WO2012004883A1 - 磁気抵抗効果素子及びそれを用いたランダムアクセスメモリ - Google Patents

磁気抵抗効果素子及びそれを用いたランダムアクセスメモリ Download PDF

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ferromagnetic layer
ferromagnetic
tunnel magnetoresistive
magnetization
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大野　英男
正二 池田
山本　浩之
伊藤　顕知
高橋　宏昌
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国立大学法人東北大学
株式会社日立製作所
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    • H10B61/20—Magnetic memory devices, e.g. magnetoresistive RAM [MRAM] devices comprising components having three or more electrodes, e.g. transistors
    • H10B61/22—Magnetic memory devices, e.g. magnetoresistive RAM [MRAM] devices comprising components having three or more electrodes, e.g. transistors of the field-effect transistor [FET] type
    • H—ELECTRICITY
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    • H01L29/66—Types of semiconductor device ; Multistep manufacturing processes therefor
    • H01L29/82—Types of semiconductor device ; Multistep manufacturing processes therefor controllable by variation of the magnetic field applied to the device
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    • 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

Definitions

  • the present invention relates to a magnetoresistive effect element using an in-plane magnetized material and a random access memory using the same.
  • MRAM Magnetic Random Access Memory
  • MRAM Magnetic Random Access Memory
  • An MTJ element has a structure in which a nonmagnetic layer (insulating layer) is sandwiched between two ferromagnetic layers (recording layer, fixed layer), and the magnetization direction of one ferromagnetic layer (recording layer) is set to an external magnetic field. Can be reversed.
  • a nonmagnetic layer insulating layer
  • two ferromagnetic layers (recording layer, fixed layer)
  • the magnetization direction of one ferromagnetic layer (recording layer) is set to an external magnetic field.
  • the MTJ element information is recorded by controlling the magnetization direction of the magnetic layer.
  • Patent Document 1 also uses an in-plane magnetization material as a recording layer and uses an MTJ element that utilizes spin-injection magnetization reversal and a memory in which the MTJ element is integrated (Spin-transfer, Magnetic, Random, Access, Memory: SPRAM or STT-MRAM ) Is disclosed.
  • MTJ element that utilizes spin-injection magnetization reversal and a memory in which the MTJ element is integrated
  • the resistance of the element changes due to the difference in magnetization direction between the recording layer and the fixed layer.
  • the resistance change ratio is called a TMR (Tunnel-Magnetoresistance) ratio
  • TMR Tunnel-Magnetoresistance
  • a high TMR ratio is desired in order to read “0” and “1” information without error.
  • a current is passed by a transistor connected to the MTJ element, and the magnetization of the recording layer of the MTJ element is reversed.
  • the gate length of a transistor is reduced as the memory becomes highly integrated, the amount of current that can flow through the transistor also decreases. Accordingly, a lower write current density J c0 is required for the MTJ element applied to SRPAM. Furthermore, when miniaturizing the element, thermal stability of magnetic information in the MTJ element becomes a problem.
  • the thermal energy (k B T, where k B is a Boltzmann constant and T is a temperature) due to the environmental temperature is higher than the magnetic energy barrier (E) necessary for reversing the magnetization direction of the recording layer of the MTJ element Inversion of magnetization occurs without applying an external magnetic field or current. Since the magnetic energy barrier of the MTJ element decreases as the size decreases, the thermal stability index E / k B T decreases with the miniaturization of the element. As described above, the MTJ element applied to the SPRAM is required to have a high TMR ratio, E / k B T, and a low write current density.
  • Non-Patent Document 1 spin torque is efficiently applied to each laminated magnetic layer, and the current required for magnetization reversal is reduced as compared to a single layer. Therefore, it is possible to increase the volume of the recording layer while maintaining a low write current density J c0 compared to the single recording layer, and to obtain a high E / k B T.
  • the write current density J c0 of the in-plane magnetization MTJ element is expressed by the following formula.
  • e is the elementary charge
  • M s is the saturation magnetization of the recording layer
  • t is the thickness of the recording layer
  • ⁇ is the Gilbert damping constant
  • h bar is the Planck constant divided by 2 ⁇
  • g ( ⁇ ) is The efficiency of the spin transfer torque
  • ⁇ is the angle formed by the magnetization of the recording layer and the fixed layer
  • P is the spin polarizability
  • H k // is the anisotropic magnetic field in the in-plane direction of the recording layer
  • H eff is the effective in the vertical direction.
  • H d is a demagnetizing field in the perpendicular direction of the recording layer
  • H k ⁇ is an anisotropic magnetic field in the perpendicular direction of the recording layer.
  • Non-Patent Document 2 shows an example in which Cr or V is added to CoFeB of the recording layer to reduce M s .
  • Non-Patent Document 3 shows an example in which a Co / Ni multilayer film is used as a recording layer.
  • Patent Document 2 shows an example in which a perpendicular magnetization magnetic layer is stacked as a cap layer of an in-plane magnetization recording layer.
  • an object of the present invention is to provide an in-plane magnetization MTJ element that maintains a high TMR ratio and a thermal stability index (E / k B T) and has a low write current density J c0. .
  • the recording layer of the in-plane magnetization MTJ element has a laminated structure composed of the second ferromagnetic layer / nonmagnetic layer / first ferromagnetic layer, and the second ferromagnetic layer in contact with the barrier layer includes CoFeB or the like.
  • a material having a bcc crystal structure is used, and an in-plane magnetization material having a strong perpendicular magnetic anisotropy magnetic field H k ⁇ is applied to the first ferromagnetic layer.
  • H k ⁇ of the first ferromagnetic layer satisfies 2 ⁇ M s ⁇ H k ⁇ ⁇ 4 ⁇ M s . Try to meet.
  • an in-plane magnetization MTJ element that exhibits a low write current density while maintaining a high TMR ratio and thermal stability can be produced.
  • FIG. 1 is a schematic cross-sectional view of the MTJ element in Example 1.
  • the lower electrode 12, the antiferromagnetic layer 13, the fixed layer 22, the barrier layer 10, the recording layer 21, the cap layer 14, and the upper electrode 11 are laminated in this order.
  • the recording layer 21 has a laminated ferrimagnetic structure composed of a first ferromagnetic layer 41, a second ferromagnetic layer 42, and a first nonmagnetic layer 31, and has a magnetization 61 of the first ferromagnetic layer 41 and a second strong layer.
  • the magnetization 62 of the magnetic layer 42 is coupled antiparallel (antiferromagnetic coupling).
