WO2015137234A1 - 磁気抵抗素子および磁気メモリ - Google Patents

磁気抵抗素子および磁気メモリ Download PDF

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WO2015137234A1
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layer
magnetic
ferromagnetic
magnetic layer
ferromagnetic layer
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侑志 加藤
忠臣 大坊
大沢　裕一
俊平 大嶺
直基 長谷
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株式会社 東芝
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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

Definitions

  • Embodiments described herein relate generally to a magnetoresistive element and a magnetic memory.
  • An MTJ (Magnetic Tunnel Junction) element as a magnetoresistive element includes a storage layer having a variable magnetization direction, a reference layer having an invariable magnetization direction, and an insulating layer provided between the storage layer and the reference layer. Is a basic structure.
  • This MTJ element is known to exhibit a tunneling magnetoresistive (TMR) effect, and is used as a memory cell storage element in a magnetic random access memory (MRAM).
  • TMR tunneling magnetoresistive
  • the MRAM stores information (“1”, “0”) by a change in the relative angle of magnetization of the magnetic layer included in the MTJ element, and is nonvolatile. Further, since the magnetization reversal speed is several nanoseconds, high-speed data writing and high-speed data reading are possible. Therefore, MRAM is expected as a next-generation high-speed nonvolatile memory. If a method called spin injection magnetization reversal in which magnetization is controlled by a spin polarization current is used, the current density is increased by reducing the cell size of the MRAM. Thereby, the magnetization reversal of the storage layer can be easily realized, and a high-density, low power consumption MRAM can be configured.
  • the ferromagnetic material constituting the magnetoresistive element deteriorates its thermal disturbance resistance as the element size is reduced. For this reason, it becomes a subject to improve the magnetic anisotropy and thermal disturbance tolerance of a ferromagnetic material.
  • the magnetic material constituting the perpendicular MTJ element needs to have perpendicular magnetic anisotropy.
  • a material utilizing crystal magnetic anisotropy or interface magnetic anisotropy is selected.
  • FePt, CoPt, FePd, etc. are materials having strong crystal magnetic anisotropy.
  • many MTJs used as MgO tunnel barrier layers that utilize interface perpendicular magnetic anisotropy represented by CoFeB have been reported.
  • This embodiment provides a magnetoresistive element and a magnetic memory that have low saturation magnetization, high perpendicular magnetic anisotropy, and can obtain a high magnetoresistance ratio.
  • the magnetoresistive element according to the present embodiment includes a first magnetic layer, a second magnetic layer, a first nonmagnetic layer provided between the first magnetic layer and the second magnetic layer, and the first magnetic layer.
  • a third magnetic layer provided between the first magnetic layer and the first nonmagnetic layer, and an element constituting the first magnetic layer provided between the first magnetic layer and the third magnetic layer.
  • a layer containing two or more elements and having an amorphous structure is amorphous structure.
  • FIGS. 1A and 1B are photographs showing a TEM image of a cross section of a laminated structure composed of a barrier layer / interface magnetic layer / underlayer.
  • FIGS. 2A and 2B are photographs showing a TEM image of a cross section of a laminated structure composed of barrier layer / interface magnetic layer / crystalline magnetic layer / underlayer.
  • 10A and 10B are views for explaining a method of manufacturing an MTJ element having a magnetic film having a single crystal structure.
  • FIGS. 11A to 11C are diagrams illustrating a method for manufacturing an MTJ element having a magnetic layer having a single crystal structure.
  • the reversal current for reversing the magnetization by the spin injection magnetization reversal method depends on the saturation magnetization and the magnetic friction constant of the storage layer. For this reason, in order to reverse the magnetization of the storage layer by spin injection using a low current value, it is necessary to reduce the saturation magnetization and the magnetic friction constant of the storage layer. Furthermore, it is also necessary to improve the perpendicular magnetic anisotropy and thermal disturbance resistance of the storage layer.
  • the present inventors use a material having a low saturation magnetization, a low magnetic friction constant, and a high perpendicular magnetic anisotropy as a storage layer, and further use CoFeB as an interfacial magnetic layer having a high spin polarizability to provide magnetoresistance.
  • the device was fabricated and research was advanced. The material of the memory layer will be described later. However, as the research progressed, it was found that the following problems must be solved in order to obtain a high magnetoresistance ratio.
  • One possible cause for obtaining a high TMR effect is the inhibition of crystal growth of the interfacial magnetic layer.
  • an element having MgO / CoFeB that is, an element in which an MgO layer is provided on an interfacial magnetic layer made of CoFeB
  • high quality crystallinity is formed on the interfacial magnetic layer made of amorphous CoFeB at the time of film formation. It is considered that the interface magnetic layer made of CoFeB is crystallized by using the MgO layer crystal as a template by the subsequent annealing process.
  • CoFeB layer is flat and completely amorphous at the time of film formation. If the CoFeB layer is crystallized at the time of film formation, the MgO layer directly above may not be neatly (001) oriented.
  • diffusion of the B element in the CoFeB layer can be mentioned.
  • the amorphous CoFeB layer grows to crystallized CoFe. At this time, part of the B element exists in a form intervening in the CoFe crystal. That is, the amorphous CoFeB layer changes to a crystallized CoFe (B) layer.
  • CoFe (B) means a ferromagnetic layer which may contain B in addition to Co and Fe.
  • FIGS. 1A and 1B show an example of a TEM (Transmission Electron Microscope) image showing a cross section of a laminated structure of barrier layer / interface magnetic layer / underlayer.
  • 1A and 1B are TEM images after heat treatment at 300 ° C. during film formation.
  • MgO is used for the barrier layer
  • CoFeB is used for the interfacial magnetic layer.
  • the CoFeB layer has an amorphous structure, and the MgO layer is (001) -oriented.
  • crystallization of the CoFeB layer is promoted from the interface with the MgO layer by heat treatment.
  • the crystalline magnetic layer is used as the underlayer of the interface magnetic layer.
  • the magnetic layer having the low saturation magnetization, the low magnetic friction constant, and the high perpendicular magnetic anisotropy described above is generally made of a crystallized material. Due to being.
  • the CoFeB base is a crystalline material, that is, in the stacked structure of MgO barrier layer / CoFeB interface magnetic layer / crystalline magnetic layer, the CoFeB crystal growth is different.
  • FIGS. 2A and 2B show an example of a TEM image showing a cross section of a laminated structure of barrier layer / interface magnetic layer / crystalline magnetic layer / underlayer.
  • 2A and 2B are TEM images after heat treatment at 300 ° C. during film formation, respectively.
  • MgO is used for the barrier layer
  • CoFeB is used for the interfacial magnetic layer.
  • the CoFeB interfacial magnetic layer is in an amorphous state and the MgO barrier layer is (001) oriented during film formation.
  • the crystallization of the CoFeB interfacial magnetic layer is promoted from the interface with the MgO barrier layer by heat treatment, as in FIG.
  • FIG. 3 is a cross-sectional view of the magnetoresistive element of the first embodiment.
  • the magnetoresistive element 1 of this embodiment is an MTJ element, and has a ferromagnetic layer 2, an intermediate layer 5, an interface magnetic layer 3, a nonmagnetic layer 4 (hereinafter also referred to as a tunnel barrier layer 4) on an underlayer 100.
  • the ferromagnetic layer 8 has the structure laminated
  • the underlayer 100 is used to control the crystal orientation such as the crystal orientation and crystal grain size of the ferromagnetic layer 2 and the layers above the ferromagnetic layer 2, and the detailed properties thereof will be described later.
  • the ferromagnetic layer 2 is a magnetic layer containing, for example, Mn and at least one element selected from Al, Ge, and Ga, and the interface magnetic layer 3 is selected from the group of Co, Fe, and Ni. It is a magnetic layer containing at least one element.
  • the resistance value of the MTJ element 1 is determined by the angle of the magnetization directions of the two ferromagnetic layers 2 and 8 disposed via the tunnel barrier layer 4.
  • the angle of the magnetization direction can be controlled by an external magnetic field or a current passed through the MTJ element 1. At that time, the angle of the magnetization direction can be controlled more stably by making a difference in the coercive force Hc, the anisotropic magnetic field Hk, or the magnetic friction constant ⁇ of the two ferromagnetic layers 2 and 8. It becomes possible.
  • a ferromagnetic layer having a large coercive force Hc, anisotropic magnetic field Hk, or magnetic friction constant ⁇ is referred to as a reference layer, and a ferromagnetic layer having a small coercive force Hc, anisotropic magnetic field Hk, or magnetic friction constant ⁇ is stored.
  • a layer a ferromagnetic layer having a small coercive force Hc, anisotropic magnetic field Hk, or magnetic friction constant ⁇ . Therefore, in general, when a ferromagnetic layer is used as a reference layer, it is desired to have a larger coercive force Hc, a larger anisotropic magnetic field Hk, or a larger magnetic friction constant ⁇ . It is desirable to have a smaller coercive force Hc, a smaller anisotropic magnetic field Hk, or a smaller magnetic friction constant ⁇ .
  • a ferromagnetic layer containing Mn and at least one element selected from Al, Ge, and Ga can adjust saturation magnetization, polarizability, coercive force, and anisotropic magnetic field by the contained elements as described later.
  • it since it has a low magnetic friction constant, it is suitable for use as a memory layer.
  • the c-axis is the easy magnetization axis. Therefore, an MTJ element having perpendicular magnetization can be manufactured by controlling the orientation so that the c-axis is perpendicular to the film surface during crystallization.
  • the film surface means a surface orthogonal to the stacking direction.
  • an oxide insulator represented by, for example, MgO as the nonmagnetic layer 4.
  • the interfacial magnetic layer 3 it is desirable to use a material having good selectivity of tunnel electrons and a non-magnetic layer 4 typified by CoFeB and a high spin polarizability. Candidates for the nonmagnetic layer 4 and the interfacial magnetic layer 3 will be described later.
  • the intermediate layer 5 it is preferable to use as the intermediate layer 5 an amorphous layer containing two or more elements common to the elements constituting the ferromagnetic layer 2.
  • the manufacturing method will be described later.
  • the intermediate layer 5 is a layer containing two or more elements common to the elements constituting the ferromagnetic layer 2
  • the wettability of the interface between the intermediate layer 5 and the ferromagnetic layer 2 is improved, and the intermediate layer having good flatness 5 is obtained, and the interfacial magnetic layer 3 and the nonmagnetic layer (tunnel barrier layer) 4 are also advantageous in that the flatness is improved.
  • the intermediate layer 5 is desirably thick enough to form an amorphous layer in layers and thin enough to prevent the magnetic coupling between the ferromagnetic layer 2 and the interfacial magnetic layer 3 from being broken. From such a viewpoint, the thickness of the intermediate layer 5 is preferably in the range of 0.1 nm to 5 nm.
  • the interfacial magnetic layer 3 When the intermediate layer 5 is an amorphous layer, the interfacial magnetic layer 3 provided immediately above grows as an amorphous layer without being affected by the crystal orientation from the crystalline magnetic layer 2. Furthermore, since the nonmagnetic layer 4 is a material having a strong self-orientation property, it grows as a high-quality crystalline nonmagnetic layer on the interfacial magnetic layer 3 in an amorphous state. Thereafter, crystallization of the interfacial magnetic layer 3 is promoted by annealing, while using the crystalline nonmagnetic layer as a template, the nonmagnetic layer 4 and the interfacial magnetic layer 3 establish an epitaxial relationship.
  • the intermediate layer 5 is not an amorphous layer
  • the immediately above interface magnetic layer 3 grows under the influence of the crystal orientation from the crystalline magnetic layer 2 and the intermediate layer 5 after film formation or after annealing.
  • the desired orientation state may not be realized.
  • the nonmagnetic layer 4 grown under the influence may be crystallized in a state including a part of an undesirable crystal orientation state from the viewpoint of selectivity of tunnel electrons.
  • the MTJ element includes, for example, a ferromagnetic layer 2 made of MnGa, an intermediate layer 5 made of amorphous MnGa, an interfacial magnetic layer 3 made of CoFe (B), a nonmagnetic layer 4 made of crystalline MgO, and a ferromagnetic layer made of MnGa.
  • a ferromagnetic layer 2 made of MnGa
  • an intermediate layer 5 made of amorphous MnGa
  • an interfacial magnetic layer 3 made of CoFe (B)
  • a nonmagnetic layer 4 made of crystalline MgO
  • a ferromagnetic layer made of MnGa ferromagnetic layer made of MnGa.
  • CoFe (B) means a ferromagnetic layer which may contain B in addition to Co and Fe.
  • MnGa (001) and MgO (001) mean that the crystal orientation is such that the (001) plane is exposed on the upper surface. Thereby, the wave number selectivity of tunnel electrons can be improved, and a large magnetoresistance ratio can be obtained.
  • a magnetoresistive element having a high magnetoresistance ratio using a magnetic layer having a low saturation magnetization, a low magnetic friction constant, and a high perpendicular magnetic anisotropy is provided. be able to.
  • the ferromagnetic layer 2 and the ferromagnetic layer 8 can make their easy magnetization direction perpendicular to the film surface by controlling their crystal orientation, that is, the direction of crystal orientation. That is, by controlling the crystal orientation of the ferromagnetic layer, the magnetoresistive element of the present embodiment can be an in-plane magnetization MTJ element in which the magnetization direction is parallel to the film surface, and the ferromagnetic layer 2 Also, it can be a perpendicular magnetization MTJ element in which the magnetization direction of the ferromagnetic layer 8 is perpendicular to the film surface.
  • the easy magnetization direction is a direction in which the internal energy is lowest when the spontaneous magnetization is directed in the absence of an external magnetic field, assuming a macro-sized ferromagnetic material.
  • the difficult magnetization direction is a direction in which the internal energy is maximized when the spontaneous magnetization is directed in the absence of an external magnetic field, assuming a macro-sized ferromagnetic material.
  • the direction of magnetization is unchanged before and after writing, and the other ferromagnetic layer is variable. It is.
  • An invariant ferromagnetic layer is also referred to as a reference layer, and a variable ferromagnetic layer is referred to as a storage layer.
  • the ferromagnetic layer 2 is a storage layer and the ferromagnetic layer 8 is a reference layer.
  • the interfacial magnetic layer 3 is provided to increase the spin polarizability.
  • the write current is passed between the ferromagnetic layer 2 and the ferromagnetic layer 8 in a direction perpendicular to the film surface.
  • the ferromagnetic layer 2 is the storage layer
  • the ferromagnetic layer 8 is the reference layer
  • the magnetization direction of the ferromagnetic layer 2 and the magnetization direction of the ferromagnetic layer 8 are antiparallel (reverse direction)
  • strong A write current is passed from the magnetic layer 2 toward the ferromagnetic layer 8.
  • electrons flow from the ferromagnetic layer 8 through the nonmagnetic layer 4 to the ferromagnetic layer 2.
  • electrons spin-polarized by passing through the ferromagnetic layer 8 flow to the ferromagnetic layer 2.
  • Spin torque is applied to the magnetization of the ferromagnetic layer 2 so that the magnetization direction of the ferromagnetic layer 2 is oriented in the same direction as the magnetization of the ferromagnetic layer 8.
  • the magnetization direction of the ferromagnetic layer 2 is reversed and becomes parallel (same direction) to the magnetization direction of the ferromagnetic layer 8.
  • the magnetization direction of the interfacial magnetic layer 3 is integrated with the ferromagnetic layer 2. Invert.
  • the light is reflected at the interface between the nonmagnetic layer 4 and the ferromagnetic layer 8 and flows into the ferromagnetic layer 2 through the nonmagnetic layer 4.
  • spin torque acts on the magnetization of the ferromagnetic layer 2 and works so that the magnetization direction of the ferromagnetic layer 2 is opposite to the magnetization direction of the ferromagnetic layer 8.
  • the magnetization direction of the ferromagnetic layer 2 is reversed and becomes antiparallel to the magnetization direction of the ferromagnetic layer 8.
  • the magnetization direction of the interfacial magnetic layer 3 is integrated with the ferromagnetic layer 2. Invert.
  • the ferromagnetic layer 2 is described as a storage layer
  • the ferromagnetic layer 8 is defined as a reference layer
  • the interface magnetic layer 3 is defined as a storage layer side interface layer.
  • the present invention is not limited thereto. That is, the ferromagnetic layer 2 may be a reference layer, the ferromagnetic layer 8 may be a storage layer, and the interface magnetic layer 3 may be a reference layer side interface layer.
  • FIG. 4 shows a magnetoresistive element according to the second embodiment.
  • This magnetoresistive element 1A has a configuration in which an interfacial magnetic layer 6 is provided between the nonmagnetic layer 4 and the ferromagnetic layer 8 in the magnetoresistive element 1 of the first embodiment shown in FIG.
  • the ferromagnetic layer 2 is a ferromagnetic layer containing, for example, Mn and at least one element selected from Al, Ge, and Ga, and the interface magnetic layer 3 is selected from the group of Co, Fe, and Ni.
  • the intermediate layer 5 is an amorphous layer containing two or more elements common to the elements constituting the ferromagnetic layer 2. Details of the interfacial magnetic layer 6 will be described later.
  • each of the ferromagnetic layer 2 and the ferromagnetic layer 8 has a magnetic anisotropy in a direction perpendicular to the film surface.
  • the easy magnetization direction can be perpendicular to the film surface. That is, the magnetoresistive element 1A of the present embodiment can be not only an in-plane magnetization MTJ element but also a perpendicular magnetization MTJ element in which the magnetization directions of the ferromagnetic layer 2 and the ferromagnetic layer 8 are each perpendicular to the film surface. .
  • the direction of magnetization is unchanged before and after writing, and the other ferromagnetic layer is It is variable.
  • the ferromagnetic layer 2 is a storage layer and the ferromagnetic layer 8 is a reference layer.
  • the write current flows between the ferromagnetic layer 2 and the ferromagnetic layer 8 in the direction perpendicular to the film surface, as in the first embodiment.
  • the interfacial magnetic layer 3 and the interfacial magnetic layer 6 are magnetically coupled to the ferromagnetic layer 2 and the ferromagnetic layer 8, respectively, and are provided to increase the spin polarizability.
  • the MTJ element includes, for example, a ferromagnetic layer 2 made of MnGa, an intermediate layer 5 made of amorphous MnGa, an interfacial magnetic layer 3 made of CoFe (B), a nonmagnetic layer 4 made of crystalline MgO, and CoFe (B).
  • a ferromagnetic layer 2 made of MnGa an intermediate layer 5 made of amorphous MnGa
  • an interfacial magnetic layer 3 made of CoFe (B)
  • a nonmagnetic layer 4 made of crystalline MgO
  • CoFe B
  • CoFe (B) means a ferromagnetic layer which may contain B in addition to Co and Fe.
  • MnGa (001) and MgO (001) mean that the crystal orientation is such that the (001) plane is exposed on the upper surface. Thereby, the wave number selectivity of tunnel electrons can be improved, and a large magnetoresistance ratio can be obtained.
  • a magnetoresistive element having a high magnetoresistance ratio using a magnetic layer having a low saturation magnetization, a low magnetic friction constant, and a high perpendicular magnetic anisotropy is provided. be able to.
  • the ferromagnetic layer 2 is described as the storage layer
  • the ferromagnetic layer 8 is the reference layer
  • the interface magnetic layer 3 is the storage layer side interface layer
  • the interface magnetic layer 6 is the reference layer side interface layer.
  • the ferromagnetic layer 2 may be a reference layer
  • the ferromagnetic layer 8 may be a storage layer
  • the interface magnetic layer 3 may be a reference layer side interface layer
  • the interface magnetic layer 6 may be a storage layer side interface layer.
