JP2005203702A - 磁気抵抗効果素子及び磁気メモリ装置 - Google Patents

Abstract

【課題】 絶縁膜上に積層フェリ構造が形成された磁気抵抗効果素子であっても、積層フェリ構造内の反強磁性結合磁界が弱くなることを防止でき、また、耐熱性が確保された構成の磁気抵抗効果素子を提供する
【解決手段】 一対の強磁性層５，７がトンネルバリア層６を間に挟んで形成され、少なくとも、トンネルバリア層６の上側に形成された強磁性層５が、積層フェリ構造とされ、積層フェリ構造が、トンネルバリア層６に接する側から、少なくとも、アモルファスあるいは微結晶組織を有する強磁性層５１、結晶質強磁性層５２、非磁性中間層５３、強磁性層５４の順で積層された構成の磁気抵抗効果素子１を形成する。
【選択図】 図１

Description

本発明は、磁気抵抗効果素子、特に、膜面に対して垂直に電流を流すことによって磁気抵抗変化が得られる構成の磁気抵抗効果素子及びこの磁気抵抗効果素子を用いた磁気メモリ装置に関する。

情報通信機器、特に携帯端末等の個人用小型機器の飛躍的な普及に伴い、これを構成するメモリやロジック等の素子には、高集積化、高速化、低電力化等、一層の高性能化が要求されている。特に不揮発性メモリの高密度化及び大容量化は、可動部分の存在により本質的に小型化が不可能なハードディスクや光ディスクに置き換わる技術として、ますます重要度が増している。

不揮発性メモリとしては、半導体を用いたフラッシュメモリや、強誘電体を用いたＦＲＡＭ（Ferro electric Random Access Memory）等が挙げられる。しかしながら、フラッシュメモリでは、書き込み速度がμ秒オーダーであって遅いという欠点がある。一方、ＦＲＡＭでは、書き換え可能回数が少ないという問題が指摘されている。

これらの欠点がない不揮発性メモリとして注目されているのが、例えばＭＲＡＭ（Magnetic Random Access Memory）とよばれる磁気メモリ装置である（非特許文献１参照）。このＭＲＡＭは、構造が単純であるため高集積化が容易であり、また磁気モーメントの回転により記憶を行うために書き換え可能回数が大である。またアクセス時間についても非常に高速であることが予想され、既にナノ秒台で動作可能であることが確認されている。

ここで、このようなＭＲＡＭに用いられる磁気抵抗効果素子、例えば、トンネル磁気抵抗効果（Tunnel Magneto Resistance:ＴＭＲ）素子の構成を、図１５Ａ及び図１５Ｂを用いて説明する。
ＴＭＲ素子６０は、図１５Ａに示すように、一対の強磁性層６１，６２との間にトンネルバリア層６３が挟まれて、強磁性トンネル接合６４が構成されている。このＴＭＲ素子６０では、強磁性層６１，６２との間に一定の電流を流した状態で外部磁場を加えることにより、強磁性層６１，６２の磁化の向きの相対角度に応じて磁気抵抗効果が現れる。
そして、同図に示すように、例えば、双方の強磁性層６１，６２の磁化の向き（図中矢印）が反平行の場合に抵抗値が最大であり、図１５Ｂに示すように、双方の強磁性層６１，６２の磁化の向き（図中矢印）が平行の場合に抵抗値が最小である。

このように外部磁場により反平行と平行の状態を作り出すことにより、メモリ素子としての機能を得ることができる。

ＴＭＲ素子は、このような構成以外にも、図１６Ａ及び図１６Ｂに示すように、一方の強磁性層（図１６Ａの場合では強磁性層６２）に隣接して反強磁性層６５を形成することにより、強磁性層６２と反強磁性層６５とが反強磁性的に結合することを利用して、一方の強磁性層６２を、磁化の向き（図中矢印）が常に固定された磁化固定層とし、他方の強磁性層６１を、外部磁場等によって容易に磁化反転する磁化自由層とした、所謂スピンバルブ型のＴＭＲ素子も知られている。

なお、図１６Ａに示すスピンバルブ型のＴＭＲ素子８０は、磁化固定層６２がトンネルバリア層６３よりも下側に形成された、ボトムタイプのＴＭＲ素子であり、図１６Ｂに示すスピンバルブ型のＴＭＲ素子は、磁化固定層６２がトンネルバリア層６３よりも上側に形成された、トップタイプのＴＭＲ素子８１を示している。

