layer 23 of the buffer layer 2, and a negative electrode (V ⁇ ) is connected to the Ru layer 62 of the capping layer 60.
  • the operation of the TMR element 1 will be briefly described.
  • the magnetization direction of the pinned layer 30 does not change, whereas the magnetization direction of the free layer 50 is reversed according to the magnetic field. That is, the magnetization parallel state shown in FIG. 2A and the magnetization antiparallel state shown in FIG. 2B can be arbitrarily switched.
  • the tunnel barrier of the barrier layer 40 becomes small, and the pinned layer 30 and the free layer 50 A large tunnel current flows between them. That is, the electrical resistance of the TMR element 1 is reduced.
  • the magnetization direction of the pinned layer 30 and the magnetization direction of the free layer 50 do not coincide with each other as shown in FIG. The tunnel current becomes smaller. That is, the electrical resistance of the TMR element 1 is increased.
  • the TMR element 1 can be used as a memory (MRAM: Magnetoresistive Random Access Memory).
  • FIG. 3 is a schematic view schematically showing the manufacturing apparatus 100 for the TMR element 1.
  • the manufacturing apparatus 100 is an apparatus for manufacturing the TMR element 1 by forming each layer on the loaded substrate 10 and is used in a method for manufacturing the TMR element 1 described later.
  • the manufacturing apparatus 100 is an example of a manufacturing apparatus for the TMR element 1, and may have a different configuration.
  • the manufacturing apparatus 100 is configured as a multi-chamber.
  • the manufacturing apparatus 100 includes a transfer chamber 101, an introduction chamber 102, a heating chamber 103, a purification chamber 104, a first PVD (physical vapor deposition) chamber 105, a second PVD chamber 106, a third PVD chamber 107, a fourth PVD chamber 108, and an oxidation chamber 109.
  • a transfer chamber 101 an introduction chamber 102
  • a heating chamber 103 a purification chamber 104
  • a first PVD (physical vapor deposition) chamber 105 a first PVD (physical vapor deposition) chamber 105
  • a second PVD chamber 106 a third PVD chamber 107
  • a fourth PVD chamber 108 a fourth PVD chamber 108
  • an oxidation chamber 109 oxidation chamber
  • the introduction chamber 102 is a chamber for introducing the substrate 10 into the transfer chamber.
  • the introduction chamber 102 is provided with an introduction device (not shown) for carrying the substrate 10 into the introduction chamber.
  • the transfer chamber 101 accommodates a transfer device (not shown), and the transfer device transfers the substrate 10 introduced from the introduction chamber 102 to each chamber.
  • the heating chamber 103 is a chamber that heats the introduced substrate 10 and performs a degassing process.
  • the purification chamber 104 has an LT-ICP (Long-Throw-Inductively-Coupled Plasma) source, and is a chamber that performs a cleaning process on the substrate 10 before film formation.
  • LT-ICP Long-Throw-Inductively-Coupled Plasma
  • the first PVD chamber 105, the second PVD chamber 106, the third PVD chamber 107, and the fourth PVD chamber 108 are chambers for depositing various materials on the substrate 10.
  • Each PVD chamber can accommodate a DC (Direct Current) sputtering apparatus.
  • a film forming apparatus such as RF sputtering (Radio-Frequency) can be used.
  • RF sputtering Radio-Frequency
  • a DC sputtering apparatus is preferable because the structure of the sputtering cathode is simple.
  • a metal oxide such as MgO
  • it is necessary to use RF sputtering it is necessary to use RF sputtering, but since this embodiment does not deposit a metal oxide, it is possible to use DC sputtering. It is.
  • the sputtering apparatus provided in each PVD chamber can be a ternary sputtering apparatus in which three sputtering targets are provided.
  • the first PVD chamber 105 is provided with a Ta target. The other two targets are not used for manufacturing the TMR element 1.
  • the second PVD chamber 106 is provided with a CoFeB target and a Ru target.
  • the third PVD chamber 107 is not used for manufacturing the TMR element 1.
  • the fourth PVD chamber 108 is provided with an Mg target and a Ta target. As described above, a film having a uniform film thickness can be formed by using a ternary sputtering apparatus, but the sputtering apparatus is not necessarily a ternary system.
  • the oxidation chamber 109 is a chamber for oxidizing the formed metal Mg to MgO, as will be described in detail later.
  • the oxidation chamber 109 can oxidize the metal Mg by any of various oxidation processes such as plasma oxidation, radical oxidation, or natural oxidation.
  • the oxidation chamber 109 can contain an ISM (Inductively-Super-Magnetron) plasma source or an LT-ICP source.
  • the oxidation chamber 109 can contain an oxygen radical source in the case of radical oxidation.
  • an oxygen gas source and a substrate heating source for creating a high-pressure (high pressure against vacuum and several Pa to several hundred Pa) oxygen atmosphere can be accommodated.
  • the manufacturing apparatus 100 for the TMR element 1 is configured as described above.
  • FIG. 4 is a flowchart showing a method for manufacturing the TMR element 1.
  • the introduction device carries the substrate 10 into the transfer chamber 101 through the introduction chamber 102.
  • the transfer apparatus carries the substrate 10 into the heating chamber 103, and the substrate 10 is heated and degassed in the heating chamber 103.
  • the transfer device carries the substrate 10 into the purification chamber 104, and the substrate 10 is cleaned with plasma in the purification chamber 104.
  • the transfer device carries the substrate 10 into the first PVD chamber 105.
  • a Ta layer 21 is formed on the substrate 10 using a Ta target by DC sputtering in the first PVD chamber.
  • the film forming conditions can be Ar gas pressure 0.02 to 0.1 Pa, DC power 50 to 400 W, and room temperature.
  • the film forming conditions are the same in the following layers. Under these conditions, the deposition rate is about 0.3 to 1.2 nm / sec.
  • the Ta layer 21 is formed by DC sputtering.
  • the Ta layer 21 may be formed by different sputtering such as RF sputtering, and the same applies to the following layers.
  • the Ta layer 21 is formed so as to have a thickness of 5 nm.
  • a structure in which each layer is formed on the substrate 10 is referred to as a “laminate”.
  • the transfer device carries the laminated body into the second PVD chamber 106.
  • a Ru layer 22 is formed on the Ta layer 21 by using a Ru target by DC sputtering in the second PVD chamber.
  • the Ru layer 22 is formed so as to have a thickness of 10 nm.
  • the transfer device carries the laminate again into the first PVD chamber 105.
  • a Ta layer 23 is formed on the Ru layer 22 using a Ta target by DC sputtering in the first PVD chamber.
  • the Ta layer 23 is formed so as to have a thickness of 5 nm.
  • the buffer layer 20 composed of the Ta layer 21, Ru22, and Ta layer 23 is laminated.
  • the transfer device carries the laminated body into the second PVD chamber 106.
  • a first CoFeB film made of CoFeB is formed on the Ta layer 23 using a CoFeB target by DC sputtering in the second PVD chamber 106.
  • a CoFeB-based material other than CoFeB is formed, a CoFeB-X target is further added (X is a material added to CoFeB).
  • the first CoFeB film is in an amorphous state and becomes the pinned layer 30 in the steps described later.
  • the composition ratio of the first CoFeB film can be adjusted by the target composition.
  • the first CoFeB film is formed to have a thickness of 0.6 nm to 1.5 nm.
  • the transfer device carries the laminated body into the fourth PVD chamber 108.
  • An Mg film is formed on the first CoFeB film by DC sputtering in the fourth PVD chamber 108 using an Mg target.
  • This Mg film is in an amorphous state and becomes a barrier layer 40 in the steps described later.
  • the Mg film is formed so as to have a thickness of 0.8 nm. If the thickness of the Mg film is larger than 0.8 nm, the Mg film cannot be sufficiently oxidized in the next Mg film oxidation step. Therefore, the Mg film is formed again after the next Mg film oxidation step, and the Mg film is again formed. A step of oxidizing the is necessary.
  • the transfer device carries the laminate into the oxidation chamber 109.
  • the Mg film is oxidized into a MgO film by any one of plasma oxidation, radical oxidation, and natural oxidation.
  • the laminate can be oxidized by placing it in an oxygen atmosphere at an oxygen pressure of 1 to 1000 Pa for 600 to 1000 seconds at room temperature. Since this MgO film is obtained by oxidizing an amorphous Mg film, it is amorphous.
