WO2020045655A1 - 磁気抵抗効果素子、磁気メモリ、及び、該磁気抵抗効果素子の成膜方法 - Google Patents

磁気抵抗効果素子、磁気メモリ、及び、該磁気抵抗効果素子の成膜方法 Download PDF

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magnetic
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recording layer
bonding
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西岡　浩一
哲郎 遠藤
正二 池田
佐藤　英夫
本庄　弘明
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国立大学法人東北大学
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Definitions

  • the total thickness of the magnetic layer portion of the first divided recording layer (2) is preferably in the range of 1.6 nm to 3.2 nm, and more preferably in the range of 2.0 nm to 2.6 nm.
  • MgO or the like is used for the first bonding layer (11) and the second bonding layer (12)
  • the perpendicular magnetic anisotropy is weakened both when the film thickness is smaller and when the film thickness is larger. It is because.
  • the magnetoresistive element composed of the layers described above is described as “Magnetoresistance due to the magnetic tunnel junction of the first divided recording layer (2), the first bonding layer (11), and the first reference layer (B1)”.
  • the ratio MRa is larger than the magnetoresistance ratio MRb when the second divided recording layer (3), the first bonding layer (11), and the first reference layer (B1) are magnetically tunneled. " .
  • the “magnetic tunnel junction of the first divided recording layer (2), the first junction layer (11), and the first reference layer (B1)” is a configuration of the present invention (see FIG. 1B (a)).
  • MRa is a magnetoresistance ratio in the first bonding layer (11) of the configuration of the magnetoresistance effect element of the present invention.
  • R Pa is the resistance when the magnetization directions of the first reference layer (B1) and the first divided recording layer (2) are parallel
  • R APa is the first reference layer (B1) and the first divided recording layer.
  • MRb has a first divided recording layer (2) in FIG. 1B (a) which is replaced with a second divided recording layer (3).
  • K eff t * indicates the effective magnetic anisotropic energy density in the first divided recording layer (2)
  • K eff t2 indicates the effective magnetic anisotropic energy density in the second divided recording layer (3).
  • the effective magnetic anisotropy energy density K eff t * of the entire device is expressed by the following equation (4).
  • Table 1 and FIG. 18 show the relationship between the obtained film thickness of the second bonding layer (12) and the resistance area product RA.
  • the result of the evaluation of the dependency of the resistance area product RA on the thickness of the bonding layer can be explained as follows since the resistance area product RA is the sum of the resistances of the three bonding layers.
  • the third bonding layer (13) is negligible because it is as thin as 0.8 nm, and the first bonding layer (11) is relatively thick as 1.0 nm and contributes to the resistance area product RA at about 5 ⁇ m 2 .
  • the resistance area product RA depends on the film thickness of the second bonding layer (12).
  • MgO is an insulator
  • the first divided recording layer (2) is a material capable of realizing a high magnetoresistance ratio
  • the second divided recording layer (3) is high. It has been found that a material capable of realizing the effective magnetic anisotropic energy density K eff t * should be examined. Then, it was verified what kind of element-containing material affects the parameters of the magnetoresistance ratio and the effective magnetic anisotropy energy density Kefft * .
  • Table 2 shows the materials shown in Table 2 in the evaluation, the materials shown in Table 2 were arranged in the first divided recording layer (2) and the second divided recording layer (3) in the device configuration of FIG. 1, and the magnetoresistance ratio and the effective magnetic anisotropic energy density were measured. K eff t * was measured. Table 2 and FIG. 19 show the relationship between the obtained magnetoresistance ratio and the effective magnetic anisotropy energy density Kefft * .
  • the magnetoresistance ratio is 1.5 times by changing the material of the magnetic layer or replacing it.
  • the effective magnetic anisotropy energy density K eff t * was 1.35 times or more and greatly different.
  • Sample No. 1 in which the first divided recording layer (2) was CoFeB and the second divided recording layer (3) was FeB. 2-3 was found to have a high magnetoresistance ratio and a high effective magnetic anisotropy energy density Kefft * .
  • the first divided recording layer (2) be made of a material having a high magnetoresistance ratio. Further, from a study of Table 2 and FIG. 19, it was found that when the Co / Fe ratio of the first divided recording layer (2) was increased, the magnetoresistance ratio was also increased. Therefore, the magnetoresistance ratio with respect to the Co / Fe ratio of the first divided recording layer (2) was evaluated.
  • FIG. 20 shows the configuration of the element for evaluation. The Co / Fe ratio of the first divided recording layer (2) was adjusted by stacking one or more different layers.
  • the total thickness t of the magnetic layers disposed in the first divided recording layer (2) is multiplied by the film thickness to the content of Fe, Co, and B in each layer, and the sum is added to obtain the first divided recording layer ( 2)
  • Table 3 and FIG. 21 show the relationship between the Co / Fe ratio and the magnetoresistance ratio of the first divided recording layer (2).
  • the magnetoresistance ratio was 70% when Co was not contained in the first divided recording layer (2) in this evaluation system, but when the Co / Fe ratio became 0.05 or more, It has been found that the magnetoresistance ratio exceeds 100% and thereafter has a high magnetoresistance ratio up to about 0.33.
  • the crystal structure of the first divided recording layer (2) is bcc. This is for matching the crystallinity of the first bonding layer (11) such as MgO.
  • the Co composition is 75 at. %, The crystal structure becomes fcc, which is not a desirable bcc structure. Therefore, the Co composition is 75 at. % Is desirably the upper limit.
  • the Fe composition was 25 at. %,
  • the B concentration is 20 at. % At least 35 at. % Or less, and 20 at. % At least 30 at. %, More preferably 21.9 at. % At least 30 at. % Is more desirable.
  • the thickness of the second bonding layer (12) is preferably 1.2 nm or less, more preferably 1.1 nm or less, and more preferably 1.0 nm or less, as shown in FIG. Is more preferable.
  • FIG. 24A shows a film configuration for evaluating the relationship between the thickness of the second bonding layer and the resistance area product RA.
  • FIG. 24A shows a film configuration for evaluating the relationship between the thickness of the second bonding layer and the magnetic coupling force J ex. Is shown in FIG. 24B.
  • the second bonding layer (12) of the first divided recording layer (2) is evaluated.
  • the second magnetic layer (2a2) that is in direct contact with the reference layer (B1) was used, and an evaluation film that was magnetically fixed was used.
  • Table 5 and FIG. 25 show the relationship between the thickness of the second bonding layer (12) and the magnetic coupling force J ex .
  • FIG. 25 also shows the corresponding resistance area product RA of the entire device and the respective fitting curves.
  • Table 5 shows the magnetic coupling force J ex when the second bonding layer (12) is made of MgO and the film thickness is changed.
  • the film thickness of the second bonding layer (12) is 1.0 nm or less where the magnetic coupling force J ex is larger than zero, and the magnetic coupling force J ex is 0.05 mJ / m 2. As described above, it was found that the thickness is more preferably 0.9 nm or less, and further preferably 0.8 nm or less. It was also confirmed that the resistance area product RA in these thickness ranges was sufficiently small.
  • the composition and thickness of each layer are adjusted as described above. And controlling the heating and cooling process after the deposition of each of the first bonding layer (11), the second bonding layer (12), and the third bonding layer (13) and before the deposition of the next layer. It is desirable to form a film by a film forming method.
  • heat treatment is not performed after the deposition of each of the second bonding layer (12) and the third bonding layer (13) and before the deposition of the next layer. Further, after the deposition of each of the second bonding layer (12) and the third bonding layer (13), the heat treatment is not performed before the deposition of the next layer, and the deposition of the first bonding layer (11) is performed. Thereafter, it is more preferable to perform a heating treatment and a cooling treatment before depositing the next layer.
  • the temperature of the heat treatment is preferably in the range of 150 ° C. to 400 ° C., more preferably in the range of 200 ° C. to 300 ° C.
  • the time of the heat treatment is preferably in the range of 100 seconds to 400 seconds, and more preferably in the range of 250 seconds to 350 seconds.
  • the reason why it is desirable to form a film by the film forming method including the step of controlling the heating and cooling treatment as described above will be described below.
  • the heat treatment not only increases the magnetoresistance ratio, but also increases the resistance area product RA.
  • the magnetoresistance ratio MR1 of the first bonding layer (11) must be maximized.
  • One example in which the film formation method including the step of controlling the heating and cooling treatment is applied to Embodiment 1 is to deposit the first bonding layer (11) on the deposited first reference layer (B1), Prior to the deposition of the next layer, the film in which the first bonding layer (11) is the uppermost part is heat-treated, the heat-treated film is cooled, and after the cooling treatment, the first bonding layer (11) is placed on the first bonding layer (11).
  • One divided recording layer (2) is deposited, a second bonding layer (12) is continuously deposited on the first divided recording layer (2), and a second bonding layer (12) is continuously deposited on the second bonding layer (12).
  • the second divided recording layer (3) is deposited, the third bonding layer (13) is subsequently deposited on the second divided recording layer (3), and the third bonding layer (13) is subsequently deposited on the third bonding layer (13).
  • the third bonding layer (13) is not heated cooling process prior to the step of depositing the second reference layer (B2) or the upper electrode (E2).
  • Another example in which the film forming method including the step of controlling the heating / cooling process is applied to the first embodiment is to form a second divided recording layer (3) on the deposited third bonding layer (13).
  • the first bonding layer (11) is deposited on the first divided recording layer (2), and the film having the first bonding layer (11) on the top is deposited before the next layer is deposited.
  • FIG. 2 shows a basic configuration of the second embodiment of the present invention.
  • the basic configuration of the magnetoresistive element is as follows: first reference layer (B1) / first bonding layer (11) / first divided recording layer (2) / second bonding layer (12) / third layer.
  • Magnetic layer (3a1) / second nonmagnetic coupling layer (3b1) / magnetic coupling layer (3a2) / third nonmagnetic coupling layer (3b2) / fourth magnetic layer (3a3) / third bonding layer ( 13) are sequentially arranged adjacent to each other.
  • the magnetic coupling layer (3b2) / the fourth magnetic layer (3a3) constitutes a first recording layer (A1)
  • the first reference layer (B1) and the first divided recording layer (2) constitute the first recording layer (A1).
  • a magnetic tunnel junction is performed by the bonding layer (11).
  • the second divided recording layer (3) is configured.
  • Embodiment 2 is the same as Embodiment 1 except for the following features.
  • the third magnetic layer (3a1) and the fourth magnetic layer (3a3) are ferromagnetic layers whose magnetization directions can be reversed.
  • the magnetization direction is desirably a direction perpendicular to the film surface.
  • the third magnetic layer (3a1) and the fourth magnetic layer (3a3) desirably include at least a 3d ferromagnetic transition metal such as Co, Fe, and Ni, and more desirably include at least Fe.
  • Specific examples include Co, Fe, Ni, CoFe, FeNi, CoNi, CoB, FeB, NiB, CoFeB, FePt, TbTeCo, MnAl, and MnGa, among which Fe, CoFe, FeB, CoFeB, and FePt are more preferable. .
  • the third magnetic layer (3a1) is at the interface with the second bonding layer (12), and the fourth magnetic layer (3a3) is at the interface with the third bonding layer (13).
  • Materials having interfacial magnetic anisotropy are more desirable, and Fe, CoFe, FeB, and CoFeB are even more desirable.
  • the third magnetic layer (3a1) and the fourth magnetic layer (3a3) are made of W, Ta, Hf, Zr, Nb, Mo, Ti, V, Cr, Si, Al, B, Pd, Pt, or the like. It may further contain a non-magnetic element. Above all, B and V are preferable from the viewpoint of easy handling.
  • the magnetic coupling layer (3a2) is a ferromagnetic layer whose magnetization direction can be reversed.
  • the magnetization direction is desirably a direction perpendicular to the film surface.
  • the magnetic coupling layer (3a2) is also inserted for the purpose of bridging the third magnetic layer (3a1) and the fourth magnetic layer (3a3) so that the third magnetic layer (3a1) and the fourth magnetic layer (3a3) are magnetically coupled and integrally magnetized.
  • the magnetic coupling layer (3a2) desirably contains at least a 3d ferromagnetic transition metal such as Co, Fe, and Ni, and more desirably contains at least Fe.
  • the magnetic coupling layer (3a2) may further include a non-magnetic element such as W, Ta, Hf, Zr, Nb, Mo, Ti, V, Cr, Si, Al, B, Pd, and Pt. Above all, B and V are preferable from the viewpoint of easy handling.
  • the thickness of the magnetic coupling layer (3a2) is preferably 0.2 nm or more, more preferably 0.4 nm or more and 1.0 nm or less, which can increase the effective magnetic anisotropic energy density K eff t * . Details will be described later with reference to FIGS.
  • the total thickness of the third magnetic layer (3a1), the magnetic coupling layer (3a2), and the fourth magnetic layer (3a3) is preferably in the range of 1.6 nm to 3.0 nm, and more preferably 2.0 nm to 3.0 nm. More preferably, it is in the range of 2.6 nm.
  • the combined Co / Fe ratio of the third magnetic layer (3a1), the magnetic coupling layer (3a2), and the fourth magnetic layer (3a3) is smaller than the Co / Fe ratio of the entire first divided recording layer (2). It is desirable to do. This is because a high effective magnetic anisotropy energy density Kefft * and a high magnetoresistance ratio can be compatible in the entire device.
  • the combined Co / Fe ratio of the third magnetic layer (3a1), the magnetic coupling layer (3a2) and the fourth magnetic layer (3a3) is preferably 0.11 or less, more preferably 0.07 or less. is there. This is for increasing the effective magnetic anisotropic energy density K eff t * .
  • the B concentration of the third magnetic layer (3a1), the magnetic coupling layer (3a2), and the fourth magnetic layer (3a3) together may be higher than the B concentration of the entire first divided recording layer (2). desirable. Although the saturation magnetization M s and B concentration increases decreases, because the effective magnetic anisotropic energy density K eff t increases (see number 1 and the like).
  • the second non-magnetic coupling layer (3b1) and the third non-magnetic coupling layer (3b2) are inserted between the ferromagnetic materials, and W, Ta, Hf, Zr, Nb, Mo, Ti, V, Cr, Non-magnetic elements such as Si, Al, B, Pd, and Pt are included.
  • W, Ta, Hf, Zr, Nb, Mo, Ti, V and the like are preferable, and W, Ta, Mo and V are more preferable.
  • the magnetic coupling force J ex between the two magnetic layers (the third magnetic layer (3a1) and the fourth magnetic layer (3a3)) is further increased, and the thermal stability index of the recording layer of the magnetoresistive element is increased.
  • the thickness of each of the second non-magnetic coupling layer (3b1) and the third non-magnetic coupling layer (3b2) is preferably 0.3 nm or less, and preferably 0.2 nm or less. More preferably, there is. If the thickness of either the second non-magnetic coupling layer (3b1) or the third non-magnetic coupling layer (3b2) is less than 0.2 nm, the sputtering time is adjusted to about the atomic size or less.
  • a layer having a smaller thickness is to be manufactured, a layer having continuous layers and a layer having discontinuous layers are included.
  • the lattice has a gap that absorbs B or the like of the magnetic layer, it can contribute to the perpendicular magnetic anisotropy, and thus the layer may or may not be continuous.
  • the second divided recording layer (3) is expected to have a layer configuration that increases the effective magnetic anisotropic energy density K eff t2. Therefore, it was evaluated how the insertion of the magnetic coupling layer into the magnetic layer contributes to the effective magnetic anisotropy energy density Kefft * and the magnetoresistance ratio.
  • FIG. 28 shows the configuration of the element for evaluation. The relationship between the thickness of the magnetic coupling layer and the effective magnetic anisotropic energy density K eff t * is shown in Table 7 and FIG. Table 8 and FIG. 30 show the relationship between the thickness of the magnetic coupling layer and the magnetoresistance ratio.
  • the thickness of the magnetic coupling layer (3a2) is preferably at least 0.2 nm, more preferably at least 0.4 nm, from the viewpoint of a high effective magnetic anisotropy energy density Kefft * .
  • the thickness of the magnetic coupling layer (3a2) Is preferably 1.6 nm or less, more preferably 1.2 nm or less, and still more preferably 1.0 nm or less.
  • the insertion of the magnetic coupling layer reduced the magnetoresistance ratio. From this fact, the magnetic coupling layer is not inserted in the first divided recording layer (2) where a high magnetoresistance ratio is expected, but the magnetic coupling layer (3a2) is inserted in the second divided recording layer (3). It is more desirable to do.
  • FIG. 3 shows a basic configuration of the third embodiment of the present invention.
  • the basic configuration of the magnetoresistive element is as follows: a first reference layer (B1) / first bonding layer (11) / first magnetic layer (2a1) / first nonmagnetic coupling layer (2b1) / second Magnetic layer (2a2) / second bonding layer (12) / second divided recording layer (3) / third bonding layer (13) are arranged adjacent to each other in this order.
  • the first reference layer (B1) and the first magnetic layer (2a1) are magnetically tunnel-joined by the first bonding layer (11).
  • the first magnetic layer (2a1) / first non-magnetic coupling layer (2b1) / second magnetic layer (2a2) constitutes a first divided recording layer (2).
  • a lower electrode layer provided on a side of the first reference layer (B1) opposite to the first bonding layer (11), and a third bonding layer
  • An upper electrode layer is provided on the side of the layer (13) opposite to the third divided recording layer (3).
  • Embodiment 3 is the same as Embodiment 1 except for the following features.
  • the first magnetic layer (2a1) and the second magnetic layer (2a2) are ferromagnetic layers whose magnetization directions can be reversed.
  • the magnetization direction is desirably a direction perpendicular to the film surface.
  • the first magnetic layer (2a1) is made of a material having a large magnetoresistance ratio due to a magnetic tunnel junction in the first bonding layer (11) sandwiched between the first magnetic layer and the first reference layer (B1).
  • the first magnetic layer (2a1) is at the interface with the first bonding layer (11), and the second magnetic layer (2a2) is at the interface with the second bonding layer (12).
  • a material having interfacial magnetic anisotropy is more desirable, and CoFe and CoFeB are more desirable.
  • the first magnetic layer (2a1) and the second magnetic layer (2a2) are made of W, Ta, Hf, Zr, Nb, Mo, Ti, V, Cr, Si, Al, B, Pd, Pt, or the like. It may further contain a non-magnetic element. Above all, B and V are preferable from the viewpoint of easy handling.
  • the combined Co / Fe ratio of the first magnetic layer (2a1) and the second magnetic layer (2a2) be larger than the Co / Fe ratio of the entire second divided recording layer (3). This is because a high effective magnetic anisotropy energy density Kefft * and a high magnetoresistance ratio can be compatible in the entire device.
  • the combined Co / Fe ratio of the first magnetic layer (2a1) and the second magnetic layer (2a2) is preferably 0.05 or more, more preferably 0.09 or more, and still more preferably 0.18 or more. 0.33 or less.
  • the first magnetic layer (2a1) is CoFeB
  • Co is 75% smaller than Fe in order to match the crystallinity of the first bonding layer (11) such as MgO. : 25, that is, the Co / Fe ratio is preferably 3 or less.
  • the B concentration of the first magnetic layer (2a1) and the second magnetic layer (2a2) together be lower than the B concentration of the entire second divided recording layer (3).
  • the B concentration of the first magnetic layer (2a1) and the second magnetic layer (2a2) is 20 at. % At least 35 at. % Or less, and 20 at. % At least 30 at. %, More preferably 21.9 at. % At least 30 at. % Is more desirable.
  • the total thickness of the first magnetic layer (2a1) and the second magnetic layer (2a2) is preferably in the range of 1.6 nm to 3.0 nm, and in the range of 2.0 nm to 2.6 nm. Is more preferred.
  • MgO or the like is used for the first bonding layer (11) and the second bonding layer (12)
  • the thickness of the first magnetic layer (2a1) may be larger than the thickness of the second magnetic layer (2a2).
  • the first non-magnetic coupling layer (2b1) is inserted between the ferromagnetic materials and is made of W, Ta, Hf, Zr, Nb, Mo, Ti, V, Cr, Si, Al, B, Pd, Pt, or the like. Contains non-magnetic elements. Among them, W, Ta, Hf, Zr, Nb, Mo, Ti, V and the like are preferable, and W, Ta, Mo and V are more preferable.
  • the magnetic coupling force J ex between the two magnetic layers is further increased, and the thermal stability index of the recording layer of the magnetoresistive element is increased.
  • the thickness of each of the first nonmagnetic coupling layers (2b1) is preferably 0.33 nm or less. Details will be described later with reference to FIGS. 31 and 32.
  • the thickness of the first non-magnetic coupling layer (2b1) is less than 0.2 nm, a layer having a thickness of about the atomic size or smaller is adjusted by adjusting the sputtering time. It includes those in which the layers are continuous and those in which the layers are not continuous. In this regard, if the lattice has a gap that absorbs B or the like of the magnetic layer, it can contribute to the perpendicular magnetic anisotropy, and thus the layer may or may not be continuous.
  • the first divided recording layer (2) is expected to have a layer configuration that increases the magnetoresistance ratio. Therefore, it was evaluated how the nonmagnetic coupling layer inserted into the magnetic layer contributes to the magnetoresistance ratio and the resistance area product RA.
  • FIG. 31 shows an element configuration for evaluation.
  • Table 9 and FIG. 32 show the relationship between the thickness of the nonmagnetic coupling layer, the magnetoresistance ratio, and the resistance area product RA.
  • FIG. 4 shows a basic configuration of the fourth embodiment of the present invention.
  • the basic configuration of the magnetoresistive element is as follows: a first reference layer (B1) / first bonding layer (11) / first magnetic layer (2a1) / first nonmagnetic coupling layer (2b1) / second Magnetic layer (2a2) / second bonding layer (12) / third magnetic layer (3a1) / second nonmagnetic coupling layer (3b1) / magnetic coupling layer (3a2) / third nonmagnetic coupling layer (3b2) / fourth magnetic layer (3a3) / third bonding layer (13) are sequentially arranged adjacently.
  • the non-magnetic coupling layer (3b1) / the magnetic coupling layer (3a2) / the third non-magnetic coupling layer (3b2) / the fourth magnetic layer (3a3) constitute a first recording layer (A1).
  • the reference layer (B1) and the first magnetic layer (2a1) are magnetically tunnel-joined by the first bonding layer (11).
  • the first magnetic layer (2a1) / the first nonmagnetic coupling layer (2b1) / the second magnetic layer (2a2) constitute a first divided recording layer (2), and the third magnetic layer (2a1).
  • FIG. 5 shows a basic configuration of the fifth embodiment of the present invention.
  • the basic configuration of the magnetoresistive element is as follows: lower electrode (E1) / first reference layer (B1) / first bonding layer (11) / first divided recording layer (2) / second bonding layer ( 12) / second divided recording layer (3) / third bonding layer (13) / upper electrode (E2) arranged in this order.
  • the first divided recording layer (2) / the second bonding layer (12) / the second divided recording layer (3) form a first recording layer (A1), and include a first reference layer (B1) and
  • the first divided recording layer (2) forms a magnetic tunnel junction with the first bonding layer (11).
  • Embodiment 5 is the same as Embodiment 1 except for the following features.
  • the lower electrode (E1) is connected to the end surface of the first reference layer (B1) on the side opposite to the first bonding layer (11).
  • the laminated structure of the lower electrode (E1) is exemplified by Ta (5 nm) / Ru (5 nm) / Ta (10 nm) / Pt (5 nm), Ta (5 nm) / TaN (20 nm), and the like.
  • the upper electrode (E2) is connected to the end face of the third bonding layer (13) on the side opposite to the first recording layer (A1).
  • the laminated structure of the upper electrode (E2) is Ta (50 nm), Ta (5 nm) / Ru (50 nm), Ru (1 to 50 nm), Pt (1 to 50 nm), CoFeB (0.2 to 1.5 nm) / Ru (5) / Ta (50 nm) and the like are exemplified.
  • FIG. 6 shows a basic configuration of the sixth embodiment of the present invention.
  • the basic configuration of the magnetoresistive element is as follows: lower electrode (E1) / first reference layer (B1) / first bonding layer (11) / first divided recording layer (2) / second bonding layer ( 12) / third magnetic layer (3a1) / second nonmagnetic coupling layer (3b1) / magnetic coupling layer (3a2) / third nonmagnetic coupling layer (3b2) / fourth magnetic layer (3a3) /
  • the third bonding layer (13) / the upper electrode (E2) are sequentially arranged adjacent to each other.
  • the magnetic coupling layer (3b2) / the fourth magnetic layer (3a3) constitutes a first recording layer (A1)
  • the first reference layer (B1) and the first divided recording layer (2) constitute the first recording layer (A1).
  • a magnetic tunnel junction is performed by the bonding layer (11).
  • the second divided recording layer (3) is configured.
  • the details of the sixth embodiment are the same as those of the second and fifth embodiments.
  • FIG. 7 shows a basic configuration of the seventh embodiment of the present invention.
  • the basic configuration of the magnetoresistive element is as follows: lower electrode (E1) / first reference layer (B1) / first bonding layer (11) / first magnetic layer (2a1) / first nonmagnetic coupling layer (2b1) / second magnetic layer (2a2) / second bonding layer (12) / second divided recording layer (3) / third bonding layer (13) / upper electrode (E2) are adjacent in order. It is arranged.
  • the first reference layer (B1) and the first magnetic layer (2a1) are magnetically tunnel-joined by the first bonding layer (11).
  • the first magnetic layer (2a1) / first non-magnetic coupling layer (2b1) / second magnetic layer (2a2) constitutes a first divided recording layer (2).
  • the details of the seventh embodiment are the same as those of the third and fifth embodiments.
  • FIG. 8 shows a basic configuration of the eighth embodiment of the present invention.