このような磁気抵抗効果素子を用いて磁気メモリ装置（ＭＲＡＭ）を構成する場合は、図示しないが、ビット書き込み線と、このビット書き込み線に直交するワード書き込み線との交点付近に、上述したような磁気抵抗効果素子を配置することでメモリセルを形成し、このようなメモリセルをマトリクス状に複数配置することでＭＲＡＭアレイ（メモリセルアレイ）を形成することにより可能である。
そして、このような構成の磁気メモリ装置において記録を行う場合は、アステロイド特性を利用して磁気抵抗効果素子に対して選択書き込みを行うようにする（特許文献１参照）。
Wang et al., IEEE Trans Magn. 33 (1997), P.4498 特開平１０−１１６４９０号公報

ところで、上述した磁気メモリ装置（ＭＲＡＭ）においては、各メモリセルにおいて磁気抵抗効果素子の磁気特性にばらつきが存在した場合や、同一の磁気抵抗効果素子を繰り返し測定した際の磁気特性のばらつきが存在した場合に、アステロイド特性がゼロ磁場中心からずれてしまい、選択書き込み性が劣化してしまう問題が生じる。つまり、アステロイド特性を利用した選択書き込みが困難になる。

したがって、磁気抵抗素子の抵抗変化率（ＴＭＲ比）のＲ−Ｈ（抵抗−磁場）曲線において、理想的なアステロイド曲線が描かれることが必要である。そのためには、例えばこのＲ−Ｈ曲線において、ノイズ（例えばバルクハウゼンノイズ）がないこと、波形の角形性が良いこと、保磁力Ｈｃのばらつきが少ないこと等が求められる。

また、アステロイド特性のずれは、例えば、磁化固定層から磁化自由層へ影響を及ぼす漏れ磁界等のばらつきが存在する場合によっても生じるものである。

ここで、このような漏れ磁界成分を制御するために、例えば、磁化固定層を積層フェリ構造で形成することが考えられる。
具体的には、図１７Ａに示すように、トンネルバリア層６３上に形成された磁化固定層６１を、例えば、強磁性層６１１、非磁性中間層６１３、強磁性層６１２を順に積層して形成することにより、磁化固定層６１端からの漏れ磁場を少なくしている。
なお、強磁性層６１１，６１２としては例えばＣｏＦｅ層が用いられ、非磁性中間層６２３としては例えばＲｕ層が用いられている。

一方、磁気メモリ装置（ＭＲＡＭ）においては、低消費電力化を実現するために、例えば書き込み時において、ビット線やワード線に流す電流量を下げることが考えられている。しかしながら、高密度化、高容量化を目指す過程で、磁気抵抗効果素子の素子サイズが小さくなると、反磁界により保磁力が増大するので、書き込みに必要な電流量、つまり消費電力が大きくなってしまう。

ここで、素子サイズが小さくなっても、保磁力が上がらないようにするために、例えば、磁化自由層６２を積層フェリ構造で形成することが考えられる。
具体的には、図１７Ｂに示すように、トンネルバリア層６３上に形成された磁化自由層６２を、上述した磁化固定層６１の場合と同様に、例えば、強磁性層６２１、非磁性中間層６２３、強磁性層６２２を順に積層して形成することにより、正味の飽和磁化量を下げるようにしている。

以上のように、積層フェリ構造は、磁化固定層６１か、或いは磁化自由層６２かを問わず、磁気抵抗効果素子における選択書き込み性の向上や低消費電力化を達成する上で、非常に重要な構成であることが分かる。

しかしながら、例えば、ＣｏＦｅ層でＲｕ層を挟んだ構成等の積層フェリ構造は、金属膜上に形成された場合は強い強度の反強磁性結合磁界Ｈｓを得ることができるが、トンネルバリア層のような絶縁膜上に形成された場合は反強磁性結合磁界Ｈｓが弱くなるといった問題が生じる。このように積層フェリ構造内の反強磁性結合磁界Ｈｓが弱くなった場合は、磁化固定層６１の磁界の向きが固定されず不安定となるので、例えば書き込みに必要な電流磁界にもばらつきが生じ、書き込み特性が低下してしまう。また、この他にも、耐熱性が低下するといった問題も生じる。