  • the fixed layer 22 has a laminated ferrimagnetic structure composed of the third ferromagnetic layer 43, the fourth ferromagnetic layer 44, and the second nonmagnetic layer 32, and the magnetization 63 of the third ferromagnetic layer 43 and the The magnetization 64 of the fourth ferromagnetic layer 44 is antiparallel and coupled.
  • MgO film thickness: 1 nm
  • CoFeB film thickness: 2.4 nm
  • the third ferromagnetic layer 43 constituting the fixed layer 22 is CoFeB (film thickness: 2.5 nm)
  • the fourth ferromagnetic layer 44 is CoFe (film thickness: 3 nm)
  • the second nonmagnetic layer For Ru 32, Ru (film thickness: 0.8 nm) was used.
  • MnIr film thickness: 8 nm was used for the antiferromagnetic layer 13.
  • the lower electrode 12 was composed of a laminated film laminated in the order of Ta (5 nm) / Ru (10 nm) / Ta (5 nm) / NiFe (3 nm) from the substrate side.
  • the cap layer 14 was composed of a laminated film of Ta (film thickness: 5 nm) / Ru (film thickness: 10 nm).
  • Each of the above layers was formed on the Si substrate 5 using an RF sputtering method using Ar gas. After forming the laminated film, it was processed into a pillar shape having an upper surface area of 100 nm ⁇ 200 nm using electron beam (EB) lithography and ion beam etching. Thereafter, an upper electrode 11 having a laminated structure of Cr (film thickness: 5 nm) / Au (film thickness: 100 nm) was formed. Although not shown, the upper electrode layer 11 and the lower electrode layer 12 are connected to wirings for supplying current to the element. After fabricating the device, annealing at 300 ° C. was performed.
  • the magnetizations 61 and 62 in the recording layer 21 are reversed depending on the current direction.
  • the magnetization 62 of the second ferromagnetic layer 42 and the magnetization 61 of the first ferromagnetic layer 41 maintain antiparallel coupling with each other.
  • the magnetizations 63 and 64 in the fixed layer 22 are not reversed because their directions are fixed by the antiferromagnetic layer 13.
  • the magnetization 62 of the second ferromagnetic layer 42 and the magnetization 63 of the third ferromagnetic layer 43 facing each other with the barrier layer 10 in between are in a parallel arrangement, the element is in a low resistance state.
  • the element is in a high resistance state. Since the second ferromagnetic layer 42 and the third ferromagnetic layer 43 at the interface of the barrier layer 10 that affect the TMR ratio are CoFeB, a high TMR ratio of 100% or more was obtained.
  • Co 75 Pt 25 of the first ferromagnetic layer 41 is originally a material exhibiting perpendicular magnetization, but the strength of the perpendicular magnetic anisotropy depends on the crystal structure and orientation of the underlayer. For example, when Ru having a film thickness of about 20 nm is used for the underlayer, high perpendicular magnetic anisotropy of 10 7 erg / cm 3 or more is exhibited. However, even if it is an amorphous or bcc structure material, or Ru, if the film thickness is thin, sufficient orientation cannot be obtained, and the perpendicular magnetic anisotropy decreases. As a result, the magnetization falls in the in-plane direction.
  • Co 75 Pt 25 of the first ferromagnetic layer 41 formed thereon becomes an in-plane magnetization film.
  • the saturation magnetization M s of Co 75 Pt 25 as the first ferromagnetic layer 41 was 1000 emu / cm 3
  • the anisotropic magnetic field H kH in the vertical direction was 10 kOe.
  • the easy magnetization axis becomes a film in the in-plane direction.
  • the first ferromagnetic layer 41 is made of CoFeB, but J c0 is reduced to about 3 in the MTJ element of this example as compared with the MTJ element of the conventional configuration.
  • the second magnetic layer 42 in contact with the MgO barrier layer 10 is made of CoFeB similar to the conventional one, a high TMR ratio of 100% or more was confirmed. Further, since M s ⁇ t (M s : saturation magnetization, t: film thickness) of the first ferromagnetic layer 41 is equivalent to that of the conventional CoFeB layer, the thermal stability E / k B T is the same as that of the conventional configuration. Equivalent values can be realized.
  • Co 75 Pt 25 is used as the material of the first ferromagnetic layer 41, but the same effect can be obtained by applying other materials having strong perpendicular magnetic anisotropy.
  • Specific materials include any one of Co, Fe and Ni, or one or more elements therein, and an ordered alloy containing one or more elements of Pt and Pd, including Co, and further including Cr, Ta, nb, V, W, Hf, Ti, Zr, Pt, Pd, Fe, an alloy containing at least one element from among Ni, L1 0 type, such as Co 50 Pt 50, Fe 50 Pt 50, Fe 50 Pd 50 Regular alloy, granular magnetic material such as CoCrPt—SiO 2 , FePt—SiO 2, etc.
  • a laminated film in which alloys and nonmagnetic metals such as Ru, Pt, Rh, Pd, and Cr are alternately laminated, a laminated film in which Co and Ni are alternately laminated, or TdFeCo, GdFeCo, etc., Gd, Dy, Tb Rare earth Metal to the transition metal may be an amorphous alloy containing.
  • the perpendicular magnetic anisotropy of the film is controlled depending on the formation conditions so that 4 ⁇ M s > H k ⁇ ⁇ .
  • the L1 0 ordered alloy can control the perpendicular magnetic anisotropy by adjusting the film formation temperature.
  • the crystal orientation is important in order to develop perpendicular magnetization, and when it is insufficient, the easy axis of magnetization is in the in-plane direction (H k ⁇ ⁇ 4 ⁇ M s ).
  • a formation temperature 500 ° C. or higher is required.
  • the perpendicular magnetic anisotropy can be reduced so as to satisfy 4 ⁇ M s > H k ⁇ by lowering the formation temperature.
  • the perpendicular magnetic anisotropy can be controlled by adjusting the thickness of each layer and the stacking cycle.
  • a multilayer film for example, it is known that when the film thickness of the ferromagnetic layer is increased, the perpendicular magnetic anisotropy is lowered and an in-plane magnetization material is obtained.
  • the in-plane magnetization magnetic layer having perpendicular magnetic anisotropy [Co (1 nm) / Pd (1.5 nm)] ⁇ 3 periods is a desirable configuration. Even if such a material is used, the same effect as in the first embodiment can be obtained.
  • the film thickness is preferably 1.5 nm or more and 2 nm or less in order to obtain an in-plane magnetization film.
  • Example 1 CoFeB is used for the second ferromagnetic layer, but it goes without saying that the same effect can be obtained by using other materials having a bcc crystal structure, for example, CoFe or Fe.