  • the transfer device carries the laminated body into the second PVD chamber 106.
  • a second CoFeB film made of CoFeB is formed on the MgO film by DC sputtering in the second PVD chamber 106 using a CoFeB target.
  • a CoFeB-X target is further added.
  • This second CoFeB film is in an amorphous state and becomes the free layer 50 in the steps described later.
  • the composition ratio of the second CoFeB film can be adjusted by the target composition.
  • the second CoFeB film is formed so as to have a thickness of 0.5 nm to 1.5 nm.
  • the transfer device carries the laminated body into the fourth PVD chamber 108.
  • a Ta layer 61 is formed on the second CoFeB film using a Ta target by DC sputtering.
  • the Ta layer 61 is formed so as to have a thickness of 5 nm.
  • the transfer device carries the substrate into the second PVD chamber 106.
  • a Ru layer 62 is formed on the Ta layer 61 using a Ru target by DC sputtering.
  • the Ru layer 62 is formed so as to have a thickness of 10 nm.
  • the capping layer 60 composed of the Ta layer 61 and the Ru 62 is laminated.
  • the transport device carries the stacked body into the heating chamber 103.
  • Heat treatment is performed on the stacked body in the heating chamber 103.
  • the heating temperature can be up to 400 ° C., and the heating time can be in minutes.
  • the MgO film in an amorphous state is crystallized to become a crystal having (001) orientation. That is, the MgO film becomes the barrier layer 40.
  • the first CoFeB film and the second CoFeB film in an amorphous state are crystallized to become crystals having a (001) orientation.
  • the first CoFeB film and the second CoFeB film become perpendicular magnetic films by this crystallization. That is, the first CoFeB film becomes the pinned layer 30 and the second CoFeB film becomes the free layer 50.
  • the TMR element 1 is manufactured as described above.
  • MgO which is a metal oxide
  • metal Mg is formed, and the metal Mg is converted to MgO by oxidation treatment.
  • the MgO film, the first CoFeB film, and the second CoFeB film are crystallized, and the perpendicular magnetization type TMR element 1 can be manufactured.
  • the TMR element 1 manufactured by the manufacturing method of this embodiment has characteristics equivalent to those of a TMR element manufactured by directly forming an MgO film. Specifically, an MR ratio of 40 to 70% can be obtained in a region where the element resistance value is several tens to 1 k ⁇ m 2 .
  • MgO which is a metal oxide
  • MgO adheres to and peels from the inner wall of the film formation chamber, and dust that adversely affects the device is generated. It is possible to prevent a large amount from occurring.
  • MgO which is an insulator
  • the Mg film (St104) and the oxidation (St105), which are the basis of the barrier layer 40, are performed only once, but this is when the barrier layer 40 is thin (0.8 nm or less). It is. If the barrier layer 40 is made thicker, the oxidation may not proceed sufficiently if the Mg film is made thicker. Therefore, in such a case, it is possible to form the barrier layer 40 by repeatedly performing the formation (St104) and oxidation (St105) of the Mg film until a desired film thickness is obtained.
  • the same components as those in the first embodiment are denoted by the same reference numerals and description thereof is omitted.
  • the structure of the TMR element manufactured by the manufacturing method according to the second embodiment is the same as that of the TMR element 1 according to the first embodiment, and the manufacturing apparatus used in the manufacturing method is also the first embodiment.
  • the manufacturing apparatus 100 is the same.
  • the second embodiment differs from the first embodiment in the timing of oxidizing metal Mg to MgO.
  • FIG. 5 is a flowchart showing a method for manufacturing the TMR element 1 according to the second embodiment.
  • Degassing and cleaning (St201), buffer layer stacking (St202), first CoFeB film deposition (St203), and Mg film deposition (St204) are the same as those shown in the first embodiment.
  • Mg film oxidation (St205)
  • the transfer device carries the laminate into the oxidation chamber 109.
  • the Mg film is oxidized into an MgO film by any one of plasma oxidation, radical oxidation, and natural oxidation. Since this MgO film is obtained by oxidizing an amorphous Mg film, it is amorphous.
  • the transport device carries the stacked body into the heating chamber 103.
  • Heat treatment is performed on the stacked body in the heating chamber 103.
  • the heating temperature can be up to 400 ° C., and the heating time can be in minutes.
  • the MgO film in an amorphous state is crystallized to become a crystal having (001) orientation. That is, the MgO film becomes the barrier layer 40.
  • the first CoFeB film in an amorphous state is also crystallized to be a crystal having a (001) orientation.
  • the first CoFeB film becomes a perpendicular magnetic film by this crystallization. That is, the first CoFeB film becomes the pinned layer 30.
  • the Mg film oxidation step (St205) and the heat treatment step (St206) can be performed simultaneously. That is, by heating the stacked body in oxygen plasma, oxygen radical or oxygen gas atmosphere (hereinafter collectively referred to as oxygen atmosphere), the Mg film is oxidized and at the same time, the crystallization of the MgO film and the first CoFeB film proceeds. Note that the Mg film oxidation step (St205) and the heat treatment (St206) can be performed as separate steps if heating is performed in a state other than an oxygen atmosphere.
  • oxygen atmosphere oxygen radical or oxygen gas atmosphere
  • the transfer device carries the laminated body into the second PVD chamber 106.
  • a second CoFeB film made of CoFeB is formed on the barrier layer 40 using a CoFeB target by DC sputtering.
  • a CoFeB-X target is further added.
  • This second CoFeB film is in an amorphous state and becomes the free layer 50 in the steps described later.
  • the composition ratio of the second CoFeB film can be adjusted by the target composition.
  • the second CoFeB film is formed so as to have a thickness of 0.5 nm to 1.5 nm.
  • Capping layer lamination (St208) The capping layer stacking step (St208) can be the same as the step (St107) according to the first embodiment.
  • the transport device carries the stacked body into the heating chamber 103.
  • Heat treatment is performed on the stacked body in the heating chamber 103.
  • the maximum heating temperature can be 400 ° C., and the heating time can be in minutes.
  • the second CoFeB film in an amorphous state is crystallized to become a crystal having (001) orientation.
  • the second CoFeB film becomes a perpendicular magnetic film by this crystallization. That is, the second CoFeB film becomes the free layer 50.
  • the TMR element 1 is manufactured as described above.
  • MgO which is a metal oxide
  • MgO which is a metal oxide
  • metal Mg is formed, and the metal Mg is converted to MgO by oxidation treatment. is there. Therefore, it is possible to prevent problems due to the film formation of MgO, which is a metal oxide.
  • MgO film was damaged by the above problem during the film formation, the CoFeB film under the MgO film that was similarly changed from the amorphous state to the crystallized state due to the plasma damage remains in the amorphous state. Therefore, the MgO film grown on the CoFeB film can be grown in a desired crystal orientation.
  • the heat treatment of the first CoFeB film and the MgO film and the heat treatment of the second CoFeB film are separate processes. For this reason, the heat treatment conditions for the first CoFeB film and the second CoFeB film can be made different, and the degree of freedom of the manufacturing process can be improved. This is effective, for example, when the thicknesses of the first CoFeB film and the second CoFeB film are greatly different.
  • the present invention is not limited only to this embodiment, and can be modified without departing from the gist of the present invention.
  • the manufacturing methods of the first and second embodiments described above are intended to manufacture a TMR element configured by laminating a buffer layer, a pin layer, a barrier layer, a free layer, and a capping layer, the present invention is not limited thereto. .
  • the present invention is applied to any magnetoresistive element having at least a magnetic layer (pinned layer or free layer) made of a material containing at least one of Co, Ni and Fe and a barrier layer made of MgO adjacent to the magnetic layer. Is possible.