上述した点に鑑み、本発明は、絶縁膜上に積層フェリ構造が形成された磁気抵抗効果素子であっても、積層フェリ構造内で充分な反強磁性結合磁界が得られ、また、耐熱性が確保された構成の磁気抵抗効果素子及びこれを用いた磁気メモリ装置を提供するものである。

本発明は、一対の強磁性層がトンネルバリア層を間に挟んで形成され、少なくとも、トンネルバリア層の上側に形成された強磁性層が、積層フェリ構造とされた磁気抵抗効果素子であって、積層フェリ構造が、トンネルバリア層に接する側から、少なくとも、アモルファスあるいは微結晶組織を有する強磁性層、結晶質強磁性層、非磁性中間層、強磁性層の順で積層された構成とする。

本発明の磁気抵抗効果素子によれば、積層フェリ構造が、トンネルバリア層に接する側から、少なくとも、アモルファスあるいは微結晶組織を有する強磁性層、結晶質強磁性層、非磁性中間層、強磁性層の順で積層された構成とするので、トンネルバリア層上に形成された積層フェリ構造内において、充分な反強磁性結合磁界を得ることができ、耐熱性も確保することができる。
また、上述した構成において、トンネルバリア層の上側に形成された強磁性層が磁化固定層である場合は、さらに、例えば磁化固定層からの漏れ磁場を抑えて、アステロイド特性がずれることを防止することが可能になる。
また、上述した構成において、トンネルバリア層の上側に形成された強磁性層が磁化自由層である場合は、さらに、磁気抵抗効果素子のサイズが小さくなっても、保磁力が上がらないようにすることが可能になる。

本発明は、一対の強磁性層がトンネルバリア層を間に挟んで形成され、少なくとも、トンネルバリア層の上側に形成された強磁性層が、積層フェリ構造とされた磁気抵抗効果素子と、磁気抵抗効果素子を厚さ方向に挟むワード線とビット線とを備えた構成の磁気メモリ装置であって、積層フェリ構造が、トンネルバリア層に接する側から、アモルファスあるいは微結晶組織を有する強磁性層、結晶質強磁性層、非磁性中間層、強磁性層の順で積層された構成とする。

本発明の磁気メモリ装置によれば、磁気抵抗効果素子が上記本発明の磁気抵抗効果素子の構成であることにより、例えば、書き込みのばらつきに対する耐性が充分に確保され、かつ耐熱性に優れた構成を実現することが可能になる。
また、上述した構成において、トンネルバリア層の上側に形成された強磁性層が磁化固定層である場合においては、上述した作用に加えて、例えばアステロイド特性のずれを抑えることが可能になる。
また、上述した構成において、トンネルバリア層の上側に形成された強磁性層が磁化自由層である場合は、上述した作用に加えて、微細化されても保磁力が上がらない構成を実現することができる。

本発明の磁気抵抗効果素子によれば、その構成に関係なく、積層フェリ構造内の反強磁性結合磁界を安定にすることができ、かつ耐熱性も確保することができる。これにより、高性能で、高い信頼性を有する磁気抵抗効果素子を得ることができる。
また、このような磁気抵抗効果素子において、トンネルバリア層の上側に形成された強磁性層が磁化固定層である場合は、上述した効果に加えて、選択書き込み性を良好にすることができる。
また、このような磁気抵抗効果素子において、トンネルバリア層の上側に形成された強磁性層が磁化自由層である場合は、上述した効果に加えて、素子サイズが微細化されても、消費電力を低減することが可能になる。

また、このような磁気抵抗効果素子を用いて磁気メモリ装置を構成することにより、書き込みのばらつきに対する耐性が充分に確保された磁気メモリ装置を実現できる。
これにより、書き込み特性に優れ、高い信頼性を有する磁気メモリ装置を得ることができる。