  • Example 2 proposes an MTJ element in which the recording layer has a ferromagnetically coupled laminated ferrostructure. A schematic cross-sectional view of the element is shown in FIG. Except for the first nonmagnetic layer 31, the material and film thickness of each layer are the same as those in the first embodiment.
  • Example 2 Ru having a film thickness of 1.5 nm was used for the first nonmagnetic layer 31.
  • the coupling direction of the two ferromagnetic layers in the laminated ferro structure depends on the film thickness of the nonmagnetic layer inserted between them.
  • the magnetizations 61 and 62 of the first ferromagnetic layer 41 and the second ferromagnetic layer 42 are coupled in parallel (ferromagnetic coupling).
  • the operation of the MTJ element is the same as that of the first embodiment except that the two magnetic layers 41 and 42 in the recording layer 21 are reversed in magnetization while being coupled in the parallel direction.
  • a reduction effect equivalent to that in Example 1 was confirmed for the write current density J c0 .
  • the second magnetic layer 42 in contact with the MgO barrier layer 10 is made of CoFeB as in the conventional case, a high TMR ratio of 100% or more was confirmed.
  • the thermal stability E / k B T the effect of improving about 1.5 times compared with the device of Example 1 was confirmed. This is an influence of the magnetic coupling direction in the laminated ferro configuration.
  • Example 1 the two magnetic layers are antiferromagnetically coupled, and the in-plane demagnetizing field in each layer is shielded by the magnetostatic coupling magnetic field (a magnetic pole is unlikely to be generated). Therefore, shape magnetic anisotropy is suppressed, and the energy of the magnetic material is reduced.
  • the magnetic layer in the laminated ferro configuration is ferromagnetically coupled as in Example 2, there is no reduction in shape magnetic anisotropy (no demagnetization shielding effect), so the energy of the magnetic material is high, Thermal stability E / k B T is increased compared to Example 1.
  • Example 3 proposes an MTJ element in which thin CoFeB is applied as a recording layer material. A schematic cross-sectional view of the element is shown in FIG. Except for the material and configuration of the recording layer, the material and film thickness of each layer are the same as those in Example 1.
  • the recording layer 21 is formed of the second ferromagnetic layer 42 / the first nonmagnetic layer 31 / the fifth ferromagnetic layer 45 / the third nonmagnetic layer 33 / the first ferromagnetic layer 41. It is formed in a stacked configuration.
  • the material of the first ferromagnetic layer 41, the second ferromagnetic layer 42, and the fifth ferromagnetic layer 45 is CoFeB having a film thickness of 1.5 nm, and the first nonmagnetic layer 31 and the third nonmagnetic layer 33. Ru was applied.
  • CoFeB having a film thickness of 2 nm or more is used for the recording layer.
  • CoFeB has the property of increasing perpendicular magnetic anisotropy when it is made thin.
  • a recording layer having a CoFeB (1.5) / Ru (0.8) / CoFeB (1.5) / Ru (0.8) / CoFeB (1.5) stacked structure is formed. did.
  • the write current density J c0 was reduced to about half compared with the MTJ element having a recording layer of CoFeB (2) / Ru (0.8) / CoFeB (2). Further, the TMR ratio was confirmed to be 100% or more because the same ferromagnetic layer CoFeB as the conventional one was used. Further, since the volume of the ferromagnetic material constituting the recording layer is set to the same level as that of the conventional configuration, a value equivalent to that of the conventional configuration was obtained for E / k B T.
  • the CoFeBs in the recording layer are antiferromagnetically coupled via Ru, and the magnetizations of adjacent CoFeBs are arranged in antiparallel. Similar effects can be obtained by adjusting the Ru film thickness (for example, 1.5 nm) as in Example 2 and ferromagnetically coupling all the magnetizations in the same direction. In that case, since the shape magnetic anisotropy is not reduced (there is no demagnetizing field shielding effect), the energy of the magnetic material is high, and the thermal stability E / k B T is further increased as compared with the configuration of Example 3. .
  • FIG. 4 is a schematic cross-sectional view showing a configuration example of a magnetic memory cell according to the present invention. This magnetic memory cell is equipped with the MTJ element 110 shown in the first to third embodiments.
  • the C-MOS 111 is composed of two n-type semiconductors 112 and 113 and one p-type semiconductor 114.
  • An electrode 121 serving as a drain is electrically connected to the n-type semiconductor 112 and connected to the ground via the electrode 141 and the electrode 147.
  • An electrode 122 serving as a source is electrically connected to the n-type semiconductor 113.
  • 123 is a gate electrode, and ON / OFF of the current between the source electrode 122 and the drain electrode 121 is controlled by ON / OFF of the gate electrode 123.
  • An electrode 145, an electrode 144, an electrode 143, an electrode 142, and an electrode 146 are stacked on the source electrode 122, and the lower electrode 12 of the MTJ element 110 is connected via the electrode 146.
  • the bit line 222 is connected to the upper electrode 11 of the MTJ element 110.
  • magnetic information is recorded by rotating the magnetization direction of the recording layer of the MTJ element 110 by the current flowing through the MTJ element 110, that is, the spin transfer torque.
  • the spin transfer torque is not a spatial external magnetic field, but a principle in which spins of spin-polarized current flowing in the MTJ element give torque to the magnetic moment of the ferromagnetic recording layer of the tunnel magnetoresistive element.
  • the MTJ element is provided with means for supplying current from the outside, and spin transfer torque magnetization reversal is realized by flowing current using the means.
  • the direction of magnetization of the recording layer in the MTJ element 110 is controlled by passing a current between the bit line 222 and the electrode 146.
  • FIG. 5 is a diagram showing a configuration example of a magnetic random access memory in which the magnetic memory cells are arranged.
  • a word line 223 and a bit line 222 connected to the gate electrode 123 are electrically connected to the magnetic memory cell.
  • a write enable signal is sent to the write driver connected to the bit line 222 to which a current is to be supplied to boost the voltage, and a predetermined current is supplied to the bit line 222.
  • a predetermined current is supplied to the bit line 222.
  • either the write driver 230 or the write driver 231 is dropped to the ground, and the current direction is controlled by adjusting the potential difference.
  • a write enable signal is sent to the write driver 232 connected to the word line 223 to boost the write driver 232 and turn on the transistor connected to the MTJ element to be written.
  • a current flows through the MTJ element 110 and spin torque magnetization reversal is performed.
  • the signal to the write driver 232 is disconnected and the transistor is turned off.