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Abstract

【課題】ＭｇＯの成膜工程を要しない、垂直磁化型磁性素子の製造方法を提供すること 【解決手段】本発明の磁気抵抗素子１の製造方法は、基体１０上にＣｏ、Ｎｉ及びＦｅの少なくとも一つを含む材料からなる第１の層３０を積層する。次に、第１の層３０上にＭｇからなる第２の層４０を積層する。次に、第１の層３０と第２の層４０とを含む積層体に酸化処理を施して、第２の層４０のＭｇを酸化してＭｇＯとする。次に、積層体に加熱処理を施して、第２の層４０を結晶化すると共に第１の層３０を垂直磁化させる。　この製造方法によれば、ＭｇＯの成膜に起因する問題を生じさせることなく、ＣｏＦｅＢ－ＭｇＯ系の垂直磁化型磁性素子を製造することが可能である。

Description

トンネル磁気抵抗素子の製造方法
　本発明は、垂直磁化型トンネル磁気抵抗素子の製造方法に関する。
　磁場により電気抵抗が変化する「磁気抵抗効果」を利用したトンネル磁気抵抗素子（ＴＭＲ：tunneling magnetoresistive）は、ＭＲＡＭ（magnetoresistive random access memory）あるいは磁気センサ等の分野において研究開発が行われている。トンネル磁気抵抗素子は２つの磁性層によって絶縁層（トンネルバリア層）が挟まれた構造となっており、各磁性層の磁化方向の異同によって磁性層間の電流（トンネル電流）が可変されるものである。
　トンネル磁気抵抗素子において両磁性層の磁化方向が積層方向に対して垂直なものは「面内磁化型」とよばれ、磁化方向が積層方向と同方向なものは「垂直磁化型」とよばれる。垂直磁化型トンネル磁気抵抗素子は面内磁化型のものに比べ、素子の小型化が可能、熱擾乱耐性が高い、磁化反転電流が小さい等のメリットがあるが、各層の材料、結晶性等によってその特性が大きく異なるため、より特性の優れる素子構造が探索されている。
　特に、ＣｏＦｅＢ（コバルト鉄ボロン）系材料（ＣｏＦｅＢ、ＣｏＦｅＢＰ等）を磁性層とし、ＭｇＯ（酸化マグネシウム）を絶縁層とする素子構造は、特性の優れる垂直磁化型トンネル磁気抵抗素子として研究されている。例えば特許文献１には、ＣｏＦｅＢ合金を界面固定層とし、ＭｇＯをトンネルバリア層とする垂直磁化型のＭＴＪ（Magnetic Tunnel Junction）素子が記載されている。この素子は、ＣｏＦｅＢ合金からなる界面固定層上にＭｇＯからなるトンネルバリア層を成膜することにより、ＭｇＯの結晶性が向上し、高いＭＲ（Magnetic Resistance）比、高いスピン注入効率を有する素子を作成することが可能とされている。
特開２００８－０９８５２３号公報（段落[００７８]、図４）
　しかしながら、特許文献１に記載されているような製造方法では、ＭｇＯ膜を成膜する工程では次のような問題が生じると考えられる。即ち、ＭｇＯ膜をスパッタ法により成膜する際にＭｇＯが成膜チャンバの内壁に付着及び剥離し、素子に悪影響を及ぼすダストが多量に発生する。また、アース電位の成膜チャンバの内壁に絶縁物であるＭｇＯが堆積することにより、ＭｇＯ膜の表面が帯電することでアーク放電を起こし、ＭｇＯ膜にプラズマダメージが生じる等である。これらの問題は、成膜材料が金属酸化物であるＭｇＯであることに起因するものである。
　以上のような事情に鑑み、本発明の目的は、ＭｇＯの成膜工程を要しない、垂直磁化型磁気抵抗素子の製造方法を提供することにある。
　上記目的を達成するため、本発明の一形態に係る磁気抵抗素子の製造方法は、基体上にＣｏ、Ｎｉ及びＦｅの少なくとも一つを含む材料からなる第１の層を積層する。
　上記第１の層上にＭｇからなる第２の層を積層する。
　上記第１の層と上記第２の層とを含む積層体に酸化処理を施して、上記第２の層のＭｇを酸化してＭｇＯとする。
　上記積層体に加熱処理を施して、上記第２の層を結晶化すると共に上記第１の層を垂直磁化させる。
第１及び第２の実施形態に係る磁気抵抗素子の積層構造を示す模式図である。 同磁気抵抗素子の磁化方向を示す模式図である。 同磁気抵抗素子の製造装置を示す模式図である。 第１の実施形態に係る磁気抵抗素子の製造方法を示すフローチャートである。 第２の実施形態に係る磁気抵抗素子の製造方法を示すフローチャートである。
　本発明の一実施形態に係る磁気抵抗素子の製造方法は、基体上にＣｏ、Ｎｉ及びＦｅの少なくとも一つを含む材料からなる第１の層を積層する。
　上記第１の層上にＭｇからなる第２の層を積層する。
　上記第１の層と上記第２の層とを含む積層体に酸化処理を施して、上記第２の層のＭｇを酸化してＭｇＯとする。
　上記積層体に加熱処理を施して、上記第２の層を結晶化すると共に上記第１の層を垂直磁化させる。
　この製造方法によれば、金属酸化物であるＭｇＯを成膜することなく垂直磁化型磁気抵抗素子を製造することが可能である。これにより、ＭｇＯの成膜による問題、即ち、ＭｇＯを成膜する際にＭｇＯが成膜チャンバの内壁に付着及び剥離し、素子に悪影響を及ぼすダストが多量に発生ことを防止することが可能である。また、アース電位の成膜チャンバの内壁に絶縁物であるＭｇＯが堆積することによりＭｇＯ膜の膜質が変化することを防止することが可能である。さらに、マイナス帯電の酸素プラズマとマイナス帯電のスパッタガスイオンが反発し、ＭｇＯ膜にプラズマダメージが生じることを防止すること等が可能である。
　上記磁気抵抗素子の製造方法であって、さらに上記積層体に酸化処理を施す工程の後で、上記積層体に加熱処理を施す工程の前に、上記第２の層上にＣｏ、Ｎｉ及びＦｅの少なくとも一つを含む材料からなる第３の層を積層し、上記積層体に加熱処理を施す工程では、さらに、上記第３の層を垂直磁化させてもよい。
　この製造方法によれば、第１の層及び第３の層から形成された、結晶化し垂直磁化されたＣｏ、Ｎｉ及びＦｅの少なくとも一つを含む材料からなる二つの層により、第２の層から形成された結晶化されたＭｇＯからなる層が挟まれた積層構造を作成することができる。上記第１の層及び上記第３の層の垂直磁化及び上記第２の層の結晶化を一つの加熱処理工程で実行することが可能であり、これらの工程が別工程である場合に比べて生産性を向上させることが可能である。
　上記磁気抵抗素子の製造方法であって、さらに、上記積層体に加熱処理を施す工程の後で、上記第２の層上にＣｏ、Ｎｉ及びＦｅの少なくとも一つを含む材料からなる第３の層を積層し、上記積層体に加熱処理を施して、上記第３の層を垂直磁化させてもよい。
　この製造方法によれば、第１の層及び第３の層から形成された、結晶化し垂直磁化されたＣｏ、Ｎｉ及びＦｅの少なくとも一つを含む材料からなる二つの層により、第２の層から形成された結晶化されたＭｇＯからなる層が挟まれた積層構造を作成することができる。第１の層の加熱処理工程と上記第３の加熱処理工程が別であるため、第１の層と第３の層の膜厚が異なる場合等に個別の条件で両層を垂直磁化させることが可能であり、製造プロセスの自由度を向上させることができる。
　上記第１の層及び前記第３の層は、ＣｏＦｅＢ系材料からなり、上記第１の層を積層する工程は、上記第１の層が０．６ｎｍ以上１．５ｎｍ以下の厚さとなるように積層し、上記第３の層を積層する工程は、上記第３の層が０．６ｎｍ以上１．５ｎｍ以下の厚さとなるように積層してもよい。
　ＣｏＦｅＢ系材料を磁性層とし、ＭｇＯを絶縁層とする磁気抵抗素子は、通常、磁化方向が積層方向に対して垂直となる面内磁化型の磁気抵抗素子となる。しかし、その場合でも、磁性層と絶縁層の界面に近傍においてＣｏＦｅＢ系材料が垂直異方性成分を有することが見出された。そこで、上記第１の層及び上記第２の層の膜厚をそれぞれ０．６ｎｍ以上１．５ｎｍ以下とすることにより、垂直磁化型のＣｏＦｅＢ－ＭｇＯ系磁気抵抗素子を製造することが可能である。
　上記第１の層を積層する工程では、Ｔａからなる第４の層の直上に上記第１の層を積層し、請求項４に記載の磁気抵抗素子の製造方法は、さらに、上記第３の層の直上にＴａからなる第５の層を積層してもよい。
　この製造方法によれば、第１の層が第４の層に隣接し、第３の層が第５の層に隣接した積層構造を作成することが可能である。Ｔａとの接触しているＣｏＦｅＢ系材料は、結晶化の際のＴａの寄与により垂直磁化を発現するため、この製造方法により垂直磁化型のＣｏＦｅＢ－ＭｇＯ系磁気抵抗素子を製造することが可能である。
　以下、図面を参照しながら、本発明の実施形態を説明する。
　（第１の実施形態）
　本発明の第１の実施形態について説明する。
　[トンネル磁気抵抗素子の構造]