  • FIG. 5 shows a magnetoresistive element according to the third embodiment.
  • the magnetoresistive element 1B of this embodiment is an MTJ element, and has a structure in which a ferromagnetic layer 2, an intermediate layer 5, a nonmagnetic layer 4, and a ferromagnetic layer 8 are laminated in this order on an underlayer 100. is doing.
  • the ferromagnetic layer 2 is a magnetic layer containing, for example, Mn and at least one element selected from Al, Ge, and Ga.
  • the magnetoresistive element 1B of the third embodiment can be an in-plane magnetization MTJ element by controlling the crystal orientation of the ferromagnetic layer, and a perpendicular magnetization MTJ element.
  • One of the ferromagnetic layers 2 and 8 has a magnetization direction that remains unchanged before and after writing when a write current is passed through the MTJ element 1B. It is variable.
  • the ferromagnetic layer 2 is a storage layer and the ferromagnetic layer 8 is a reference layer. Note that the write current flows between the ferromagnetic layer 2 and the ferromagnetic layer 8 in the direction perpendicular to the film surface, as in the first embodiment.
  • the intermediate layer 5 it is preferable to use as the intermediate layer 5 an amorphous layer containing two or more elements common to the elements constituting the magnetic layer 2.
  • the intermediate layer 5 contains two or more elements common to the constituent elements of the magnetic layer 2, the wettability at the interface between the intermediate layer 5 and the magnetic layer 2 is improved, and the intermediate layer 5 with good flatness is obtained.
  • the flatness of the nonmagnetic layer 4 is improved.
  • the thickness of the intermediate layer 5 is preferably so thick that the amorphous layer can be formed in a layer shape, and is preferably 0.1 nm or more, for example.
  • the intermediate layer 5 is an amorphous layer, and is a layer adjacent to the nonmagnetic layer 4 in the third embodiment.
  • the intermediate layer 5 is preferably thin enough to reflect the band structure of the ferromagnetic layer 2, and is preferably 1 nm or less, for example.
  • the MTJ element has a laminated structure in which a ferromagnetic layer made of MnGa, a nonmagnetic layer made of crystalline MgO, and a ferromagnetic layer made of MnGa are laminated in this order.
  • the orientation relationship of MnGa (001) / MgO (001) / MnGa (001) can be produced.
  • the lattice mismatch is obtained from the bulk lattice constant in the in-plane direction of MnGa and MgO, it is as large as about 8%.
  • the lattice mismatch is defined by the following formula. (A (MgO) -a (MnGa)) / a (MnGa) ⁇ 100
  • a (MgO) and a (MnGa) are the lattice constants of MgO and MnGa in the in-plane direction of the film, respectively.
  • dislocations are generated at the interface in order to reduce the interface energy due to lattice distortion.
  • an epitaxial relationship is established between the crystal grains, and it is difficult to perform epitaxial growth uniformly over the film surface.
  • the dislocation becomes an electron scattering source, so that the magnetoresistance ratio is reduced. Therefore, in order to uniformly epitaxially grow within the film surface without generating dislocations, it is important to stack the layers with a material having a smaller lattice mismatch.
  • an extremely thin amorphous intermediate layer 5 is inserted, for example, as an MTJ element, a ferromagnetic layer 2 made of MnGa, an ultrathin amorphous intermediate layer 5 made of amorphous MnGa, and a nonmagnetic material made of crystalline MgO
  • the layer 4 and the ferromagnetic layer 8 made of MnGa have a laminated structure laminated in this order, the orientation relationship of MnGa (001) / MgO (001) / very thin amorphous intermediate layer / MnGa (001) Can be made.
  • MnGa (001) and MgO (001) mean that the crystal orientation is such that the (001) plane is exposed on the upper surface.
  • the ultra-thin amorphous intermediate layer 5 is a layer having very good flatness as described above, the MgO layer 4 provided immediately above the intermediate layer 5 is very flat and has a good quality in a self-orientation manner. It grows as a (001) crystal orientation film. Further, since the concept of lattice mismatch that has occurred due to the crystal is eliminated, there is an advantage that dislocations and the like at the interface are not generated.
  • the ultra-thin amorphous intermediate layer 5 has an amorphous structure at the time of film formation. That is, the ultrathin layer may be crystallized when heat treatment is performed in the subsequent process.
  • the nonmagnetic layer 4 having an ideal interface and good crystallinity can be formed, and therefore, the wave number selectivity of tunnel electrons can be improved, so that a large magnetoresistance ratio can be obtained. Is possible.
  • the third embodiment it is possible to provide a magnetoresistive element having a high magnetoresistance ratio using a magnetic layer having a low saturation magnetization, a low magnetic friction constant, and a high perpendicular magnetic anisotropy. .
  • the ferromagnetic layer 2 is described as a storage layer and the ferromagnetic layer 8 is a reference layer, but this is not a limitation. That is, the ferromagnetic layer 2 may be a reference layer and the ferromagnetic layer 8 may be a storage layer.
  • FIG. 6 shows a magnetoresistive element according to the fourth embodiment.
  • the magnetoresistive element 1 ⁇ / b> C of this embodiment is an MTJ element, and a ferromagnetic layer 2, an intermediate layer 5, a nonmagnetic layer 4, an interfacial magnetic layer 6, and a ferromagnetic layer 8 are stacked in this order on an underlayer 100.
  • the ferromagnetic layer 2 is a magnetic layer containing, for example, Mn and at least one element selected from Al, Ge, and Ga.
  • the intermediate layer 5 is an amorphous layer containing two or more elements common to the elements constituting the ferromagnetic layer 2. Details of the interfacial magnetic layer 6 will be described later.
  • the magnetoresistive element 1C of the fourth embodiment can also be an in-plane magnetization MTJ element by controlling the crystal orientation of the ferromagnetic layer, or a perpendicular magnetization MTJ element. Can be.
  • the direction of magnetization is unchanged before and after writing, and the other ferromagnetic layer is variable. It is.
  • the ferromagnetic layer 2 is a storage layer and the ferromagnetic layer 8 is a reference layer.
  • the write current flows between the ferromagnetic layer 2 and the ferromagnetic layer 8 in the direction perpendicular to the film surface, as in the first embodiment.
  • the interfacial magnetic layer 6 is magnetically coupled to the ferromagnetic layer 8 and is provided to increase the spin polarizability.
  • the MTJ element 1C includes, for example, a ferromagnetic layer 2 made of MnGa, an ultrathin intermediate layer 5 made of amorphous MnGa, a nonmagnetic layer 4 made of crystalline MgO, an interfacial magnetic layer 6 made of CoFe (B), and MnGa.
  • a ferromagnetic layer 2 made of MnGa an ultrathin intermediate layer 5 made of amorphous MnGa
  • a nonmagnetic layer 4 made of crystalline MgO
  • an interfacial magnetic layer 6 made of CoFe (B)
  • MnGa When the ferromagnetic layer 8 made of the above has a laminated structure laminated in this order, MnGa (001) / CoFe (B) (001) / MgO (001) / very thin amorphous intermediate layer / MnGa (001 ) Orientation relationship.
  • CoFe (B) means a ferromagnetic layer which may
  • MnGa (001) and MgO (001) mean that the crystal orientation is such that the (001) plane is exposed on the upper surface.
  • MgO layer having an ideal interface and good crystallinity. Therefore, the wave number selectivity of tunnel electrons can be improved, and a large magnetic field can be obtained. A resistance ratio can be obtained.
  • a magnetoresistive element having a high magnetoresistance ratio using a magnetic layer having a low saturation magnetization, a low magnetic friction constant, and a high perpendicular magnetic anisotropy is provided. be able to.
  • the ferromagnetic layer 2 is described as a storage layer
  • the ferromagnetic layer 8 is referred to as a reference layer
  • the interface magnetic layer 6 is referred to as a reference layer side interface layer.
  • the present invention is not limited thereto. That is, the ferromagnetic layer 2 may be a reference layer, the ferromagnetic layer 8 may be a storage layer, and the interface magnetic layer 6 may be a storage layer side interface layer.
  • FIG. 7 shows a magnetoresistive element according to the fifth embodiment.
  • This magnetoresistive element has a configuration in which a nonmagnetic layer 10 and a ferromagnetic layer 11 are stacked on a ferromagnetic layer 8 in the magnetoresistive element of the second embodiment shown in FIG.
  • the interface magnetic layer 6 and the ferromagnetic layer 8 are reference layers.
  • the ferromagnetic layer 11 is also called a bias layer or a shift adjustment layer, and has a magnetization whose magnetization direction is anti-parallel (reverse direction) to the ferromagnetic layer 8.
  • the ferromagnetic layer 11 may be antiferromagnetically coupled (Synthetic Anti-Ferromagnetic coupling; SAF coupling) with the ferromagnetic layer 8 via the nonmagnetic layer 10.
  • SAF coupling Synthetic Anti-Ferromagnetic coupling
  • the nonmagnetic layer 10 desirably has heat resistance that prevents the ferromagnetic layer 8 and the ferromagnetic layer 11 from being mixed by a thermal process, and a function of controlling crystal orientation when the ferromagnetic layer 11 is formed.
  • the distance between the ferromagnetic layer 11 and the storage layer increases as the thickness of the nonmagnetic layer 10 increases, shift adjustment applied from the ferromagnetic layer 11 to the storage layer is performed.
  • the magnetic field becomes small.
  • the film thickness of the nonmagnetic layer 10 is desirably 5 nm or less.
  • the ferromagnetic layer 11 may be SAF-coupled to the ferromagnetic layer 8 via the nonmagnetic layer 10, and in that case, if the film thickness of the nonmagnetic layer 10 is too thick, the magnetic coupling is broken. There is a risk that.
  • the film thickness of the nonmagnetic layer 10 is desirably 5 nm or less.
  • the ferromagnetic layer 11 is made of a ferromagnetic material having an easy axis of magnetization perpendicular to the film surface. Since the ferromagnetic layer 11 is farther from the storage layer than the reference layer, in order to adjust the leakage magnetic field applied to the storage layer by the ferromagnetic layer 11, the film thickness or saturation magnetization of the ferromagnetic layer 11 is adjusted. It is necessary to set the magnitude of Ms to be larger than those of the reference layer.
  • the ferromagnetic layer 11 described in the fifth embodiment can be applied to any one of the magnetoresistive elements in the first to fourth embodiments.
  • the nonmagnetic layer 10 is laminated on the ferromagnetic layer serving as the reference layer.
  • the ferromagnetic layer 2, the intermediate layer 5, the interface magnetic layer 3, the nonmagnetic layer 4, the interface magnetic layer 6, the ferromagnetic layer 8, the nonmagnetic layer 10, and the strong layer are formed on the underlayer 100.
  • the magnetic layer 11 has an upper bias structure in which the layers are stacked in this order.
  • the ferromagnetic layer 11 may be laminated under the underlayer 100. That is, like the magnetoresistive element 1E according to a modification of the fifth embodiment shown in FIG. 8, the underlayer 100, the ferromagnetic layer 2, the intermediate layer 5, the interfacial magnetic layer 3, and the nonmagnetic layer are formed on the ferromagnetic layer 11.
  • a lower bias structure in which the layer 4, the interfacial magnetic layer 6, and the ferromagnetic layer 8 are stacked in this order may be employed. In this case, it is preferable to use the ferromagnetic layer 2 as a reference layer.
  • the stacking order may be reversed. That is, the base layer 100, the ferromagnetic layer 11, the nonmagnetic layer 10, the ferromagnetic layer 2, the intermediate layer 5, the interface magnetic layer 3, the nonmagnetic layer 4, the interface magnetic layer 6, and the ferromagnetic layer 8 are stacked in this order. It may be.
  • the leakage magnetic field amount by the ferromagnetic layer 11 applied to the storage layer and the leakage magnetic field amount by the reference layer it is necessary to set the leakage magnetic field amount by the ferromagnetic layer 11 applied to the storage layer and the leakage magnetic field amount by the reference layer to the same level. That is, when the distance between the storage layer and the shift adjustment layer is shorter than the distance between the storage layer and the reference layer, the relational expression of the total magnetization amount of the shift adjustment layer ⁇ the total magnetization amount of the reference layer needs to be satisfied. On the other hand, when the distance between the storage layer and the shift adjustment layer is longer than the distance between the storage layer and the reference layer, the relational expression of the total magnetization amount of the shift adjustment layer> the total magnetization amount of the reference layer needs to be satisfied.
  • a magnetic layer having a low saturation magnetization, a low magnetic friction constant, and a high perpendicular magnetic anisotropy is used, and a high magnetoresistance ratio is obtained.
  • a magnetoresistive element can be provided.
  • the magnetoresistive element (MTJ element) of any one of the first to fifth embodiments and their modifications is at least one of the ferromagnetic layer 2, the ferromagnetic layer 8, the interface magnetic layer 3, and the interface magnetic layer 6.
  • One preferably has a single crystal structure. This is because by forming a magnetic film with a single crystal structure in which the crystal orientation in the in-plane direction is aligned in one direction, the magnetic coupling in the film plane is strengthened, so that variations in magnetic properties can be greatly suppressed. is there.
  • MR ratio magnetoresistance ratio
  • the circuit wiring formed on the substrate generally has a polycrystalline or amorphous structure, a single crystal film cannot be grown on the substrate on which the circuit is formed. Therefore, it is difficult to form a single crystal MTJ element over a substrate in which a transistor is incorporated.
  • an MRAM having a single crystal MTJ element can be constructed. This will be described with reference to FIGS. 10 (a) to 11 (c).
  • the MTJ element according to any one of the first to fifth embodiments is formed on a Si single crystal substrate under appropriate film forming conditions.
  • a case where the MTJ element 1 of the first embodiment is manufactured will be described as an example.
  • an underlayer 100, a ferromagnetic layer 2, an intermediate layer 5, an interfacial magnetic layer 3, a nonmagnetic layer 4, and a ferromagnetic layer 8 are formed on a Si single crystal substrate 200.
  • the MTJ element 1 shown in FIG. 3 is obtained by forming in this order using a sputtering method or MBE (Molecular Beam Etaxy) method.
  • the crystallinity of the Si single crystal substrate 200 is transmitted to the underlayer 100 and the ferromagnetic layer 2, and the formed MTJ element 1 is a single crystal MTJ element including at least one single crystal layer.
  • a metal adhesive layer 20a is formed on the ferromagnetic layer 8 (FIG. 10A).
  • a substrate 220 on which transistor circuits and wirings are formed is prepared, and a metal adhesive layer 20b is formed on the substrate 220 (FIG. 10A).
  • the metal adhesive layers 20a and 20b include metal layers such as Al, Au, Cu, Ti, and Ta.
  • the substrate 200 on which the single crystal MTJ element 1 is formed and the substrate 220 on which the transistor circuit is formed are arranged so that the metal adhesive layers 20a and 20b face each other.
  • the metal adhesive layers 20a and 20b are brought into contact with each other.
  • the metal adhesive layers 20a and 20b can be bonded together by applying a weight. You may heat when applying a load in order to raise adhesive force.
  • the single crystal substrate 200 on which the single crystal MTJ element 1 is formed is removed.
  • This removal is first made thin by using, for example, a BSG (Back Side Grinder) method.
  • the thinned single crystal substrate 200 is mechanically polished and removed by a CMP (Chemical Mechanical Polishing) method or the like.
  • CMP Chemical Mechanical Polishing
  • the single crystal MTJ element according to any of the first to fifth embodiments formed on the single crystal substrate 200 and the substrate 220 on which the transistor circuit is formed are prepared, and the single crystal MTJ element 1 is formed.
  • a single crystal MTJ element according to any of the first to fifth embodiments is manufactured by using a series of manufacturing methods in which a substrate on which a transistor or the like is manufactured is bonded to the substrate, and then an unnecessary single crystal substrate 200 is removed. be able to.
  • ferromagnetic layer 2 is a storage layer
  • ferromagnetic layer 8 is a reference layer
  • the interface magnetic layer 3 is a storage layer side interface layer
  • the interface magnetic layer 6 is a reference layer side interface layer.
  • the memory layer is not necessarily arranged below the laminated structure.
  • the ferromagnetic layer 2 may be a reference layer
  • the ferromagnetic layer 8 may be a storage layer
  • the interface magnetic layer 3 may be a reference layer side interface layer
  • the interface magnetic layer 6 may be a storage layer side interface layer.
  • the ferromagnetic layer 2 has perpendicular magnetization and high magnetic anisotropy sufficient to maintain a thermal disturbance index ⁇ with a small saturation magnetization Ms in order to achieve both high thermal disturbance resistance and low-current magnetization reversal.
  • a magnetic material having a sexual energy Ku and exhibiting a coercive force, an anisotropic magnetic field or a magnetic friction constant lower than that of the magnetic material used in the ferromagnetic layer 8 is preferable. Furthermore, a magnetic material exhibiting a high polarizability is preferable.
  • a first specific example of the ferromagnetic layer 2 includes a magnetic layer containing Mn and at least one element selected from Al, Ge, and Ga. Specific examples include MnGa, MnAl, MnGe, MnAlGe and the like.
  • MnGaAl MnGaGe, MnGaIr, MnGaCr, MnGaCo, MnGaPt, MnGaRu, MnGaPd, MnGaRh, MnGaNi, MnGaFe, MnGaRe, MnGaAu, MnGaCu, MnGaB, MnGaC, MnGaP, MnGaGd, MnGaTb, and MnGaDy.
  • the crystal orientation growth of the ferromagnetic layer 2 can be controlled by appropriately selecting the underlayer 100. Details of the underlayer 100 will be described later.
  • the laminate include a Co / Pt artificial lattice, a Co / Pd artificial lattice, a Co / Ru artificial lattice, and a Co / Au artificial lattice.
  • These artificial lattices can adjust perpendicular magnetic anisotropy and saturation magnetization by adjusting the addition of elements to the ferromagnetic layer and adjusting the film thickness ratio of the ferromagnetic layer and the nonmagnetic layer.
  • the alloy include ferromagnetic alloys such as FeRh, FePt, FePd, and CoPt.
  • the film thickness of the ferromagnetic layer 2 is preferably in the range of 1 nm to 5 nm.
  • the thickness of the thin film is not less than the critical crystallization thickness and not more than 10 nm.
  • the intermediate layer 5 As the intermediate layer 5, it is preferable to use an amorphous layer containing two or more elements common to the elements constituting the magnetic layer 2.
  • the manufacturing method will be described later.
  • the amorphous structure here means that there is no long-range order (periodic structure) like a crystal. However, there may be short-range order.
  • a polycrystalline film having an average crystal grain with a diameter of 2 nm or less is also included. This is because it is often impossible to determine whether the structure is strictly crystalline or amorphous. From such a viewpoint, the embodiment of the present invention includes a case where the crystallinity of the intermediate layer 5 is lower than that of the magnetic layer 2.
  • an index for determining crystallinity for example, in the case of an ordered intermetallic compound, the degree of order may be mentioned. The crystal analysis method will be described later.
  • the appropriate film thickness of the intermediate layer 5 varies depending on the laminated structure of the magnetoresistive elements.
  • the intermediate layer 5 can be formed in an amorphous layer. It is desirable that the thickness be so large that the magnetic coupling between the ferromagnetic layer 2 and the interfacial magnetic layer 3 is not broken. From such a viewpoint, the thickness is preferably 0.1 nm to 5 nm.
  • the intermediate layer 5 is preferably thick enough to form an amorphous layer. It is desired to be thin enough to reflect the band structure of the ferromagnetic layer 2. From such a viewpoint, the thickness is preferably 0.1 nm to 1 nm.
