WO2006054469A1

WO2006054469A1 - 強磁性膜、磁気抵抗素子、及び磁気ランダムアクセスメモリ

Info

Publication number: WO2006054469A1
Application number: PCT/JP2005/020539
Authority: WO
Inventors: Nobuyuki Ishiwata; Hiroaki Honjo; Katsuya Nishiyama; Toshihiko Nagase
Original assignee: Nec Corporation; Kabushiki Kaisha Toshiba
Priority date: 2004-11-22
Filing date: 2005-11-09
Publication date: 2006-05-26
Also published as: US20080008908A1; JPWO2006054469A1

Abstract

　本発明に係る強磁性膜は、強磁性元素と非磁性元素とを含み、第１部分と第２部分とを有する。第１部分における非磁性元素の濃度は、強磁性膜中に占める非磁性元素の平均濃度より低い。一方、第２部分における非磁性元素の濃度は、強磁性膜中に占める非磁性元素の平均濃度より高い。また、非磁性元素は、Ｚｒ，Ｔｉ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｈｆ，Ｍｏ，Ｗからなる群から選択される少なくとも一種類の元素を含む。この強磁性膜は、ＭＲＡＭ中の磁気抵抗素子が有する磁化自由層に適用される。

Description

明細書

強磁性膜、磁気抵抗素子、及び磁気ランダムアクセスメモリ

技術分野

[0001] 本発明は、磁気抵抗効果を示す磁気抵抗素子に関する。特に、本発明は、その磁気抵抗素子に用いられる強磁性膜、その磁気抵抗素子の製造方法、その磁気抵抗素子をメモリセルとして用いる磁気ランダムアクセスメモリに関する。

背景技術

[0002] 磁気ランダムアクセスメモリ（MRAM)は、高集積 ·高速動作の観点から有望な不揮発性メモリである。 MRAMにおいては、 AMR (Anisotropic MagnetoResistance)効果、 GMR (Giant MagnetoResistance)効果、及び TMR (Tunnel MagnetoResistance) 効果といった磁気抵抗効果を示す磁気抵抗素子が利用される。このうち、 TMR効果を示す TMR素子は、メモリセル面積を低減することができる点で特に好ましい。この TMR素子には、トンネル絶縁層が少なくとも 2枚の磁性体層で挟まれた磁気トンネル接合（MTJ; Magnetic Tunnel Junction)が形成される。

[0003] 図 1A及び図 1Bは、 MTJを有する MTJ素子を概念的に示している。 MTJ素子 1は、 fe;ィ匕自由層 (magnetic free layer) 2、 fe;ィ匕固定層 (magnetic pinned layer) 4、及ひ磁化自由層 2と磁化固定層 4に挟まれたトンネル絶縁層 3を備えている。磁化自由層 2と磁化固定層 4とは、いずれも、自発磁ィ匕を有する強磁性層を含んでいる。磁化固定層 4の自発磁化の向き（orientation)は所定の方向に固定されている。一方、磁化自由層 2の自発磁化の向きは反転可能であり、磁化固定層 4の自発磁化の向きと平行、又は反平行になることが許されている。

[0004] 図 1Aは、磁化自由層 2と磁化固定層 4の自発磁化の向きが"平行"である第 1状態を示し、図 1Bは、磁化自由層 2と磁化固定層 4の自発磁化の向きが"反平行"である第 2状態を示している。この時、 TMR効果により、第 2状態における MTJ素子 1の抵抗値 (R+ A R)は、第 1状態における MTJ素子 1の抵抗値 (R)よりも大きくなることが知られている。 MR比（A R/R)は、典型的な MTJでは、 10%— 50%である。 MRA Mは、この MTJ素子 1をメモリセルとして用レ、、この抵抗値の変化を利用することによつてデータを不揮発的に記憶する。例えば、第 1状態はデータ「0」に対応づけられ、第 2状態はデータ「1」に対応づけられる。

[0005] このメモリセルに格納されたデータを判別するには、 MTJ素子 1の抵抗値が検出されればよい。具体的には、データの読み出し時、磁化自由層 2に接続されたビット線 5と磁化固定層 4に接続されたワード線 6との間に所定の電圧が印加される。この時検出される電流の値に基づいて、 MTJ素子 1の抵抗値、すなわちメモリセルに格納されたデータの値（「0」または「1」）が判別される。一方、メモリセルのデータの書き換えは、磁化自由層 2の自発磁化の向きを反転させることによって行われる。具体的には MTJ素子 1を挟むように設けられた互いに交差する書き込みワード線と書き込みビット線に、それぞれ書き込み電流 IWL及び IBLが供給される。これら書き込み電流 I WL, IBLが所定の条件を満たす場合、その書き込み電流により発生する外部磁界によって、磁化自由層 2の自発磁化の向きが反転する。

[0006] 図 2Aは、その所定の条件を示すグラフ図である。図 2Aに示される曲線はァステロイドカーブと呼ばれており、そのァステロイドカーブと縦軸 '横軸との切片は、 +1X0 — 1X0 +IY0 ΙΥ0で与えられる。このァステロイドカーブは、磁化自由層 2の自発磁化の反転に必要な最低限の電流 IWL IBLを示す。つまり、このァステロイド力ーブの外側（Reversal領域）に対応する電流 IWL IBLが供給された場合、 MTJ素子 1は第 1状態から第 2状態へ、あるいは第 2状態から第 1状態へ変化する。すなわち、データ値「1」あるいは「0」がメモリセルに書き込まれる。一方、供給される電流 IW L IBL力ァステロイドカーブの内側（Retention領域）に対応する場合、データの書き換えは行われない。

[0007] 図 2Bは、複数のメモリセルに対する上述のァステロイドカーブの分布を示すグラフ図である。 MRAMにおいては、複数のメモリセルがアレイ状に配置されており、それら複数のメモリセルが有する MTJ素子 1の特性にはバラツキが存在する。そのため、複数のメモリセルに対するァステロイドカーブ群（曲線群）は、図 2Bに示されるように、曲線 Cmaxと曲線 Cminの間に分布することになる。ここで、曲線 Cmaxの切片は IX (max) IY (max)で与えられ、曲線 Cminの切片は IX (min) IY (min)で与えられる。 [0008] まず、複数のメモリセルのレ、ずれに対しても書き込みが可能なように、書き込み電流 IWL、 IBLは、少なくとも、曲線 Cmaxの外側（Reversal領域）に存在する必要がある。ここで、その書き込み電流 IWL、 IBLは、対象となるメモリセル以外のメモリセルにも影響を与える。書き込み電流 IWLと IBLのレ、ずれか一方により発生する磁界によって、対象ではないメモリセルに書き込みが行われないようにする必要がある。そのため、書き込みワード線を流れる電流 IWLは IX (min)より小さぐ且つ、書き込みビット線を流れる電流 IBLは IY (min)より小さい必要がある。すなわち、書き込み電流 IWL、 IB Lは、図 2B中のハッチング領域（書き込みマージン）に対応していなければならない。 MTJ素子 1の特性のバラツキが大きくなるにつれ、この書き込みマージンは小さくなる。