　本実施形態に係るトンネル磁気抵抗素子の製造方法によって製造するトンネル磁気抵抗素子の構造について説明する。図１は、トンネル磁気抵抗素子（以下、ＴＭＲ素子）の積層構造を示す模式図である。なお、本実施形態に係るＴＭＲ素子は、磁化方向が積層方向と同方向である「垂直磁化型」ＴＭＲ素子であるものとする。また、図２は、ＴＭＲ素子１の磁化方向を示す概念図であり、矢印が磁化方向を示す。図２（ａ）は「磁化並行状態」を示し、図２（ｂ）は「磁化反並行状態」を示す。
　図１に示すように、ＴＭＲ素子１は、基板１０上にバッファ層２０、ピン層３０、バリア層４０、フリー層５０及びキャッピング層６０がこの順で積層された層構造を有する。なお、ここに示すＴＭＲ素子１の構造は、本発明の製造方法によって製造される素子構造の一例である。
　基板１０は各層を支持する基板であり、Ｓｉが加熱酸化されて形成されたＳｉ／ＳｉＯ２からなるものとすることができる。また、基板１０は、セラミックやガラス等の他の材料からなるものであってもよい。
　バッファ層２０は、隣接するピン層３０の平滑かつ均質な結晶化を促進するための層である。バッファ層２０は、図１に示すように基板１０側から順に積層された、Ｔａ（タンタル）層２１、Ｒｕ（ルテニウム）層２２及びＴａ層２３によって構成されている。Ｔａ層２３は、後述するピン層３０を構成するＣｏＦｅＢの良好な結晶化に寄与する。各層の厚さは例えば、Ｔａ層２１が５ｎｍ、Ｒｕ層２２が１０ｎｍ、Ｔａ層２３が５ｎｍとすることができる。なお、バッファ層２０の構成はここに示すものに限られない。
　ピン層３０は、磁化方向が固定された層である。なお「ピン層」は「固定層」あるいは「強磁性層」とも呼ばれる。図２（ａ）及び（ｂ）に示すように、ピン層３０の磁化方向はＴＭＲ素子１の積層方向と同一方向であり、かつ、図２（ａ）に示す磁化並行状態と図２（ｂ）に示す磁化反並行状態において磁化方向は同一である。
　ピン層３０は、（００１）配向のＣｏＦｅＢ（コバルト鉄ボロン）結晶からなるものとすることができる。ＣｏＦｅＢの組成比は、ＣｏｘＦｅｙＢ（１－ｘ＋ｙ）において０．２≦ｘ≦０．４、０．４≦ｙ≦０．６の範囲とすることができる。また、ピン層３０は、ＣｏＦｅＢ以外にもＣｏＦｅＢと類似の性質を有するＣｏＦｅＢ系材料、即ちＣｏＦｅＢにＰ（リン）あるいはＣ（炭素）等が添加された材料からなるものとすることも可能である。ピン層３０の厚さは０．６ｎｍ以上１．５ｎｍ以下とすることが好適である。
　また、ピン層３０は、ＣｏＦｅＢ系材料以外にも、Ｃｏ、Ｎｉ及びＦｅの少なくとも一つを含む材料からなるものとすることができる。このような材料としては例えばＣｏＦｅやＦｅＮｉが挙げられる。
　バリア層４０は、ピン層３０とフリー層５０の間に「トンネル障壁」を形成する層である。「バリア層」は「非磁性層」あるいは「絶縁層」とも呼ばれる。バリア層４０はピン層３０とフリー層５０の磁化方向の異同（図２に示す）に対してその差異が大きい、即ちＭＲ比（magnetoresistance：磁気抵抗比）が大きいものが好適である。
　バリア層４０は、（００１）配向のＭｇＯ（酸化マグネシウム）結晶からなるものとすることができる。（００１）配向のＭｇＯ結晶はＭｇ：Ｏ＝１：１の組成比が好ましく、その規則的な結晶性によって、トンネル電流（波動性を有する）の散乱が他の材料に比べて小さく、高いＭＲ（magnetoresistance：磁気抵抗）比を得ることが可能である。バリア層４０の厚さは例えば０．８ｎｍとすることができる。
　フリー層５０は、磁化方向が固定されていない（反転可能な）層である。なお「フリー層」は「自由層」あるいは「強磁性層」とも呼ばれる。図２（ａ）及び（ｂ）に示すように、フリー層５０の磁化方向はＴＭＲ素子１の積層方向と同一方向であり、かつ、図２（ａ）に示す磁化並行状態と図２（ｂ）に示す磁化反並行状態において磁化方向は反対である。
　フリー層５０は、（００１）配向のＣｏＦｅＢ結晶からなるものとすることができる。ＣｏＦｅＢの組成比は、ＣｏｘＦｅｙＢ（１－ｘ＋ｙ）において０．２≦ｘ≦０．４、０．４≦ｙ≦０．６の範囲とすることができる。また、ピン層３０は、ＣｏＦｅＢ以外にもＣｏＦｅＢと類似の性質を有するＣｏＦｅＢ系材料からなるものとすることも可能である。フリー層５０の厚さは０．６ｎｍ以上１．５ｎｍ以下が好適である。フリー層５０とピン層３０は同一組成のＣｏＦｅＢ系材料から形成することが可能である。
　また、フリー層５０は、ＣｏＦｅＢ系材料以外にも、Ｃｏ、Ｎｉ及びＦｅの少なくとも一つを含む材料からなるものとすることができる。このような材料としては例えばＣｏＦｅやＦｅＮｉが挙げられる。
　なお、ＣｏＦｅＢとＭｇＯによって形成されるＣｏＦｅＢ－ＭｇＯ系ＴＭＲ素子は通常、面内磁化型のものとなる。しかし、ＣｏＦｅＢとＭｇＯの界面近傍では垂直磁気異方性成分が存在する。本実施形態に係るＴＭＲ素子１ではＣｏＦｅＢからなるピン層３０とフリー層５０の膜厚を最適化することにより、垂直磁化型のＣｏＦｅＢ－ＭｇＯ系ＴＭＲ素子を形成している。
　キャッピング層６０は、フリー層５０と配線との電気的接続を安定させるため、また、隣接するフリー層５０の均質な結晶化を促進するための層である。キャッピング層６０は、図１に示すようにフリー層５０側から順に積層されたＴａ層６１及びＲｕ層６２によって構成されている。Ｔａ層６１は、フリー層５０を構成するＣｏＦｅＢの良好な結晶化に寄与する。各層の厚さは例えば、Ｔａ層６１が５ｎｍ、Ｒｕ層６２が１０ｎｍとすることができる。なお、キャッピング層６０の構成はここに示すものに限られない。
　ＴＭＲ素子１は以上のように構成されている。ＴＭＲ素子１には、バッファ層２０及びキャッピング層６０に配線が接続される。具体的には、図２に示すように、バッファ層２のＴａ層２３に正極（Ｖ＋）、キャッピング層６０のＲｕ層６２に負極（Ｖ－）が接続される。
　ＴＭＲ素子１の動作を簡単に説明する。ＴＭＲ素子１に外部から磁場を印加すると、ピン層３０の磁化方向は変化しないのに対し、フリー層５０の磁化方向は磁場に応じて反転する。即ち図２（ａ）に示す磁化並行状態と図２（ｂ）に示す磁化反並行状態を任意に切り替えることが可能となる。
　ここで、図２（ａ）に示すようにピン層３０の磁化方向とフリー層５０の磁化方向が一致している場合、バリア層４０のトンネル障壁は小さくなり、ピン層３０とフリー層５０の間で大きなトンネル電流が流れる。即ち、ＴＭＲ素子１の電気抵抗は小さくなる。一方、図２（ｂ）に示すようにピン層３０の磁化方向とフリー層５０の磁化方向が一致してない場合、バリア層４０のトンネル障壁は大きくなり、ピン層３０とフリー層５０の間のトンネル電流は小さくなる。即ちＴＭＲ素子１の電気抵抗は大きくなる。
　したがって、ＴＭＲ素子１に電流を印加すれば電気抵抗の大小により磁化並行状態か磁化反並行状態かを判断することが可能である。例えば、各状態に「０」又は「１」を割り当てることによってＴＭＲ素子１をメモリ（ＭＲＡＭ：Magnetoresistive Random Access Memory））として利用することができる。
　[トンネル磁気抵抗素子の製造装置]
　上記のような構成を有するＴＭＲ素子１の製造装置について説明する。
　図３は、ＴＭＲ素子１の製造装置１００を概略的に示す模式図である。製造装置１００は、搬入された基板１０に対して各層の成膜を施しＴＭＲ素子１を製造するための装置であり、後述するＴＭＲ素子１の製造方法において使用されるものである。なお、製造装置１００はＴＭＲ素子１の製造装置の一例であり、異なる構成とすることも可能である。
　図３に示すように、製造装置１００はマルチチャンバとして構成されている。製造装置１００は、搬送室１０１、導入室１０２、加熱室１０３、浄化室１０４、第１ＰＶＤ（physical vapor deposition）室１０５、第２ＰＶＤ室１０６、第３ＰＶＤ室１０７、第４ＰＶＤ室１０８、酸化室１０９を有する。導入室１０２から酸化室１０９までの各室は、搬送室１０１に気密に接続されている。
　導入室１０２は、基板１０を搬送室内に導入するための室である。導入室１０２には、基板１０を導入室内に搬入するための図示しない導入装置が設けられている。搬送室１０１には、図示しない搬送装置が収容されており、同搬送装置が導入室１０２から導入された基板１０を各室に搬送する。加熱室１０３は導入された基板１０を加熱し、脱ガス処理を施す室ある。浄化室１０４はＬＴ－ＩＣＰ（Long-Throw-Inductively-Coupled Plasma：遠距離誘導結合プラズマ)源を有し、成膜前の基板１０に対して洗浄処理を施す室である。