  • Electrode, 150 ... Write line, 222 ... Bit line, 223 ... Word line, 230, 231, 232 ... Write driver

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Abstract

　高いＴＭＲ比を維持しつつ低い書き込み電流密度を示す磁気抵抗効果素子を提供する。　記録層に、第２の強磁性層／非磁性層／第１の強磁性層の積層構造を適用し、ＭｇＯバリア層と接する第２の強磁性層にはＣｏＦｅＢなどのｂｃｃ結晶構造の材料を適用する。第１の強磁性層として垂直方向の異方性磁界Ｈk⊥が大きく、２πＭs＜Ｈk⊥＜４πＭsの関係を満たす材料を適用する。第１の強磁性層は、磁化容易軸は面内であるが垂直方向の反磁界の半分以上の高い垂直異方性磁界を有する。そのため、垂直方向の実効的反磁界を低減し、書き込み電流密度を低減できる。また、ＭｇＯバリア層にはｂｃｃ結晶構造の材料が接するため高いＴＭＲ比を維持できる。

Description

磁気抵抗効果素子及びそれを用いたランダムアクセスメモリ
　本発明は、面内磁化材料を用いた磁気抵抗効果素子及びそれを用いたランダムアクセスメモリに関するものである。
　近年、磁性体を用いたメモリとしてＭＲＡＭ（Magnetic Random Access Memory）が開発されている。ＭＲＡＭは、トンネル磁気抵抗（Tunneling Magnetoresistive：ＴＭＲ）効果を利用するＭＴＪ（Magnetic Tunneling Junction）を要素素子として用いる。ＭＴＪ素子は２枚の強磁性体層（記録層、固定層）で非磁性体層（絶縁層）を挟んだ構造を有し、片側の強磁性体層（記録層）の磁化方向を外部磁場によって反転できる。このように、ＭＴＪ素子では磁性体層の磁化方向を制御することによって、情報を記録する。電源を切っても磁性体の磁化方向は変化しないため、記録した情報が保持される不揮発動作を実現できる。ＭＴＪ素子の磁化方向を変化させて情報を書き換える方式には、外部から磁場を印加する方式の他、近年、ＭＴＪ素子に直接直流電流を流して磁化を反転させる、スピントランスファートルク磁化反転（スピン注入磁化反転）方式が見出されている。例えば、特許文献１には面内磁化材料を記録層として用い、スピン注入磁化反転を利用するＭＴＪ素子及びそれを集積したメモリ（Spin-transfer torque Magnetic Random Access Memory：ＳＰＲＡＭ、あるいはＳＴＴ－ＭＲＡＭとも呼ばれる）が開示されている。
　ＭＴＪ素子は記録層と固定層の磁化方向の違いにより、素子の抵抗が変わる。その抵抗変化比をＴＭＲ（Tunnel Magnetoresistance）比と呼び、メモリ応用では“０”と“１”の情報を誤り無く判読するために高いＴＭＲ比が望まれる。高いＴＭＲ比を得るためには、バリア層とその両側の高分極率磁性層の結晶配向制御が重要である。これまでの面内磁化ＴＭＲ素子の研究から、ＮａＣｌ構造をもつＭｇＯ（００１）をバリア層として用い、その両側にｂｃｃ（００１）結晶構造をもつＣｏＦｅＢ層やＣｏＦｅ層を配置すると、高いＴＭＲ比が得られることが知られている。室温でＣｏＦｅＢを形成すると、ＣｏＦｅＢはアモルファスで成長する。その上にＭｇＯを形成すると、ＭｇＯ（００１）結晶が成長する。その上にさらにＣｏＦｅＢを形成した後、アニール処理を行うと、ＭｇＯ（００１）結晶を核にしてＣｏＦｅＢ層はｂｃｃ（００１）に結晶配向する。面内磁化ＴＭＲ素子の場合、このような機構を利用してＭｇＯ（００１）とＣｏＦｅＢのｂｃｃ（００１）配向を実現する。
　また、ＳＰＲＡＭでは、ＭＴＪ素子に接続したトランジスタによって電流を流し、ＭＴＪ素子の記録層の磁化を反転させる。メモリの高集積化に伴いトランジスタのゲート長が縮小すると、トランジスタが流せる電流量も低下する。したがって、ＳＲＰＡＭに適用するＭＴＪ素子には、より低い書き込み電流密度Ｊc0が求められる。さらに、素子の微細化を進める際には、ＭＴＪ素子における磁気情報の熱的安定性が課題となる。ＭＴＪ素子の記録層の磁化方向を反転させるために必要な磁気エネルギーバリア（Ｅ）に対し、環境温度による熱エネルギー（ｋBＴ、ここでｋBはボルツマン定数、Ｔは温度）が高くなる場合、外部磁場もしくは電流を印加しなくとも磁化の反転が起こる。サイズの縮小とともにＭＴＪ素子の磁気エネルギーバリアが減少するため、素子の微細化に伴い熱安定性指数Ｅ／ｋBＴは低下する。以上のようにＳＰＲＡＭに適用するＭＴＪ素子には、高いＴＭＲ比とＥ／ｋBＴ、及び低い書き込み電流密度が求められる。
　これまでに、高いＥ／ｋBＴと低いＪc0を両立する手段として、薄い非磁性層を２枚の強磁性層で挟んで積層する積層フェリ構造の記録層が有効であると知られている（例えば非特許文献１）。この構成では、積層した各磁性層に効率良くスピントルクがかかり、磁化反転に要する電流が単層に比べて低減する。そのため、単層記録層と比べて低い書込み電流密度Ｊc0を維持したまま記録層の体積を増大させ、高いＥ／ｋBＴを得ることが可能となる。
　面内磁化ＭＴＪ素子の書き込み電流密度Ｊc0は以下の式で表される。
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000001