  • the basic configuration of the magnetoresistive element is as follows: lower electrode (E1) / first reference layer (B1) / first bonding layer (11) / first magnetic layer (2a1) / first nonmagnetic coupling layer (2b1) / second magnetic layer (2a2) / second bonding layer (12) / third magnetic layer (3a1) / second nonmagnetic coupling layer (3b1) / magnetic coupling layer (3a2) / second No. 3 nonmagnetic coupling layer (3b2) / fourth magnetic layer (3a3) / third bonding layer (13) / upper electrode (E2) are arranged in this order.
  • the non-magnetic coupling layer (3b1) / the magnetic coupling layer (3a2) / the third non-magnetic coupling layer (3b2) / the fourth magnetic layer (3a3) constitute a first recording layer (A1).
  • the reference layer (B1) and the first magnetic layer (2a1) are magnetically tunnel-joined by the first bonding layer (11).
  • the first magnetic layer (2a1) / the first nonmagnetic coupling layer (2b1) / the second magnetic layer (2a2) constitute a first divided recording layer (2), and the third magnetic layer (2a1).
  • Modification 1 of the first divided recording layer (2) in Embodiment 3 of the present invention will be described.
  • the second magnetic layer (2a2) forms a part of the first divided recording layer (2), and forms a tunnel barrier layer together with the first magnetic layer (2a1).
  • the first magnetic layer (2a1) and the second magnetic layer (2a2) obtained by further dividing the first divided recording layer (2) the first It has been found that the contribution of the second magnetic layer (2a2) is relatively smaller than that of the first magnetic layer (2a1) in increasing the magnetoresistance ratio due to the magnetic tunnel junction in the bonding layer (11). .
  • the second divided recording layer (3) contains at least a 3d ferromagnetic transition metal such as Co, Fe, and Ni so as to be constituted by a material having a large effective magnetic anisotropy energy density K eff t *. And more desirably at least Fe. That is, it has been desired to reduce the Co / Fe ratio.
  • the second magnetic layer (2a2) of the first divided recording layer (2) also contains at least Fe so that it is made of a material having a large effective magnetic anisotropic energy density K eff t *.
  • the Co / Fe ratio was reduced, it was found that the effective magnetic anisotropy energy density K eff t * was further increased as a whole without affecting the magnetoresistance ratio.
  • FIG. 33 shows the configuration of the element used for the evaluation.
  • the first magnetic layer (2a1) of the first divided recording layer (2) is made of CoFeB25 (1.4 nm), and the material and thickness of the second magnetic layer (2a2) is FeB (0.9 nm) or CoFeB ( 1.0 nm), and the dependency of the effective magnetic anisotropic energy density K eff t * on the thickness of the second bonding layer (12) was evaluated.
  • the resistance area product RA was 5 ⁇ m 2 .
  • Table 10 and FIG. 34 show the structure of the sample and the evaluation results.
  • the configuration in the first modification example such as the third embodiment having the first divided recording layer (2), that is, the Co / Fe of the first magnetic layer (2a1) of the first divided recording layer (2).
  • the ratio is determined by the second magnetic layer (2a2) of the first divided recording layer (2), the third magnetic layer (3a1) in the second divided recording layer (3), the magnetic coupling layer (3a2) and the second magnetic layer (3a2).
  • the Co / Fe ratio of the magnetic layer (3a3) of No. 4 is larger than the Co / Fe ratio
  • a high magnetoresistance ratio and a high effective magnetic anisotropy energy density Kefft * are both achieved while reducing the resistance area product RA.
  • a magnetoresistive element can be provided.
  • FIG. 9 shows a basic configuration of Embodiment 9 of the present invention.
  • the basic configuration of the magnetoresistive element is as follows: first reference layer (B1) / first bonding layer (11) / first divided recording layer (2) / second bonding layer (12) / third layer.
  • the second reference layer (B2) is arranged adjacent to each other in order.
  • the magnetic coupling layer (3b2) / the fourth magnetic layer (3a3) constitutes a first recording layer (A1)
  • the first reference layer (B1) and the first divided recording layer (2) constitute the first recording layer (A1).
  • a magnetic tunnel junction is formed by the bonding layer (11), and the fourth magnetic layer (3a3) and the second reference layer (B2) are tunnel-bonded by the third bonding layer (13).
  • the third magnetic layer (3a1) / second nonmagnetic coupling layer (3b1) / magnetic coupling layer (3a2) / third nonmagnetic coupling layer (3b2) / fourth magnetic layer (3a3) is configured.
  • a lower electrode layer provided on a side of the first reference layer (B1) opposite to the first bonding layer (11); and a second reference layer.
  • An upper electrode layer is provided on the side of the layer (B2) opposite to the third bonding layer (13).
  • Embodiment 9 is the same as Embodiment 2 except for the following features.
  • the second reference layer (B2) is a ferromagnetic layer that is disposed adjacent to the third bonding layer (13) on the side opposite to the first recording layer (A1) and has a fixed magnetization direction. .
  • the magnetization direction is desirably a direction perpendicular to the film surface.
  • the second reference layer (B2) is a ferromagnetic material containing at least one of Co, Fe, and Ni, and more preferably contains at least one 3d ferromagnetic transition metal element. Specifically, Co, Fe , Ni, CoFe, FeNi, CoNi, CoB, FeB, NiB, CoFeB, FePt, TbTeCo, MnAl, MnGa and the like.
  • Non-magnetic elements such as W, Ta, Hf, Zr, Nb, Mo, Ti, V, Cr, Si, Al, B, Pd, and Pt may be further included.
  • a thin non-magnetic coupling layer may be inserted between the ferromagnetic materials of the second reference layer (B2). Examples of the material of the nonmagnetic coupling layer include Ta, W, Hf, Zr, Nb, Mo, Ti, Mg, and MgO.
  • the first reference layer (B2) may be composed of a single layer, a laminate or a multilayer, a laminate with Pt, Ru, Ir, Rh, W, Ni or the like, or a thin ferri-structure. Good.
  • a fixed layer or the like may be adjacent to the second reference layer (B2) on the side opposite to the third bonding layer (31).
  • the third bonding layer (13) becomes a tunnel barrier layer using a material containing O (oxygen).
  • O oxygen
  • at least O and Mg are used so that the combination of the materials of the third bonding layer (13) sandwiched between the second reference layer (B2) and the fourth magnetic layer (3a3) exhibits a large magnetoresistance change rate.
  • insulators containing oxygen such as Al 2 O 3 , MgAl 2 O 4 , SiO 2 , TiO, and Hf 2 O may be used, and these insulators contain trace amounts of other elements. You may.
  • the content of some of the elements may be extremely small, and may further include additives used for improving the properties of the material.
  • a material containing oxygen may be selected so as to cause interface magnetic anisotropy in the fourth magnetic layer (3a3) at the interface with the fourth magnetic layer (3a3). More preferably, also in this respect, MgO is more desirable.
  • the thickness of the third bonding layer (13) is preferably at least 0.5 nm, more preferably at least 0.8 nm, in order to increase the magnetoresistance ratio.
  • the third magnetic layer (3a1) in the second divided recording layer (3) is a ferromagnetic layer whose magnetization direction can be reversed.
  • the magnetization direction is desirably a direction perpendicular to the film surface.
  • the third magnetic layer (3a1) desirably contains at least a 3d ferromagnetic transition metal such as Co, Fe, and Ni, and more desirably contains at least Fe.
  • Specific examples include Co, Fe, Ni, CoFe, FeNi, CoNi, CoB, FeB, NiB, CoFeB, FePt, TbTeCo, MnAl, and MnGa, among which Fe, CoFe, FeB, CoFeB, and FePt are more preferable. .
  • the third magnetic layer (3a1) is more preferably made of a material having an interface magnetic anisotropy in the direction perpendicular to the film surface at the interface with the second bonding layer (12). desirable. Further, the third magnetic layer (3a1) may further include a nonmagnetic element such as W, Ta, Hf, Zr, Nb, Mo, Ti, V, Cr, Si, Al, B, Pd, and Pt. Above all, B and V are preferable from the viewpoint of easy handling.
  • the fourth magnetic layer (3a3) in the second divided recording layer (3) is a ferromagnetic layer whose magnetization direction can be reversed.
  • the magnetization direction is desirably a direction perpendicular to the film surface.
  • the fourth magnetic layer (3a3) is made of a material that increases the magnetoresistance ratio due to the magnetic tunnel junction in the third bonding layer (13) sandwiched between the fourth magnetic layer (3a3) and the second reference layer (B2).
  • the fourth magnetic layer (3a3) is more preferably made of a material that increases the magnetoresistance ratio at the interface with the third bonding layer (13), and is more preferably made of Co, CoFe, CoNi, CoB, or CoFeB.
  • the fourth magnetic layer (3a3) may further include a nonmagnetic element such as W, Ta, Hf, Zr, Nb, Mo, Ti, V, Cr, Si, Al, B, Pd, and Pt. Above all, B and V are preferable from the viewpoint of easy handling.
  • the Co / Fe ratio of the fourth magnetic layer (3a3) be larger than the Co / Fe ratio of the third magnetic layer (3a1). This is because a high effective magnetic anisotropy energy density Kefft * and a high magnetoresistance ratio can be compatible in the entire device.
  • the Co / Fe ratio of the third magnetic layer (3a1) is preferably 0.11 or less, more preferably 0.07 or less. This is for increasing the effective magnetic anisotropic energy density K eff t * .
  • the Co / Fe ratio of the fourth magnetic layer (3a3) is preferably at least 0.05, more preferably at least 0.09, in order to increase the magnetoresistance ratio.
  • the fourth magnetic layer (3a3) matches the crystallinity of the third bonding layer (13) made of MgO or the like having a crystal structure of bcc, when the fourth magnetic layer (3a3) is CoFeB, It is preferable that Co does not become larger than 75:25 with respect to Fe, that is, the Co / Fe ratio is 3 or less.
  • the B concentration of the fourth magnetic layer (3a3) be lower than the B concentration of the third magnetic layer (3a1).
  • the B concentration of the fourth magnetic layer (3a3) is 20 at. % At least 35 at. % Or less, and 20 at. % At least 30 at. %, More preferably 21.9 at. % At least 30 at. % Is more desirable.
  • the total thickness of the third magnetic layer (3a1), the magnetic coupling layer (3a2), and the fourth magnetic layer (3a3) is preferably in the range of 1.6 nm to 3.0 nm, and more preferably 2.0 nm to 3.0 nm. More preferably, it is in the range of 2.6 nm.
  • FIG. 10 shows a basic configuration of the tenth embodiment of the present invention.
  • the basic configuration of the magnetoresistive element is as follows: first reference layer (B1) / first bonding layer (11) / first magnetic layer (2a1) / first nonmagnetic coupling layer (2b1) / second Magnetic layer (2a2) / second bonding layer (12) / third magnetic layer (3a1) / second nonmagnetic coupling layer (3b1) / magnetic coupling layer (3a2) / third nonmagnetic coupling layer (3b2) / fourth magnetic layer (3a3) / third bonding layer (13) / second reference layer (B2) are sequentially arranged adjacently.
  • the non-magnetic coupling layer (3b1) / magnetic coupling layer (3a2) / third non-magnetic coupling layer (3b2) / fourth magnetic layer (3a3) constitute a first recording layer (A1).
  • the reference layer (B1) and the first magnetic layer (2a1) form a magnetic tunnel junction by the first bonding layer (11), and the fourth magnetic layer (3a3) and the second reference layer (B2) form the third magnetic layer. Tunneling is performed by the bonding layer (13).
  • the first magnetic layer (2a1) / the first nonmagnetic coupling layer (2b1) / the second magnetic layer (2a2) constitute a first divided recording layer (2), and the third magnetic layer (2a1).
  • 3a1) / second non-magnetic coupling layer (3b1) / magnetic coupling layer (3a2) / third non-magnetic coupling layer (3b2) / fourth magnetic layer (3a3) is second divided recording layer (3) Is composed.
  • a lower electrode layer provided on a side of the first reference layer (B1) opposite to the first bonding layer (11); and a second reference layer.
  • An upper electrode layer is provided on the side of the layer (B2) opposite to the third bonding layer (13).
  • Embodiment 10 is the same as Embodiment 9 except for the following features.
  • the first magnetic layer (2a1) is a ferromagnetic layer whose magnetization direction can be reversed.
  • the magnetization direction is desirably a direction perpendicular to the film surface.
  • the first magnetic layer (2a1) is made of a material having a large magnetoresistance ratio due to a magnetic tunnel junction in the first bonding layer (11) sandwiched between the first magnetic layer and the first reference layer (B1).
  • the first magnetic layer (2a1) is more preferably made of a material having an interfacial magnetic anisotropy in the direction perpendicular to the film surface at the interface with the first bonding layer (11), and more preferably CoFe or CoFeB.
  • the first magnetic layer (2a1) may further include a non-magnetic element such as W, Ta, Hf, Zr, Nb, Mo, Ti, V, Cr, Si, Al, B, Pd, and Pt. Above all, B and V are preferable from the viewpoint of easy handling.
  • the second magnetic layer (2a2) is a ferromagnetic layer whose magnetization direction can be reversed.
  • the magnetization direction is desirably a direction perpendicular to the film surface.
  • the second magnetic layer (2a2) desirably contains at least a 3d ferromagnetic transition metal such as Co, Fe, and Ni, and more desirably contains at least Fe.
  • Specific examples include Co, Fe, Ni, CoFe, FeNi, CoNi, CoB, FeB, NiB, CoFeB, FePt, TbTeCo, MnAl, and MnGa, among which Fe, CoFe, FeB, CoFeB, and FePt are more preferable. .
  • the second magnetic layer (2a2) is more preferably made of a material having an interfacial magnetic anisotropy in the direction perpendicular to the film surface at the interface with the second bonding layer (12). Fe, CoFe, FeB, and CoFeB are more preferable. desirable. Further, the second magnetic layer (2a2) may further include a nonmagnetic element such as W, Ta, Hf, Zr, Nb, Mo, Ti, V, Cr, Si, Al, B, Pd, and Pt. Above all, B and V are preferable from the viewpoint of easy handling.
  • the Co / Fe ratio of the first magnetic layer (2a1) be larger than the Co / Fe ratio of the second magnetic layer (2a2) in order to increase the magnetoresistance ratio. This is because a high effective magnetic anisotropy energy density Kefft * and a high magnetoresistance ratio can be compatible in the entire device.
  • the Co / Fe ratio of the second magnetic layer (2a2) is preferably 0.11 or less, more preferably 0.07 or less. This is for increasing the effective magnetic anisotropic energy density K eff t * .
  • the Co / Fe ratio of the first magnetic layer (2a1) is preferably 0.05 or more, and more preferably 0.09 or more.
  • the first magnetic layer (2a1) is CoFeB
  • the first magnetic layer (2a1) is made of CoFeB in order to match the crystallinity of the first bonding layer (11) such as MgO having a crystal structure of bcc. It is preferable that Co does not become larger than 75:25 with respect to Fe, that is, the Co / Fe ratio is 3 or less.
  • the B concentration of the first magnetic layer (2a1) be lower than the B concentration of the second magnetic layer (2a2).
  • the B concentration of the first magnetic layer (2a1) is 20 at. % At least 35 at. % Or less, and 20 at. % At least 30 at. %, More preferably 21.9 at. % At least 30 at. % Is more desirable.
  • the total thickness of the first magnetic layer (2a1) and the second magnetic layer (2a2) is preferably in the range of 1.6 nm to 3.0 nm, and in the range of 2.0 nm to 2.6 nm. Is more preferred.
  • MgO or the like is used for the first bonding layer (11) and the second bonding layer (12)
  • the Co / Fe ratio of the first magnetic layer (2a1) and the fourth magnetic layer (3a3) is set to the second magnetic layer (2a2).
  • the third magnetic layer (3a1) is configured to be larger than the Co / Fe ratio.
  • the magnetoresistance ratio in the configuration of the tenth embodiment will be described with reference to FIG. MR1 indicates the magnetoresistance ratio of the first bonding layer (11), MR2 indicates the magnetoresistance ratio of the second bonding layer (12), and MR3 indicates the magnetoresistance ratio of the third bonding layer (13).
  • R P1 represents the resistance when the magnetization directions of the first reference layer (B1) and the first divided recording layer (2) are parallel
  • R AP1 represents the first reference layer.
  • the resistance in the case where the magnetization directions of (B1) and the first divided recording layer (2) are antiparallel is shown.
  • R P2 indicates resistance when the magnetization directions of the first divided recording layer (2) and the second divided recording layer (3) are parallel.
  • R P3 represents the resistance when the magnetization directions of the second divided recording layer (3) and the second reference layer (B2) are parallel, and R AP3 represents the second divided layer. It shows the resistance when the magnetization directions of the recording layer (3) and the second reference layer (B2) are antiparallel.
  • the magnetoresistance ratio MR of the entire element is expressed by the following equation (5).
  • the magnetoresistance ratio MR of the entire device depends on the magnetoresistance ratio MR1 in the first junction layer (11) and the magnetoresistance ratio MR3 in the third junction layer (13), and the second It became clear that it did not depend on the magnetoresistance ratio MR2 in the bonding layer (12).
  • the magnetoresistance ratio MR1 and the magnetoresistance ratio MR3 are maximized, and the resistance area product R P2 A in the second bonding layer (12) is reduced as much as possible. The good thing can be understood from the equation (5).
  • the material of the first magnetic layer (2a1) of the first divided recording layer (2) is examined so as to maximize the magnetoresistance ratio MR1, and the fourth magnetic layer is maximized so as to maximize the magnetoresistance ratio MR3. If the material of the magnetic layer (3a3) is examined and the thickness of the second bonding layer (12) is reduced so that the resistance area product R P2 A in the second bonding layer (12) is reduced as much as possible. It was presumed that the magnetoresistance ratio MR of the entire device could be increased.
  • FIG. 12 shows a configuration of the twelfth embodiment of the present invention.
  • the configuration of the magnetoresistive element is as follows: substrate / lower electrode / reference layer / MgO (1.0 nm) / CoFeB25 (1.4 nm) / W (0.3 nm) / CoFeB25 (1.0 nm) / MgO (1.0 nm) ) / FeB25 (0.9 nm) / W (0.2 nm) / FeB25 (0.4 nm) / W (0.2 nm) / FeB25 (0.9 nm) / MgO (0.8 nm) / protective layer are adjacent in order. It is arranged.
  • FIG. 14 shows, as a fourteenth embodiment, an example of a magnetic memory including a plurality of magnetic memory cells having the configurations of the first to thirteenth embodiments.
  • the magnetic memory includes a memory cell array, an X driver, a Y driver, and a controller.
  • the memory cell array has magnetic memory cells arranged in an array.
  • the X driver is connected to a plurality of word lines (WL)
  • the Y driver is connected to a plurality of bit lines (BL), and functions as reading means and writing means.
  • FIG. 36A shows a TEM image of a cross section of an example of the magnetoresistance effect element of the present invention. Three streaks are observed in the TEM image, and the recording layer has three bonding layers, namely, the first bonding layer (11), the second bonding layer (12), and the third bonding layer (13). It can be seen that laminated, so-called quadruple interface magnetoresistive elements can be manufactured.
  • FIG. 36B shows a TEM image of a cross section of a conventional magnetoresistance effect element. Two streaks are observed in the TEM image, and it can be seen that two bonding layers are stacked on the recording layer, and a so-called double interface magnetoresistance effect element can be manufactured.
  • FIG. 37A shows a longitudinal sectional view of the evaluation element of the magnetoresistance effect element of the present invention.
  • the magnetic energy of the first divided recording layer (FL1) and the second divided recording layer (FL2) is represented by the following equation (1).
  • Jex_mid and J stat are the exchange magnetic coupling force and the static magnetic coupling force between the first divided recording layer (FL1) and the second divided recording layer (FL2), and ⁇ w1 and ⁇ w2 are respectively: It shows the energy per unit area of the domain wall of the first divided recording layer (FL1) and the second divided recording layer (FL2).
  • ⁇ w1 and ⁇ w2 are represented by Expressions (2) and (3) of Expression 7.
  • the magnetization of the first divided recording layer (FL1) is oriented in the ⁇ z direction
  • the magnetization of the second divided recording layer (FL2) is oriented in the + z direction.
  • the path where both the first divided recording layer (FL1) and the second divided recording layer (FL2) are simultaneously magnetized is ( ⁇ 1, ⁇ 2) from the coordinate (0, 0) to the coordinate (180). , 180).
  • the fact that the magnetization of the recording layer is thermally stable means that no magnetization reversal of Path-1, Path-2 and Path-3 occurs. In this energy curve, other paths of magnetization reversal are conceivable, but paths other than Path-1, Path-2, and Path-3 need not be taken into account because they have higher energies than these.
  • FIGS. 50 to 52 show the state of magnetization reversal of Path-1, Path-2, and Path-3.
  • FIG. 50 shows the change in the magnetization state of Path-1 in FIG. While the magnetization of the second divided recording layer (FL2) is constant in the + z direction and does not change, in the initial state, the magnetization of the first divided recording layer (FL1) is one magnetic domain (+) oriented in the + z direction. The domain is a single domain state of "Domain @ up", but the other domain (Domain @ down) grows, and finally the magnetization is a single domain state of the other domain (Domain @ down) oriented in the -z direction. Changes to
  • the material composition of the first divided recording layer (FL1) is configured to maximize the MR ratio
  • the material composition of the second divided recording layer (FL2) is configured to maximize the perpendicular magnetic anisotropy. It is. Therefore, as can be seen from FIG. 53, the effective magnetic anisotropic energy density K eff t1 is considerably smaller than the effective magnetic anisotropic energy density K eff t2.
  • the value of the effective magnetic anisotropy energy density K eff t1 and the value of the effective magnetic anisotropy energy density K eff t2 are the values of the intermediate MgO (0.96 nm) (0.21 mJ / m 2 and 0.66 mJ / m 2 ). Using.
  • the exchange magnetic coupling force Jex_mid is set to 0, 0.04, 0.1, 0.15, 0.25, 0.3 mJ / m2, and ⁇ 1 calculated from the equation (1) at each value of the exchange magnetic coupling force Jex_mid.
  • the magnetic energy curved surface E ( ⁇ 1, ⁇ 2) of ⁇ 2 was calculated, and the smallest value among the energy barriers of Path-1, Path-2, and Path-3 was defined as the thermal stability index ⁇ .
  • FIG. 54 shows the dependence of the calculated thermal stability index ⁇ on the exchange magnetic coupling force Jex_mid.
  • the static magnetic coupling force J stat used was 0.12 mJ / m 2 .