  • the intermediate layer 5 contains two or more elements common to the elements constituting the ferromagnetic layer 2, the wettability at the interface between the intermediate layer 5 and the ferromagnetic layer 2 is improved, and the intermediate layer 5 having good flatness is obtained.
  • the flatness of the interfacial magnetic layer 3 or nonmagnetic layer (tunnel barrier layer) 4 provided immediately above the intermediate layer 5 is also improved.
  • the junction interface between the intermediate layer 5 or the interface magnetic layer 3 and the tunnel barrier layer 4 and the junction interface between the tunnel barrier layer and the magnetic layer formed immediately above are ideally formed without disturbance. A higher magnetoresistance ratio can be obtained.
  • the significance of the intermediate layer 5 having an amorphous structure varies depending on the laminated structure of the magnetoresistive elements.
  • the interfacial magnetism The layer 3 grows as an amorphous layer without being affected by the crystal orientation from the crystalline magnetic layer 2.
  • the nonmagnetic layer 4 is a material having a strong self-orientation property, it grows as a high-quality crystalline nonmagnetic layer on the interfacial magnetic layer 3 in an amorphous state. Thereafter, crystallization of the interfacial magnetic layer 3 is promoted by annealing, while the crystalline nonmagnetic layer 4 is used as a template and the nonmagnetic layer 4 and the interfacial magnetic layer 3 establish an epitaxial relationship.
  • the interfacial magnetic layer 3 grows under the influence of the crystal orientation from the crystalline magnetic layer 2 and the intermediate layer 5 at the time of film formation or after the annealing process. It may be impossible to realize the orientation state. Further, the nonmagnetic layer 4 grown under the influence may be crystallized in a state including a part of an undesirable crystal orientation state from the viewpoint of selectivity of tunnel electrons.
  • the intermediate layer 5 is desirably an amorphous layer.
  • the extremely thin amorphous intermediate layer 5 is very flat as described above. Since it is a good layer, the nonmagnetic layer 4 grows as a very flat and self-aligned crystal alignment film of good quality. Further, since the concept of lattice mismatch that has occurred due to the crystal is eliminated, there is an advantage that dislocations and the like at the interface are not generated.
  • the ultra-thin amorphous intermediate layer 5 has an amorphous structure at the time of film formation. That is, when a heat treatment is performed in the subsequent process, an extremely thin amorphous layer may be crystallized.
  • the application of the amorphous intermediate layer 5 containing two or more elements common to the elements constituting the ferromagnetic layer 2 can form the nonmagnetic layer 4 having an ideal interface and good crystallinity, In addition, an interfacial magnetic layer having good crystallinity can be formed. Therefore, since the wave number selectivity of tunnel electrons can be improved, a large magnetoresistance ratio can be obtained. That is, it is possible to provide a magnetoresistive element having a high magnetoresistance ratio using a magnetic layer having a low saturation magnetization, a low magnetic friction constant, and a high perpendicular magnetic anisotropy.
  • the intermediate layer 5 basically includes two or more kinds of elements common to the elements constituting the ferromagnetic layer 2. As described above, it is desirable that the ferromagnetic layer 2 and the interfacial magnetic layer 3 are magnetically coupled via the intermediate layer 5, but the intermediate layer 5 may be either a magnetic layer or a nonmagnetic layer. I do not care. In particular, the specific examples given below can be either a magnetic layer or a nonmagnetic layer depending on the composition ratio of the alloy. From the viewpoint of obtaining strong magnetic coupling, the nonmagnetic layer is more preferable.
  • an alloy containing Mn and at least one element selected from Al, Ge, and Ga can be cited.
  • Specific examples include MnGa, MnAl, MnGe, MnAlGe and the like.
  • Mn and Ga Al, Ge, Ir, Cr, Co, Pt, Ru, Pd, Rh, Ni, Fe, Re, Au, Cu, B, C, P, Gd, Tb, And an alloy containing at least one element selected from the group of Dy.
  • MnGaAl MnGaGe, MnGaIr, MnGaCr, MnGaCo, MnGaPt, MnGaRu, MnGaPd, MnGaRh, MnGaNi, MnGaFe, MnGaRe, MnGaAu, MnGaCu, MnGaB, MnGaC, MnGaP, MnGaGd, MnGaTb, and MnGaDy.
  • At least one element selected from Fe, Co, Ni and at least one element selected from Ru, Rh, Pd, Ag, Ir, Pt, Au are used.
  • Examples thereof include an alloy or a laminate.
  • Specific examples of the laminate include a Co / Pt artificial lattice, a Co / Pd artificial lattice, a Co / Ru artificial lattice, and a Co / Au artificial lattice.
  • Specific examples of the alloy include FeRh, FePt, FePd, and CoPt.
  • the intermediate layer 5 preferably has an amorphous structure.
  • An example of this amorphous structure analysis method will be described. By using the analysis method described below, it is possible to determine whether the intermediate layer 5 has an amorphous structure.
  • the analysis method there is a structure analysis method using TEM (Transmission Electron Microscope). Information such as the crystal pattern, the presence of lattice defects, and the crystal orientation is obtained by TEM. Further, by acquiring an electron beam diffraction pattern together, it is possible to obtain a structure or crystal structure at the atomic level.
  • TEM Transmission Electron Microscope
  • HAADF-STEM High-angle Annular Dark Field Scanning TEM
  • Examples of the third specific example include XAFS (X-ray Absorption Fine Structure) method, EXAFS (Extended X-ray Absorption Fine Structure) method, and XANES (X-ray Absorption Near Edge Structure) method.
  • XAFS X-ray Absorption Fine Structure
  • EXAFS Extended X-ray Absorption Fine Structure
  • XANES X-ray Absorption Near Edge Structure
  • the intermediate layer 5 is preferably a layer having an amorphous structure and excellent flatness.
  • the manufacturing method will be described.
  • the desired intermediate layer 5 can be formed on the ferromagnetic layer 2 by using the manufacturing method described below.
  • the intermediate layer 5 has a very thin film thickness of about 0.1 nm to 5 nm and a flat film quality is desirable, the film formation rate is important. That is, in the sputtering method, for example, it is desirable to adjust the film formation rate to 0.4 ⁇ / sec or less by adjusting the input power and gas pressure during film formation.
  • the intermediate layer 5 preferably has an amorphous structure.
  • the ferromagnetic layer 2 serving as an underlayer has at least two kinds of elements in common with the intermediate layer 5 and is crystalline, so that it does not have an amorphous structure unless it is formed with as low energy as possible. That is, room temperature film formation is more desirable than heat film formation.
  • the intermediate layer 5 is preferably amorphous MnGa. Therefore, a method for manufacturing an amorphous layer of MnGa is described.
  • MnGa has a significant effect on the crystallization of its composition region. According to studies by the present inventors, crystallization is likely to occur in a composition region rich in Mn and Ga poor. That is, from the viewpoint of obtaining an MnGa amorphous layer by film formation, a Mn-poor and Ga-rich composition region is more suitable.
  • the Mn poor and Ga-rich composition region is more suitable because it is more difficult to crystallize.
  • these descriptions do not limit the composition range, and it is possible to obtain an amorphous film in other composition regions by devising the film formation conditions as described above.
  • the intermediate layer 5 is preferably an amorphous layer containing Fe and Pd. Therefore, a method for producing an FePd amorphous film will be described. Since FePd is a material that is easily crystallized, it is difficult to obtain an amorphous layer by the low-energy film formation method described above. In order to make such a material that is easily crystallized amorphous, it is effective to contain a certain amount of light elements. As specific examples, light elements such as B, C, and P are preferably included, and examples thereof include FePdB, FePdC, and FePdP. The content of light elements is more preferably about 20% or more.
  • an amorphous intermediate layer can be obtained more effectively by adding a light element to FePd.
  • materials that can obtain the same effect as FePd include Co / Pt artificial lattice, Co / Pd artificial lattice, Co / Ru artificial lattice, Co / Au artificial lattice, FeRh, FePt, CoPt, and CoPd. .
  • a second specific example of the manufacturing method includes a method of etching the ferromagnetic layer 2. Since the intermediate layer 5 has two or more of the constituent elements of the ferromagnetic layer 2 in common, the intermediate layer 5 can be obtained by etching the ferromagnetic layer 2. The amorphous structure of the intermediate layer 5 can be obtained by breaking the crystal structure of the ferromagnetic layer 2 due to etching damage. The film thickness of the intermediate layer 5 can be controlled by controlling the acceleration voltage during etching. The intermediate layer 5 obtained at this time may change its composition ratio with the ferromagnetic layer 2 due to the influence of selective etching. Specifically, for example, the sputtering yield affects.
  • the intermediate layer 5 has a composition ratio of the ferromagnetic layer 2 due to the selective etching.
  • the composition changes to the side where the element A is relatively small and the side where the element B is relatively large.
  • the intermediate layer 5 formed by etching has a higher sputtering yield than Mn, so Mn 1-x Ga 1 + x (x> It is possible to change the composition to 0), that is, Mn is poor and Ga is rich.
  • the sputtering yield is not determined by the constituent elements, but varies depending on the acceleration voltage, the atmospheric gas species, etc. when etching, and therefore it should be noted that it is not uniquely determined from the constituent elements. .
  • FIG. 12 shows an example of a TEM image of a cross section of the intermediate layer / magnetic layer / underlayer laminated structure obtained by the above manufacturing method.
  • the thickness of the intermediate layer here is about 1 nm.
  • the underlayer and the magnetic layer are crystalline, while the intermediate layer has an amorphous structure and a very flat film.
  • the ferromagnetic layer 8 has an axis of easy magnetization perpendicular to the film surface, has a high magnetic anisotropy energy Ku sufficient to maintain the thermal disturbance index ⁇ , and is higher than the material used in the ferromagnetic layer 2.
  • a magnetic material exhibiting a high coercive force, anisotropic magnetic field, or magnetic friction constant is preferred.
  • a material having a low saturation magnetization Ms is preferable, and a magnetic material exhibiting a high polarizability is more preferable. More specific description will be given below.
  • a first specific example of the ferromagnetic layer 8 includes a magnetic layer containing Mn and at least one element selected from Al, Ge, and Ga. Specific examples include MnGa, MnAl, MnGe, MnAlGe and the like.
  • MnGaAl MnGaGe, MnGaIr, MnGaCr, MnGaCo, MnGaPt, MnGaRu, MnGaPd, MnGaRh, MnGaNi, MnGaFe, MnGaRe, MnGaAu, MnGaCu, MnGaB, MnGaC, MnGaP, MnGaGd, MnGaTb, and MnGaDy.
  • the crystal orientation growth of the ferromagnetic layer 8 can be controlled by appropriately selecting the nonmagnetic layer 4 and the interface magnetic layer 6. Details of the nonmagnetic layer 4 and the interfacial magnetic layer 6 will be described later.
  • a metal having a crystal orientation in a face-centered cubic structure (FCC) (111) or a hexagonal close-packed structure (HCP) (0001), or an artificial lattice can be formed.
  • An alloy containing metal is used.
  • the metal crystallized to FCC (111) or HCP (0001) is composed of one or more elements selected from the group consisting of Fe, Co, Ni, and Cu, and Pt, Pd, Rh, and Au.
  • An alloy containing one or more elements selected from the group can be given. Specific examples include ferromagnetic alloys such as CoPd, CoPt, NiCo, and NiPt.
  • the artificial lattice used for the ferromagnetic layer 8 includes an alloy (ferromagnetic film) containing one element selected from the group of Fe, Co, and Ni, and Cr, Pt, Pd, Ir, Rh, Ru. , Os, Re, Au, and an alloy containing a single element selected from the group of Cu (nonmagnetic film) are alternately stacked. Examples thereof include a Co / Pt artificial lattice, a Co / Pd artificial lattice, a CoCr / Pt artificial lattice, a Co / Ru artificial lattice, a Co / Os artificial lattice, a Co / Au artificial lattice, and a Ni / Cu artificial lattice. These artificial lattices can adjust perpendicular magnetic anisotropy and saturation magnetization by adjusting the addition of elements to the ferromagnetic film and the film thickness ratio of the ferromagnetic film and the nonmagnetic film.
  • examples of the material used for the ferromagnetic layer 8 include alloys containing at least one element selected from the group of transition metals Fe, Co and Ni and the group of rare earth metals Tb, Dy and Gd.
  • TbFe, TbCo, TbFeCo, DyTbFeCo, GdTbCo, and the like can be given.
  • stacked these alloys alternately may be sufficient.
  • Specific examples include multilayer films such as TbFe / Co, TbCo / Fe, TbFeCo / CoFe, DyFe / Co, DyCo / Fe, and DyFeCo / CoFe. These alloys can adjust perpendicular magnetic anisotropy and saturation magnetization by adjusting the film thickness ratio and composition.
  • the material used for the ferromagnetic layer 8 is one or more elements selected from the group consisting of Fe, Co, Ni, and Cu, and one selected from the group consisting of Pt, Pd, Rh, and Au.
  • Examples include alloys containing the above elements. Specific examples include ferromagnetic alloys such as FeRh, FePt, FePd, and CoPt.
  • the underlayer 100 is used to control crystallinity such as crystal orientation and crystal grain size of the ferromagnetic layer 2 and layers above the ferromagnetic layer 2. Therefore, selection of the material for the underlayer 100 is important. The material and configuration of the underlayer 100 will be described below.
  • the underlayer may be either conductive or insulating, but it is preferable to use a conductive material when energizing the underlayer.
  • the base layer 100 has a (001) -oriented NaCl structure and is made of a group consisting of Ti, Zr, Nb, V, Hf, Ta, Mo, W, B, Al, and Ce.
  • a nitride layer containing at least one selected element may be mentioned.
  • a second specific example of the underlayer 100 is a (002) -oriented perovskite oxide layer made of ABO 3 .
  • the site A includes at least one element selected from the group consisting of Sr, Ce, Dy, La, K, Ca, Na, Pb, and Ba
  • the site B includes Ti, V, Cr, Mn, and Fe.
  • an oxide layer having a (001) -oriented NaCl structure and containing at least one element selected from the group consisting of Mg, Al, and Ce can be given.
  • the underlayer 100 has a (001) -oriented tetragonal structure or cubic structure, and Al, Cr, Fe, Co, Ni, Rh, Pd, Ag, Ir, Pt, Au, Mo , And a layer containing at least one element selected from the group consisting of W.
  • the foundation layer 100 there is a stacked structure in which two or more layers are stacked by combining any one of the first to fourth examples.
  • the crystallinity of the ferromagnetic layer 2 and the layer above the ferromagnetic layer 2 can be controlled, and the magnetic characteristics can be improved.
  • Nonmagnetic layer 4 The nonmagnetic layer 4 may be either conductive or insulating, but a tunnel barrier layer formed from an insulating material is preferably used.
  • the nonmagnetic layer 4 can realize selective tunnel conduction and a high magnetoresistance ratio by an appropriate combination with an adjacent ferromagnetic layer or interface magnetic layer. Therefore, selection of the material for the nonmagnetic layer 4 is important. The material of the nonmagnetic layer 4 will be described below.
  • the first specific example of the tunnel barrier layer 4 includes an oxide containing at least one element selected from the group consisting of Mg, Ca, Ba, Al, Be, Sr, Zn, Ti, V, and Nb. .
  • Specific examples include MgO, AlO, ZnO, SrO, BaO, and TiO.
  • an oxide having a NaCl structure is preferable as the crystal structure.
  • Specific examples include MgO, CaO, SrO, BaO, TiO, VO, and NbO.
  • These oxides having the NaCl structure are any one of Fe, Co, and Ni, or an alloy containing two or more of them as a main component, or a (001) preferentially oriented metal in a body-centered cubic structure,
  • the (001) plane becomes Easy to grow as a preferential orientation plane.
  • CoFe-X amorphous alloys in which a small amount of any element of B, C, N, Ti, Ta, P, Mo, Si, W, and Nb is added to promote amorphousness. It is possible to preferentially orient the (001) plane.
  • X represents an added element such as B, C, or N.
  • the tunnel barrier layer 4 may be a mixed crystal of two or more materials selected from the group of oxides described above or a stacked structure thereof.
  • Examples of mixed crystals are MgAlO, MgZnO, MgTiO, MgCaO, and the like.
  • Examples of the two-layer laminated structure include MgO / ZnO, MgO / AlO, TiO / AlO, MgAlO / MgO, and the like.
  • Examples of the three-layer laminated structure include AlO / MgO / AlO, ZnO / MgO / ZnO, and MgAlO / MgO / MgAlO.
  • a second specific example of the tunnel barrier layer 4 is a (002) -oriented perovskite oxide made of ABO 3 .
  • the site A includes at least one element selected from the group consisting of Sr, Ce, Dy, La, K, Ca, Na, Pb, and Ba
  • the site B includes Ti, V, Cr, Mn, and Fe.
  • SrTiO 3 , SrRuO 3 , SrNbO 3 , BaTiO 3 , PbTiO 3 or the like can be given.
  • These oxides have a [100] plane lattice constant of about 3.7 to 4.0 mm, and have good lattice matching with, for example, the [100] plane lattice constant of about 3.9 mm of an MnGa alloy. This is suitable from the viewpoint of forming an interface and obtaining a large magnetoresistance ratio.
  • a spinel oxide MgAlO can be given.
  • MgAl 2 O 4 having a spinel structure has a lattice constant of about 4.05 ⁇ , and for example, the lattice mismatch with the lattice constant of about 3.9 ⁇ of the [100] plane of the MnGa alloy is relatively small. Therefore, it is suitable from the viewpoint of forming a high-quality interface and obtaining a large magnetoresistance ratio.
  • the tunnel barrier layer 4 may be either crystalline or amorphous.
  • the tunnel barrier layer 4 is crystallized, since the scattering of electrons in the tunnel barrier is suppressed, the probability that electrons are selectively tunnel-conducted from the ferromagnetic layer while preserving the wave number increases, and the magnetoresistance ratio Can be increased. Therefore, from the viewpoint of obtaining a large magnetoresistance ratio, the tunnel barrier layer is preferably a crystalline tunnel barrier.
  • the interfacial magnetic layer 3 is a perpendicularly magnetized film and has a high magnetic anisotropy energy Ku sufficient to maintain the thermal disturbance index ⁇ in order to achieve both magnetization reversal at a low current, and has a high polarizability.
  • the material shown is preferred. It is preferable to have a lower magnetic friction constant. The material satisfying such requirements will be described in more detail below.
  • the interfacial magnetic layer 3 include an alloy made of at least one metal selected from the group consisting of Fe and Co.
  • an interfacial magnetic layer made of CoFe a nonmagnetic layer made of MgO, and an interfacial magnetic layer made of CoFe
  • an orientation relationship of CoFe (001) / MgO (001) / CoFe (001) is made. Can do.
  • the wave number selectivity of tunnel electrons can be improved, a large magnetoresistance ratio can be obtained.
  • the interfacial magnetic layer 3 is selected from the group consisting of Ni, B, C, P, Ta, Ti, Mo, Si, W, Nb, Mn, and Ge. At least one element may be added. That is, the interfacial magnetic layer 3 is composed of at least one element selected from the group consisting of Fe and Co, and Ni, B, C, P, Ta, Ti, Mo, Si, W, Nb, Mn, and Ge. It may be an alloy containing at least one element selected from the group. For example, in addition to CoFeB, CoFeSi, CoFeP, CoFeW, CoFeNb, and the like can be given. These alloys have a spin polarizability equivalent to that of CoFeB.