[0009] MRAMにおける動作特性を向上させるために、この書き込みマージンを大きくすること力 S望まれる。書き込みマージンを大きくするために、 MTJ素子 1の特性のバラッキ、すなわち、磁化自由層 2の自発磁化を反転させるのに必要な外部磁界（以下、「スイッチング磁界」と参照される）のバラツキを低減することが望まれる。

[0010] 尚、磁気抵抗素子に関する一般的な技術として、以下のものが知られている。

[0011] 特開平 7— 58375号公報には、磁気媒体に記録された情報信号を読み取る磁気変換器 (ヘッド）に適用される「粒状磁気抵抗膜」が開示されている。この粒状磁気抵抗膜においては、強磁性物質の不連続層が、非磁性導電物質の層に埋め込まれている。強磁性物質は、 Fe, Co, Ni,及びそれらをベースにした強磁性合金力成るグループから選択される。非磁性導電物質は、 Ag, Au, Cu, Pd, Rh、及びそれらをベースにした合金から成るグループから選択される。

[0012] 特開平 8— 67966号公報には、磁気媒体に記録された情報信号を読み取る磁気センサに適用される「磁気抵抗効果膜」が開示されている。この従来技術の目的は、小さい磁界で大きく抵抗が変化し、熱的安定性に優れ、ヒステリシスの小さい磁気抵抗効果膜を提供することである。この磁気抵抗効果膜においては、非磁性金属と磁性金属が 2相分離している。この構造は、熱処理により非磁性金属母材中に磁性金属粒子が析出することにより形成される（ダラ二ユラ一膜)。ここで、この非磁性金属は、 Ag, Au, Cuのうちいずれかである。 [0013] 特開 2003— 60172号公報には、「磁気記憶素子」が開示されている。この従来技術の目的は、信頼性を低下させることなく書き込み電流を低減し、エレクト口マイダレーシヨンによる断線を防ぐことである。この磁気記憶素子において、書き込みを行うための磁界を発生させる書き込み線は、非磁性導体からなる導電体層と、高透磁率を持つ軟磁性体からなる磁性体層との複合構造を有している。この磁性体層は、導電体層の 4倍以上の比抵抗を有している。また、この磁性体層は、 Fe, Co, Ni,及びそれらの合金であり、 B, C, Al, Si, P， Ti, V, Cr, Zr, Nb, Mo, Hf, Ta, W,及び Y のうちの少なくとも一種以上の元素を 0. 5at%以上含んでいる。

発明の開示

[0014] 発明者らは、磁化自由層の凹凸がスイッチング磁界のバラツキの原因の一つであることを、計算や実験を通して発見した。よって、磁化自由層の平滑性を向上させることは、スイッチング磁界のバラツキの低減に有効である。磁化自由層の平滑性の向上のために、例えば CoFeB膜や NiFe膜を磁化自由層 2として用いることが考えられる。この CoFeB膜はアモルファス材料であり、凹凸の発生の抑制には有利である。しかしながら、デバイス作製時の高温プロセスにより Bが拡散し、特性が劣化する、特に M R比が減少するという問題がある。特性の経時変化を防止するため、磁化自由層としては、基本的に結晶質の膜が用レ、られることが望ましい。 NiFe膜は、結晶質であり、有望である。し力ながら、結晶成長に伴う凹凸の発生を抑制することには限界があつた。磁化自由層の平滑性を更に向上させることができる技術が望まれている。

[0015] 従って、本発明の目的は、優れた平滑性を有する強磁性膜を提供することにある。

[0016] 本発明の他の目的は、スイッチング磁界のバラツキを低減することができる磁気抵抗素子とその製造方法、及びその磁気抵抗素子を用いた MRAMを提供することにある。

[0017] 本願発明者らは、 Fe, Co, Niのうちの少なくとも一種類の元素（第 1元素）と、 Zr, T i, Nb, Ta, Hf, Mo, Wのうちの少なくとも一種類の元素（第 2元素）を含む膜を形成し、その膜を熱処理することによって、優れた平滑性'熱耐性を備える強磁性膜が生成されることを発見した。その熱処理によって、強磁性膜には第 1部分と第 2部分が形成されることが見出された。第 1部分における第 2元素の濃度は、強磁性膜中の第 2元素の平均濃度より低ぐ第 2部分における第 2元素の濃度は、その平均濃度より高い。また、その熱処理の温度を更に高くすると、強磁性膜において、第 1元素を主成分とする強磁性部と第 2元素からなる非強磁性部が相分離して形成されることが見出された。本願発明者らは、上記の構造が、優れた平滑性'熱耐性に寄与することを発見した。更に、本願発明者らは、そのような強磁性膜を MRAMの磁化自由層として用いることによって、スイッチング磁界のバラツキを低減できることを発見した。

[0018] 本発明の第 1の観点にぉレ、て、強磁性膜が提供される。本発明に係る強磁性膜は、強磁性元素と非磁性元素とを含み、第 1部分と第 2部分とを有する。第 1部分における非磁性元素の濃度は、強磁性膜中に占める非磁性元素の平均濃度より低ぐ第 2部分における非磁性元素の濃度は、その平均濃度より高い。強磁性元素は、 Fe， Co, Niからなる群から選択される少なくとも一種類の元素を含む。また、非磁性元素は Zr, Ti， Nb, Ta, Hf, Mo, W力なる群力選択される少なくとも一種類の元素を含む。上記強磁性膜は結晶質であり、第 2部分は結晶粒界に存在する。第 1部分は、柱状に形成される。また、第 1部分と第 2部分との境界では、各元素の濃度が徐々に変化していても良レ、。強磁性膜は、 lnm〜20nmの膜厚を有すると好ましい。

[0019] また、本発明に係る強磁性膜は、相分離した強磁性部と非強磁性部を含む。強磁性部は、 Fe, Co, Niからなる群から選択される少なくとも一種類の元素を主成分として含む。また、非強磁性部は、非磁性元素である Zr, Ti, Nb, Ta, Hf, Mo, Wからなる群から選択される少なくとも一種類の元素を含む。相分離した強磁性部と非強磁性部の境界では、各元素の濃度が徐々に変化していても良い。また、強磁性部は結晶質であり、非強磁性部は、強磁性部の結晶粒界に存在する。この強磁性部は、柱状に形成される。強磁性膜は、 lnm〜20nmの膜厚を有すると好ましい。