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Abstract

四重界面を備える磁気抵抗効果素子において、抵抗面積積ＲＡが小さく、磁気抵抗比が大きく、かつ、実効磁気異方性エネルギー密度Ｋeffｔ*も大きい磁気抵抗効果素子を提供する。　磁気抵抗効果素子は、第１の参照層（Ｂ１）と第１の接合層（１１）と第１の分割記録層（２）と第２の接合層（１２）と第２の分割記録層（３）と第３の接合層（１３）とを備え、前記第１の分割記録層（２）は高い磁気抵抗比（ＭＲ比）を有する構成であり、前記第２の分割記録層（３）は高い実効磁気異方性エネルギー密度（Ｋeffｔ）を有する構成である。

Description

磁気抵抗効果素子、磁気メモリ、及び、該磁気抵抗効果素子の成膜方法
　本発明は、磁気抵抗効果素子、該磁気抵抗効果素子を備えた磁気メモリ、及び、該磁気抵抗効果素子の成膜方法に関する。特に、３つの接合層に挟まれた記録層を備える磁気抵抗効果素子に関する。
　ＭＲＡＭ（Ｍａｇｎｅｔｉｃ　Ｒａｎｄｏｍ　Ａｃｃｅｓｓ　Ｍｅｍｏｒｙ；磁気メモリ）は、ＭＴＪ（Ｍａｇｎｅｔｉｃ　Ｔｕｎｎｅｌ　Ｊｕｎｃｔｉｏｎ；磁気トンネル接合）を利用した不揮発性メモリである。
　待機時に電力を消費せず、高速動作性及び高書き込み耐性を有し、また、メモリサイズを微細化可能であるＭＲＡＭは、次世代の論理集積回路として注目されている。
　ＭＲＡＭに使用される磁気抵抗効果素子は、記録層と参照層の間にトンネル障壁層となる非磁性層が挟まれた構造を基本とする。ＭＲＡＭの磁性層（記録層）に記録されたビット情報は、トンネル障壁層を通りＴＭＲ（Ｔｕｎｎｅｌ　Ｍａｇｎｅｔｏｒｅｓｉｓｔａｎｃｅ；トンネル磁気抵抗）効果を用いて読み出される。
　ところで、ＭＲＡＭに用いられる磁気抵抗効果素子で応用上重要となる特性は、（ｉ）熱安定性指数Δが大きいこと、（ｉｉ）書き込み電流ＩC0が小さいこと、（ｉｉｉ）磁気抵抗効果素子の磁気抵抗比（ＭＲ比）が大きいこと、（ｉｖ）素子サイズが小さいことである。（ｉ）は磁気メモリの不揮発性のため、（ｉｉ）はセルトランジスタのサイズを小さくしてセルサイズを小さくし、また消費電力を下げるため、（ｉｉｉ）は高速での読み出しに対応するため、（ｉｖ）はセル面積を小さくして大容量化するために要求される特性である。
　上記特性のうち（ｉ）熱安定性指数Δを大きくするため、ＭＲＡＭの基本構成の記録層に接する界面（Ｆｅ又はＣｏ等を含む磁性層とＯを含む層との界面）を増やした、いわゆる二重界面を備える磁気抵抗効果素子が開発された（図１５参照）。図１５に示すように、二重界面を備える磁気抵抗効果素子の記録層（Ａ１）は、トンネル障壁層となる第１の接合層（１１）と第２接合層（１２）に挟まれた構成を有する。本構成は、熱安定性指数Δが下記数１の式で表されることから、記録層に接する界面を増やすことにより界面磁気異方性エネルギー密度Ｋiを高めようとする技術思想に基づくものである。
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000001
　数１の式において、Ｅはエネルギー障壁、ｋBはボルツマン係数、Ｔは絶対温度、Ｋeffは単位体積あたりの実効磁気異方性エネルギー密度、ｔは膜厚、Ｋeffｔは単位面積あたりの実効磁気異方性エネルギー密度、Ｓは記録層の面積、Ｋiは界面磁気異方性エネルギー密度、Ｋbはバルク（結晶）磁気異方性エネルギー密度、Ｍsは飽和磁化、μ0は真空の透磁率である。なお、素子全体の単位面積あたりの実効磁気異方性エネルギー密度はＫeffｔ*で表される。
　しかしながら、二重界面を備える磁気抵抗効果素子においても、（ｉｖ）素子サイズを微細化すると素子の面積（Ｓ）が減少するため、大容量化において素子全体の高い実効磁気異方性エネルギー密度Ｋeffｔ*を確保して熱安定性指数Δを高めることが困難である、という課題があった。
　かかる二重界面を備える磁気抵抗効果素子の課題を解決するため、界面をさらに増やした、いわゆる四重界面を備える磁気抵抗効果素子が本発明者らにより提案された（特許文献１図８等参照）。記録層に接する障壁層や接合層との界面をさらに増やすことにより界面磁気異方性エネルギー密度Ｋiをさらに高め、素子の体積の減少による熱安定性指数Δの低下を改善しようとする技術思想に基づくものである。
特許第５６００３４４号公報
　しかしながら、上記特許文献１に開示された四重界面を備える磁気抵抗効果素子は、界面の数が増加することに伴い抵抗面積積ＲＡも上昇するため、上述したＭＲＡＭの応用に重要な特性の検討において抵抗面積積ＲＡの低減も併せて検討する必要が生じる。ここで、抵抗面積積ＲＡとは、抵抗に素子面積を乗じたものであり、理想的には素子サイズによらず一定となる値である。
　この磁気抵抗効果素子の抵抗面積積ＲＡを低減するには、記録層に接する障壁層や接合層の膜厚を薄くすることが求められるが、障壁層の膜厚を単純に薄くすると、上記（ｉｉｉ）磁気抵抗比（ＭＲ比）も低下してしまうため、磁気抵抗効果素子の応用に重要な特性の１つと両立できないという課題があった。
　さらには、いわゆる二重界面を有する磁気抵抗効果素子に比べ、四重界面を有する磁気抵抗効果素子は界面を増やしたことで熱安定性指数Δを高めることができるものの、素子を微細化した場合においてもより高い実効磁気異方性エネルギー密度Ｋeffｔ*をいかに確保するかは、依然として残された課題であった。
　本発明は、上記実情に鑑み、より微細な磁気抵抗効果素子のサイズが要求される次世代に向けて、いわゆる四重界面を備える磁気抵抗効果素子において、抵抗面積積ＲＡが小さく、磁気抵抗比（ＭＲ比）が大きく、かつ、実効磁気異方性エネルギー密度Ｋeffｔ*も大きい磁気抵抗効果素子の構成を見出し、完成させるに至ったものである。
　上記課題を解決するために、本発明の磁気抵抗効果素子は、第１の参照層（Ｂ１）と、前記第１の参照層（Ｂ１）に隣接して設けられる第１の接合層（１１）と、前記第１の接合層（１１）の前記第１の参照層（Ｂ１）とは反対側に隣接して設けられる第１の分割記録層（２）と、前記第１の分割記録層（２）の前記第１の接合層（１１）とは反対側に隣接して設けられる第２の接合層（１２）と、前記第２の接合層（１２）の前記第１の分割記録層（２）とは反対側に隣接して設けられる第２の分割記録層（３）と、前記第２の分割記録層（３）の前記第２の接合層（１２）とは反対側に隣接して設けられる第３の接合層（１３）と、を備え、前記第１の接合層（１１）、前記第２の接合層（１２）及び前記第３の接合層（１３）はＯ（酸素）を含み、前記第１の接合層（１１）はトンネル障壁層であり、前記第１の分割記録層（２）、前記第２の接合層（１２）及び前記第２の分割記録層（３）は、第１の記録層（Ａ１）を構成し、前記第１の分割記録層（２）、前記第１の接合層（１１）及び前記第１の参照層（Ｂ１）の磁気トンネル接合による磁気抵抗比（ＭＲ比）は、前記第２の分割記録層（３）、前記第１の接合層（１１）及び前記第１の参照層（Ｂ１）が磁気トンネル接合した場合の磁気抵抗比（ＭＲ比）より大きく、前記第２の接合層（１２）及び前記第３の接合層（１３）に隣接して挟まれた前記第２の分割記録層（３）の実効磁気異方性エネルギー密度（Ｋeffｔ）は、前記第２の接合層（１２）及び前記第３の接合層（１３）に前記第１の分割記録層（２）が隣接して挟まれた場合の前記第１の分割記録層（２）の実効磁気異方性エネルギー密度（Ｋeffｔ）より大きいことを特徴とする。
　前記第１の分割記録層（２）は少なくともＣｏを含み、前記第２の分割記録層（３）は少なくともＦｅを含み、前記第１の分割記録層（２）のＣｏ／Ｆｅ比は、前記第２の分割記録層（３）のＣｏ／Ｆｅ比より大きいことが望ましい。
　前記第２の分割記録層（３）は、前記第２の接合層（１２）と隣接して設けられる第３の磁性層（３ａ１）と、前記第３の磁性層（３ａ１）の前記第２の接合層（１２）とは反対側に隣接して設けられる第２の非磁性結合層（３ｂ１）と、前記第２の非磁性結合層（３ｂ１）の前記第３の磁性層（３ａ１）とは反対側に隣接して設けられる磁性結合層（３ａ２）と、前記磁性結合層（３ａ２）の前記第２の非磁性結合層（３ｂ１）とは反対側に隣接して設けられる第３の非磁性結合層（３ｂ２）と、前記第３の非磁性結合層（３ｂ２）の前記磁性結合層（３ａ２）とは反対側に隣接し、かつ、前記第３の接合層（１３）に隣接して設けられる第４の磁性層（３ａ３）と、を備えてもよい。
　前記第１の分割記録層（２）は、前記第１の接合層（１１）と隣接して設けられる第１の磁性層（２ａ１）と、前記第１の磁性層（２ａ１）の前記第１の接合層（１１）とは反対側に隣接して設けられる第１の非磁性結合層（２ｂ１）と、前記第１の非磁性結合層（２ｂ１）の前記第１の磁性層（２ａ１）とは反対側に隣接し、かつ、前記第２の接合層（１２）に隣接して設けられる第２の磁性層（２ａ２）と、を備えてもよい。
　また、本発明の磁気メモリは、上述の磁気抵抗効果素子を備える。
　さらに、本発明の磁気抵抗効果素子の成膜方法は、蒸着された第１の参照層（Ｂ１）上に第１の接合層（１１）を蒸着するステップと、蒸着された前記第１の接合層（１１）が最上部となる膜を加熱処理するステップと、加熱処理された前記膜を冷却処理するステップと、冷却処理された前記膜の前記第１の接合層（１１）上に第１の分割記録層（２）を蒸着するステップと、蒸着された前記第１の分割記録層（２）上に第２の接合層（１２）を蒸着するステップと、蒸着された前記第２の接合層（１２）上に第２の分割記録層（３）を蒸着するステップと、蒸着された前記第２の分割記録層（３）上に第３の接合層（１３）を蒸着するステップと、蒸着された前記第３の接合層（１３）上に、第２の参照層（Ｂ２）又は上部電極（Ｅ２）を蒸着するステップと、を含み、前記第２の接合層（１２）は、前記第２の分割記録層（３）を蒸着するステップの前に加熱冷却処理されず、前記第３の接合層（１３）は、前記第２の参照層（Ｂ２）又は前記上部電極（Ｅ２）を蒸着するステップの前に加熱冷却処理されないことを特徴とする。
　本発明によれば、記録層が３つの接合層と４つの面で接する、いわゆる四重界面の構成を有する磁気抵抗効果素子において、抵抗面積積ＲＡを小さくしつつ、高い磁気抵抗比と、高い実効磁気異方性エネルギー密度Ｋeffｔ*を両立させた磁気抵抗効果素子を提供することができる。
　また、記録層を障壁層に隣接した部分（第１の分割記録層）で高い磁気抵抗比となるように、障壁層に隣接していない部分（第２の分割記録層）で高い実効磁気異方性エネルギー密度Ｋeffｔ*となるように、別々に最適化することが可能な、磁気抵抗効果素子を提供することができる。さらに、かかる最適化の自由度が高い四重界面の磁気抵抗効果素子は、記録層の組成を制御し、たとえば記録層の第１の分割記録層のＣｏ／Ｆｅ比を第２の分割記録層のＣｏ／Ｆｅ比より大きくすることにより、抵抗面積積ＲＡを小さくしつつ、高い磁気抵抗比と、高い実効磁気異方性エネルギー密度Ｋeffｔ*を両立させることができる。
本発明の磁気抵抗効果素子の構成の一例の縦断面図を示す。 本発明の磁気抵抗効果素子の、第１の分割記録層及び第２の分割記録層の磁気抵抗比の関係を説明する図である。 本発明の磁気抵抗効果素子の、第２の分割記録層及び第１の分割記録層の実効磁気異方性エネルギー密度Ｋeffｔ*の関係を説明する図である。 本発明の磁気抵抗効果素子の構成の他の一例の縦断面図を示す。 本発明の磁気抵抗効果素子の構成の他の一例の縦断面図を示す。 本発明の磁気抵抗効果素子の構成の他の一例の縦断面図を示す。 本発明の磁気抵抗効果素子の構成の他の一例の縦断面図を示す。 本発明の磁気抵抗効果素子の構成の他の一例の縦断面図を示す。 本発明の磁気抵抗効果素子の構成の他の一例の縦断面図を示す。 本発明の磁気抵抗効果素子の構成の他の一例の縦断面図を示す。 本発明の磁気抵抗効果素子の構成の他の一例の縦断面図を示す。 本発明の磁気抵抗効果素子の構成の他の一例の縦断面図を示す。 本発明の磁気抵抗効果素子の構成の他の一例の縦断面図を示す。 本発明の磁気抵抗効果素子の構成の他の一例の縦断面図を示す。 本発明の磁気抵抗効果素子の構成の他の一例の縦断面図を示す。 本発明の磁気抵抗効果素子を複数個配置した磁気メモリのブロック図の一例である。 従来の磁気抵抗効果素子の構成の縦断面図を示す。 本発明の磁気抵抗効果素子の一例の構成において、磁気抵抗比を説明する図である。 本発明の磁気抵抗効果素子の一例の構成において、実効磁気異方性エネルギー密度Ｋeffｔを説明する図である。 第２の接合層の膜厚と抵抗面積積ＲＡとの関係を示す、グラフである。 第１の分割記録層及び第２の分割記録層の組成を変えた場合の、磁気抵抗比と実効磁気異方性エネルギー密度Ｋeffｔ*との関係を示す、グラフである。 第１の分割記録層のＣｏ／Ｆｅ比と磁気抵抗比との関係の評価に用いた、磁気抵抗効果膜の構成を示す。 第１の分割記録層のＣｏ／Ｆｅ比と磁気抵抗比との関係を示す、グラフである。 記録層のＢ濃度と磁気抵抗比との関係の評価に用いた、膜構成を示す。 記録層のＢ濃度と磁気抵抗比との関係を示す、グラフである。 第２の接合層の膜厚と、抵抗面積積ＲＡとの関係の評価に用いた、磁気抵抗効果膜構成を示す。 第２の接合層の膜厚と、磁気結合力Ｊexとの関係の評価に用いた、磁気抵抗効果膜構成を示す。 第２の接合層の膜厚と、磁気結合力Ｊex及び抵抗面積積ＲＡとの関係を示す、グラフである。 第２の分割記録層のＣｏ／Ｆｅ比と実効磁気異方性エネルギー密度Ｋeffｔ2との関係の評価に用いた、磁気抵抗効果膜の構成を示す。 第２の分割記録層のＣｏ／Ｆｅ比と実効磁気異方性エネルギー密度Ｋeffｔ2との関係を示す、グラフである。 磁性結合層が実効磁気異方性エネルギー密度Ｋeffｔ*及び磁気抵抗比に与える影響の評価に用いた、素子構成を示す。 磁性結合層の膜厚と実効磁気異方性エネルギー密度Ｋeffｔ*との関係を示す、グラフである。 磁性結合層の膜厚と磁気抵抗比との関係を示す、グラフである。 第１の非磁性結合層の膜厚と磁気抵抗比及び抵抗面積積ＲＡの関係の評価に用いた、膜構成を示す。 第１の非磁性結合層の膜厚と磁気抵抗比及び抵抗面積積ＲＡとの関係を示す、グラフである。 第２の磁性層をＦｅＢあるいはＣｏＦｅＢとした場合の、第２の接合層と実効磁気異方性エネルギー密度Ｋeffｔ*との関係の評価に用いた、膜構成を示す。 第２の磁性層をＦｅＢあるいはＣｏＦｅＢとした場合の、第２の接合層と実効磁気異方性エネルギー密度Ｋeffｔ*との関係を示す、グラフである。 本発明の磁気抵抗効果素子の他の一例の構成において、磁気抵抗比を説明する図である。 （ａ）は本発明の磁気抵抗効果素子のＴＥＭ画像、（ｂ）は従来の磁気抵抗効果素子のＴＥＭ画像である。 （ａ）に本発明の磁気抵抗効果素子の構成の他の一例の縦断面図、（ｂ）に従来の磁気抵抗効果素子の構成の一例の縦断面図を示す。 各素子サイズにおける熱安定性指数Δについて、本発明の磁気抵抗効果素子と従来の磁気抵抗効果素子を比較したグラフである。 ２２５℃に保持した状態での各素子サイズにおける熱安定性指数Δについて、本発明の磁気抵抗効果素子と従来の磁気抵抗効果素子を比較したグラフである。 各素子サイズにおける書き込み電流ＩC0について、本発明の磁気抵抗効果素子と従来の磁気抵抗効果素子を比較したグラフである。 各素子サイズにおける性能指数（Δ/ＩC0）について、本発明の磁気抵抗効果素子と従来の磁気抵抗効果素子を比較したグラフである。 （ａ）及び（ｂ）に従来の磁気抵抗効果素子の例、（ｃ）～（ｅ）に本発明の磁気抵抗効果素子の例の縦断面図を示す。 素子構成及び処理方法の異なる磁気抵抗効果素子毎のトンネル磁気抵抗比（ＴＭＲ比）を示したグラフである。 抵抗面積積ＲＡとトンネル磁気抵抗比（ＴＭＲ比）の相関について、本発明の磁気抵抗効果素子と従来の磁気抵抗効果素子を比較したグラフである。 （ａ）に第２の分割記録層中の第３の磁性層及び第４の磁性層のＣｏＦｅＢをＦｅＢに置き換えた場合の性能を評価するための、素子構成を示す。（ｂ）にＦｅＢの膜厚と実効磁気異方性エネルギー密度Ｋeffｔ2の相関を示す。 熱安定性指数Δと磁気結合力との関係の評価モデルを示す。 各分割記録層の磁化状態を示す。 分割記録層の磁化反転経路を示す。 磁化反転の各経路の磁気エネルギーの変化を示す。 Ｐａｔｈ－１における各分割記録層の磁化状態変化を示す。 Ｐａｔｈ－２における各分割記録層の磁化状態変化を示す。 Ｐａｔｈ－３における各分割記録層の磁化状態変化を示す。 実効磁気異方性エネルギー密度の中間ＭｇＯ層膜厚依存性を示す。 熱安定性指数Δの交換磁気結合力依存性を示す。 各磁化反転経路におけるエネルギー曲線を示す。 実効磁気異方性エネルギー密度の評価試料の構成を示す。 膜面垂直方向及び膜面平行方向のＭ－Ｈ曲線をプロットした模式図を示す。
　以下、図面を参照しながら、本発明の磁気抵抗効果素子及び磁気メモリについて詳細を説明する。
　なお、図は一例に過ぎず、また、符号を付して説明するが、本発明を何ら限定するものではない。
（実施の形態１）
―　素子の構成　―
　図１Ａに、本発明の実施の形態１の基本構成を示す。該磁気抵抗効果素子の基本構成は、第１の参照層（Ｂ１）／第１の接合層（１１）／第１の分割記録層（２）／第２の接合層（１２）／第２の分割記録層（３）／第３の接合層（１３）が順に隣接して配置されたものである。第１の分割記録層（２）／第２の接合層（１２）／第２の分割記録層（３）は第１の記録層（Ａ１）を構成し、第１の参照層（Ｂ１）及び第１の分割記録層（２）は第１の接合層（１１）により磁気トンネル接合する。
　該磁気抵抗効果素子が磁気メモリセルに接続されるときは、第１の参照層（Ｂ１）の第１の接合層（１１）とは反対側に設けられる下部電極層、及び、第３の接合層（１３）の第３の分割記録層（３）とは反対側に設けられる上部電極層を有する。
　第１の参照層（Ｂ１）は、磁化方向が固定された強磁性層である。該磁化方向は膜面垂直方向であることが望ましい。
　第１の参照層（Ｂ１）は少なくとも３ｄ強磁性遷移金属元素のいずれかを含む強磁性体であり、Ｃｏ、Ｆｅ、Ｎｉの少なくとも１つを含むことがより好ましい。具体的にはＣｏ、Ｆｅ、Ｎｉ、ＣｏＦｅ、ＦｅＮｉ、ＣｏＮｉ、ＣｏＢ、ＦｅＢ、ＮｉＢ、ＣｏＦｅＢ、ＦｅＰｔ、ＴｂＴｅＣｏ、ＭｎＡｌ、ＭｎＧａ等の元素の組み合わせが例示される。第１の参照層（Ｂ１）は、Ｗ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｓｉ、Ａｌ、Ｂ、Ｐｄ、Ｐｔ等の非磁性元素をさらに含んだ合金であってもよい。以上のように組み合わせられた元素のうち、一部の元素の含有量はごく微量であってもよく、材料の特性改善に用いられる添加剤等をさらに含んでいてもよい。
　また、第１の参照層（Ｂ１）の強磁性体の間に薄い非磁性結合層を挿入してもよい。該非磁性結合層の材料としては、Ｔａ、Ｗ、Ｈｆ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｏ，Ｔｉ、Ｍｇ、ＭｇＯ等が例示される。
　第１の参照層（Ｂ１）は単層からなっていても、積層あるいは多層となっていてもよいし、Ｐｔ、Ｒｕ、Ｉｒ、Ｒｈ、Ｗ、Ｎｉ等との積層や薄層フェリ構造等でもよい。
　さらに、第１の参照層（Ｂ１）の第１の接合層（１１）とは反対側に固定層等が隣接されていてもよい。
　第１の参照層（Ｂ１）の膜厚は、材料や層の構成によるが、概ね１ｎｍ～１３ｎｍ程度である。
　第１の接合層（１１）は、Ｏ（酸素）を含む材料が用いられる、本磁気抵抗効果素子の磁気抵抗に支配的なトンネル障壁層である。第１の参照層（Ｂ１）と第１の分割記録層（２）に挟まれた第１の接合層（１１）の材料の組み合わせで磁気抵抗変化率が大きく発現するよう、少なくともＯ及びＭｇを含むことが好ましい。ＭｇＯの他、Ａｌ2Ｏ3、ＭｇＡｌ2Ｏ4、ＳｉＯ2、ＴｉＯ、Ｈｆ2Ｏ等の酸素を含む絶縁体が用いられてもよく、これらの絶縁体に他の元素が微量に含まれていてもよい。以上のように組み合わせられた元素のうち、一部の元素の含有量はごく微量であってもよく、材料の特性改善に用いられる添加剤等をさらに含んでいてもよい。
　また、第１の接合層（１１）は第１の分割記録層（２）との界面において第１の分割記録層（２）に界面磁気異方性を生じるように酸素を含む材料を選択することがより望ましく、この点においてもＭｇＯがさらに望ましい。
　第１の接合層（１１）の膜厚は、磁気抵抗比を大きくするために０．５ｎｍ以上であることが好ましく、０．８ｎｍ以上であることがより好ましい。また、小さな抵抗面積積ＲＡとなるように１．２ｎｍ以下であることが好ましく、１．１ｎｍ以下、さらには１．０ｎｍ以下であることがより好ましい。よって、好ましくは０．５～１．２ｎｍの範囲、より好ましくは０．８～１．１ｎｍの範囲に調整される。
　第１の分割記録層（２）は磁化方向が反転可能な強磁性層である。該磁化方向は膜面垂直方向であることが望ましい。
　第１の分割記録層（２）は、第１の参照層（Ｂ１）との間に挟まれた第１の接合層（１１）での磁気トンネル接合による磁気抵抗比が大きくなる材料で構成されれば、特に限定されないが、少なくともＣｏ、Ｆｅ、Ｎｉ等の３ｄ強磁性遷移金属を含むことが望ましく、少なくともＣｏを含むことがさらに望ましい。具体例として、Ｃｏ、Ｆｅ、Ｎｉ、ＣｏＦｅ、ＦｅＮｉ、ＣｏＮｉ、ＣｏＢ、ＦｅＢ、ＮｉＢ、ＣｏＦｅＢ、ＦｅＰｔ、ＴｂＴｅＣｏ、ＭｎＡｌ、ＭｎＧａ等が挙げられ、なかでもＣｏ、ＣｏＦｅ、ＣｏＮｉ、ＣｏＢ、ＣｏＦｅＢがより望ましい。
　また、第１の分割記録層（２）は、第１の接合層（１１）との界面、及び、第２の接合層（１２）との界面で、膜面垂直方向に界面磁気異方性を有する材料がより望ましく、ＣｏＦｅ、ＣｏＦｅＢがさらに望ましい。
　また、第１の分割記録層（２）は、Ｗ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｓｉ、Ａｌ、Ｂ、Ｐｄ、Ｐｔ等の非磁性元素をさらに含んでもよい。なかでも、Ｂ、Ｖは、取り扱いやすさの面からも好ましい。
　さらに、第１の分割記録層（２）は、強磁性体の間に薄い非磁性結合層が１以上挿入されてもよく、該非磁性結合層の膜厚は０．３ｎｍ以下であることが好ましい。該非磁性結合層の材料としては、Ｔａ、Ｗ、Ｈｆ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｏ，Ｔｉ、Ｍｇ等が例示され、ＭｏやＷがより好ましい。