  • the magnetic friction constant (damping factor) is correlated with the magnitude of the spin orbit interaction of the material, and the material having an element with a large atomic number has a large spin orbit interaction and a large magnetic friction constant.
  • An alloy made of at least one metal selected from the group consisting of Fe and Co has a small magnetic friction constant because it is made of a light element. Therefore, less energy is required for the magnetization reversal, and the current density for reversing the magnetization by spin-polarized electrons can be greatly reduced. Therefore, the present invention can be particularly effectively applied to the interfacial magnetic layer 3.
  • the interfacial magnetic layer 3 is epitaxially grown with respect to the nonmagnetic layer 4, a large magnetoresistance ratio can be obtained. Therefore, the interfacial magnetic layer 3 in contact with the nonmagnetic layer 4 expands and contracts in the direction perpendicular to the film surface. It may be.
  • the interfacial magnetic layer 6 is a perpendicularly magnetized film, and preferably has a high magnetic anisotropy energy Ku sufficient to maintain a high thermal disturbance index ⁇ and a material exhibiting a high polarizability. Further, when functioning as a reference layer side interface magnetic layer, it is desirable to have low saturation magnetization from the viewpoint of reducing the leakage magnetic field to the storage layer, and when functioning as a storage layer side interface magnetic layer, a low current is required. From the viewpoint of magnetization reversal at, a low magnetic friction constant is desirable. The material satisfying such requirements will be described in more detail below.
  • the interfacial magnetic layer 6 there is a MnGa alloy. Further, from the viewpoint of saturation magnetization, perpendicular magnetic anisotropy, magnetic friction constant, spin polarizability control, Al, Ge, Ir, Cr, Co, Pt, Ru, Pd, Rh, Ni, Fe, Re, Au, Cu , B, C, P, Gd, Tb, Dy may be added. That is, selected from the group of Mn and Ga, Al, Ge, Ir, Cr, Co, Pt, Ru, Pd, Rh, Ni, Fe, Re, Au, Cu, B, C, P, Gd, Tb, Dy And an MnGaX magnetic film containing at least one element.
  • MnGaAl MnGaGe, MnGaIr, MnGaCr, MnGaCo, MnGaPt, MnGaRu, MnGaPd, MnGaRh, MnGaNi, MnGaFe, MnGaRe, MnGaAu, MnGaCu, MnGaB, MnGaC, MnGaP, MnGaGd, MnGaTb, and MnGaDy.
  • the interfacial magnetic layer 6 there is a MnGe alloy.
  • the MnGe alloy has a half-metallic property due to the existence of an energy gap with respect to the spin band of either the upward spin or downward spin in the (001) direction, and has a high spin polarizability. A resistance ratio can be obtained.
  • one element selected from the group consisting of Mn, Fe, Co, and Ni, Zn, Al, Ga, In, Si, Ge, Sn, As, Sb, and An alloy containing two or more elements selected from the group consisting of Bi may also be used.
  • Specific examples include MnAlGe and MnZnSb.
  • the interfacial magnetic layer 6 there is a MnAl alloy. Since the MnAl alloy is a material composed of light elements, the magnetic friction constant is small. Therefore, since less energy is required for magnetization reversal, the current density for reversing magnetization by spin-polarized electrons can be greatly reduced. In addition, the MnAl alloy has a half-metallic property due to the existence of an energy gap with respect to either the spin band of upward spin or downward spin in the (001) direction, and has a high spin polarizability. A large magnetoresistance ratio can be obtained.
  • MnGa, MnGaX, MnGe, MnAlGe, MnZnSb, MnAl, and the like exhibit characteristics as a magnetic film in an appropriate composition range.
  • the crystal orientation growth of the interface magnetic layer 6 can be controlled by appropriately selecting the nonmagnetic layer 4.
  • the interfacial magnetic layer 6 As a fifth specific example of the interfacial magnetic layer 6, an alloy made of at least one metal selected from the group consisting of Fe and Co can be cited.
  • the interfacial magnetic layer 6 is made of Ni, B, C, P, Ta, Ti, Mo, Si, W, Nb, Mn, Al, and Ge. At least one selected element may be added. That is, the interfacial magnetic layer 6 includes at least one element selected from the group consisting of Fe and Co, and Ni, B, C, P, Ta, Ti, Mo, Si, W, Nb, Mn, Al, and Ge.
  • the magnetic friction constant correlates with the magnitude of the spin orbit interaction of the material, and a material containing an element with a large atomic number has a large spin orbit interaction and a large magnetic friction constant. Since the specific example described above is a material composed of light elements, the magnetic friction constant is small. Therefore, since less energy is required for the magnetization reversal, the current density for reversing the magnetization by spin-polarized electrons can be greatly reduced, so that the present invention can be effectively applied to the interface magnetic layer 6.
  • the interfacial magnetic layer 6 is epitaxially grown on the nonmagnetic layer 4, a large magnetoresistance ratio can be obtained. Therefore, the interfacial magnetic layer 6 in contact with the nonmagnetic layer 4 expands and contracts in the direction perpendicular to the film surface. It may be.
  • the MRAM of the sixth embodiment has a plurality of memory cells.
  • FIG. 13 shows a cross section of the main part of one memory cell of the MRAM of this embodiment.
  • Each memory cell includes the magnetoresistive element of any one of the first to fifth embodiments and their modifications as a memory element.
  • the memory element is the magnetoresistive element (MTJ element) 1 of the first embodiment.
  • the upper surface of the MTJ element 1 is connected to the bit line 32 via the upper electrode 31.
  • the lower surface of the MTJ element 1 is connected to the drain region 37 a of the source / drain regions on the surface of the semiconductor substrate 36 through the lower electrode 33, the extraction electrode 34, and the plug 35.
  • the drain region 37 a constitutes a selection transistor Tr together with the source region 37 b, the gate insulating film 38 formed on the substrate 36, and the gate electrode 39 formed on the gate insulating film 38.
  • the selection transistor Tr and the MTJ element 1 constitute one memory cell of the MRAM.
  • the source region 37 b is connected to another bit line 42 through the plug 41.
  • a plug 35 may be provided below the lower electrode 33, and the lower electrode 33 and the plug 35 may be directly connected.
  • the bit lines 32 and 42, the electrodes 31 and 33, the extraction electrode 34, and the plugs 35 and 41 are made of W, Al, AlCu, Cu, or the like.
  • a memory cell array of MRAM is formed by providing a plurality of memory cells shown in FIG. 13, for example, in a matrix.
  • FIG. 14 is a circuit diagram showing the main part of the MRAM of this embodiment.
  • a plurality of memory cells 53 composed of the MTJ element 1 and the selection transistor Tr are arranged in a matrix.
  • One terminal of the memory cells 53 belonging to the same column is connected to the same bit line 32, and the other terminal is connected to the same bit line 42.
  • the gate electrodes (word lines) 39 of the selection transistors Tr of the memory cells 53 belonging to the same row are connected to each other and further connected to the row decoder 51.
  • the bit line 32 is connected to a current source / sink circuit 55 via a switch circuit 54 such as a transistor.
  • the bit line 42 is connected to a current source / sink circuit 57 via a switch circuit 56 such as a transistor.
  • the current source / sink circuits 55 and 57 supply a write current to the connected bit lines 32 and 42 and draw the write current from the connected bit lines 32 and 42.
  • the bit line 42 is also connected to the read circuit 52.
  • the read circuit 52 may be connected to the bit line 32.
  • the read circuit 52 includes a read current circuit, a sense amplifier, and the like.
  • the switch circuits 54 and 56 connected to the memory cell to be written and the selection transistor Tr are turned on to form a current path through the target memory cell.
  • One of the current source / sink circuits 55 and 57 functions as a current source and the other functions as a current sink according to information to be written. As a result, a write current flows in a direction corresponding to information to be written.
  • the writing speed it is possible to perform spin injection writing with a current having a pulse width of several nanoseconds to several microseconds.