　第１ＰＶＤ室１０５、第２ＰＶＤ室１０６、第３ＰＶＤ室１０７及び第４ＰＶＤ室１０８は基板１０に各種材料の成膜を施す室である。各ＰＶＤ室はＤＣ（Direct Current）スパッタ装置を収容するものとすることができる。また、他にもＲＦスパッタ（Radio Frequency）等の成膜装置とすることも可能であるが、ＤＣスパッタ装置はスパッタリングカソードの構成が簡単であり好適である。本実施形態とは異なり、ＭｇＯ等の金属酸化物を成膜する場合にはＲＦスパッタを用いる必要があるが、本実施形態では金属酸化物の成膜をしないため、ＤＣスパッタを用いることが可能である。
　各ＰＶＤ室に設けられたスパッタ装置は、スパッタリングターゲットが３つずつ設けられた３元系のスパッタ装置とすることができる。第１ＰＶＤ室１０５には、Ｔａターゲットが設けられている。他の２つのターゲットはＴＭＲ素子１の製造には利用されない。第２ＰＶＤ室１０６には、ＣｏＦｅＢターゲット及びＲｕターゲットが設けられている。第３ＰＶＤ室１０７はＴＭＲ素子１の製造には利用されない。第４ＰＶＤ室１０８には、Ｍｇターゲット及びＴａターゲットが設けられている。このようにスパッタ装置を３元系とすることにより膜厚が均一な成膜が可能であるが、スパッタ装置は必ずしも３元系のものでなくてもよい。
　酸化室１０９は、詳細は後述するが、成膜された金属Ｍｇを酸化させてＭｇＯとするための室である。酸化室１０９は、プラズマ酸化、ラジカル酸化又は自然酸化等の各種酸化プロセスのいずれかにより金属Ｍｇを酸化させるものとすることができる。具体的には酸化室１０９は、プラズマ酸化の場合には、ＩＳＭ（Inductively Super Magnetron）プラズマ源やＬＴ－ＩＣＰ源を収容するものとすることができる。また、酸化室１０９は、ラジカル酸化の場合には酸素ラジカル源を収容するものとすることができる。自然酸化の場合には、高圧（真空に対する高圧であり数Ｐａ～数百Ｐａ程度）酸素雰囲気とするための酸素ガス源及び基板加熱源を収容するものとすることができる。
　ＴＭＲ素子１の製造装置１００は以上のように構成されるものとする。
　[トンネル磁気抵抗素子の製造方法]
　製造装置１００を用いたＴＭＲ素子１の製造方法について説明する。
　図４は、ＴＭＲ素子１の製造方法を示すフローチャートである。
　「脱ガス及び洗浄（Ｓｔ１０１）」
　基板１０を導入装置にセットすると、導入装置が基板１０を導入室１０２を介して搬送室１０１に搬入する。搬送装置は基板１０を加熱室１０３に搬入し、基板１０は加熱室１０３において加熱され、脱ガスされる。次に搬送装置は基板１０を浄化室１０４に搬入し、基板１０は浄化室１０４においてプラズマにより洗浄される。
　「バッファ層積層（Ｓｔ１０２）」
　次に搬送装置は基板１０を第１ＰＶＤ室１０５に搬入する。第１ＰＶＤ室においてＤＣスパッタによりＴａターゲットを用いて、基板１０上にＴａ層２１を成膜する。成膜条件はＡｒガス圧力０．０２～０．１Ｐａ、ＤＣ電力５０～４００Ｗ、室温とすることができる。この成膜条件は下記の各層において同様である。この条件では成膜速度は０．３～１．２ｎｍ／ｓｅｃ程度となる。なお、ここではＤＣスパッタによりＴａ層２１を成膜するものとするが、ＲＦスパッタ等の異なるスパッタにより成膜してもよく、以下の各層の成膜においても同様である。例えば、Ｔａ層２１は厚さが５ｎｍとなるように成膜する。以下、基板１０に各層が成膜されたものを「積層体」とする
　次に、搬送装置は積層体を第２ＰＶＤ室１０６に搬入する。第２ＰＶＤ室においてＤＣスパッタによりＲｕターゲットを用いて、Ｔａ層２１上にＲｕ層２２を成膜する。例えば、Ｒｕ層２２は厚さが１０ｎｍとなるように成膜する。
　次に、搬送装置は積層体を再び第１ＰＶＤ室１０５に搬入する。第１ＰＶＤ室においてＤＣスパッタによりＴａターゲットを用いて、Ｒｕ層２２上にＴａ層２３を成膜する。例えば、Ｔａ層２３は厚さが５ｎｍとなるように成膜する。
　このようにしてＴａ層２１、Ｒｕ２２及びＴａ層２３からなるバッファ層２０が積層される。
　「第１ＣｏＦｅＢ膜成膜（Ｓｔ１０３）」
　次に、搬送装置は積層体を第２ＰＶＤ室１０６に搬入する。第２ＰＶＤ室１０６においてＤＣスパッタによりＣｏＦｅＢターゲットを用いて、ＣｏＦｅＢからなる第１ＣｏＦｅＢ膜をＴａ層２３上に成膜する。また、ＣｏＦｅＢ以外のＣｏＦｅＢ系材料を成膜する場合には、ＣｏＦｅＢ－Ｘターゲットをさらに追加する（ＸはＣｏＦｅＢに追加される材料）。この第１ＣｏＦｅＢ膜はアモルファス（非晶質）状態であり、後述のステップにおいてピン層３０となるものである。第１ＣｏＦｅＢ膜の組成比は、ターゲット組成により調節することが可能であり、例えば、ＣｏｘＦｅｙＢ（１－ｘ＋ｙ）において０．２≦ｘ≦０．４、０．４≦ｙ≦０．６の範囲となるようにすることができる。また、例えば、第１ＣｏＦｅＢ膜は厚さが０．６ｎｍ以上１．５ｎｍ以下となるように成膜する。
　「Ｍｇ膜成膜（Ｓｔ１０４）」
　次に、搬送装置は積層体を第４ＰＶＤ室１０８に搬入する。第４ＰＶＤ室１０８においてＤＣスパッタによりＭｇターゲットを用いて、Ｍｇ膜を第１ＣｏＦｅＢ膜上に成膜する。このＭｇ膜はアモルファス状態であり、後述のステップにおいてバリア層４０となるものである。例えばＭｇ膜は厚さが０．８ｎｍとなるように成膜する。なお、Ｍｇ膜の厚さが０．８ｎｍより大きいと、次のＭｇ膜酸化工程において十分に酸化させることができないため、次のＭｇ膜酸化工程の後再びＭｇ膜を成膜し、再度Ｍｇ膜を酸化させる工程が必要である。
　「Ｍｇ膜酸化（Ｓｔ１０５）」
　次に、搬送装置は積層体を酸化室１０９に搬入する。酸化室１０９において、プラズマ酸化、ラジカル酸化又は自然酸化のいずれかの方法により、Ｍｇ膜を酸化させてＭｇＯ膜とする。具体的には、自然酸化の場合、室温において積層体を酸素圧力１～１０００Ｐａの酸素雰囲気中に６００～１０００ｓｅｃ間配置することによって酸化させることができる。このＭｇＯ膜はアモルファス状のＭｇ膜を酸化したものであるので、アモルファス状である。
　「第２ＣｏＦｅＢ膜成膜（Ｓｔ１０６）」
　次に、搬送装置は積層体を第２ＰＶＤ室１０６に搬入する。第２ＰＶＤ室１０６においてＤＣスパッタによりＣｏＦｅＢターゲットを用いて、ＣｏＦｅＢからなる第２ＣｏＦｅＢ膜をＭｇＯ膜上に成膜する。ＣｏＦｅＢ以外のＣｏＦｅＢ系材料を成膜する場合には、ＣｏＦｅＢ－Ｘターゲットをさらに追加する。この第２ＣｏＦｅＢ膜はアモルファス状態であり、後述のステップにおいてフリー層５０となるものである。第２ＣｏＦｅＢ膜の組成比は、ターゲット組成により調節することが可能であり、例えば、ＣｏｘＦｅｙＢ（１－ｘ＋ｙ）において０．２≦ｘ≦０．４、０．４≦ｙ≦０．６の範囲となるようにすることができる。また、例えば、第２ＣｏＦｅＢ膜は厚さが０．５ｎｍ以上１．５ｎｍ以下となるように成膜する。
　「キャッピング層積層（Ｓｔ１０７）」
　次に、搬送装置は積層体を第４ＰＶＤ室１０８に搬入する。第４ＰＶＤ室１０８においてＤＣスパッタによりＴａターゲットを用いて第２ＣｏＦｅＢ膜上にＴａ層６１を成膜する。例えば、Ｔａ層６１は厚さが５ｎｍとなるように成膜する。
　次に、搬送装置は基板を第２ＰＶＤ室１０６に搬入する。第２ＰＶＤ室１０６においてＤＣスパッタによりＲｕターゲットを用いてＴａ層６１上にＲｕ層６２を成膜する。例えばＲｕ層６２は厚さが１０ｎｍとなるように成膜する。
　このようにしてＴａ層６１及びＲｕ６２からなるキャッピング層６０が積層される。
　「熱処理（Ｓｔ１０８）」
　次に、搬送装置は積層体を加熱室１０３に搬入する。加熱室１０３において積層体に熱処理を施す。このとき加熱温度は最大４００℃とすることが可能であり、加熱時間は分単位とすることができる。この熱処理により、アモルファス状態のＭｇＯ膜が結晶化し、（００１）配向を有する結晶となる。即ち、ＭｇＯ膜がバリア層４０となる。また、アモルファス状態の第１ＣｏＦｅＢ膜及び第２ＣｏＦｅＢ膜も結晶化し、（００１）配向を有する結晶となる。第１ＣｏＦｅＢ膜及び第２ＣｏＦｅＢ膜は、この結晶化によって垂直磁性膜となる。即ち、第１ＣｏＦｅＢ膜はピン層３０となり、第２ＣｏＦｅＢ膜はフリー層５０となる。
　以上のようにして、ＴＭＲ素子１が製造される。上述のように本実施形態は、金属酸化物であるＭｇＯを直接成膜せず、金属Ｍｇを成膜し、その金属Ｍｇを酸化処理によりＭｇＯとするものである。さらに、熱処理を施すことにより、ＭｇＯ膜、第１ＣｏＦｅＢ膜及び第２ＣｏＦｅＢ膜を結晶化させ、垂直磁化型のＴＭＲ素子１の製造を可能とする。
　本実施形態の製造方法によって製造されるＴＭＲ素子１は、ＭｇＯ膜を直接成膜して製造されるＴＭＲ素子と同等の特性を有するものである。具体的には、素子抵抗値が数十～１ｋΩμｍ２の領域において４０～７０％のＭＲ比を得ることができる。