以下、図面を用いて、本発明の実施の形態を説明する。

まず、本発明に係る磁気抵抗効果素子、例えば、トンネル磁気抵抗効果素子の一実施の形態を、図１を用いて説明する。
このトンネル磁気抵抗効果素子（以下ＴＭＲ素子と示す）１は、例えばシリコン等からなる基板２上に、下地層３と、強磁性層でもある磁化自由層７と、トンネルバリア層６と、強磁性層である磁化固定層５と、反強磁性層４と、保護層（トップコート層）８とが順に積層された構成である。
このＴＭＲ素子１においては、一対の強磁性層である磁化自由層７と磁化固定層５との間にトンネルバリア層６が挟まれることにより、強磁性トンネル接合９が形成されている。そして、このＴＭＲ素子１は、強磁性層の一方が磁化固定層５とされ、他方が磁化自由層７とされた、いわゆるスピンバルブ型のＴＭＲ素子を示している。また、このＴＭＲ素子１は、トンネルバリア層より上側に磁化固定層５が形成された、いわゆるトップタイプのＴＭＲ素子を示している。

下地層３は、例えば、Ｔａ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｔｉ等の材料より形成することができる。

磁化自由層７は、例えば、ＣｏＦｅ層やＣｏＦｅＢ層を用いて形成することができる。この磁化自由層７は、後述するように、磁化固定層５の磁化の向きが常に一定に固定されているので、外部磁場等によって磁化の向きが容易に反転される構成となっている。ＴＭＲ素子１をＭＲＡＭに用いる場合には、この磁化自由層７を情報記憶層として使用する。

トンネルバリア層６は、スパッタリング法や蒸着法等によって成膜された金属膜を、酸化又は窒化することにより形成することができる。また、トンネルバリア層６は、有機金属と、酸素、オゾン、窒素、ハロゲン、ハロゲン化ガス等とを用いるＣＶＤ法によっても形成することができる。

反強磁性層４は、例えば、Ｆｅ、Ｎｉ、Ｐｔ、Ｉｒ、Ｒｈ等を含むＭｎ合金、Ｃｏ酸化物、Ｎｉ酸化物等の材料より形成することができる。
この反強磁性層４は、一方の強磁性層である磁化固定層５と結合することにより、磁界が加えられても磁化固定層５の磁化の向きを反転させず、磁化固定層５の磁化の向きを常に一定に固定するための層である。

保護層８は、例えば、Ｔａ等の材料を用いて形成することができる。

磁化固定層５は、積層フェリ構造で形成されている。この磁化固定層５は、例えば、上述したように、反強磁性層４と結合することにより、磁化の向きが常に一定に固定されている。

そして、本実施の形態においては、特に、この積層フェリ構造とされた磁化固定層５において、トンネルバリア層６に接する側から、アモルファス強磁性層５１、結晶質強磁性層５２、非磁性中間層５３、強磁性層５４の順に積層する。

アモルファス強磁性層５１としては、例えばＣｏＦｅＢ層を用いることができる。
また、これ以外にも、例えばＦｅＣｏＮｉＢ層や、Ｆｅ元素、Ｃｏ元素、Ｎｉ元素のいずれか、あるいは、これら元素の複数以上を主成分としてＢ元素が含有された材料層で形成することが好ましい。これは、比較的薄い膜厚（領域）でも磁気特性を得ることができるからである。

このように、Ｂ元素を含有させる場合には、さらにＢ元素の量が、１２（原子％）以上、３７（原子％）以下であることが好ましい。
例えば、Ｂ元素の量が１２（原子％）程度と少ない場合は、結晶化温度の低いアモルファスとなるが、成膜時にアモルファスあるいは微結晶組織を有していれば構わないので、１２（原子％）でも構わない。また、Ｂの元素量が４０（原子％）程度と多くなった場合は、その層自体が強磁性層として機能しなくなり、強磁性層としての特性が得られなくなる。

このアモルファス強磁性層５１は、０．５ｎｍ以上、１５ｎｍ以下の膜厚で形成することが好ましい。０．５ｎｍ以上の膜厚で形成することにより、後述するように、熱的な影響等に関係なく、積層フェリ構造内の反強磁性結合磁界Ｈｓを充分に得ることができる。
また、後述するように、積層フェリ構造の磁気特性を確保するためにはアモルファス強磁性層５１とその上に積層される結晶質強磁性層５２の膜厚の合計を１５ｎｍ以下とすることが望ましいので、アモルファス強磁性層５１の膜厚も同等以下（１５ｎｍ以下）とする。