[0020] 強磁性膜中に占める非磁性元素の平均濃度の原子百分率は、 30%より小さいと好ましレ、。また、強磁性膜中に占める非磁性元素の平均濃度の原子百分率は、 5% より大きいと好ましい。この時、強磁性膜の平滑性は著しく向上し、表面の平均荒さは、 0. 3nm以下である。

[0021] 本発明に係る強磁性膜は、 Fe, Co, Niからなる群から選択される少なくとも一種類の第 1元素と、 Zr, Ti, Nb, Ta, Hf, Mo, Wからなる群から選択される少なくとも一種類の第 2元素とを含む。この強磁性膜の格子定数は、第 1元素と第 2元素とが均等に分布する合金の格子定数よりも小さい。その格子定数は、 X線回折測定のピーク位置、あるいは、電子線回折から得られる値である。

[0022] 本発明の第 2の観点において、磁気抵抗素子が提供される。本発明に係る磁気抵抗素子は、上記の強磁性膜を含む磁化自由層と、磁化固定層と、磁化自由層と磁化固定層に挟まれた非磁性層とを備える。本発明に係る磁気抵抗素子は、磁化自由層と、磁化固定層と、磁化自由層と磁化固定層に挟まれた非磁性層とを備えている。その磁化自由層は、強磁性元素と非磁性元素とを含む強磁性膜を備え、その強磁性膜は、強磁性膜中に占める非磁性元素の平均濃度に対し、非磁性元素の濃度が低い第 1部分と、非磁性元素の濃度が高い第 2部分とを含んでいる。あるいは、その磁化自由層は、相分離した強磁性部と非強磁性部を含んでいる。非磁性層は、トンネル電流が通過することができるトンネル絶縁層である。

[0023] 本発明の第 3の観点において、磁気ランダムアクセスメモリが提供される。その磁気ランダムアクセスメモリは、上述の磁気抵抗素子を有する。これにより、スイッチング磁界のバラツキが低減される。従って、動作マージンが向上し、歩留まりが向上する。

[0024] 本発明の第 4の観点において、磁気抵抗効果積層膜の製造方法が提供される。その製造方法は、（A)磁化固定層を形成する工程と、（B)その磁化固定層上に、非磁性層を形成する工程と、（C)その非磁性層上に、強磁性体である第 1元素と非強磁性体である第 2元素を含む磁化自由層を形成する工程と、（D)熱処理を行う工程とを備える。この（D)工程において、第 2元素の濃度が低い第 1部分と、第 2元素の濃度が高い第 2部分とが形成されるように熱処理が行われる。または、第 1元素を主成分として含む強磁性部と第 2元素からなる非強磁性部が相分離するように熱処理が行われる。この（D)工程において、 270°C以上の温度で熱処理が行われると好適である。本願発明者らは、この第 2元素として、 Zr， Ti， Nb, Ta， Hf, Mo, Wからなる群から選択される少なくとも一種類の元素を用いると好ましいことを発見した。

[0025] 本発明によれば、優れた平滑性を有する強磁性膜が提供される。また、本発明によれば、優れた高熱耐性を有する強磁性膜が提供される。

[0026] また、本発明に係る磁気抵抗素子及び MRAMによれば、スイッチング磁界のバラツキが低減され、動作マージンが向上する。

[0027] また、本発明に係る磁気抵抗素子及び MRAMによれば、歩留まりが向上する。

図面の簡単な説明

[0028] [図 1A]図 1Aは、一般的な MTJ素子の構成を示す概念図である。

[図 1B]図 1Bは、一般的な MTJ素子の構成を示す概念図である。

[図 2A]図 2Aは、あるメモリセルに対するァステロイドカーブを示すグラフ図である。

[図 2B]図 2Bは、複数のメモリセルに対するァステロイドカーブの分布を示すグラフ図である。

[図 3]図 3は、本発明に係る磁気抵抗素子 (TMR素子）の構成を示す概略図である。

[図 4A]図 4Aは、本発明に係る磁化自由層の断面構造を示す模式図である。

[図 4B]図 4Bは、本発明に係る磁化自由層の断面構造を示す模式図である。

[図 5]図 5は、本発明に係る NiFeZr膜の「磁化」の Zr含有量依存性を示すグラフ図である。

[図 6]図 6は、本発明に係る NiFeZr膜の「表面荒さ」の Zr含有量依存性を示すグラフ図である。

[図 7]図 7は、本発明に係る NiFeZr膜の「平均結晶粒径」の Zr含有量依存性を示すグラフ図である。

[図 8]図 8は、比較例に係る NiFeRh膜の「平均結晶粒径」の Zr含有量依存性を示すグラフ図である。

[図 9]図 9は、本発明に係る MRAMの構成を示す概略図である。

[図 10]図 10は、本発明に係る MRAMのスイッチング磁界のバラツキを複数の例に対して示す図表である。

[図 11]図 11は、本発明に係る NiFeZr膜の「X線回折ピーク」の Zr含有量依存性を示すグラフ図である。

発明を実施するための最良の形態

[0029] 添付図面を参照して、本発明による強磁性膜、磁気抵抗素子、磁気ランダムァクセスメモリ、及び磁気抵抗効果積層膜の製造方法を説明する。

[0030] (構造）図 3は、本発明に係る磁気抵抗素子 (磁気抵抗効果積層膜)の構造を示しており、例えば、 TMR効果を示す TMR素子 10の構造を示している。この TMR素子 10は、基板 20、下部電極層 21、下地層 22、反強磁性体層 23、上部電極層 24、及び MTJ 30を備えている。図 3において、下部電極層 21は基板 20上に形成され、下地層 22 及び反強磁性体層 23を介して MTJ30に接続されている。また、上部電極層 24も M TJ30に接続されている。

[0031] MTJ30は、磁化固定層 31、トンネル絶縁層 32、及び磁化自由層 33を有している。磁化固定層 31は、反強磁性体層 23上に形成されており、また、磁化自由層 33の上には上部電極層 24が形成されている。トンネル絶縁層 32は、磁化固定層 31と磁化自由層 33に挟まれるように形成されている。磁化固定層 31及び磁化自由層 33は、強磁性体を含む「強磁性層」であり、自発磁化を有している。磁化固定層（ピン層） 3 1の自発磁化の向きは所定の方向に固定されてレ、る。また、磁化自由層（フリー層） 3 3の自発磁化の向きは反転可能であり、磁化固定層 31の自発磁化の向きと平行、又は反平行になることが許されている。一方、トンネル絶縁層 32は、「非磁性層」である。このトンネル絶縁層 32は、トンネル電流が流れることができる程度に薄く形成されている。