　第１の分割記録層（２）全体のＣｏ／Ｆｅ比は、第２の分割記録層（３）全体のＣｏ／Ｆｅ比より大きくすることが望ましい。なお、第２の分割記録層（３）の組成は後述する。Ｃｏ／Ｆｅ比に関し詳細は図１９を用いて後述するが、素子全体として、高い実効磁気異方性エネルギー密度Ｋeffｔ*及び高い磁気抵抗比を両立することができるからである。
　第１の分割記録層（２）全体のＣｏ／Ｆｅ比は、好ましくは０．０５以上であり、より好ましくは０．０９以上、さらに好ましくは０．１８以上０．３３以下である。一方、ＭｇＯによる界面垂直磁気異方性を得るためには、第１の分割記録層（２）は熱平衡状態で結晶構造がｂｃｃとなる組成域であること、好ましくは第１の分割記録層（２）の全体もしくは第１の接合層（１１）との界面における結晶構造がｂｃｃであることが望ましい。ＭｇＯ等の第１の接合層（１１）の結晶性とマッチングさせるためである。Ｃｏ－Ｆｅ合金において、Ｃｏ組成が７５ａｔ．％を超えると結晶構造がｆｃｃやｈｃｐとなり、好ましいｂｃｃ構造でなくなる。したがって、Ｃｏ組成は７５ａｔ．％を上限とすることが望ましい。このときのＦｅ組成は２５ａｔ．％であるので、Ｃｏ／Ｆｅ比は３（＝７５／２５）以下であることが好ましい。Ｃｏ／Ｆｅ比についての詳細は、図２０及び図２１を用いて後述する。
　第１の分割記録層（２）全体のＢ濃度は、第２の分割記録層（３）全体のＢ濃度よりも低くすることが望ましい。具体的には、第１の分割記録層（２）全体のＢ濃度は、２０ａｔ．％以上３５ａｔ．％以下であることが望ましく、２０ａｔ．％以上３０ａｔ．％以下であることがより望ましく、２１．９ａｔ．％以上３０ａｔ．％以下であることがさらに望ましい。Ｂ濃度についての詳細は、図２２及び図２３を用いて後述する。
　第１の分割記録層（２）の磁性層部分の膜厚の合計は１．６ｎｍ～３．２ｎｍの範囲にあることが好ましく、２．０ｎｍ～２．６ｎｍの範囲にあることがより好ましい。膜厚がより薄い場合も、膜厚がより厚い場合もともに、ＭｇＯ等を第１の接合層（１１）及び第２の接合層（１２）に用いた場合は垂直磁気異方性が弱まってしまうからである。
　第２の接合層（１２）は、Ｏ（酸素）を含む材料が用いられ、少なくともＭｇ及びＯを含むことが好ましい。ＭｇＯの他、Ａｌ2Ｏ3、ＭｇＡｌ2Ｏ4、ＳｉＯ2、ＴｉＯ、Ｈｆ2Ｏ、Ｔａ－Ｏ、Ｗ－Ｏ等の酸素を含む絶縁体が用いられてもよく、これらの絶縁体に他の元素が微量に含まれていてもよい。以上のように組み合わせられた元素のうち、一部の元素の含有量はごく微量であってもよく、材料の特性改善に用いられる添加剤等をさらに含んでいてもよい。
　第２の接合層（１２）は、第１の分割記録層（２）と第２の分割記録層（３）を磁気的に結合するとともに、垂直磁気異方性を付与する働きを有する。
　ここで、「２つの磁性層が磁気的に結合する」とは、磁性層間に単位面積当たりの磁気結合力Ｊexが働くこと、すなわち、磁気結合力Ｊexがゼロより大きいことである。該磁気結合力Ｊexは、磁化曲線の磁界のシフト量（シフト磁界Ｈex）と飽和磁化Ｍsと膜の面積Ｓで、数２の式のとおり表される。
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000002
　第２の接合層（１２）の膜厚は、抵抗面積積ＲＡを小さくする観点からは、１．２ｎｍ以下が好ましく、１．１ｎｍ以下がより好ましく、１．０ｎｍ以下であることがさらに好ましい。詳細は図１８及び図２５を用いて後述する。一方、磁気結合力Ｊexをゼロより大きく設定する観点からは、第２の接合層（１２）の膜厚は１．０ｎｍ以下であることが好ましく、０．９ｎｍ以下であることがより好ましく、０．８ｎｍ以下であることがさらに好ましい。詳細は図２４Ｂ及び図２５を用いて後述する。
　よって、低い抵抗面積積ＲＡ及びゼロより大きな磁気結合力Ｊexを両立する、１．０ｎｍ以下であることが好ましく、０．９ｎｍ以下であることがより好ましく、０．８ｎｍ以下であることがさらに好ましい。
　第２の分割記録層（３）は、磁化方向が反転可能な強磁性層であり、第１の分割記録層（２）とともに一体的に磁化反転することが可能である。該磁化方向は膜面垂直方向であることが望ましい。
　第２の分割記録層（３）は、少なくともＣｏ、Ｆｅ、Ｎｉ等の３ｄ強磁性遷移金属を含むことが望ましく、少なくともＦｅを含むことがさらに望ましい。具体例として、Ｃｏ、Ｆｅ、Ｎｉ、ＣｏＦｅ、ＦｅＮｉ、ＣｏＮｉ、ＣｏＢ、ＦｅＢ、ＮｉＢ、ＣｏＦｅＢ、ＦｅＰｔ、ＴｂＴｅＣｏ、ＭｎＡｌ、ＭｎＧａ等が挙げられ、なかでもＦｅ、ＣｏＦｅ、ＦｅＢ、ＣｏＦｅＢ、ＦｅＰｔがより望ましい。
　また、第２の分割記録層（３）は、第２の接合層（１２）との界面、及び、第３の接合層（１３）との界面で、膜面垂直方向に界面磁気異方性を有する材料がより望ましく、Ｆｅ、ＣｏＦｅ、ＦｅＢ、ＣｏＦｅＢがさらに望ましい。
　上記に加え、第２の分割記録層（３）は、Ｗ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｓｉ、Ａｌ、Ｂ、Ｐｄ、Ｐｔ等の非磁性元素をさらに含んでもよい。なかでも、Ｂ、Ｖは、取り扱いやすさの面からも好ましい。
　さらに、第２の分割記録層（３）は、強磁性体の間に約０．３ｎｍ以下の薄い非磁性結合層が１以上挿入されてもよい。該非磁性結合層の材料としては、Ｔａ、Ｗ、Ｈｆ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｔｉ、Ｍｇ等が例示され、ＭｏやＷがより好ましい。
　第２の分割記録層（３）全体のＣｏ／Ｆｅ比は、第１の分割記録層（２）全体のＣｏ／Ｆｅ比より低くすることが望ましい。詳細は図１９を用いて後述するが、素子全体として、高い実効磁気異方性エネルギー密度Ｋeffｔ*及び高い磁気抵抗比を両立することができるからである。
　第２の分割記録層（３）全体のＣｏ／Ｆｅ比は、好ましくは０．１１以下であり、より好ましくは０．０７以下である。詳細は図２６及び図２７を用いて後述するが、実効磁気異方性エネルギー密度Ｋeffｔ2を高めることにより、素子全体の実効磁気異方性エネルギー密度Ｋeffｔ*を高めることができるからである。
　第２の分割記録層（３）全体のＢ濃度は、第１の分割記録層（２）全体のＢ濃度よりも大きくすることが望ましい。Ｂ濃度についての詳細は、図２２及び図２３を用いて後述する。
　第２の分割記録層（３）の磁性層部分の膜厚の合計は１．６ｎｍ～３．０ｎｍの範囲にあることが好ましく、２．０ｎｍ～２．６ｎｍの範囲にあることがより好ましい。膜厚がより薄い場合も、膜厚がより厚い場合もともに、ＭｇＯ等を第２の接合層（１２）及び第３の接合層（１３）に用いた場合は第２の分割記録層（３）に十分な垂直磁気異方性が得られないからである。
　第３の接合層（１３）はＯ（酸素）を含む材料が用いられ、少なくともＭｇ及びＯを含むことが好ましい。ＭｇＯの他、Ａｌ2Ｏ3、ＭｇＡｌ2Ｏ4、ＳｉＯ2、ＴｉＯ、Ｈｆ2Ｏ、Ｔａ－Ｏ、Ｗ－Ｏ等の酸素を含む絶縁体が用いられてもよく、これらの絶縁体に他の元素が微量に含まれていてもよい。以上のように組み合わせられた元素のうち、一部の元素の含有量はごく微量であってもよく、材料の特性改善に用いられる添加剤等をさらに含んでいてもよい。
　第３の接合層（１３）の膜厚は、抵抗面積積ＲＡを小さくする観点からは、１．２ｎｍ以下が好ましく、１．１ｎｍ以下がより好ましく、１．０ｎｍ以下であることがさらに好ましい。
　上記組成で制御された磁気抵抗効果素子の磁気抵抗比は概ね６０％以上、抵抗面積積ＲＡは概ね７Ωμｍ2以下の範囲である。なお、第１の接合層（１１）と第２の接合層（１２）、第３の接合層（１３）の成膜条件を変えることにより、同一の膜厚範囲でより低い抵抗面積積ＲＡでより高い磁気抵抗比を実現することが可能である。
　以上に説明した各層から構成される磁気抵抗効果素子は、「第１の分割記録層（２）、第１の接合層（１１）及び第１の参照層（Ｂ１）の磁気トンネル接合による磁気抵抗比ＭＲａは、第２の分割記録層（３）、第１の接合層（１１）及び第１の参照層（Ｂ１）が磁気トンネル接合した場合の磁気抵抗比ＭＲｂより大きい」ことを特徴とする。
　ここで、「第１の分割記録層（２）、第１の接合層（１１）及び第１の参照層（Ｂ１）の磁気トンネル接合」は本発明の構成であり（図１Ｂ（ａ）参照）、「第２の分割記録層（３）、第１の接合層（１１）及び第１の参照層（Ｂ１）が磁気トンネル接合した場合」は仮に本発明に係る磁気抵抗効果素子の第１の分割記録層（２）が第２の分割記録層（３）に置き換えられた場合の構成であり、その他の層の構成は同じである（図１Ｂ（ｂ）参照）。
　図１Ｂ（ａ）に示すように、ＭＲａは、本発明の磁気抵抗効果素子の構成の第１の接合層（１１）における磁気抵抗比である。ＲPaは第１の参照層（Ｂ１）と第１の分割記録層（２）の磁化方向が平行の場合の抵抗を、ＲAPaは第１の参照層（Ｂ１）と第１の分割記録層（２）の磁化方向が反平行の場合の抵抗を示し、ＭＲａ＝（ＲAPa－ＲPa）／ＲPaで表される。
　一方、図１Ｂ（ｂ）に示すように、ＭＲｂは、仮に図１Ｂ（ａ）中の第１の分割記録層（２）を第２の分割記録層（３）に置き換えた場合の、第１の接合層（１１）における磁気抵抗比である。ＲPbは第１の参照層（Ｂ１）と第２の分割記録層（３）の磁化方向が平行の場合の抵抗を、ＲAPbは第１の参照層（Ｂ１）と第２の分割記録層（３）の磁化方向が反平行の場合の抵抗を示し、ＭＲｂ＝（ＲAPb－ＲPb）／ＲPbで表される。
　そして、磁気抵抗比ＭＲａ及び磁気抵抗比ＭＲｂの大小は、第１の分割記録層（２）と第２の分割記録層（３）の組成や膜厚に影響され、本発明の磁気抵抗効果素子はＭＲａ＞ＭＲｂとなる特徴を有する。磁気抵抗比の詳細は、図１６、図１９、数３等を用いて後述する。
　また、以上に説明した各層から構成される磁気抵抗効果素子は、「第２の接合層（１２）及び第３の接合層（１３）に隣接して挟まれた第２の分割記録層（３）の実効磁気異方性エネルギー密度（Ｋeffｔa）は、第２の接合層（１２）及び第３の接合層（１３）に第１の分割記録層（２）が隣接して挟まれた場合の第１の分割記録層（２）の実効磁気異方性エネルギー密度（Ｋeffｔb）より大きい」ことを特徴とする。
　ここで、「第２の接合層（１２）及び第３の接合層（１３）に隣接して挟まれた第２の分割記録層（３）」は本発明の構成であり（図１Ｃ（ａ）参照）、「第２の接合層（１２）及び第３の接合層（１３）に第１の分割記録層（２）が隣接して挟まれた場合」は仮に本発明に係る磁気抵抗効果素子の第２の分割記録層（３）が第１の分割記録層（２）に置き換えられた場合の構成であり、その他の層の構成は同じである（図１Ｃ（ｂ）参照）。
　図１Ｃ（ａ）に示すように、Ｋeffｔaは、本発明の磁気抵抗効果素子の構成の第２の分割記録層（３）における実効磁気異方性エネルギー密度である。
　一方、図１Ｃ（ｂ）に示すように、Ｋeffｔbは、仮に図１Ｃ（ａ）中の第２の分割記録層（３）を第１の分割記録層（２）に置き換えた場合の、第１の分割記録層（２）における実効磁気異方性エネルギー密度である。
　そして、実効磁気異方性エネルギー密度Ｋeffｔa及び実効磁気異方性エネルギー密度Ｋeffｔbの大小は、数１の式で表されるように、第２の接合層（１２）及び第３の接合層（１３）との間の界面磁気異方性エネルギー密度Ｋiや、第２の分割記録層（３）や第１の分割記録層（２）の飽和磁化Ｍs等により影響を受ける。つまり、第２の分割記録層（３）と第１の分割記録層（２）の組成や膜厚等により、本発明の磁気抵抗効果素子はＫeffｔa＞Ｋeffｔbとなる特徴を有する。実効磁気異方性エネルギー密度Ｋeffｔの詳細は、図１７、図１９、数４等を用いて後述する。
　以下、実施の形態１の構成に関する検討内容を説明する。
―　磁気抵抗比（ＭＲ比）について　―
　いわゆる四重界面を備える磁気抵抗効果素子の磁気抵抗比を大きくする点につき、磁気抵抗効果素子全体の磁気抵抗比であるＭＲを、第１の接合層（１１）における磁気抵抗比ＭＲ１と、第２の接合層（１２）における磁気抵抗比ＭＲ２に分解して検討を行った。
　図１６を用いて、本発明の磁気抵抗効果素子の構成における磁気抵抗比を説明する。ＭＲ１は第１の接合層（１１）における磁気抵抗比、ＭＲ２は第２の接合層（１２）における磁気抵抗比を示す。第１の接合層（１１）において、ＲP1は第１の参照層（Ｂ１）と第１の分割記録層（２）の磁化方向が平行の場合の抵抗を、ＲAP1は第１の参照層（Ｂ１）と第１の分割記録層（２）の磁化方向が反平行の場合の抵抗を示す。また、第２の接合層（１２）において、ＲP2は第１の分割記録層（２）と第２の分割記録層（３）の磁化方向が平行の場合の抵抗を示す。
　素子全体の磁気抵抗比ＭＲは、以下の数３の式で表される。
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000003
　ここで、Ａは素子サイズ（面積）、各ＲＡはそれぞれの層における抵抗面積積を表す。
　数３の式で導かれるように、素子全体の磁気抵抗比であるＭＲに、第２の接合層（１２）における磁気抵抗比であるＭＲ２の項は含まれない。すなわち、第２の接合層（１２）は素子全体のＭＲに寄与しない。この理由は、ＭＲ２＝（ＲAP2－ＲP2）／ＲP2で表されるが、第１の分割記録層（２）と第２の分割記録層（３）の磁化方向が常に平行であることを前提としているため、抵抗にＲAP2の項が現れないからである。
　かかる前提を実現するために重要なポイントの一つは、第１の分割記録層（２）と第２の分割記録層（３）の磁化が強磁性的に（磁気的に）結合することである。詳細は図２４Ｂ及び図２５を用いて後述する。
　数３の式から、素子全体の磁気抵抗比ＭＲは、第１の接合層（１１）における磁気抵抗比ＭＲ１に依存し、第２の接合層（１２）における磁気抵抗比ＭＲ２には依存しないことが明らかとなった。また、素子全体の磁気抵抗比ＭＲを大きくするには、磁気抵抗比ＭＲ１を最大化し、かつ、第２の接合層（１２）における抵抗面積積ＲP2Ａをできるだけ小さくすればよいことも数３の式から理解される。
　つまり、磁気抵抗比ＭＲ１を最大化するように第１の分割記録層（２）の材料を検討し、かつ、第２の接合層（１２）における抵抗面積積ＲP2Ａをできるだけ小さくするように第２の接合層（１２）の膜厚を小さくすれば、素子全体の磁気抵抗比ＭＲを大きくすることが可能であることが推察された。
―　実効磁気異方性エネルギー密度Ｋeffｔ*について　―
　いわゆる四重界面を備える磁気抵抗効果素子の実効磁気異方性エネルギー密度Ｋeffｔ*を大きくする点につき、磁気抵抗効果素子全体の実効磁気異方性エネルギー密度Ｋeffｔ*を、第１の分割記録層（２）における実効磁気異方性エネルギー密度Ｋeffｔ１と、第２の分割記録層（３）における実効磁気異方性エネルギー密度Ｋeffｔ２に分解して検討を行った。
　図１７を用いて、本発明の磁気抵抗効果素子の構成における実効磁気異方性エネルギー密度Ｋeffｔ*を説明する。Ｋeffｔ１は第１の分割記録層（２）における実効磁気異方性エネルギー密度、Ｋeffｔ２は第２の分割記録層（３）における実効磁気異方性エネルギー密度を示す。
　素子全体の実効磁気異方性エネルギー密度Ｋeffｔ*は、以下の数４の式で表される。
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000004
　数４及び数１の式から、素子全体の実効磁気異方性エネルギー密度Ｋeffｔ*を大きくするには、第１の分割記録層（２）及び／又は第２の分割記録層（３）の界面磁気異方性エネルギー密度Ｋiを大きくすることにより、実効磁気異方性エネルギー密度Ｋeffｔ１及び／又は実効磁気異方性エネルギー密度Ｋeffｔ２を大きくすればよいことが明らかとなった。
　なお、１つの層において、必ずしも磁気抵抗比を高めることと、実効磁気異方性エネルギー密度Ｋeffｔを大きくすることとが両立するとは限らない。しかし、本発明の磁気抵抗効果素子の場合、磁気抵抗比ＭＲ１を最大化するように材料を検討することが望ましい第１の分割記録層（２）についてではなく、素子全体の磁気抵抗比ＭＲに影響を与えない第２の分割記録層（３）について界面磁気異方性エネルギー密度Ｋiを大きくすることにより実効磁気異方性エネルギー密度Ｋeffｔ２を大きくすれば、素子全体として高い磁気抵抗比ＭＲと高い実効磁気異方性エネルギー密度Ｋeffｔ*を両立することが可能となる。
　つまり、本発明の四重界面を備える磁気抵抗効果素子は記録層中の磁性層が少なくとも２つの部分に分かれているため、各パラメータの最適化を分かれた磁性層等に対し別々に検討すればよいので、高い自由度で素子の最適化を検討することも可能となる。
―　抵抗面積積ＲＡの、接合層膜厚依存性について　―
　いわゆる四重界面を備える磁気抵抗効果素子は、界面の数が増加することに伴い抵抗面積積ＲＡも上昇することが知られている。そこで、抵抗面積積ＲＡの、接合層膜厚依存性について評価を行った。
　第１の接合層（１１）としてＭｇＯ（１．０ｎｍ）、第３の接合層（１３）としてＭｇＯ（０．８ｎｍ）、第２の接合層（１２）としてＭｇＯ（１．０ｎｍ～１．３ｎｍ）を配置した評価系を用い、抵抗面積積ＲＡを測定した。
　得られた第２の接合層（１２）の膜厚と抵抗面積積ＲＡの関係を、表１及び図１８に示した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
　表１及び図１８から、抵抗面積積ＲＡは第２の接合層（１２）の膜厚に対し指数関数的に増大することが分かった。
　つまり、小さな抵抗面積積ＲＡとなるようにするには、第２の接合層（１２）の膜厚は１．２ｎｍ以下であることが好ましく、１．１ｎｍ以下、さらには１．０ｎｍ以下であることがより好ましいことが分かった。なお、第２の接合層（１２）の膜厚を１．２ｎｍ以下等に小さく設定することは、低い抵抗面積積ＲＡに資するのみならず、上述したように高い磁気抵抗比を得ることにも資する。
　なお、本抵抗面積積ＲＡの、接合層膜厚依存性評価の結果は、抵抗面積積ＲＡが３つの接合層の抵抗の和であることから、次のように説明できる。
　第３の接合層（１３）は０．８ｎｍと薄いので無視でき、第１の接合層（１１）は１．０ｎｍと比較的厚いため５Ωμｍ2程度で抵抗面積積ＲＡに寄与する。一方で、抵抗面積積ＲＡは第２の接合層（１２）の膜厚に依存するが、第２の接合層（１２）の材料であるＭｇＯは絶縁体であるため、抵抗面積積ＲＡは指数関数的に増大する。
　したがって、図１８に示されるように、第２の接合層（１２）の膜厚を薄くすると抵抗面積積ＲＡは、ＲＡ＝５Ωμｍ2に対し漸近的に変化する。
―　第１の分割記録層（２）及び第２の分割記録層（３）の材料と、磁気抵抗比及び実効磁気異方性エネルギー密度Ｋeffｔ*について　―
　上記磁気抵抗比及び実効磁気異方性エネルギー密度Ｋeffｔ*の解析において、第１の分割記録層（２）は高い磁気抵抗比を実現できる材料、第２の分割記録層（３）は高い実効磁気異方性エネルギー密度Ｋeffｔ*を実現できる材料を検討すればよいことが分かった。
　そこで、どのような元素を含む材料が、磁気抵抗比と及び実効磁気異方性エネルギー密度Ｋeffｔ*のパラメータに影響を与えるのかの検証を行った。
　評価は、図１の素子構成において、第１の分割記録層（２）及び第２の分割記録層（３）に表２に示す材料を配置し、磁気抵抗比と実効磁気異方性エネルギー密度Ｋeffｔ*を測定した。
　得られた磁気抵抗比及び実効磁気異方性エネルギー密度Ｋeffｔ*の関係を、表２及び図１９に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000006
　表２及び図１９から、同じ第１の記録層（Ａ１）内における強磁性層の部分であっても、磁性層の材料を同一にする、あるいは入れ替えることにより、磁気抵抗比は１．５倍以上、実効磁気異方性エネルギー密度Ｋeffｔ*は１．３５倍以上、大きく異なることが分かった。
　また、第１の分割記録層（２）をＣｏＦｅＢ、第２の分割記録層（３）をＦｅＢとした試料Ｎｏ．２－３は、高い磁気抵抗比及び高い実効磁気異方性エネルギー密度Ｋeffｔ*を備えることが分かった。一方、第１の分割記録層（２）をＦｅＢ、第２の分割記録層（３）をＣｏＦｅＢとした試料Ｎｏ．２－４は、磁気抵抗比も実効磁気異方性エネルギー密度Ｋeffｔ*も小さいことが分かった。
　磁気抵抗比について検討したように、素子全体の磁気抵抗比ＭＲは第１の接合層（１１）における磁気抵抗比ＭＲ１のみ、すなわち、第１の分割記録層（２）の材料のみに依存する。この事実を表２及び図１９の結果と併せ、ＣｏＦｅＢを高い磁気抵抗比を与える目的で第１の分割記録層（２）に用い、ＦｅＢを高い実効磁気異方性エネルギー密度Ｋeffｔ*を与える目的で第２の分割記録層（３）に配置すれば、両方の特性を兼ね備える磁気抵抗効果素子を提供できるものと考えられる。換言すれば、第１の分割記録層（２）のＣｏ含有率を第２の分割記録層（３）に対して高めた構成にすれば、つまり、それぞれの磁性層のＣｏ／Ｆｅ比に着目して制御すればよいものと考えられる。
―　第１の分割記録層（２）のＣｏ／Ｆｅ比に対する磁気抵抗比について　―
　磁気抵抗比について検討したように、素子全体の磁気抵抗比を向上させるためには、第１の分割記録層（２）が高い磁気抵抗比を有する材料で構成されることが望ましい。さらに表２及び図１９の検討で、第１の分割記録層（２）のＣｏ／Ｆｅ比を大きくすると磁気抵抗比も増大することが分かった。そこで、第１の分割記録層（２）のＣｏ／Ｆｅ比に対する磁気抵抗比の評価を行った。
　評価用の素子の構成を図２０に示す。第１の分割記録層（２）のＣｏ／Ｆｅ比は、１以上の異なる層を重ねることにより調整した。第１の分割記録層（２）内に配置した磁性層の合計の膜厚ｔに対し、各層におけるＦｅ、Ｃｏ、Ｂの含有量に膜厚を乗じて合計し、第１の分割記録層（２）全体のＦｅ、Ｃｏ、Ｂの含有量とした。
　第１の分割記録層（２）のＣｏ／Ｆｅ比と、磁気抵抗比の関係を、表３及び図２１に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000007
　表３及び図２１から、本評価系において第１の分割記録層（２）にＣｏが含まれない場合は磁気抵抗比も７０％であったが、Ｃｏ／Ｆｅ比が０．０５以上になると磁気抵抗比が１００％を超え、その後０．３３程度まで高い磁気抵抗比を有することが分かった。