ここで、ｅは電気素量、Ｍsは記録層の飽和磁化、ｔは記録層の膜厚、αはギルバートのダンピング定数、ｈバーはプランク定数を２πでわった値、ｇ(θ)はスピントランスファートルクの効率でθは記録層と固定層の磁化のなす角度、Ｐはスピン分極率、Ｈk//は記録層の面内方向の異方性磁界、Ｈeffは垂直方向の実効的反磁界、Ｈdは記録層の垂直方向の反磁界、Ｈk⊥は記録層の垂直方向の異方性磁界である。
　さらなるＪc0の低減にむけては、式(1)、式(2)からわかるように、Ｍs及びＨeffの低減が有効である。前者に関しては、例えば、記録層のＣｏＦｅＢにＣｒやＶなどを添加し、Ｍsを低減する例が非特許文献２に示されている。また、後者のＨeff低減に関しては、Ｃｏ／Ｎｉ多層膜を記録層に用いる例が非特許文献３に示されている。また、特許文献２には、面内磁化記録層のキャップ層として、垂直磁化磁性層を積層する例が示されている。
特開２００５－１１６９２３号公報 特開２００８－２８３６２号公報
IEEE Transaction on Magnetics, 44, 1962 (2008) Journal of Applied Physics, 105, 07D117 (2009) Applied Physics Letters, 94, 122508 (2009)
　しかし、記録層のＣｏＦｅＢにＣｒやＶを添加すると、ＴＭＲ比が下がる問題がある。さらにＭsはＥ／ｋBＴにも影響するため、低いＪc0と高いＥ／ｋBＴの両立は困難である。また、記録層にＣｏ／Ｎｉ多層膜を用いると、Ｊc0が低減する一方で、記録層がｂｃｃ（００１）構造でないためＴＭＲ比が低い課題がある。また、面内磁化記録層のキャップ層として垂直磁化磁性層を積層すると、垂直磁化磁性層からの漏洩磁場によりＨdを低減し、Ｈeffを下げる効果が示されているが、面内磁化記録層に垂直方向の直流磁場を印加すると記録層の磁化が垂直方向に傾き、結果としてＴＭＲ比及びＥ／ｋBＴの低下をもたらす可能性がある。
　本発明の目的は、上述した課題に鑑み、高いＴＭＲ比と熱安定性指数（Ｅ／ｋBＴ）を維持し、かつ書き込み電流密度Ｊc0が低い面内磁化ＭＴＪ素子を提供することにある。
　本発明では、面内磁化ＭＴＪ素子の記録層を第２の強磁性層／非磁性層／第１の強磁性層からなる積層構造とし、バリア層に接する第２の強磁性層にはＣｏＦｅＢなどｂｃｃ結晶構造の材料を用い、第１の強磁性層には垂直磁気異方性磁場Ｈk⊥の強い面内磁化材料を適用する。書込み電流密度Ｊc0について、垂直磁気異方性が全く無い場合（Ｈk⊥＝０、Ｈeff＝４πＭs）に対して充分な低減効果を得るためには、式(2)のＨeffは４πＭsの半分程度（Ｈeff＝２πＭs）にまで低減させることが望ましい。すなわち、Ｈk⊥＞２πＭsが望ましい。ただし、Ｈk⊥が反磁場Ｈd＝４πＭsよりも大きいと磁化容易軸が垂直方向になるので、第１の磁性層を面内磁化材料として用いるためには、Ｈk⊥＜４πＭsである必要がある。したがって、Ｊc0低減に充分効果的な垂直磁気異方性があり、かつ面内磁化材料として用いるために、第１の強磁性層のＨk⊥は、２πＭs＜Ｈk⊥＜４πＭsを満たすようにする。
　本発明の記録層構成を適用することで、高いＴＭＲ比と熱安定性を維持したまま低い書込み電流密度を示す面内磁化ＭＴＪ素子が作製可能となる。
本発明によるＭＴＪ素子の一例を示す断面模式図である。 本発明によるＭＴＪ素子の一例を示す断面模式図である。 本発明によるＭＴＪ素子の一例を示す断面模式図である。 磁気メモリセルの構成例を示す断面模式図である。 ランダムアクセスメモリの構成例を示す模式図である。
　以下、本発明の実施形態を、図面を用いて詳細に説明する。
＜実施例１＞
　図１に、実施例１におけるＭＴＪ素子の断面模式図を示す。熱酸化膜が形成されたＳｉ基板５の上に下部電極１２、反強磁性層１３、固定層２２、バリア層１０、記録層２１、キャップ層１４、上部電極１１の順で薄膜を積層する。記録層２１は第１の強磁性層４１と第２の強磁性層４２と第１の非磁性層３１からなる積層フェリ構成であり、第１の強磁性層４１の磁化６１と第２の強磁性層４２の磁化６２は反平行で結合している（反強磁性結合）。同様に、固定層２２は第３の強磁性層４３と第４の強磁性層４４と第２の非磁性層３２からなる積層フェリ構成であり、第３の強磁性層４３の磁化６３と第４の強磁性層４４の磁化６４は反平行で結合している。バリア層１０にはＭｇＯ（膜厚：１ｎｍ）を用いた。記録層２１を構成する強磁性層のうち、バリア層１０に接する第２の強磁性層４２にはＣｏＦｅＢ（膜厚：２．４ｎｍ）を適用し、第１の非磁性層３１（Ｒｕ、膜厚：０．８ｎｍ）上に形成する第１の強磁性層４１は、ｍ－Ｄ０19型のＣｏ75Ｐｔ25規則合金（膜厚：２ｎｍ）で構成した。また、固定層２２を構成する第３の強磁性層４３にはＣｏＦｅＢ（膜厚：２．５ｎｍ）、第４の強磁性層４４にはＣｏＦｅ（膜厚：３ｎｍ）、第２の非磁性層３２にはＲｕ（膜厚：０．８ｎｍ）を用いた。反強磁性層１３にはＭｎＩｒ（膜厚：８ｎｍ）を用いた。下部電極１２は基板側からＴａ（５ｎｍ）／Ｒｕ（１０ｎｍ）／Ｔａ（５ｎｍ）／ＮｉＦｅ（３ｎｍ）の順で積層した積層膜で構成した。また、キャップ層１４はＴａ（膜厚：５ｎｍ）／Ｒｕ（膜厚：１０ｎｍ）の積層膜で構成した。
　上記の各層はＡｒガスを用いたＲＦスパッタリング法を用いてＳｉ基板５の上に形成した。積層膜を形成後、電子ビーム（ＥＢ）リソグラフィとイオンビームエッチングを用いて、上面の面積が１００ｎｍ×２００ｎｍのピラー形状に加工した。その後、Ｃｒ（膜厚：５ｎｍ）／Ａｕ（膜厚：１００ｎｍ）積層構造の上部電極１１を形成した。なお、図示はしていないが、上部電極層１１と下部電極層１２にはそれぞれ、素子に電流を流すための配線が接続される。素子を作製後、３００℃のアニールを行った。