[0032] このように TMR素子 10は、トンネル磁気抵抗（TMR)効果を示す MTJ層 30を含む複数の層が積層された構造を有している。下地層 22は、例えば Taからなり、その膜厚は、例えば 20nmである。反強磁性体層 23は、例えば PtMnからなり、その膜厚は、例えば 15nmである。上部電極層 24は、例えば Taからなり、その膜厚は、例えば 5 nmである。磁化固定層 31は、例えば、 2. 5nmの厚さを有する CoFe膜と、その上に形成された 0. 8nmの厚さを有する Ru膜と、その上に形成された 2. 5nmの厚さを有する CoFe膜から構成される。トンネル絶縁層 32は、例えば AIOからなり、その膜厚は例えば lnmである。磁化自由層 33の膜厚は、例えば 5nmである。本発明に係る磁化自由層 33の材料は、以下に示される。

[0033] 図 4A及び図 4Bは、本発明に係る磁化自由層（強磁性膜） 33の断面を模式的に示す図である。図 4Aにおいて、磁化自由層 33は、非磁性元素の濃度が低い第 1部分 40と、非磁性元素の濃度が高い第 2部分 50とを含んでいる。第 1部分 40における非磁性元素の濃度は、強磁性膜 33中の非磁性元素の平均濃度より低ぐ第 2部分 50 における非磁性元素の濃度は、その平均濃度より高い。この強磁性膜 33は結晶質であり、第 2部分 60は結晶粒界 60に存在する。強磁性元素は、 Fe, Co, Niからなる群から選択される少なくとも一種類の元素である。一方、非磁性元素は、 Ti (チタン） , Zr (ジルコニウム）， Nb (ニオブ）， Hf (ハフニウム）， Ta (タンタル）， Mo (モリブデン ) , W (タングステン)からなる群から選択される少なくとも一種類の元素である。また、第 1部分 40と第 2部分 50との境界部では、非磁性元素の濃度が連続的に変化していても良い。

[0034] また、図 4Bにおいて、磁化自由層（強磁性膜） 33は、強磁性を示す強磁性部 70と、強磁性を示さない非強磁性部 80を含んでいる。強磁性部 70は、 Fe, Co, Niからなる群から選択される少なくとも一種類の元素を"主成分"として含んでいる。一方、非強磁性部 80は、 Ti, Zr, Nb, Hf, Ta, Mo, Wからなる群から選択される少なくとも一種類の元素を含んでいる。強磁性部 70と非強磁性部 80とは、相分離している。強磁性部 70は結晶質であり、非強磁性部 80は結晶粒界 60に存在する。図 4Bに示される構造は、図 4Aと比較して高い温度で熱処理することによって得られる。また、強磁性部 70と非強磁性部 80との境界部では、非磁性元素の濃度が連続的に変化していても良い。

[0035] 強磁性膜 33が第 1部分 40と第 2部分 50を有していること、または、強磁性部 70と非強磁性部 80が相分離していることによる効果は、以下のとおりである。一般に、 M RAMの製造工程において、このような強磁性膜が形成された後に、様々な熱処理が行われる。例えば、強磁性膜の製膜後、配線形成工程などで 350°C程度で加熱処理が行われたりする。たとえ結晶粒が製膜直後は小さかったとしても、このような熱処理によって結晶粒が成長してしまうと、最終的な強磁性膜の平滑性が損なわれてしまう。し力ながら、本発明に係る強磁性膜 33によれば、結晶粒界 60に存在する第 2部分 50が、非磁性元素の濃度の低い第 1部分 40の結晶の成長を抑制する。あるいは、結晶粒界 60に存在する非強磁性部 80が、強磁性部 70 (例えば NiFe)の結晶の成長を抑制する働きをする。粒界 60に異物が析出していることにより、第 1部分 40あるいは強磁性部 70の結晶粒が熱的に成長しに《なる。すなわち、熱耐性が向上することによって、生成される強磁性膜の平滑性が向上する。つまり、磁化自由層

33の表面の凹凸が抑えられる。

[0036] また、図 4A及び図 4Bに示されるように、第 1部分 40あるいは強磁性部 70は、カラム状の構造 (柱状構造; columnar structure)を有している。カラム状の第 1部分 40が第 2部分 50によって囲まれているので、熱処理等によって結晶粒径がそれ以上に大きくなることが防がれる。また、カラム状の強磁性部 70が非強磁性部 80によって囲まれているので、熱処理等によって結晶粒径がそれ以上に大きくなることが防がれる。第 1部分 40あるいは強磁性部 70における結晶粒の成長が抑制され、生成される強磁性膜の平滑性が向上する。このようなカラム状の構造が形成されるために、強磁性膜 (磁化自由層 33)の膜厚は l〜20nmであると好ましい。膜が磁化自由層 33として機能するために、ある程度の膜厚は必要である。逆に、膜厚が大きすぎると、自発磁化を反転させに《なる。よって、磁化自由層 33の膜厚は、 2〜： !Onmであると特に好ましい。

[0037] 以下、本発明に係る強磁性膜 (磁化自由層） 33の組成について、更に詳しい考察が与えられる。ここでは、例として、本発明に係る「NiFeZr膜」を参照することによって、説明が行われる。つまり、強磁性元素として NiFeが用いられ、非磁性元素として Zr が用いられている。第 1部分 40における Zr濃度は、強磁性膜 33中の Zrの平均濃度より低ぐ第 2部分 50における Zr濃度は、その平均濃度より高い。

[0038] 図 5は、本発明に係る NiFeZr膜の「磁化 Ms」の Zr含有量依存性を示すグラフ図である。図 5において、縦軸は磁化 Msを示し、横軸は Zr含有量（単位:原子百分率（％ )： atomic percent)を示している。ここで、 Zr含有量は、膜全体（第 1部分 40 +第 2部分 50)に対する Zrの含有量である。図 5に示されるように、 Zr含有量が増加するにつれ、磁化 Msは小さくなる傾向が見られる。特に、 Zr含有量が" 30原子％ "を超えると、磁化 Msが非常に小さくなる、あるいは、消滅してしまう。従って、この膜が磁化自由層 33として機能するために、 Zr含有量は" 30原子％ "より小さいことが望ましい。

[0039] 図 6は、本発明に係る NiFeZr膜の「表面荒さ Ra」の Zr含有量依存性を示すグラフ図である。ここで、表面荒さ Raとは、生成された膜の表面の平均荒さ（Roughness Ave rage)により定義され、原子間力顕微鏡 (AFM : Atomic Force Microscope)による観察から得られる。図 6において、縦軸は表面荒さ Raを示し、横軸は Zr含有量（単位：原子百分率）を示している。ここで、 Zr含有量は、膜全体 (第 1部分 40 +第 2部分 50 )に対する Zrの含有量である。図 6に示されるように、表面荒さ Raは Zr含有量に依存して大きく変化する。特に、本願発明者らは、 Zr含有量が" 5原子％ "を超えると、表面荒さ Raが顕著に低下することを発見した。また、表面荒さ Raは、 0. 3nm以下であると好適である。これにより、生成される膜の平滑性が格段に向上する。