　一方、ＭｇＯによる界面垂直磁気異方性を得るためには、第１の分割記録層（２）の結晶構造がｂｃｃであることが望ましい。ＭｇＯ等の第１の接合層（１１）の結晶性とマッチングさせるためである。Ｃｏ－Ｆｅ合金において、Ｃｏ組成が７５ａｔ．％を超えると結晶構造がｆｃｃとなり、好ましいｂｃｃ構造でなくなる。したがって、Ｃｏ組成は７５ａｔ．％を上限とすることが望ましい。このときのＦｅ組成は２５ａｔ．％であるので、Ｃｏ／Ｆｅ比は３（＝７５／２５）以下であることが好ましい。
―　第１の分割記録層（２）及び第２の分割記録層（３）のＢ濃度について　―
　上述のとおり、第１の分割記録層（２）は磁気抵抗比を高めた材料で構成することが望ましい。また、第２の分割記録層（３）は実効磁気異方性エネルギー密度Ｋeffｔ２を高めた材料で構成することが望ましい。そこで、Ｃｏ、Ｆｅ以外で層構成の例として含有する、Ｂの濃度と磁気抵抗比との相関の評価を行った。
　評価用の素子構成を図２２に示す。
　２つのＭｇＯに挟まれた磁性層のＢ濃度と、磁気抵抗比の関係を、表４及び図２３に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000008
　表４及び図２３から、Ｂ濃度が減少すると磁気抵抗比が高くなる関係を有することが分かった。この結果は、磁性層中のＢ量が減少すると飽和磁化Ｍsが大きくなり、磁気抵抗比も大きくなるといった技術常識とも一致している。
　よって、第１の分割記録層（２）にはＢ濃度が低い材料を用い、本評価系において具体的には、磁気抵抗比が６０％を超える範囲となる、Ｂ濃度が２０ａｔ．％以上３５ａｔ．％以下であることが望ましく、２０ａｔ．％以上３０ａｔ．％以下であることがより望ましく、２１．９ａｔ．％以上３０ａｔ．％以下であることがさらに望ましい。
　逆に、Ｂ濃度が増大すると飽和磁化Ｍsは低下するが、実効磁気異方性エネルギー密度Ｋeffｔは大きくなる（数１等参照）。
　よって、高い実効磁気異方性エネルギー密度Ｋeffｔであることが望ましい第２の分割記録層（３）には、第１の分割記録層（２）よりＢ濃度が高い材料を用いることがより望ましい。
―　第２の接合層（１２）の膜厚について　―
　第２の接合層（１２）の膜厚は、抵抗面積積ＲＡを小さくする観点からは、図１８に示したように１．２ｎｍ以下が好ましく、１．１ｎｍ以下がより好ましく、１．０ｎｍ以下であることがさらに好ましい。一方、磁気結合力Ｊexをゼロより大きく、好ましくは０．０５ｍＪ／ｍ2以上に設定するため、第２の接合層（１２）の膜厚と磁気結合力Ｊexの関係を評価した。
　第２の接合層の膜厚と抵抗面積積ＲＡとの関係の評価用の膜構成を図２４Ａに、第２の接合層の膜厚と磁気結合力Ｊexとの関係の評価用の膜構成を図２４Ｂに示す。記録層（Ａ１）内の第２の接合層（１２）を介して作用する磁気結合力Ｊexを評価するために、第１の分割記録層（２）のうちの第２の接合層（１２）と直接接触する第２の磁性層（２ａ２）を参照層（Ｂ１）と直接接触させ、磁気的に固定する評価用の膜を用いた。
　膜面垂直方向に磁界を掃引する磁化曲線から第２の分割記録層（３）の磁化反転の磁界ゼロからのシフト磁界Ｈexを算出し、数２を用いて磁気結合力Ｊexを求めた。第２の接合層（１２）の膜厚と磁気結合力Ｊexの関係を示したのが、表５及び図２５である。図２５には対応する素子全体の抵抗面積積ＲＡ及びそれぞれのフィッティングカーブも併せて表示した。表５は、第２の接合層（１２）をＭｇＯとし膜厚を変えた場合の磁気結合力Ｊexを示したものである。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000009
　図２５から、第２の接合層（１２）の膜厚は、磁気結合力Ｊexがゼロより大きくなる、１．０ｎｍ以下であることが好ましく、磁気結合力Ｊexが０．０５ｍＪ／ｍ2以上となる、０．９ｎｍ以下であることがより好ましく、０．８ｎｍ以下であるとさらに好ましいことが分かった。なお、これらの膜厚の範囲の抵抗面積積ＲＡは十分に小さいことも確認された。
―　第２の分割記録層（３）のＣｏ／Ｆｅ比に対する実効磁気異方性エネルギー密度Ｋeffｔ２について　―
　上述のように、第２の分割記録層（３）は高い実効磁気異方性エネルギー密度Ｋeffｔ２を有することが望ましい。さらに図１９で検討したように、第２の分割記録層（３）のＣｏ／Ｆｅ比を小さくすると実効磁気異方性エネルギー密度Ｋeffｔ*が高められることが分かった。また、素子全体の実効磁気異方性エネルギー密度Ｋeffｔ*は、記録層を構成する各磁性層の実効磁気異方性エネルギー密度Ｋeffｔの和である（数４等参照）。そこで、第２の分割記録層（３）のＣｏ／Ｆｅ比に対する実効磁気異方性エネルギー密度Ｋeffｔ２の評価を行った。
　評価用の素子の構成を図２６に示す。第２の分割記録層（３）のＣｏ／Ｆｅ比は、１以上の異なる層を重ねることにより調整した。第２の分割記録層（３）内に配置した磁性層の合計の膜厚ｔに対し、各層におけるＦｅ、Ｃｏ、Ｂの含有量に膜厚を乗じて合計し、第２の分割記録層（３）全体のＦｅ、Ｃｏ、Ｂの含有量とした。
　第２の分割記録層（３）のＣｏ／Ｆｅ比と、実効磁気異方性エネルギー密度Ｋeffｔ２の関係を、表７及び図２７に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000010
　図２７から、Ｃｏ／Ｆｅ比が小さいほど実効磁気異方性エネルギー密度Ｋeffｔ２、すなわち素子全体の実効磁気異方性エネルギー密度Ｋeffｔ*が増加することが分かった。
　第２の分割記録層（３）全体のＣｏ／Ｆｅ比は、好ましくは０．１１以下であり、より好ましくは０．０７以下であれば、実効磁気異方性エネルギー密度Ｋeffｔ*を増大させることができる。
―　第１の接合層（１１）、第２の接合層（１２）及び第３の接合層（１３）の成膜方法と磁気抵抗比について　―
　実施の形態１において、第１の接合層（１１）における磁気抵抗比ＭＲ１を向上させて、素子全体の磁気抵抗比を増大させるには、上述したように各層の組成や膜厚を調整することの他、第１の接合層（１１）、第２の接合層（１２）及び第３の接合層（１３）それぞれの蒸着後、次の層の蒸着前に加熱冷却処理を制御するステップを含む成膜方法で成膜することが望ましい。具体的には、第２の接合層（１２）及び第３の接合層（１３）それぞれの蒸着後、次の層の蒸着前には加熱処理を行わないことが好ましい。さらに、第２の接合層（１２）及び第３の接合層（１３）それぞれの蒸着後、次の層の蒸着前には加熱処理を行わない上で、第１の接合層（１１）の蒸着後、次の層の蒸着前に加熱処理と冷却処理を行うことがより好ましい。
　加熱処理の温度は、１５０℃～４００℃の範囲が望ましく、２００℃～３００℃の範囲がより望ましい。また、加熱処理の時間は１００秒～４００秒の範囲が望ましく、２５０秒～３５０秒の範囲がより望ましい。
　加熱処理後の冷却処理方法に制限はないが、３００秒以上自然放冷することが例示される。
　上記のように、加熱冷却処理を制御するステップを含む成膜方法で成膜することが望ましい理由を、以下に説明する。
　まず、層を蒸着後に加熱処理を行うと、結晶構造が変化する等の理由で、磁気抵抗比が増大することが知られている。しかしながら、加熱処理は、磁気抵抗比を増大させるのみならず、抵抗面積積ＲＡも増大させる。
　ここで、上述した素子全体の磁気抵抗比ＭＲと抵抗面積積ＲＡの検討結果から、素子全体の磁気抵抗比ＭＲを大きくするには、第１の接合層（１１）の磁気抵抗比ＭＲ１を最大化し、かつ、第２の接合層（１２）における抵抗面積積ＲP2Ａ、及び、第３の接合層（１３）における抵抗面積積ＲP3Ａをできるだけ小さくすればよい。すなわち、第２の接合層（１２）及び第３の接合層（１３）それぞれの蒸着後には加熱処理を行わずに抵抗面積積ＲＡを下げるようにすることが望ましい。さらに、第１の接合層（１１）の蒸着後には続けて加熱処理を行い、磁気抵抗比を上げるようにすることがより望ましい。
　実施の形態１に加熱冷却処理を制御するステップを含む成膜方法を適用する場合の一例は、蒸着された第１の参照層（Ｂ１）上に第１の接合層（１１）を蒸着し、次の層の蒸着前に第１の接合層（１１）が最上部となる膜を加熱処理し、加熱処理した該膜を冷却処理し、冷却処理後に第１の接合層（１１）上に第１の分割記録層（２）を蒸着し、続けて第１の分割記録層（２）上に第２の接合層（１２）を蒸着し、続けて第２の接合層（１２）上に第２の分割記録層（３）を蒸着し、続けて第２の分割記録層（３）上に第３の接合層（１３）を蒸着し、続けて第３の接合層（１３）上に第２の参照層（Ｂ２）又は上部電極（Ｅ２）を蒸着するステップを含み、第２の接合層（１２）は、第２の分割記録層（３）を蒸着するステップの前に加熱冷却処理されず、第３の接合層（１３）は、第２の参照層（Ｂ２）又は上部電極（Ｅ２）を蒸着するステップの前に加熱冷却処理されない。
　実施の形態１に加熱冷却処理を制御するステップを含む成膜方法を適用する場合の他の一例は、蒸着された第３の接合層（１３）上に第２の分割記録層（３）を蒸着し、続けて第２の分割記録層（３）上に第２の接合層（１２）を蒸着し、続けて第２の接合層（１２）上に第１の分割記録層（２）を蒸着し、続けて第１の分割記録層（２）上に第１の接合層（１１）を蒸着し、次の層の蒸着前に第１の接合層（１１）が最上部となる膜を加熱処理し、加熱処理した該膜を冷却処理し、冷却処理後に第１の参照層（Ｂ１）を蒸着するステップを含み、第２の接合層（１２）は、第１の分割記録層（２）を蒸着するステップの前に加熱冷却処理されず、第３の接合層（１３）は、第２の分割記録層（３）を蒸着するステップの前に加熱冷却処理されない。
（実施の形態２）
―　素子の構成　―
　図２に、本発明の実施の形態２の基本構成を示す。該磁気抵抗効果素子の基本構成は、第１の参照層（Ｂ１）／第１の接合層（１１）／第１の分割記録層（２）／第２の接合層（１２）／第３の磁性層（３ａ１）／第２の非磁性結合層（３ｂ１）／磁性結合層（３ａ２）／第３の非磁性結合層（３ｂ２）／第４の磁性層（３ａ３）／第３の接合層（１３）が順に隣接して配置されたものである。第１の分割記録層（２）／第２の接合層（１２）／第３の磁性層（３ａ１）／第２の非磁性結合層（３ｂ１）／磁性結合層（３ａ２）／第３の非磁性結合層（３ｂ２）／第４の磁性層（３ａ３）は第１の記録層（Ａ１）を構成し、第１の参照層（Ｂ１）及び第１の分割記録層（２）は第１の接合層（１１）により磁気トンネル接合する。また、第３の磁性層（３ａ１）／第２の非磁性結合層（３ｂ１）／磁性結合層（３ａ２）／第３の非磁性結合層（３ｂ２）／第４の磁性層（３ａ３）は、第２の分割記録層（３）を構成する。
　該磁気抵抗効果素子が磁気メモリセルに接続されるときは、第１の参照層（Ｂ１）の第１の接合層（１１）とは反対側に設けられる下部電極層、及び、第３の接合層（１３）の第３の分割記録層（３）とは反対側に設けられる上部電極層を有する。
　実施の形態２は、以下の特徴を有する他、実施の形態１と同様である。
　第３の磁性層（３ａ１）及び第４の磁性層（３ａ３）は、磁化方向が反転可能な強磁性層である。該磁化方向は膜面垂直方向であることが望ましい。
　第３の磁性層（３ａ１）及び第４の磁性層（３ａ３）は、少なくともＣｏ、Ｆｅ、Ｎｉ等の３ｄ強磁性遷移金属を含むことが望ましく、少なくともＦｅを含むことがさらに望ましい。具体例として、Ｃｏ、Ｆｅ、Ｎｉ、ＣｏＦｅ、ＦｅＮｉ、ＣｏＮｉ、ＣｏＢ、ＦｅＢ、ＮｉＢ、ＣｏＦｅＢ、ＦｅＰｔ、ＴｂＴｅＣｏ、ＭｎＡｌ、ＭｎＧａ等が挙げられ、なかでもＦｅ、ＣｏＦｅ、ＦｅＢ、ＣｏＦｅＢ、ＦｅＰｔがより望ましい。
　また、第３の磁性層（３ａ１）は第２の接合層（１２）との界面、第４の磁性層（３ａ３）は第３の接合層（１３）との界面で、膜面垂直方向に界面磁気異方性を有する材料がより望ましく、Ｆｅ、ＣｏＦｅ、ＦｅＢ、ＣｏＦｅＢがさらに望ましい。
　また、第３の磁性層（３ａ１）及び第４の磁性層（３ａ３）は、Ｗ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｓｉ、Ａｌ、Ｂ、Ｐｄ、Ｐｔ等の非磁性元素をさらに含んでもよい。なかでも、Ｂ、Ｖは、取り扱いやすさの面からも好ましい。
　磁性結合層（３ａ２）は、磁化方向が反転可能な強磁性層である。該磁化方向は膜面垂直方向であることが望ましい。また、磁性結合層（３ａ２）は、第３の磁性層（３ａ１）及び第４の磁性層（３ａ３）が磁気的に結合して一体的に磁化反転するようにブリッジする目的でも挿入される。
　磁性結合層（３ａ２）は、少なくともＣｏ、Ｆｅ、Ｎｉ等の３ｄ強磁性遷移金属を含むことが望ましく、少なくともＦｅを含むことがさらに望ましい。具体例として、Ｃｏ、Ｆｅ、Ｎｉ、ＣｏＦｅ、ＦｅＮｉ、ＣｏＮｉ、ＣｏＢ、ＦｅＢ、ＮｉＢ、ＣｏＦｅＢ、ＦｅＰｔ、ＴｂＴｅＣｏ、ＭｎＡｌ、ＭｎＧａ等が挙げられ、なかでもＦｅ、ＣｏＦｅ、ＦｅＢ、ＣｏＦｅＢ、ＦｅＰｔがより望ましい。
　また、磁性結合層（３ａ２）は、Ｗ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｓｉ、Ａｌ、Ｂ、Ｐｄ、Ｐｔ等の非磁性元素をさらに含んでもよい。なかでも、Ｂ、Ｖは、取り扱いやすさの面からも好ましい。
　磁性結合層（３ａ２）の膜厚は、実効磁気異方性エネルギー密度Ｋeffｔ*を高めることができる、０．２ｎｍ以上が好ましく、０．４ｎｍ以上１．０ｎｍ以下がより好ましい。詳細は図２８～３０を用いて、後述する。
　第３の磁性層（３ａ１）、磁性結合層（３ａ２）及び第４の磁性層（３ａ３）の膜厚の合計は、１．６ｎｍ～３．０ｎｍの範囲にあることが好ましく、２．０ｎｍ～２．６ｎｍの範囲にあることがより好ましい。膜厚がより薄い場合も、膜厚がより厚い場合もともに、ＭｇＯ等を第２の接合層（１２）及び第３の接合層（１３）に用いた場合は第２の分割記録層（３）に十分な垂直磁気異方性が得られないからである。
　第３の磁性層（３ａ１）、磁性結合層（３ａ２）及び第４の磁性層（３ａ３）を合わせたＣｏ／Ｆｅ比は、第１の分割記録層（２）全体のＣｏ／Ｆｅ比より小さくすることが望ましい。素子全体として、高い実効磁気異方性エネルギー密度Ｋeffｔ*及び高い磁気抵抗比を両立することができるからである。
　第３の磁性層（３ａ１）、磁性結合層（３ａ２）及び第４の磁性層（３ａ３）を合わせたＣｏ／Ｆｅ比は、好ましくは０．１１以下であり、より好ましくは０．０７以下である。実効磁気異方性エネルギー密度Ｋeffｔ*を高めるためである。
　第３の磁性層（３ａ１）、磁性結合層（３ａ２）及び第４の磁性層（３ａ３）を合わせたＢ濃度は、第１の分割記録層（２）全体のＢ濃度よりも大きくすることが望ましい。Ｂ濃度が増大すると飽和磁化Ｍsは低下するが、実効磁気異方性エネルギー密度Ｋeffｔは大きくなるからである（数１等参照）。
　第２の非磁性結合層（３ｂ１）及び第３の非磁性結合層（３ｂ２）は、強磁性体の間に挿入され、Ｗ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｓｉ、Ａｌ、Ｂ、Ｐｄ、Ｐｔ等の非磁性元素を含む。なかでもＷ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｔｉ、Ｖ等が好ましく、Ｗ、Ｔａ、Ｍｏ、Ｖがより好ましい。
　また、２つの磁性層（第３の磁性層（３ａ１）及び第４の磁性層（３ａ３））の間の磁気結合力Ｊexをより増大させ、磁気抵抗効果素子の記録層の熱安定性指数Δをより高める観点からは、第２の非磁性結合層（３ｂ１）及び第３の非磁性結合層（３ｂ２）の膜厚は、それぞれ０．３ｎｍ以下であることが好ましく、０．２ｎｍ以下であることがより好ましい。
　なお、第２の非磁性結合層（３ｂ１）及び第３の非磁性結合層（３ｂ２）のいずれかの膜厚が０．２ｎｍ未満となった場合、スパッタ時間を調整して原子サイズ程度あるいはそれより薄い膜厚の層を作製することになるため、層が連続しているものも、層が連続していないものも含まれる。この点、格子に磁性層のＢ等を吸収する間隙があれば、垂直磁気異方性に対して寄与することが可能なため、層が連続していても連続していなくてもよい。
―　磁性結合層（３ａ２）の挿入について　―
　実施の形態１で説明したように、第２の分割記録層（３）は、実効磁気異方性エネルギー密度Ｋeffｔ２を大きくする層構成を有することを期待されている。
　そこで、磁性層に磁性結合層を挿入した場合、実効磁気異方性エネルギー密度Ｋeffｔ*及び磁気抵抗比にどのように寄与するかの評価を行った。
　評価用の素子の構成を図２８に示す。
　磁性結合層の膜厚と実効磁気異方性エネルギー密度Ｋeffｔ*の関係を、表７及び図２９に示す。また、磁性結合層の膜厚と磁気抵抗比の関係を、表８及び図３０に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000011
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000012
　表７及び図２９から、磁性結合層を挿入することにより実効磁気異方性エネルギー密度Ｋeffｔ*が大きくなることが分かった。すなわち、高い実効磁気異方性エネルギー密度Ｋeffｔ*が期待される第２の分割記録層（３）には、磁性結合層（３ａ２）を挿入することが望ましい。磁性結合層（３ａ２）の膜厚は、高い実効磁気異方性エネルギー密度Ｋeffｔ*の観点からは０．２ｎｍ以上が好ましく、０．４ｎｍ以上がより好ましい。一方、２つの磁性層（第３の磁性層（３ａ１）及び第４の磁性層（３ａ３））が垂直磁気異方性を有するように構成する観点からは、磁性結合層（３ａ２）の膜厚は１．６ｎｍ以下が好ましく、１．２ｎｍ以下がより好ましく、１．０ｎｍ以下がさらに好ましい。
　一方、表８及び図３０から、磁性結合層を挿入することにより磁気抵抗比が減少することが分かった。この事実からも、高い磁気抵抗比が期待される第１の分割記録層（２）には磁気結合層を挿入せず、第２の分割記録層（３）に磁性結合層（３ａ２）を挿入することがより望ましい。
（実施の形態３）
―　素子の構成　―
　図３に、本発明の実施の形態３の基本構成を示す。該磁気抵抗効果素子の基本構成は、第１の参照層（Ｂ１）／第１の接合層（１１）／第１の磁性層（２ａ１）／第１の非磁性結合層（２ｂ１）／第２の磁性層（２ａ２）／第２の接合層（１２）／第２の分割記録層（３）／第３の接合層（１３）が順に隣接して配置されたものである。第１の磁性層（２ａ１）／第１の非磁性結合層（２ｂ１）／第２の磁性層（２ａ２）／第２の接合層（１２）／第２の分割記録層（３）は第１の記録層（Ａ１）を構成し、第１の参照層（Ｂ１）及び第１の磁性層（２ａ１）は第１の接合層（１１）により磁気トンネル接合する。また、第１の磁性層（２ａ１）／第１の非磁性結合層（２ｂ１）／第２の磁性層（２ａ２）は、第１の分割記録層（２）を構成する。
　該磁気抵抗効果素子が磁気メモリセルに接続されるときは、第１の参照層（Ｂ１）の第１の接合層（１１）とは反対側に設けられる下部電極層、及び、第３の接合層（１３）の第３の分割記録層（３）とは反対側に設けられる上部電極層を有する。
　実施の形態３は、以下の特徴を有する他、実施の形態１と同様である。
　第１の磁性層（２ａ１）及び第２の磁性層（２ａ２）は磁化方向が反転可能な強磁性層である。該磁化方向は膜面垂直方向であることが望ましい。
　第１の磁性層（２ａ１）は、第１の参照層（Ｂ１）との間に挟まれた第１の接合層（１１）での磁気トンネル接合による磁気抵抗比が大きくなる材料で構成されれば、特に限定されないが、少なくともＣｏ、Ｆｅ、Ｎｉ等の３ｄ強磁性遷移金属を含むことが望ましく、少なくともＣｏを含むことがさらに望ましい。具体例として、Ｃｏ、Ｆｅ、Ｎｉ、ＣｏＦｅ、ＦｅＮｉ、ＣｏＮｉ、ＣｏＢ、ＦｅＢ、ＮｉＢ、ＣｏＦｅＢ、ＦｅＰｔ、ＴｂＴｅＣｏ、ＭｎＡｌ、ＭｎＧａ等が挙げられ、なかでもＣｏ、ＣｏＦｅ、ＣｏＮｉ、ＣｏＢ、ＣｏＦｅＢがより望ましい。
　また、第１の磁性層（２ａ１）は第１の接合層（１１）との界面、第２の磁性層（２ａ２）は第２の接合層（１２）との界面で、膜面垂直方向に界面磁気異方性を有する材料がより望ましく、ＣｏＦｅ、ＣｏＦｅＢがさらに望ましい。
　また、第１の磁性層（２ａ１）及び第２の磁性層（２ａ２）は、Ｗ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｓｉ、Ａｌ、Ｂ、Ｐｄ、Ｐｔ等の非磁性元素をさらに含んでもよい。なかでも、Ｂ、Ｖは、取り扱いやすさの面からも好ましい。
　第１の磁性層（２ａ１）及び第２の磁性層（２ａ２）を合わせたＣｏ／Ｆｅ比は、第２の分割記録層（３）全体のＣｏ／Ｆｅ比より大きくすることが望ましい。素子全体として、高い実効磁気異方性エネルギー密度Ｋeffｔ*及び高い磁気抵抗比を両立することができるからである。
　第１の磁性層（２ａ１）及び第２の磁性層（２ａ２）を合わせたＣｏ／Ｆｅ比は、好ましくは０．０５以上であり、より好ましくは０．０９以上、さらに好ましくは０．１８以上０．３３以下である。一方、第１の磁性層（２ａ１）は、ＭｇＯ等の第１の接合層（１１）の結晶性とマッチングさせるため、第１の磁性層（２ａ１）がＣｏＦｅＢの場合はＣｏがＦｅに対し７５：２５より大きくならないこと、すなわち、Ｃｏ／Ｆｅ比が３以下であることが好ましい。
　第１の磁性層（２ａ１）及び第２の磁性層（２ａ２）を合わせたＢ濃度は、第２の分割記録層（３）全体のＢ濃度よりも小さくすることが望ましい。具体的には、第１の磁性層（２ａ１）及び第２の磁性層（２ａ２）を合わせたＢ濃度は、２０ａｔ．％以上３５ａｔ．％以下であることが望ましく、２０ａｔ．％以上３０ａｔ．％以下であることがより望ましく、２１．９ａｔ．％以上３０ａｔ．％以下であることがさらに望ましい。
　第１の磁性層（２ａ１）及び第２の磁性層（２ａ２）の膜厚の合計は１．６ｎｍ～３．０ｎｍの範囲にあることが好ましく、２．０ｎｍ～２．６ｎｍの範囲にあることがより好ましい。膜厚がより薄い場合も、膜厚がより厚い場合もともに、ＭｇＯ等を第１の接合層（１１）及び第２の接合層（１２）に用いた場合は第１の分割記録層（２）に十分な垂直磁気異方性が得られないからである。また、第１の磁性層（２ａ１）の膜厚は、第２の磁性層（２ａ２）の膜厚より大きくてもよい。
　第１の非磁性結合層（２ｂ１）は、強磁性体の間に挿入され、Ｗ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｓｉ、Ａｌ、Ｂ、Ｐｄ、Ｐｔ等の非磁性元素を含む。なかでもＷ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｔｉ、Ｖ等が好ましく、Ｗ、Ｔａ、Ｍｏ、Ｖがより好ましい。
