JP5077802B2 - 積層強磁性構造体、及び、ｍｔｊ素子 - Google Patents

積層強磁性構造体、及び、ｍｔｊ素子 Download PDF

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Description

本発明は、磁気抵抗デバイスに関し、特に、非磁性層で分離された複数の強磁性層で、磁化自由層及び／又は磁化固定層が形成されている構造を有する磁気抵抗デバイスに関する。
ＭＲＡＭ（磁気ランダムアクセスメモリ）のメモリセル及び磁気ヘッドに例示される磁気抵抗デバイスでは、非磁性層で分離された複数の強磁性層で構成される構造体（以下、「積層強磁性構造体」という。）がしばしば利用される。積層強磁性構造体は、隣接する強磁性層の間に作用する交換結合を用いて所望の機能を実現するように構成される。
積層強磁性構造体の応用の一つの例は、メモリセルの磁化自由層がＳＡＦ（Synthetic Anti-Ferromagnet）で形成されているＭＲＡＭである；ＳＡＦとは、隣接する強磁性層が反強磁性的に結合されている積層強磁性構造体である。図１Ａは、磁化自由層がＳＡＦで構成されているＭＲＡＭのメモリセル構造の一例を示す断面図であり、図１Ｂは、その上面図である。
図１Ａのメモリセル構造では、ＭＴＪ素子（磁気トンネル接合素子）１０１が、ワード線１０２とビット線１０３とが交差する位置に設けられている。ＭＴＪ素子１０１は、反強磁性層１０４と磁化固定層１０５と、トンネルバリア層１０６と、磁化自由層１０７とを備えている。
磁化自由層１０７は、ＳＡＦで形成されている；具体的には、磁化自由層１０７は、強磁性層１０８、１１０と、その間に設けられている非磁性層１０９とで構成されている。強磁性層１０８、１１０は、非磁性層１０９を介する交換結合によって反強磁性的に結合されている。図１Ｂに示されているように、ＭＴＪ素子１０１は、ワード線１０２が延伸する方向に長い形状を有するように形成されており、強磁性層１０８、１１０の容易軸は、ワード線１０２が延伸する方向に向けられている。
図１Ａに戻って、強磁性層１０８、１１０は、それぞれが有する磁化Ｍ１、Ｍ２が異なっており、外部磁場が印加されない状態でも磁化自由層１０７の全体としての磁化ＭＲは０ではない。磁化自由層１０７の全体としての磁化ＭＲは反転磁場ＨＣよりも大きい外部磁場を印加することによって反転可能である。ＭＴＪ素子１０１は、磁化自由層１０７の全体としての磁化ＭＲの向きとして１ビットのデータを記憶する。
図１Ｃは、このような構成の磁化自由層１０７の磁化曲線である。外部磁場Ｈが比較的に小さい範囲では、強磁性層１０８、１１０の間の反強磁性的な結合が維持され、磁化自由層１０７は単一の強磁性層と同様の振る舞いを示す。磁化曲線にはヒステリシスが現れ、磁化自由層１０７の全体としての磁化ＭＲは反転磁場ＨＣよりも大きい外部磁場を印加することによって反転可能である。
反転磁場ＨＣの大きさは、外部磁場の方向、即ち、外部磁場の容易軸と困難軸それぞれの方向の成分の大きさに依存している。詳細には、図１Ｄに示されているように、反転磁場ＨＣは、容易軸方向の磁場と困難軸方向の磁場との一方が横軸にとられ、他方が縦軸にとられた座標系においてアステロイド曲線を描く。
図１Ｃに戻り、反転磁場ＨＣを少し超える外部磁場が印加されても、磁化自由層１０７の全体としての磁化ＭＲは増加しない。これは、強磁性層１０８、１１０の間に作用する反強磁性的な結合によって強磁性層１０８、１１０の磁化が反平行に維持され、外部磁場の増加が磁化自由層１０７の全体としての磁化ＭＲの増加に寄与しないためである。
外部磁場ＨＥが更に増大され、ある磁場を超えると、磁化自由層１０７の全体としての磁化ＭＲが増加し始める。これは、反強磁性的な結合に逆らって強磁性層１０８、１１０の磁化の向きが変化し始め、各強磁性層の磁化が反平行でなくなるからである。以下、本明細書において、ＳＡＦを構成する強磁性層の磁化が反平行でなくなり始める磁場を閾値磁場Ｈ１と呼ぶことにする。閾値磁場Ｈ１を超える外部磁場が印加されると、強磁性層１０８、１１０の磁化は、平行でも反平行でもなくなる。強磁性層１０８、１１０の磁化の角度は、外部磁場の大きさに依存する。
外部磁場ＨＥが更に増大されると、強磁性層１０８、１１０の磁化が完全に平行になり、磁化自由層１０７の全体としての磁化ＭＲが飽和する。強磁性層の磁化が平行になると、各強磁性層の磁化の向きの変化に起因する全体としての磁化ＭＲの増加がなくなり、磁化自由層の全体としての磁化ＭＲの大きさは、それ以上増大しない。
ＳＡＦで構成された磁化自由層１０７へのデータ書き込みは、一般的なＭＲＡＭと同様に、ワード線１０２とビット線１０３との両方に書き込み電流を流すことによって磁場を磁化自由層１０７に印加することによって行われる。ワード線１０２とビット線１０３との両方に書き込み電流を流すことにより、容易軸に対して斜めの方向に、理想的には４５°の角度をなす方向に合成磁場が発生される。書き込み電流の向き、即ち、合成磁場の向きは、書き込まれるべきデータに応じて決定される。発生された合成磁場により、磁化自由層１０７の強磁性層１０８、１１０の磁化が所望の向きに反転され、これにより、磁化自由層１０７にデータが書き込まれる。
ワード線１０２とビット線１０３に流される書き込み電流の大きさは、合成磁場が反転磁場ＨＣを超えるように選択される。合成磁場の向き及び大きさは、当該座標系において合成磁場が対応する座標が図１Ｄのアステロイド曲線の外側の領域に位置するように選択される。このような意味で、上述のような書き込み動作は、以下においてアステロイド書き込みと呼ばれる。アステロイド書き込みを用いる場合、ＳＡＦで構成された磁化自由層の隣接する２つの強磁性層は、強固に反平行結合を保たなければならないので、十分に大きな交換結合力、即ち、十分に大きな閾値磁場Ｈ１が必要である。
さらにワード、ビット線電流誘起磁場以外の書き込み手段として、磁化自由層１０７に直接スピン偏極した電流を流し、磁化自由層がスピン偏極した電子からトルクを受けることにより磁化反転を起こすことも可能である。図１Ａの構成において、素子面直方向に電流を流すことによって、トンネルバリア層１０６を通過するスピン偏極電流を媒介して磁化自由層６と磁化固定層１０５との間でスピントルクの授受が行われ、磁化自由層１０７の磁化反転を起こすことができる。電流の流す方向によって所望の向きに磁化反転を制御できる。これはスピン注入磁化反転と呼ばれるその際の反転電流も、前記ＳＡＦの反転磁場ＨＣに依存する。スピン注入反転を利用したＭＲＡＭは、書き込み電流が小さいこと、誤書き込みが無い点が優れている（通常は選択トランジスタでセルを選択するため）。特にＳＡＦは単磁区構造を取りやすく、磁化ＭＲも小さく設定することが可能である。これはスピン注入反転において有利な点である。
積層強磁性構造体の応用の他の例は、米国特許第６、５４５、９０６号（特許文献１）に開示されているＭＲＡＭである。当該ＭＲＡＭでは、アステロイド書き込みが行われるＭＲＡＭとは異なり、外部磁場が印加されていない場合の全体としての磁化がほぼ０であるＳＡＦが、磁化自由層として使用される。
図２Ａは、特許文献１に開示されているＭＲＡＭの構造を示す平面図である。当該ＭＲＡＭは、磁化自由層２０１と、磁化自由層２０１の容易軸に対して４５°の角度をなすように延設されたワード線２０２と、ワード線２０２に垂直なビット線２０３とを備えている。磁化自由層２０１は、同一の磁化を有する２層の強磁性層を備えたＳＡＦで構成されている。
図２Ｂは、磁化自由層２０１の磁化曲線を示すグラフである。磁化自由層２０１の全体としての磁化ＭＲは、印加された外部磁場が小さい場合にはほぼ０である。これは、強磁性層の間に作用する反強磁性結合によって強磁性層の磁化が反平行に保たれるからである。
外部磁場の強さが増加されて、ある大きさの磁場になると、外部磁場の印加によって隣接する２つの強磁性層の反強磁性的な結合が突然解け、隣接する２つの強磁性層の磁化はある角度をなし、その合成磁化の方向は外部磁場の向きに一致するように再配置される。以下、この磁場をフロップ磁場Ｈｆｌｏｐと呼ぶこととする。外部磁場が更に増加されると、外部磁場がフロップ磁場Ｈｆｌｏｐよりも大きく飽和磁場Ｈｓよりも小さい範囲においては、印加された外部磁場の増加にともなって、磁化自由層の磁化も増大する。これは、強磁性層の磁化の向きが平行に近づくからである。印加された磁場が更に増大されて飽和磁場Ｈｓを超えると、強磁性層の磁化は完全に平行になり、磁化の大きさは一定になる。
図３は、特許文献１に開示されたＭＲＡＭの書き込み動作を示す図である。図３において、磁化自由層２０１の各強磁性層の磁化が記号Ｍ１、Ｍ２によって参照されていることに留意されたい。
このＭＲＡＭのデータ書き込みは、磁化自由層に印加される磁場の方向を面内で回転させることにより、磁化自由層を構成する強磁性層の磁化を所望の向きに向けることによって行われる。具体的には、まず、ワード線２０２に書き込み電流が流され、これによってワード線２０２に垂直な方向に磁場ＨＷＬが発生される（時刻ｔ１）。続いて、ワード線２０２に書き込み電流が流されたまま、ビット線に書き込み電流が流される（時刻ｔ２）。これにより、ワード線２０２とビット線２０３との両方に斜めの方向、典型的には、ワード線２０２とビット線２０３と４５°の角度をなす方向に磁場ＨＷＬ＋ＨＢＬが発生される。更に続いて、ビット線に書き込み電流が流されたままワード線への書き込み電流の供給が停止される（時刻ｔ３）。これにより、ビット線２０３に垂直な方向（即ち、ワード線に平行な方向）に磁場ＨＢＬが発生される。このような過程でワード線２０２及びビット線２０３に書き込み電流が流されることにより、磁化自由層２０１に印加される磁場が回転され、これにより、磁化自由層２０１を構成する強磁性層の磁化を１８０°回転させることができる。このような動作によるデータ書き込みは、以下において、トグル書き込みと記載されることがある。
上述のトグル書き込みを行うＭＲＡＭでは、ワード線２０２及びビット線２０３に書き込み電流が流されたときに磁化自由層に印加される磁場が、上述のフロップ磁場Ｈｆｌｏｐよりも大きく、飽和磁場Ｈｓよりも小さくなければならない；そうでなければ、磁化自由層の磁場を所望の向きに反転させることができない。
以上に述べられたトグル書き込みを行うＭＲＡＭには様々な利点がある。一つの利点は、メモリセルの選択性が高いことである。トグル書き込みでは、原理的に、ワード線２０２又はビット線２０３の一方にのみ書き込み電流が流されてもＳＡＦの磁化が反転しない。言い換えれば、非選択メモリセルの磁化は不所望に反転しない。これは、ＭＲＡＭの動作の信頼性の観点から重要である。
トグル書き込みの他の利点は、全体としての磁化を小さく保ったまま、熱擾乱への耐性を強くすることができることである。熱擾乱への耐性を強くためには、磁化自由層の体積を増大させればよい。しかし、単層の強磁性層を磁化自由層として使用するＭＲＡＭでは、磁化自由層の体積を増大させると磁化自由層の全体としての磁化が増大する。全体としての磁化が増大すると、その磁化によって発生する磁場が増大し、隣接するメモリセルの間の磁気的な干渉が強くなる。さらにその磁化の増大によって、自由層自身も反転しにくくなる。これらは、ＭＲＡＭの動作にとって好適でない。一方、トグル書き込みを行うＭＲＡＭでは、磁化自由層としてＳＡＦを使用するため、全体としての磁化を小さく保ったまま、磁化自由層の体積を増大させることができる。例えば、ＳＡＦを構成する強磁性層の膜厚や強磁性層の数を増大させれば、磁化自由層の体積を増大させることができる。しかし、ＳＡＦの構造を適切に選択すれば、ＳＡＦの全体としての磁化を理想的には０に保つことができる。
積層強磁性構造体の応用の更に他の例は、非磁性層で分離され、且つ、反強磁性的に結合されている２つの強磁性層で構成された磁化固定層である（例えば、特許文献２及び特許文献３参照）。このような磁化固定層の利点は、全体としての磁化が０に近く、従って、外部磁場による磁化の反転が発生しにくいことである。磁化固定層の全体としての磁化を０に近くするために、２つの強磁性層は、反強磁性的に結合され、且つ、その磁化が同一であるように形成される。２つの強磁性層が反強磁性的に結合されていることは、全体としての磁化を０に保つための前提として重要である。
上述された積層強磁性構造体（典型的には、ＳＡＦ）に対する一つの要求は、充分に大きな交換結合が強磁性層の間に作用していることである。例えば、ＳＡＦを磁化自由層として使用し、且つ、上述のアステロイド書き込みが行われるＭＲＡＭでは、充分に大きな反強磁性的な交換結合が強磁性層の間に作用することが望ましい；そうでなければ、磁化自由層がＳＡＦとして機能しない。同様に、磁化固定層がＳＡＦで構成されているＭＲＡＭも、充分に大きな反強磁性的な交換結合がＳＡＦの強磁性層の間に作用していることが重要である。
充分に大きな交換結合を得ることは、特に、積層強磁性構造体がトンネル絶縁層の上に形成された場合に問題になり得る。トンネル絶縁層は、典型的には、ＡｌＯｘのようなアモルファスの層、即ち、結晶配向性に乏しい層で形成される。このため、一般的には、トンネル絶縁層の上に形成される強磁性層の結晶配向性は悪くなり、従って、その上に形成される非磁性層の結晶配向性も悪くなる。非磁性層の結晶配向性が悪いことは、強磁性層の間に作用する交換結合を弱め、積層強磁性構造体に所望の機能を発現させることを妨げる。このような状況は、ＳＡＦを構成する強磁性層としてＮｉＦｅが使用される場合に特に深刻である。ＳＡＦを構成する強磁性層としてＮｉＦｅを使用しながら、強磁性層の間に充分に大きな交換結合を得ることは、現状では困難である。
さらに、トンネル絶縁膜がＮａＣｌ型の結晶構造を有するＭｇＯのような高配向結晶質バリア層で構成される場合においても、その上に成長させるＳＡＦ膜の結晶成長との相性が悪ければＳＡｆ膜の結晶配向性が悪くなり、同様に、大きな交換結合は得られないため問題である。一般に結晶質下地トンネル絶縁膜に対して、ＳＡＦ膜の結晶成長がうまく整合しないことの方が多い。
従って下地のトンネルバリアの結晶性がどんな状態であろうとも、無関係に良好なＳＡＦの結晶成長を促進できる技術が必要であるが、現状ではそのような技術はない。
ＳＡＦを構成する強磁性層としてＣｏＦｅとＮｉＦｅとの積層構造を使用すれば大きな交換結合が得られるかもしれない；しかし、ＣｏＦｅを使用すると、全体としての飽和磁化及び結晶磁気異方性が増大してしまう。これは、ＭＲＡＭの動作の上で好ましくない。例えば、アステロイド書き込みが行われるＭＲＡＭについては、飽和磁化及び結晶磁気異方性の増大は、反転磁場ＨＣを増大させ、書き込み電流の増大を招く。
積層強磁性構造体の問題に対する他の要求の一つは、強磁性層の間に作用する交換結合の強さが、容易に制御できることである。例えばトグル書き込みでは、各強磁性層の異方性磁場Ｈｋと、隣接する強磁性層の間の交換結合エネルギーＪとが適切な範囲にあることが重要である。これは、トグル書き込みの動作マージンを決定するフロップ磁場Ｈｆｌｏｐと飽和磁場Ｈｓとが、いずれも、異方性磁界Ｈｋと交換結合エネルギーＪの大きさに依存するからである。より具体的には、２層の強磁性層で構成されたＳＡＦのフロップ磁場Ｈｆｌｏｐ、飽和磁場Ｈｓは、下記の式で表される：
Ｈｓ＝２Ｊ／Ｍｓ・（1/ｔ１＋1/ｔ２）−２Ｋ／Ｍｓ， ・・・（１）
Ｈｆｌｏｐ＝２／Ｍｓ・[Ｋ（２Ｊ／ｔ−Ｋ）]0.5， ・・・（２）
Ｊは、ＳＡＦの非磁性層の交換結合エネルギーであり、Ｍｓは、強磁性層の飽和磁化であり、Ｋは、異方性エネルギーであり、ｔ１、ｔ２は、各強磁性層の膜厚である。異方性エネルギーＫは、異方性磁場Ｈｋの増大とともに増大することに留意されたい。また、式（１）の飽和磁化Ｈｓは、ｔ１とｔ２とが等しくない場合のみには、第１項のみになることに留意されたい。更に、式（２）は、ｔ１とｔ２が等しい場合のみ定義できる；即ち、式（２）が定義できる場合、ｔ＝ｔ１＝ｔ２ である。
式（２）は、下記のように変形できる：
Ｈｆｌｏｐ＝（Ｈｓ×Ｈｋ）０．５， ・・・（２）’
式（１）、（２）から理解されるように、トグル書き込みでは、強磁性層をＳＡＦとして機能させるためには交換結合エネルギーＪをある程度大きくしなければならないが、交換結合エネルギーＪが過剰に増大することはフロップ磁場Ｈｆｌｏｐの増大につながるため好ましくない。したがって、交換結合エネルギーＪは、適切な値に制御される必要がある。加えて、異方性磁場Ｈｋ、即ち異方性エネルギーＫが交換結合エネルギーＪと独立に制御可能であれば、式（２）’から理解されるように、フロップ磁場Ｈｆｌｏｐを飽和磁場Ｈｓと独立に制御できるため好適である。
当業者に広く知られているように、強磁性層の間に作用する交換結合エネルギーは、図４に示されているように、その間に介設されている非磁性層の厚さによってある程度は制御可能である。しかし、交換結合エネルギーの大きさを安定的にするためには、非磁性層の厚さを交換結合エネルギーが極値をとるように調整せざるを得ない。これは、交換結合エネルギーの大きさを自在に制御することを妨げる。非磁性層の厚さ以外のパラメータで交換結合エネルギーを制御する技術を提供することは、特にトグル書き込みを行うＭＲＡＭを実現するために有用である。