[0040] 図 7は、本発明に係る NiFeZr膜の「平均結晶粒径 Df cc」の Zr含有量依存性を示すグラフ図である。この平均結晶粒径 Dfccは、 X線回折のピークの半値幅（FWHM )から周知の方法で算出することが可能である。半値幅が大きいほど、平均結晶粒径 Dfccは小さく、半値幅が小さいほど、平均結晶粒径 Dfccは大きい傾向にある。尚、この例の場合、 X線回折で現れてくるのは、主に NiFeに対するパタンであり、算出される平均結晶粒径 Dfccは、 NiFeの平均結晶粒径を示すものと考えられる。図 7において、縦軸は平均結晶粒径 Dfccを示し、横軸は Zr含有量 (単位:原子百分率）を示している。ここで、 Zr含有量は、膜全体 (第 1部分 40 +第 2部分 50)に対する Zrの含有量である。また、図中の四角は、製膜直後に 275°Cの熱処理が 5時間行われた場合を示し、図中の丸は、製膜直後に 350°Cの熱処理が半時間行われた場合を示す。

[0041] この図 7に示されるように、平均結晶粒径 Dfccは Zr含有量に依存して大きく変化する。具体的には、 Zr含有量が増加するに従って、平均結晶粒径が減少する傾向が見られる。つまり、純粋な NiFe結晶と比較して、 Zrが入れられた場合の NiFe結晶の方、結晶粒が小さくなる。特に、本願発明者らは、 Zr含有量が" 5原子％ "を超えると、平均結晶粒径 Dfccが顕著に低下する (微結晶化)ことを発見した。平均結晶粒径の減少は、生成される膜の凹凸が抑制されていることを意味する。このように Zrの含有量は" 5原子％ "より大きいと好適である。

[0042] 本発明において、非磁性元素は、 Zrに限られなレ、。上述のように、非磁性元素は、 Ti (チタン）， Zr (ジルコニウム）， Nb (ニオブ）， Hf (ハフニウム）， Ta (タンタル）， Mo ( モリブデン）， W (タングステン)から選択される少なくとも一種類の元素である。発明者らは、このような材料を用いることによって、 Zrの場合と同様に、生成膜の平滑性が向上することを初めて発見した。 [0043] 比較例として、図 8は、 NiFeRh膜の平均結晶粒径の Rh含有量依存性を示している。この Rh (ロジウム）は、上述の特許文献（特開平 7— 58375号公報）に開示されていた物質である。図 8において、縦軸は平均結晶粒径 Dfccを示し、横軸は Rh含有量（単位:原子百分率）を示している。ここで、 Rh含有量は、膜全体に対する Rhの含有量である。図 8に示されるように、 Rh含有量が増加しても、平均結晶粒径 Dfccは減少しな力、つた。すなわち、 Rhを用いても、 NiFeは微結晶化しないことが明らかになつた。つまり、生成膜の平滑性が向上しないことが明らかになった。

[0044] 図 8に示された結果の一つの原因として、ロジウム（Rh)の原子半径（0. 134nm) 力ジルコニウム（Zr)の原子半径（0. 162nm)より小さいことが考えられる。第 1部分 40における Fe, Co, Niの結晶粒の成長を妨害するためには、非磁性元素の原子半径カより大きい方がよいと考えられる。 Fe, Co, Niの原子半径（約 0. 125nm)と比較して、本発明に係る非磁性元素の原子半径は大きい： Ti (0. 147nm) , Zr (0. 16 2 Nb (0. 143nm) , Hf (0. 160nm) , Ta (0. 143nm) , Mo (0. 136nm) , W (0. 137nm)。これらの元素を用いることによって、微結晶化がおこることが確認された。特に、これらの元素のうち、 Zr, Hfの原子半径は比較的大きぐ好適である。

[0045] また、これらの元素を用いる場合、熱処理によって、第 1部分 40と第 2部分 50とに分離した構造が形成されることが確認された。上述のように、この分離した構造により、高熱耐性が実現される。熱処理温度としては 270°C以上が好適である。熱処理温度を高くしてゆくと、非磁性元素の濃度が低い部分 40と非磁性元素の濃度が高い部分 50との分離がさらに進行し、図 4Bに示される強磁性を示す強磁性部 70と強磁性を示さない非強磁性部 80とに分離した構造が得られる。また、 350°C程度の高温プ口セスで特性変化しないために、粒界 60に析出する非磁性元素は高融点金属が好ましレ、。以上のような観点 ·実験結果により、本発明によれば、非磁性金属として Ti, Zr, Nb, Hf, Ta, Mo, Wが選択された。

[0046] 以上に説明されたように、本発明によれば、非磁性元素の濃度の低い第 1部分 40 あるいは強磁性部 70の結晶粒の成長が抑制される。従来技術に比べ、結晶粒の大きさは小さくなる。これにより、生成される強磁性膜の平滑性が向上する。このような強磁性膜は、 TMR素子 10中の磁化自由層 33に適用されると好ましレ、（図 3参照）。これにより、磁化自由層 33の表面に発生する凹凸が抑制され、平滑性が向上する。そして、このような磁化自由層 33を有する TMR素子 10は、磁気ランダムアクセスメモリ (MRAM)に適用されると好ましい。これにより、 MRAM動作における、スイッチング磁界のバラツキが低減される。つまり、動作マージンが拡がり、スイッチング特性が向上する。また、歩留まりが向上する。

[0047] 図 9は、本発明に係る TMR素子 (磁気抵抗素子） 10を有する MRAMの構成を示す概略図である。この MRAMI OOは、 X方向に延びる複数のワード線 1 10と、 Y方向に延びる複数のビット線 120を有している。複数のワード線 1 10と複数のビット線 120 は、互いに交差するように配置されており、各交点にはメモリセルが配置されている。つまり、複数のメモリセルがアレイ状に配置されている。そして、各メモリセルは、上述の TMR素子 10を有してレ、る。

[0048] また、各メモリセル (TMR素子 10)は、 1本のワード線 1 10と 1本のビット線 120に挟まれるように配置されている。ワード線 1 10のそれぞれは、行セレクタトランジスタ 1 1 1 に接続され、ビット線 120のそれぞれは、列セレクタトランジスタ 121に接続されている。あるメモリセル 10aを選択する際、ある行セレクタトランジスタ 1 1 l a及び列セレクタトランジスタ 121 aが ONになり、対応するワード線 1 10a及びビット線 120aが活性化される。それらワード線 1 10a及びビット線 120aに、所定の書き込み電流が供給されることによって、選択されたメモリセル 10aに対してデータの書き込みが行われる。

[0049] MRAM 100は複数のメモリセル (TMR素子） 10を有しているため、このような書き込み動作時におけるスイッチング磁界のバラツキが存在する。このスイッチング磁界のバラツキは、表面荒さ Raと相関を有する量である。発明者らは、それぞれ異なった組成の磁化自由層 33を有する複数の MRAMI OOを試作し、それぞれについてスィツチング磁界 (反転磁界）のバラツキを測定した。