　素子の動作について説明する。ＭＴＪ素子に電流７０を流すと、その電流方向によって記録層２１内の磁化６１，６２が反転する。その際、第２の強磁性層４２の磁化６２と、第１の強磁性層４１の磁化６１は互いに反平行結合を保つ。一方、固定層２２内の磁化６３，６４は、反強磁性層１３によって方向が固定されているため反転しない。バリア層１０を挟んで対向する第２の強磁性層４２の磁化６２と、第３の強磁性層４３の磁化６３が平行配列のとき、素子は低抵抗状態となる。逆に、反平行配列のとき、素子は高抵抗状態となる。ＴＭＲ比に影響するバリア層１０の界面にある第２の強磁性層４２と第３の強磁性層４３は、ＣｏＦｅＢであるため１００％以上の高いＴＭＲ比が得られた。
　第１の強磁性層４１のＣｏ75Ｐｔ25は、本来、垂直磁化を示す材料であるが、その垂直磁気異方性の強さは下地層の結晶構造と配向性に依存する。例えば、下地層に膜厚２０ｎｍ程度のＲｕを用いると、１０7ｅｒｇ／ｃｍ3以上の高い垂直磁気異方性を示す。しかし、アモルファスやｂｃｃ構造の材料、あるいはＲｕであっても膜厚が薄い場合、充分な配向性が得られず、垂直磁気異方性が低下する。その結果、磁化は面内方向に倒れる。本実施例の場合、下地層のＲｕは０．８ｎｍと薄いため、その上に形成する第１の強磁性層４１のＣｏ75Ｐｔ25は面内磁化膜となる。本実施例の構成では、第１の強磁性層４１であるＣｏ75Ｐｔ25の飽和磁化Ｍsは１０００ｅｍｕ／ｃｍ3、垂直方向の異方性磁界Ｈk⊥は１０ｋＯｅであった。つまり、垂直方向の反磁界Ｈd（＝４πＭs＝１２．６ｋＯｅ）＞Ｈk⊥（１０ｋＯｅ）となり、磁化容易軸が面内方向の膜となる。
　上述のように第１の強磁性層４１は面内磁化膜であるが、高い垂直方向の異方性磁界（Ｈk⊥＝１０ｋＯｅ）を有する。そのため、式(1)、式(2)に示した膜面垂直方向の実効的反磁界Ｈeffが低減する。その結果、書き込み電流密度Ｊc0を低減できる。従来構成では第１の強磁性層４１はＣｏＦｅＢを用いていたが、その従来構成のＭＴＪ素子と比べ、本実施例のＭＴＪ素子ではＪc0が約１／３に低減した。さらに、ＭｇＯバリア層１０に接する第２の磁性層４２は、従来と同様のＣｏＦｅＢであるため、１００％以上の高いＴＭＲ比を確認した。また、第１の強磁性層４１のＭs・ｔ（Ｍs：飽和磁化、ｔ：膜厚）は、従来のＣｏＦｅＢ層と同等であるため、熱安定性Ｅ／ｋBＴは従来構成と同等の値を実現できる。
　実施例１では、第１の強磁性体層４１の材料としてＣｏ75Ｐｔ25を用いたが、それ以外の垂直磁気異方性が強い材料を適用しても同様の効果が得られる。具体的な材料としては、Ｃｏ，Ｆｅ，Ｎｉのいずれか、もしくはその中の１つ以上の元素と、Ｐｔ，Ｐｄのうち１つ以上の元素を含む規則合金、Ｃｏを含み更にＣｒ，Ｔａ，Ｎｂ，Ｖ，Ｗ，Ｈｆ，Ｔｉ，Ｚｒ，Ｐｔ，Ｐｄ，Ｆｅ，Ｎｉの中から１つ以上の元素を含む合金、Ｃｏ50Ｐｔ50，Ｆｅ50Ｐｔ50，Ｆｅ50Ｐｄ50などのＬ１0型規則合金や、ＣｏＣｒＰｔ－ＳｉＯ2，ＦｅＰｔ－ＳｉＯ2など粒状の磁性体が非磁性体の母相中に分散したグラニュラー構造の材料、もしくは、Ｆｅ，Ｃｏ，Ｎｉのいずれかもしくは一つ以上を含む合金と、Ｒｕ，Ｐｔ，Ｒｈ，Ｐｄ，Ｃｒなどの非磁性金属を交互に積層した積層膜、あるいは、ＣｏとＮｉを交互に積層した積層膜、もしくは、ＴｂＦｅＣｏ，ＧｄＦｅＣｏなど、Ｇｄ，Ｄｙ，Ｔｂ等の希土類金属に遷移金属を含んだアモルファス合金を用いてもよい。
　これらの材料を適用する際には、４πＭs＞Ｈk⊥となるよう、形成条件によって膜の垂直磁気異方性を制御する。例えば、Ｌ１0規則合金などは成膜温度の調整により垂直磁気異方性を制御できる。これらの規則合金は垂直磁化を発現するために結晶配向性が重要であり、それが不十分な場合、磁化容易軸は面内方向になる（Ｈk⊥＜４πＭs）。規則相を形成するために、一般的には５００℃以上の形成温度を必要とする。よって、逆にそれより形成温度を下げることで４πＭs＞Ｈk⊥となるように垂直磁気異方性を低減できる。また、Ｃｏ／ＰｔやＣｏ／Ｐｄ，ＣｏＦｅ／Ｐｄなどの多層膜の場合、各層の膜厚と、積層周期を調整し垂直磁気異方性を制御できる。このような多層膜の場合、例えば、強磁性層の膜厚を増大すると垂直磁気異方性が低下し、面内磁化材料となることが知られている。垂直磁気異方性を有する面内磁化磁性層の一例として、［Ｃｏ（１ｎｍ）／Ｐｄ（１．５ｎｍ）］×３周期などが望ましい構成である。このような材料を用いても実施例１と同様の効果が得られる。また、第１の強磁性体層４１としてＣｏＦｅＢを用いる場合には、面内磁化膜とするために、膜厚を１．５ｎｍ以上２ｎｍ以下とするのがよい。
　また、実施例１では、第２の強磁性層にＣｏＦｅＢを用いたが、ｂｃｃ結晶構造をもつその他の材料、例えばＣｏＦｅやＦｅを用いても同様の効果が得られるのは言うまでもない。
＜実施例２＞
　実施例２は、記録層を強磁性結合の積層フェロ構造とするＭＴＪ素子を提案するものである。素子の断面模式図を図２に示す。第１の非磁性層３１を除き、各層の材料及び膜厚は実施例１と同じである。
　実施例２では、第１の非磁性層３１に、膜厚１．５ｎｍのＲｕを用いた。積層フェロ構造における２つの強磁性層の結合方向は、間に挿入する非磁性層の膜厚に依存する。実施例２におけるＲｕ膜厚（１．５ｎｍ）の場合、第１の強磁性層４１と第２の強磁性層４２の磁化６１，６２は平行方向に結合する（強磁性結合）。