  • a read current that is small enough not to cause magnetization reversal is supplied to the MTJ element 1 specified in the same manner as the writing by the read current circuit.
  • the sense amplifier of the read circuit 52 determines the resistance state by comparing a current value or a voltage value caused by a resistance value according to the magnetization state of the MTJ element 1 with a reference value.
  • a magnetic memory including a magnetoresistive element having low saturation magnetization, high perpendicular magnetic anisotropy, and a high magnetoresistance ratio can be obtained.

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Abstract

【課題】低い飽和磁化、高い垂直磁気異方性を有し、かつ高い磁気抵抗比を得ることができる磁気抵抗素子および磁気メモリを提供する。 【解決手段】本実施形態による磁気抵抗素子は、第１磁性層と、第２磁性層と、前記第１磁性層と前記第２磁性層との間に設けられた第１非磁性層と、前記第１磁性層と前記第１非磁性層との間に設けられた第３磁性層と、前記第１磁性層と前記第３磁性層との間に設けられ前記第１磁性層を構成する元素と共通の元素を２種類以上含みかつアモルファス構造を有する層と、を備えている。

Description

磁気抵抗素子および磁気メモリ
　本発明の実施形態は、磁気抵抗素子および磁気メモリに関する。
　磁気抵抗素子（magnetoresistive element）としてのＭＴＪ（Magnetic Tunnel Junction）素子は、磁化方向が可変な記憶層と、磁化方向が不変の参照層と、記憶層と参照層との間に設けられた絶縁層とを有する積層構造を基本構造としている。このＭＴＪ素子は、トンネル磁気抵抗（ＴＭＲ: Tunneling Magnetoresistive）効果を示すことが知られており、磁気ランダムアクセスメモリ（ＭＲＡＭ: Magnetic Random Access Memory）におけるメモリセルの記憶素子として用いられる。
　ＭＲＡＭは、ＭＴＪ素子に含まれる磁性層の磁化の相対角度の変化により情報（“１”、“０”）を記憶し、不揮発性である。また、磁化反転速度は数ナノ秒であることから、データの高速書き込み、高速読み出しが可能である。したがって、ＭＲＡＭは、次世代の高速不揮発性メモリとして期待されている。また、スピン分極電流により磁化を制御するスピン注入磁化反転と呼ばれる方式を利用すれば、ＭＲＡＭのセルサイズを低減することで電流密度が増える。これにより、容易に記憶層の磁化反転を実現でき、高密度、低消費電力のＭＲＡＭを構成することが可能である。
　不揮発メモリの高密度化を考えた場合、磁気抵抗素子の高集積化は欠かせない。しかし、磁気抵抗素子を構成する強磁性体は、素子サイズの低減化に伴い熱擾乱耐性が劣化する。このため、強磁性体の磁気異方性および熱擾乱耐性を向上させることが課題となる。
　この問題を解決するために近年、強磁性体の磁化が膜面に垂直な方向を向く垂直磁化ＭＴＪ素子を利用したＭＲＡＭの構築が試みられている。垂直ＭＴＪ素子を構成する磁性材料は、磁性材料が垂直磁気異方性を有する必要がある。垂直磁気異方性を発現させるために、結晶磁気異方性や界面磁気異方性を利用する材料が選択される。例えば、ＦｅＰｔ、ＣｏＰｔ、ＦｅＰｄなどは強い結晶磁気異方性を有する材料である。他にもＭｇＯトンネルバリア層として用いたＭＴＪとして、ＣｏＦｅＢに代表される界面垂直磁気異方性を利用したものも多く報告されている。
特開２０１１－１１９７５５号公報
　本実施形態は、低飽和磁化、高い垂直磁気異方性を有し、かつ高い磁気抵抗比を得ることができる磁気抵抗素子および磁気メモリを提供する。
　本実施形態による磁気抵抗素子は、第１磁性層と、第２磁性層と、前記第１磁性層と前記第２磁性層との間に設けられた第１非磁性層と、前記第１磁性層と前記第１非磁性層との間に設けられた第３磁性層と、前記第１磁性層と前記第３磁性層との間に設けられ前記第１磁性層を構成する元素と共通の元素を２種類以上含みかつアモルファス構造を有する層と、を備えている。
図１（ａ）、１（ｂ）は、バリア層／界面磁性層／下地層からなる積層構造の断面のＴＥＭ像を示す写真。 図２（ａ）、２（ｂ）は、バリア層／界面磁性層／結晶性磁性層／下地層からなる積層構造の断面のＴＥＭ像を示す写真。 第１実施形態による磁気抵抗素子を示す断面図。 第２実施形態による磁気抵抗素子を示す断面図。 第３実施形態による磁気抵抗素子を示す断面図。 第４実施形態による磁気抵抗素子を示す断面図。 第５実施形態による磁気抵抗素子を示す断面図。 第５実施形態の一変形例による磁気抵抗素子を示す断面図。 第５実施形態の他の変形例による磁気抵抗素子を示す断面図。 図１０（ａ）、１０（ｂ）は、単結晶構造の磁性膜を有するＭＴＪ素子の製造方法を説明する図。 図１１（ａ）乃至図１１（ｃ）は、単結晶構造の磁性層を有するＭＴＪ素子の製造方法を説明する図。 中間層／磁性層／下地層からなる積層構造の断面のＴＥＭ像を示す写真。 第６実施形態による磁気メモリのメモリセルを示す断面図。 第６実施形態の磁気メモリの主要部を示す回路図。
　以下、実施形態について図面を参照して説明する。なお、以下の説明において、同一の機能および構成を有する要素については、同一符号を付し、重複説明は必要な場合にのみ行う。
　実施形態を説明する前に、実施形態に至った経緯を説明する。
　スピン注入磁化反転方式を用いたＭＲＡＭにおいて、スピン注入磁化反転方式によって磁化を反転させるための反転電流は、記憶層の飽和磁化および磁気摩擦定数に依存する。このため、低電流値を用いたスピン注入によって記憶層の磁化を反転させるには、記憶層の飽和磁化および磁気摩擦定数を小さくすることが必要である。更に、記憶層の垂直磁気異方性および熱擾乱耐性を向上させることも必要となる。
　そこで、本発明者達は、記憶層として低い飽和磁化、低い磁気摩擦定数、高い垂直磁気異方性を備えた材料を用い、更に高スピン分極率を有する界面磁性層としてＣｏＦｅＢを用いて磁気抵抗素子を作製して研究を進めた。なお、記憶層の材料に関しては後述する。しかしながら、研究を進めるに連れて、高い磁気抵抗比を得るためには次の課題を解決する必要があることが見出された。
　高いＴＭＲ効果を得るための阻害要因として、界面磁性層の結晶成長の阻害が一因として考えられる。ＭｇＯ／ＣｏＦｅＢを有する素子、すなわちＣｏＦｅＢからなる界面磁性層上にＭｇＯ層が設けられた素子を形成する場合においては、まず成膜時にアモルファスであるＣｏＦｅＢからなる界面磁性層の上に良質な結晶性を有するＭｇＯ層が形成され、続いて行われるアニール処理によりＭｇＯ層の結晶をテンプレートとしてＣｏＦｅＢからなる界面磁性層が結晶化すると考えられている。
　この界面磁性層の結晶化促進のポイントは、２つ存在する。第１に、ＣｏＦｅＢ層が成膜時に平坦でかつ完全なアモルファス状態になっていることが挙げられる。ＣｏＦｅＢ層が成膜時に結晶化していると、直上のＭｇＯ層がきれいに（００１）配向しない恐れがある。第２に、ＣｏＦｅＢ層中のＢ元素の拡散が挙げられ、Ｂ元素が適切に拡散する道を用意することでアモルファス状態のＣｏＦｅＢ層から結晶化したＣｏＦｅへと成長する。このとき、Ｂ元素の一部はＣｏＦｅ結晶中に介在する形で存在する。すなわち、アモルファス状態のＣｏＦｅＢ層から結晶化したＣｏＦｅ（Ｂ）層に変化する。ここで、ＣｏＦｅ（Ｂ）とはＣｏおよびＦｅの他にＢを含んでいても良い強磁性層を意味する。
　図１（ａ）、１（ｂ）に、バリア層／界面磁性層／下地層の積層構造の断面を示すＴＥＭ(Transmission Electron Microscope)像の一例を示す。図１（ａ）、１（ｂ）はそれぞれ成膜時、３００℃熱処理後のＴＥＭ像である。ここで、バリア層にはＭｇＯを、界面磁性層にはＣｏＦｅＢをそれぞれ用いている。図１（ａ）から分かるように、成膜時には、ＣｏＦｅＢ層はアモルファス構造であり、かつＭｇＯ層は（００１）配向している。更に図１（ｂ）から分かるように、熱処理を施すことで、ＣｏＦｅＢ層はＭｇＯ層との界面から結晶化が促進されている。
　次に、ＭｇＯバリア層／ＣｏＦｅＢ界面磁性層／結晶性磁性層の積層構造を例にとって考えてみる。ここで界面磁性層の下地に結晶性磁性層を用いた理由は、上述した低飽和磁化、低磁気摩擦定数、および高垂直磁気異方性を備えた磁性層は、一般的に結晶化材料であることに起因する。しかし、ＣｏＦｅＢの下地が結晶性材料であるとき、すなわちＭｇＯバリア層／ＣｏＦｅＢ界面磁性層／結晶性磁性層の積層構造では、ＣｏＦｅＢの結晶成長の様子が異なる。
　図２（ａ）、２（ｂ）に、バリア層／界面磁性層／結晶性磁性層／下地層の積層構造の断面を示すＴＥＭ像の一例を示す。図２（ａ）、２（ｂ）はそれぞれ成膜時、３００℃熱処理後のＴＥＭ像である。ここで、バリア層にはＭｇＯを、界面磁性層にはＣｏＦｅＢをそれぞれ用いている。図２（ａ）から分かるように、成膜時にＣｏＦｅＢの界面磁性層はアモルファス状態であり、かつＭｇＯのバリア層は（００１）配向していることが分かる。更に図２（ｂ）から分かるように、熱処理を施すことで、図１（ｂ）の場合と同様に、ＣｏＦｅＢの界面磁性層はＭｇＯのバリア層との界面から結晶化が促進されている。しかし、それと同時に、結晶性磁性層からも結晶化が促進されていることが分かる。実際の磁気抵抗素子において、界面磁性層は十分に薄い膜厚領域で作製することが望まれる。このため、これらの両界面からの結晶化は、界面磁性層の結晶成長に大きな悪影響を及ぼす。つまり、従来の高いＴＭＲ効果が得られているＭｇＯ／ＣｏＦｅＢの積層構造のメカニズムが、結晶化材料を用いたＭＴＪ素子では適用できないことを示している。
　以上のような課題に対し、本発明者達は鋭意研究に努めた結果、低い飽和磁化、低い磁気摩擦定数、かつ高い垂直磁気異方性を有し、かつ高い磁気抵抗比（ＭＲ比）を有する磁気抵抗素子およびそれを用いた磁気メモリを得ることができた。これらの磁気抵抗素子および磁気メモリを以下に実施形態として説明する。
（第１実施形態）
　第１実施形態による磁気抵抗素子を図３に示す。図３は第１実施形態の磁気抵抗素子の断面図である。この実施形態の磁気抵抗素子１はＭＴＪ素子であって、下地層１００上に、強磁性層２、中間層５、界面磁性層３、非磁性層４（以下、トンネルバリア層４ともいう）、および強磁性層８がこの順序で積層された構造を有している。
　下地層１００は、強磁性層２および強磁性層２より上の層の結晶配向性、結晶粒径などの結晶性を制御するために用いられ、その詳細な性質については後述する。強磁性層２は、例えば、Ｍｎと、Ａｌ、Ｇｅ、Ｇａから選択される少なくとも１つの元素と、を含む磁性層であり、界面磁性層３はＣｏ、Ｆｅ、およびＮｉの群から選択される少なくとも１つの元素を含む磁性層である。
　ＭＴＪ素子１の抵抗値はトンネルバリア層４を介して配置される二つの強磁性層２、８の磁化方向の角度により決まる。外部磁場あるいはＭＴＪ素子１に流す電流により磁化方向の角度を制御することができる。その際、二つの強磁性層２、８の保磁力Ｈｃ、異方性磁界Ｈｋ、または磁気摩擦定数αの大きさに差をつけることにより、より安定的に磁化方向の角度を制御することが可能となる。ここでは保磁力Ｈｃ、異方性磁界Ｈｋ、または磁気摩擦定数αの大きい強磁性層を参照層と呼び、保磁力Ｈｃ、異方性磁界Ｈｋ、または磁気摩擦定数αの小さな強磁性層を記憶層と呼ぶ。したがって、一般的には強磁性層を参照層に用いる場合にはより大きな保磁力Ｈｃ、より大きな異方性磁界Ｈｋ、またはより大きな磁気摩擦定数αを持つことが望まれ、記憶層に用いる場合にはより小さな保磁力Ｈｃ、より小さな異方性磁界Ｈｋ、またはより小さな磁気摩擦定数αを持つことが望まれる。Ｍｎと、Ａｌ、Ｇｅ、Ｇａから選択される少なくとも１つの元素と、を含む強磁性層は、後述するように含有元素によって飽和磁化、分極率、保磁力、および異方性磁界を調整できるうえに、低い磁気摩擦定数を有しているので記憶層として用いることに適している。
　本実施形態の強磁性層２に用いられる磁性膜は、ｃ軸が磁化容易軸となる。そのため、結晶化させる際にｃ軸が膜面に垂直方向を向くように配向制御することにより、垂直磁化を有するＭＴＪ素子を作製することが可能となる。本明細書では、膜面とは、積層方向に直交する面を意味する。
　第１実施形態においては、非磁性層４として、例えばＭｇＯに代表されるような酸化物絶縁体を用いることが好ましい。更に、界面磁性層３として、例えばＣｏＦｅＢに代表されるような非磁性層４とトンネル電子の選択性が良く、スピン分極率の高い材料を用いることが望ましい。非磁性層４や界面磁性層３の候補は後述する。
　第１実施形態においては、中間層５として、強磁性層２を構成する元素と共通の元素を２種類以上含むアモルファス層を用いることが好ましい。作製方法は後述する。中間層５が強磁性層２の構成する元素と共通の元素を２種類以上含む層であると、中間層５と強磁性層２との界面の濡れ性が向上し、平坦性の良い中間層５が得られ、かつ直上の界面磁性層３や、非磁性層（トンネルバリア層）４も平坦性が向上するという利点がある。これにより、界面磁性層３とトンネルバリア層４との接合界面およびトンネルバリア層４とその直上に形成される磁性層との接合界面が乱れなく理想的に形成され、高い磁気抵抗比を得ることが可能となる。また、中間層５は、アモルファス層が層状に形成できる程度に厚く、強磁性層２と界面磁性層３との磁気的結合が切れない程度に薄いことが望まれる。そのような観点では、中間層５の厚さは０．１ｎｍ～５ｎｍの範囲にあることが好ましい。
　次に、中間層５がアモルファス層である意義について説明する。中間層５がアモルファス層であると、直上に設けられる界面磁性層３は結晶性磁性層２からの結晶配向の影響を受けずにアモルファス層として成長する。更に、非磁性層４は強い自己配向性を有する材料であるために、アモルファス状態の界面磁性層３上に良質な結晶性非磁性層として成長する。その後、アニールにより、結晶性非磁性層をテンプレートとして、非磁性層４と界面磁性層３はエピタキシャル関係を構築しながら界面磁性層３の結晶化が促進される。もし、中間層５がアモルファス層でないとすると、直上の界面磁性層３は、成膜時やアニール処理後に、結晶性磁性層２および中間層５からの結晶配向の影響を受けて成長するために、所望の配向状態を実現できない可能性がある。更に、その影響を受けて成長する非磁性層４もトンネル電子の選択性の観点で、望ましくない結晶配向状態を一部含む状態で結晶化する可能性が生じてくる。以上のような理由により、中間層５はアモルファス層であることが望まれる。
　ＭＴＪ素子が、例えば、ＭｎＧａからなる強磁性層２、非晶質ＭｎＧａからなる中間層５、ＣｏＦｅ（Ｂ）からなる界面磁性層３、結晶質ＭｇＯからなる非磁性層４、ＭｎＧａからなる強磁性層８がこの順序で積層された積層構造を有している場合を考える。この場合は、ＭｎＧａ（００１）／ＭｇＯ（００１）／ＣｏＦｅ（Ｂ）（００１）／アモルファス中間層／ＭｎＧａ（００１）の配向関係を形成することができる。ここで、ＣｏＦｅ（Ｂ）とはＣｏおよびＦｅの他にＢを含んでいても良い強磁性層を意味する。また、ＭｎＧａ（００１）、ＭｇＯ（００１）とはそれぞれの上面に（００１）面が露出するように結晶配向しているという意味である。これにより、トンネル電子の波数選択性を向上させることができ、大きな磁気抵抗比を得ることが可能となる。
　以上説明したように、第１実施形態によれば、低い飽和磁化、低い磁気摩擦定数かつ高い垂直磁気異方性を有する磁性層を用いた、高い磁気抵抗比を持った磁気抵抗素子を提供することができる。
　強磁性層２および強磁性層８は、それらの結晶配向性、すなわち結晶配向の向きを制御することで、それらの容易磁化方向を膜面に対して垂直にすることが可能である。すなわち、強磁性層の結晶配向性を制御することにより、本実施形態の磁気抵抗素子は、磁化方向が膜面に平行な方向を向く面内磁化ＭＴＪ素子になり得るし、また強磁性層２および強磁性層８の磁化方向がそれぞれ膜面に対して垂直方向を向く垂直磁化ＭＴＪ素子にもなり得る。また、容易磁化方向とは、あるマクロなサイズの強磁性体を想定して、外部磁界のない状態で自発磁化がその方向を向くと最も内部エネルギーが低くなる方向である。これに対して、困難磁化方向とは、あるマクロなサイズの強磁性体を想定して、外部磁界がない状態で自発磁化がその方向を向くと最も内部エネルギーが大きくなる方向である。
　そして、強磁性層２および強磁性層８のうちの一方の強磁性層は書き込み電流をＭＴＪ素子に流したときに、書き込みの前後で磁化の方向が不変であり、他方の強磁性層は可変である。不変である強磁性層を参照層とも称し、可変である強磁性層を記憶層と称す。本実施形態においては、例えば、強磁性層２を記憶層、強磁性層８を参照層とする。なお、界面磁性層３は、スピン分極率を増大させるために設けられている。
　書き込み電流は、強磁性層２と強磁性層８との間に膜面に垂直方向に流す。強磁性層２が記憶層、強磁性層８が参照層であってかつ強磁性層２の磁化の方向と強磁性層８の磁化の方向が反平行（逆の方向）な場合には、強磁性層２から強磁性層８に向かって書き込み電流を流す。この場合、電子は強磁性層８から非磁性層４を通って強磁性層２に流れる。そして、強磁性層８を通ることによりスピン偏極された電子は強磁性層２に流れる。強磁性層２の磁化と同じ方向のスピンを有するスピン偏極された電子は強磁性層２を通過するが、強磁性層２の磁化と逆方向のスピンを有するスピン偏極された電子は、強磁性層２の磁化にスピントルクを作用し、強磁性層２の磁化の方向が強磁性層８の磁化と同じ方向を向くように働く。これにより、強磁性層２の磁化の方向が反転し、強磁性層８の磁化の方向と平行（同じ方向）になる。ここで強磁性層２と界面磁性層３は中間層５を介して、磁気的に結合している状態が望ましく、その場合、強磁性層２と一体となって界面磁性層３の磁化方向が反転する。
　これに対して、強磁性層２の磁化の方向と強磁性層８の磁化の方向が平行な場合には、強磁性層８から強磁性層２に向かって書き込み電流を流す。この場合、電子は強磁性層２から非磁性層４を通って強磁性層８に流れる。そして、強磁性層２を通ることによりスピン偏極された電子は強磁性層８に流れる。強磁性層８の磁化と同じ方向のスピンを有するスピン偏極された電子は強磁性層８を通過するが、強磁性層８の磁化と逆向きのスピンを有するスピン偏極された電子は、非磁性層４と強磁性層８との界面で反射され、非磁性層４を通って強磁性層２に流れ込む。これにより、強磁性層２の磁化にスピントルクを作用し、強磁性層２の磁化の方向が強磁性層８の磁化と反対方向に向くように働く。これにより、強磁性層２の磁化の方向が反転し、強磁性層８の磁化の方向と反平行になる。ここで強磁性層２と界面磁性層３は中間層５を介して、磁気的に結合している状態が望ましく、その場合、強磁性層２と一体となって界面磁性層３の磁化方向が反転する。
　なお、本実施形態では、強磁性層２を記憶層、強磁性層８を参照層、界面磁性層３を記憶層側界面層として説明したが、限定する意味ではない。すなわち、強磁性層２を参照層、強磁性層８を記憶層、界面磁性層３を参照層側界面層としても良い。
（第２実施形態）