　また、２つの磁性層（第１の磁性層（２ａ１）及び第２の磁性層（２ａ２））の間の磁気結合力Ｊexをより増大させ、磁気抵抗効果素子の記録層の熱安定性指数Δをより高める観点からは、第１の非磁性結合層（２ｂ１）の膜厚は、それぞれ０．３３ｎｍ以下であることが好ましい。詳細は、図３１及び図３２を用いて後述する。
　なお、第１の非磁性結合層（２ｂ１）の膜厚が０．２ｎｍ未満となった場合、スパッタ時間を調整して原子サイズ程度あるいはそれより薄い膜厚の層を作製することになるため、層が連続しているものも、層が連続していないものも含まれる。この点、格子に磁性層のＢ等を吸収する間隙があれば、垂直磁気異方性に対して寄与することが可能なため、層が連続していても連続していなくてもよい。
―　第１の非磁性結合層（２ｂ１）の膜厚と磁気抵抗比について　―
　実施の形態１で説明したように、第１の分割記録層（２）は、磁気抵抗比を大きくする層構成を有することを期待されている。
　そこで、磁性層に非磁性結合層を挿入した場合、磁気抵抗比及び抵抗面積積ＲＡにどのように寄与するかの評価を行った。
　評価用の素子構成を図３１に示す。
　非磁性結合層の膜厚と磁気抵抗比及び抵抗面積積ＲＡの関係を、表９及び図３２に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000013
　表９及び図３２から、非磁性結合層の膜厚を増大させると、磁気抵抗比はその絶対値は十分高いものの低下し、又、測定範囲において抵抗面積積ＲＡはほぼ変化しないことが分かった。すなわち、高い磁気抵抗比が期待される第１の分割記録層（２）に、第１の非磁性結合層（２ｂ１）を０．４ｎｍ以下の膜厚で挿入することが望ましく、０．３３ｎｍ以下の膜厚で挿入することがより望ましい。
（実施の形態４）
　図４に、本発明の実施の形態４の基本構成を示す。該磁気抵抗効果素子の基本構成は、第１の参照層（Ｂ１）／第１の接合層（１１）／第１の磁性層（２ａ１）／第１の非磁性結合層（２ｂ１）／第２の磁性層（２ａ２）／第２の接合層（１２）／第３の磁性層（３ａ１）／第２の非磁性結合層（３ｂ１）／磁性結合層（３ａ２）／第３の非磁性結合層（３ｂ２）／第４の磁性層（３ａ３）／第３の接合層（１３）が順に隣接して配置されたものである。第１の磁性層（２ａ１）／第１の非磁性結合層（２ｂ１）／第２の磁性層（２ａ２）／第２の接合層（１２）／第３の磁性層（３ａ１）／第２の非磁性結合層（３ｂ１）／磁性結合層（３ａ２）／第３の非磁性結合層（３ｂ２）／第４の磁性層（３ａ３）は第１の記録層（Ａ１）を構成し、第１の参照層（Ｂ１）及び第１の磁性層（２ａ１）は第１の接合層（１１）により磁気トンネル接合する。また、第１の磁性層（２ａ１）／第１の非磁性結合層（２ｂ１）／第２の磁性層（２ａ２）は第１の分割記録層（２）を構成し、第３の磁性層（３ａ１）／第２の非磁性結合層（３ｂ１）／磁性結合層（３ａ２）／第３の非磁性結合層（３ｂ２）／第４の磁性層（３ａ３）は第２の分割記録層（３）を構成する。
　該磁気抵抗効果素子が磁気メモリセルに接続されるときは、第１の参照層（Ｂ１）の第１の接合層（１１）とは反対側に設けられる下部電極層、及び、第３の接合層（１３）の第３の分割記録層（３）とは反対側に設けられる上部電極層を有する。実施の形態４の詳細は、実施の形態２及び３と同様である。
（実施の形態５）
　図５に、本発明の実施の形態５の基本構成を示す。該磁気抵抗効果素子の基本構成は、下部電極（Ｅ１）／第１の参照層（Ｂ１）／第１の接合層（１１）／第１の分割記録層（２）／第２の接合層（１２）／第２の分割記録層（３）／第３の接合層（１３）／上部電極（Ｅ２）が順に隣接して配置されたものである。第１の分割記録層（２）／第２の接合層（１２）／第２の分割記録層（３）は第１の記録層（Ａ１）を構成し、第１の参照層（Ｂ１）及び第１の分割記録層（２）は第１の接合層（１１）により磁気トンネル接合する。
　実施の形態５は、以下の特徴を有する他、実施の形態１と同様である。
　下部電極（Ｅ１）は、第１の参照層（Ｂ１）の第１の接合層（１１）とは反対側の端面に接続されている。
　下部電極（Ｅ１）の積層構造はＴａ（５ｎｍ）／Ｒｕ（５ｎｍ）／Ｔａ（１０ｎｍ）／Ｐｔ（５ｎｍ）、Ｔａ（５ｎｍ）／ＴａＮ（２０ｎｍ）等が例示される。
　上部電極（Ｅ２）は、第３の接合層（１３）の第１の記録層（Ａ１）とは反対側の端面に接続されている。
　上部電極（Ｅ２）の積層構造は、Ｔａ（５０ｎｍ）、Ｔａ（５ｎｍ）／Ｒｕ（５０ｎｍ）、Ｒｕ（１～５０ｎｍ）、Ｐｔ（１～５０ｎｍ）、ＣｏＦｅＢ（０．２～１．５ｎｍ）／Ｒｕ（５）／Ｔａ（５０ｎｍ）等が例示される。
（実施の形態６）
　図６に、本発明の実施の形態６の基本構成を示す。該磁気抵抗効果素子の基本構成は、下部電極（Ｅ１）／第１の参照層（Ｂ１）／第１の接合層（１１）／第１の分割記録層（２）／第２の接合層（１２）／第３の磁性層（３ａ１）／第２の非磁性結合層（３ｂ１）／磁性結合層（３ａ２）／第３の非磁性結合層（３ｂ２）／第４の磁性層（３ａ３）／第３の接合層（１３）／上部電極（Ｅ２）が順に隣接して配置されたものである。第１の分割記録層（２）／第２の接合層（１２）／第３の磁性層（３ａ１）／第２の非磁性結合層（３ｂ１）／磁性結合層（３ａ２）／第３の非磁性結合層（３ｂ２）／第４の磁性層（３ａ３）は第１の記録層（Ａ１）を構成し、第１の参照層（Ｂ１）及び第１の分割記録層（２）は第１の接合層（１１）により磁気トンネル接合する。また、第３の磁性層（３ａ１）／第２の非磁性結合層（３ｂ１）／磁性結合層（３ａ２）／第３の非磁性結合層（３ｂ２）／第４の磁性層（３ａ３）は、第２の分割記録層（３）を構成する。
　実施の形態６の詳細は、実施の形態２及び５と同様である。
（実施の形態７）
　図７に、本発明の実施の形態７の基本構成を示す。該磁気抵抗効果素子の基本構成は、下部電極（Ｅ１）／第１の参照層（Ｂ１）／第１の接合層（１１）／第１の磁性層（２ａ１）／第１の非磁性結合層（２ｂ１）／第２の磁性層（２ａ２）／第２の接合層（１２）／第２の分割記録層（３）／第３の接合層（１３）／上部電極（Ｅ２）が順に隣接して配置されたものである。第１の磁性層（２ａ１）／第１の非磁性結合層（２ｂ１）／第２の磁性層（２ａ２）／第２の接合層（１２）／第２の分割記録層（３）は第１の記録層（Ａ１）を構成し、第１の参照層（Ｂ１）及び第１の磁性層（２ａ１）は第１の接合層（１１）により磁気トンネル接合する。また、第１の磁性層（２ａ１）／第１の非磁性結合層（２ｂ１）／第２の磁性層（２ａ２）は、第１の分割記録層（２）を構成する。
　実施の形態７の詳細は、実施の形態３及び５と同様である。
（実施の形態８）
　図８に、本発明の実施の形態８の基本構成を示す。該磁気抵抗効果素子の基本構成は、下部電極（Ｅ１）／第１の参照層（Ｂ１）／第１の接合層（１１）／第１の磁性層（２ａ１）／第１の非磁性結合層（２ｂ１）／第２の磁性層（２ａ２）／第２の接合層（１２）／第３の磁性層（３ａ１）／第２の非磁性結合層（３ｂ１）／磁性結合層（３ａ２）／第３の非磁性結合層（３ｂ２）／第４の磁性層（３ａ３）／第３の接合層（１３）／上部電極（Ｅ２）が順に隣接して配置されたものである。第１の磁性層（２ａ１）／第１の非磁性結合層（２ｂ１）／第２の磁性層（２ａ２）／第２の接合層（１２）／第３の磁性層（３ａ１）／第２の非磁性結合層（３ｂ１）／磁性結合層（３ａ２）／第３の非磁性結合層（３ｂ２）／第４の磁性層（３ａ３）は第１の記録層（Ａ１）を構成し、第１の参照層（Ｂ１）及び第１の磁性層（２ａ１）は第１の接合層（１１）により磁気トンネル接合する。また、第１の磁性層（２ａ１）／第１の非磁性結合層（２ｂ１）／第２の磁性層（２ａ２）は第１の分割記録層（２）を構成し、第３の磁性層（３ａ１）／第２の非磁性結合層（３ｂ１）／磁性結合層（３ａ２）／第３の非磁性結合層（３ｂ２）／第４の磁性層（３ａ３）は第２の分割記録層（３）を構成する。
　実施の形態８の詳細は、実施の形態４及び５と同様である。
（変形例１）
　本発明の実施の形態３等における、第１の分割記録層（２）の変形例１について説明する。
　実施の形態３（図３）において、第２の磁性層（２ａ２）は第１の分割記録層（２）の一部を構成し、第１の磁性層（２ａ１）とともにトンネル障壁層となる第１の接合層（１１）での磁気トンネル接合による磁気抵抗比が大きくなる材料で構成されるように、少なくともＣｏ、Ｆｅ、Ｎｉ等の３ｄ強磁性遷移金属を含むことが望ましく、少なくともＣｏを含むことがさらに望ましいとした。すなわち、Ｃｏ／Ｆｅ比を高めること等が望まれた。
　しかしながら、図３３及び図３４を用いて後述するように、第１の分割記録層（２）をさらに分割した第１の磁性層（２ａ１）及び第２の磁性層（２ａ２）においては、第１の接合層（１１）での磁気トンネル接合による磁気抵抗比の増大に関し、第１の磁性層（２ａ１）に比べて第２の磁性層（２ａ２）の寄与は相対的には小さいことが分かった。
　一方、第２の分割記録層（３）は、実効磁気異方性エネルギー密度Ｋeffｔ*が大きくなる材料で構成されるように、少なくともＣｏ、Ｆｅ、Ｎｉ等の３ｄ強磁性遷移金属を含むことが望ましく、少なくともＦｅを含むことがさらに望ましいとした。すなわち、Ｃｏ／Ｆｅ比を低減させること等が望まれた。
　ここで、第１の分割記録層（２）の第２の磁性層（２ａ２）においても、実効磁気異方性エネルギー密度Ｋeffｔ*が大きくなる材料で構成されるように、少なくともＦｅを含み、Ｃｏ／Ｆｅ比を低減させたところ、素子全体として、磁気抵抗比は影響を受けずに実効磁気異方性エネルギー密度Ｋeffｔ*がさらに増大することが分かった。
　かかる評価に用いた素子の構成を図３３に示す。
　第１の分割記録層（２）の第１の磁性層（２ａ１）をＣｏＦｅＢ２５（１．４ｎｍ）とし、第２の磁性層（２ａ２）の材料及び膜厚をＦｅＢ（０．９ｎｍ）又はＣｏＦｅＢ（１．０ｎｍ）とし、実効磁気異方性エネルギー密度Ｋeffｔ*の、第２の接合層（１２）の膜厚依存性を評価した。抵抗面積積ＲＡは５Ωμｍ2であった。
　試料の構成及び評価結果を、表１０及び図３４に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000014
　図３４から、第１の分割記録層（２）の第２の磁性層（２ａ２）をＣｏＦｅＢからＣｏを含まないＦｅＢとすることにより、実効磁気異方性エネルギー密度Ｋeffｔ*がさらに増大することが分かった。なお、試料Ｎｏ．１０－１～試料Ｎｏ．１０－８において、磁気抵抗比は１４０％～１６０％の範囲にあり、高い磁気抵抗比を維持したままであることも確認した。
　以上から、第１の分割記録層（２）を有する実施の形態３等の変形例１における構成、すなわち、第１の分割記録層（２）の第１の磁性層（２ａ１）のＣｏ／Ｆｅ比を、第１の分割記録層（２）の第２の磁性層（２ａ２）、第２の分割記録層（３）中の第３の磁性層（３ａ１）、磁性結合層（３ａ２）及び第４の磁性層（３ａ３）のＣｏ／Ｆｅ比より大きくした構成においても、抵抗面積積ＲＡを小さくしつつ、高い磁気抵抗比と、高い実効磁気異方性エネルギー密度Ｋeffｔ*を両立させた磁気抵抗効果素子を提供することができる。
（実施の形態９）
　図９に、本発明の実施の形態９の基本構成を示す。該磁気抵抗効果素子の基本構成は、第１の参照層（Ｂ１）／第１の接合層（１１）／第１の分割記録層（２）／第２の接合層（１２）／第３の磁性層（３ａ１）／第２の非磁性結合層（３ｂ１）／磁性結合層（３ａ２）／第３の非磁性結合層（３ｂ２）／第４の磁性層（３ａ３）／第３の接合層（１３）／第２の参照層（Ｂ２）が順に隣接して配置されたものである。第１の分割記録層（２）／第２の接合層（１２）／第３の磁性層（３ａ１）／第２の非磁性結合層（３ｂ１）／磁性結合層（３ａ２）／第３の非磁性結合層（３ｂ２）／第４の磁性層（３ａ３）は第１の記録層（Ａ１）を構成し、第１の参照層（Ｂ１）及び第１の分割記録層（２）は第１の接合層（１１）により磁気トンネル接合し、第４の磁性層（３ａ３）及び第２の参照層（Ｂ２）は第３の接合層（１３）によりトンネル接合する。また、第３の磁性層（３ａ１）／第２の非磁性結合層（３ｂ１）／磁性結合層（３ａ２）／第３の非磁性結合層（３ｂ２）／第４の磁性層（３ａ３）は、第２の分割記録層（３）を構成する。
　該磁気抵抗効果素子が磁気メモリセルに接続されるときは、第１の参照層（Ｂ１）の第１の接合層（１１）とは反対側に設けられる下部電極層、及び、第２の参照層（Ｂ２）の第３の接合層（１３）とは反対側に設けられる上部電極層を有する。
　実施の形態９は、以下の特徴を有する他、実施の形態２と同様である。
　第２の参照層（Ｂ２）は、第３の接合層（１３）の第１の記録層（Ａ１）とは反対側に隣接してに配置され、磁化方向が固定された強磁性層である。該磁化方向は膜面垂直方向であることが望ましい。
　第２の参照層（Ｂ２）は少なくともＣｏ、Ｆｅ、Ｎｉのいずれかを含む強磁性体であり、３ｄ強磁性遷移金属元素を少なくとも１つを含むことがより好ましく、具体的にはＣｏ、Ｆｅ、Ｎｉ、ＣｏＦｅ、ＦｅＮｉ、ＣｏＮｉ、ＣｏＢ、ＦｅＢ、ＮｉＢ、ＣｏＦｅＢ、ＦｅＰｔ、ＴｂＴｅＣｏ、ＭｎＡｌ、ＭｎＧａ等が挙げられる。Ｗ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｓｉ、Ａｌ、Ｂ、Ｐｄ、Ｐｔ等の非磁性元素をさらに含んでもよい。
　また、第２の参照層（Ｂ２）の強磁性体の間に薄い非磁性結合層を挿入してもよい。該非磁性結合層の材料としては、Ｔａ、Ｗ、Ｈｆ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｏ，Ｔｉ、Ｍｇ、ＭｇＯ等が例示される。
　第１の参照層（Ｂ２）は単層からなっていても、積層あるいは多層となっていてもよいし、Ｐｔ、Ｒｕ、Ｉｒ、Ｒｈ、Ｗ、Ｎｉ等との積層や薄層フェリ構造等でもよい。
　さらに、第２の参照層（Ｂ２）の第３の接合層（３１）とは反対側に固定層等が隣接されていてもよい。
　実施の形態９において、第３の接合層（１３）は、Ｏ（酸素）を含む材料が用いられるトンネル障壁層となる。好ましくは第２の参照層（Ｂ２）と第４の磁性層（３ａ３）に挟まれた第３の接合層（１３）の材料の組み合わせで磁気抵抗変化率が大きく発現するよう、少なくともＯ及びＭｇを含むことが好ましい。ＭｇＯの他、Ａｌ2Ｏ3、ＭｇＡｌ2Ｏ4、ＳｉＯ2、ＴｉＯ、Ｈｆ2Ｏ等の酸素を含む絶縁体が用いられてもよく、これらの絶縁体に他の元素が微量に含まれていてもよい。以上のように組み合わされた元素のうち、一部の元素の含有量はごく微量であってもよく、材料の特性改善に用いられる添加剤等をさらに含んでいてもよい。
　また、第３の接合層（１３）は第４の磁性層（３ａ３）との界面において第４の磁性層（３ａ３）に界面磁気異方性を生じるように酸素を含む材料を選択することがより望ましく、この点においてもＭｇＯがさらに望ましい。
　第３の接合層（１３）の膜厚は、磁気抵抗比を大きくするために０．５ｎｍ以上であることが好ましく、０．８ｎｍ以上であることがより好ましい。
　実施の形態９において、第２の分割記録層（３）中の第３の磁性層（３ａ１）は、磁化方向が反転可能な強磁性層である。該磁化方向は膜面垂直方向であることが望ましい。
　第３の磁性層（３ａ１）は、少なくともＣｏ、Ｆｅ、Ｎｉ等の３ｄ強磁性遷移金属を含むことが望ましく、少なくともＦｅを含むことがさらに望ましい。具体例として、Ｃｏ、Ｆｅ、Ｎｉ、ＣｏＦｅ、ＦｅＮｉ、ＣｏＮｉ、ＣｏＢ、ＦｅＢ、ＮｉＢ、ＣｏＦｅＢ、ＦｅＰｔ、ＴｂＴｅＣｏ、ＭｎＡｌ、ＭｎＧａ等が挙げられ、なかでもＦｅ、ＣｏＦｅ、ＦｅＢ、ＣｏＦｅＢ、ＦｅＰｔがより望ましい。
　また、第３の磁性層（３ａ１）は第２の接合層（１２）との界面で、膜面垂直方向に界面磁気異方性を有する材料がより望ましく、Ｆｅ、ＣｏＦｅ、ＦｅＢ、ＣｏＦｅＢがさらに望ましい。
　また、第３の磁性層（３ａ１）は、Ｗ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｓｉ、Ａｌ、Ｂ、Ｐｄ、Ｐｔ等の非磁性元素をさらに含んでもよい。なかでも、Ｂ、Ｖは、取り扱いやすさの面からも好ましい。
　実施の形態９において、第２の分割記録層（３）中の第４の磁性層（３ａ３）は磁化方向が反転可能な強磁性層である。該磁化方向は膜面垂直方向であることが望ましい。
　第４の磁性層（３ａ３）は、第２の参照層（Ｂ２）との間に挟まれた第３の接合層（１３）での磁気トンネル接合による磁気抵抗比が大きくなる材料で構成されれば、特に限定されないが、少なくともＣｏ、Ｆｅ、Ｎｉ等の３ｄ強磁性遷移金属を含むことが望ましく、少なくともＣｏを含むことがさらに望ましい。具体例として、Ｃｏ、Ｆｅ、Ｎｉ、ＣｏＦｅ、ＦｅＮｉ、ＣｏＮｉ、ＣｏＢ、ＦｅＢ、ＮｉＢ、ＣｏＦｅＢ、ＦｅＰｔ、ＴｂＴｅＣｏ、ＭｎＡｌ、ＭｎＧａ等が挙げられ、なかでもＣｏ、ＣｏＦｅ、ＣｏＮｉ、ＣｏＢ、ＣｏＦｅＢがより望ましい。
　また、第４の磁性層（３ａ３）は第３の接合層（１３）との界面で、磁気抵抗比を増大させる材料がより望ましく、Ｃｏ、ＣｏＦｅ、ＣｏＮｉ、ＣｏＢ、ＣｏＦｅＢがさらに望ましい。
　また、第４の磁性層（３ａ３）は、Ｗ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｓｉ、Ａｌ、Ｂ、Ｐｄ、Ｐｔ等の非磁性元素をさらに含んでもよい。なかでも、Ｂ、Ｖは、取り扱いやすさの面からも好ましい。
　第４の磁性層（３ａ３）のＣｏ／Ｆｅ比は、第３の磁性層（３ａ１）のＣｏ／Ｆｅ比より大きくすることが望ましい。素子全体として、高い実効磁気異方性エネルギー密度Ｋeffｔ*及び高い磁気抵抗比を両立することができるからである。
　第３の磁性層（３ａ１）のＣｏ／Ｆｅ比は、好ましくは０．１１以下であり、より好ましくは０．０７以下である。実効磁気異方性エネルギー密度Ｋeffｔ*を高めるためである。
　第４の磁性層（３ａ３）のＣｏ／Ｆｅ比は、磁気抵抗比を増大させるため好ましくは０．０５以上であり、より好ましくは０．０９以上である。一方、第４の磁性層（３ａ３）は、結晶構造がｂｃｃであるＭｇＯ等の第３の接合層（１３）の結晶性とマッチングさせるため、第４の磁性層（３ａ３）がＣｏＦｅＢの場合はＣｏがＦｅに対し７５：２５より大きくならないこと、すなわち、Ｃｏ／Ｆｅ比が３以下であることが好ましい。
　また、第４の磁性層（３ａ３）のＢ濃度は、第３の磁性層（３ａ１）のＢ濃度より低くすることが望ましい。具体的には、第４の磁性層（３ａ３）のＢ濃度は、２０ａｔ．％以上３５ａｔ．％以下であることが望ましく、２０ａｔ．％以上３０ａｔ．％以下であることがより望ましく、２１．９ａｔ．％以上３０ａｔ．％以下であることがさらに望ましい。
　第３の磁性層（３ａ１）、磁性結合層（３ａ２）及び第４の磁性層（３ａ３）の膜厚の合計は、１．６ｎｍ～３．０ｎｍの範囲にあることが好ましく、２．０ｎｍ～２．６ｎｍの範囲にあることがより好ましい。膜厚がより薄い場合も、膜厚がより厚い場合もともに、ＭｇＯ等を第２の接合層（１２）及び第３の接合層（１３）に用いた場合は第２の分割記録層（３）に十分な垂直磁気異方性が得られないからである。
（実施の形態１０）
　図１０に、本発明の実施の形態１０の基本構成を示す。該磁気抵抗効果素子の基本構成は、第１の参照層（Ｂ１）／第１の接合層（１１）／第１の磁性層（２ａ１）／第１の非磁性結合層（２ｂ１）／第２の磁性層（２ａ２）／第２の接合層（１２）／第３の磁性層（３ａ１）／第２の非磁性結合層（３ｂ１）／磁性結合層（３ａ２）／第３の非磁性結合層（３ｂ２）／第４の磁性層（３ａ３）／第３の接合層（１３）／第２の参照層（Ｂ２）が順に隣接して配置されたものである。第１の磁性層（２ａ１）／第１の非磁性結合層（２ｂ１）／第２の磁性層（２ａ２）／第２の接合層（１２）／第３の磁性層（３ａ１）／第２の非磁性結合層（３ｂ１）／磁性結合層（３ａ２）／第３の非磁性結合層（３ｂ２）／第４の磁性層（３ａ３）は第１の記録層（Ａ１）を構成し、第１の参照層（Ｂ１）及び第１の磁性層（２ａ１）は第１の接合層（１１）により磁気トンネル接合し、第４の磁性層（３ａ３）及び第２の参照層（Ｂ２）は第３の接合層（１３）によりトンネル接合する。また、第１の磁性層（２ａ１）／第１の非磁性結合層（２ｂ１）／第２の磁性層（２ａ２）は第１の分割記録層（２）を構成し、第３の磁性層（３ａ１）／第２の非磁性結合層（３ｂ１）／磁性結合層（３ａ２）／第３の非磁性結合層（３ｂ２）／第４の磁性層（３ａ３）は第２の分割記録層（３）を構成する。
　該磁気抵抗効果素子が磁気メモリセルに接続されるときは、第１の参照層（Ｂ１）の第１の接合層（１１）とは反対側に設けられる下部電極層、及び、第２の参照層（Ｂ２）の第３の接合層（１３）とは反対側に設けられる上部電極層を有する。
　実施の形態１０は、以下の特徴を有する他、実施の形態９と同様である。
　実施の形態１０において、第１の磁性層（２ａ１）は磁化方向が反転可能な強磁性層である。該磁化方向は膜面垂直方向であることが望ましい。
　第１の磁性層（２ａ１）は、第１の参照層（Ｂ１）との間に挟まれた第１の接合層（１１）での磁気トンネル接合による磁気抵抗比が大きくなる材料で構成されれば、特に限定されないが、少なくともＣｏ、Ｆｅ、Ｎｉ等の３ｄ強磁性遷移金属を含むことが望ましく、少なくともＣｏを含むことがさらに望ましい。具体例として、Ｃｏ、Ｆｅ、Ｎｉ、ＣｏＦｅ、ＦｅＮｉ、ＣｏＮｉ、ＣｏＢ、ＦｅＢ、ＮｉＢ、ＣｏＦｅＢ、ＦｅＰｔ、ＴｂＴｅＣｏ、ＭｎＡｌ、ＭｎＧａ等が挙げられ、なかでもＣｏ、ＣｏＦｅ、ＣｏＮｉ、ＣｏＢ、ＣｏＦｅＢがより望ましい。
　また、第１の磁性層（２ａ１）は第１の接合層（１１）との界面で、膜面垂直方向に界面磁気異方性を有する材料がより望ましく、ＣｏＦｅ、ＣｏＦｅＢがさらに望ましい。
　また、第１の磁性層（２ａ１）は、Ｗ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｓｉ、Ａｌ、Ｂ、Ｐｄ、Ｐｔ等の非磁性元素をさらに含んでもよい。なかでも、Ｂ、Ｖは、取り扱いやすさの面からも好ましい。
　実施の形態１０において、第２の磁性層（２ａ２）は、磁化方向が反転可能な強磁性層である。該磁化方向は膜面垂直方向であることが望ましい。
　第２の磁性層（２ａ２）は、少なくともＣｏ、Ｆｅ、Ｎｉ等の３ｄ強磁性遷移金属を含むことが望ましく、少なくともＦｅを含むことがさらに望ましい。具体例として、Ｃｏ、Ｆｅ、Ｎｉ、ＣｏＦｅ、ＦｅＮｉ、ＣｏＮｉ、ＣｏＢ、ＦｅＢ、ＮｉＢ、ＣｏＦｅＢ、ＦｅＰｔ、ＴｂＴｅＣｏ、ＭｎＡｌ、ＭｎＧａ等が挙げられ、なかでもＦｅ、ＣｏＦｅ、ＦｅＢ、ＣｏＦｅＢ、ＦｅＰｔがより望ましい。