米国特許６、５４５、９０６号公報 特開２００４−８７８７０号公報 特開２００４−２５３８０７号公報
したがって、本発明の一の目的は、積層強磁性構造体を構成する強磁性層の間に、充分に大きな交換結合を作用させるための技術を提供することにある。
本発明の他の目的は、積層強磁性構造体を構成する強磁性層の間に作用する交換結合の強さを柔軟に、好適には、各強磁性層の結晶磁気異方性磁場Ｈｋとは独立に制御に制御するための技術を提供することにある。
上記の目的を達成するために、本発明は、以下に述べられる手段を採用する。その手段を構成する技術的事項の記述には、［特許請求の範囲］の記載と［発明を実施するための最良の形態］の記載との対応関係を明らかにするために、［発明を実施するための最良の形態］で使用される番号・符号が付加されている。但し、付加された番号・符号は、［特許請求の範囲］に記載されている発明の技術的範囲の解釈に用いてはならない。
本発明の一の観点において、本発明による積層強磁性構造体は、基板（１）の上方に位置する第１強磁性層（１１）と、第１強磁性層（１１）の上方に位置する第２強磁性層（１３）と、第１強磁性層（１１）と第２強磁性層（１３）との間に設けられた第１非磁性層（１２）とを具備している。第１強磁性層（１１）は、その上面において第１非磁性層（１２）に接しており、且つ、第１強磁性層（１１）は、その上に形成された膜の結晶配向性を高める作用を有する第１配向制御バッファ（２２）を備えている。
このような構成の積層強磁性構造体は、第１強磁性層（１１）の少なくとも一部の部分の結晶配向性を向上させることにより、又は、第１非磁性層（１２）に直接に作用することにより、第１非磁性層（１２）の結晶配向性を向上させることができる。これは、第１強磁性層（１１）と第２強磁性層（１３）との間に作用する交換結合を強くするために有効である。
一の実施形態において、第１強磁性層（１１）は、第１強磁性膜（２１）と第１強磁性膜（２１）の上方に位置する第２強磁性膜（２３）とを備えて構成され得る。この場合、第１配向制御バッファ（２２）は、第１強磁性膜（２１）と第２強磁性膜（２３）との間に設けられ、且つ、第１強磁性膜（２１）と第２強磁性膜（２３）とを強磁性的に結合するように構成される。
前記第１配向制御バッファ（２２）は１ｎｍ以下の膜厚であることが好適である。前記第１配向制御バッファ（２２）が１ｎｍ以下の膜厚であることは、第１強磁性膜（２１）と第２強磁性膜（２３）とを強磁性的に結合させることを可能とする。
この場合、第１配向制御バッファ（２２）は、タンタル、ルテニウム、ニオブ、バナジウム、オスミウム、ロジウム、イリジウム、チタン、ジルコニウム、ハフニウム、銅、銀、金、クロム、モリブデン、タングステン、アルミニウム、マグネシウム、シリコン、イットリウム、セリウム、パラジウム、及びレニウムからなる群のうちから選択された一の物質、又は、それらの合金、若しくはそれらの化合物で形成されることが好適である。
より好適には、第１配向制御バッファ（２２）は、タンタル、ニオブ、ジルコニウム、ハフニウム、モリブデン、タングステンからなる群のうちから選択された一の物質、又は、それらの合金、若しくはそれらの化合物で形成される。これらの材料は、その上に形成される薄膜が特にＮｉＦｅ、ＣｏＦｅを主成分として形成されているときに、当該薄膜の結晶配向性を向上させる作用が強い。したがって、第１非磁性層（１２）の結晶配向性をより向上させ、第１強磁性層（１１）と第２強磁性層（１３）との間に作用する交換結合を強くすることができる。
第１配向制御バッファ（２２）は、第１強磁性膜（２１）と第２強磁性膜（２３）とを部分的に接触させるように形成されることがある。第１強磁性膜（２１）と第２強磁性膜（２３）との部分的な接触は、第１強磁性膜（２１）と第２強磁性膜（２３）とを強磁性的に結合するために有効である。
第１配向制御バッファ（２２）は、ルテニウム、クロム、レニウム、ロジウム、イリジウム、イットリウム、銀、及び銅からなる群のうちから選択された一の物質、又は、それらの合金、若しくはそれらの化合物で形成されることも可能である。これらの材料は、その上に形成される薄膜がＮｉＦｅ、ＣｏＦｅを主成分として形成されているときに、当該薄膜の結晶配向性を向上させる作用がある。加えて、これらの材料は、第１配向制御バッファ（２２）の膜厚が厚くても第１強磁性膜（２１）と第２強磁性膜（２３）とを強磁性的に結合させることができる。そして第１配向制御バッファ（２２）の膜厚は十分な強磁性結合を発現するように選ばれる。
他の実施形態では、第１配向制御バッファ（２２）は、強磁性を示し、かつ、トンネルバリア層の上に直接に形成され、且つ、第１強磁性層（１１）は、第１配向制御バッファ（２２）の上に形成される強磁性膜（２３）を更に備えるように構成され得る。
更に他の実施形態では、第１強磁性層（１１）が強磁性膜（２１）を更に備え、第１配向制御バッファ（２２）は、強磁性を示し、かつ、強磁性膜（２１）の上に形成されうる。この場合、第１非磁性層（１２）は、第１配向制御バッファ（２２）の上に形成される。
これら２つの場合には、第１配向制御バッファ（２２）は、ＮｉＦｅ、ＣｏＦｅのような強磁性材料と、タンタル、ニオブ、ジルコニウム、ハフニウム、モリブデン、タングステンからなる群のうちから選択された少なくとも一の材料とを含み、且つ、強磁性を発現するように構成されることが好適である。
好適な実施形態では、前記強磁性材料は、ＮｉＦｅであり、前記少なくとも一の材料は、タンタル又はジルコニウムであり、第１配向制御バッファ（２２）に含まれるタンタル又はジルコニウムの組成は、５原子％を超え、２５原子％以下である。
以上に述べられているように、本発明は、第一配向制御バッファ（２２）によって第一非磁性層（１２）の結晶配向性を増大させて、交換結合力を増大させるものである。このような第１非磁性層（１２）の交換結合力の強さは、第１強磁性層（１１）及び第２強磁性層（１３）に対して接する第一非磁性層（１２）の結晶面に依存して異なる。そして一般的に、第１非磁性層（１２）の最緻密面が、第１強磁性層（１１）及び第２強磁性層（１３）と接する面となった場合、すなわち、膜面直方向に第１非磁性層（１２）の最緻密面が向いた場合に最も大きな交換結合力が生じる。従って大きな交換結合力を得るには、第１非磁性層（１２）の最緻密面の膜面直方向への結晶配向性を増大させれば良い。
そのための有効な一手段は、第１強磁性層の最緻密面の膜面直方向への結晶配向性を増大させることである。最緻密面の強磁性下地の上に成長させた第１非磁性層（１２）は最緻密面が格子整合しやすく、第一非磁性層（１２）の最緻密面の膜面直方向への結晶配向性は高くなる。
よって例えば、第１配向制御バッファ（２２）は、第１強磁性膜（２１）と第２強磁性膜（２３）との間に設けられ、且つ、第１強磁性膜（２１）と第２強磁性膜（２３）とを強磁性的に結合するように構成される場合は、第１強磁性膜（２１）よりも、第２強磁性膜（２３）の方が、結晶最緻密面の膜面垂直方向への結晶配向性が高い。これは第１配向制御バッファ（２２）によって第２強磁性膜（２３）の結晶最緻密面の膜面垂直方向への結晶配向性が高められ、さらにその上の第１非磁性層（１２）の結晶最緻密面の膜面垂直方向への結晶配向性が高められ、高い交換結合力が得られるからである。さらに、第２強磁性膜（２３）がＦＣＣ構造を有する場合は、ＦＣＣ（１１１）面の膜面垂直方向へ結晶配向性が高い。第２強磁性膜（２３）がＢＣＣ構造を有する場合は、ＢＣＣ（１１０）面の膜面垂直方向へ結晶配向性が高い。第２強磁性膜（２３）がＨＣＰ構造を有する場合は、ＨＣＰ（００１）面の膜面垂直方向へ結晶配向性が高い。そしてこれらのことは第２強磁性膜（２２）がＮｉ、Ｆｅ、Ｃｏから選択された合金を主成分として構成される場合、第１非磁性膜（１２）がＲｕ或いはその合金で構成される場合には特に有効である。ＲｕのＨＣＰ（００１）面と、ＮｉＦｅＣｏ合金の最緻密面は、それらの材料の格子間隔から理解されるように、非常に整合しやすいからである。
第１強磁性層（１１）と第２強磁性層（１３）との構造を類似させるためには、第２強磁性層（１３）は、第３強磁性膜（２６）と、第３強磁性膜（２６）の上方に位置する第４強磁性膜（２８）と、第３強磁性膜（２６）と第４強磁性膜（２８、２８Ａ）との間に設けられた第２配向制御バッファ（２７、２７Ａ、２７Ｂ）を備えることが好ましい。
この場合、第４強磁性膜（２８）の結晶配向性が過剰に向上されることを防ぐためには、第２配向制御バッファ（２７Ａ）は、アモルファスであることが好ましい。
第２配向制御バッファ（２７Ａ）がアモルファスである場合、第２配向制御バッファ（２７Ａ）は、ＮｉＦｅＴａＯｘ、ＮｉＦｅＴａＮｘ、ＣｏＦｅＢ、ＮｉＦｅＢのような強磁性体で形成されることが好ましい。
また、第２強磁性層（１３）は、第２配向制御バッファ（２７Ａ）と第４強磁性膜（２８Ａ）との間に位置する、第３配向制御バッファ（２７Ｂ）を備え、第３配向制御バッファ（２７Ｂ）は、第４強磁性膜（２８Ａ）の結晶配向性を高める作用を有するように構成されることも好ましい。
第２強磁性層（１３）の全体としての結晶配向性の過剰な向上を抑制するためには、第２強磁性層（１３）は、第１非磁性層（１２）の上に形成されたアモルファス強磁性膜（２６Ｂ）と、アモルファス強磁性膜（２６Ｂ）の上に形成された第４配向制御バッファ（２７）と、第４配向制御バッファ（２７）の上に形成された他の強磁性膜（２８Ａ）とを備え、第４配向制御バッファ（２７）は、当該他の強磁性膜（２８Ａ）の結晶配向性を高める作用を有するように構成されることが好ましい。
また、第２強磁性層（１３）が第３強磁性膜（２６Ａ）と、第４強磁性膜（２８）と、第３強磁性膜（２６Ａ）と第４強磁性膜（２８）との間に設けられた第５配向制御バッファ（２７）とを備える場合には、第３強磁性膜（２６Ａ９は、プラズマ処理されており、第５配向制御バッファ（２７）は、第４強磁性膜（２８）の結晶配向性を高める作用を有するように構成されることも好ましい。
第２強磁性層（１３）の結晶配向性の過剰な向上を抑制する技術は、特に、積層強磁性構造体に３層以上の強磁性層が設けられる場合、具体的には、当該積層強磁性構造体が、第２強磁性層（１３）の上面に形成された第２非磁性層（１４）と、第２非磁性層（１４）の上面に形成された第３強磁性層（１５）とを更に具備する場合に好適である。
この場合、第３強磁性層（１５）は、第５強磁性膜（２９）と、第５強磁性膜（２９）の上方に位置する第６強磁性膜（３１）と、第５強磁性膜（２９）と第６強磁性膜（３１）との間に位置し、且つ、アモルファスである第６配向制御バッファ（３０）とを備えることが好ましい。
また、第３強磁性層（１５）が、第５強磁性膜（２９Ａ）と、第６強磁性膜（３１）と、第５強磁性膜（２９Ａ）と第６強磁性膜（３１）との間に設けられた第５配向制御バッファ（３０）とを備える場合には、第５強磁性膜（２９Ａ）は、プラズマ処理されており、且つ、第６配向制御バッファ（３０）は、第６強磁性膜の結晶配向性を高める作用を有するように構成されることが好ましい。
当該積層強磁性構造体が、３層の強磁性層が設けられる場合には、第２強磁性層（１３）は、非磁性体が添加された強磁性体で形成されることも好適である。この場合、第３強磁性層（１５）が、非磁性体が添加された強磁性体で形成されることが更に好適である。
本発明の他の観点において、本発明による積層強磁性構造体は、第１強磁性層（１１）（１３）と、第２強磁性層（１３）（１５）と、第１強磁性層（１１）（１３）と第２強磁性層（１３）（１５）との間に設けられる第１非磁性層（１２）（１４）とを具備している。第１強磁性層（１１）（１３）は、その上面において第１非磁性層（１２、１４）に接している。第１強磁性層（１１）（１３）は、第１強磁性膜（２１）（２６、２６Ａ）と、第１強磁性膜（２１）（２６、２６Ａ）と強磁性的に結合されている第２強磁性膜（２３）（２８、２８Ａ）とを備えている。第２強磁性膜（２３）（２８、２８Ａ）は、第１強磁性膜（２１）（２６、２６Ａ）と第１非磁性層（１２）（１４）の間に位置している。第２強磁性膜（２３）（２８、２８Ａ）の結晶性は、第１強磁性膜（２１）（２６、２６Ａ）の結晶性と異なっている。
このような積層強磁性構造体では、第２強磁性膜（２３）（２８、２８Ａ）の結晶配向性を適切に制御することによって第１非磁性層（１２、１４）の結晶配向性を制御することができ、したがって、第１強磁性層（１１）（１３）と第２強磁性層（１３）（１５）との間に作用する交換結合の強さを制御可能である。
積層強磁性構造体をＳＡＦとして機能させるためには、第１非磁性層（１２）（１４）は、第１強磁性層（１１）（１３）と第２強磁性層（１３）（１５）との間に作用する交換結合が反強磁性的であるように形成される。
一の実施形態では、第２強磁性膜（２３）の結晶配向性は、第１強磁性膜（２１）の結晶配向性よりも高い。この構成によれば、第２強磁性膜（２３）の上方に形成されている第１非磁性層（１２）の結晶配向性を高め、第１非磁性層（１２）を介して作用する交換結合の強さを強くすることができる。これは、第１強磁性膜（２１）が、その下面においてアモルファス膜に接している場合に特に有効である。
第２強磁性層（１３）は、第３強磁性膜（２６）と、第３強磁性膜（２６、２６Ａ）と強磁性的に結合されている第４強磁性膜（２８）とを備えることが好ましい。この場合、第４強磁性膜（２８）の結晶配向性は、第３強磁性膜（２６）の結晶配向性よりも低いことが好ましい。その代りに、第３強磁性膜（２６Ａ）が、プラズマ処理されることも好ましい。
第４強磁性膜（２８）の結晶配向性が第３強磁性膜（２６）の結晶配向性よりも低い構成、及び第３強磁性膜（２６Ａ）がプラズマ処理される構成は、当該積層強磁性構造体が更に、前記第２強磁性層の上面に形成されている第２非磁性層（１４）と、第２非磁性層（１４）の上面に形成されている第３強磁性層（１５）とを具備する場合に特に有効である。一般に、積層強磁性構造体が、３層以上の強磁性層とその間に設けられる非磁性層とで構成される場合、非磁性層の結晶配向性は、後に形成される程高くなる。これは、非磁性層を介して作用する交換結合の不均一を招く。しかし、第４強磁性膜（２８）の結晶配向性が第３強磁性膜（２６）の結晶配向性よりも低い構成、及び第３強磁性膜（２６Ａ）が、プラズマ処理される構成を使用することにより、第２非磁性層（１４）の結晶配向性が過剰に高くなることを防止し、交換結合の均一性を向上させることができる。
積層強磁性構造体がＳＡＦとして使用される場合、第２非磁性層（１４）は、第２強磁性層（１３）と第３強磁性層（１５）との間に作用する交換結合が反強磁性的であるように形成されることに留意されたい。
第３強磁性層（１５）は、第５強磁性膜（２９、２９Ａ）と、第５強磁性膜（２９、２９Ａ）と強磁性的に結合されている第６強磁性膜（３１）とを備えることが好ましい。この場合、第６強磁性膜（３１）の結晶配向性は、第５強磁性膜（２９）の結晶配向性よりも低いことが好ましい。その代りに、第５強磁性膜（２９Ａ）が、プラズマ処理されることも好ましい。
非磁性層を介して作用する交換結合の不均一性を解消させるためには、上記の第２強磁性層（１３）が、非磁性体が添加された強磁性体で形成されることも好適である。この場合、第３強磁性層（１５）も、非磁性体が添加された強磁性体で形成されることが好適である。
他の実施形態では、第２強磁性膜（２８）の結晶配向性は、前記第１強磁性膜（２６）の結晶配向性よりも低くされる。このような構造は、第２強磁性膜（２８）の上方に位置する第１非磁性層（１４）の結晶配向性を低下させる制御を可能にする。
このような積層強磁性構造体は、特に、ＭＴＪの磁化自由層（６）、磁化固定層（４Ａ）に適用されることが好適である。
以上に示した積層強磁性構造体は、ＳＡＦとして使用する場合は、積層強磁性構造体中の非磁性層中の非磁性層（１１）（１４）（４２）の膜厚を制御し、好適な大きさの反強磁性結合が生じるように設定すれば良い。またＳＡＦ以外として使用する場合は、非磁性層（１１）（１４）（４２）の全て、或いは一部の膜厚を制御し、好適な大きさの強磁性結合が生じるように設定すれば良い。
本発明によれば、積層強磁性構造体を構成する強磁性層の間に、充分に大きな交換結合を作用させることができる。
また、本発明によれば、積層強磁性構造体を構成する強磁性層の間に作用する交換結合の強さを高い柔軟性で制御することができる。
本発明による積層強磁性構造体は、ＭＲＡＭのメモリセルの磁化自由層及び磁化固定層に好適に適用される。以下の実施の形態では、本発明による積層強磁性構造体が適用されたＭＲＡＭの構造が詳細に説明される。
第１ 実施の第１形態
図５Ａは、本発明の実施の第１形態に係るＭＲＡＭのメモリセルの構成を示す断面図である。当該ＭＲＡＭは、基板１と、基板１の上に形成された下部電極２と、反強磁性体で形成された反強磁性層３と、磁化固定層４と、トンネルバリア層５と、磁化自由層６と、上部コンタクト層７とを備えている。反強磁性層３は、磁化固定層４に交換相互作用を及ぼして磁化固定層４の磁化を固定する機能を有している。磁化固定層４は、一の強磁性層、又は、上述のＳＡＦで構成され、その磁化は、反強磁性層３によって固定されている。