　図４に、第２実施形態による磁気抵抗素子を示す。この磁気抵抗素子１Ａは、図３に示す第１実施形態の磁気抵抗素子１において、非磁性層４と強磁性層８との間に界面磁性層６を設けた構成になっている。強磁性層２は、例えば、Ｍｎと、Ａｌ、Ｇｅ、Ｇａから選択される少なくとも１つの元素と、を含む強磁性層であり、界面磁性層３はＣｏ、Ｆｅ、およびＮｉの群から選択される少なくとも１つの元素を含む強磁性層である。中間層５は強磁性層２を構成する元素と共通の元素を２種以上含むアモルファス層である。界面磁性層６の詳細は後述する。
　第１実施形態と同様に、強磁性層の結晶配向性を制御することで、強磁性層２および強磁性層８はそれぞれ、膜面に垂直な方向の磁気異方性を有し、それらの容易磁化方向は膜面に対して垂直とすることが可能である。すなわち、本実施形態の磁気抵抗素子１Ａは、面内磁化ＭＴＪ素子のみならず、強磁性層２および強磁性層８の磁化方向がそれぞれ膜面に対して垂直方向を向く垂直磁化ＭＴＪ素子となり得る。そして、強磁性層２および強磁性層８のうちの一方の強磁性層は書き込み電流をＭＴＪ素子１Ａに流したときに、書き込みの前後で磁化の方向が不変であり、他方の強磁性層は可変である。本実施形態において、例えば、強磁性層２を記憶層、強磁性層８を参照層とする。なお、書き込み電流は、第１実施形態と同様に、強磁性層２と強磁性層８との間に膜面に垂直方向に流す。なお、界面磁性層３および界面磁性層６は、それぞれ強磁性層２および強磁性層８と磁気的に結合しており、スピン分極率を増大させるために設けられている。
　ＭＴＪ素子が、例えば、ＭｎＧａからなる強磁性層２、非晶質ＭｎＧａからなる中間層５、ＣｏＦｅ（Ｂ）からなる界面磁性層３、結晶質ＭｇＯからなる非磁性層４、ＣｏＦｅ（Ｂ）からなる界面磁性層６、ＭｎＧａからなる強磁性層８がこの順序で積層された積層構造を有している場合に、ＭｎＧａ（００１）／ＣｏＦｅ（Ｂ）（００１）／ＭｇＯ（００１）／ＣｏＦｅ（Ｂ）（００１）／アモルファス中間層／ＭｎＧａ（００１）の配向関係を作ることができる。ここで、ＣｏＦｅ（Ｂ）とはＣｏおよびＦｅの他にＢを含んでいてもよい強磁性層を意味する。また、ＭｎＧａ（００１）、ＭｇＯ（００１）とはそれぞれの上面に（００１）面が露出するように結晶配向しているという意味である。これにより、トンネル電子の波数選択性を向上させることができ、大きな磁気抵抗比を得ることが可能となる。
　以上説明したように、第２実施形態によれば、低い飽和磁化、低い磁気摩擦定数かつ高い垂直磁気異方性を有する磁性層を用いた、高磁気抵抗比を持った磁気抵抗素子を提供することができる。
　なお、本実施形態では、強磁性層２を記憶層、強磁性層８を参照層、界面磁性層３を記憶層側界面層、界面磁性層６を参照層側界面層として説明したが、限定する意味ではない。すなわち、強磁性層２を参照層、強磁性層８を記憶層、界面磁性層３を参照層側界面層、界面磁性層６を記憶層側界面層としても良い。
（第３実施形態）
　図５に、第３実施形態による磁気抵抗素子を示す。この実施形態の磁気抵抗素子１ＢはＭＴＪ素子であって、下地層１００上に、強磁性層２、中間層５、非磁性層４、および強磁性層８がこの順序で積層された構造を有している。強磁性層２は、例えば、Ｍｎと、Ａｌ、Ｇｅ、Ｇａから選択される少なくとも１つの元素と、を含む磁性層である。この第３実施形態の磁気抵抗素子１Ｂも、第１、２実施形態と同様に、強磁性層の結晶配向性を制御することにより、面内磁化ＭＴＪ素子になり得るし、また垂直磁化ＭＴＪ素子になり得る。そして、強磁性層２および強磁性層８のうちの一方の強磁性層は書き込み電流をＭＴＪ素子１Ｂに流したときに、書き込みの前後で磁化の方向が不変であり、他方の強磁性層は可変である。本実施形態において、例えば、強磁性層２を記憶層、強磁性層８を参照層とする。なお、書き込み電流は、第１実施形態と同様に、強磁性層２と強磁性層８との間に膜面に垂直方向に流す。
　この第３実施形態においては、中間層５として、磁性層２を構成する元素と共通の元素を２種類以上含むアモルファス層を用いることが好ましい。中間層５が磁性層２の構成元素と共通の元素を２種類以上含むと、中間層５と磁性層２との界面の濡れ性が向上し、平坦性の良い中間層５が得られ、更に非磁性層４の平坦性も良くなるという利点がある。また、中間層５の厚さは、アモルファス層が層状に形成できる程度に厚いほうが好ましく、例えば０．１ｎｍ以上が好ましい。一方、中間層５はアモルファス層であり、第３実施形態では非磁性層４に隣接する層となる。従って、中間層５の厚さが厚すぎると、たとえ強磁性層２が高スピン分極率材料で構成されていても、高いトンネル電子選択性が得られずに、結果として高磁気抵抗比を得られない可能性がある。すなわち、強磁性層２のバンド構造を反映できる程度に中間層５の厚さは薄い方が好ましく、例えば１ｎｍ以下が好ましい。
　次に、アモルファス層である中間層５を極薄で挿入する意義について説明する。まず、中間層５を挿入しない場合、例えば、ＭＴＪ素子として、ＭｎＧａからなる強磁性層、結晶質ＭｇＯからなる非磁性層、ＭｎＧａからなる強磁性層がこの順序で積層された積層構造であるとした場合に、ＭｎＧａ（００１）／ＭｇＯ（００１）／ＭｎＧａ（００１）の配向関係を作製することができる。しかし、ＭｎＧａとＭｇＯの膜面内方向におけるバルクの格子定数から格子ミスマッチを求めると約８％と大きい。格子ミスマッチは以下の式で定義される。
　（ａ（ＭｇＯ）－ａ（ＭｎＧａ））／ａ（ＭｎＧａ）×１００
　ここでａ（ＭｇＯ）、ａ（ＭｎＧａ）はそれぞれ膜面内方向のＭｇＯおよびＭｎＧａの格子定数である。格子ミスマッチが大きいと、格子歪みによる界面エネルギーを低減させるために界面に転位などが生成される。その場合、結晶粒の間でエピタキシャル関係が成立し、膜面内にわたって均一にエピタキシャル成長させることは困難である。ＭＴＪ素子に電流を流すと転位が電子の散乱源になるために磁気抵抗比は低減されてしまう。したがって、転位を発生させず膜面内に均一にエピタキシャル成長させるためには、格子ミスマッチがより小さい材料で積層することが重要である。
　次に、極薄のアモルファス中間層５を挿入した場合、例えば、ＭＴＪ素子として、ＭｎＧａからなる強磁性層２、非晶質ＭｎＧａからなる極薄のアモルファス中間層５、結晶質ＭｇＯからなる非磁性層４、ＭｎＧａからなる強磁性層８がこの順序で積層された積層構造を有している場合に、ＭｎＧａ（００１）／ＭｇＯ（００１）／極薄アモルファス中間層／ＭｎＧａ（００１）の配向関係を作ることができる。また、ＭｎＧａ（００１）、ＭｇＯ（００１）とはそれぞれの上面に（００１）面が露出するように結晶配向しているという意味である。極薄のアモルファス中間層５は上述しているように非常に平坦性の良い層であるために、この中間層５の直上に設けられるＭｇＯ層４は非常に平坦でかつ自己配向的に良質な（００１）結晶配向膜となって成長する。更に、結晶であるがゆえに発生していた格子ミスマッチの概念そのものがなくなるために、界面における転位などが生成されないという利点がある。ここで、極薄のアモルファス中間層５は成膜時にアモルファス構造になっていることが重要な点として挙げられる。すなわち、その後の過程で熱処理を施した際に、極薄層が結晶化していても良い。
　以上により、第３実施形態では、理想的な界面を有し結晶性の良い非磁性層４を形成でき、そのためトンネル電子の波数選択性を向上させることができるため、大きな磁気抵抗比を得ることが可能となる。
　以上説明したように、第３実施形態によれば、低い飽和磁化、低い磁気摩擦定数かつ高い垂直磁気異方性の磁性層を用いた、高磁気抵抗比の磁気抵抗素子を提供することができる。
　なお、本実施形態では、強磁性層２を記憶層、強磁性層８を参照層として説明したが、限定する意味ではない。すなわち、強磁性層２を参照層、強磁性層８を記憶層としても良い。
（第４実施形態）
　図６に、第４実施形態による磁気抵抗素子を示す。この実施形態の磁気抵抗素子１ＣはＭＴＪ素子であって、下地層１００上に、強磁性層２、中間層５、非磁性層４、界面磁性層６、および強磁性層８がこの順序で積層された構造を有している。強磁性層２は、例えば、Ｍｎと、Ａｌ、Ｇｅ、Ｇａから選択される少なくとも１つの元素と、を含む磁性層である。中間層５は強磁性層２を構成する元素と共通の元素を２種類以上含むアモルファス層である。界面磁性層６の詳細は後述する。この第４実施形態の磁気抵抗素子１Ｃも、第１乃至３実施形態と同様に、強磁性層の結晶配向性を制御することにより、面内磁化ＭＴＪ素子にもなり得るし、垂直磁化ＭＴＪ素子になり得る。そして、強磁性層２および強磁性層８のうちの一方の強磁性層は書き込み電流をＭＴＪ素子に流したときに、書き込みの前後で磁化の方向が不変であり、他方の強磁性層は可変である。本実施形態において、例えば、強磁性層２を記憶層、強磁性層８を参照層とする。なお、書き込み電流は、第１実施形態と同様に、強磁性層２と強磁性層８との間に膜面に垂直方向に流す。なお、界面磁性層６は、強磁性層８と磁気的に結合しており、スピン分極率を増大させるために設けられている。
　ＭＴＪ素子１Ｃが、例えば、ＭｎＧａからなる強磁性層２、非晶質ＭｎＧａからなる極薄の中間層５、結晶質ＭｇＯからなる非磁性層４、ＣｏＦｅ（Ｂ）からなる界面磁性層６、ＭｎＧａからなる強磁性層８がこの順序で積層された積層構造を有している場合に、ＭｎＧａ（００１）／ＣｏＦｅ（Ｂ）（００１）／ＭｇＯ（００１）／極薄アモルファス中間層／ＭｎＧａ（００１）の配向関係を作ることができる。ここで、ＣｏＦｅ（Ｂ）とはＣｏおよびＦｅの他にＢを含んでいてもよい強磁性層を意味する。また、ＭｎＧａ（００１）、ＭｇＯ（００１）とはそれぞれの上面に（００１）面が露出するように結晶配向しているという意味である。これにより、第３実施形態と同様の理由により、理想的な界面を有し結晶性の良いＭｇＯ層を形成することが可能となり、そのためトンネル電子の波数選択性を向上させることができ、大きな磁気抵抗比を得ることが可能となる。
　以上説明したように、第４実施形態によれば、低い飽和磁化、低い磁気摩擦定数かつ高い垂直磁気異方性を有する磁性層を用いた、高い磁気抵抗比を持った磁気抵抗素子を提供することができる。
　なお、本実施形態では、強磁性層２を記憶層、強磁性層８を参照層、界面磁性層６を参照層側界面層として説明したが、限定する意味ではない。すなわち、強磁性層２を参照層、強磁性層８を記憶層、界面磁性層６を記憶層側界面層としても良い。
（第５実施形態）
　図７に、第５実施形態による磁気抵抗素子を示す。この磁気抵抗素子は、図４に示す第２実施形態の磁気抵抗素子において、強磁性層８上に非磁性層１０、強磁性層１１を積層した構成となっている。なお、本実施形態においては、例えば界面磁性層６と強磁性層８が参照層となっている。強磁性層１１はバイアス層またはシフト調整層とも呼ばれ、強磁性層８とは、磁化の向きが反平行（逆向き）の磁化を有している。強磁性層１１は、非磁性層１０を介して強磁性層８と反強磁性結合（Synthetic Anti-Ferromagnetic結合；ＳＡＦ結合）していてもよい。これにより、界面磁性層６と強磁性層８より成る参照層からの漏れ磁場による界面磁性層３と強磁性層２より成る記憶層の磁化を反転する電流のシフトを緩和および調整することが可能となる。非磁性層１０は、強磁性層８と強磁性層１１とが熱工程によって混ざらない耐熱性、および強磁性層１１を形成する際の結晶配向を制御する機能を具備することが望ましい。
　さらに、非磁性層１０の膜厚が厚くなると強磁性層１１と記憶層（本実施形態では例えば強磁性層２）との距離が離れるため、強磁性層１１から記憶層に印加されるシフト調整磁界が小さくなってしまう。このため、非磁性層１０の膜厚は、５ｎｍ以下であることが望ましい。また、上述したように強磁性層１１は非磁性層１０を介して強磁性層８とＳＡＦ結合していてもよく、その場合、非磁性層１０の膜厚が厚すぎると磁気的結合が切れてしまう恐れがある。そのような観点から非磁性層１０の膜厚は５ｎｍ以下であることが望ましい。強磁性層１１は、膜面に垂直方向に磁化容易軸を有する強磁性材料から構成される。強磁性層１１は、参照層に比べて記憶層から離れているため、記憶層に印加される漏れ磁場を強磁性層１１によって調整するためには、強磁性層１１の膜厚、あるいは飽和磁化Ｍｓの大きさを参照層のそれらより大きく設定する必要がある。すなわち、本発明者達の研究結果によれば、参照層の膜厚、飽和磁化をそれぞれｔ２、Ｍｓ２、強磁性層１１の膜厚、飽和磁化をそれぞれｔ３、Ｍｓ３、とすると、以下の関係式を満たす必要がある。
　　Ｍｓ２×ｔ２＜Ｍｓ３×ｔ３
　なお、第５実施形態で説明した強磁性層１１は、第１乃至第４実施形態のいずれかの磁気抵抗素子にも適用することができる。この場合、参照層となる強磁性層上に非磁性層１０を間に挟んで積層される。
　（変形例）
　なお、第５実施形態では、下地層１００上に、強磁性層２、中間層５、界面磁性層３、非磁性層４、界面磁性層６、強磁性層８、非磁性層１０、および強磁性層１１がこの順序で積層された、上バイアス構造を有している。しかし、強磁性層１１は下地層１００の下に積層されていてもよい。すなわち、図８に示す第５実施形態の一変形例による磁気抵抗素子１Ｅのように、強磁性層１１上に、下地層１００、強磁性層２、中間層５、界面磁性層３、非磁性層４、界面磁性層６、および強磁性層８がこの順序で積層された下バイアス構造であってもよい。この場合、強磁性層２を参照層として用いることが好ましい。
　また、図９に示す第５実施形態の他の変形例による磁気抵抗素子１Ｆのように、積層順序は逆であってもよい。すなわち、下地層１００、強磁性層１１、非磁性層１０、強磁性層２、中間層５、界面磁性層３、非磁性層４、界面磁性層６、および強磁性層８の順序で積層されていてもよい。
　上記いずれの変形例においても、第５実施形態で記述したように、記憶層に印加される強磁性層１１による漏れ磁場量と参照層による漏れ磁場量を同程度に設定する必要がある。すなわち、記憶層とシフト調整層の距離が、記憶層と参照層との距離に比べて短い場合は、シフト調整層の総磁化量＜参照層の総磁化量の関係式を満たす必要がある。一方、記憶層とシフト調整層の距離が、記憶層と参照層との距離に比べて長い場合は、シフト調整層の総磁化量＞参照層の総磁化量の関係式を満たす必要がある。
　第５実施形態およびその変形例によれば、第２実施形態と同様に、低い飽和磁化、低い磁気摩擦定数かつ高い垂直磁気異方性を有する磁性層を用いた、高い磁気抵抗比を持った磁気抵抗素子を提供することができる。
　（単結晶構造の磁性膜を有するＭＴＪ素子）
　次に、単結晶構造の磁性膜を有するＭＴＪ素子（以下、単結晶ＭＴＪ素子ともいう）の製造方法について説明する。第１乃至第５実施形態およびそれらの変形例のいずれかの磁気抵抗素子（ＭＴＪ素子）は、強磁性層２、強磁性層８、界面磁性層３、および界面磁性層６のうちの少なくとも一つが単結晶構造を備えていることが好ましい。これは、膜面内方向の結晶配向が一方向にそろった単結晶構造の磁性膜を形成することにより、膜面内の磁気結合が強くなることで磁気特性のばらつきを大幅に抑制できるからである。また、結晶粒界の形成が抑制されるので原子レベルで平坦であり且つ結晶性の良い磁性膜や絶縁層を形成できるので従来のＭＴＪ素子に比べより大きな磁気抵抗比（ＭＲ比）が得られることも期待できる。したがって数十Ｇｂｉｔの大容量ＭＲＡＭの実現のためには単結晶ＭＴＪ素子の製造が必要となる。
　しかし、基板上に形成された回路の配線は一般に多結晶或いはアモルファス構造を有するために、回路が形成された基板上に単結晶膜を成長させることはできない。したがって、トランジスタが組み込まれた基板上に単結晶ＭＴＪ素子を形成することは難しい。
　しかし、単結晶ＭＴＪ素子とトランジスタが形成された基板をそれぞれ準備し、上記単結晶基板上に形成したＭＴＪ素子とトランジスタ等を作製した基板とを貼り合わせた後、不要な単結晶基板を除去することにより単結晶ＭＴＪ素子を備えたＭＲＡＭを構築することができる。これを図１０（ａ）乃至図１１（ｃ）を参照して説明する。
　具体的には、まず上記第１乃至第５実施形態のいずれかのＭＴＪ素子を適切な成膜条件の下でＳｉ単結晶基板上に形成する。例えば、第１実施形態のＭＴＪ素子１を製造する場合を例にとって説明する。まず、図１０（ａ）に示すように、Ｓｉ単結晶基板２００上に、下地層１００、強磁性層２、中間層５、界面磁性層３、非磁性層４、および強磁性層８を、スパッタ法またはＭＢＥ（Molecular Beam Epitaxy）法を用いてこの順序で形成し、図３に示すＭＴＪ素子１を得る。このとき、Ｓｉ単結晶基板２００の結晶性が下地層１００、強磁性層２に伝わり、形成されたＭＴＪ素子１は単結晶層を少なくとも１つ含む単結晶ＭＴＪ素子となる。その後、強磁性層８上に金属接着層２０ａを形成する（図１０（ａ））。同様に、トランジスタ回路および配線が形成された基板２２０を用意し、この基板２２０上に金属接着層２０ｂを形成する（図１０（ａ））。金属接着層２０ａ、２０ｂとしてはＡｌ、Ａｕ、Ｃｕ、Ｔｉ、Ｔａなどの金属層が挙げられる。
　次に、単結晶ＭＴＪ素子１が形成された基板２００と、トランジスタ回路が形成された基板２２０とを、金属接着層２０ａ、２０ｂが対向するように配置する。その後、図１０（ｂ）に示すように、金属接着層２０ａ、２０ｂを接触させる。このとき、加重を加えることで金属接着層２０ａ、２０ｂを貼り合わせることができる。接着力を上げるために加重を加える際に加熱しても良い。
　次に、図１１（ａ）に示すように、単結晶ＭＴＪ素子１が形成された単結晶基板２００を除去する。この除去は、まず、例えばＢＳＧ(Back Side Grinder)法を用いて、薄くする。その後、図１１（ｂ）に示すように、薄くした単結晶基板２００をＣＭＰ(Chemical Mechanical Polishing)法などにより機械的に研磨し、除去する。これにより、ＭＴＪ素子１を完成する（図１１（ｃ））。
　このように、単結晶基板２００上に形成された上記第１乃至第５実施形態のいずれかの単結晶ＭＴＪ素子と、トランジスタ回路が形成された基板２２０をそれぞれ準備し、単結晶ＭＴＪ素子１上にトランジスタ等を作製した基板を貼り合わせ、その後、不要な単結晶基板２００を除去する一連の製造方法を用いることにより、上記第１乃至第５実施形態のいずれかの単結晶ＭＴＪ素子を作製することができる。
　次に、第１乃至第５実施形態およびそれらの変形例によるＭＴＪ素子に含まれる各層の具体的な構成を、強磁性層２、中間層５、強磁性層８、下地層１００、非磁性層４、界面磁性層３、界面磁性層６の順に説明する。ここで、強磁性層２は記憶層、強磁性層８は参照層、界面磁性層３は記憶層側界面層、界面磁性層６は参照層側界面層として具体例を説明する。しかし、必ずしも記憶層が積層構造の下側に配置されるとは限らない。すなわち、強磁性層２を参照層、強磁性層８を記憶層、界面磁性層３を参照層側界面層、界面磁性層６を記憶層側界面層としても良い。
　（強磁性層２）
　強磁性層２は垂直磁化を有し、かつ高い熱擾乱耐性と低電流での磁化反転とを両立するためには、飽和磁化Ｍｓが小さく、熱擾乱指数Δを維持するに足る高い磁気異方性エネルギーＫｕを持ち、また、強磁性層８で用いる磁性材料よりも低い、保磁力や異方性磁界あるいは磁気摩擦定数を示す磁性材料であることが好ましい。更に高分極率を示す磁性材料であることが好ましい。
　以下により具体的に説明する。
　強磁性層２の第１具体例としては、Ｍｎと、Ａｌ、Ｇｅ、Ｇａから選択される少なくとも１つの元素と、を含む磁性層が挙げられる。具体的には、ＭｎＧａ、ＭｎＡｌ、ＭｎＧｅ、ＭｎＡｌＧｅなどが挙げられる。
　第２具体例としては、ＭｎおよびＧａと、Ａｌ、Ｇｅ、Ｉｒ、Ｃｒ、Ｃｏ、Ｐｔ、Ｒｕ、Ｐｄ、Ｒｈ、Ｎｉ、Ｆｅ、Ｒｅ、Ａｕ、Ｃｕ、Ｂ、Ｃ、Ｐ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄｙの群から選択される少なくとも１つの元素と、を含む磁性層が挙げられる。具体的には、ＭｎＧａＡｌ、ＭｎＧａＧｅ、ＭｎＧａＩｒ、ＭｎＧａＣｒ、ＭｎＧａＣｏ、ＭｎＧａＰｔ、ＭｎＧａＲｕ、ＭｎＧａＰｄ、ＭｎＧａＲｈ、ＭｎＧａＮｉ、ＭｎＧａＦｅ、ＭｎＧａＲｅ、ＭｎＧａＡｕ、ＭｎＧａＣｕ、ＭｎＧａＢ、ＭｎＧａＣ、ＭｎＧａＰ、ＭｎＧａＧｄ、ＭｎＧａＴｂ、ＭｎＧａＤｙなどが挙げられる。