　記録層２１内の２つの磁性層４１，４２が平行方向に結合したまま磁化反転することを除き、ＭＴＪ素子の動作としては実施例１と同様である。また、書込み電流密度Ｊc0についても実施例１と同等の低減効果が確認された。さらに、ＭｇＯバリア層１０に接する第２の磁性層４２は、従来と同様ＣｏＦｅＢであるため、１００％以上の高いＴＭＲ比を確認した。一方、熱安定性Ｅ／ｋBＴに関しては、実施例１の素子に比べ約１．５倍向上する効果が確認された。これは、積層フェロ構成における磁気結合方向の影響である。実施例１では２つの磁性層が反強磁性結合しており、各層における面内の反磁界は静磁結合磁界によって遮蔽される（磁極が発生しにくい）。そのため形状磁気異方性が抑制され、磁性体のエネルギーが低下する。それに比べ、実施例２のように積層フェロ構成内の磁性層が強磁性結合する場合、形状磁気異方性の低減はない（反磁界の遮蔽効果はない）ため、磁性体のエネルギーが高く、熱安定性Ｅ／ｋBＴは実施例１と比べ増大する。
＜実施例３＞
　実施例３は、記録層の材料に薄いＣｏＦｅＢを適用したＭＴＪ素子を提案するものである。素子の断面模式図を図３に示す。記録層の材料と構成を除き、各層の材料及び膜厚は実施例１と同じである。
　実施例３では、記録層２１を、第２の強磁性層４２／第１の非磁性層３１／第５の強磁性層４５／第３の非磁性層３３／第１の強磁性層４１の積層構成で形成する。第１の強磁性層４１、第２の強磁性層４２、第５の強磁性層４５の材料は膜厚１．５ｎｍのＣｏＦｅＢとし、第１の非磁性層３１、第３の非磁性層３３にはＲｕを適用した。一般に面内磁化ＭＴＪ素子では、膜厚が２ｎｍ以上のＣｏＦｅＢを記録層に用いる。ＣｏＦｅＢは薄層にすると垂直磁気異方性が増大する特性がある。本実施例では、膜厚１．５ｎｍのＣｏＦｅＢで、飽和磁化Ｍs＝１１００ｅｍｕ／ｃｍ3、垂直方向の異方性磁界Ｈk⊥＝８ｋＯｅを確認した。この膜厚のＣｏＦｅＢを用いて、ＣｏＦｅＢ（１．５）／Ｒｕ（０．８）／ＣｏＦｅＢ（１．５）／Ｒｕ（０．８）／ＣｏＦｅＢ（１．５）積層構造の記録層を構成した。このＭＴＪ素子の構造により、書込み電流密度Ｊc0は、ＣｏＦｅＢ（２）／Ｒｕ（０．８）／ＣｏＦｅＢ（２）の記録層をもつＭＴＪ素子と比べ約半分に低減した。また、ＴＭＲ比については従来と同じ強磁性層ＣｏＦｅＢを用いるため、１００％以上の値を確認した。また記録層を構成する強磁性体の体積を従来構成と同程度にしているため、Ｅ／ｋBＴについても従来構成と同程度の値が得られた。
　本実施例では記録層のＣｏＦｅＢ同士を、Ｒｕを介して反強磁性結合させ、隣り合うＣｏＦｅＢの磁化を反平行配列させた。これを、実施例２のようにＲｕ膜厚を調整し（例えば１．５ｎｍ）、いずれの磁化も同方向になるように強磁性結合させても、同様の効果が得られる。その場合、形状磁気異方性が低減しない（反磁界の遮蔽効果はない）ため、磁性体のエネルギーが高く、熱安定性Ｅ／ｋBＴは実施例３の構成と比較してより増大する。
＜実施例４＞
　実施例４は、本発明によるＭＴＪ素子を適用したランダムアクセスメモリを提案するものである。図４は、本発明による磁気メモリセルの構成例を示す断面模式図である。この磁気メモリセルは、実施例１～３に示したＭＴＪ素子１１０を搭載している。
　Ｃ－ＭＯＳ１１１は、２つのｎ型半導体１１２，１１３と一つのｐ型半導体１１４からなる。ｎ型半導体１１２にドレインとなる電極１２１が電気的に接続され、電極１４１及び電極１４７介してグラウンドに接続されている。ｎ型半導体１１３には、ソースとなる電極１２２が電気的に接続されている。さらに１２３はゲート電極であり、このゲート電極１２３のＯＮ／ＯＦＦによりソース電極１２２とドレイン電極１２１の間の電流のＯＮ／ＯＦＦを制御する。ソース電極１２２に電極１４５、電極１４４、電極１４３、電極１４２、電極１４６が積層され、電極１４６を介してＭＴＪ素子１１０の下部電極１２が接続されている。
　ビット線２２２はＭＴＪ素子１１０の上部電極１１に接続されている。本実施例の磁気メモリセルでは、ＭＴＪ素子１１０に流れる電流、すなわちスピントランスファートルクによりＭＴＪ素子１１０の記録層の磁化方向を回転し磁気的情報を記録する。スピントランスファートルクは空間的な外部磁界ではなく主として、ＭＴＪ素子中を流れるスピン偏極した電流のスピンがトンネル磁気抵抗効果素子の強磁性記録層の磁気モーメントにトルクを与える原理である。したがってＭＴＪ素子に外部から電流を供給する手段を備え、その手段を用いて電流を流すことによりスピントランスファートルク磁化反転は実現される。本実施例では、ビット線２２２と電極１４６の間に電流を流すことによりＭＴＪ素子１１０中の記録層の磁化の方向を制御する。
　図５は、上記磁気メモリセルを配置した磁気ランダムアクセスメモリの構成例を示す図である。ゲート電極１２３に接続されたワード線２２３、及びビット線２２２が磁気メモリセルに電気的に接続されている。実施例１～３に記載のＭＴＪ素子を備えた磁気メモリセルを配置することにより、磁気メモリは従来よりも低消電力で動作が可能であり、ギガビット級の高密度磁気メモリを実現可能である。
　本構成の場合の書込みは、まず、電流を流したいビット線２２２に接続された書き込みドライバにライトイネーブル信号を送って昇圧し、ビット線２２２に所定の電流を流す。電流の向きに応じ、書き込みドライバ２３０ないし書き込みドライバ２３１のいずれかをグランドに落として、電位差を調節して電流方向を制御する。次に所定時間経過後、ワード線２２３に接続された書き込みドライバ２３２にライトイネーブル信号を送り、書き込みドライバ２３２を昇圧して、書き込みたいＭＴＪ素子に接続されたトランジスタをオンにする。これによりＭＴＪ素子１１０に電流が流れ、スピントルク磁化反転が行われる。所定の時間、トランジスタをオンにしたのち、書込みドライバ２３２への信号を切断し、トランジスタをオフにする。読出しの際は、読出したいＭＴＪ素子につながったビット線２２２のみを読出し電圧Ｖに昇圧し、選択トランジスタをオンにして電流を流し、読出しを行う。この構造は最も単純な１トランジスタ＋１メモリセルの配置なので、単位セルの占める面積は２Ｆ×４Ｆ＝８Ｆ2と高集積なものにすることができる。