トンネルバリア層５は、極めて薄い非磁性の絶縁体で形成されている。本実施の形態において、トンネルバリア層５は、多くの材料が考えられる。結晶性で分類すると、アモルファスである場合と、結晶質である場合が考えられる。前者に関してアルミ膜が酸化されることによって形成されたＡｌＯｘ層が挙げられる。後者の場合は、結晶配向性が高いＮａＣｌ構造を有するＭｇＯ層などが挙げられる。特に（００１）面への結晶配向性が高いＭｇＯを用いたトンネルバリアにおいて高いＭＲ比が得られることが報告されており、トンネルバリア層５として好適である。本発明は、トンネルバリア層５に関する材料や結晶性に依存せず、その効果が発現可能であることに留意されたい。
磁化自由層６は、ＳＡＦで構成されており、磁化自由層６を構成する強磁性層の磁化は反転可能である。磁化自由層６の磁化の向きは、記憶されるべきデータに応じた方向に向けられる。磁化固定層４、トンネルバリア層５、及び磁化自由層６は、ＭＴＪ素子を構成している。このＭＴＪ素子の抵抗は、トンネル磁気抵抗効果により、磁化自由層６を構成する強磁性層の磁化の向き、即ち、磁化自由層６に記憶されるデータに応じて変化する。データ読み出しは、ＭＴＪ素子の抵抗の変化を利用して行われる。
より具体的には、磁化自由層６は、トンネルバリア層５の上に形成された第１強磁性層１１と、第２強磁性層１３と、これらの間に介設された非磁性層１２とを備えている。第１強磁性層１１と第２強磁性層１３とは、いずれも、強磁性的な振る舞いを示すように構成される。非磁性層１２は、第１強磁性層１１と第２強磁性層１３とを反強磁性的に結合するような交換結合を発現するように構成されている；言い換えれば、非磁性層１２の材料と膜厚とは、第１強磁性層１１と第２強磁性層１３とを反強磁性的に結合するように選択される。好適な実施形態では、非磁性層１２は、膜厚が約０．９ｎｍのＲｕ膜で形成される。以下に詳細に説明されるように、本実施の形態のターゲットは、この非磁性層１２の結晶配向性を向上することにある。非磁性層１２の結晶配向性の向上は、第１強磁性層１１と第２強磁性層１３との間の交換結合を強めるために重要である。
図５ＡのＭＲＡＭでは、第１強磁性層１１が、２つの強磁性膜２１、２３と、それらの間に設けられたバッファ層２２とで構成される。強磁性膜２１、２３は、パーマロイ（ＮｉＦｅ）、ＣｏＦｅのような強磁性体で形成される。バッファ層２２は、その上に形成される強磁性膜２３の結晶配向性を高めるような材料、及び形成方法によって形成される。バッファ層２２の作用により、上方に位置する強磁性膜２３は、下方に位置する強磁性膜２１よりも結晶配向性が高くなる。強磁性膜２３の結晶配向性の向上は、その上に形成される非磁性層１２の結晶配向性の向上をもたらし、従って、第１強磁性層１１と第２強磁性層１３との間の交換結合を強めるために有効である。バッファ層２２は、最も典型的には、タンタル又はルテニウムによってスパッタ法によって形成され得る。バッファ層２２の詳細については後述される。
バッファ層２２によって強磁性膜２３の結晶配向性を高めることは、第１強磁性層１１と第２強磁性層１３との間の交換結合を強める上で本質的に重要な役割を果たす。強磁性膜２１は、アモルファスであるトンネルバリア層５の上に形成されているため、その結晶配向性が悪い。バッファ層２２は、強磁性膜２１の結晶配向性の悪さによって非磁性層１２の結晶配向性が悪くなることを防ぐ役割をする。強磁性膜２１の上に形成されたバッファ層２２は、その上に形成される強磁性膜２３の結晶配向性を向上させ、したがって、強磁性膜２３の上に形成される非磁性層１２の結晶配向性を向上させる。非磁性層１２の結晶配向性の向上は、第１強磁性層１１と第２強磁性層１３との間の交換結合を強める。
バッファ層２２は、強磁性膜２１と強磁性膜２３とを強磁性的に結合するように形成される。第１強磁性層１１が複数の強磁性膜２１、２３を含んでいても、それらは、あたかも一つの強磁性層のように振舞うことに留意されたい。
以上に述べられているように、バッファ層２２が満足すべき要求の１つは、その上に形成される強磁性膜２３の結晶配向性を向上できることであり、もう１つが、強磁性膜２１、２３を強磁性的に結合させることである。このような要求を満足させる第１の方法は、バッファ層２２を下記の２つの条件（Ａ１）、（Ａ２）に従って形成することである：
（Ａ１）バッファ層２２を、タンタル、ルテニウム、ニオブ、バナジウム、オスミウム、ロジウム、イリジウム、チタン、ジルコニウム、ハフニウム、銅、銀、金、クロム、モリブデン、タングステン、アルミニウム、マグネシウム、シリコン、イットリウム、セリウム、パラジウム、及びレニウムからなる群のうちから選択された一の材料、又は、それらの合金で形成する。
（Ａ２）バッファ層２２の厚さを極めて薄く、具体的には、平均の膜厚で１．０ｎｍ以下、好適には、０．７ｎｍ以下にする。
条件（Ａ１）において列記された材料を使用することにより、バッファ層２２の上に形成される強磁性膜２３の結晶配向性を向上させることができる。上述のように、強磁性膜２３の結晶配向性の向上は、その上に形成される非磁性層１２の結晶配向性を向上するために重要である。
加えて、バッファ層２２の厚さを極めて薄くすることは、強磁性膜２１、２３を強磁性的に結合させ、強磁性膜２１、２３を一つの強磁性層として機能させるために重要である。
強磁性膜２１、２３がパーマロイ（ＮｉＦｅ）やＣｏＦｅで形成される場合には、バッファ層２２が、Ｔａ、Ｎｂ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｍｏ、及びＷからなる群のうちから選択された一の物質、又は、それらの合金、若しくは、該一の物質又は合金の化合物で形成されていることが特に好適である。これらの材料は、その上に形成される薄膜、特に、ＦＣＣ構造（face center cubic）をとるパーマロイ（ＮｉＦｅ）及びＣｏＦｅ、並びにＢＣＣ（body center cubic）構造をとるＦｅリッチなＮｉＦｅの結晶配向性を向上させる作用を、特に顕著に発現する。したがって、上記に列挙された材料をバッファ層２２に使用することにより、バッファ層２２の上に形成される強磁性膜２３の結晶配向性、及びその上に形成される非磁性層１２の結晶配向性を一層に高めることができる。またＴａ、Ｎｂ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｍｏ、及びＷからなる群から選択される材料に関して、それが酸化物、窒素化物または炭素化物のような化合物であり、また、１．０ｎｍ以下と薄くても、その上に形成される強磁性膜２３及び非磁性膜の結晶配向性を向上させる効果を生じうる。
上記の２つの要求を満足させる第２の方法は、バッファ層２２を下記の２つの条件（Ｂ１）、（Ｂ２）に従って形成することである：
（Ｂ１）バッファ層２２の材料を、Ｒｕ、Ｃｒ、Ｒｅ、Ｒｈ、Ｉｒ、Ｙ、Ａｇ、及びＣｕのうちから選択された一の材料で形成する。
（Ｂ２）バッファ層２２の厚さを、バッファ層２２が強磁性的な交換結合を発現するような厚さに選択する。
図４を参照して説明されているように、上記に列挙された材料をバッファ層２２として使用すると、バッファ層２２は、その厚さに応じて反強磁性的又は強磁性的な交換結合を示す。したがって、適切な厚さを選択することにより、バッファ層２２に強磁性的な交換結合を発現させることが可能である。
この方法は、強磁性膜２１、２３を強磁性的に結合させるためにバッファ層２２を薄くする必要がなく、ある程度の膜厚のバッファ層２２を形成できる点で好適である。バッファ層２２が充分に厚いことは、その上に形成される強磁性膜２３の結晶配向性をより向上し、これによって非磁性層１２の結晶配向性を向上できる点で有効である。
上記の２つの要求を満足させる第３の方法は、バッファ層２２を、その上の薄膜の結晶配向性を向上させる作用を有する元素が混入された強磁性体で形成することである。より具体的には、バッファ層２２が、組成式：（ＦＭ）１−ｘＭｘで表される組成を有する材料で形成される；ここで、ＦＭは、強磁性を発現する材料、具体的には、Ｎｉ、Ｆｅ、及びＣｏ、並びにその合金から選択され、Ｍは、Ｔａ、Ｎｂ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｍｏ、及びＷ、並びにその合金から選択される。組成式中のｘは、バッファ層２２が、強磁性膜２１、２３の間に交換相互作用を発現し、かつ、それ自身が強磁性を示すように選択される。一の好適な実施形態では、ＮｉＦｅがＦＭとして選択され、Ｔａ、又はＺｒがＭとして選択され、ｘは、５％を超え、且つ、２５％以下である。
このような組成を有するバッファ層２２は、その上の薄膜の結晶配向性を向上させる作用を有する元素（即ち、Ｔａ、Ｎｂ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｍｏ、及びＷ）の作用によって強磁性膜２３の結晶配向性を向上し、ひいては非磁性層１２の結晶配向性を向上することができる。加えて、それ自身が強磁性体であるため、その膜厚に無関係に強磁性膜２１、２３を強磁性的に結合させることができる。これは、バッファ層２２の膜厚を増大させることによって、その上に形成される強磁性膜２３及び非磁性層１２の結晶配向性を向上できる点で有効である。
非磁性元素のみで形成されたバッファ層２２と比較したときの、Ｔａ、Ｎｂ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｍｏ、及びＷが混入された強磁性体で形成されているバッファ層２２の利点は、相対的に少量の非磁性元素で第１強磁性層１１と第２強磁性層１３との間の交換結合を強くできることである。結晶配向性を向上させる作用を有する元素は、一般的に高融点金属であり、そのエッチングが難しいので、その総量が少ないことはＭＲＡＭを製造することを容易にするために有用である。
発明者は、Ｔａ、Ｎｂ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｍｏ、及びＷが混入された強磁性体で形成されているバッファ層２２の利点を実験によって確かめている。発明者は、２層のＮｉＦｅ膜の間に０．３ｎｍのＴａ膜で形成されているバッファ層が設けられている構造体が第１強磁性層１１として使用されている場合と、２層のＮｉＦｅ膜の間に１ｎｍの（ＮｉＦｅ）８５Ｔａ１５膜で形成されているバッファ層が設けられている構造体が第１強磁性層１１として使用されている場合とについて、飽和磁場Ｈｓと、交換結合エネルギーＪとを測定した。Ｔａ元素の総量の観点からは、１ｎｍの（ＮｉＦｅ）８５Ｔａ１５膜は、０．１５ｎｍのＴａ膜に相当することに留意されたい。バッファ層２２が０．３ｎｍのＴａ膜で形成されている場合には、飽和磁場Ｈｓは、２０３（Ｏｅ）、交換結合エネルギーＪは、０．０１１６６（ｅｒｇ／ｃｍ２）であった。一方、バッファ層２２が１ｎｍの（ＮｉＦｅ）８５Ｔａ１５膜で形成されている場合には、飽和磁場Ｈｓは、１９２（Ｏｅ）、交換結合エネルギーＪは、０．０１５１９（ｅｒｇ／ｃｍ２）であり、飽和磁場Ｈｓ、交換結合エネルギーＪは、ほぼ同等であった。これは、バッファ層２２を、その上の薄膜の結晶配向性を向上させる作用を有する元素が混入された強磁性体で形成することにより、相対的に少量の非磁性元素で交換結合エネルギーＪの増大の効果を得ることができることを意味している。
バッファ層２２が、その上の薄膜の結晶配向性を向上させる作用を有する元素（即ち、Ｔａ、Ｎｂ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｍｏ、及びＷ）が混入された強磁性体で形成される場合には、図７Ａに示されているように、バッファ層２２がトンネルバリア層５の上に直接に形成されてもよい；この場合には、強磁性膜２１は形成されない。このような構成でも、その上に形成される強磁性膜２３の結晶配向性を向上し、これによって非磁性層１２の結晶配向性を向上させることができる。図７Ａの構造は、むしろ、第１強磁性層１１を構成する膜の数を減らすことができる点からは好適である。
図７Ａのようにバッファ層２２がトンネルバリア層５の上に直接に形成される構成では、バッファ層２２が強磁性体で形成されていることが重要であることに留意されたい。図７Ａの構成において、バッファ層２２が非磁性体（例えば、Ｔａ、Ｎｂ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｍｏ、及びＷ）で形成されていると、ＭＴＪ素子のＭＲ比が不所望に低下する。ＭＲ比の低下は、ＭＲＡＭの読み出し動作を妨げるため好ましくない。
更に、バッファ層２２がその上の薄膜の結晶配向性を向上させる作用を有する元素が混入された強磁性体で形成される場合には、図７Ｂに示されているように、バッファ層２２が直接に非磁性層１２に接するように形成されてもよい；この場合には、強磁性膜２３は形成されない。このような構成でも、バッファ層２２の作用により、非磁性層１２の結晶配向性を向上させることができる。図７Ｂの構造は、むしろ、第１強磁性層１１を構成する膜の数を減らすことができる点からは好適である。
図７Ｂのようにバッファ層２２が直接に非磁性層１２に接する構成では、バッファ層２２が強磁性体で形成されていることが重要であることに留意されたい。バッファ層２２が非磁性体で形成されていると、非磁性層１２を介する反強磁性的な交換結合が分断され、磁化自由層６がＳＡＦとして機能しなくなる。
バッファ層２２が薄く形成される場合には、図６に示されているように、バッファ層２２が連続膜でなく、島状に形成され得ることに留意されたい。バッファ層２２が連続膜でなくても、その上に形成される強磁性膜２３の結晶配向性を向上させることは可能である。バッファ層２２が連続膜でないことは、強磁性膜２１、２３を強磁性的に結合させるためには、却って有効である。バッファ層２２が連続膜でない場合には、強磁性膜２１、２３が部分的に直接に接触する。これは、強磁性膜２１、２３を強磁性的に結合させるために有効である。
本実施の形態において、第１強磁性層１１に、複数のバッファ層を挿入することも可能である。例えば、図５Ｂに示されているように、第１強磁性層１１が、３層の強磁性膜２１、２３、２５と、それらの間に介設されたバッファ層２２、２４で構成されることが可能である。複数のバッファ層を挿入することは、最も上方に位置する強磁性膜２５の結晶配向性を高め、これにより、非磁性層１２の結晶配向性を一層に高めることができる。
以上のさまざまな構成や方法により、非磁性層１２の結晶配向性を高めることが重要となるが、より好適には非磁性層１２の最緻密面の膜面垂直方向への結晶配向性を高めることが重要である。例として、非磁性層１２にＲｕを使用した場合はＲｕのＨＣＰ（００１）配向を促進することが重要である。積層強磁性構造体の磁性層材料としてＮｉＦｅ合金を使用した場合、アモルファスのＡｌＯｘをトンネルバリア５に使用すると、第１強磁性層１１は明確な配向面を持たず成長し、非磁性層１２のＲｕも無配向となり、交換結合力が弱まる。一方高いＭＲ比を発現しうる（００１）面に高配向成長したＭｇＯをトンネルバリア５に使用した場合、第１強磁性層１１はアモルファスのＡｌＯｘの場合よりも第一強磁性層の（１１１）面の膜面直方向への配向は高いが、しかし十分な結晶配向性は得られない。具体的に（００１）面など最緻密面以外が面直方向に配向したり、（１１１）面が面直方向から若干傾いたりする領域が、第一強磁性層の一部で見られた。そして第一強磁性層は十分に良好な（１１１）配向が得られない。これは、ＭｇＯとＮｉＦｅ合金の結晶構造を考えると、良好な格子整合が得られないためと推論できる。その場合、同様に格子整合の問題からその上に成長させるＲｕは最緻密面である（００１）面へ配向がしづらくなる。その場合においても本発明の構成を使用することで、積層強磁性構造体内で結晶配向面を切り替えたり、また、好適な結晶面への結晶配向を促進し、そしてＲｕの（００１）面への配向を促進し、強い反平行結合力を得ることが可能である。つまり下地に依存せず安定してＲｕの（００１）面の高配向化を促進できる。
第２ 実施の第２形態
図５Ａに示されている磁化自由層６の構造の一つの課題は、第１強磁性層１１と第２強磁性層１３の構造の違いが大きく、従って、それらが示す特性の違いが大きくなりやすいことである。第１強磁性層１１と第２強磁性層１３とが示す特性、特に、結晶磁気異方性及び磁化膜厚積（即ち、強磁性層の飽和磁化と膜厚の積）の違いが大きいことは、トグル書き込みを実現するために好ましくない。
実施の第２形態では、第１強磁性層１１と第２強磁性層１３とが示す特性を近くするための技術が提供される。より具体的には、実施の第２形態では、図８に示されているように、第２強磁性層１３が、複数の強磁性膜２６、２８と、その間に介設されているバッファ層２７とで構成される。第１強磁性層１１の構造は、図５Ａ，５Ｂ，７Ａ，７Ｂのいずれの構造であってもよいことに留意されたい。強磁性膜２６、２８は、パーマロイ（ＮｉＦｅ）やＣｏＦｅのような強磁性体で形成され、バッファ層２７は、タンタル、ルテニウムのような、強磁性膜２８の結晶配向性を高め、且つ、強磁性膜２６、２８を強磁性的に結合するような材料で形成される。バッファ層２７の厚さは、強磁性膜２６、２８を強磁性的に結合するように適切に選択される。このような構成を採用することにより、第２強磁性層１３の構造が、第１強磁性層１１の構造に近くなり、それらが示す特性の差を小さくすることができる。