　この製造方法により、金属酸化物であるＭｇＯの成膜による問題、即ち、ＭｇＯ膜をスパッタ法により成膜する際にＭｇＯが成膜チャンバの内壁に付着及び剥離し、素子に悪影響を及ぼすダストが多量に発生ことを防止することが可能である。また、アース電位の成膜チャンバの内壁に絶縁物であるＭｇＯが堆積することにより、ＭｇＯ膜の表面が帯電することでアーク放電を起こし、ＭｇＯ膜にプラズマダメージが生じることを防止することが可能である。
　なお、上記実施形態ではバリア層４０の元となるＭｇ膜の成膜（Ｓｔ１０４）及び酸化（Ｓｔ１０５）は一度しか実施していないが、これはバリア層４０が薄い（０．８ｎｍ以下）の場合である。バリア層４０をより厚くした場合に、Ｍｇ膜を厚くすると酸化が充分に進行しないおそれがある。したがってこのような場合には、Ｍｇ膜の成膜（Ｓｔ１０４）と酸化（Ｓｔ１０５）を所望の膜厚が得られるまで繰り返し実行することで、バリア層４０を形成することが可能である。
　（第２の実施形態）
　本発明の第２の実施形態について説明する。
　第２の実施形態において、第１の実施形態と同様の構成については同一の符号を付し説明を省略する。第２の実施形態に係る製造方法によって製造するＴＭＲ素子の構造は、第１の実施形態に係るＴＭＲ素子１と同一であり、また、同製造方法において使用する製造装置も第１の実施形態に係る製造装置１００と同一である。第２の実施形態は第１の実施形態に対し、金属ＭｇをＭｇＯに酸化するタイミングが異なる。
　[トンネル磁気抵抗素子の製造方法]
　製造装置１００を用いたＴＭＲ素子１の製造方法について説明する。
　図５は、第２の実施形態に係るＴＭＲ素子１の製造方法を示すフローチャートである。
　脱ガス及び洗浄（Ｓｔ２０１）、バッファ層積層（Ｓｔ２０２）、第１ＣｏＦｅＢ膜成膜（Ｓｔ２０３）及びＭｇ膜成膜（Ｓｔ２０４）の各工程はそれぞれ第１の実施形態に示すものと同一である。
　「Ｍｇ膜酸化（Ｓｔ２０５）」
　搬送装置は積層体を酸化室１０９に搬入する。酸化室１０９において、プラズマ酸化、ラジカル酸化又は自然酸化のいずれかの方法により、Ｍｇ膜を酸化してＭｇＯ膜とする。このＭｇＯ膜はアモルファス状のＭｇ膜を酸化したものであるので、アモルファス状である。
　「熱処理（Ｓｔ２０６）」
　次に、搬送装置は積層体を加熱室１０３に搬入する。加熱室１０３において積層体に熱処理を施す。このとき加熱温度は最大４００℃とすることが可能であり、加熱時間は分単位とすることができる。この熱処理により、アモルファス状態のＭｇＯ膜が結晶化し、（００１）配向を有する結晶となる。即ち、ＭｇＯ膜がバリア層４０となる。また、アモルファス状態の第１ＣｏＦｅＢ膜も結晶化し、（００１）配向を有する結晶となる。第１ＣｏＦｅＢ膜は、この結晶化によって垂直磁性膜となる。即ち、第１ＣｏＦｅＢ膜はピン層３０となる。
　ここで、上記Ｍｇ膜酸化工程（Ｓｔ２０５）と熱処理工程（Ｓｔ２０６）は同時に実行することが可能である。即ち、積層体を酸素プラズマ、酸素ラジカル又は酸素ガス雰囲気（以下、酸素雰囲気と総称する）において加熱することにより、Ｍｇ膜が酸化されると同時にＭｇＯ膜及び第１ＣｏＦｅＢ膜の結晶化が進行する。なお、酸素雰囲気ではない状態で加熱すれば、Ｍｇ膜酸化工程（Ｓｔ２０５）と熱処理（Ｓｔ２０６）を別の工程とすることも可能である。
　「第２ＣｏＦｅＢ膜成膜（Ｓｔ２０７）」
　次に、搬送装置は積層体を第２ＰＶＤ室１０６に搬入する。第２ＰＶＤ室１０６においてＤＣスパッタによりＣｏＦｅＢターゲットを用いて、ＣｏＦｅＢからなる第２ＣｏＦｅＢ膜をバリア層４０上に膜する。ＣｏＦｅＢ以外のＣｏＦｅＢ系材料を成膜する場合には、ＣｏＦｅＢ－Ｘターゲットをさらに追加する。この第２ＣｏＦｅＢ膜はアモルファス状態であり、後述のステップにおいてフリー層５０となるものである。第２ＣｏＦｅＢ膜の組成比は、ターゲット組成により調節することが可能であり、例えば、ＣｏｘＦｅｙＢ（１－ｘ＋ｙ）において０．２≦ｘ≦０．４、０．４≦ｙ≦０．６の範囲となるようにすることができる。また、例えば、第２ＣｏＦｅＢ膜は厚さが０．５ｎｍ以上１．５ｎｍ以下となるように成膜する。
　「キャッピング層積層（Ｓｔ２０８）」
　キャッピング層積層工程（Ｓｔ２０８）は第１の実施形態に係る同工程（Ｓｔ１０７）と同様にすることができる。
　「熱処理（Ｓｔ２０９）」
　次に、搬送装置は積層体を加熱室１０３に搬入する。加熱室１０３において積層体に熱処理を施す。このとき加熱温度は最大４００℃が可能であり、加熱時間は分単位とすることができる。この熱処理により、アモルファス状態の第２ＣｏＦｅＢ膜が結晶化し、（００１）配向を有する結晶となる。第２ＣｏＦｅＢ膜はこの結晶化によって垂直磁性膜となる。即ち、第２ＣｏＦｅＢ膜はフリー層５０となる。
　以上のようにして、ＴＭＲ素子１が製造される。本実施形態に係る製造方法においても第１の実施形態と同様に、金属酸化物であるＭｇＯを直接成膜せず、金属Ｍｇを成膜し、その金属Ｍｇを酸化処理によりＭｇＯとするものである。したがって、金属酸化物であるＭｇＯの成膜による問題を防止することが可能である。かつ、ＭｇＯ膜が成膜中に上記問題によりプラズマダメージを受けていた際に、同様にプラズマダメージを受けてアモルファス状態から結晶化状態に変化していたＭｇＯ膜下層のＣｏＦｅＢ膜をアモルファス状態のまま維持できるので、ＣｏＦｅＢ膜上に成長させるＭｇＯ膜を所望の結晶方位に成長させることが可能である。
　また、第２の実施形態では、第１の実施形態と異なり、第１ＣｏＦｅＢ膜及びＭｇＯ膜の熱処理と第２ＣｏＦｅＢ膜の熱処理が別工程である。このため、第１ＣｏＦｅＢ膜と第２ＣｏＦｅＢ膜の熱処理条件を異なるものとすることができ、製造プロセスの自由度を向上させることが可能となる。これは例えば、第１ＣｏＦｅＢ膜と第２ＣｏＦｅＢ膜の膜厚が大きく異なる場合等に有効である。
　本発明はこの実施形態にのみ限定されるものではなく、本発明の要旨を逸脱しない範囲内において変更することが可能である。
　上記第１及び第２の実施形態の製造方法は、バッファ層、ピン層、バリア層、フリー層及びキャッピング層が積層されて構成されたＴＭＲ素子を製造するものとしたが、これに限られない。Ｃｏ、Ｎｉ及びＦｅの少なくとも一つを含む材料からなる磁性層（ピン層又はフリー層）と、上記磁性層に隣接するＭｇＯからなるバリア層を少なくとも有する磁気抵抗素子であれば、本発明を適用することが可能である。
　１…トンネル磁気抵抗素子
　１０…基板
　２０…バッファ層
　３０…ピン層
　４０…バリア層
　５０…フリー層
　６０…キャッピング層

Claims (5)

  1. 　基体上にＣｏ、Ｎｉ及びＦｅの少なくとも一つを含む材料からなる第１の層を積層し、
    　前記第１の層上にＭｇからなる第２の層を積層し、
    　前記第１の層と前記第２の層とを含む積層体に酸化処理を施して、前記第２の層のＭｇを酸化してＭｇＯとし、
    　前記積層体に加熱処理を施して、前記第２の層を結晶化すると共に前記第１の層を垂直磁化させる
    　磁気抵抗素子の製造方法。
  2. 　請求項１に記載の磁気抵抗素子の製造方法であって、さらに
    　前記積層体に酸化処理を施す工程の後で、前記積層体に加熱処理を施す工程の前に、前記第２の層上にＣｏ、Ｎｉ及びＦｅの少なくとも一つを含む材料からなる第３の層を積層し、
    　前記積層体に加熱処理を施す工程では、さらに、前記第３の層を垂直磁化させる
    　磁気抵抗素子の製造方法。
  3. 　請求項１に記載の磁気抵抗素子の製造方法であって、さらに
    　前記積層体に加熱処理を施す工程の後で、前記第２の層上にＣｏ、Ｎｉ及びＦｅの少なくとも一つを含む材料からなる第３の層を積層し、
    　前記積層体に加熱処理を施して、前記第３の層を垂直磁化させる
    　磁気抵抗素子の製造方法。
  4. 　請求項２又は３に記載の磁気抵抗素子の製造方法であって、
    　前記第１の層及び前記第３の層は、ＣｏＦｅＢ系材料からなり、
    　前記第１の層を積層する工程は、前記第１の層が０．６ｎｍ以上１．５ｎｍ以下の厚さとなるように積層し、
    　前記第３の層を積層する工程は、前記第３の層が０．６ｎｍ以上１．５ｎｍ以下の厚さとなるように積層する
    　磁気抵抗素子の製造方法。
  5. 　請求項４に記載の磁気抵抗素子の製造方法であって、
    　前記第１の層を積層する工程では、Ｔａからなる第４の層の直上に前記第１の層を積層し、
    　請求項４に記載の磁気抵抗素子の製造方法は、さらに、
    　前記第３の層の直上にＴａからなる第５の層を積層する
    　磁気抵抗素子の製造方法。
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Cited By (12)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2014024358A1 (ja) * 2012-08-10 2014-02-13 キヤノンアネルバ株式会社 トンネル磁気抵抗素子の製造装置