[0050] 図 10は、その実験結果を示しており、複数の MRAMに対して、磁化自由層（フリ一層） 33の構成及び測定されたスイッチング磁界 (反転磁界）のバラツキ（1 σ )を示してレ、る。「フリー層の構成」の段において、括弧内の数字は原子百分率を示している。尚、磁化自由層 33の膜厚は 5nmである。また、下地層 22は、 20nmの膜厚を有する Ta膜である。反強磁性体層 23は、 15nmの膜厚を有する PtMn膜である。磁化固定層 31は、 2. 5nmの膜厚を有する CoFe膜、 0· 8nmの膜厚を有する Ru膜、及び 2· 5nmの膜厚を有する CoFe膜から構成される。トンネル絶縁層 32は、 lnmの膜厚を有する AIO膜である。上部電極層 24は、 5nmの膜厚を有する Ta膜である。

[0051] 実験例 No. 1：

強磁性元素として NiFeが用いられ、非磁性元素として Zrが用いられている。 Zrの含有量は、 "6原子％ "である。この時、反転磁界のばらつき σは、 7. 0%である。

[0052] 実験例 No. 2 :

強磁性元素として NiFeが用いられ、非磁性元素として Zrが用いられている。 Zrの含有量は、 "10原子％ "である。この時、反転磁界のばらつき σは、 5. 7%である。

[0053] 実験例 No. 3 :

強磁性元素として NiFeが用いられ、非磁性元素として Zrが用いられている。 Zrの含有量は、 "20原子％ "である。この時、反転磁界のばらつき σは、 5. 5%である。

[0054] 実験例 No. 4 :

強磁性元素として NiFeが用いられ、非磁性元素として Zrが用いられている。 Zrの含有量は" 29原子％ "である。この時、反転磁界のばらつき σは、 6. 0%である。

[0055] 実験例 No. 5 :

強磁性元素として NiFeが用いられ、非磁性元素として Taが用いられている。 Taの含有量は" 10原子％ "である。この時、反転磁界のばらつき σは、 6. 0%である。

[0056] 実験例 No. 6 :

強磁性元素として NiFeが用いられ、非磁性元素として Tiが用いられている。 Tiの含有量は" 10原子％ "である。この時、反転磁界のばらつき σは、 6. 5%である。

[0057] 実験例 No. 7 :

強磁性元素として NiFeが用いられ、非磁性元素として Hf、 Taが用いられている。 Hfの含有量は" 5原子％ "であり、 Taの含有量は" 5原子％ "である。この時、反転磁界のばらつき σは、 6. 3%である。

[0058] 実験例 No. 8 :

強磁性元素として NiFeが用いられ、非磁性元素として Nb、 Zrが用いられている。 Nbの含有量は" 2原子％ "であり、 Zrの含有量は" 8原子％ "である。この時、反転磁界のばらつき σは、 5· 8%である。

[0059] 実験例 No. 9 :

強磁性元素として NiFeが用いられ、非磁性元素として W、 Zrが用いられている。 W の含有量は" 5原子％ "であり、 Zrの含有量は" 10原子％ "である。この時、反転磁界のばらつき σは、 6. 1 %である。

[0060] 実験例 No. 10 :

強磁性元素として NiFeが用いられ、非磁性元素として Mo、 Zrが用いられている。

Moの含有量は" 5原子％ "であり、 Zrの含有量は" 10原子％ "である。この時、反転磁界のばらつき σは、 6. 0%である。

[0061] 実験例 No. 1 1 :

強磁性元素として NiFeCoが用いられ、非磁性元素として Zrが用いられている。 Zr の含有量は" 10原子％ "である。この時、反転磁界のばらつき σは、 6. 3%である。

[0062] 比較例 No. 1 :

この場合、フリー層は NiFeだけを含んでおり、他の元素は添加されていなレ、（従来技術）。 Niの含有量は" 80原子％ "であり、 Feの含有量は" 20原子％ "である。この時、反転磁界のばらつき σは、 10. 2%である。このように、本発明に係る MRAM100 ( 実験例 No.：!〜 Νο· 1 1 )によれば、反転磁界のばらつき σが低減されることが明らかになつた。

[0063] 特に、反転磁界のバラツキ σが 10%以下になるとよい理由は以下の通りである。あるメモリセルにデータを書き込む際、その書き込み電流によって、対象ではないメモリセルにおける自発磁界も反転してしまう場合がある。このような現象は「ディスターブ」と呼ばれている。 1メガビット級のメモリセルアレイの場合、バラツキ σ力 S 10%以上であると、必ずディスターブが発生する。このディスターブを防止するためには、バラッキ σが 10%より小さいと良いことが、一般的に知られている。そして、本発明によれば、図 10に示されているように 10%未満の反転磁界のバラツキ σが実現されている。そして、ここで用いられている元素は、 Ti, Zr, Nb， Hf， Ta， Mo, Wから選択されている。このように、本発明によればディスターブが防止され、歩留まりが向上する。尚、反転磁界のバラツキ σと表面荒さ Raとの間には相関関係がある。バラツキ σ力 S l O% 以下であることは、表面荒さ Raが 0. 3nm以下であることにほぼ対応する。

[0064] 比較例 No. 2 :

強磁性元素として NiFeが用いられ、非磁性元素として Zrが用いられている。 Zrの含有量は" 4原子％ "である。この時、反転磁界のばらつき σは、 10. 0%であった。この比較例 No. 2と前出の実験例 No. 1との比較から明らかなように、 Zrの含有量は" 4原子％ "より大きいと好ましい。図 6や図 7も考慮に入れると、 Zrの含有量は" 5原子 % "より大きいと好適である。

[0065] 比較例 No. 3 :

強磁性元素として NiFeが用いられ、非磁性元素として Zrが用いられている。 Zrの含有量は" 31原子％ "である。この時、生成された膜は強磁性を示さなかった。この比較例 No. 3と前出の実験例 No. 4との比較から明らかなように、 Zrの含有量は" 30 原子％ "より小さいと好ましい（図 5参照）。

[0066] 比較例 No. 4 :

強磁性元素として NiFeCoが用いられ、非磁性元素として Zrが用いられている。 Zr の含有量は" 4原子％ "である。この時、反転磁界のばらつき σは、 10. 0%であった。この比較例 No. 4と前出の実験例 No. 11との比較から明らかなように、 Zrの含有量は" 5原子％ "より大きいと好適である。

[0067] 以上に説明されたように、本発明に係る強磁性膜 (磁化自由層） 33は、優れた平滑性

•熱耐性を備えている。また、本発明に係る TMR素子 10及び MRAM100によれば、スイッチング磁界のバラツキが低減される。これにより、動作マージンが拡がり、ディスターブが防止される。従って、歩留まりが向上する。