図９は、第１強磁性層１１と第２強磁性層１３とが示す特性を、より一層に近くするための構造を図示している。図８の構造では、第２強磁性層１３に含まれる２層の強磁性膜２６、２８は、いずれもその結晶配向性が高くなる。なぜなら、強磁性膜２６、２８は、いずれも、高い結晶配向性を有する非磁性層１２の上に形成されるからである。しかしながら、第１強磁性層１１については、既述のように一方の強磁性膜２１の結晶配向性が低く、従って、第１強磁性層１１と第２強磁性層１３の構造には、この点において差が存在する。図９の構造は、それに含まれる強磁性膜の結晶配向性という観点における第１強磁性層１１と第２強磁性層１３の構造の差を小さくするためのものである。
詳細には、図９の構造では、第２強磁性層１３が、強磁性膜２６、２８Ａと、その間に介設されるアモルファスバッファ層２７Ａとで構成される。アモルファスバッファ層２７Ａは、アモルファスであるように、即ち、結晶配向性を有しないように形成される。このような構造では、強磁性膜２８Ａが結晶配向性を有しないアモルファスバッファ層２７Ａの上に形成されるため、強磁性膜２８Ａの結晶配向性が低くなる。したがって、図９の構造では、第１強磁性層１１と第２強磁性層１３の両方が、一の結晶配向性が低い強磁性膜（即ち、強磁性膜２１又は２８Ａ）と、一の結晶配向性が高い強磁性膜（即ち、強磁性膜２３又は２６）とで構成され、第１強磁性層１１と第２強磁性層１３の構造の差が小さくなる。これは、第１強磁性層１１と第２強磁性層１３の特性の差を小さくするために好適である。
アモルファスバッファ層２７Ａは、例えば、ＳｉＮ、ＡｌＮ、ＡｌＯｘのような、非磁性、且つ、アモルファスである材料により、極めて薄い膜厚で形成された層であることが可能である。アモルファスバッファ層２７Ａが非磁性の材料で形成される場合、アモルファスバッファ層２７Ａが極めて薄い膜厚で形成されることは、強磁性膜２６、２８Ａを強磁性的に結合するために重要である。強磁性膜２６、２８Ａを強磁性的に結合するためには、アモルファスバッファ層２７Ａは、連続的な膜であることは必要ない。むしろ、アモルファスバッファ層２７Ａが島状であることが好適であることは、上述されたとおりである。
アモルファスバッファ層２７Ａは、ＮｉＦｅＴａＯｘ、ＮｉＦｅＴａＮｘ、ＣｏＦｅＢ、ＮｉＦｅＢのように、アモルファスの強磁性体で形成されることも可能である。アモルファスバッファ層２７Ａをアモルファスの強磁性体で形成することは、ある程度の厚さを有するアモルファスバッファ層２７Ａを使用しても強磁性膜２６、２８Ａを強磁性的に結合することが可能である点で好適である。
アモルファスバッファ層２７Ａは、その上に設けられている強磁性膜２８Ａの結晶配向性を低下させるが、あまりにも強磁性膜２８Ａの結晶配向性が低下することは好ましくない場合がある。強磁性膜２８Ａの結晶配向性は、所望に応じて自在に制御可能であることが望ましい。
強磁性膜２８Ａの結晶配向性を制御するためには、図１０に示されているように、アモルファスバッファ層２７Ａと強磁性膜２８Ａとの間に、他の配向制御バッファ層２７Ｂが挿入されることが好ましい。配向制御バッファ層２７Ｂとしては、例えば、タンタル膜やルテニウム膜のように、その上に形成された強磁性膜の結晶配向性を向上させるような作用を有する膜が使用される。これにより、強磁性膜２８Ａに適切な結晶配向性を発現させることが可能になる。より具体的には、厚い配向制御バッファ層２７Ｂを形成することにより、強磁性膜２８Ａの結晶配向性を高くすることができる。逆に、薄い配向制御バッファ層２７Ｂを形成すれば、強磁性膜２８Ａの結晶配向性は低くなる。
図１１Ａは、第１強磁性層１１と第２強磁性層１３とが示す特性を、より一層に近くするための他の構造を図示している。図１１Ａの構造では、第２強磁性層１３が、アモルファス強磁性膜２６Ｂと、バッファ層２７と、強磁性膜２８とで構成される。アモルファス強磁性膜２６Ｂは、典型的には、ＮｉＦｅＴａＯｘ、ＮｉＦｅＴａＮｘ、ＣｏＦｅＢ、ＮｉＦｅＢで形成される。バッファ層２７としては、タンタル、ルテニウムのような、強磁性膜２８の結晶配向性を高め、且つ、強磁性膜２６、２８を強磁性的に結合するような材料で形成される。このような構成では、第２強磁性層１３は、一の結晶配向性を有しない強磁性膜（即ち、強磁性膜２６Ｂ）と、一の結晶配向性が高い強磁性膜（即ち、強磁性膜２８）とで構成され、結晶配向性の観点での第１強磁性層１１との構成の差が小さくなる。
図１１Ｂは、第１強磁性層１１と第２強磁性層１３とが示す特性を、より一層に近くするための更に他の構造を図示している。図１１Ｂの構造では、第２強磁性層１３が、強磁性膜２６Ａ、２８と、その間に介設されたバッファ層２７とで構成される。強磁性膜２６Ａには、その成膜後にプラズマ処理がなされ、これにより、その結晶配向性が低下される。バッファ層２７は、強磁性膜２８の結晶配向性を高め、且つ、強磁性膜２６Ａ、２８を強磁性的に結合するような材料で形成される。このような構成では、第２強磁性層１３は、一の結晶配向性が低い強磁性膜（即ち、強磁性膜２６Ａ）と、一の結晶配向性が高い強磁性膜（即ち、強磁性膜２８）とで構成され、結晶配向性の観点での第１強磁性層１１との構成の差が小さくなる。これは、第１強磁性層１１と第２強磁性層１３とが示す特性を、より一層に近くすることを可能にする。
第３ 実施の第３形態
実施の第３形態では、磁化自由層６に含まれる強磁性層の数を３以上にするための技術が提供される。強磁性層の数が多いことは、磁化自由層６に含まれる強磁性層のトータルの体積を増大させるため、磁化自由層６の磁化が熱擾乱によって不所望に反転することを防ぐために有効である。後述されるように、ここでいう「強磁性層」とは、隣接する強磁性層が反強磁性的に結合されている層をいうことに留意されたい。
図１２は、磁化自由層６が、３層の強磁性層：第１強磁性層１１、第２強磁性層１３、第３強磁性層１５を含んで構成されているＭＲＡＭの構成を示している。第１強磁性層１１と第２強磁性層１３の間には、非磁性層１２が挿入され、第２強磁性層１３と第３強磁性層１５の間には、非磁性層１４が挿入される。非磁性層１２は、第１強磁性層１１と第２強磁性層１３とを反強磁性的に結合するように構成され、非磁性層１４は、第２強磁性層１３と第３強磁性層１５とを反強磁性的に結合するように構成される。第１強磁性層１１は、強磁性膜２１、２３と、その間に介設されているバッファ層２２とで構成されている。バッファ層２２は、強磁性膜２３の結晶配向性、及びその上に形成される非磁性層１２の結晶配向性を向上する役割を果たす。第２強磁性層１３、第３強磁性層１５は、それぞれ一の強磁性膜で構成されている。
図１２の構造では、バッファ層２２よりも上に形成される強磁性膜２３、非磁性層１２、第２強磁性層１３、非磁性層１４、及び第３強磁性層１５の結晶配向性は、いずれも高くなる。これは、第１強磁性層１１と第２強磁性層１３との間に強い反強磁性的結合を作用させ、且つ、第２強磁性層１３と第３強磁性層１５との間に強い反強磁性的結合を作用させ得る点で好ましい。
しかし、図１２の構造では、バッファ層２２の上に形成される層（又は膜）の結晶配向性が、より上方に位置するもの（即ち、より後に成膜されるもの）ほど高くなることが問題になり得る。詳細には、図１２の構造には、以下の２つの問題が発生し得る。
一つは、非磁性層１４の結晶配向性が、非磁性層１２の結晶配向性よりも高くなり得ることである。非磁性層１２と非磁性層１４との結晶配向性の差は、第１強磁性層１１と第２強磁性層１３との間に作用する反強磁性的結合と、第２強磁性層１３と第３強磁性層１５との間に作用する反強磁性的結合の強さの差を生じさせ、トグル書き込みを行ううえで障害になり得る。トグル書き込みでは、磁化自由層６を構成する強磁性層が一体的に動作することが重要であり、反強磁性的結合の強さの不均一性は、一部の強磁性層のみが選択的に反転する可能性を生じさせるため好ましくない。
もう一つは、強磁性体の結晶配向性という観点において、第１強磁性層１１、第２強磁性層１３、第３強磁性層１５の構造の違いが大きくなり得ることである。第１強磁性層１１は、結晶配向性が低い強磁性膜２１を含んで構成される一方、第２強磁性層１３は、その全体が結晶配向性が高い強磁性膜で構成される。加えて、第３強磁性層１５は、第２強磁性層１３よりも一層に結晶配向性が高い強磁性膜で構成される。これは、第１強磁性層１１、第２強磁性層１３、及び第３強磁性層１５が示す特性、特に、結晶磁気異方性の差を増大させるため好ましくない。
図１３は、これらの問題に対処するために好適な構造を図示している。図１３の構造は、第２強磁性層１３を構成する強磁性膜の結晶配向性を制御し、これによって、第２強磁性層１３と第３強磁性層１５との間に作用する反強磁性的結合の強さ、即ち、交換結合エネルギーＪを制御するためのものである。より具体的には、図１３に図示されているＭＲＡＭでは、第２強磁性層１３が、強磁性膜２６、２８と、その間に挿入されたアモルファスバッファ層２７Ａ、配向制御バッファ層２７Ｂとで構成される。同様に、第３強磁性層１５が、強磁性膜２９、３１と、その間に挿入されたアモルファスバッファ層３０Ａ、配向制御バッファ層３０Ｂとで構成される。
第２強磁性層１３に挿入されるアモルファスバッファ層２７Ａ、配向制御バッファ層２７Ｂは、非磁性層１２と非磁性層１４との結晶配向性の差を小さくする役割を有している。アモルファスバッファ層２７Ａは、ＳｉＯｘのようなアモルファスである薄い膜で形成される。配向制御バッファ層２７Ｂは、例えば、タンタル膜やルテニウム膜のように、結晶配向性を有する膜で形成される。アモルファスバッファ層２７Ａは、強磁性膜２６の結晶配向性の影響を、強磁性膜２８の結晶配向性に及ぼさないようにする役割を有している。詳細には、第１強磁性層１１のバッファ層２２の作用により、第２強磁性層１３に含まれる強磁性膜２６は、高い結晶配向性を有している。しかし、強磁性膜２６と強磁性膜２８の間にアモルファスバッファ層２７Ａが存在しているため、強磁性膜２８の結晶配向性は、強磁性膜２６の結晶配向性と無関係になる。配向制御バッファ層２７Ｂは、強磁性膜２８に適切な結晶配向性を与える役割をしている。配向制御バッファ層２７Ｂを厚くすれば、その上に形成される強磁性膜２８の結晶配向性は高くなり、薄くすれば、強磁性膜２８の結晶配向性は低くなる。このようなアモルファスバッファ層２７Ａ、配向制御バッファ層２７Ｂは、強磁性膜２８の結晶配向性を制御し、もって強磁性膜２８の上に形成される非磁性層１４の結晶配向性と、非磁性層１２の結晶配向性との差を小さくすることを可能にする。加えて、アモルファスバッファ層２７Ａ、及び配向制御バッファ層２７Ｂは、強磁性膜２８の結晶配向性を制御し、これにより、強磁性体の結晶配向性という観点における第１強磁性層１１、第２強磁性層１３の構造の差を小さくすることを可能にする。第２強磁性層１３の構造としては、図１１Ａに図示されている第２強磁性層１３の構造も採用可能である。
一方、第３強磁性層１５に挿入されるアモルファスバッファ層３０Ａ、配向制御バッファ層３０Ｂは、第３強磁性層１５を構成する強磁性膜の結晶配向性を制御するためのものである。第２強磁性層１３と同様に、アモルファスバッファ層３０Ａは、ＳｉＯｘのようなアモルファスである薄い膜で形成され、配向制御バッファ層３０Ｂは、例えば、タンタル膜やルテニウム膜のように、その上に形成される薄膜の結晶配向性を向上させる作用を有する膜が使用される。アモルファスバッファ層３０Ａ及び配向制御バッファ層３０Ｂは、第２強磁性層１３のアモルファスバッファ層２７Ａ、配向制御バッファ層２７Ｂと同様の作用により、その上に形成される強磁性膜３１の結晶配向性を制御することを可能にする。これは、強磁性体の結晶配向性という観点における、第３強磁性層１５と、第１強磁性層１１及び第２強磁性層１３の構造の差を小さくすることを可能にする。
図１４は、バッファ層２２の上に形成される層（又は膜）の結晶配向性に関する問題に対処しながら、第１強磁性層１１、第２強磁性層１３、及び第３強磁性層１５の構造の差を小さくすることを可能にする他の構造を図示している。図１４に図示されているＭＲＡＭでは、第２強磁性層１３が、強磁性膜２６Ａ、２８と、その間に挿入されたバッファ層２７とで構成される。強磁性膜２６Ａは、その成膜後にプラズマ処理がなされ、これにより、その結晶配向性が低下される。バッファ層２７は、強磁性膜２８の結晶配向性を高め、且つ、強磁性膜２６Ａ、２８を強磁性的に結合するような材料で形成される。強磁性膜２８の結晶配向性は、バッファ層２７の厚さによって制御可能である。同様に、第３強磁性層１５は、強磁性膜２９Ａ、３１と、その間に挿入されたバッファ層３０とで構成される。強磁性膜２９Ａは、その成膜後にプラズマ処理がなされ、これにより、その結晶配向性が低下される。バッファ層３０は、強磁性膜３１の結晶配向性を高め、且つ、強磁性膜２９Ａ、３１を強磁性的に結合するような材料で形成される。強磁性膜３１の結晶配向性は、バッファ層３０の厚さによって制御可能である。
このような構造では、強磁性膜２６Ａに行うプラズマ処理の程度によって非磁性層１４の結晶配向性を制御し、これにより、非磁性層１２、１４の結晶配向性の差を小さくすることが可能である；例えば、強磁性膜２６Ａにプラズマ処理をする時間を長くすれば、非磁性層１４の結晶配向性を低くすることができ、プラズマ処理をする時間を短くすれば、非磁性層１４の結晶配向性を高くすることができる。
加えて、図１４に示されている構造では、第２強磁性層１３の強磁性膜２６Ａと、第３強磁性層１５の強磁性膜２９Ａにプラズマ処理が施されていることにより、結晶配向性の観点からの第１強磁性層１１、第２強磁性層１３、第３強磁性層１５の構造の差を小さくすることができる。強磁性膜２６Ａ、２９Ａにプラズマ処理が施されていることにより、図１４に示されている構造では、第１強磁性層１１、第２強磁性層１３、第３強磁性層１５の全てが、一の結晶配向性が低い強磁性膜（即ち、強磁性膜２１、２６Ａ、又は２９Ａ）と、一の結晶配向性が高い強磁性膜（即ち、強磁性膜２３、２８、又は３１）とで構成されることに留意されたい。
上述の図１３、図１４の構成は、バッファ層２２の上に形成される層（又は膜）の結晶配向性に関する問題に対処するために好適であるが、その構造が複雑である欠点も有している。図１５は、より簡単な構造によってバッファ層２２の上に形成される層（又は膜）の結晶配向性に関する問題に対処するための構造を図示している。
図１５に図示されているＭＲＡＭでは、磁化自由層６が、第１強磁性層１１、第２強磁性層１３Ａ、第３強磁性層１５Ａと、その間に介設されている非磁性層１２、１４とで構成されている。第２強磁性層１３Ａ、第３強磁性層１５Ａは、その結晶配向性が高くなりすぎないような条件で成長される。具体的には、第２強磁性層１３Ａ、第３強磁性層１５Ａは、微量の酸素、窒素が添加されたスパッタガスを用いたスパッタ法によって形成され得る。その代りに、第２強磁性層１３Ａ、及び第３強磁性層１５Ａが、非磁性材料が微量に添加された強磁性体で形成されることも可能である。
このような構造では、第２強磁性層１３Ａの結晶配向性が抑制されるため、非磁性層１４の結晶配向性が過剰に高くなることを防止できる。したがって、非磁性層１２、１４の結晶配向性の差を小さくすることができる。
加えて、第２強磁性層１３Ａ、第３強磁性層１５Ａの全体としての結晶配向性が抑制され、結晶配向性という観点における第１強磁性層１１、第２強磁性層１３、第３強磁性層１５の構造の差を小さくすることが可能である。
なお、図１２乃至図１４には、強磁性層の数が３である構成が図示されているが、強磁性層の数は３に限定されると解釈されてはならない。トンネルバリア層５に接する強磁性層（即ち、第１強磁性層１１）以外の強磁性層を、第２強磁性層１３（又は第３強磁性層１５）と同様の構成にすることにより、強磁性層の数が４以上である磁化自由層６を実現できることは、当業者には自明的である。
第４ 実施の第４形態
実施の第４形態では、図１６に示されているように、本発明が、トンネルバリア層の上に位置する、ＳＡＦで構成された磁化固定層に適用される。このような構成は、磁化自由層をアモルファスであるトンネルバリア層の上に形成する必要をなくし、磁化自由層の特性の向上に有用である。
しかしながら、トンネルバリア層の上にＳＡＦで構成された磁化固定層を形成することは、磁化固定層に含まれる強磁性層の間に設けられる非磁性層の結晶配向性を低下させ、強磁性層の間に作用する反強磁性的結合を弱めるという問題も生じさせる。強磁性層の間に作用する反強磁性的結合が弱いことは、磁化固定層に含まれる強磁性層の磁化が不所望に反転する可能性を生じさせるため好ましくない。
加えて、トンネルバリア層の上に磁化固定層が形成される構成では、磁化固定層の上に形成されるべき反強磁性層の結晶配向性も低下する。これは、反強磁性層が磁化固定層に作用させる交換相互作用を弱め、磁化固定層の磁化が充分に固定されないという不具合を生じさせ得る。