WO2014097510A1 (ja) * 2012-12-20 2014-06-26 キヤノンアネルバ株式会社 磁気抵抗効果素子の製造方法
WO2015064194A1 (ja) 2013-10-30 2015-05-07 東京エレクトロン株式会社 成膜装置及び成膜方法
US20150249207A1 (en) * 2012-09-28 2015-09-03 Sony Corporation Storage cell, storage device, and magnetic head
JP2016537825A (ja) * 2013-09-18 2016-12-01 マイクロン テクノロジー， インク． メモリセル、製造方法、及び、半導体デバイス
US9551060B2 (en) 2014-07-31 2017-01-24 Tokyo Electron Limited Film forming apparatus and film forming method
US9905441B2 (en) 2012-12-20 2018-02-27 Canon Anelva Corporation Oxidation process apparatus, oxidation method, and method for manufacturing electronic device
WO2018037777A1 (ja) * 2016-08-26 2018-03-01 ソニー株式会社 磁気抵抗素子及び電子デバイス
US10020446B2 (en) 2013-09-13 2018-07-10 Micron Technology, Inc. Methods of forming magnetic memory cells and semiconductor devices
US10026889B2 (en) 2014-04-09 2018-07-17 Micron Technology, Inc. Semiconductor structures and devices and methods of forming semiconductor structures and magnetic memory cells
US10347689B2 (en) 2014-10-16 2019-07-09 Micron Technology, Inc. Magnetic devices with magnetic and getter regions and methods of formation
US10439131B2 (en) 2015-01-15 2019-10-08 Micron Technology, Inc. Methods of forming semiconductor devices including tunnel barrier materials

Families Citing this family (12)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP5600344B2 (ja) * 2010-03-10 2014-10-01 株式会社日立製作所 磁気抵抗効果素子及び磁気メモリ
JP5786341B2 (ja) 2010-09-06 2015-09-30 ソニー株式会社 記憶素子、メモリ装置
JP6077133B2 (ja) * 2013-11-18 2017-02-08 キヤノンアネルバ株式会社 磁気抵抗効果素子の製造方法
US10989769B2 (en) * 2013-12-27 2021-04-27 Infineon Technologies Ag Magneto-resistive structured device having spontaneously generated in-plane closed flux magnetization pattern
US9601687B2 (en) * 2014-02-12 2017-03-21 Qualcomm Incorporated Dual interface free layer with amorphous cap layer for perpendicular magnetic tunnel junction
KR101663958B1 (ko) 2014-12-08 2016-10-12 삼성전자주식회사 자기 메모리 소자의 제조방법
US10374145B2 (en) * 2015-10-14 2019-08-06 International Business Machines Corporation In-situ annealing and etch back steps to improve exchange stiffness in cobalt iron boride based perpendicular magnetic anisotropy free layers
US9876164B1 (en) * 2016-10-01 2018-01-23 Samsung Electronics Co., Ltd. Method and system for providing a low moment free layer magnetic junction usable in spin transfer torque applications
CN107958951A (zh) * 2016-10-14 2018-04-24 中电海康集团有限公司 Mtj器件的制作方法、mtj器件及stt-mram
KR102635897B1 (ko) * 2017-02-21 2024-02-15 에스케이하이닉스 주식회사 전자 장치의 제조 방법
CN112310277A (zh) * 2019-07-31 2021-02-02 中电海康集团有限公司 磁隧道结的制备方法
US20250295039A1 (en) * 2024-03-18 2025-09-18 Headway Technologies, Inc. Tunnel Magneto-Resistive Sensor With Thin Nonmagnetic Material In Free Layer

Family Cites Families (11)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP4292128B2 (ja) 2004-09-07 2009-07-08 キヤノンアネルバ株式会社 磁気抵抗効果素子の製造方法
US7780820B2 (en) * 2005-11-16 2010-08-24 Headway Technologies, Inc. Low resistance tunneling magnetoresistive sensor with natural oxidized double MgO barrier
US7479394B2 (en) * 2005-12-22 2009-01-20 Magic Technologies, Inc. MgO/NiFe MTJ for high performance MRAM application
JP2007305768A (ja) * 2006-05-11 2007-11-22 Tdk Corp トンネル磁気抵抗効果素子の製造方法、薄膜磁気ヘッドの製造方法及び磁気メモリの製造方法
JP2008098523A (ja) 2006-10-13 2008-04-24 Toshiba Corp 磁気抵抗効果素子および磁気メモリ
WO2008155996A1 (ja) * 2007-06-19 2008-12-24 Canon Anelva Corporation トンネル磁気抵抗薄膜及び磁性多層膜作製装置
JP4527806B2 (ja) * 2008-03-07 2010-08-18 キヤノンアネルバ株式会社 磁気抵抗素子の製造方法及び磁気抵抗素子の製造装置
JP5341082B2 (ja) * 2008-06-25 2013-11-13 キヤノンアネルバ株式会社 トンネル磁気抵抗素子の製造方法および製造装置
WO2010026705A1 (ja) * 2008-09-08 2010-03-11 キヤノンアネルバ株式会社 磁気抵抗素子とその製造方法、該製造方法に用いる記憶媒体
JP2012238631A (ja) * 2011-05-10 2012-12-06 Sony Corp 記憶素子、記憶装置