結晶質強磁性層５２としては、例えばＣｏＦｅ層等を用いることができる。
また、結晶質強磁性層５２としては、Ｃｏ元素が含有されていることが望ましい。これは、その下側に形成される上記組成のアモルファスあるいは微結晶組織を有する強磁性層５１との間で拡散が生じたとしても、成分が近いため特性変化などの影響が少ないためである。

この結晶質強磁性層５２は、０．５ｎｍ以上、３ｎｍ以下の膜厚で形成することが好ましい。すなわち、このような膜厚で形成することにより、後述するように、熱的な影響等に関係なく、積層フェリ構造内の反強磁性結合磁界Ｈｓを充分に得ることができるからである。例えば、膜厚が３ｎｍ以上の場合は、磁性層の異方性分散など磁気特性が確保できなくなる。

非磁性中間層５３としては、例えばＲｕ層等を形成することができる。
このＲｕ層５３は、反強磁性接合が得られる膜厚（例えば０．８ｎｍ）で形成することができる。なお、非磁性中間層５３としては、これ以外にも、Ｉｒ、Ｒｅ、Ｒｈ等の材料層を用いることもできる。この場合においても、膜厚は反強磁性接合が得られる膜厚で形成する。

また、強磁性層５４、すなわち、反強磁性層４に接する側の強磁性層としては、例えばＣｏＦｅ層等を用いることができる。なお、この強磁性層５４は、結晶質強磁性層に限定されず、他の強磁性層であっても構わない。

なお、アモルファス強磁性層５１と、その上に形成される結晶質強磁性層５２との合計の膜厚は１ｎｍ以上、１５ｎｍ以下であることが好ましい。すなわち、膜厚をこのような範囲内で規定することにより、良好な磁気特性を確保することができる。

例えば、アモルファス強磁性層５１と結晶質強磁性層５２との合計膜厚が１ｎｍ未満である場合では、熱による相互拡散により磁気特性が大幅に損なわれる。
また、アモルファスあるいは微結晶組織を有する強磁性層５１と結晶質強磁性層５２の合計膜厚が１５ｎｍを上回る場合では、ＴＭＲ素子１の特性が不十分になる。

ここで、実際に、このような構成のＴＭＲ素子１を作製し、このＴＭＲ素子１において、反強磁性結合磁界Ｈｓの測定を行った。この測定結果を図２に示す。
なお、図２Ａは、本実施の形態のように、トンネルバリア層６に接してアモルファス強磁性層５１を形成した場合のＴＭＲ素子１の反強磁性結合磁界Ｈｓを示したものである。
具体的には、積層フェリ構造とされた磁化固定層５の構成が、トンネルバリア層６に接する側から、Ｃｏ６３Ｆｅ７Ｂ３０層（１ｎｍ）、Ｃｏ９０Ｆｅ１０層（２ｎｍ）、Ｒｕ層（０．８ｎｍ）、Ｃｏ９０Ｆｅ１０層（３ｎｍ）とが順に積層された構成のＴＭＲ素子１の場合である。
また、図２Ｂは、比較例として、トンネルバリア層に接して結晶質強磁性層を形成した場合のＴＭＲ素子の反強磁性結合磁界Ｈｓを示したものである。
具体的には、積層フェリ構造とされた磁化固定層５の構成が、トンネルバリア層６に接する側から、Ｃｏ９０Ｆｅ１０層（２．５ｎｍ）、Ｒｕ層（０．８ｎｍ）、Ｃｏ９０Ｆｅ１０層（３ｎｍ）とが順に積層された構成のＴＭＲ素子の場合である。
なお、それぞれのＴＭＲ素子において、磁化固定層以外の部分は、同じ材料層で形成されているものとする。
また、それぞれのＴＭＲ素子においては、成膜後、磁場中において、２５０℃、５時間の条件で熱処理が施されている。

図２Ａより、本実施の形態のように、積層フェリ構造とされた磁化固定層５において、トンネルバリア層６に接して直接アモルファス強磁性材料層（Ｃｏ６３Ｆｅ７Ｂ３０層）５１を形成した場合では、充分に強い強度の反強磁性結合磁界Ｈｓが得られていることが分かる。
また、図２Ｂより、比較例である、トンネルバリア層６に接して直接結晶質強磁性層（Ｃｏ９０Ｆｅ１０層）５１を形成した場合では、反強磁性結合磁界Ｈｓが弱くなっていることが分かる。