　また、第２の磁性層（２ａ２）は第２の接合層（１２）との界面で、膜面垂直方向に界面磁気異方性を有する材料がより望ましく、Ｆｅ、ＣｏＦｅ、ＦｅＢ、ＣｏＦｅＢがさらに望ましい。
　また、第２の磁性層（２ａ２）は、Ｗ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｓｉ、Ａｌ、Ｂ、Ｐｄ、Ｐｔ等の非磁性元素をさらに含んでもよい。なかでも、Ｂ、Ｖは、取り扱いやすさの面からも好ましい。
　第１の磁性層（２ａ１）のＣｏ／Ｆｅ比は、磁気抵抗比を増大させるために第２の磁性層（２ａ２）のＣｏ／Ｆｅ比より大きくすることが望ましい。素子全体として、高い実効磁気異方性エネルギー密度Ｋeffｔ*及び高い磁気抵抗比を両立することができるからである。
　第２の磁性層（２ａ２）のＣｏ／Ｆｅ比は、好ましくは０．１１以下であり、より好ましくは０．０７以下である。実効磁気異方性エネルギー密度Ｋeffｔ*を高めるためである。
　第１の磁性層（２ａ１）のＣｏ／Ｆｅ比は、好ましくは０．０５以上であり、より好ましくは０．０９以上である。一方、第１の磁性層（２ａ１）は、結晶構造がｂｃｃであるＭｇＯ等の第１の接合層（１１）の結晶性とマッチングさせるため、第１の磁性層（２ａ１）がＣｏＦｅＢの場合はＣｏがＦｅに対し７５：２５より大きくならないこと、すなわち、Ｃｏ／Ｆｅ比が３以下であることが好ましい。
　また、第１の磁性層（２ａ１）のＢ濃度は、第２の磁性層（２ａ２）のＢ濃度より低くすることが望ましい。具体的には、第１の磁性層（２ａ１）のＢ濃度は、２０ａｔ．％以上３５ａｔ．％以下であることが望ましく、２０ａｔ．％以上３０ａｔ．％以下であることがより望ましく、２１．９ａｔ．％以上３０ａｔ．％以下であることがさらに望ましい。
　第１の磁性層（２ａ１）及び第２の磁性層（２ａ２）の膜厚の合計は１．６ｎｍ～３．０ｎｍの範囲にあることが好ましく、２．０ｎｍ～２．６ｎｍの範囲にあることがより好ましい。膜厚がより薄い場合も、膜厚がより厚い場合もともに、ＭｇＯ等を第１の接合層（１１）及び第２の接合層（１２）に用いた場合は第１の分割記録層（２）に十分な垂直磁気異方性が得られないからである。
―　２つの参照層を有する素子における、各磁性層のＣｏ／Ｆｅ比について　―
　図１０に示された実施の形態１０の素子は、上述のとおり、第１の磁性層（２ａ１）及び第４の磁性層（３ａ３）のＣｏ／Ｆｅ比を、第２の磁性層（２ａ２）及び第３の磁性層（３ａ１）のＣｏ／Ｆｅ比より大きくして構成したものである。
　図３５を用いて、実施の形態１０の構成における磁気抵抗比を説明する。ＭＲ１は第１の接合層（１１）における磁気抵抗比、ＭＲ２は第２の接合層（１２）における磁気抵抗比、ＭＲ３は第３の接合層（１３）における磁気抵抗比を示す。第１の接合層（１１）において、ＲP1は第１の参照層（Ｂ１）と第１の分割記録層（２）の磁化方向が平行の場合の抵抗を、ＲAP1は第１の参照層（Ｂ１）と第１の分割記録層（２）の磁化方向が反平行の場合の抵抗を示す。また、第２の接合層（１２）において、ＲP2は第１の分割記録層（２）と第２の分割記録層（３）の磁化方向が平行の場合の抵抗を示す。さらに第３の接合層（１３）において、ＲP3は第２の分割記録層（３）と第２の参照層（Ｂ２）の磁化方向が平行の場合の抵抗を、ＲAP3は第２の分割記録層（３）と第２の参照層（Ｂ２）の磁化方向が反平行の場合の抵抗を示す。
　素子全体の磁気抵抗比ＭＲは、以下の数５の式で表される。
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000015
　ここで、Ａは素子サイズ（面積）、各ＲＡはそれぞれの層における抵抗面積積を表す。
　数５の式で導かれるように、素子全体の磁気抵抗比であるＭＲに、第２の接合層（１２）における磁気抵抗比であるＭＲ２の項は含まれない。すなわち、第２の接合層（１２）は素子全体のＭＲに寄与しない。この理由は、ＭＲ２＝（ＲAP2－ＲP2）／ＲP2で表されるが、第１の分割記録層（２）と第２の分割記録層（３）の磁化方向が常に平行であることを前提としているため、抵抗にＲAP2の項が現れないからである。
　かかる前提を実現するために重要なポイントの一つは、第１の分割記録層（２）と第２の分割記録層（３）の磁化が強磁性的に（磁気的に）結合することである。
　数５の式から、素子全体の磁気抵抗比ＭＲは、第１の接合層（１１）における磁気抵抗比ＭＲ１及びに第３の接合層（１３）における磁気抵抗比ＭＲ３に依存し、第２の接合層（１２）における磁気抵抗比ＭＲ２には依存しないことが明らかとなった。また、素子全体の磁気抵抗比ＭＲを大きくするには、磁気抵抗比ＭＲ１及び磁気抵抗比ＭＲ３を最大化し、かつ、第２の接合層（１２）における抵抗面積積ＲP2Ａをできるだけ小さくすればよいことも数５の式から理解される。
　つまり、磁気抵抗比ＭＲ１を最大化するように第１の分割記録層（２）のうちの第１の磁性層（２ａ１）の材料を検討するとともに磁気抵抗比ＭＲ３を最大化するように第４の磁性層（３ａ３）の材料を検討し、かつ、第２の接合層（１２）における抵抗面積積ＲP2Ａをできるだけ小さくするように第２の接合層（１２）の膜厚を小さくすれば、素子全体の磁気抵抗比ＭＲを大きくすることが可能であることが推察された。
　そして、磁気抵抗比は、上述した図２０及び図２１の検討から、層のＣｏ／Ｆｅ比により調整可能である。同時に、上述した図１９、図３３及び図３４の検討から、層のＣｏ／Ｆｅ比により実効磁気異方性エネルギー密度Ｋeffｔ*も調整可能である。すなわち、実施の形態１０に例示された構成においても、高い磁気抵抗比と、高い実効磁気異方性エネルギー密度Ｋeffｔ*を両立させた磁気抵抗効果素子を提供することができる。
（実施の形態１１）
　図１１に、本発明の実施の形態１１の基本構成を示す。該磁気抵抗効果素子の基本構成は、下部電極（Ｅ１）／第１の参照層（Ｂ１）／第１の接合層（１１）／第１の記録層（Ａ１）／第３の接合層（１３）／第２の参照層（Ｂ２）／非磁性接合層（１４）／第２の記録層（Ａ２）／非磁性接合層（１６）／第３の参照層（Ｂ３）／上部電極（Ｅ２）が順に隣接して配置されたものである。
　実施の形態１１は、以下の特徴を有する他、実施の形態９及び実施の形態１０と同様である。
　第１の記録層（Ａ１）、第２の記録層（Ａ２）は、実施の形態９及び実施の形態１０に記載した記録層の構成を配置することができる。第１の参照層（Ｂ１）、第２の参照層（Ｂ２）及び第３の参照層（Ｂ３）は、実施の形態９に記載した参照層の構成を配置することができる。
（実施の形態１２）
　図１２に、本発明の実施の形態１２の構成を示す。該磁気抵抗効果素子の構成は、基板／下部電極／参照層／ＭｇＯ（１．０ｎｍ）／ＣｏＦｅＢ２５（１．４ｎｍ）／Ｗ（０．３ｎｍ）／ＣｏＦｅＢ２５（１．０ｎｍ）／ＭｇＯ（１．０ｎｍ）／ＦｅＢ２５（０．９ｎｍ）／Ｗ（０．２ｎｍ）／ＦｅＢ２５（０．４ｎｍ）／Ｗ（０．２ｎｍ）／ＦｅＢ２５（０．９ｎｍ）／ＭｇＯ（０．８ｎｍ）／保護層が順に隣接して配置されたものである。
（実施の形態１３）
　図１３に、本発明の実施の形態１３の構成を示す。該磁気抵抗効果素子の構成は、基板／下部電極／参照層／ＭｇＯ（１．０ｎｍ）／ＣｏＦｅＢ２５（１．４ｎｍ）／Ｗ（０．３ｎｍ）／ＦｅＢ２５（０．９ｎｍ）／ＭｇＯ（１．０ｎｍ）／ＦｅＢ２５（０．９ｎｍ）／Ｗ（０．２ｎｍ）／ＦｅＢ２５（０．４ｎｍ）／Ｗ（０．２ｎｍ）／ＦｅＢ２５（０．９ｎｍ）／ＭｇＯ（０．８ｎｍ）／保護層が順に隣接して配置されたものである。
　なお、実施の形態１３は、実施の形態３、４、７、８の変形例の具体的構成である。　
（実施の形態１４）
　図１４に、実施の形態１４として、実施の形態１～１３の構成を有する磁気メモリセルを複数個備える磁気メモリの一例を示す。
　磁気メモリは、メモリセルアレイ、Ｘドライバ、Ｙドライバ、コントローラを備える。メモリセルアレイは、アレイ状に配置された磁気メモリセルを有する。Ｘドライバは複数のワード線（ＷＬ）に接続され、Ｙドライバは複数のビット線（ＢＬ）に接続され、読み出し手段及び書き出し手段として機能する。
（実施の形態１５）
　図３６（ａ）に、本発明の磁気抵抗効果素子の一例の、断面のＴＥＭ画像を示す。ＴＥＭ画像に３本の筋が観察されており、記録層に３つの接合層、すなわち、第１の接合層（１１）、第２の接合層（１２）、第３の接合層（１３）が積層され、いわゆる四重界面の磁気抵抗効果素子が作製できていることが分かる。
　図３６（ｂ）に、従来の磁気抵抗効果素子の断面のＴＥＭ画像を示す。ＴＥＭ画像に２本の筋が観察されており、記録層に２つの接合層が積層され、いわゆる二重界面の磁気抵抗効果素子が作製できていることが分かる。
（実施の形態１６）
　本発明の磁気抵抗効果素子と従来の磁気抵抗効果素子の比較を行うため、評価素子を作製した。
　図３７（ａ）に本発明の磁気抵抗効果素子の評価素子の縦断面図を示した。Ｓｉ／ＳｉＯ2の基板、参照層、第１の接合層（ＭｇＯ、１．０６ｎｍ）を積層後、ＩＲ（赤外線）にて２５０℃、３００秒加熱し、その後、ＣｏＦｅＢ２５（１．４ｎｍ）／Ｗ（０．３ｎｍ）／ＣｏＦｅＢ２５（１．０ｎｍ）／ＭｇＯ（０．９ｎｍ）／ＦｅＢ２５（０．９ｎｍ）／Ｗ（０．２ｎｍ）／ＦｅＢ２５（０．４ｎｍ）／Ｗ（０．２ｎｍ）／ＦｅＢ２５（０．９ｎｍ）／ＭｇＯ（１．０７ｎｍ）／ＣｏＦｅＢ２５（１．０ｎｍ）／Ｒｕ（５ｎｍ）／Ｔａ（５ｎｍ）／Ｔｉ－Ｎ（９０ｎｍ）の順に積層した構成である。
　一方、図３７（ｂ）に従来の磁気抵抗効果素子の評価素子の縦断面図を示した。Ｓｉ／ＳｉＯ2の基板、参照層、第１の接合層（ＭｇＯ、１．０２ｎｍ）を積層後、ＩＲ（赤外線）にて２５０℃、３００秒加熱し、その後、ＣｏＦｅＢ２５（１．４ｎｍ）／Ｗ（０．５ｎｍ）／ＣｏＦｅＢ２５（１．０ｎｍ）／ＭｇＯ（１．１６ｎｍ）／ＣｏＦｅＢ２５（１．０ｎｍ）／Ｒｕ（５ｎｍ）／Ｔａ（５ｎｍ）／Ｔｉ－Ｎ（９０ｎｍ）の順に積層した構成である。
　素子サイズは、おおよそ５０ｎｍから１００ｎｍの間になるように調整し、それぞれ３種類作製した。
　各素子サイズにおける熱安定性指数Δについて、図３７（ａ）に示した本発明の磁気抵抗効果素子と、図３７（ｂ）に示した従来の磁気抵抗効果素子を比較した。図３８に評価結果を示した。
　熱安定性指数Δは素子サイズに依存するものの、いわゆる四重界面を有する本発明の磁気抵抗効果素子の熱安定性指数Δのほうが、いわゆる二重界面を有する従来の磁気抵抗効果素子の熱安定性指数Δより、いずれの素子サイズにおいても１．５倍から２．０倍程度高い値が得られた。
　さらに、２２５℃まで保持した場合の各素子サイズにおける熱安定性指数Δについて、図３７（ａ）に示した本発明の磁気抵抗効果素子と、図３７（ｂ）に示した従来の磁気抵抗効果素子を比較した。図３９に評価結果を示した。
　同様に、熱安定性指数Δは素子サイズに依存するものの、いわゆる四重界面を有する本発明の磁気抵抗効果素子の熱安定性指数Δのほうが、いわゆる二重界面を有する従来の磁気抵抗効果素子の熱安定性指数Δより、いずれの素子サイズにおいても１．５倍から２．０倍程度高い値が得られた。
　次に、各素子サイズにおける書き込み電流ＩC0について、図３７（ａ）に示した本発明の磁気抵抗効果素子と、図３７（ｂ）に示した従来の磁気抵抗効果素子を比較した。図４０に評価結果を示した。
　書き込み電流ＩC0は素子サイズに依存するものの、いわゆる四重界面を有する本発明の磁気抵抗効果素子の書き込み電流ＩC0と、いわゆる二重界面を有する従来の磁気抵抗効果素子の書き込み電流ＩC0に、有意差は見られなかった。つまり、接合層の数が増加しても書き込み電流ＩC0は大きくならないことが分かった。
　図３８に示した熱安定性指数Δの評価結果と、図４０に示した書き込み電流ＩC0の評価結果から、性能指数Δ／ＩC0を算出し、図４１に素子サイズと性能指数Δ／ＩC0の関係を示した。
　性能指数Δ／ＩC0は、熱安定性指数Δを書き込み電流ＩC0で除したものである。素子として望ましい性能は、（１）記録する際の記録電流が小さいこと、即ち、ＩC0が小さいことであり、さらには、（２）記録された磁気モーメントが熱的に安定に保持されること、即ち熱安定性指数Δが大きいことである。（１）及び（２）の性能を測るための指数がΔ／ＩC0であり、この指数が大きいことが望ましい。（１）の望ましい性能であるＩC0が小さいほど本指数は大きくなり、（２）の望ましい性能である熱安定性指数Δが増大するときも本指数は増大する。本性能指数Δ／ＩC0は、ダンピング定数αなる物性値と対応づけられることもあり、有用な指数として評価に用いられており、性能指数Δ／ＩC0を大きくすることが素子開発の課題のひとつの目標となっている。
　図４１より、性能指数Δ／ＩC0は素子サイズに依存するものの、いわゆる四重界面を有する本発明の磁気抵抗効果素子の性能指数Δ／ＩC0のほうが、いわゆる二重界面を有する従来の磁気抵抗効果素子の性能指数Δ／ＩC0より、いずれの素子サイズにおいても１．５倍から２．０倍程度高い値が得られた。
（実施の形態１７）
　本発明の磁気抵抗効果素子と従来の磁気抵抗効果素子の、構成や処理の違いによる比較を行うため、評価素子を作製した。
　図４２（ａ）に、従来の磁気抵抗効果素子の評価素子の例の縦断面図を示した。Ｓｉ／ＳｉＯ2の基板、参照層、第１の接合層（ＭｇＯ、１．１６ｎｍ）、ＣｏＦｅＢ２５（１．４ｎｍ）／Ｗ（０．５ｎｍ）／ＣｏＦｅＢ２５（１．０ｎｍ）／ＭｇＯ（１．０７ｎｍ）／ＣｏＦｅＢ２５（１．０ｎｍ）／Ｒｕ（５ｎｍ）／Ｔａ（５ｎｍ）／Ｔｉ－Ｎ（９０ｎｍ）／Ｒｕ（２０ｎｍ）の順に積層した構成であり、試料１１－１とした。
　図４２（ｂ）に、従来の磁気抵抗効果素子の例の評価素子の縦断面図を示した。Ｓｉ／ＳｉＯ2の基板、参照層、第１の接合層（ＭｇＯ、１．０６ｎｍ）を積層後、ＩＲ（赤外線）にて２５０℃、３００秒加熱し、その後、ＣｏＦｅＢ２５（１．４ｎｍ）／Ｗ（０．５ｎｍ）／ＣｏＦｅＢ２５（１．０ｎｍ）／ＭｇＯ（１．０７ｎｍ）／ＣｏＦｅＢ２５（１．０ｎｍ）／Ｒｕ（５ｎｍ）／Ｔａ（５ｎｍ）／Ｔｉ－Ｎ（９０ｎｍ）／Ｒｕ（２０ｎｍ）の順に積層した構成であり、試料１１－２とした。
　図４２（ｃ）に、本発明の磁気抵抗効果素子の評価素子の例の縦断面図を示した。Ｓｉ／ＳｉＯ2の基板、参照層、第１の接合層（ＭｇＯ、１．０６ｎｍ）を積層後、ＩＲ（赤外線）にて２５０℃、３００秒加熱し、その後、ＣｏＦｅＢ２５（１．０ｎｍ）／Ｗ（０．２ｎｍ）／ＦｅＢ２５（０．４ｎｍ）／Ｗ（０．２ｎｍ）／[ＣｏＦｅＢ又はＦｅＢ２５]（０．９ｎｍ）／ＭｇＯ（０．９ｎｍ）／ＦｅＢ２５（０．９ｎｍ）／Ｗ（０．２ｎｍ）／ＦｅＢ２５（０．４ｎｍ）／Ｗ（０．２ｎｍ）／ＦｅＢ２５（０．９ｎｍ）／ＭｇＯ（１．０７ｎｍ）／ＣｏＦｅＢ２５（１．０ｎｍ）／Ｒｕ（５ｎｍ）／Ｔａ（５ｎｍ）／Ｔｉ－Ｎ（９０ｎｍ）／Ｒｕ（２０ｎｍ）の順に積層した構成であり、試料１１－３とした。
　図４２（ｄ）に、本発明の磁気抵抗効果素子の評価素子の例の縦断面図を示した。Ｓｉ／ＳｉＯ2の基板、参照層、第１の接合層（ＭｇＯ、１．０６ｎｍ）を積層後、ＩＲ（赤外線）にて２５０℃、３００秒加熱し、その後、ＣｏＦｅＢ２５（１．４ｎｍ）／Ｗ（０．３ｎｍ）／ＦｅＢ２５（０．９ｎｍ）／ＭｇＯ（０．９ｎｍ）／ＦｅＢ２５（０．９ｎｍ）／Ｗ（０．２ｎｍ）／ＦｅＢ２５（０．４ｎｍ）／Ｗ（０．２ｎｍ）／ＦｅＢ２５（０．９ｎｍ）／ＭｇＯ（１．０７ｎｍ）／ＣｏＦｅＢ２５（１．０ｎｍ）／Ｒｕ（５ｎｍ）／Ｔａ（５ｎｍ）／Ｔｉ－Ｎ（９０ｎｍ）／Ｒｕ（２０ｎｍ）の順に積層した構成であり、試料１１－４とした。
　図４２（ｅ）に、本発明の磁気抵抗効果素子の評価素子の例の縦断面図を示した。Ｓｉ／ＳｉＯ2の基板、参照層、Ｍｇ層（０．１ｎｍ）／第１の接合層（ＭｇＯ、０．９７ｎｍ）／Ｍｇ（０．１５ｎｍ）を積層後、ＩＲ（赤外線）にて２５０℃、３００秒加熱し、その後、ＣｏＦｅＢ２５（１．４ｎｍ）／Ｗ（０．３ｎｍ）／ＣｏＦｅＢ又はＦｅＢ２５（０．９ｎｍ）／ＭｇＯ（０．９ｎｍ）／ＦｅＢ２５（０．９ｎｍ）／Ｗ（０．２ｎｍ）／ＦｅＢ２５（０．４ｎｍ）／Ｗ（０．２ｎｍ）／ＦｅＢ２５（０．９ｎｍ）／ＭｇＯ（１．０７ｎｍ）／ＣｏＦｅＢ２５（１．０ｎｍ）／Ｒｕ（５ｎｍ）／Ｔａ（５ｎｍ）／Ｔｉ－Ｎ（９０ｎｍ）／Ｒｕ（２０ｎｍ）の順に積層した構成であり、試料１１－５とした。
　図４３及び表１１に、各試料の抵抗面積積ＲＡが５Ωμｍ2におけるトンネル磁気抵抗比（ＴＭＲ比）を示した。第１接合層ＭｇＯを積層後ＩＲにて加熱処理することで、いわゆる二重界面を有する磁気抵抗効果素子からいわゆる四重界面を有する磁気抵抗効果素子にすることで、また、第２接合層ＭｇＯに隣接する第１の分割記録層（２）の磁性層のＣｏ／Ｆｅ比を小さくすることで、さらには第１の接合層ＭｇＯをＭｇ層で挟むことで、トンネル磁気抵抗比（ＴＭＲ比）は大きくなることが分かった。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000016
（実施の形態１８）
　図４４に、本発明の磁気抵抗効果素子と従来の磁気抵抗効果素子の、抵抗面積積ＲＡ（Ωμｍ2）とトンネル磁気抵抗比（ＴＭＲ比）の相関を示した。
　抵抗面積積ＲＡが５Ωμｍ2と低くなると、従来のいわゆる二重界面を有する磁気抵抗効果素子はトンネル磁気抵抗比（ＴＭＲ比）も１／２以下に劣化したのに対し、本発明のいわゆる四重界面を有する磁気抵抗効果素子のトンネル磁気抵抗比（ＴＭＲ比）は高い値を維持できることが分かった。つまり、本発明の磁気抵抗効果素子は、トンネル磁気抵抗比（ＴＭＲ比）を低下させることなく、抵抗面積積ＲＡを下げることができる。
（実施の形態１９）
　図４５（ａ）に、第２の分割記録層（３）の第３の磁性層（３ａ１）及び第４の磁性層（３ａ２）において、ＣｏＦｅＢをＦｅＢに置き換えた場合の性能を評価するための、素子構成を示した。
　ＦｅＢの膜厚が０ｎｍの場合にＣｏ／Ｆｅ比が最大となり、ＦｅＢの膜厚が１ｎｍの場合にＣｏ／Ｆｅ比が最小となる。
　図４５（ａ）の評価素子を４００℃、１時間アニール処理して磁化曲線を測定し、ＦｅＢの膜厚と実効磁気異方性エネルギー密度Ｋeffｔ２の関係を求めた。
　図４５（ｂ）及び表１２に、評価結果を示した。ＦｅＢの膜厚が大きいほど、すなわち、Ｃｏ／Ｆｅ比が小さいほど、実効磁気異方性エネルギー密度Ｋeffｔ２は高くなることが分かった。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000017
　つまり、第２の接合層（１２）及び第３の接合層（１３）の界面において、Ｃｏ量が少ない方が実効磁気異方性エネルギー密度Ｋeffｔ２が増大し、数４で示す実効磁気異方性エネルギー密度Ｋeffｔ*が高まる。その結果、数１に示したように熱安定性指数Δを高めることができる。
（実施の形態２０）
　図４６～図５７に、実施の形態２０として熱安定性指数Δと磁気結合力との関係の評価に用いられた評価用モデル及び評価結果を示す。なお、実施の形態２０においては、第１の分割記録層（２）を第１の分割記録層（ＦＬ１）、第２の分割記録層（３）を第２の分割記録層（ＦＬ２）、第１の分割記録層（ＦＬ１）及び第２の分割記録層（ＦＬ２）の間に働く磁気結合力を交換磁気結合力Ｊex_midとした。
　第１の分割記録層（ＦＬ１）と第２の分割記録層（ＦＬ２）の間の交換磁気結合力Ｊex_midは熱安定性指数Δに重要な影響を与えると考えられる。そこで、交換磁気結合力Ｊex_midと熱安定性指数Δの関係を見積もった。
　図４６に計算に用いたモデルを示す。Ｋeff1及びＫeff2はそれぞれ第１の分割記録層（ＦＬ１）及び第２の分割記録層（ＦＬ２）の実効磁気異方性エネルギー体積密度を、t 1及びt 2はそれぞれ第１の分割記録層（ＦＬ１）及び第２の分割記録層（ＦＬ２）の膜厚を、Ms1及びMs2はそれぞれ第１の分割記録層（ＦＬ１）及び第２の分割記録層（ＦＬ２）の飽和磁束密度を、Astiff1及びAstiff2はそれぞれ第１の分割記録層（ＦＬ１）及び第２の分割記録層（ＦＬ２）の交換スティッフネス定数を示す。
　図４７に、磁性体の第１の分割記録層（ＦＬ１）及び第２の分割記録層（ＦＬ２）の磁化状態を表す。第１の分割記録層（ＦＬ１）及び第２の分割記録層（ＦＬ２）はそれぞれ、磁化方向の異なる２つの磁区を形成すると仮定する。一方の磁区（Ｄｏｍａｉｎ　ｕｐ）の磁化は＋ｚ方向を、他方の磁区（Ｄｏｍａｉｎ　ｄｏｗｎ）の磁化は－ｚ方向とする。他方の磁区（Ｄｏｍａｉｎ　ｄｏｗｎ）の大きさを表現するためにパラメータφを導入する。図４７に示すように、素子中心から他方の磁区（Ｄｏｍａｉｎ　ｄｏｗｎ）へ引いた２つ接線のなす角を2φとする。他方の磁区（Ｄｏｍａｉｎ　ｄｏｗｎ）の面積をΩと定義する。一方の磁区（Ｄｏｍａｉｎ　ｕｐ）と他方の磁区（Ｄｏｍａｉｎ　ｄｏｗｎ）の境界には磁壁（Ｄｏｍａｉｎ　ｗａｌｌ）が出現する。磁壁（Ｄｏｍａｉｎ　ｗａｌｌ）の長さをΛと定義する。
　第１の分割記録層（ＦＬ１）及び第２の分割記録層（ＦＬ２）の磁気エネルギーは数６の式（１）で表される。
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000018
　ここで、Ｊex_mid及びJstatは第１の分割記録層（ＦＬ１）及び第２の分割記録層（ＦＬ２）の間の交換磁気結合力及び静磁気結合力であり、σw1及びσw2はそれぞれ、第１の分割記録層（ＦＬ１）及び第２の分割記録層（ＦＬ２）の磁壁の単位面積当たりのエネルギーを示す。σw1 及びσw2は、数７の式（２）及び（３）で表される。
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000019
　第１の分割記録層（ＦＬ１）及び第２の分割記録層（ＦＬ２）に形成される磁壁の長さΛ1及びΛ2はそれぞれ、数８の式（４）及び（５）で表される。
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000020
　第１の分割記録層（ＦＬ１）及び第２の分割記録層（ＦＬ２）に形成される他方の磁区（Ｄｏｍａｉｎ　ｄｏｗｎ）の面積Ω1及びΩ2はそれぞれ、数９の式（６）及び（７）で表される。
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000021
　熱安定性指数Δを計算するために（１）式で表される磁気エネルギーのエネルギー曲線を計算した。結果の一例を図４８に示す。