実施の第４形態に係るＭＲＡＭは、このような問題に対処することをそのターゲットとしている。より具体的には、実施の第４形態に係るＭＲＡＭは、図１６に示されているように、基板１と、基板１の上に形成された下部電極２と、磁化自由層６Ａと、トンネルバリア層５と、磁化固定層４Ａと、反強磁性層３Ａと、上部コンタクト層７とを備えている。磁化自由層６Ａは、一の強磁性層、又は、上述のＳＡＦで構成され、磁化自由層６Ａを構成する強磁性層の磁化は反転可能である。トンネルバリア層５は、極めて薄い非磁性の絶縁体で形成されている。実施の第１乃至第３形態と同様に、トンネルバリア層５は、アルミ膜が酸化されることによって形成されたＡｌＯｘ層で構成されている。このようにして形成されたＡｌＯｘ層は、アモルファスであることに留意されたい。
磁化固定層４Ａは、ＳＡＦで構成され、その磁化は、反強磁性層３Ａによって固定されている。詳細には、磁化固定層４Ａは、第１強磁性層４１と、第２強磁性層４３と、それらの間に設けられている非磁性層４２とを備えている。第２強磁性層４３は、ＣｏＦｅのような磁気的にハードな強磁性体で形成される。非磁性層４２は、第１強磁性層４１と第２強磁性層４３とを反強磁性的に結合するような交換結合を発現するように構成されている。好適な実施形態では、非磁性層４２は、膜厚が約０．９ｎｍのＲｕ膜で形成される。
第１強磁性層４１は、強磁性膜５１、５３とその間に設けられたバッファ層５２とを備えている。強磁性膜５１、５３は、ＣｏＦｅのような磁気的にハードな強磁性体で形成される。バッファ層５２は、その上に形成される強磁性膜５３の結晶配向性を高めるような材料、及び形成方法によって形成される。バッファ層５２は、強磁性膜５１と強磁性膜５３とを強磁性的に結合するように形成され、強磁性膜５１、５３は、あたかも一の強磁性層のように振舞う。
実施の第１形態と同様に、強磁性膜５１、５３の間にバッファ層５２が設けられていることが、非磁性層４２の結晶配向性を高め、第１強磁性層４１と第２強磁性層４３との間の交換結合を強めるために本質的に重要である。強磁性膜５１の上に形成されたバッファ層５２は、その上に形成される強磁性膜５３の結晶配向性を向上させ、したがって、強磁性膜５３の上に形成される非磁性層４２の結晶配向性を向上させる。非磁性層４２の結晶配向性の向上により、第１強磁性層４１と第２強磁性層４３との間の反強磁性的な交換結合が強められる。これは、磁化固定層４Ａの全体としての磁化を０に保ち、磁化固定層４Ａの磁化が不所望に反転されることを防ぐために好適である。
バッファ層５２が設けられることは、更に、磁化固定層４Ａの上に形成される反強磁性層３Ａの結晶配向性を高める点でも好適である。バッファ層５２が設けられることにより、非磁性層４２の結晶配向性のみならず、その上に形成される第２強磁性層４３、及び更にその上に形成される反強磁性層３Ａの結晶配向性も高める。反強磁性層３Ａの結晶配向性の向上は、反強磁性層３Ａが磁化固定層４Ａに及ぼす交換結合の強さを大きくし、磁化固定層４Ａの磁化をより強く固定する。これは、磁化固定層４Ａの磁化が不所望に反転されることを防ぐために好適である。
図１７Ａに示されているように、反強磁性層３Ａの結晶配向性の向上は、第２強磁性層４３にバッファ層を設ける構成でも達成可能である。より具体的には、図１７Ａの構成では、第２強磁性層４３が、複数の強磁性膜５４、５６と、その間に設けられたバッファ層５５とで構成される。バッファ層５５は、その上に形成される強磁性膜５６の結晶配向性を高めるような材料、及び形成方法によって形成される。加えて、バッファ層５５は、強磁性膜５４と強磁性膜５６とを強磁性的に結合するように形成され、強磁性膜５４、５６は、あたかも一の強磁性層のように振舞う。このような構成では、バッファ層５５が設けられていることにより、その上に形成されている強磁性膜５６の結晶配向性が向上され、更にその上に形成される反強磁性層３Ａの結晶配向性も高める。上述のように、反強磁性層３Ａの結晶配向性の向上は、磁化固定層４Ａの磁化をより強く固定し、磁化固定層４Ａの磁化が不所望に反転されることを防ぐために好適である。
第５ 実施の第５形態
本発明の積層強磁性構造体は、下地を選ばずに良好な交換結合力を生じさせることが可能であるため、トンネルバリア層上に形成された場合に限定されるものではない。実施の第５の形態にかかるＭＲＡＭは、このような本発明の積層強磁性構造体が、トンネルバリア層の上に使用される場合以外の場合の例である。図１７Ｂに示されるように磁化自由層をトンネルバリアよりも下に使用する場合も考えられる。また、積層強磁性構造体が、磁化自由層及び磁化固定層以外に使用される場合であってもよい。例えば、磁化自由層に安定した静磁場を与える層として使用されても良い。
また、配線から発生する磁場を収束する層として使用されても良い。図１７Ｃにそのような例の一形態の磁気抵抗デバイスを図示する。図１７Ｃでは積層強磁性構造体である磁気エンハンス層１７がビット線１４の上部に形成されている。この磁気エンハンス層１７は本発明の積層強磁性構造体で構成され、下地である保護層１６がなんであろうとも、その交換結合力の大きさや符合を本発明により柔軟に制御することが可能である。その結果、ビット線の磁場を収束させ磁化自由層への印加磁場を強める高透磁率層として機能させることも可能であり、また、フリー層へバイアス磁場を印加させる磁石層として機能させることも可能である。このような技術はＭＲＡＭのみに限らず磁気ヘッドにおいても有効となる。
以下の実施例では、本発明の有効性が様々な実験の実験結果を用いて詳細に説明される。
１． 第１の実験
以下に述べられる第１の実験では、上述の図５Ａの構造により（即ち、第１強磁性層１１にバッファ層２２を挿入することにより）、第１強磁性層１１と第２強磁性層１３との間に作用する交換結合が強くなる（即ち、交換結合エネルギーＪが増大する）ことが実証された。既述のように、交換結合エネルギーＪを増大させることは、特に、アステロイド書き込みを実現するために重要である。
第１に、極めて薄いＴａ膜がバッファ層２２として使用される構造の有効性を実証する実験が行われた。より具体的には、下記の２種類のＳＡＦを磁化自由層として含むＭＴＪが作成され、その磁化自由層の磁化曲線が測定された。
比較例１：
Ｎｉ８１Ｆｅ１９（４ｎｍ）／Ｒｕ（２．１ｎｍ）／Ｎｉ８１Ｆｅ１９（４ｎｍ）
本発明の実施例１：
Ｎｉ８１Ｆｅ１９（２ｎｍ）／Ｔａ（０．４ｎｍ）／Ｎｉ８１Ｆｅ１９（２ｎｍ）／Ｒｕ（２．１ｎｍ）／Ｎｉ８１Ｆｅ１９（４ｎｍ）
本明細書におけるＳＡＦ及びＭＴＪの積層構造の記述においては、左側に記載されている膜が下側（即ち、基板の側）に位置していることを表していることに留意されたい。さらに、本実施例を含む全ての実施例で示された試料は、磁場中のマグネトロンスパッタリング、およびラジカル酸化により作製した。また成膜後２７５℃、５時間の熱処理を行っている。
実施例１のＳＡＦでは、０．４ｎｍのＴａ膜が、バッファ層２２に相当しており、その上面及び下面に接する２ｎｍのＮｉＦｅ膜が、強磁性膜２１、２３に相当しており、これらのＮｉＦｅ膜及びＴａ膜が、第１強磁性層１１に相当している。更に、実施例１のＳＡＦでは、２．１ｎｍのＲｕ膜が非磁性層１２に相当しており、４ｎｍのＮｉＦｅ膜が第２強磁性層１３に相当している。２．１ｎｍのＲｕ膜は、反強磁性的な交換結合を発現させることに留意されたい。加えて、０．４ｎｍのＴａ膜は、連続的な膜ではなく、図６に示されているような島状構造を有していることが予想される。０．４ｎｍのＴａ膜とは、平均の厚さが０．４ｎｍであり、必ずしも連続的な膜であるとは限らないことに留意されたい。
評価に使用されたＭＴＪの全体の構造は、下記のとおりである：
基板／Ｔａ（２０ｎｍ）／ＮｉＦｅ（３ｎｍ）／ＰｔＭｎ（２０ｎｍ）／ＣｏＦｅ（２．５ｎｍ）／Ｒｕ（０．９ｎｍ）／ＣｏＦｅ（２．５ｎｍ）／Ａｌ（１ｎｍ）Ｏｘ／ＳＡＦ／Ａｌ（０．７ｎｍ）Ｏｘ／Ｔａ（５ｎｍ）／Ａｌ（２０ｎｍ）／Ｔａ（７０ｎｍ）
”Ａｌ（１ｎｍ）Ｏｘ”は、１ｎｍのＡｌ膜が酸化されることによって形成されたＡｌＯｘ膜であり、同様に、”Ａｌ（０．７ｎｍ）Ｏｘ”は、０．７ｎｍのＡｌ膜が酸化されることによって形成されたＡｌＯｘ膜である。さらに全ての本実施例で使用したＣｏＦｅの組成はすべてＣｏ９０Ｆｅ１０である。
図３を参照しながら説明されているように、磁化が最終的に飽和する磁界が飽和磁場Ｈｓであり、飽和磁場Ｈｓの増大は、交換結合エネルギーＪが増大していることを意味していることに留意されたい。
図１６Ａは、比較例１のＳＡＦと、実施例１のＳＡＦの磁化曲線である。通常の線が、比較例１のＳＡＦの磁化曲線、太線が、実施例１のＳＡＦの磁化曲線である。図１６Ａから明らかであるように、実施例１のＳＡＦは、比較例１のＳＡＦと比べて飽和磁場Ｈｓが高い；具体的には、実施例１のＳＡＦの飽和磁場Ｈｓは、約２００（Ｏｅ）であるのに対し、比較例１のＳＡＦの飽和磁場Ｈｓは、約５０（Ｏｅ）である。この実験結果は、薄いＴａ膜をバッファ層２２として第１強磁性層１１に挿入することにより、第１強磁性層１１と第２強磁性層１３との間に作用する交換結合を強くすることができる（即ち、交換結合エネルギーＪを増大させることができる）ことを意味している。
更に、非磁性層１２がＲｕ膜で構成され、第１強磁性層１１と第２強磁性層１３とがＮｉＦｅ膜とＣｏＦｅ膜との積層構造で構成され、Ｒｕ膜がＣｏＦｅ膜によって挟まれているＳＡＦについて、同様の評価が行われた。より具体的には、下記の２種類の構造を有するＳＡＦを磁化自由層として含むＭＴＪが作成され、その磁化自由層の磁化曲線が測定された。
比較例２：
Ｎｉ８１Ｆｅ１９（３ｎｍ）／ＣｏＦｅ（０．５ｎｍ）／Ｒｕ（２．１ｎｍ）／ＣｏＦｅ（０．５ｎｍ）／Ｎｉ８１Ｆｅ１９（３ｎｍ）
本発明の実施例２：
Ｎｉ８１Ｆｅ１９（１．５ｎｍ）／Ｔａ（０．４ｎｍ）／Ｎｉ８１Ｆｅ１９（１．５ｎｍ）／ＣｏＦｅ（０．５ｎｍ）／Ｒｕ（２．１ｎｍ）／ＣｏＦｅ（０．５ｎｍ）／Ｎｉ８１Ｆｅ１９（３ｎｍ）
実施例２のＳＡＦでは、０．４ｎｍのＴａ膜が、バッファ層２２に相当しており、その下に位置する１．５ｎｍのＮｉＦｅ膜が、強磁性膜２１に相当しており、Ｔａ膜の上に位置する１．５ｎｍのＮｉＦｅ膜及び０．５ｎｍのＣｏＦｅ膜が、強磁性膜２３に相当しており、これらのＮｉＦｅ膜、ＣｏＦｅ膜及びＴａ膜が、第１強磁性層１１に相当している。更に、実施例２のＳＡＦでは、２．１ｎｍのＲｕ膜が非磁性層１２に相当しており、３ｎｍのＮｉＦｅ膜が第２強磁性層１３に相当している。比較例２、実施例２のＳＡＦのいずれにおいてもＲｕ膜がＣｏＦｅ膜によって挟まれるのは、交換結合エネルギーＪを増大させるためである。
図１６Ｂは、比較例２のＳＡＦと実施例２のＳＡＦの磁化曲線である。通常の線は、比較例２のＳＡＦの磁化曲線であり、太線は、実施例２のＳＡＦの磁化曲線である。図１６Ｂから明らかであるように、実施例２のＳＡＦは、比較例２のＳＡＦと比べて飽和磁場Ｈｓが高い；具体的には、実施例２のＳＡＦの飽和磁場Ｈｓは、約６５０（Ｏｅ）であるのに対し、比較例２のＳＡＦの飽和磁場Ｈｓは、約２５０（Ｏｅ）である。図１６Ｂもまた、薄いＴａ膜がバッファ層２２として第１強磁性層１１に挿入されることにより、第１強磁性層１１と第２強磁性層１３との間に作用する交換結合が強くなる（即ち、交換結合エネルギーＪが増大する）ことを実証している。
更に、その上面及び下面に接する強磁性層を強磁性的に結合するようなＲｕ膜がバッファ層２２として使用される構造の有効性が実証された。上述のように、Ｒｕ膜が強磁性層を強磁性的に結合する態様には、２種類ある：一つは、Ｒｕ膜が極めて薄く形成されることであり、他の一つは、Ｒｕ膜の厚さを、それを介する交換結合が強磁性的になるように選択することである。以下では、この２つの態様の両方が評価される。
より具体的には、下記の４種類のＳＡＦが作成されて、上述の構造のＭＴＪに組み込まれ、それらのＳＡＦの磁化曲線が評価された。
比較例３：
Ｎｉ８１Ｆｅ１９（４ｎｍ）／Ｒｕ（２．１ｎｍ）／Ｎｉ８１Ｆｅ１９（４ｎｍ）
本発明の実施例３：
Ｎｉ８１Ｆｅ１９（２ｎｍ）／Ｒｕ（０．５ｎｍ）／Ｎｉ８１Ｆｅ１９（２ｎｍ）／Ｒｕ（２．１ｎｍ）／Ｎｉ８１Ｆｅ１９（４ｎｍ）
比較例４：
Ｎｉ８１Ｆｅ１９（２ｎｍ）／Ｒｕ（１．２ｎｍ）／Ｎｉ８１Ｆｅ１９（２ｎｍ）／Ｒｕ（２．１ｎｍ）／Ｎｉ８１Ｆｅ１９（４ｎｍ）
本発明の実施例４：
Ｎｉ８１Ｆｅ１９（２ｎｍ）／Ｒｕ（１．４ｎｍ）／Ｎｉ８１Ｆｅ１９（２ｎｍ）／Ｒｕ（２．１ｎｍ）／Ｎｉ８１Ｆｅ１９（４ｎｍ）
実施例３、比較例４、及び実施例４のＳＡＦでは、下側のＲｕ膜がバッファ層２２に対応しており、その上面及び下面に接するＮｉＦｅ膜が強磁性膜２１、２３に対応している。更に、厚さ２．１ｎｍのＲｕ膜が、非磁性層１２に対応し、厚さ２．１ｎｍのＲｕ膜の上に形成されている厚さ４ｎｍのＮｉＦｅ膜が、第２強磁性層１３に対応している。
実施例３、比較例４、実施例４のＳＡＦでは、下側のＲｕ膜の膜厚が相違していることに留意されたい。実施例３のＳＡＦでは、Ｒｕ膜の厚さは０．５ｎｍと極めて薄い。したがって、実施例３のＳＡＦのＲｕ膜は、連続的な膜ではなく島状構造を有していることが予想される。Ｒｕ膜の厚さが極めて薄いため、その上面及び下面に接合されている２ｎｍのＮｉＦｅ膜は、強磁性的に結合されている。一方、比較例４のＳＡＦでは、Ｒｕ膜の厚さ１．２ｎｍである。この厚さのＲｕ膜は、その上面及び下面に接合されている強磁性膜の間に交換結合を作用させない。したがって、比較例４のＳＡＦでは、Ｒｕ膜の上面及び下面に接合されている２ｎｍのＮｉＦｅ膜は、磁気的に結合されていない。更に、実施例４のＳＡＦでは、Ｒｕ膜の厚さが１．４ｎｍである。この厚さのＲｕ膜は、その上面及び下面に接合されている強磁性膜の間に強磁性的な交換結合を作用させる。実施例４のＳＡＦでは、Ｒｕ膜の上面及び下面に接合されている２ｎｍのＮｉＦｅ膜は、強磁性的に結合されている。
図１９Ａは、比較例３、及び実施例３のＳＡＦの磁化曲線を示すグラフである。このグラフから理解されるように、Ｒｕ膜をバッファ層２２として有する実施例３のＳＡＦは、バッファ層２２を有しない比較例３のＳＡＦと比較して、大きな飽和磁場Ｈｓを発現する。
図１９Ｂは、比較例３、比較例４、実施例４のＳＡＦの磁化曲線を示すグラフである。実施例４のＳＡＦは、比較例３のＳＡＦよりも大きな飽和磁場Ｈｓを示す；具体的には、比較例３のＳＡＦは、約４０（Ｏｅ）の飽和磁場を有しているのに対し、実施例４のＳＡＦは、約１００（Ｏｅ）の飽和磁場を有している。比較例４のＳＡＦは、外部磁場が０の近傍でも自発磁化を有しており、本来ＳＡＦが示すべき特性を有していない。これは、バッファ層２２として挿入されているＲｕ膜が交換結合を発現せず、したがって、最も下方に位置するＮｉＦｅ膜が他の強磁性膜と磁気的に結合していないためである。
これらの結果は、その上面及び下面に接する強磁性膜を強磁性的に結合するＲｕ膜をバッファ層２２として使用することにより、飽和磁場Ｈｓを向上させる、即ち、交換結合エネルギーＪを増大させることができることを意味している。更に、図１９Ｂのグラフは、バッファ層２２として挿入されるＲｕ膜は、強磁性的な交換結合を発現させるように形成する必要があることを示している。
更に、下記の構造を有するＳＡＦについて、バッファ層の材料及び厚さと、ＳＡＦを構成する強磁性層に働く交換結合エネルギーＪの大きさの関係が調べられた。交換結合エネルギーＪは、測定されたＳＡＦの磁化曲線から式（１）に従って求められた：
Ｎｉ８１Ｆｅ１９（２ｎｍ）／バッファ層／Ｎｉ８１Ｆｅ１９（２ｎｍ）／
Ｒｕ（２．１ｎｍ）／Ｎｉ８１Ｆｅ１９（４ｎｍ）
図２０は、その結果を示す表である。図２０から理解されるように、全ての非磁性材料は、バッファ層として使用された場合に交換結合エネルギーＪを増大させる作用を示す。これは、バッファ層を挿入することによって、ＳＡＦ中の強磁性膜２３最表面の表面エネルギーが変化し、且つ、無配向である結晶成長も分断されるため、その上に成長上させる磁性層の結晶成長の様式が変化するためである。そして本実施例の全ての材料で、非磁性層１２の結晶配向性の向上に効果があることを示している。よってその殆ど全ての極薄バッファ層の挿入に対して、磁性層の結晶配向性が向上する効果を与えるものと考えられる。
加えて図２０の結果は、少なくともＮｉＦｅ膜が強磁性層として使用される場合には、Ｔａ、Ｚｒをバッファ層として使用することにより、特に顕著に交換結合エネルギーＪを増大させることができることを示している。この結果は、Ｔａ及びＺｒ、並びに周期律表においてそれらの近くに位置する元素（Ｎｂ、Ｈｆ、Ｍｏ、及びＷ）が、特に交換結合エネルギーＪを増大させる作用が大きいことを示している。少なくともバッファ層にＴａ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｈｆ、Ｍｏ、及びＷからなる原子のいずれかを含んでいれば、その上に成長させた強磁性膜23や非磁性層１２の結晶配向性を大幅に改善することができる。なかでもＺｒは、他の材料と比較してより薄い挿入厚で大きな交換結合エネルギーＪを発現することができるため、特に好適である。