[0068] (製造方法）

次に、本発明に係る磁気抵抗素子 10 (磁気抵抗効果積層膜)の製造方法が示される。

[0069] まず、基板 20の上に下部電極層 21が形成される。次に、下部電極層 21の上に下地層 22が形成され、その下地層 22の上に反強磁性体層 23が形成される。次に、反強磁性体層 23の上に磁化固定層 31が形成される。この磁化固定層 31は、例えば、 2. 5nmの膜厚を有する CoFe膜、 0· 8nmの膜厚を有する Ru膜、及び 2· 5nmの膜厚を有する CoFe膜が順次積層されることにより形成される。次に、この磁化固定層 3 1の上にトンネル絶縁層（非磁性層） 32が形成される。このトンネル絶縁層 32として、例えば、 lnmの膜厚を有する AIO膜が形成される。

[0070] 次に、一般的なスパッタ法により、トンネル絶縁層 32の上に磁化自由層 33が形成される。ここで、この磁化自由層 33は、強磁性体である「第 1物質」と、非強磁性体である「第 2物質」を含んでいる。上述の通り、第 1物質は、 Fe, Co, Niからなる群から選択される少なくとも一種類の元素を含む。例えば、第 1物質は、 NiFeである。また、上述の通り、第 2物質は、 Zr, Ti， Nb, Ta， Hf, Mo, W力、らなる群力選択される少なくとも一種類の元素を含む。例えば、第 2物資は、 Zrである。この第 2物質の原子百分率は、 "5原子％ "より大きぐ 30原子％ "より小さいことが好ましい。

[0071] 次に、磁化自由層 33の上に上部電極層 24が形成される。更に、所定の層が形成された後、「熱処理」が行われる。この熱処理によって、磁化自由層 33において、非磁性元素の濃度の低い第 1部分 40と非磁性元素の濃度の高い第 2部分 50に分離した構造が形成される。ここで、第 1部分 40は、第 1物質を主成分として含み、第 2部分 50は、第 2物質を多く含んでいる。具体的には、この第 2部分 50は、結晶質である第 1部分 40の粒界 60に第 2物質が析出することによって形成される（図 4A参照）。このように、第 1部分 40と第 2部分 50が分離するように熱処理が行われる。更に高い温度で熱処理が行われると、粒界 60への第 2物質の析出が進み、強磁性部 70と非強磁性部 80とが相分離した構造が得られる（図 4B参照）。

[0072] 図 11は、熱処理時の温度と相分離との関係を説明するための図である。図 11には、例として、 NiFeZr膜の場合が示されている。縦軸は、 X線回折のピークの位置 2 Θ を示し、横軸は Zr含有量を示している。 Zr含有量は、 NiFeZr膜全体に対する Zrの含有量である。ピーク位置は、 Cu_Kひ線を用いた X線回折実験（ θ - 2 Θ測定）によって得られる。このピーク位置 2 Θは、結晶の格子定数に対応する量である。具体的には、ピーク位置 2 Θの減少は、格子定数が大きくなることを意味し、ピーク位置 2 Θの増加は、格子定数が小さくなることを意味する。尚、この例の場合、 X線回折で現れてくるのは、主に NiFeに対するパタンであり、ピーク位置 2 Θの変化は、 NiFe結晶の格子定数の変化を示すものと考えられる。また、電子線回折であっても X線回折と同じぐ主に NiFe結晶に対する格子定数の情報を得ることが出来る。電子線回折では試料を薄片化して電子線を透過させるが、薄片の厚さは 30nm前後であるため、平均的な格子定数を得ることができる。

[0073] 図 11には、熱処理前の状態（as deposited) , 275°Cの温度で 5時間にわたり熱処理が行われた後の状態、 350°Cの温度で半時間にわたり熱処理が行われた後の状態の 3種類の状態が示されている。まず、熱処理前の状態（as deposited)は、上記第 1物質 (NiFe)と上記第 2物質 (Zr)が均等に分布してレ、る合金の状態である。この場合、 Zr含有量が増加するにつれて、ピーク位置 2 Θがほぼ単調に減少するという傾向が見られる。つまり、 Zr含有量が増加するにつれて、格子定数が大きくなる。これは、 NiFe結晶の中に Zrが混入することによって、 NiFe結晶の格子が強制的に延ばされることに起因すると考えられる。

[0074] 次に、 275°Cで熱処理が行われた場合、熱処理前の状態に比べ、ピーク位置 2 Θ が全体的に増加していることがわかる。つまり、熱処理前の状態に比べ、格子定数が小さくなつている。これは、熱処理により粒界 60に Zrが析出し、 NiFeの結晶格子が本来のものになってきたことを意味している。つまり、高融点で原子半径の大きい第 2 成分 (Zr)力粒界 60に析出し、格子定数が小さくなつたのである。この析出した Zrが非磁性元素の濃度の高い第 2部分 50を形成する。ここで、 Zr含有量が増加するにつれて、依然ピーク位置 2 Θが減少していることから、第 1部分 40にはある程度 Zrが含まれていると考えられる。

[0075] 次に、 350°Cで熱処理が行われた場合、 275°Cで熱処理が行われた場合に比べ、ピーク位置 2 Θが全体的に更に増加していることがわかる。つまり、格子定数が更に小さくなつている。また、 Zr含有量が増加しても、ピーク位置 2 Θがほぼ一定であることがわかる。その値は、 Zr含有量が 0%の場合の値とほぼ同じであり、約 44度である。これは、粒界 60にほぼ全ての Zrが析出し、 NiFeの結晶格子が純粋な NiFe結晶のものとほぼ同じになっていることを意味する。すなわち、 350°Cで熱処理が行われた結果、相分離がほぼ完全に進行したと考えられる。これにより、ほぼ完全に相分離した強磁性部 70と非強磁性部 80が形成される。尚、形成される非強磁性部 80に、微量の Ni/Feが含まれてレ、てもよレ、。

[0076] このように、本発明に係る磁気抵抗素子 10の製造方法によれば、 270°C以上の温度で熱処理が行われる。これにより、磁ィ匕自由層 33において、非磁性元素の濃度の低い第 1部分 40と非磁性元素の濃度の高い第 2部分 50が形成される。さらに、 350 °Cで熱処理が行われた場合、ほぼ完全に相分離した強磁性部 70非強磁性部 80が形成される。これは、図 11に示されたように、 X線回折によるピーク位置 (あるいは電子線回折パタン)の測定から観測される。つまり、分離状態は、第 1物質と第 2物質が均等に分布する熱処理前の状態（as deposited)の格子定数より小さい格子定数が測定されることによって確認され得る。ほぼ完全に相分離を進行させるためには、 350 °C以上の温度で熱処理が行われると好ましい。また、この熱処理の際の温度の上限は、現実的な観点から、 500°C程度である。