　座標(φ1, φ2)で指定されるマスの中の数値は（１）式で与えられる磁気エネルギーを示す。座標(φ1, φ2)＝(0,0)は第１の分割記録層（ＦＬ１）及び第２の分割記録層（ＦＬ２）の磁化が＋ｚ方向を向いている状態を表しており、座標(φ1, φ2)＝(0,180)は第１の分割記録層（ＦＬ１）の磁化が＋ｚ方向を示し、第２の分割記録層（ＦＬ２）の磁化が－ｚ方向を向いている状態を表しており、座標(φ1, φ2)＝(180,0)は第１の分割記録層（ＦＬ１）の磁化が－ｚ方向を向いており、第２の分割記録層（ＦＬ２）の磁化が＋ｚ方向を向いている状態を表しており、座標(φ1, φ2)＝(180,180)は第１の分割記録層（ＦＬ１）の磁化、第２の分割記録層（ＦＬ２）の磁化とともに－ｚ方向を向いている状態を表す。第２の分割記録層（ＦＬ２）の磁化は＋ｚ方向で変化せず、第１の分割記録層（ＦＬ１）の磁化反転のみが起こる経路は、図４８上のＰａｔｈ－１であり、(φ1, φ2)が,座標(0,0)から座標（180, 0）へ移動することを意味する。第１の分割記録層（ＦＬ１）の磁化は＋ｚ方向で変化せず、第２の分割記録層（ＦＬ２）の磁化反転のみが起こる経路は、図４８上のＰａｔｈ－２であり、(φ1, φ2)が,座標(0,0)から座標（0, 180）へ移動することを意味する。第１の分割記録層（ＦＬ１）及び第２の分割記録層（ＦＬ２）の両方が同時に磁化反転する経路は、図４８上では(φ1, φ2)が,座標(0,0)から座標（180, 180）へ移動することを意味する。記録層の磁化が熱的に安定であるということは、Ｐａｔｈ－１、Ｐａｔｈ－２及びＰａｔｈ－３のいずれの磁化反転も生じないことである。このエネルギー曲線において磁化反転の経路は他にも考えられるが、Ｐａｔｈ－１、Ｐａｔｈ－２及びＰａｔｈ－３以外の経路はこれらよりもエネルギーが高いために考慮に入れる必要はない。Ｐａｔｈ－１、Ｐａｔｈ－２及びＰａｔｈ－３の磁化反転の様子を、図５０～５２に示す。
　図５０は図４８のＰａｔｈ－１の磁化状態変化を示す。第２の分割記録層（ＦＬ２）の磁化は＋ｚ方向に一定で変化しないのに対して、第１の分割記録層（ＦＬ１）は初期状態においては、磁化は＋ｚ方向を向いた一方の磁区（Ｄｏｍａｉｎ　ｕｐ）の単一磁区状態であるが、他方の磁区（Ｄｏｍａｉｎ　ｄｏｗｎ）が成長していき、最終的には、磁化は－ｚ方向を向いた他方の磁区（Ｄｏｍａｉｎ　ｄｏｗｎ）の単一磁区状態へと変化する。
　図５１は図４８のＰａｔｈ－２の磁化状態変化を示す。第１の分割記録層（ＦＬ１）の磁化は＋ｚ方向に一定で変化ないのに対して、第２の分割記録層（ＦＬ２）は初期状態においては、磁化は＋ｚ方向を向いた一方の磁区（Ｄｏｍａｉｎ　ｕｐ）の単一磁区状態であるが、他方の磁区（Ｄｏｍａｉｎ　ｄｏｗｎ）が成長していき、最終的には、磁化は－ｚ方向を向いた他方の磁区（Ｄｏｍａｉｎ　ｄｏｗｎ）の単一磁区状態へと変化する。
　図５２は図４８のＰａｔｈ－３の磁化状態変化を示す。第１の分割記録層（ＦＬ１）と第２の分割記録層（ＦＬ２）はともに、初期状態においては、磁化は＋ｚ方向を向いた一方の磁区（Ｄｏｍａｉｎ　ｕｐ）の単一磁区状態であるが、第１の分割記録層（ＦＬ１）と第２の分割記録層（ＦＬ２）においてともに他方の磁区（Ｄｏｍａｉｎ　ｄｏｗｎ）が成長していき、最終的には、第１の分割記録層（ＦＬ１）と第２の分割記録層（ＦＬ２）の磁化はともに－ｚ方向を向いた他方の磁区（Ｄｏｍａｉｎ　ｄｏｗｎ）の単一磁区状態へと変化する。
　図４９にはＰａｔｈ－１、Ｐａｔｈ－２及びＰａｔｈ－３の磁化反転が生じた場合各経路の磁気エネルギーの変化をφ＝0のエネルギーをゼロとして示す。いずれの経路においてもφ＝0と180の間にエネルギーのピークを有しており、このピークを越えないと磁化反転は起こらない。このピークが各経路のエネルギー障壁（ｅｎｅｒｇｙ　ｂａｒｒｉｅｒ）である。図４９の例では、Ｐａｔｈ－１のエネルギーが最も小さいことからＰａｔｈ－１の磁化反転が最も起こりやすくこのピーク値が熱安定性指数Δとなる。
　実効磁気異方性エネルギー密度Keff t1, Keff t2, Keff t*の中間ＭｇＯの膜厚依存性を図５３に示す。評価に用いた試料の構造を図５６に示す。図５６（ａ）は第１の分割記録層（ＦＬ１）と第２の分割記録層（ＦＬ２）全体の実効磁気異方性エネルギー体積密度Keff を評価する構成であり、図５６（ｂ）は第１の分割記録層（ＦＬ１）の実効磁気異方性エネルギー体積密度Keff1を評価する構成であり、(c)は第２の分割記録層（ＦＬ２）の実効磁気異方性エネルギー体積密度Keff2 を評価するための構成である。測定には振動試料型磁気測定装置を用いた。膜面垂直方向（ｏｕｔ　ｏｆ　ｐｌａｎｅ）と膜面平行方向（ｉｎ　ｐｌａｎｅ）に磁界を掃引してその方向の磁気モーメントを測定することによって、膜面垂直方向（ｏｕｔ　ｏｆ　ｐｌａｎｅ）と膜面平行方向（ｉｎ　ｐｌａｎｅ）の２つの磁化曲線（Ｍ－Ｈ　ｌｏｏｐ）を得た。図５７に膜面垂直方向（ｏｕｔ　ｏｆ　ｐｌａｎｅ）のＭ－Ｈ曲線と膜面平行方向（ｉｎ　ｐｌａｎｅ）のＭ－Ｈ曲線を、同一のＭ－Ｈ平面上にプロットした模式図を示す。図中の２つのＭ－Ｈ曲線で挟まれるところの面積が実効磁気異方性エネルギー体積密度Keffである。
　先にも述べたが、第１の分割記録層（ＦＬ１）の材料構成はＭＲ比を最大化する構成とし、第２の分割記録層（ＦＬ２）は垂直磁気異方性を最大化する材料構成である。したがって、図５３からわかるように、実効磁気異方性エネルギー密度Keff t1は実効磁気異方性エネルギー密度Keff t2に比べてかなり小さな値となっている。計算には、実効磁気異方性エネルギー密度Keff t1, 実効磁気異方性エネルギー密度Keff t2の値は中間ＭｇＯ（0.96nm）の値（0.21ｍJ/m2及び0.66ｍJ/m2）を用いた。また、交換スティッフネス定数Astiff1及び交換スティッフネス定数Astiff1にはＣｏＦｅＢ合金の測定値である5.3pJ/mを用いた。
　ここで、実効磁気異方性エネルギー密度Keff t*は図５６（ａ）の試料から得られた実効磁気異方性エネルギー体積密度Keffと膜厚(ｔ1+ｔ２)の積であり、実効磁気異方性エネルギー密度Keff t1は図５６（ｂ）の試料から得られた実効磁気異方性エネルギー体積密度Keffと膜厚ｔ1の積であり、実効磁気異方性エネルギー密度Keff t2は図５６（ｃ）の試料から得られた実効磁気異方性エネルギー体積密度Keff2と膜厚ｔ2の積である。
　直径d=56nm素子において、交換磁気結合力Ｊex_midを0, 0.04, 0.1, 0.15, 0.25, 0.3mJ/m2とし、それぞれの交換磁気結合力Ｊex_midの値において、（1）の式から計算されるφ1-φ2の磁気エネルギー曲面E(φ1, φ2)を計算しＰａｔｈ－１、Ｐａｔｈ－２及びＰａｔｈ－３のエネルギー障壁のうち最も小さな値を熱安定性指数Δとした。計算した熱安定性指数Δの交換磁気結合力Ｊex_mid依存性を図５４に示す。ここで静磁気結合力Jstatは0.12mJ/m2を用いた。
　その結果、交換磁気結合力Ｊex_midが0から0.1mJ/m2の範囲で大きくなると熱安定性指数Δは増大し、交換磁気結合力Ｊex_midが0から0.1mJ/m2以上でΔは一定値となる。図５４の交換磁気結合力Ｊex_midが0.1以下を領域１とし、0.1以上を領域２とする。交換磁気結合力Ｊex_midが＝0.04 mJ/m2の計算例である図４９からわかるように、領域１ではＰａｔｈ－１、Ｐａｔｈ－２及びＰａｔｈ－３のうちエネルギー障壁が最も小さいのはＰａｔｈ－１であり、領域１においては、第１の分割記録層（ＦＬ１）のみが反転する磁化反転モードが熱安定性指数Δを決定している。
　図５５には交換磁気結合力Ｊex_midは0.15mJ/m2以としたときのＰａｔｈ－１、Ｐａｔｈ－２及びＰａｔｈ－３のエネルギー曲線の一例を示す。Ｐａｔｈ－１、Ｐａｔｈ－２のエネルギー障壁に比べてＰａｔｈ－３のエネルギー障壁が最も小さくなる。領域２ではＰａｔｈ－３即ち、第１の分割記録層（ＦＬ１）と第２の分割記録層（ＦＬ２）が同時に反転する磁化反転モードが熱安定性指数Δを決定している。
　以上のことから、熱安定性指数Δを最大化するには、ＭＴＪ素子においては、交換磁気結合力Ｊex_midは0.1mJ/m2以上の値にするのが望ましい。
　本発明の各実施の形態において示した層構成は順に隣接して配置していればよく、積層方法、積層順序、上下左右の向き等は限定されない。
　１１　　第１の接合層
　１２　　第２の接合層
　１３　　第３の接合層
　１４、１６　非磁性接合層
　２　　　第１の分割記録層
　２ａ１　第１の磁性層
　２ａ２　第２の磁性層
　２ｂ１　第１の非磁性結合層
　３　　　第２の分割記録層
　３ａ１　第３の磁性層
　３ａ２　磁性結合層
　３ａ３　第４の磁性層
　３ｂ１　第２の非磁性結合層
　３ｂ２　第３の非磁性結合層
　Ａ１　　第１の記録層
　Ａ２　　第２の記録層
　Ｂ１　　第１の参照層
　Ｂ２　　第２の参照層
　Ｂ３　　第３の参照層
　Ｅ１　　下部電極
　Ｅ２　　上部電極
　ＢＬ１　第１のビット線
　ＢＬ２　第２のビット線
　ＧＮＤ　グラウンド線
　ＷＬ　　ワード線
　ＦＬ１　第１の分割記録層
　ＦＬ２　第２の分割記録層

Claims (29)

  1. 　第１の参照層（Ｂ１）と、
    　前記第１の参照層（Ｂ１）に隣接して設けられる第１の接合層（１１）と、
    　前記第１の接合層（１１）の前記第１の参照層（Ｂ１）とは反対側に隣接して設けられる第１の分割記録層（２）と、
    　前記第１の分割記録層（２）の前記第１の接合層（１１）とは反対側に隣接して設けられる第２の接合層（１２）と、
    　前記第２の接合層（１２）の前記第１の分割記録層（２）とは反対側に隣接して設けられる第２の分割記録層（３）と、
    　前記第２の分割記録層（３）の前記第２の接合層（１２）とは反対側に隣接して設けられる第３の接合層（１３）と、
    を備え、
    　前記第１の接合層（１１）、前記第２の接合層（１２）及び前記第３の接合層（１３）はＯ（酸素）を含み、前記第１の接合層（１１）はトンネル障壁層であり、
    　前記第１の分割記録層（２）、前記第２の接合層（１２）及び前記第２の分割記録層（３）は、第１の記録層（Ａ１）を構成し、
    　前記第１の分割記録層（２）、前記第１の接合層（１１）及び前記第１の参照層（Ｂ１）の磁気トンネル接合による磁気抵抗比（ＭＲ比）は、前記第２の分割記録層（３）、前記第１の接合層（１１）及び前記第１の参照層（Ｂ１）が磁気トンネル接合した場合の磁気抵抗比（ＭＲ比）より大きく、
    　前記第２の接合層（１２）及び前記第３の接合層（１３）に隣接して挟まれた前記第２の分割記録層（３）の実効磁気異方性エネルギー密度（Ｋeffｔ）は、前記第２の接合層（１２）及び前記第３の接合層（１３）に前記第１の分割記録層（２）が隣接して挟まれた場合の前記第１の分割記録層（２）の実効磁気異方性エネルギー密度（Ｋeffｔ）より大きい、磁気抵抗効果素子。
  2. 　前記第１の分割記録層（２）は少なくともＣｏを含み、
    　前記第２の分割記録層（３）は少なくともＦｅを含み、
    　前記第１の分割記録層（２）のＣｏ／Ｆｅ比は、前記第２の分割記録層（３）のＣｏ／Ｆｅ比より大きい、請求項１に記載の磁気抵抗効果素子。
  3. 　　第１の参照層（Ｂ１）と、
    　前記第１の参照層（Ｂ１）に隣接して設けられる第１の接合層（１１）と、
    　前記第１の接合層（１１）の前記第１の参照層（Ｂ１）とは反対側に隣接して設けられる第１の分割記録層（２）と、
    　前記第１の分割記録層（２）の前記第１の接合層（１１）とは反対側に隣接して設けられる第２の接合層（１２）と、
    　前記第２の接合層（１２）の前記第１の分割記録層（２）とは反対側に隣接して設けられる第２の分割記録層（３）と、
    　前記第２の分割記録層（３）の前記第２の接合層（１２）とは反対側に隣接して設けられる第３の接合層（１３）と、
    を備え、
    　前記第１の接合層（１１）、前記第２の接合層（１２）及び前記第３の接合層（１３）はＯ（酸素）を含み、前記第１の接合層（１１）はトンネル障壁層であり、
    　前記第１の分割記録層（２）、前記第２の接合層（１２）及び前記第２の分割記録層（３）は、第１の記録層（Ａ１）を構成し、
    　前記第１の分割記録層（２）は少なくともＣｏを含み、
    　前記第２の分割記録層（３）は少なくともＦｅを含み、
    　前記第１の分割記録層（２）のＣｏ／Ｆｅ比は、前記第２の分割記録層（３）のＣｏ／Ｆｅ比より大きい、磁気抵抗効果素子。
  4. 　前記第１の分割記録層（２）のＣｏ／Ｆｅ比は、０．０５以上である、請求項２又は３に記載の磁気抵抗効果素子。
  5. 　前記第２の分割記録層（３）のＣｏ／Ｆｅ比は、０．１１以下である、請求項２～４のいずれか一項に記載の磁気抵抗効果素子。
  6. 　前記第１の分割記録層（２）は少なくともＣｏ及びＦｅを含み、前記第２の分割記録層（３）は少なくともＦｅを含む、請求項２～５のいずれか一項に記載の磁気抵抗効果素子。
  7. 　第１の参照層（Ｂ１）と、
    　前記第１の参照層（Ｂ１）に隣接して設けられる第１の接合層（１１）と、
    　前記第１の接合層（１１）の前記第１の参照層（Ｂ１）とは反対側に隣接して設けられる第１の分割記録層（２）と、
    　前記第１の分割記録層（２）の前記第１の接合層（１１）とは反対側に隣接して設けられる第２の接合層（１２）と、
    　前記第２の接合層（１２）の前記第１の分割記録層（２）とは反対側に隣接して設けられる第２の分割記録層（３）と、
    　前記第２の分割記録層（３）の前記第２の接合層（１２）とは反対側に隣接して設けられる第３の接合層（１３）と、
    を備え、
    　前記第１の接合層（１１）、前記第２の接合層（１２）及び前記第３の接合層（１３）はＯ（酸素）を含み、前記第１の接合層（１１）はトンネル障壁層であり、
    　前記第１の分割記録層（２）、前記第２の接合層（１２）及び前記第２の分割記録層（３）は、第１の記録層（Ａ１）を構成し、
    　前記第１の分割記録層（２）のＢ濃度は、前記第２の分割記録層（３）のＢ濃度より低い、磁気抵抗効果素子。
  8. 　前記第１の分割記録層（２）のＢ濃度は、２０ａｔ．％以上３５ａｔ．％以下である、請求項７に記載の磁気抵抗効果素子。
  9. 　前記第２の分割記録層（３）は、
    　前記第２の接合層（１２）と隣接して設けられる第３の磁性層（３ａ１）と、
    　前記第３の磁性層（３ａ１）の前記第２の接合層（１２）とは反対側に隣接して設けられる第２の非磁性結合層（３ｂ１）と、
    　前記第２の非磁性結合層（３ｂ１）の前記第３の磁性層（３ａ１）とは反対側に隣接して設けられる磁性結合層（３ａ２）と、
    　前記磁性結合層（３ａ２）の前記第２の非磁性結合層（３ｂ１）とは反対側に隣接して設けられる第３の非磁性結合層（３ｂ２）と、
    　前記第３の非磁性結合層（３ｂ２）の前記磁性結合層（３ａ２）とは反対側に隣接し、かつ、前記第３の接合層（１３）に隣接して設けられる第４の磁性層（３ａ３）と、
    を備える、請求項１～８のいずれか一項に記載の磁気抵抗効果素子。
  10. 　前記第２の非磁性結合層（３ｂ１）及び前記第３の非磁性結合層（３ｂ２）は、Ｗ、Ｔａ、Ｍｏ又はＶのいずれかの元素からなる、請求項９に記載の磁気抵抗効果素子。
  11. 　前記第２の非磁性結合層（３ｂ１）及び前記第３の非磁性結合層（３ｂ２）の膜厚は、０．３ｎｍ以下である、請求項９又は１０に記載の磁気抵抗効果素子。
  12. 　前記第１の分割記録層（２）は、
    　前記第１の接合層（１１）と隣接して設けられる第１の磁性層（２ａ１）と、
    　前記第１の磁性層（２ａ１）の前記第１の接合層（１１）とは反対側に隣接して設けられる第１の非磁性結合層（２ｂ１）と、
    　前記第１の非磁性結合層（２ｂ１）の前記第１の磁性層（２ａ１）とは反対側に隣接し、かつ、前記第２の接合層（１２）に隣接して設けられる第２の磁性層（２ａ２）と、
    を備える、請求項１～１１のいずれか一項に記載の磁気抵抗効果素子。
  13. 　前記第１の非磁性結合層（２ｂ１）は、Ｗ、Ｔａ、Ｍｏ又はＶのいずれかの元素からなる、請求項１２に記載の磁気抵抗効果素子。
  14. 　前記第１の非磁性結合層（２ｂ１）の膜厚は、０．３３ｎｍ以下である、請求項１２又は１３に記載の磁気抵抗効果素子。
  15. 　前記第１の分割記録層（２）の前記第１の磁性層（２ａ１）及び前記第２の磁性層（２ａ２）のＣｏ／Ｆｅ比は、前記第２の分割記録層（３）中の前記第３の磁性層（３ａ１）、前記磁性結合層（３ａ２）及び前記第４の磁性層（３ａ３）のＣｏ／Ｆｅ比より大きい、請求項１２～１４のいずれか一項に記載の磁気抵抗効果素子。
  16. 　前記第１の分割記録層（２）中の前記第１の磁性層（２ａ１）及び前記第２の磁性層（２ａ２）はＣｏＦｅＢであり、
    　前記第２の分割記録層（３）中の前記第３の磁性層（３ａ１）、前記磁性結合層（３ａ２）及び前記第４の磁性層（３ａ３）はＦｅＢである、請求項１２～１４のいずれか一項に記載の磁気抵抗効果素子。
  17. 　前記第１の磁性層（２ａ１）のＣｏ／Ｆｅ比は、前記第２の磁性層（２ａ２）、前記第３の磁性層（３ａ１）及び前記第４の磁性層（３ａ３）のＣｏ／Ｆｅ比より大きい、請求項１２～１４のいずれか一項に記載の磁気抵抗効果素子。
  18. 　前記第１の磁性層（２ａ１）はＣｏＦｅＢであり、
    　前記第２の磁性層（２ａ２）、前記第３の磁性層（３ａ１）及び前記第４の磁性層（３ａ３）はＦｅＢである、請求項１２～１４のいずれか一項に記載の磁気抵抗効果素子。
  19. 　前記第１の磁性層（２ａ１）及び前記第４の磁性層（３ａ３）のＣｏ／Ｆｅ比は、前記第２の磁性層（２ａ２）及び前記第３の磁性層（３ａ１）のＣｏ／Ｆｅ比より大きい、請求項１２～１４のいずれか一項に記載の磁気抵抗効果素子。
  20. 　前記第１の磁性層（２ａ１）及び前記第４の磁性層（３ａ３）はＣｏＦｅＢであり、
    　前記第２の磁性層（２ａ２）及び前記第３の磁性層（３ａ１）はＦｅＢである、請求項１２～１４のいずれか一項に記載の磁気抵抗効果素子。
  21. 　前記第１の磁性層（２ａ１）、前記第２の磁性層（２ａ２）及び前記第４の磁性層（３ａ３）のＣｏ／Ｆｅ比は、前記第３の磁性層（３ａ１）のＣｏ／Ｆｅ比より大きい、請求項１２～１４のいずれか一項に記載の磁気抵抗効果素子。
  22. 　前記第１の磁性層（２ａ１）、前記第２の磁性層（２ａ２）及び前記第４の磁性層（３ａ３）はＣｏＦｅＢであり、
    　前記第３の磁性層（３ａ１）はＦｅＢである、請求項１２～１４のいずれか一項に記載の磁気抵抗効果素子。
  23. 　前記第３の接合層（１３）の前記第１の記録層（Ａ１）とは反対側に隣接して設けられる、第２の参照層（Ｂ２）をさらに備える、請求項１９～２２のいずれか一項に記載の磁気抵抗効果素子。
  24. 　前記第２の接合層（１２）の膜厚は、１．０ｎｍ以下である、請求項１～２３のいずれか一項に記載の磁気抵抗効果素子。
  25. 　請求項１～２４のいずれか一項に記載の磁気抵抗効果素子を備える、磁気メモリ。
  26. 　磁気抵抗効果素子の成膜方法であって、該成膜方法は、
    　蒸着された第１の参照層（Ｂ１）上に第１の接合層（１１）を蒸着するステップと、
    　蒸着された前記第１の接合層（１１）が最上部となる膜を加熱処理するステップと、
    　加熱処理された前記膜を冷却処理するステップと、
    　冷却処理された前記膜の前記第１の接合層（１１）上に第１の分割記録層（２）を蒸着するステップと、
    　蒸着された前記第１の分割記録層（２）上に第２の接合層（１２）を蒸着するステップと、
    　蒸着された前記第２の接合層（１２）上に第２の分割記録層（３）を蒸着するステップと、
    　蒸着された前記第２の分割記録層（３）上に第３の接合層（１３）を蒸着するステップと、
    　蒸着された前記第３の接合層（１３）上に、第２の参照層（Ｂ２）又は上部電極（Ｅ２）を蒸着するステップと、
    を含み、
    　前記第２の接合層（１２）は、前記第２の分割記録層（３）を蒸着するステップの前に加熱冷却処理されず、
    　前記第３の接合層（１３）は、前記第２の参照層（Ｂ２）又は前記上部電極（Ｅ２）を蒸着するステップの前に加熱冷却処理されない、成膜方法
  27. 　前記第１の接合層（１１）、前記第２の接合層（１２）及び前記第３の接合層（１３）はＯ（酸素）を含み、前記第１の接合層（１１）はトンネル障壁層であり、
    　前記第１の分割記録層（２）、前記第２の接合層（１２）及び前記第２の分割記録層（３）は、第１の記録層（Ａ１）を構成し、
    　前記第１の分割記録層（２）、前記第１の接合層（１１）及び前記第１の参照層（Ｂ１）の磁気トンネル接合による磁気抵抗比（ＭＲ比）は、前記第２の分割記録層（３）、前記第１の接合層（１１）及び前記第１の参照層（Ｂ１）が磁気トンネル接合した場合の磁気抵抗比（ＭＲ比）より大きく、
    　前記第２の接合層（１２）及び前記第３の接合層（１３）に隣接して挟まれた前記第２の分割記録層（３）の実効磁気異方性エネルギー密度（Ｋeffｔ）は、前記第２の接合層（１２）及び前記第３の接合層（１３）に隣接して挟まれた前記第１の分割記録層（２）の場合の実効磁気異方性エネルギー密度（Ｋeffｔ）より大きい、請求項２６に記載の成膜方法。
  28. 　前記第１の接合層（１１）、前記第２の接合層（１２）及び前記第３の接合層（１３）はＯ（酸素）を含み、前記第１の接合層（１１）はトンネル障壁層であり、
    　前記第１の分割記録層（２）、前記第２の接合層（１２）及び前記第２の分割記録層（３）は、第１の記録層（Ａ１）を構成し、
    　前記第１の分割記録層（２）のＣｏ／Ｆｅ比は、前記第２の分割記録層（３）のＣｏ／Ｆｅ比より大きい、請求項２６に記載の成膜方法。
  29. 　前記加熱処理の温度は、１５０℃～４００℃の範囲であり、前記加熱処理の時間は１００秒～４００秒の範囲である、請求項２６～２８いずれか一項に記載の成膜方法。
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