発明者は、バッファ層の挿入による交換結合エネルギーＪの増大の効果は、バッファ層の挿入により、その上に形成される強磁性膜及び非磁性層の結晶配向性が向上するためであると考えている。その根拠は、ＳＡＦの断面のＴＥＭ（Transmission Electron Microscope）観察像にある。
図２１Ａ、２１Ｂは、本発明に相当するＳＡＦの断面のＴＥＭ像である。このＳＡＦの構造は、下記のとおりであり、当該ＳＡＦでは、０．３ｎｍのＴａ膜が、バッファ層として使用されていることに留意されたい：
図２１Ａの試料：
Ｔａ（１０ｎｍ）／Ａｌ（１ｎｍ）Ｏｘ／ＮｉＦｅ（４ｎｍ）／Ｔａ（０．３ｎｍ）／ＮｉＦｅ（４ｎｍ）／Ｒｕ（２．１ｎｍ）／ＮｉＦｅ（４ｎｍ）／Ｔａ（０．３ｎｍ）／ＮｉＦｅ（４ｎｍ）／Ｒｕ（３ｎｍ）
図２１Ｂの試料：
Ｔａ（１０ｎｍ）／Ａｌ（１ｎｍ）Ｏｘ／ＮｉＦｅ（２．５ｎｍ）／Ｔａ（０．３ｎｍ）／ＮｉＦｅ（２ｎｍ）／Ｒｕ（２．１ｎｍ）／ＮｉＦｅ（２．５ｎｍ／Ｔａ（０．３ｎｍ）／ＮｉＦｅ（２ｎｍ）／Ａｌ（０．７ｎｍ）Ｏｘ／Ｔａ（１０ｎｍ）
当該ＳＡＦにおいて上記の構造が保たれていることは、図２１Ｂの位置”１”〜位置”１３”についてＥＤＸ（Energy Dispersive X-Ray Spectroscopy）を用いた組成分析が行うことによって確認されている。図２２Ａ乃至２２Ｃは、ＥＤＸによる組成分析の結果を示している。Ｒｕ、Ｎｉ、Ｔａが、上記の構造の対応する位置に存在していることは、図２２Ａ乃至２２Ｃのグラフから明らかである。例えば、位置”３”は、ＴＥＭ像から０．３ｎｍのＴａ膜が存在すると考えられる位置である。そして、位置”３”にＴａ膜が存在することは、図２２Ｂのグラフにおいて、Ｔａの含有量が位置”３”でピークをとることから明らかである。
図２１Ａ，２１ＢのＴＥＭ像は、０．３ｎｍのＴａ膜が、その上に形成される層の結晶配向性を向上させるバッファ層として機能していることを顕著に示している。具体的には、図２１ＡのＡｌＯｘ膜の上面に接して形成されている４ｎｍのＮｉＦｅ膜及び図２１ＢのＡｌＯｘ膜の上面に接して形成されている２．５ｎｍのＮｉＦｅ膜には、明確な結晶配向性が観察されず、他の部分のＮｉＦｅ膜と比較してコントラストが異なっている。それに対し、バッファ層２２として使用されている極薄のＴａ膜よりも上に形成されているＮｉＦｅ膜には、ＦＣＣ（１１１）配向を有する結晶構造が明瞭に観察される。更に、ＮｉＦｅ上に形成されている２．１ｎｍのＲｕ膜には、ＨＣＰ（００１）配向を有する結晶構造が明瞭に観察される。さらに比較としてこのようなバッファを含まない従来構成のＮｉＦｅ（８ｎｍ）／Ｒｕ（２．１ｎｍ）／ＮｉＦｅ（８ｎｍ）構成のＴＥＭ分析を行ったが、図２１Ａ，２１Ｂに示されたような格子像コントラストの急峻な変化や、ＮｉＦｅ膜の明確なＦＣＣ（１１１）配向及びＲｕ膜の明確なＨＣＰ（００１）配向は見られなかった。これは、０．３ｎｍのＴａ膜が、その上に形成されるＮｉＦｅ膜の最緻密面である（１１１）面の結晶配向性を大きく向上させ、更に、その上に形成されるＲｕ膜の最緻密面である（００１）面の結晶配向性を向上させるために有効であることを示している。
２． 第２の実験
第２の実験では、図５Ａ、図７Ａ、及び図７Ｂの構造について、バッファ層２２を、その上の薄膜の結晶配向性を向上させる作用を有する元素が混入された強磁性体で形成することの有効性が検証された。具体的には、（Ｎｉ８１Ｆｅ１９）１００−ｘＴａｘ膜、及び（Ｎｉ８１Ｆｅ１９）１００−ｘＺｒｘ膜で形成されたバッファ層が、飽和磁場Ｈｓ及び交換結合エネルギーＪを増大させることが検証された。ｘは、原子パーセントで表記されたＴａ又はＺｒの組成である。
より具体的には、第２の実験では、下記の構造の試料が作成された：
基板／Ｔａ（５ｎｍ）／Ａｌ（１ｎｍ）Ｏｘ／ＳＡＦ／Ａｌ（０．７ｎｍ）Ｏｘ
／Ｔａ（１０ｎｍ）
ＳＡＦの構造は、下記のうちから選択された。
実施例５：
ＮｉＦｅ（１ｎｍ）／（Ｎｉ８１Ｆｅ１９）１００−ｘＴａｘ（１ｎｍ）／ＮｉＦｅ（３ｎｍ）／Ｒｕ（２．１ｎｍ）／ＮｉＦｅ（３ｎｍ）／（Ｎｉ８１Ｆｅ１９）１００−ｘＴａｘ（１ｎｍ）／ＮｉＦｅ（１ｎｍ）
実施例５ｂ：
ＮｉＦｅ（１．５ｎｍ）／(Ｎｉ８１Ｆｅ１９)８５Ｚｒ１５（１ｎｍ）／ＮｉＦｅ（１．５ｎｍ）／Ｒｕ（２．１ｎｍ）／ＮｉＦｅ（１．５ｎｍ）／(Ｎｉ８１Ｆｅ１９)８５Ｚｒ１５(１ｎｍ)／ＮｉＦｅ（１．５ｎｍ）
実施例６：
（Ｎｉ８１Ｆｅ１９）１００−ｘＴａｘ（１ｎｍ）／ＮｉＦｅ（３ｎｍ）／Ｒｕ（２．１ｎｍ）／ＮｉＦｅ（３ｎｍ）／（Ｎｉ８１Ｆｅ１９）１００−ｘＴａｘ（１ｎｍ）
実施例６ｂ：
（Ｎｉ８１Ｆｅ１９）８５Ｚｒ１５(１ｎｍ)／ＮｉＦｅ（３ｎｍ）／Ｒｕ(２．１ｎｍ)／ＮｉＦｅ（３ｎｍ）／(Ｎｉ８１Ｆｅ１９)８５Ｚｒ１５(１ｎｍ)
実施例７：
ＮｉＦｅ（２ｎｍ）／（Ｎｉ８１Ｆｅ１９）１００−ｘＺｒｘ（３ｎｍ）／Ｒｕ（２．１ｎｍ）／（Ｎｉ８１Ｆｅ１９）１００−ｘＺｒｘ（３ｎｍ）／ＮｉＦｅ（２ｎｍ）
ＮｉＦｅ膜の組成は、いずれも、Ｎｉが８１％，Ｆｅが１９％である。
実施例５及び実施例５ｂのＳＡＦは、全体として、図５Ａの磁化自由層６に対応している。具体的には、実施例５については、下側のＮｉＦｅ／（Ｎｉ８１Ｆｅ１９）１００−ｘＴａｘ／ＮｉＦｅ構造、が第１強磁性層１１に対応しており、この構造のうち、１ｎｍのＮｉＦｅ膜、１ｎｍの（Ｎｉ８１Ｆｅ１９）１００−ｘＴａｘ膜、及び３ｎｍのＮｉＦｅ膜は、それぞれ、強磁性膜２１、バッファ層２２、及び強磁性膜２３に対応している。加えて、Ｒｕ膜が非磁性層１２に、上側のＮｉＦｅ／（Ｎｉ８１Ｆｅ１９）１００−ｘＴａｘ／ＮｉＦｅ構造が第２強磁性層１３に対応している。実施例５ｂに関しても同様に、ＮｉＦｅ（１．５ｎｍ）／ (Ｎｉ８１Ｆｅ１９)８５Ｚｒ１５(１ｎｍ)／ＮｉＦｅ（１．５ｎｍ）構造が第１強磁性層１１に対応しており、１．５ｎｍのＮｉＦｅ膜、１ｎｍの（Ｎｉ８１Ｆｅ１９）８５Ｚｒ１５膜、及び１．５ｎｍのＮｉＦｅ膜は、それぞれ、強磁性膜２１、バッファ層２２、及び強磁性膜２３に対応している。
実施例６及び実施例６ｂのＳＡＦは、全体としては、図７Ａの磁化自由層６に対応している。具体的には、実施例６については、下側の（Ｎｉ８１Ｆｅ１９）１００−ｘＴａｘ／ＮｉＦｅ構造が、第１強磁性層１１に対応しており、この構造のうち、（Ｎｉ８１Ｆｅ１９）１００−ｘＴａｘ膜がバッファ層２２に、ＮｉＦｅ膜が強磁性膜２３に対応している。加えて、Ｒｕ膜が非磁性層１２に、上側のＮｉＦｅ／（Ｎｉ８１Ｆｅ１９）１００−ｘＴａｘ構造が第２強磁性層１３に対応している。実施例６ｂに関しても同様に、(Ｎｉ８１Ｆｅ１９)８５Ｚｒ１５(１ｎｍ)／ＮｉＦｅ（３ｎｍ）構造が第１強磁性層１１に対応しており、１ｎｍの（Ｎｉ８１Ｆｅ１９）８５Ｚａ１５膜、及び３ｎｍのＮｉＦｅ膜は、それぞれ、バッファ層２２及び強磁性膜２３に対応している。
実施例７のＳＡＦは、全体としては図７Ｂの磁化自由層６に対応している。具体的には、下側のＮｉＦｅ／（Ｎｉ８１Ｆｅ１９）１００−ｘＺｒｘ構造が、第１強磁性層１１に対応しており、この構造のうち、ＮｉＦｅ膜が強磁性膜２１に、（Ｎｉ８１Ｆｅ１９）１００−ｘＴａｘ膜がバッファ層２２に対応している。加えて、Ｒｕ膜が非磁性層１２に、上側の（Ｎｉ８１Ｆｅ１９）１００−ｘＺｒｘ／ＮｉＦｅ構造が第２強磁性層１３に対応している。
図２３Ａは、（Ｎｉ８１Ｆｅ１９）１００−ｘＴａｘ膜の磁化Ｍの、Ｔａ組成比ｘに対する依存性を示すグラフである。図２３Ａから理解されるように、（Ｎｉ８１Ｆｅ１９）１００−ｘＴａｘ膜は、Ｔａ組成比ｘが２０原子％以下である場合に強磁性を発現する。これは、バッファ層２２が（Ｎｉ８１Ｆｅ１９）１００−ｘＴａｘ膜で形成される場合には、Ｔａ組成比ｘが２０原子％以下であることが好適であることを意味している。
図２３Ｂに、（Ｎｉ８１Ｆｅ１９）１００−ｘＺｒｘ膜に関して同様なデータを示す。（Ｎｉ８１Ｆｅ１９）１００−ｘＺｒｘ膜の場合にはＺｒ組成が２５％以下であれば、磁化が大きく、安定な強磁性を発現する。これはＺｒ組成比ｘが２５原子％以下であることが好適であることを意味している。
図２４は、実施例５のＳＡＦの飽和磁場Ｈｓと交換結合エネルギーＪの、Ｔａ組成比ｘに対する依存性を示すグラフである。図２４から理解されるように、（Ｎｉ８１Ｆｅ１９）１００−ｘＴａｘ膜のＴａ組成比ｘが５原子％を超えると、飽和磁場Ｈｓ及び交換結合エネルギーＪが増加する。これは、（Ｎｉ８１Ｆｅ１９）１００−ｘＴａｘ膜に含まれるＴａの量の増加が、その上に形成されているＮｉＦｅ膜及びＲｕ膜の結晶配向性をもたらすことを示しており、言い換えれば、（Ｎｉ８１Ｆｅ１９）１００−ｘＴａｘ膜をバッファ層２２として使用することの有効性を実証している。
これらの結果は、（Ｎｉ８１Ｆｅ１９）１００−ｘＴａｘ膜のＴａ組成比ｘを、５原子％を超え、且つ、２０％原子以下の範囲に選択することが、飽和磁場Ｈｓ及び交換結合エネルギーＪの増加のために好適であることを示している。
図２５は、実施例６のＳＡＦの飽和磁場Ｈｓと交換結合エネルギーＪの、Ｔａ組成比ｘに対する依存性を示すグラフである。図２５から理解されるように、（Ｎｉ８１Ｆｅ１９）１００−ｘＴａｘ膜（即ち、バッファ層２２）が、ＡｌＯｘ膜（即ち、トンネル絶縁層５）の上に直接に形成される場合でも、実施例６と同様に、Ｔａ組成比ｘが５原子％を超えると、飽和磁場Ｈｓ及び交換結合エネルギーＪが増加する。これは、（Ｎｉ８１Ｆｅ１９）１００−ｘＴａｘ膜で形成されたバッファ層２２がトンネル絶縁層５の上に直接に形成される場合でも、（Ｎｉ８１Ｆｅ１９）１００−ｘＴａｘ膜をバッファ層２２として使用することが有効であることを実証している。
１ｎｍの（Ｎｉ８１Ｆｅ１９）８５Ｚｒ１５膜をバッファ膜として用いた実施例５ｂ、６ｂのＳＡＦの磁化曲線が評価され、その飽和磁場Ｈｓはそれぞれ１２５Ｏｅ、１５１Ｏｅであった。図２４に示されているように、バッファ層を挿入しない従来のＳＡＦ（Ｔａ組成比が０％）は４２Ｏｅであり、３倍以上反平行結合力が増大しており、（Ｎｉ８１Ｆｅ１９）１００−ｘＺｒｘ膜も（Ｎｉ８１Ｆｅ１９）１００−ｘＴａｘ膜と同様にバッファ層２２として効果があることが示された。そして図２３Ｂで示されたように、強磁性特性が安定な、Ｚｒ組成比ｘが２５原子％以下の範囲が好適であると考えられる。
図２６は、実施例７のＳＡＦの飽和磁場Ｈｓと交換結合エネルギーＪの、Ｚｒ組成比ｘに対する依存性を示すグラフである。Ｚｒ組成比ｘは、０原子％、５原子％、１０原子％のうちから選択されている。いずれの組成でも、（Ｎｉ８１Ｆｅ１９）１００−ｘＺｒｘ膜が強磁性を示すことに留意されたい。図２６から理解されているように、（Ｎｉ８１Ｆｅ１９）１００−ｘＺｒｘ膜のＺｒ組成比ｘが５原子％を超えると、飽和磁場Ｈｓ及び交換結合エネルギーＪが増加する。これは、（Ｎｉ８１Ｆｅ１９）１００−ｘＺｒｘ膜を、非磁性層１２に直接に接するバッファ層２２として使用することの有効性を実証している。
３． 第３の実験
第３の実験では、上述の図８の構造について、交換結合エネルギーＪがバッファ層２２（及びバッファ層２７）の厚さを制御することによって制御可能であること、及び交換結合エネルギーＪの変化に伴う結晶磁気異方性磁場Ｈｋの変化が小さいことが実証された。既述のように、結晶磁気異方性磁場Ｈｋと独立に交換結合エネルギーＪが制御できることは、特に、トグル書き込みを実現する上で重要である。
具体的には、下記の構造のＳＡＦを用いて、第１強磁性膜２１にバッファ層２２が設けられたＳＡＦの交換結合エネルギーＪが評価された
実施例８：
基板／Ｔａ（２０ｎｍ）／ＮｉＦｅ（３ｎｍ）／ＰｔＭｎ（２０ｎｍ）／ＣｏＦｅ（２．５ｎｍ）／Ｒｕ（０．９ｎｍ）／ＣｏＦｅ（２．５ｎｍ）／Ａｌ（１ｎｍ）Ｏｘ／Ｎｉ８１Ｆｅ１９（２ｎｍ）／Ｔａ（ｄＴａ）／Ｎｉ８１Ｆｅ１９（２ｎｍ）／Ｒｕ（２．１ｎｍ）／Ｎｉ８１Ｆｅ１９（２ｎｍ）／Ｔａ（ｄＴａ）／Ｎｉ８１Ｆｅ１９（２ｎｍ）／Ａｌ（０．７ｎｍ）Ｏｘ／Ｔａ（５ｎｍ）／Ａｌ（２０ｎｍ）／Ｔａ（７０ｎｍ）
ＡｌＯｘ膜の上に形成されている、Ｎｉ８１Ｆｅ１９膜、Ｔａ膜、Ｎｉ８１Ｆｅ１９膜の積層構造体が第１強磁性層１１に相当しており、そのうちの厚さｄＴａ（ｎｍ）のＴａ膜が、バッファ層２２に相当している。同様に、厚さ２．１ｎｍのＲｕ膜（非磁性層１２に相当）の上に形成されているＮｉ８１Ｆｅ１９膜、Ｔａ膜、Ｎｉ８１Ｆｅ１９膜の積層構造体が第２強磁性層１３に相当しており、そのうちの厚さｄＴａ（ｎｍ）のＴａ膜が、バッファ層２７に相当している。Ｔａ膜の厚さｄＴａは、０ｎｍ〜０．４ｎｍの範囲から選択された。Ｔａ膜の厚さｄＴａが０ｎｍの試料は、バッファ層２２が設けられないＳＡＦ、即ち、比較例のＳＡＦである。
図２７は、上記の構造のＳＡＦの磁化曲線である。図２７に示されているように、飽和磁場Ｈｓは、バッファ層２２（及びバッファ層２７）として使用されるＴａ膜の厚さｄＴａに依存して変化する。図２８は、飽和磁場Ｈｓ及び交換結合エネルギーＪの、Ｔａ膜の厚さに対する依存性を示すグラフである。バッファ層２２として機能するＴａ膜の厚さが０ｎｍから０．４ｎｍまで増加されると、飽和磁場Ｈｓが４２（Ｏｅ）から２９５（Ｏｅ）に増加し、交換結合エネルギーＪも０．００３１７（ｅｒｇ／ｃｍ２）から０．０１６０１（ｅｒｇ／ｃｍ２）まで増加する。このことは、交換結合エネルギーＪがバッファ層２２（及びバッファ層２７）の厚さを制御することによって制御可能であることを示している。
交換結合エネルギーＪが簡便に制御可能であることは、確かに、本発明の一つの重要な特徴であるが、交換結合エネルギーＪの制御のみであれば、従来技術であっても達成可能である。例えば、従来から知られているように、第１強磁性層１１及び第２強磁性層１３の非磁性層１２に接する部分にＣｏＦｅ膜を形成し、そのＣｏＦｅ膜の厚さを制御することによって交換結合エネルギーＪの制御は達成可能である。
より具体的には、下記の構造のＳＡＦは、ＣｏＦｅ膜の厚さｄＣｏＦｅを制御することによって交換結合エネルギーＪを制御可能である。
比較例５：
基板／Ｔａ（２０ｎｍ）／ＮｉＦｅ（３ｎｍ）／ＰｔＭｎ（２０ｎｍ）／ＣｏＦｅ（２．５ｎｍ）／Ｒｕ（０．９ｎｍ）／ＣｏＦｅ（２．５ｎｍ）／Ａｌ（１ｎｍ）Ｏｘ／Ｎｉ８１Ｆｅ１９（４ｎｍ）／ＣｏＦｅ（ｄＣｏＦｅ）／Ｒｕ（２．１ｎｍ）／ＣｏＦｅ（ｄＣｏＦｅ）／Ｎｉ８１Ｆｅ１９（４ｎｍ）／Ａｌ（０．７ｎｍ）Ｏｘ／Ｔａ（５ｎｍ）／Ａｌ（２０ｎｍ）／Ｔａ（７０ｎｍ）
図２９は、このような構造のＳＡＦの磁化曲線である。図２９に示されているように、飽和磁場Ｈｓは、ＣｏＦｅ膜の厚さｄＣｏＦｅに依存して変化する。図３０は、飽和磁場Ｈｓ及び交換結合エネルギーＪの、Ｔａ膜の厚さに対する依存性を示すグラフである。ＣｏＦｅ膜の厚さが０ｎｍから０．４ｎｍまで増加されると、飽和磁場Ｈｓが４２（Ｏｅ）から２４９（Ｏｅ）に増加し、交換結合エネルギーＪも０．００３１７（ｅｒｇ／ｃｍ２）から０．０２１１４（ｅｒｇ／ｃｍ２）まで増加する。
しかしながら、ＣｏＦｅ膜の厚さｄＣｏＦｅを用いて交換結合エネルギーＪを制御する技術に対する本発明の一つの利点は、交換結合エネルギーＪの変化に伴う結晶磁気異方性磁場Ｈｋの変化が小さいことである。このことが、下記の２種類の構造の試料を用いて実証された。
実施例８に相当する構造（実施例８’）：
基板／Ｔａ（２０ｎｍ）／Ａｌ（１ｎｍ）Ｏｘ／Ｎｉ８１Ｆｅ１９（２ｎｍ）／Ｔａ（ｄＴａ）／Ｎｉ８１Ｆｅ１９（２ｎｍ）／Ｒｕ（２．１ｎｍ）／Ｔａ（１０ｎｍ）
比較例５に相当する構造（比較例５’）：
基板／Ｔａ（２０ｎｍ）／Ａｌ（１ｎｍ）Ｏｘ／Ｎｉ８１Ｆｅ１９（４ｎｍ）／ＣｏＦｅ（ｄＣｏＦｅ）／Ｒｕ（２．１ｎｍ）／Ｔａ（１０ｎｍ）
実施例８’の試料は、実施例８のうち、第１強磁性層１１に相当する部分の結晶磁気異方性磁場Ｈｋを計測するための試料であり、比較例５’の試料は、比較例５の、対応する部分の結晶磁気異方性磁場Ｈｋを計測するための試料である。
図３１Ａは、実施例８’の結晶磁気異方性磁場Ｈｋを示すグラフであり、図３１Ｂは、比較例５’の結晶磁気異方性磁場Ｈｋを示すグラフである。図３１Ｂに示されているように、比較例５’では、ＣｏＦｅ膜の厚さが増加すると、結晶磁気異方性磁場Ｈｋも顕著に増加する。これは、ＣｏＦｅ膜の厚さによって交換結合エネルギーＪを制御すると、結晶磁気異方性磁場Ｈｋも不所望に変化することを意味している。一方、図３１Ａに示されているように、実施例８’では、Ｔａ膜の厚さが増加しても結晶磁気異方性磁場Ｈｋの変化は小さい。これは、Ｔａ膜の厚さによって交換結合エネルギーＪを制御しても、結晶磁気異方性磁場Ｈｋが変化しにくいことを示している。
微小パターン化された磁化自由層でその反転磁場ＨＣを低減させるためには、磁化自由層の形状磁気異方性を低減することが必要となる。その手段として、磁化膜厚積（即ち、磁化自由層の飽和磁化と膜厚の積）を低減することが必要となる。しかしながら、磁化膜厚積の低減に伴って結晶磁気異方性磁場Ｈｋが変化することは好ましくなく、また、交換結合エネルギーＪが低下することも好ましくない。以下では、実施例８と比較例５の構造のそれぞれについて、磁化膜厚積の減少が、結晶磁気異方性磁場Ｈｋと交換結合エネルギーＪの観点から許容されるか否かが検証された。