[0077] 以上に説明された製造方法により、優れた平滑性 ·熱耐性を備えた強磁性膜 (磁化自由層） 33が得られる。このような磁化自由層 33を用いることによって、スイッチング磁界のバラツキが低減された MRAMIOOを製造することが可能となる。そのような M RAMによれば、動作マージンが拡がり、ディスターブが防止される。従って、歩留まりが向上する。

Claims

請求の範囲

[1] 強磁性元素と非磁性元素とを含む強磁性膜であって、

前記強磁性膜中の前記非磁性元素の平均濃度より、前記非磁性元素の濃度が低い第 1部分と、

前記平均濃度より前記非磁性元素の濃度が高い第 2部分と

を有し、

前記非磁性元素は Zr, Ti, Nb, Ta, Hf, Mo, Wからなる群から選択される少なくとも一種類の元素を含む

強磁性膜。

[2] 請求項 1に記載の強磁性膜であって、

前記強磁性元素は、 Fe, Co, Niからなる群から選択される少なくとも一種類の元素を含む

強磁性膜。

[3] 請求項 1又は 2に記載の強磁性膜であって、

前記強磁性膜は結晶質であり、前記第 2部分が結晶粒界に存在する

強磁性膜。

[4] 請求項 3に記載の強磁性膜であって、

前記第 1部分は、柱状に形成された

強磁性膜。

[5] 相分離した強磁性部と非強磁性部を含み、

前記非強磁性部は、非磁性元素である Zr, Ti, Nb, Ta, Hf, Mo, Wからなる群から選択される少なくとも一種類の元素を含む

強磁性膜。

[6] 請求項 5に記載の強磁性膜であって、

前記強磁性部は、強磁性元素である Fe, Co, Niからなる群から選択される少なくとも一種類の元素を主成分として含む

強磁性膜。

[7] 請求項 5又は 6に記載の強磁性膜であって、前記強磁性部は、結晶質であり、

前記非強磁性部は、前記強磁性部の粒界に存在する

強磁性膜。

[8] 請求項 7に記載の強磁性膜であって、

前記強磁性部は、柱状に形成された

強磁性膜。

[9] 請求項 1乃至 8のいずれかに記載の強磁性膜であって、

lnm〜20nmの膜厚を有する

強磁性膜。

[10] 請求項 1乃至 9のいずれかに記載の強磁性膜であって、

前記強磁性膜中に占める前記非磁性元素の平均濃度の原子百分率は 30%より小さい

強磁性膜。

[11] 請求項 1乃至 10のいずれかに記載の強磁性膜であって、

前記強磁性膜中に占める前記非磁性元素の平均濃度の原子百分率は 5%より大さい

強磁性膜。

[12] 請求項 1乃至 11のいずれかに記載の強磁性膜であって、

表面の平均荒さが 0. 3nm以下である

強磁性膜。

[13] Fe, Co, Niからなる群から選択される少なくとも一種類の第 1元素と、

Zr, Ti， Nb, Ta， Hf, Mo, Wからなる群から選択される少なくとも一種類の第 2元素と

を含み、

格子定数が、前記第 1元素と前記第 2元素とが均等に分布する合金の格子定数よりも小さいことを特徴とする

強磁性膜。

[14] 請求項 13に記載の強磁性膜であって、前記格子定数は、 X線回折測定のピーク位置、或いは、電子線回折パタンとして得られる値であることを特徴とする

強磁性膜。

[15] 請求項 1乃至 14のいずれかに記載の強磁性膜を含む磁化自由層と、

磁化固定層と、

前記磁化自由層と前記磁化固定層に挟まれた非磁性層と

を備える

磁気抵抗素子。

[16] 磁化自由層と、

磁化固定層と、

前記磁化自由層と前記磁化固定層に挟まれた非磁性層と

を備え、

前記磁化自由層は、強磁性元素と非磁性元素とを含む強磁性膜を備え、前記強磁性膜は、

前記平均濃度より前記非磁性元素の濃度が高い第 2部分と

を有する

磁気抵抗素子。

[17] 請求項 16に記載の磁気抵抗素子であって、

前記強磁性元素は、 Fe, Co, Niからなる群から選択される少なくとも一種類の元素であり、

前記非磁性元素は、 Zr, Ti, Nb， Ta, Hf， Mo, Wからなる群から選択される少なくとも一種類の元素である

磁気抵抗素子。

[18] 磁化自由層と、

磁化固定層と、

前記磁化自由層と前記磁化固定層に挟まれた非磁性層とを備え、

前記磁化自由層は、相分離した強磁性部と非強磁性部を含む

磁気抵抗素子。

[19] 請求項 18に記載の磁気抵抗素子であって、

前記強磁性部は、 Fe, Co, Niからなる群から選択される少なくとも一種類の元素を主成分として含み、

前記非強磁性部は、 Zr, Ti, Nb， Ta, Hf， Mo, Wからなる群から選択される少なくとも一種類の元素を含む

磁気抵抗素子。

[20] 請求項 15乃至 19のいずれかに記載の磁気抵抗素子であって、

前記非磁性層は、トンネル絶縁層である

磁気抵抗素子。

[21] 請求項 15乃至 20のいずれかに記載の磁気抵抗素子を有する

磁気ランダムアクセスメモリ。

[22] (A)磁化固定層を形成する工程と、

(B)前記磁化固定層上に、非磁性層を形成する工程と、

(C)前記非磁性層上に、強磁性元素と非磁性元素とを含む強磁性膜を有する磁化自由層を形成する工程と、

(D)前記強磁性膜において、前記強磁性膜中の前記非磁性元素の平均濃度より前記非磁性元素の濃度が低い第 1部分と、前記平均濃度より前記非磁性元素の濃度が高い第 2部分とが形成されるように熱処理する工程と

を備える

磁気抵抗効果積層膜の製造方法。

[23] (A)磁化固定層を形成する工程と、

(B)前記磁化固定層上に、非磁性層を形成する工程と、

(D)前記強磁性膜において、前記強磁性元素を主成分として含む強磁性部と前記非磁性元素からなる非強磁性部が相分離するように熱処理する工程とを備える

磁気抵抗効果積層膜の製造方法。

[24] 請求項 22又は 23に記載の磁気抵抗効果積層膜の製造方法であって、

前記（D)工程において、 270°C以上の温度で熱処理が行われる

磁気抵抗効果積層膜の製造方法。

[25] 請求項 22乃至 24のレ、ずれかに記載の磁気抵抗効果積層膜の製造方法であって前記非磁性元素は、 Zr, Ti, Nb， Ta, Hf, Mo, Wからなる群から選択される少なくとも一種類の元素を含む

磁気抵抗効果積層膜の製造方法。