　上記の材料の垂直磁気異方性を発現させるためには、ｃ軸を膜面に垂直方向、すなわち（００１）配向成長させる必要がある。具体的には下地層１００を適切に選択することにより、強磁性層２の結晶配向成長を制御することが可能である。下地層１００の詳細については後述する。
　第３具体例としては、例えば、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉから選択される少なくとも１つ以上の元素と、Ｒｕ、Ｒｈ、Ｐｄ、Ａｇ、Ｉｒ、Ｐｔ、Ａｕから選択される少なくとも１つ以上の元素と、を含む合金あるいは積層体である磁性膜が挙げられる。積層体の具体例として、Ｃｏ／Ｐｔ人工格子、Ｃｏ／Ｐｄ人工格子、Ｃｏ／Ｒｕ人工格子、Ｃｏ／Ａｕ人工格子などが挙げられる。これらの人工格子は、強磁性層への元素の添加、強磁性層と非磁性層の膜厚比を調整することで、垂直磁気異方性、および飽和磁化を調整することができる。また、合金の具体例として、ＦｅＲｈ、ＦｅＰｔ、ＦｅＰｄ、ＣｏＰｔなどの強磁性合金が挙げられる。
　ここで低電流の磁化反転を実現するためには、強磁性層２の膜厚を出来るだけ薄くする必要がある。そのような観点では、１ｎｍ～５ｎｍの範囲にあることが好ましい。しかし、結晶磁気異方性により高い熱擾乱指数Δを得ることができる結晶系材料においては、薄膜化することで異方性低下の問題点も浮上する。そのような観点では、薄膜の膜厚は、結晶化臨界膜厚以上１０ｎｍ以下の膜厚であることが望ましい。
　（中間層５）
　中間層５として、磁性層２を構成する元素と共通の元素を２種類以上含むアモルファス層を用いることが好ましい。作製方法は後述する。ここでのアモルファス（非晶質）構造とは、結晶のように長距離秩序（周期的構造）がないことを意味する。ただし、短距離秩序はあっても良い。また、本発明の一実施形態では、直径が２ｎｍ以下の平均結晶粒を有する多結晶膜も含むこととする。これは厳密に構造が結晶質かアモルファス構造かを決定できない場合が多いからである。そのような観点により、本発明の一実施形態では、中間層５の結晶性が磁性層２よりも低い場合も含むこととする。ここで結晶性を判断する指標として、例えば、規則系の金属間化合物の場合、規則度などが挙げられる。結晶分析方法については後述する。
　中間層５の適当な膜厚は、磁気抵抗素子の積層構造によって異なる。例えば、第１および第２実施形態のように非磁性層４／界面磁性層３／中間層５／強磁性層２の積層構造を有する場合は、中間層５はアモルファス層が層状に形成できる程度に厚く、強磁性層２と界面磁性層３との磁気的結合が切れない程度に薄いことが望まれる。そのような観点では、０．１ｎｍ～５ｎｍであることが好ましい。
　一方、第３および第４実施形態のように非磁性層４／中間層５／強磁性層２の積層構造を有する場合は、中間層５はアモルファス層が層状に形成できる程度に厚いほうが好ましく、強磁性層２のバンド構造を反映できる程度に薄いことが望まれる。そのような観点では０．１ｎｍ～１ｎｍであることが好ましい。
　中間層５が強磁性層２を構成する元素と共通の元素を２種類以上含むと、中間層５と強磁性層２との界面の濡れ性が向上し、平坦性の良い中間層５が得られる利点がある。その結果、中間層５の直上に設けられる界面磁性層３または非磁性層（トンネルバリア層）４の平坦性も向上する。これにより、これらの中間層５または界面磁性層３と、トンネルバリア層４との接合界面およびトンネルバリア層とその直上に形成される磁性層との接合界面が乱れなく理想的に形成され、それにより高い磁気抵抗比を得ることができる。
　中間層５がアモルファス構造である意義は磁気抵抗素子の積層構造によって異なる。例えば、第１および第２実施形態のように非磁性層４／界面磁性層３／中間層５／強磁性層２の積層構造を有する場合は、中間層５がアモルファス層であると、界面磁性層３は結晶性磁性層２からの結晶配向の影響を受けずにアモルファス層として成長する。更に、非磁性層４は強い自己配向性を有する材料であるために、アモルファス状態の界面磁性層３上に良質な結晶性非磁性層として成長する。その後、アニールにより、結晶性非磁性層４をテンプレートとして、非磁性層４と界面磁性層３はエピタキシャル関係を構築しながら界面磁性層３の結晶化が促進される。
　もし、中間層５がアモルファス層でないとすると、界面磁性層３は、成膜時やアニール処理後に、結晶性磁性層２および中間層５からの結晶配向の影響を受けて成長するために、所望の配向状態を実現できない可能性がある。更に、その影響を受けて成長する非磁性層４もトンネル電子の選択性の観点で、望ましくない結晶配向状態を一部含む状態で結晶化する可能性が生じてくる。
　以上の理由により、第１および第２実施形態のような積層構造を有する場合は、中間層５はアモルファス層であることが望ましい。
　一方、第３および第４実施形態のように非磁性層４／中間層５／強磁性層２の積層構造を有する場合は、極薄のアモルファス中間層５は上述しているように非常に平坦性の良い層であるために、非磁性層４は非常に平坦でかつ自己配向的に良質な結晶配向膜となって成長する。更に、結晶であるがゆえに発生していた格子ミスマッチの概念そのものがなくなるために、界面における転位などが生成されないという利点がある。ここで、極薄のアモルファス中間層５は成膜時にアモルファス構造になっていることが重要な点として挙げられる。すなわち、その後の過程で熱処理を施した際に、極薄のアモルファス層が結晶化していても良いこととする。
　以上説明したように、強磁性層２を構成する元素と共通の元素を２種類以上含むアモルファス中間層５の適用により、理想的な界面を有し結晶性の良い非磁性層４を形成でき、かつ結晶性の良い界面磁性層を形成できる。そのためトンネル電子の波数選択性を向上させることができるため、大きな磁気抵抗比を得ることが可能となる。すなわち、低い飽和磁化、低い磁気摩擦定数かつ高い垂直磁気異方性を有する磁性層を用いた、高磁気抵抗比の磁気抵抗素子を提供することができる。
　以下に、中間層５の構成材料をより具体的に説明する。中間層５は、基本的には強磁性層２を構成する元素と共通の元素を２種類以上含む。なお、上述しているように、強磁性層２と界面磁性層３は中間層５を介して磁気的に結合していることが望ましいが、中間層５は磁性層または非磁性層のいずれでも構わない。特に以下に挙げる具体例は合金の組成比により磁性層または非磁性層のいずれにもなり得る。強い磁気的結合を得るという観点では非磁性層である方が、より好ましい。
　中間層５の第１具体例としては、ＭｎとＡｌ、Ｇｅ、Ｇａから選択される少なくとも１つの元素を含む合金が挙げられる。具体的には、ＭｎＧａ、ＭｎＡｌ、ＭｎＧｅ、ＭｎＡｌＧｅなどが挙げられる。
　第２具体例としては、ＭｎおよびＧａと、Ａｌ、Ｇｅ、Ｉｒ、Ｃｒ、Ｃｏ、Ｐｔ、Ｒｕ、Ｐｄ、Ｒｈ、Ｎｉ、Ｆｅ、Ｒｅ、Ａｕ、Ｃｕ、Ｂ、Ｃ、Ｐ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄｙの群から選択される少なくとも１つの元素と、を含む合金が挙げられる。具体的には、ＭｎＧａＡｌ、ＭｎＧａＧｅ、ＭｎＧａＩｒ、ＭｎＧａＣｒ、ＭｎＧａＣｏ、ＭｎＧａＰｔ、ＭｎＧａＲｕ、ＭｎＧａＰｄ、ＭｎＧａＲｈ、ＭｎＧａＮｉ、ＭｎＧａＦｅ、ＭｎＧａＲｅ、ＭｎＧａＡｕ、ＭｎＧａＣｕ、ＭｎＧａＢ、ＭｎＧａＣ、ＭｎＧａＰ、ＭｎＧａＧｄ、ＭｎＧａＴｂ、ＭｎＧａＤｙなどが挙げられる。
　第３具体例としては、例えば、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉから選択される少なくとも１つ以上の元素と、Ｒｕ、Ｒｈ、Ｐｄ、Ａｇ、Ｉｒ、Ｐｔ、Ａｕから選択される少なくとも１つ以上の元素を含む合金あるいは積層体が挙げられる。積層体の具体例として、Ｃｏ／Ｐｔ人工格子、Ｃｏ／Ｐｄ人工格子、Ｃｏ／Ｒｕ人工格子、Ｃｏ／Ａｕ人工格子などが挙げられる。また、合金の具体例として、ＦｅＲｈ、ＦｅＰｔ、ＦｅＰｄ、ＣｏＰｔなどが挙げられる。
（結晶分析方法）
　中間層５はアモルファス構造を有していることが好ましい。このアモルファス構造の分析方法の一例について説明する。以下に記載する分析方法を用いることで、中間層５がアモルファス構造を有しているか判断が可能である。
　分析方法の第１具体例としては、ＴＥＭ（Transmission Electron Microscope）による構造解析法が挙げられる。ＴＥＭにより、結晶パターン、格子欠陥の存在および結晶の配向方位などの情報が得られる。また、電子線回折パターンも併せて取得することで、原子レベルでの組織構造や結晶構造を得ることが可能である。
　分析方法の第２具体例としては、ＨＡＡＤＦ－ＳＴＥＭ（High-angle Annular Dark Field Scanning TEM）が挙げられる。この分析方法は原子に照射し散乱した電子を検出するために、原子量に比例したコントラストが得られる。
　第３具体例としては、ＸＡＦＳ（X-ray Absorption Fine Structure）法、ＥＸＡＦＳ（Extended X-ray Absorption Fine Structure）法、ＸＡＮＥＳ（X-ray Absorption Near Edge Structure）法が挙げられる。これらの分析方法では、化学状態分析や構造解析が可能である。また、この第３具体例において検出方式を変更し、分析深さ（表面、バルク）を選択することで、非破壊で深さ方向の化学状態分析が可能である。
（作製方法）
　中間層５はアモルファス構造を有し、かつ平坦性に優れた層であることが好ましい。その作製方法について説明する。以下に記載する作製方法を用いることで、強磁性層２上に所望の中間層５を作製することが可能である。
　作製方法の第１具体例としては、スパッタ法もしくはＭＢＥ法が挙げられる。中間層５は０．１ｎｍ～５ｎｍ程度と非常に薄い膜厚でかつ、平坦な膜質が望ましいために、成膜レートが重要な意味を持つ。すなわち、例えばスパッタ法では、成膜中の投入電力やガス圧を調整することにより、０．４Å／ｓｅｃ以下の成膜レートに調整することが望ましい。また、中間層５はアモルファス構造を有することが好ましい。下地となる強磁性層２は中間層５と少なくとも２種以上の元素が共通し、結晶性であるため、出来るだけ低エネルギーで成膜しなければアモルファス構造にならない。すなわち、加熱成膜よりも室温成膜が望ましい。
　一例として、強磁性層２がＭｎＧａである場合、中間層５は非晶質ＭｎＧａであることが好ましい。そこで、ＭｎＧａの非晶質層の作製方法を記述する。ＭｎＧａは上述した低エネルギー成膜方法に加え、その組成領域も結晶化に大きな影響を与える。本発明者達の研究によると、ＭｎリッチかつＧａプアーな組成領域において結晶化が生じやすい。すなわち、成膜によりＭｎＧａの非晶質層を得るという観点では、ＭｎプアーかつＧａリッチな組成領域がより適している。更にアモルファスの熱的安定性という観点でも、ＭｎプアーかつＧａリッチな組成領域の方が結晶化しにくいので適している。ただし、これらの記載は組成範囲を限定するわけではなく、上述したように成膜条件を工夫することで他の組成領域においても非晶質膜を得ることは可能である。
　他の例として、強磁性層２がＦｅＰｄである場合、中間層５はＦｅとＰｄを含んだ非晶質層であることが好ましい。そこでＦｅＰｄ非晶質膜の作製法を記述する。ＦｅＰｄは結晶化し易い材料であるため、上述した低エネルギー成膜方法で非晶質層を得ることは困難な材料である。このような結晶化し易い材料をアモルファス化させたい場合、ある一定以上の軽元素を含有させることが有効である。具体例として、Ｂ、Ｃ、Ｐ等の軽元素を含むことが好ましく、例えばＦｅＰｄＢ、ＦｅＰｄＣ、ＦｅＰｄＰなどが挙げられる。軽元素の含有量として２０％程度以上あることがより望ましい。以上のように、ＦｅＰｄに軽元素を含有させることで、より効果的にアモルファス中間層を得ることが出来る。ここで、ＦｅＰｄと同等の効果が得られる材料として、Ｃｏ／Ｐｔ人工格子、Ｃｏ／Ｐｄ人工格子、Ｃｏ／Ｒｕ人工格子、Ｃｏ／Ａｕ人工格子や、ＦｅＲｈ、ＦｅＰｔ、ＣｏＰｔ、ＣｏＰｄなども挙げられる。
　作製方法の第２具体例としては、強磁性層２をエッチングする方法が挙げられる。中間層５は、強磁性層２の構成元素のうち２種以上が共通しているため、強磁性層２をエッチングすることで中間層５を得ることが可能である。中間層５のアモルファス構造は、エッチングダメージにより強磁性層２の結晶構造を崩すことで得られる。また、中間層５の膜厚の制御はエッチング時の加速電圧の制御により可能である。このとき得られる中間層５は、選択エッチングの影響で強磁性層２と組成比が変化することもあり得る。具体的には、例えば、スパッタリング収率が影響する。例えば、スパッタリング収率が大きい元素Ａと小さい元素Ｂとからなる合金膜ＡＢから構成された強磁性層２をエッチングする場合、選択的エッチングの影響で中間層５は強磁性層２の組成比に比べて元素Ａが相対的に少ない側へ、元素Ｂが相対的に多い側へ組成が変化する。より具体的には、強磁性層２がＭｎＧａで構成されている場合、エッチングにより形成した中間層５は、ＭｎのほうがＧａよりもスパッタリング収率が大きいため、Ｍｎ１－ｘＧａ１＋ｘ（ｘ＞０）という、ＭｎがプアーでＧａがリッチな組成に変化し得る。なお、スパッタリング収率は、構成する元素で決定されるわけでなく、エッチングするときの加速電圧、雰囲気ガス種などによって変化するので、構成する元素から一意的に決まらないことに注意が必要である。
　以上の作製方法により、得られた中間層／磁性層／下地層の積層構造の断面のＴＥＭ像の一例を図１２に示す。ここでの中間層の膜厚は１ｎｍ程度である。図１２からも明らかに分かるように、下地層および磁性層は結晶性であるのに対し、中間層はアモルファス構造でかつ非常に平坦な膜が得られている。
　（強磁性層８）
　強磁性層８は膜面に対して垂直方向に磁化容易軸を有し、熱擾乱指数Δを維持するに足る高い磁気異方性エネルギーＫｕを持ち、かつ、強磁性層２で用いる材料よりも高い、保磁力、異方性磁界、あるいは磁気摩擦定数を示す磁性材料であることが好ましい。また、参照層からの漏れ磁場の影響を低減するために、低飽和磁化Ｍｓな材料ほど好ましく、更に高分極率を示す磁性材料であることが好ましい。以下に、より具体的に説明する。
　強磁性層８の第１具体例としては、Ｍｎと、Ａｌ、Ｇｅ、Ｇａから選択される少なくとも１つの元素とを含む磁性層が挙げられる。具体的には、ＭｎＧａ、ＭｎＡｌ、ＭｎＧｅ、ＭｎＡｌＧｅなどが挙げられる。
　第２具体例としては、ＭｎおよびＧａと、Ａｌ、Ｇｅ、Ｉｒ、Ｃｒ、Ｃｏ、Ｐｔ、Ｒｕ、Ｐｄ、Ｒｈ、Ｎｉ、Ｆｅ、Ｒｅ、Ａｕ、Ｃｕ、Ｂ、Ｃ、Ｐ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄｙの群から選択される少なくとも１つの元素と、を含む磁性層が挙げられる。具体的には、ＭｎＧａＡｌ、ＭｎＧａＧｅ、ＭｎＧａＩｒ、ＭｎＧａＣｒ、ＭｎＧａＣｏ、ＭｎＧａＰｔ、ＭｎＧａＲｕ、ＭｎＧａＰｄ、ＭｎＧａＲｈ、ＭｎＧａＮｉ、ＭｎＧａＦｅ、ＭｎＧａＲｅ、ＭｎＧａＡｕ、ＭｎＧａＣｕ、ＭｎＧａＢ、ＭｎＧａＣ、ＭｎＧａＰ、ＭｎＧａＧｄ、ＭｎＧａＴｂ、ＭｎＧａＤｙなどが挙げられる。
　上記の材料の垂直磁気異方性を発現させるためには、ｃ軸を膜面に垂直方向、すなわち（００１）配向成長させる必要がある。具体的には非磁性層４や界面磁性層６を適切に選択することにより、強磁性層８の結晶配向成長を制御することが可能である。非磁性層４や界面磁性層６の詳細については後述する。
　強磁性層８に用いられる材料としては、例えば、面心立方構造（ＦＣＣ）の（１１１）あるいは六方最密充填構造（ＨＣＰ）の（０００１）に結晶配向した金属、または人工格子を形成しうる金属、を含む合金が用いられる。ＦＣＣの（１１１）あるいはＨＣＰの（０００１）に結晶配向した金属としては、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉ、およびＣｕからなる群から選ばれる１つ以上の元素と、Ｐｔ、Ｐｄ、Ｒｈ、およびＡｕからなる群から選ばれる１つ以上の元素とを含む合金が挙げられる。具体的には、ＣｏＰｄ、ＣｏＰｔ、ＮｉＣｏ、ＮｉＰｔなどの強磁性合金が挙げられる。
　また、強磁性層８に用いられる人工格子としては、Ｆｅ、Ｃｏ、およびＮｉの群から選択された１つの元素を含む合金（強磁性膜）と、Ｃｒ、Ｐｔ、Ｐｄ、Ｉｒ、Ｒｈ、Ｒｕ、Ｏｓ、Ｒｅ、Ａｕ、およびＣｕの群から選択された１つの元素を含む合金（非磁性膜）と、が交互に積層された構造が挙げられる。例えば、Ｃｏ／Ｐｔ人工格子、Ｃｏ／Ｐｄ人工格子、ＣｏＣｒ／Ｐｔ人工格子、Ｃｏ／Ｒｕ人工格子、Ｃｏ／Ｏｓ人工格子、Ｃｏ／Ａｕ人工格子、Ｎｉ／Ｃｕ人工格子などが挙げられる。これらの人工格子は、強磁性膜への元素の添加、強磁性膜と非磁性膜の膜厚比を調整することで、垂直磁気異方性や飽和磁化を調整することができる。
　また、強磁性層８に用いられる材料としては、遷移金属Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉの群と、希土類金属Ｔｂ、Ｄｙ、Ｇｄの群からそれぞれ選択された少なくとも１つの元素を含む合金が挙げられる。例えば、ＴｂＦｅ、ＴｂＣｏ、ＴｂＦｅＣｏ、ＤｙＴｂＦｅＣｏ、ＧｄＴｂＣｏなどが挙げられる。また、これらの合金を交互に積層させた多層構造であってもよい。具体的にはＴｂＦｅ／Ｃｏ、ＴｂＣｏ／Ｆｅ、ＴｂＦｅＣｏ／ＣｏＦｅ、ＤｙＦｅ／Ｃｏ、ＤｙＣｏ／Ｆｅ、ＤｙＦｅＣｏ／ＣｏＦｅなどの多層膜が挙げられる。これらの合金は、膜厚比や組成を調整することで垂直磁気異方性や飽和磁化を調整することができる。
　また、強磁性層８に用いられる材料としては、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉ、およびＣｕからなる群から選ばれる１つ以上の元素と、Ｐｔ、Ｐｄ、Ｒｈ、およびＡｕからなる群から選ばれる１つ以上の元素とを含む合金が挙げられる。具体的には、ＦｅＲｈ、ＦｅＰｔ、ＦｅＰｄ、ＣｏＰｔなどの強磁性合金が挙げられる。
　（下地層１００）
　下地層１００は、強磁性層２および強磁性層２より上の層の結晶配向性、結晶粒径などの結晶性を制御するために用いられる。そのため、下地層１００の材料の選択が重要となる。以下に下地層１００の材料および構成について説明する。なお、下地層としては、導電性および絶縁性のいずれでもよいが、下地層に通電する場合には導電性材料を用いることが好ましい。
　まず、下地層１００の第１具体例として、（００１）配向したＮａＣｌ構造を有し、かつＴｉ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｖ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｍｏ、Ｗ、Ｂ、Ａｌ、およびＣｅからなる群から選択される少なくとも１つの元素を含む窒化物の層が挙げられる。
　下地層１００の第２具体例として、ＡＢＯ３からなる（００２）配向したペロブスカイト系酸化物の層が挙げられる。ここで、サイトＡはＳｒ、Ｃｅ、Ｄｙ、Ｌａ、Ｋ、Ｃａ、Ｎａ、Ｐｂ、およびＢａからなる群から選択された少なくとも１つの元素を含み、サイトＢはＴｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｇａ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｒｕ、Ｉｒ、Ｔａ、Ｃｅ、およびＰｂからなる群から選択された少なくとも１つの元素を含む。
　下地層１００の第３具体例として、（００１）配向したＮａＣｌ構造を有し、かつＭｇ、Ａｌ、およびＣｅからなる群から選択される少なくとも１つの元素を含む酸化物の層が挙げられる。