図３２は、実施例８、比較例５の試料における、交換結合エネルギーＪ及び結晶磁気異方性磁場Ｈｋの、Ｎｉ８１Ｆｅ１９膜の厚さに対する依存性を示す表である。図３２から理解されるように、実施例８の構造の利点は、磁化自由層を薄くすることにより形状磁気異方性を低減させても、結晶磁気異方性磁場Ｈｋをほとんど変化させずに十分なＪが保持できることである。比較例５の構造は、Ｎｉ８１Ｆｅ１９膜の膜厚を減少させて磁化膜厚積を低減すると、それに伴って結晶磁気異方性磁場Ｈｋが大きく増大する。これはＳＡＦ全体に占めるＣｏＦｅ膜の体積の割合が増大するためである。これを防ぐためにＣｏＦｅ膜の膜厚を低減しようとすると、交換結合エネルギーＪが大きく下がってしまうのは前述のとおりである。一方、実施例８の構造では、Ｎｉ８１Ｆｅ１９膜の膜厚を低減しても飽和磁場Ｈｓは１５０（Ｏｅ）以上で交換結合エネルギーＪが十分大きく、またその結晶磁気異方性磁場Ｈｋの変化は小さい。さらに、磁化膜厚積も比較例５の構造よりもずっと小さい。
以上に説明されているように、本発明の実施例８の構造は、バッファ層のＴａ膜の厚さによって交換結合エネルギーＪを制御可能である。加えて、Ｔａ膜の厚さ及びＮｉＦｅ膜の厚さによって交換結合エネルギーＪを制御しても、結晶磁気異方性磁場Ｈｋの変化は小さい。また、磁化膜厚積をより低減可能である。このような特性は、比較例５の構造では得られない。
４． 第４の実験
第４の実験では、図１３に図示されている構造のように、第２強磁性層に極めて薄いアモルファスバッファ層を挿入することによって交換結合エネルギーＪを低くするような制御が可能であることが実証された。アモルファスバッファ層としては、極めて薄いＳｉＯ２膜が使用された。
より具体的には、下記の構造のＳＡＦが作成され、その交換結合エネルギーＪが評価された：
基板／Ｔａ（２０ｎｍ）／ＮｉＦｅ（３ｎｍ）／ＰｔＭｎ（２０ｎｍ）／ＣｏＦｅ（２．５ｎｍ）／Ｒｕ（０．９ｎｍ）／ＣｏＦｅ（２．５ｎｍ）／下地層／Ｎｉ８１Ｆｅ１９（１．５ｎｍ）／ＳｉＯ２（ｄＳｉＯ２）／Ｔａ（０．３ｎｍ）／Ｎｉ８１Ｆｅ１９（１．５ｎｍ）／Ｒｕ（２．１ｎｍ）／ＮｉＦｅ（２．５ｎｍ）／Ａｌ（０．７ｎｍ）Ｏｘ／Ｔａ（５ｎｍ）／Ａｌ（２０ｎｍ）／Ｔａ（７０ｎｍ）
下地層は、Ａｌ（１ｎｍ）Ｏｘ層、及びＡｌ（１ｎｍ）Ｏｘ／Ｒｕ（３ｎｍ）の積層構造のうちから選択された；既述のように、Ａｌ（１ｎｍ）Ｏｘ層とは、１ｎｍのＡｌ膜を酸化することによって得られる層であることに留意されたい。下地層の上に形成されているＮｉＦｅ／ＳｉＯ２／Ｔａ／ＮｉＦｅ層が、図１３の第２強磁性層１３に対応している；詳細には、ＳｉＯ２膜がアモルファスバッファ層２７Ａ、Ｔａ膜が配向制御バッファ層２７Ｂに相当している。ＳｉＯ２膜の厚さｄＳｉＯ２は、０〜１ｎｍの範囲から選択された。
図３３は、上記の構造のＳＡＦの交換結合エネルギーＪの、ＳｉＯ２膜の膜厚に対する依存性を示すグラフである。ＳｉＯ２膜が挿入されない場合（即ち、ｄＳｉＯ２が０ｎｍの場合）、上記のＳＡＦは、０．０１４４（ｅｒｇ／ｃｍ２）の交換結合エネルギーＪを発現する。ＳｉＯ２膜の厚さが増大すると交換結合エネルギーＪが減少し、ＳｉＯ２膜の厚さが１ｎｍになると、交換結合エネルギーＪは殆ど０に近づく。
図３３の結果は、強磁性層にアモルファスバッファ層を挿入することによって交換結合エネルギーＪを低くするような制御が可能であることを実証している。
５． 第５の実験
第５の実験では、アモルファスバッファ層を挿入することによって交換結合エネルギーＪを制御し、これによってＳＡＦの飽和磁場Ｈｓを柔軟に制御可能であることが実証された。
より具体的には、下記のような構造のＳＡＦを含むＭＴＪが作成され、ＳＡＦの磁化曲線（および飽和磁場Ｈｓ）が評価された：
本発明の実施例９のＳＡＦ：
Ｎｉ８１Ｆｅ１９（２ｎｍ）／Ｔａ（０．２２５ｎｍ）／Ｎｉ８１Ｆｅ１９（２ｎｍ）／Ｒｕ（２．１ｎｍ）／Ｎｉ８１Ｆｅ１９（２ｎｍ）／Ｔａ（０．２２５ｎｍ）／Ｎｉ８１Ｆｅ１９（２ｎｍ）／ＳｉＯ２（ｄＳｉＯ２）／Ｎｉ８１Ｆｅ１９（２ｎｍ）／Ｔａ（ｄＴａ）／Ｎｉ８１Ｆｅ１９（２ｎｍ）／Ｒｕ（２．１ｎｍ）／Ｎｉ８１Ｆｅ１９（２ｎｍ）／Ｔａ（ｄＴａ）／Ｎｉ８１Ｆｅ１９（２ｎｍ）
比較例６のＳＡＦ：
Ｎｉ８１Ｆｅ１９（３ｎｍ）／ＣｏＦｅ（０．３５ｎｍ）／Ｒｕ（２．１ｎｍ）／Ｎｉ８１Ｆｅ１９（３ｎｍ）／ＣｏＦｅ（０．３５ｎｍ）／Ｒｕ（ｄＲｕ）／Ｎｉ８１Ｆｅ１９（３．７ｎｍ）
実施例９のＳＡＦのＳｉＯ２膜の厚さｄＳｉＯ２は、０ｎｍ、０．０４ｎｍ、０．２４ｎｍのうちから選択され、Ｔａ膜の厚さｄＴａは、０．２２５ｎｍ、０．３０ｎｍのうちから選択された。
一方、比較例６のＳＡＦのＲｕ膜の厚さｄＲｕは、３．５ｎｍ、４．９ｎｍのうちから選択された。これは、Ｒｕ膜の厚さｄＲｕにより、交換結合の強さ、言い換えれば、飽和磁場Ｈｓが制御可能であるかを検証するためである。このＲｕ膜の厚さｄＲｕは、交換結合エネルギーが反強磁性的結合を示すピークに対応するものしか許されないことに留意されたい；３．５ｎｍの厚さは、２ｎｄピークに対応しており、４．９ｎｍは、３ｒｄピークに対応している。Ｒｕ膜が、反強磁性的結合を示すピークに対応する膜厚以外の膜厚を有していると、反強磁性的な結合を安定的に発現しないため、ＳＡＦの機能は阻害される。
上記のような構造のＳＡＦが組み込まれたＭＴＪは、全体として下記のような構造をとるように形成された：
基板／Ｔａ（２０ｎｍ）／ＮｉＦｅ（３ｎｍ）／ＰｔＭｎ（２０ｎｍ）／ＣｏＦｅ（２．５ｎｍ）／Ｒｕ（０．９ｎｍ）／ＣｏＦｅ（２．５ｎｍ）／Ａｌ（１ｎｍ）Ｏｘ／ＳＡＦ／Ａｌ（０．７ｎｍ）Ｏｘ／Ｔａ（５ｎｍ）／Ａｌ（２０ｎｍ）／Ｔａ（７０ｎｍ）
図３４Ａに示されているように、実施例９のＳＡＦでは、ＳｉＯ２膜の厚さｄＳｉＯ２及びＴａ膜の厚さｄＴａによって、飽和磁場Ｈｓを制御可能である。具体的には、ＳｉＯ２膜の厚さｄＳｉＯ２を０．２４ｎｍに、且つ、Ｔａ膜の厚さｄＴａを０．２２５ｎｍにすることにより、実施例９のＳＡＦは、６８（Ｏｅ）の飽和磁場Ｈｓを発現した。ＳｉＯ２の厚さを減少させ、又は、Ｔａ膜の厚さを（ＮｉＦｅ膜の間の強磁性的な結合を阻害しない範囲で）厚くすることにより、飽和磁場Ｈｓは、１８８（Ｏｅ）まで増加可能であった。具体的には、ＳｉＯ２膜の厚さｄＳｉＯ２を０．０４ｎｍに、且つ、Ｔａ膜の厚さｄＴａを０．３ｎｍにすることにより、実施例９のＳＡＦは、１８８（Ｏｅ）の飽和磁場Ｈｓを発現した。こ図３４Ａの結果は、ＳｉＯ２膜の厚さｄＳｉＯ２及びＴａ膜の厚さｄＴａを適宜に制御することによって上方のＲｕ膜を介する反強磁性的な交換結合の強さを制御し、もって飽和磁場Ｈｓを自在に制御できることを示している。
一方、図３４Ｂに示されているように、比較例６のＳＡＦでは、Ｒｕ膜の厚さｄＲｕが３．５ｎｍの場合には９０（Ｏｅ）の飽和磁場Ｈｓを示すものの、Ｒｕ膜の厚さｄＲｕが４．９ｎｍの場合には本来示すべきＳＡＦの特性を示さなかった。これは、Ｒｕ膜の厚さｄＲｕが４．９ｎｍの場合には、充分に強い反強磁性的な交換結合が上方のＲｕ膜を介して作用しなかったためである。図３４Ｂの結果は、比較例６のＳＡＦの飽和磁場ＨｓをＲｕ膜の厚さｄＲｕによって制御することには、本質的な困難性が存在することを示している。
６． 第６の実験
第６の実験では、ＳＡＦがトンネルバリア層の上に形成された固定磁化層として用いられる場合における、バッファ層の挿入の有効性（即ち、図１６の構造の有効性）が検証された。既述のように、磁化固定層として使用されるＳＡＦがトンネルバリア層の上に形成される場合、ＳＡＦを構成する強磁性層及びそれらに介設される非磁性層の結晶配向性が悪くなり、強磁性層の間に作用する反強磁性的な結合が弱くなる。反強磁性的な結合が弱くなると、外部磁場によって強磁性層の磁化の向きが同一方向を向きやすくなり、これは、当該ＳＡＦを磁化固定層として機能させる上で好適でない。第５の実験では、バッファ層の挿入によって強い反強磁性的な交換結合が得られ、外部磁場による影響を受けにくいＳＡＦ磁化固定層が実現できることが実証された。
より具体的には、下記のような構造のＭＴＪが作成され、それに含まれるＳＡＦの磁化曲線が評価された：
基板／Ｔａ（２０ｎｍ）／Ｎｉ８１Ｆｅ１９（４ｎｍ）／Ａｌ（０．９９ｎｍ）Ｏｘ／ＳＡＦ磁化固定層／ＰｔＭｎ（２０ｎｍ）／Ｔａ（１０ｎｍ）
ＳＡＦ磁化固定層の構造は、下記のとおりである：
実施例１０：
Ｎｉ８１Ｆｅ１９（２ｎｍ）／Ｔａ（０．３ｎｍ）／Ｎｉ８１Ｆｅ１９（２．８ｎｍ）／Ｒｕ（０．９ｎｍ）／Ｎｉ８１Ｆｅ１９（４ｎｍ）
実施例１１：
Ｎｉ８１Ｆｅ１９（２ｎｍ）／Ｔａ（０．４ｎｍ）／Ｎｉ８１Ｆｅ１９（２．８ｎｍ）／Ｒｕ（０．９ｎｍ）／Ｎｉ８１Ｆｅ１９（４ｎｍ）
比較例７：
Ｎｉ８１Ｆｅ１９（４ｎｍ）／Ｒｕ（０．９ｎｍ）／Ｎｉ８１Ｆｅ１９（４ｎｍ）
比較例８：
Ｎｉ８１Ｆｅ１９（３ｎｍ）／Ｒｕ（０．９ｎｍ）／Ｎｉ８１Ｆｅ１９（３ｎｍ）
実施例１０、１１のＳＡＦ磁化固定層において、０．３ｎｍまたは０．４ｎｍの厚さのＴａ層が、図１６のバッファ層５２に相当しており、その上面及び下面に接するＮｉＦｅ膜が、強磁性膜５１、５３に相当していることに留意されたい。更にＲｕ膜が非磁性層４２に、その上に形成されている４ｎｍの厚さのＮｉＦｅ膜が、第２強磁性層４３に相当している。
図３５Ａは、実施例１０、１１のＳＡＦ磁化固定層の磁化曲線を示すグラフであり、図３５Ｂは、比較例７、８のＳＡＦ磁化固定層の磁化曲線を示すグラフである。図３５Ｂに示されているように、比較例７、８のＳＡＦ磁化固定層では、外部磁場Ｈｅｘが正である場合にしか、ＳＡＦの本来の特性を示さない；外部磁場Ｈｅｘが負である場合には、大きなヒステリシスが現れていることから理解されるように、強磁性層の間に作用する反強磁性的な結合が容易に解除される。外部磁場Ｈｅｘが正である場合にも、比較的小さな外部磁場Ｈｅｘが印加されることによって反強磁性的な結合が解除される。具体的には、強磁性層の磁化の反平行な結合が解除される外部磁場Ｈｅｘは、比較例７のＳＡＦ磁化固定層で２０２（Ｏｅ）、比較例８のＳＡＦ磁化固定層で１６８（Ｏｅ）である。
一方、実施例１０、１１のＳＡＦ磁化固定層は、外部磁場Ｈｅｘが負である場合に現れるヒステリシスは小さい。加えて、外部磁場Ｈｅｘが正である場合にも、大きな外部磁場Ｈｅｘが印加されなければ反強磁性的な結合が解除されない。具体的には、強磁性層の磁化の反平行な結合が解除される外部磁場Ｈｅｘは、実施例７のＳＡＦ磁化固定層で４７５（Ｏｅ）、実施例８のＳＡＦ磁化固定層で７０６（Ｏｅ）である。
この結果は、
（１）バッファ層の挿入により、Ｒｕ膜の結晶配向性が向上されてＳＡＦ磁化固定層の強磁性層の間の交換結合が強められること、及び、
（２）バッファ層の挿入により、Ｒｕ膜の上に形成されたＮｉＦｅ膜及び、その上に形成されているＰｔＭｎ膜の結晶配向性が向上されて、ＰｔＭｎ膜がＳＡＦ磁化固定層に及ぼす交換結合が強められること
を示している。
７． 第７の実験
第７の実験ではトンネルバリア層に（００１）面が高配向した結晶質ＭｇＯを用い、その上に磁化自由層としてＳＡＦ膜を用いたＭＴＪにおける、バッファ挿入の有効性が検証された。以下の構成のＭＴＪがマグネトロンスパッタにより形成された。
実施例１２
基板／Ｔａ（１０ｎｍ）／ＰｔＭｎ（１５ｎｍ）／ＣｏＦｅ（２．５ｎｍ）／Ｒｕ（０．９ｎｍ）／Ｃｏ４０Ｆｅ４０Ｂ２０（２．５ｎｍ）／ＭｇＯ（２ｎｍ）／Ｎｉ８１Ｆｅ１９（２ｎｍ）／Ｔａ（ｄＴａ）／Ｎｉ８１Ｆｅ１９（２ｎｍ）／Ｒｕ（２．１ｎｍ）／Ｎｉ８１Ｆｅ１９（２ｎｍ）／Ｔａ（ｄＴａ）／Ｎｉ８１Ｆｅ１９（２ｎｍ）／Ａｌ（０．７ｎｍ）Ｏｘ／Ｔａ（１０ｎｍ）
ＭｇＯトンネルバリア膜の上に形成されている、Ｎｉ８１Ｆｅ１９膜、Ｔａ膜、Ｎｉ８１Ｆｅ１９膜の積層構造体が第１強磁性層１１に相当しており、そのうちの厚さｄＴａ（ｎｍ）のＴａ膜が、バッファ層２２に相当している。同様に、厚さ２．１ｎｍのＲｕ膜（非磁性層１２に相当）の上に形成されているＮｉ８１Ｆｅ１９膜、Ｔａ膜、Ｎｉ８１Ｆｅ１９膜の積層構造体が第２強磁性層１３に相当しており、そのうちの厚さｄＴａ（ｎｍ）のＴａ膜が、バッファ層２７に相当している。Ｔａ膜の厚さｄＴａは、０ｎｍ〜０．３５ｎｍの範囲から選択された。Ｔａ膜の厚さｄＴａが０ｎｍの試料は、バッファ層２２が設けられないＳＡＦ、即ち、比較例のＳＡＦである。これらの磁化自由層は第３の実験に示された、ＡｌＯｘバリア上の磁化自由層と同じである。ＭｇＯバリア膜はＭｇＯターゲットをスパッタリングすることにより作製した。作製されたＭｇＯ膜は結晶質であり、（００１）面の膜面垂直方向の配向度が高いことをＴＥＭにより確認した。そして実施例１２のバイアス電圧１ｍＶでの磁気抵抗比は５０％〜５５％であった。実施例８のＡｌＯｘバリアＭＴＪの磁気抵抗比が３０％〜３５％であったので、ＭｇＯバリアの磁気抵抗比はＡｌＯｘバリアに比べて非常に高い。このような高い磁気抵抗比は、ＭｇＯバリアの高い（００１）配向を反映していると考えられる。
図３６は、上記の構造のＳＡＦの磁化曲線である。図２７と殆ど同様な結果が示されている。飽和磁場Ｈｓは、バッファ層２２（及びバッファ層２７）として使用されるＴａ膜の厚さｄＴａに依存して変化し、バッファ厚が厚いほど飽和磁場Ｈｓは増大する。バッファ層２２として機能するＴａ膜の厚さが０ｎｍから０．３５ｎｍまで増加されると、飽和磁場Ｈｓが３３（Ｏｅ）から２５５（Ｏｅ）に増加した。このことは、ＭｇＯのような結晶質のトンネルバリア上であっても、極薄Ｔａシード層によりＳＡＦの非磁性層Ｒｕの交換結合力を増大することが可能であり、さらに交換結合エネルギーＪがバッファ層２２（及びバッファ層２７）の厚さを制御することによって制御可能であることを示している。
また極薄Ｔａバッファ層に限らず極薄Ｚｒバッファ層でも同様に飽和磁場Ｈｓの大幅な増大効果が得られた。本発明の技術によって、下地層を選ばすにＳＡＦの高い交換結合力が得られることが示された。
図１Ａは、従来のＭＲＡＭの構造の一例を示す断面図である。 図１Ｂは、従来のＭＲＡＭの構造の一例を示す平面図である。 図１Ｃは、アステロイド書き込みを行うＭＲＡＭにおいて磁化自由層として使用されるＳＡＦの磁化曲線である。 図１Ｄは、反転磁場（ＨＣ）に対応するアステロイド曲線を示すグラフである。 図２Ａは、従来のＭＲＡＭの構造の一例を示す平面図である。 図２Ｂは、従来のＭＲＡＭにおいてトグル書き込みを行う手順を示す概念図である。 図３は、トグル書き込みを行うＭＲＡＭにおいて磁化自由層として使用されるＳＡＦの理想的な磁化曲線を示すグラフである。 図４は、非磁性層の厚さと交換結合エネルギーとの関係を示すグラフである。 図５Ａは、本発明の実施の第１形態におけるＭＲＡＭの構造を示す断面図である。 図５Ｂは、本発明の実施の第１形態におけるＭＲＡＭの他の構造を示す断面図である。 図６は、バッファ層の典型的な構造を示す断面図である。 図７Ａは、本発明の実施の第１形態におけるＭＲＡＭの構造を示す断面図である。 図７Ｂは、本発明の実施の第１形態におけるＭＲＡＭの他の構造を示す断面図である。 図８は、本発明の実施の第２形態におけるＭＲＡＭの構造を示す断面図である。 図９は、本発明の実施の第２形態におけるＭＲＡＭの好適な構造を示す断面図である。 図１０は、本発明の実施の第２形態に係るＭＲＡＭの他の好適な構造を示す断面図である。 図１１Ａは、本発明の実施の第２形態に係るＭＲＡＭの更に他の好適な構造を示す断面図である。 図１１Ｂは、本発明の実施の第２形態に係るＭＲＡＭの更に他の好適な構造を示す断面図である。 図１２は、本発明の実施の第３形態に係るＭＲＡＭの構造を示す断面図である。 図１３は、本発明の実施の第３形態におけるＭＲＡＭの好適な構造を示す断面図である。 図１４は、本発明の実施の第３形態におけるＭＲＡＭの他の好適な構造を示す断面図である。 図１５は、本発明の実施の第３形態におけるＭＲＡＭの他の好適な構造を示す断面図である。 図１６は、本発明の実施の第４形態におけるＭＲＡＭの構造を示す断面図である。 図１７Ａは、本発明の実施の第４形態におけるＭＲＡＭの他の構造を示す断面図である。 図１７Ｂは、実施の第５形態におけるＭＲＡＭの好適な構造を示す断面図である。 図１７Ｃは、実施の第５形態におけるＭＲＡＭの好適な他の構造を示す断面図である。 図１８Ａは、実施例１と比較例１のＳＡＦの磁化曲線を示すグラフである。 図１８Ｂは、実施例２と比較例２のＳＡＦの磁化曲線を示すグラフである。 図１９Ａは、実施例３と比較例３のＳＡＦの磁化曲線を示すグラフである。 図１９Ｂは、実施例４と比較例４のＳＡＦの磁化曲線を示すグラフである。 図２０は、バッファ層の材料及び厚さと、ＳＡＦを構成する強磁性層に働く交換結合エネルギーＪの大きさの関係を示す表である。 図２１Ａは、本発明の実施例に相当するＳＡＦのＴＥＭ像である。 図２１Ｂは、本発明の実施例に相当するＳＡＦのＴＥＭ像である。 図２２Ａは、ＥＤＸによって測定された、本発明の実施例に相当するＳＡＦにおけるＴａの分布を示すグラフである。 図２２Ｂは、ＥＤＸによって測定された、本発明の実施例に相当するＳＡＦにおけるＮｉの分布を示すグラフである。 図２２Ｃは、ＥＤＸによって測定された、本発明の実施例に相当するＳＡＦにおけるＲｕの分布を示すグラフである。 図２３Ａは、（Ｎｉ８１Ｆｅ１９）１００−ｘＴａｘ膜の磁化Ｍの、Ｔａ組成比ｘに対する依存性を示すグラフである。 図２３Ｂは（Ｎｉ８１Ｆｅ１９）１００−ｘＺｒｘ膜の磁化Ｍの、Ｚｒ組成比ｘに対する依存性を示すグラフである 図２４は、実施例５の飽和磁場Ｈｓ及び交換結合エネルギーＪのＴａ組成比ｘに対する依存性を示すグラフである。 図２５は、実施例６の飽和磁場Ｈｓ及び交換結合エネルギーＪのＴａ組成比ｘに対する依存性を示すグラフである。 図２６は、実施例７の飽和磁場Ｈｓ及び交換結合エネルギーＪのＴａ組成比ｘに対する依存性を示すグラフである。 図２７は、バッファ層としてＴａ膜を含む、本発明の実施例８のＳＡＦの磁化曲線を示すグラフである。 図２８は、実施例８のＳＡＦの、バッファ層として使用されるＴａ膜の厚さと飽和磁場Ｈｓの関係を示すグラフである。 図２９は、ＣｏＦｅ膜を強磁性層の一部として含む、比較例５のＳＡＦの磁化曲線を示すグラフである。 図３０は、比較例５のＳＡＦのＣｏＦｅ膜の厚さと飽和磁場Ｈｓの関係を示すグラフである。 図３１Ａは、本発明の実施例８のＳＡＦの、Ｔａ膜の厚さと結晶磁気異方性磁場Ｈｋとの関係を示すグラフである。 図３１Ｂは、比較例５のＳＡＦの、ＣｏＦｅ膜の厚さと結晶磁気異方性磁場Ｈｋとの関係を示すグラフである。 図３２は、実施例８のＳＡＦと、比較例５のＳＡＦの、交換結合エネルギーＪと結晶磁気異方性磁場Ｈｋとを示す表である。 図３３は、アモルファスバッファ層として使用されるＳｉＯ２膜の厚さと交換結合エネルギーＪとの関係を示すグラフである。 図３４Ａは、本発明の実施例９のＳＡＦの磁化曲線を示すグラフである。 図３４Ｂは、比較例６のＳＡＦの磁化曲線を示すグラフである。 図３５Ａは、本発明の実施例１０、１１のＳＡＦの磁化曲線を示すグラフである。 図３５Ｂは、比較例７、８のＳＡＦの磁化曲線を示すグラフである。 図３６は、バッファ層としてＴａ膜を含む、本発明の実施例１２のＳＡＦの磁化曲線を示すグラフである。