　５…基板、１０…バリア層、１１…上部電極、１２…下部電極、１３…反強磁性層、１４…キャップ層、２１…記録層、２２…固定層、３１…第１の非磁性層、３２…第２の非磁性層、３３…第３の非磁性層、４１…第１の強磁性層、４２…第２の強磁性層、４３…第３の強磁性層、４４…第４の強磁性層、６１，６２，６３，６４，６５…磁化、電流…７０、１１０…ＭＴＪ素子、１１１…Ｃ－ＭＯＳ、１１２，１１３…ｎ型半導体、１１４…ｐ型半導体、１２１…ソース電極、１２２…ドレイン電極、１２３…ゲート電極、１４１，１４２，１４３，１４４，１４５，１４６，１４７…電極、１５０…書き込み線、２２２…ビット線、２２３…ワード線、２３０，２３１，２３２…書き込みドライバ

Claims (12)

  1. 　強磁性体薄膜からなる記録層と、
    　磁化の方向が一方向に固定された強磁性体薄膜からなる固定層と、
    　前記記録層と前記固定層の間に配置されたＭｇＯのバリア層とを有し、
    　前記記録層は、第１の強磁性層と第２の強磁性層の間に非磁性層が配置された積層薄膜であり、
    　前記第２の強磁性層は前記バリア層に接して配置され、
    　前記第１の強磁性層は、飽和磁化をＭs（ｅｍｕ／ｃｍ3）、垂直磁気異方性磁界をＨk⊥（Ｏｅ）とするとき、２πＭs＜Ｈk⊥＜４πＭsの関係を満たす材料であることを特徴とするトンネル磁気抵抗効果素子。
  2. 　請求項１記載のトンネル磁気抵抗効果素子において、前記第１の強磁性層と前記第２の強磁性層は磁化が互いに反平行に結合していることを特徴とするトンネル磁気抵抗効果素子。
  3. 　請求項１記載のトンネル磁気抵抗効果素子において、前記第１の強磁性層と前記第２の強磁性層は磁化が平行に結合していることを特徴とするトンネル磁気抵抗効果素子。
  4. 　請求項１記載のトンネル磁気抵抗効果素子において、前記第２の強磁性層はＣｏＦｅＢもしくはＣｏＦｅもしくはＦｅであることを特徴とするトンネル磁気抵抗効果素子。
  5. 　請求項１記載のトンネル磁気抵抗効果素子において、前記第１の強磁性層の材料は、Ｃｏ，Ｆｅ，Ｎｉのいずれか、もしくはその中の１つ以上の元素と、Ｐｔ，Ｐｄのうち１つ以上の元素を含む規則合金であることを特徴とする、トンネル磁気抵抗効果素子。
  6. 　請求項１記載のトンネル磁気抵抗効果素子において、前記第１の強磁性層の材料は、Ｃｏを含み、Ｃｒ，Ｔａ，Ｎｂ，Ｖ，Ｗ，Ｈｆ，Ｔｉ，Ｚｒ，Ｐｔ，Ｐｄ，Ｆｅ，Ｎｉの中から１つ以上の元素を含む合金であることを特徴とする、トンネル磁気抵抗効果素子。
  7. 　請求項１記載のトンネル磁気抵抗効果素子において、前記第１の強磁性層の材料は、Ｆｅ，Ｃｏ，Ｎｉのいずれか、もしくはその中の１つ以上を含む合金と、Ｒｕ，Ｐｔ，Ｒｈ，Ｐｄ，Ｃｒの非磁性金属のいずれかを交互に積層した積層膜であることを特徴とする、トンネル磁気抵抗効果素子。
  8. 　請求項１記載のトンネル磁気抵抗効果素子において、前記第１の強磁性層の材料は、粒状の磁性相の周囲を非磁性相が取り囲んだグラニュラー構造の材料であることを特徴とする、トンネル磁気抵抗効果素子。
  9. 　請求項１記載のトンネル磁気抵抗効果素子において、前記第１の強磁性層の材料は、希土類金属と遷移金属を含んだアモルファス合金であることを特徴とする、トンネル磁気抵抗効果素子。
  10. 　請求項１記載のトンネル磁気抵抗効果素子において、前記第１の強磁性層の材料は、膜厚が１．５ｎｍ以上２ｎｍ以下のＣｏＦｅＢであることを特徴とする、トンネル磁気抵抗効果素子。
  11. 　請求項１記載のトンネル磁気抵抗効果素子において、前記第１の強磁性層の材料は、ＣｏとＮｉを交互に積層した積層膜であることを特徴とする、トンネル磁気抵抗効果素子。
  12. 　複数の磁気メモリセルと、前記複数の磁気メモリセルの中から所望の磁気メモリセルを選択する手段とを備えたランダムアクセスメモリにおいて、
    　前記磁気メモリセルは、トンネル磁気抵抗効果素子と前記トンネル磁気抵抗効果素子に直列接続されたトランジスタを有し、
    　前記トンネル磁気抵抗効果素子の前記トランジスタに接続されていない側が第一の書込みドライバ回路に接続されたビット線に接続され、
    　前記トランジスタのゲート電極が第二の書込みドライバ回路に接続されたワード線に接続され、
    　前記トンネル磁気抵抗効果素子は、強磁性体薄膜からなる記録層と、磁化の方向が一方向に固定された強磁性体薄膜からなる固定層と、前記記録層と前記固定層の間に配置されたＭｇＯのバリア層とを有し、前記記録層は第１の強磁性層と第２の強磁性層の間に非磁性層が配置された積層薄膜であり、前記第２の強磁性層は前記バリア層に接して配置され、前記第１の強磁性層は、飽和磁化をＭs（ｅｍｕ／ｃｍ3）、垂直磁気異方性磁界をＨk⊥（Ｏｅ）とするとき、２πＭs＜Ｈk⊥＜４πＭsの関係を満たす材料であり、
    　前記トランジスタを通して流れる電流により前記磁気メモリセルの前記記録層をスピントランスファートルクにより磁化反転させて情報の書き込みを行うことを特徴とするランダムアクセスメモリ。
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