　下地層１００の第４具体例として、（００１）配向した正方晶構造または立方晶構造を有し、かつＡｌ、Ｃｒ、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｒｈ、Ｐｄ、Ａｇ、Ｉｒ、Ｐｔ、Ａｕ、Ｍｏ、およびＷからなる群から選択される少なくとも１つの元素を含む層が挙げられる。
　下地層１００の第５具体例として、上記第１乃至第４の例のいずれかの層を組み合わせて２層以上積層した積層構造が挙げられる。このように、下地層の構成を工夫することにより強磁性層２および強磁性層２よりも上の層の結晶性を制御でき磁気特性の改善が可能となる。
　（非磁性層４）
　非磁性層４は、導電性および絶縁性のいずれでもよいが、絶縁材料から形成されたトンネルバリア層を用いることが好ましい。非磁性層４は、隣接する強磁性層または界面磁性層との適切な組み合わせにより、選択的なトンネル伝導と高い磁気抵抗比が実現できる。そのため、非磁性層４の材料の選択が重要となる。以下に非磁性層４の材料について説明する。
　トンネルバリア層４の第１具体例としては、Ｍｇ、Ｃａ、Ｂａ、Ａｌ、Ｂｅ、Ｓｒ、Ｚｎ、Ｔｉ、Ｖ、およびＮｂからなる群から選択される少なくとも１つの元素を含む酸化物が挙げられる。具体的には、ＭｇＯ、ＡｌＯ、ＺｎＯ、ＳｒＯ、ＢａＯ、またはＴｉＯなどが挙げられる。特に結晶構造として、ＮａＣｌ構造を有する酸化物が好ましい。具体的にはＭｇＯ、ＣａＯ、ＳｒＯ、ＢａＯ、ＴｉＯ、ＶＯ、またはＮｂＯなどが挙げられる。これらのＮａＣｌ構造を有する酸化物は、Ｆｅ、Ｃｏ、およびＮｉのいずれか、あるいはその２種以上を主成分として含む合金上、あるいは体心立方構造で（００１）優先配向する金属のいずれか、あるいはその２種以上を主成分として含む合金上、あるいはＭｎと、Ａｌ、Ｇｅ、Ｇａから選択される少なくとも１つの元素を含む合金の（００１）面上で結晶成長させると、（００１）面を優先配向面として成長しやすい。特に、Ｂ、Ｃ、Ｎ、Ｔｉ、Ｔａ、Ｐ、Ｍｏ、Ｓｉ、Ｗ、およびＮｂのいずれかの元素を微量に添加してアモルファス性を促進させたＣｏＦｅ－Ｘアモルファス合金上では、非常に容易に（００１）面を優先配向させることが可能である。ここで、Ｘは、添加したＢ、Ｃ、Ｎ等の元素を示す。
　トンネルバリア層４は、上述の酸化物の群から選択される２つ以上の材料の混晶物あるいはこれらの積層構造であってもよい。混晶物の例としては、ＭｇＡｌＯ、ＭｇＺｎＯ、ＭｇＴｉＯ、ＭｇＣａＯなどである。二層積層構造の例としては、ＭｇＯ／ＺｎＯ、ＭｇＯ／ＡｌＯ、ＴｉＯ／ＡｌＯ、ＭｇＡｌＯ／ＭｇＯなどが挙げられる。三層積層構造の例としては、ＡｌＯ／ＭｇＯ／ＡｌＯ、ＺｎＯ／ＭｇＯ／ＺｎＯ、ＭｇＡｌＯ／ＭｇＯ／ＭｇＡｌＯなどが挙げられる。
　トンネルバリア層４の第２具体例として、ＡＢＯ３からなる（００２）配向したペロブスカイト系酸化物が挙げられる。ここで、サイトＡはＳｒ、Ｃｅ、Ｄｙ、Ｌａ、Ｋ、Ｃａ、Ｎａ、Ｐｂ、およびＢａからなる群から選択された少なくとも１つの元素を含み、サイトＢはＴｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｇａ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｒｕ、Ｉｒ、Ｔａ、Ｃｅ、およびＰｂからなる群から選択された少なくとも１つの元素を含む。具体的には、ＳｒＴｉＯ３、ＳｒＲｕＯ３、ＳｒＮｂＯ３、ＢａＴｉＯ３、またはＰｂＴｉＯ３などが挙げられる。これらの酸化物は［１００］面の格子定数が３．７Å～４．０Å程度であり、例えばＭｎＧａ合金の［１００］面の格子定数３．９Å程度との格子整合が良いことから、良質な界面を形成し、大きな磁気抵抗比を得るという観点で適している。
　トンネルバリア層４の第３具体例として、スピネル系酸化物ＭｇＡｌＯが挙げられる。スピネル構造を有するＭｇＡｌ２Ｏ４は格子定数が４．０５Å程度であり、例えばＭｎＧａ合金の［１００］面の格子定数３．９Å程度との格子ミスマッチが比較的小さい。そのため、良質な界面を形成し、大きな磁気抵抗比を得るという観点で適している。
　トンネルバリア層４は、結晶質およびアモルファスのいずれであっても構わない。しかし、トンネルバリア層４が結晶化している場合、トンネルバリア中での電子の散乱が抑制されるため電子が強磁性層から波数を保存したまま選択的にトンネル伝導する確率が増え、磁気抵抗比を大きくすることができる。したがって、大きな磁気抵抗比を得るという観点においては、トンネルバリア層は、結晶質トンネルバリアである方が望ましい。
　（界面磁性層３）
　界面磁性層３は垂直磁化膜であり、かつ低電流での磁化反転を両立するためには、熱擾乱指数Δを維持するに足る高い磁気異方性エネルギーＫｕを持ち、また、高分極率を示す材料であることが好ましい。更に低い磁気摩擦定数を有することが好ましい。このような要請を満たす材料を以下に、より具体的に説明する。
　界面磁性層３の具体例は、ＦｅおよびＣｏからなる群から選択された少なくとも１つの金属よりなる合金が挙げられる。このとき、例えば、ＣｏＦｅからなる界面磁性層、ＭｇＯからなる非磁性層、ＣｏＦｅからなる界面磁性層とした場合に、ＣｏＦｅ（００１）／ＭｇＯ（００１）／ＣｏＦｅ（００１）の配向関係を作ることができる。この場合、トンネル電子の波数選択性を向上させることができるため、大きな磁気抵抗比を得ることが可能となる。なお、界面磁性層３の飽和磁化を制御するために、界面磁性層３にＮｉ、Ｂ、Ｃ、Ｐ、Ｔａ、Ｔｉ、Ｍｏ、Ｓｉ、Ｗ、Ｎｂ、Ｍｎ、およびＧｅからなる群から選択された少なくとも１つの元素を添加してもよい。すなわち、界面磁性層３は、ＦｅおよびＣｏからなる群から選択された少なくとも１つの元素と、Ｎｉ、Ｂ、Ｃ、Ｐ、Ｔａ、Ｔｉ、Ｍｏ、Ｓｉ、Ｗ、Ｎｂ、Ｍｎ、およびＧｅからなる群から選択された少なくとも１つの元素とを含む合金であってもよい。例えば、ＣｏＦｅＢの他に、ＣｏＦｅＳｉ、ＣｏＦｅＰ、ＣｏＦｅＷ、ＣｏＦｅＮｂ等が挙げられ、これらの合金は、ＣｏＦｅＢと同等のスピン分極率を有している。
　一般に、磁気摩擦定数（ダンピングファクタ）は材料のスピン軌道相互作用の大きさと相関があり、原子番号の大きな元素を有する材料ではスピン軌道相互作用が大きく、磁気摩擦定数も大きい。ＦｅおよびＣｏからなる群から選択された少なくとも１つの金属よりなる合金は軽元素で構成されている材料であるため磁気摩擦定数が小さい。したがって、磁化反転に必要なエネルギーが少なくて済み、スピン偏極した電子によって磁化を反転させるための電流密度を大幅に低減できることから、特に界面磁性層３へ効果的に適用可能である。
　なお、界面磁性層３が非磁性層４に対してエピタキシャル成長していれば大きな磁気抵抗比を得ることができるので、非磁性層４と接する界面磁性層３は膜面に垂直方向に伸び縮みしていてもよい。
（界面磁性層６）
　界面磁性層６は垂直磁化膜であり、かつ高い熱擾乱指数Δを維持するに足る高い磁気異方性エネルギーＫｕを持ち、また、高分極率を示す材料であることが好ましい。更に、参照層側界面磁性層として機能する場合には、記憶層への漏れ磁場低減の観点から、低飽和磁化であることが望ましく、記憶層側界面磁性層として機能する場合には、低電流での磁化反転の観点から、低磁気摩擦定数であることが望ましい。このような要請を満たす材料を以下に、より具体的に説明する。
　界面磁性層６の第１具体例として、ＭｎＧａ合金が挙げられる。更に、飽和磁化、垂直磁気異方性、磁気摩擦定数、スピン分極率制御の観点から、Ａｌ、Ｇｅ、Ｉｒ、Ｃｒ、Ｃｏ、Ｐｔ、Ｒｕ、Ｐｄ、Ｒｈ、Ｎｉ、Ｆｅ、Ｒｅ、Ａｕ、Ｃｕ、Ｂ、Ｃ、Ｐ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄｙの群から選択される少なくとも１つの元素を添加しても良い。すなわち、ＭｎとＧａと、Ａｌ、Ｇｅ、Ｉｒ、Ｃｒ、Ｃｏ、Ｐｔ、Ｒｕ、Ｐｄ、Ｒｈ、Ｎｉ、Ｆｅ、Ｒｅ、Ａｕ、Ｃｕ、Ｂ、Ｃ、Ｐ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄｙの群から選択される少なくとも１つの元素を含むＭｎＧａＸ磁性膜が挙げられる。具体的には、ＭｎＧａＡｌ、ＭｎＧａＧｅ、ＭｎＧａＩｒ、ＭｎＧａＣｒ、ＭｎＧａＣｏ、ＭｎＧａＰｔ、ＭｎＧａＲｕ、ＭｎＧａＰｄ、ＭｎＧａＲｈ、ＭｎＧａＮｉ、ＭｎＧａＦｅ、ＭｎＧａＲｅ、ＭｎＧａＡｕ、ＭｎＧａＣｕ、ＭｎＧａＢ、ＭｎＧａＣ、ＭｎＧａＰ、ＭｎＧａＧｄ、ＭｎＧａＴｂ、およびＭｎＧａＤｙなどが挙げられる。
　界面磁性層６の第２具体例として、ＭｎＧｅ合金が挙げられる。ＭｎＧｅ合金は（００１）方向に上向きスピン、あるいは下向きスピンのどちらか一方のスピンバンドに対してエネルギーギャップが存在するためにハーフメタリックな特性を持ち、高スピン分極率を有し、これにより大きな磁気抵抗比を得ることが可能となる。
　界面磁性層６の第３具体例として、Ｍｎ、Ｆｅ、Ｃｏ、およびＮｉからなる群から選択される１つの元素と、Ｚｎ、Ａｌ、Ｇａ、Ｉｎ、Ｓｉ、Ｇｅ、Ｓｎ、Ａｓ、Ｓｂ、およびＢｉからなる群から選択される２つ以上の元素とを含む合金でもよい。具体的には、ＭｎＡｌＧｅやＭｎＺｎＳｂなどが挙げられる。
　界面磁性層６の第４具体例として、ＭｎＡｌ合金が挙げられる。ＭｎＡｌ合金は軽元素で構成されている材料であるため磁気摩擦定数が小さい。したがって、磁化反転に必要なエネルギーが少なくて済むため、スピン偏極した電子によって磁化を反転させるための電流密度を大幅に低減できる。また、ＭｎＡｌ合金は（００１）方向に上向きスピン、あるいは下向きスピンのどちらか一方のスピンバンドに対してエネルギーギャップが存在するためにハーフメタリックな特性を持ち、高スピン分極率を有し、これにより大きな磁気抵抗比を得ることが可能となる。
　上述したＭｎＧａ、ＭｎＧａＸ、ＭｎＧｅ、ＭｎＡｌＧｅ、ＭｎＺｎＳｂ、およびＭｎＡｌなどは適切な組成範囲において、磁化膜としての特性を発現する。垂直磁気異方性を発現させるためには、ｃ軸を膜面に垂直方向、すなわち（００１）配向成長させる必要がある。具体的には非磁性層４を適切に選択することにより、界面磁性層６の結晶配向成長を制御することが可能である。
　界面磁性層６の第５具体例として、ＦｅおよびＣｏからなる群から選択された少なくとも１つの金属よりなる合金が挙げられる。なお、界面磁性層６の飽和磁化を制御するために、界面磁性層６にＮｉ、Ｂ、Ｃ、Ｐ、Ｔａ、Ｔｉ、Ｍｏ、Ｓｉ、Ｗ、Ｎｂ、Ｍｎ、Ａｌ、およびＧｅからなる群から選択された少なくとも１つの元素を添加してもよい。すなわち、界面磁性層６は、ＦｅおよびＣｏからなる群から選択された少なくとも１つの元素と、Ｎｉ、Ｂ、Ｃ、Ｐ、Ｔａ、Ｔｉ、Ｍｏ、Ｓｉ、Ｗ、Ｎｂ、Ｍｎ、Ａｌ、およびＧｅからなる群から選択された少なくとも１つの元素とを含む合金であってもよい。例えば、ＣｏＦｅＢの他に、ＣｏＦｅＳｉ、ＣｏＦｅＰ、ＣｏＦｅＷ、ＣｏＦｅＮｂ等が挙げられ、これらの合金は、ＣｏＦｅＢと同等のスピン分極率を有している。また、Ｃｏ２ＦｅＳｉ、Ｃｏ２ＭｎＳｉ、Ｃｏ２ＭｎＧｅ、Ｃｏ２ＭｎＡｌ、Ｃｏ２ＦｅＡｌ、Ｃｏ２（Ｆｅ、Ｍｎ）Ｓｉ、Ｃｏ２（Ｆｅ、Ｍｎ）Ａｌ等のホイスラー金属でもよい。ホイスラー金属はＣｏＦｅＢと同等かあるいはより高いスピン分極率を有しているため、界面磁性層に適している。
　一般に、磁気摩擦定数は材料のスピン軌道相互作用の大きさと相関があり、原子番号の大きな元素を含む材料ではスピン軌道相互作用が大きく、磁気摩擦定数も大きい。上述した具体例は軽元素で構成されている材料であるため磁気摩擦定数が小さい。したがって、磁化反転に必要なエネルギーが少なくて済むため、スピン偏極した電子によって磁化を反転させるための電流密度を大幅に低減できることから、界面磁性層６へ効果的に適用可能である。
　なお、界面磁性層６が非磁性層４に対してエピタキシャル成長していれば大きな磁気抵抗比を得ることができるので、非磁性層４と接する界面磁性層６は膜面に垂直方向に伸び縮みしていてもよい。
（第６実施形態）
　次に、第６実施形態によるスピン注入書き込み型の磁気メモリ（ＭＲＡＭ）について説明する。
　この第６実施形態のＭＲＡＭは複数のメモリセルを有している。本実施形態のＭＲＡＭの１つのメモリセルの主要部の断面を図１３に示す。各メモリセルは、第１乃至第５実施形態およびそれらの変形例のいずれかの磁気抵抗素子を記憶素子として備えている。この第６実施形態では、記憶素子が第１実施形態の磁気抵抗素子（ＭＴＪ素子）１である場合を例にとって説明する。
　図１３に示すように、ＭＴＪ素子１の上面は、上部電極３１を介してビット線３２と接続されている。また、ＭＴＪ素子１の下面は、下部電極３３、引き出し電極３４、およびプラグ３５を介して、半導体基板３６の表面のソース／ドレイン領域のうちドレイン領域３７ａと接続されている。ドレイン領域３７ａは、ソース領域３７ｂ、基板３６上に形成されたゲート絶縁膜３８、ゲート絶縁膜３８上に形成されたゲート電極３９と共に、選択トランジスタＴｒを構成する。選択トランジスタＴｒとＭＴＪ素子１とは、ＭＲＡＭの１つのメモリセルを構成する。ソース領域３７ｂは、プラグ４１を介してもう１つのビット線４２と接続されている。なお、引き出し電極３４を用いずに、下部電極３３の下方にプラグ３５が設けられ、下部電極３３とプラグ３５が直接接続されていてもよい。ビット線３２、４２、電極３１、３３、引き出し電極３４、プラグ３５、４１は、Ｗ、Ａｌ、ＡｌＣｕ、Ｃｕ等から形成されている。
　本実施形態のＭＲＡＭにおいては、図１３に示す１つのメモリセルが例えば行列状に複数個設けられることにより、ＭＲＡＭのメモリセルアレイが形成される。図１４は、本実施形態のＭＲＡＭの主要部を示す回路図である。
　図１４に示すように、ＭＴＪ素子１と選択トランジスタＴｒとからなる複数のメモリセル５３が行列状に配置されている。同じ列に属するメモリセル５３の一端子は同一のビット線３２と接続され、他端子は同一のビット線４２と接続されている。同じ行に属するメモリセル５３の選択トランジスタＴｒのゲート電極（ワード線）３９は相互に接続され、さらにロウデコーダ５１と接続されている。
　ビット線３２は、トランジスタ等のスイッチ回路５４を介して電流ソース／シンク回路５５と接続されている。また、ビット線４２は、トランジスタ等のスイッチ回路５６を介して電流ソース／シンク回路５７と接続されている。電流ソース／シンク回路５５、５７は、書き込み電流を、接続されたビット線３２、４２に供給したり、接続されたビット線３２、４２から引き抜いたりする。
　ビット線４２は、また、読み出し回路５２と接続されている。読み出し回路５２は、ビット線３２と接続されていてもよい。読み出し回路５２は、読み出し電流回路、センスアンプ等を含んでいる。
　書き込みの際、書き込み対象のメモリセルと接続されたスイッチ回路５４、５６および選択トランジスタＴｒがオンされることにより、対象のメモリセルを介する電流経路が形成される。そして、電流ソース／シンク回路５５、５７のうち、書き込まれるべき情報に応じて、一方が電流ソースとして機能し、他方が電流シンクとして機能する。この結果、書き込まれるべき情報に応じた方向に書き込み電流が流れる。
　書き込み速度としては、数ナノ秒から数マイクロ秒までのパルス幅を有する電流でスピン注入書込みを行うことが可能である。
　読み出しの際、書き込みと同様にして指定されたＭＴＪ素子１に、上記読み出し電流回路によって磁化反転を起こさない程度の小さな読み出し電流が供給される。そして、読み出し回路５２のセンスアンプは、ＭＴＪ素子１の磁化の状態に応じた抵抗値に起因する電流値あるいは電圧値を、参照値と比較することで、その抵抗状態を判定する。
　なお、読み出し時は、書き込み時よりも電流パルス幅が短いことが望ましい。これにより、読み出し時の電流での誤書込みが低減される。これは、書き込み電流のパルス幅が短い方が、書き込み電流値の絶対値が大きくなるということに基づいている。
　以上説明したように、本実施形態によれば、低い飽和磁化、高い垂直磁気異方性を有し、かつ高磁気抵抗比を持った磁気抵抗素子を備えた磁気メモリを得ることができる。
　本発明のいくつかの実施形態を説明したが、これらの実施形態は、例として提示したものであり、発明の範囲を限定することは意図していない。これらの実施形態は、その他の様々な形態で実施されることが可能であり、発明の要旨を逸脱しない範囲で、種々の省略、置き換え、変更を行うことができる。これらの実施形態やその変形は、発明の範囲や要旨に含まれると同様に、特許請求の範囲に記載された発明とその均等の範囲に含まれるものである。

Claims (14)

  1. 　第１磁性層と、
    　第２磁性層と、
    　前記第１磁性層と前記第２磁性層との間に設けられた第１非磁性層と、
    　前記第１磁性層と前記第１非磁性層との間に設けられた第３磁性層と、
    　前記第１磁性層と前記第３磁性層との間に設けられ前記第１磁性層を構成する元素と共通の元素を２種類以上含みかつアモルファス構造を有する層と、
    　を備えている磁気抵抗素子。
  2. 　前記アモルファス構造を有する層の膜厚が０．１ｎｍ以上５ｎｍ以下である請求項１記載の磁気抵抗素子。
  3. 　前記第２磁性層と前記第１非磁性層との間に設けられた第４磁性層を更に備えた請求項１記載の磁気抵抗素子。
  4. 　前記第１磁性層は、Ｍｎと、Ａｌ、Ｇｅ、およびＧａから選択される少なくとも１つの元素と、を含む請求項１記載の磁気抵抗素子。
  5. 　前記第１磁性層は、ＭｎおよびＧａと、Ａｌ、Ｇｅ、Ｉｒ、Ｃｒ、Ｃｏ、Ｐｔ、Ｒｕ、Ｐｄ、Ｒｈ、Ｎｉ、Ｆｅ、Ｒｅ、Ａｕ、Ｃｕ、Ｂ、Ｃ、Ｐ、Ｇｄ、Ｔｂ、およびＤｙの群から選択される少なくとも１つの元素と、を含む請求項１記載の磁気抵抗素子。
  6. 　前記第１磁性層は、Ｆｅ、Ｃｏ、およびＮｉの群から選択される少なくとも１つ以上の元素と、Ｒｕ、Ｒｈ、Ｐｄ、Ａｇ、Ｉｒ、Ｐｔ、Ａｕから選択される少なくとも１つ以上の元素とを含む請求項１記載の磁気抵抗素子。
  7. 　第１磁性層と、
    　第２磁性層と、
    　前記第１磁性層と前記第２磁性層との間に設けられた第１非磁性層と、
    　前記第１磁性層と前記第１非磁性層との間に設けられ前記第１磁性層を構成する元素と共通の元素を２種類以上含みかつアモルファス構造を有する層と、
    　を備えている磁気抵抗素子。
  8. 　前記アモルファス構造を有する層の膜厚が０．１ｎｍ以上１ｎｍ以下である請求項７記載の磁気抵抗素子。
  9. 　前記第２磁性層と前記第１非磁性層との間に設けられた第４磁性層を更に備えた請求項７記載の磁気抵抗素子。
  10. 　前記第１磁性層は、Ｍｎと、Ａｌ、Ｇｅ、およびＧａから選択される少なくとも１つの元素と、を含む請求項７記載の磁気抵抗素子。
  11. 　前記第１磁性層は、ＭｎおよびＧａと、Ａｌ、Ｇｅ、Ｉｒ、Ｃｒ、Ｃｏ、Ｐｔ、Ｒｕ、Ｐｄ、Ｒｈ、Ｎｉ、Ｆｅ、Ｒｅ、Ａｕ、Ｃｕ、Ｂ、Ｃ、Ｐ、Ｇｄ、Ｔｂ、およびＤｙの群から選択される少なくとも１つの元素と、を含む請求項７記載の磁気抵抗素子。
  12. 　前記第１磁性層は、Ｆｅ、Ｃｏ、およびＮｉの群から選択される少なくとも１つ以上の元素と、Ｒｕ、Ｒｈ、Ｐｄ、Ａｇ、Ｉｒ、Ｐｔ、Ａｕから選択される少なくとも１つ以上の元素とを含む請求項７記載の磁気抵抗素子。
  13. 　請求項１記載の磁気抵抗素子と、
    　前記磁気抵抗素子の前記第１磁性層と電気的に接続する第１配線と、
    　前記磁気抵抗素子の前記第２磁性層と電気的に接続する第２配線と、
    を備えている磁気メモリ。
  14. 　請求項７記載の磁気抵抗素子と、
    　前記磁気抵抗素子の前記第１磁性層と電気的に接続する第１配線と、
    　前記磁気抵抗素子の前記第２磁性層と電気的に接続する第２配線と、
    を備えている磁気メモリ。
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