符号の説明
１：基板
２：下部電極
３、３Ａ：反強磁性層
４、４Ａ：磁化固定層
５：トンネルバリア層
６、６Ａ：磁化自由層
７：上部コンタクト層
１１：第１強磁性層
１２：非磁性層
１３、１３Ａ：第２強磁性層
１４：非磁性層
１５、１５Ａ：第３強磁性層
１６：保護層
１７：磁気エンハンス層
１８：保護層
２１、２３、２５、２６、２６Ａ、２８、２８Ａ、２９、２９Ａ、３１：強磁性膜
２６Ｂ：アモルファス強磁性膜
２２、２４、２７、３０：バッファ層
２７Ａ、３０Ａ：アモルファスバッファ層
２７Ｂ、３０Ｂ：配向制御バッファ層
４１：第１強磁性層
４２：非磁性層
４３：第２強磁性層
５１、５３、５４、５６：強磁性膜
５２、５５：バッファ層
１０１：ＭＴＪ素子
１０２：ワード線
１０３：ビット線
１０４：反強磁性層
１０５：磁化固定層
１０６：トンネルバリア層
１０７：磁化自由層
１０８、１１０：強磁性層
１０９：非磁性層
２０１：磁化自由層
２０２：ワード線
２０３：ビット線

Claims (30)

  1. 基板の上方に位置する第１強磁性層と、
    前記第１強磁性層の上方に位置する第２強磁性層と、
    前記第１強磁性層と前記第２強磁性層との間に設けられた第１非磁性層
    とを具備し、
    前記第１強磁性層は、その上面において第１非磁性層に接しており、
    前記第１強磁性層は、その上に形成された膜の結晶配向性を高める作用を有する第１配向制御バッファを備え、
    前記第１強磁性層は、
    第１強磁性膜と、
    前記第１強磁性膜の上方に位置する第２強磁性膜
    とを備え、
    前記第１配向制御バッファは、前記第１強磁性膜と前記第２強磁性膜との間に設けられ、且つ、前記第１強磁性膜と前記第２強磁性膜とを強磁性的に結合するように構成されており、
    前記第２強磁性層は、
    第３強磁性膜と、
    前記第３強磁性膜の上方に位置する第４強磁性膜と、
    前記第３強磁性膜と第４強磁性膜との間に設けられた第２配向制御バッファ
    を備え、
    前記第２配向制御バッファは、アモルファスである
    積層強磁性構造体。
  2. 請求項１に記載の積層強磁性構造体であって、
    前記第１配向制御バッファの膜厚は、１．０ｎｍ以下である
    積層強磁性構造体。
  3. 請求項１に記載の積層強磁性構造体であって、
    前記第１配向制御バッファは、タンタル、ルテニウム、ニオブ、バナジウム、オスミウム、ロジウム、イリジウム、チタン、ジルコニウム、ハフニウム、銅、銀、金、クロム、モリブデン、タングステン、アルミニウム、マグネシウム、シリコン、イットリウム、セリウム、パラジウム、及びレニウムからなる群のうちから選択された一の物質、又は、それらの合金、若しくは、それらの化合物で形成された
    積層強磁性構造体。
  4. 請求項３に記載の積層強磁性構造体であって、
    前記第１配向制御バッファの膜厚は、０．７ｎｍ以下である
    積層強磁性構造体。
  5. 請求項１に記載の積層強磁性構造体であって、
    前記第１配向制御バッファは、タンタル、ニオブ、ジルコニウム、ハフニウム、モリブデン、タングステンからなる群のうちから選択された一の物質、又は、それらの合金で形成された
    積層強磁性構造体。
  6. 請求項１に記載の積層強磁性構造体であって、
    前記第１配向制御バッファは、前記第１強磁性膜と前記第２強磁性膜とを部分的に接触させるように形成されている
    積層強磁性構造体。
  7. 請求項１に記載の積層強磁性構造体であって、
    前記第１配向制御バッファは、ルテニウム、クロム、レニウム、ロジウム、イリジウム、イットリウム、銀、及び銅からなる群のうちから選択された一の物質、又は、それらの合金、若しくは、それらの化合物で形成された
    積層強磁性構造体。
  8. 請求項７に記載の積層強磁性構造体であって、
    前記第１配向制御バッファの膜厚は、前記第１強磁性膜と前記第２強磁性膜が強磁性結合を発現するように選ばれた
    積層強磁性構造体。
  9. 請求項１に記載の積層強磁性構造体であって、
    前記第２強磁性膜は、前記第１強磁性膜と比較して、結晶最緻密面の膜面垂直方向への結晶配向性が高い
    積層強磁性構造体。
  10. 請求項９に記載の積層強磁性構造体であって、
    前記第２強磁性膜はＦＣＣ構造を有し、ＦＣＣ（１１１）面の膜面垂直方向へ結晶配向性が高い
    積層強磁性構造体。
  11. 請求項９に記載の積層強磁性構造体であって、
    前記第２強磁性膜はＢＣＣ構造を有し、ＢＣＣ（１１０）面の膜面垂直方向へ結晶配向性が高い
    積層強磁性構造体。
  12. 請求項９に記載の積層強磁性構造体であって、
    前記第２強磁性膜はＨＣＰ構造を有し、ＨＣＰ（００１）面の膜面垂直方向へ結晶配向性が高い
    積層強磁性構造体。
  13. 請求項１０または請求項１１に記載の積層強磁性構造体であって、
    前記第２強磁性膜は、Ｎｉ、Ｆｅ、Ｃｏから選択された合金を主成分として構成され、
    前記第１非磁性層はＲｕ、又はその合金で構成される
    積層強磁性構造体。
  14. 基板の上方に位置する第１強磁性層と、
    前記第１強磁性層の上方に位置する第２強磁性層と、
    前記第１強磁性層と前記第２強磁性層との間に設けられた第１非磁性層
    とを具備し、
    前記第１強磁性層は、その上面において第１非磁性層に接しており、
    前記第１強磁性層は、その上に形成された膜の結晶配向性を高める作用を有する第１配向制御バッファを備え、
    前記第１配向制御バッファは、強磁性を示し、かつ、アモルファス層の上に直接に形成され、
    前記第１強磁性層は、前記第１配向制御バッファの上に形成される強磁性膜を備え、
    前記第２強磁性層は、
    第３強磁性膜と、
    前記第３強磁性膜の上方に位置する第４強磁性膜と、
    前記第３強磁性膜と第４強磁性膜との間に設けられた第２配向制御バッファ
    を備え、
    前記第２配向制御バッファは、アモルファスである
    積層強磁性構造体。
  15. 基板の上方に位置する第１強磁性層と、
    前記第１強磁性層の上方に位置する第２強磁性層と、
    前記第１強磁性層と前記第２強磁性層との間に設けられた第１非磁性層
    とを具備し、
    前記第１強磁性層は、その上面において第１非磁性層に接しており、
    前記第１強磁性層は、その上に形成された膜の結晶配向性を高める作用を有する第１配向制御バッファを備え、
    前記第１強磁性層は、強磁性膜を備え、
    前記第１配向制御バッファは、強磁性を示し、かつ、前記強磁性膜の上に形成され、
    前記第１非磁性層は、前記第１配向制御バッファの上に形成され、
    前記第２強磁性層は、
    第３強磁性膜と、
    前記第３強磁性膜の上方に位置する第４強磁性膜と、
    前記第３強磁性膜と第４強磁性膜との間に設けられた第２配向制御バッファ
    を備え、
    前記第２配向制御バッファは、アモルファスである
    積層強磁性構造体。
  16. 請求項１、１４、１５のいずれか一項に記載の積層強磁性構造体であって、
    前記第１配向制御バッファは、
    強磁性材料と、
    タンタル、ニオブ、ジルコニウム、ハフニウム、モリブデン、タングステンからなる群のうちから選択された少なくとも一の材料
    とを含み、且つ、強磁性を発現するように構成された
    積層強磁性構造体。
  17. 請求項１６に記載の積層強磁性構造体であって、
    前記強磁性材料は、ＮｉＦｅであり、
    前記少なくとも一の材料は、タンタル、又はジルコニウムであり、
    前記第１配向制御バッファに含まれるタンタル、又はジルコニウムの組成は、５原子％を超え、２５原子％以下である
    積層強磁性構造体。
  18. 請求項１に記載の積層強磁性構造体であって、
    前記第２配向制御バッファは、強磁性体で形成された
    積層強磁性構造体。
  19. 請求項１に記載の積層強磁性構造体であって、
    前記第２強磁性層は、前記第２配向制御バッファと、前記第４強磁性膜との間に位置する、第３配向制御バッファを更に備え、
    前記第３配向制御バッファは、前記第４強磁性膜の結晶配向性を高める作用を有するように構成された
    積層強磁性構造体。
  20. 請求項１８又は１９に記載の積層強磁性構造体であって、
    更に、
    前記第２強磁性層の上面に形成された第２非磁性層と、
    前記第２非磁性層の上面に形成された第３強磁性層
    とを具備する
    積層強磁性構造体。
  21. 請求項２０に記載の積層強磁性構造体であって、
    前記第３強磁性層は、アモルファスである第６配向制御バッファを備える
    積層強磁性構造体。
  22. 請求項２１に記載の積層強磁性構造体であって、
    前記第３強磁性層は、
    第５強磁性膜と、
    前記第５強磁性膜の上方に位置する第６強磁性膜
    とを更に備え、
    前記第６配向制御バッファは、前記第５強磁性膜と前記第６強磁性膜との間に位置する
    積層強磁性構造体。
  23. 請求項２０に記載の積層強磁性構造体であって、
    前記第３強磁性層は、
    第５強磁性膜と、
    第６強磁性膜と、
    前記第５強磁性膜と前記第６強磁性膜との間に設けられた第５配向制御バッファ
    とを備え、
    前記第５強磁性膜は、プラズマ処理されており、
    前記第５配向制御バッファは、前記第６強磁性膜の結晶配向性を高める作用を有するように構成された
    積層強磁性構造体。
  24. 請求項１乃至２３のいずれか一に記載の積層強磁性構造体であって、
    前記第１非磁性層は、前記第１強磁性層と前記第２強磁性層とを反強磁性的に結合する
    ように形成された
    積層強磁性構造体。
  25. 請求項２０乃至２３のいずれか一に記載の積層強磁性構造体
    であって、
    前記第１非磁性層は、前記第１強磁性層と前記第２強磁性層とを反強磁性的に結合する
    ように形成され、
    前記第２非磁性層は、前記第２強磁性層と前記第３強磁性層とを反強磁性的に結合する
    ように形成された
    積層強磁性構造体。
  26. 基板と、
    前記基板の上方に形成された磁化固定層と、
    前記基板の上方に形成された磁化自由層と、
    前記磁化自由層と前記磁化固定層との間に介設されたトンネルバリア層
    とを具備し、
    前記磁化自由層と前記磁化固定層とのうち、前記トンネルバリア層よりも上方に位置する一方の構造体は、
    前記トンネルバリア層の上に形成された第１強磁性層と、
    前記第１強磁性層の上に形成された第１非磁性層と、
    前記第１非磁性層の上に形成された第２強磁性層
    とを備え、
    前記第１強磁性層は、その上面において第１非磁性層に接しており、
    前記第１強磁性層は、その上に形成された膜の結晶配向性を高める作用を有する第１配向制御バッファを備え、
    前記第１強磁性層は、
    第１強磁性膜と、
    前記第１強磁性膜の上方に位置する第２強磁性膜
    とを更に備え、
    前記第１配向制御バッファは、前記第１強磁性膜と前記第２強磁性膜との間に設けられ、且つ、前記第１強磁性膜と前記第２強磁性膜とを強磁性的に結合するように構成されており、
    前記第２強磁性層は、
    第３強磁性膜と、
    前記第３強磁性膜の上方に位置する第４強磁性膜と、
    前記第３強磁性膜と第４強磁性膜との間に設けられた第２配向制御バッファ
    を備え、
    前記第２配向制御バッファは、アモルファスである
    ＭＴＪ素子。
  27. 基板と、
    前記基板の上方に形成された磁化固定層と、
    前記基板の上方に形成された磁化自由層と、
    前記磁化自由層と前記磁化固定層との間に介設されたトンネルバリア層
    とを具備し、
    前記磁化自由層と前記磁化固定層とのうち、前記トンネルバリア層よりも上方に位置する一方の構造体は、
    前記トンネルバリア層の上に形成された第１強磁性層と、
    前記第１強磁性層の上に形成された第１非磁性層と、
    前記第１非磁性層の上に形成された第２強磁性層
    とを備え、
    前記第１強磁性層は、その上面において第１非磁性層に接しており、
    前記第１強磁性層は、その上に形成された膜の結晶配向性を高める作用を有する第１配向制御バッファを備え、
    前記第１配向制御バッファは、強磁性を示し、かつ、前記トンネルバリア層の上に直接に形成され、
    前記第１強磁性層は、前記第１配向制御バッファの上に形成される強磁性膜を更に備え、
    前記第２強磁性層は、
    第３強磁性膜と、
    前記第３強磁性膜の上方に位置する第４強磁性膜と、
    前記第３強磁性膜と第４強磁性膜との間に設けられた第２配向制御バッファ
    を備え、
    前記第２配向制御バッファは、アモルファスである
    ＭＴＪ素子。
  28. 基板と、
    前記基板の上方に形成された磁化固定層と、
    前記基板の上方に形成された磁化自由層と、
    前記磁化自由層と前記磁化固定層との間に介設されたトンネルバリア層
    とを具備し、
    前記磁化自由層と前記磁化固定層とのうち、前記トンネルバリア層よりも上方に位置する一方の構造体は、
    前記トンネルバリア層の上に形成された第１強磁性層と、
    前記第１強磁性層の上に形成された第１非磁性層と、
    前記第１非磁性層の上に形成された第２強磁性層
    とを備え、
    前記第１強磁性層は、その上面において第１非磁性層に接しており、
    前記第１強磁性層は、その上に形成された膜の結晶配向性を高める作用を有する第１配向制御バッファを備え、
    前記第１強磁性層は、前記トンネルバリア層の上に形成される強磁性膜を更に備え、
    前記第１配向制御バッファは、強磁性を示し、かつ、前記強磁性膜の上に形成され、
    前記第１非磁性層は、前記第１配向制御バッファの上に形成され、
    前記第２強磁性層は、
    第３強磁性膜と、
    前記第３強磁性膜の上方に位置する第４強磁性膜と、
    前記第３強磁性膜と第４強磁性膜との間に設けられた第２配向制御バッファ
    を備え、
    前記第２配向制御バッファは、アモルファスである
    ＭＴＪ素子。
  29. 請求項２６に記載のＭＴＪ素子であって、
    前記第２配向制御バッファは、強磁性体で形成された
    ＭＴＪ素子。
  30. 請求項２６に記載のＭＴＪ素子であって、
    前記第２強磁性層は、前記第２配向制御バッファと、前記第４強磁性膜との間に位置する、第３配向制御バッファを備え、
    前記第３配向制御バッファは、前記第４強磁性膜の結晶配向性を高める作用を有するように構成された
    ＭＴＪ素子。
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