US8541855B2 (en) * 2011-05-10 2013-09-24 Magic Technologies, Inc. Co/Ni multilayers with improved out-of-plane anisotropy for magnetic device applications

Non-Patent Citations (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
S. C. OH ET AL.: "Magnetic and Electrical Properties of Magnetic Tunnel Junctions With Radical Oxidized MgO Barriers", IEEE TRANSACTIONS ON MAGNETICS, vol. 42, no. 10, 2006, pages 2642 - 2644 *
S. IKEDA ET AL.: "A perpendicular-anisotropy CoFeB-MgO magnetic tunnel junction", NATURE MATERIALS, vol. 9, September 2010 (2010-09-01), pages 721 - 724 *

Cited By (29)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPWO2014024358A1 (ja) * 2012-08-10 2016-07-25 キヤノンアネルバ株式会社 トンネル磁気抵抗素子の製造装置
WO2014024358A1 (ja) * 2012-08-10 2014-02-13 キヤノンアネルバ株式会社 トンネル磁気抵抗素子の製造装置
US20150249207A1 (en) * 2012-09-28 2015-09-03 Sony Corporation Storage cell, storage device, and magnetic head
US9478731B2 (en) * 2012-09-28 2016-10-25 Sony Corporation Storage cell, storage device, and magnetic head
US10192600B2 (en) 2012-09-28 2019-01-29 Sony Corporation Storage element
US9905441B2 (en) 2012-12-20 2018-02-27 Canon Anelva Corporation Oxidation process apparatus, oxidation method, and method for manufacturing electronic device
WO2014097510A1 (ja) * 2012-12-20 2014-06-26 キヤノンアネルバ株式会社 磁気抵抗効果素子の製造方法
JP5882502B2 (ja) * 2012-12-20 2016-03-09 キヤノンアネルバ株式会社 磁気抵抗効果素子の製造方法
US9865805B2 (en) 2012-12-20 2018-01-09 Canon Anelva Corporation Method for manufacturing magnetoresistive element
US11211554B2 (en) 2013-09-13 2021-12-28 Micron Technology, Inc. Electronic systems including magnetic regions
US10290799B2 (en) 2013-09-13 2019-05-14 Micron Technology, Inc. Magnetic memory cells and semiconductor devices
US10020446B2 (en) 2013-09-13 2018-07-10 Micron Technology, Inc. Methods of forming magnetic memory cells and semiconductor devices
KR101849863B1 (ko) * 2013-09-18 2018-04-17 마이크론 테크놀로지, 인크. 메모리 셀들, 제조 방법들, 및 반도체 디바이스들
US9786841B2 (en) 2013-09-18 2017-10-10 Micron Technology, Inc. Semiconductor devices with magnetic regions and attracter material and methods of fabrication
US10014466B2 (en) 2013-09-18 2018-07-03 Micron Technology, Inc. Semiconductor devices with magnetic and attracter materials and methods of fabrication
JP2016537825A (ja) * 2013-09-18 2016-12-01 マイクロン テクノロジー， インク． メモリセル、製造方法、及び、半導体デバイス
US10396278B2 (en) 2013-09-18 2019-08-27 Micron Technology, Inc. Electronic devices with magnetic and attractor materials and methods of fabrication
WO2015064194A1 (ja) 2013-10-30 2015-05-07 東京エレクトロン株式会社 成膜装置及び成膜方法
KR20160078969A (ko) 2013-10-30 2016-07-05 도쿄엘렉트론가부시키가이샤 성막 장치 및 성막 방법
US10309005B2 (en) 2013-10-30 2019-06-04 Tokyo Electron Limited Deposition device and deposition method
US10026889B2 (en) 2014-04-09 2018-07-17 Micron Technology, Inc. Semiconductor structures and devices and methods of forming semiconductor structures and magnetic memory cells
US12052929B2 (en) 2014-04-09 2024-07-30 Micron Technology, Inc. Methods of forming electronic devices
US11251363B2 (en) 2014-04-09 2022-02-15 Micron Technology, Inc. Methods of forming electronic devices
US10505104B2 (en) 2014-04-09 2019-12-10 Micron Technology, Inc. Electronic devices including magnetic cell core structures
US9551060B2 (en) 2014-07-31 2017-01-24 Tokyo Electron Limited Film forming apparatus and film forming method
US10347689B2 (en) 2014-10-16 2019-07-09 Micron Technology, Inc. Magnetic devices with magnetic and getter regions and methods of formation
US10680036B2 (en) 2014-10-16 2020-06-09 Micron Technology, Inc. Magnetic devices with magnetic and getter regions
US10439131B2 (en) 2015-01-15 2019-10-08 Micron Technology, Inc. Methods of forming semiconductor devices including tunnel barrier materials
WO2018037777A1 (ja) * 2016-08-26 2018-03-01 ソニー株式会社 磁気抵抗素子及び電子デバイス

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