したがって、本発明の構成を用いることにより、トンネルバリア層６上に積層フェリ構造が形成されたＴＭＲ素子の場合であっても、従来のように、積層フェリ構造内の反強磁性結合磁界Ｈｓが弱くならず、充分な強さの反強磁性結合磁界Ｈｓを得ることができる。

これは、トンネルバリア層６のような絶縁膜上に形成された積層フェリ構造において、トンネルバリア層６に接して直接アモルファス強磁性材料層（ＣｏＦｅＢ層）５１を形成したことにより、比較例のトンネルバリア層に接して直接結晶質強磁性層（ＣｏＦｅ層）を形成した場合に比べて、磁気特性を得るのに必要な初期成長層が薄くて済む、あるいは不要となるためである。

このように、アモルファス強磁性層（ＣｏＦｅＢ層）５１を、薄くて良好な層状に形成することができるので、このアモルファス強磁性層５１を下地層として、結晶質強磁性層５２を良好に成長させることができ、非磁性中間層５３との間で、良好な反平行結合を得ることが可能になる。つまり、アモルファス強磁性層５１が配向下地膜のような役割を果たしていることになる。

上述した本実施の形態のＴＭＲ素子１によれば、トンネルバリア層６上の積層フェリ構造とされた磁化固定層５を、トンネルバリア層６に接する側から、アモルファスあるいは微結晶組織を有する強磁性層（ＣｏＦｅＢ層）５１と、結晶質強磁性層（ＣｏＦｅ層）５２と、非磁性中間層（Ｒｕ層）５３と、結晶質強磁性層（ＣｏＦｅ層）とを順に積層することにより形成したので、積層フェリ構造内の反平行結合がばらつくことを抑えることができる。

すなわち、これは、トンネルバリア層６に接して直接アモルファス強磁性材料層（ＣｏＦｅＢ層）を形成することにより、このアモルファス強磁性層（ＣｏＦｅＢ層）５１を薄くて良好な層状に形成することができるので、このアモルファス強磁性層５１上に結晶質強磁性層５２を形成した場合、結晶質強磁性層５２を良好に成長させることができ、非磁性中間層５３との間で、良好な反平行結合を得ることが可能になるためである。

したがって、トンネルバリア層６上の磁化固定層５を積層フェリ構造としたＴＭＲ素子１であっても、積層フェリ構造内において、反強磁性結合磁界Ｈｓが弱まることを防止して、充分な反強磁性結合磁界Ｈｓを得ることができる。
これにより、例えば、書き込みに必要な電流磁界にばらつきが生じることを抑えて、書き込み特性の低下を防止することができる。また、耐熱性が確保された構成を得ることができる。
また、例えば、磁化固定層からの漏れ磁場を抑えて、アステロイド特性のずれを防止することができる。

次に、本発明に係る磁気抵抗効果素子の他の実施の形態を、図３を用いて説明する。
上述した実施の形態では、トンネルバリア層６を挟んで下側に磁化自由層７が形成され、上側に磁化固定層５と反強磁性層４が形成されたトップタイプのスピンバルブ型のＴＭＲ素子１の場合を挙げて説明を行った。
これに対して本実施の形態は、トンネルバリア層６を挟んで下側に反強磁性層４と磁化固定層５が形成され、上側に磁化自由層７が形成されたボトムタイプのスピンバルブ型のＴＭＲ素子１０の場合である。
なお、その他の構成においては、図１に示す場合と同様であるので、対応する部分には同一符号を付して重複説明を省略する。

そして、本実施の形態においては、トンネルバリア層６上の磁化自由層７を積層フェリ構造とし、さらにこの積層フェリ構造とされた磁化自由層７を、トンネルバリア層６に接する側から、アモルファス強磁性材層（ＣｏＦｅＢ層）７１と、結晶質強磁性層（ＣｏＦｅ層）７２と、非磁性中間層（Ｒｕ層）７３と、強磁性層（ＣｏＦｅ層）７４とを順に積層することにより形成する。

なお、アモルファス強磁性層７１、結晶質強磁性層７２、非磁性中間層７３、強磁性層７４の具体的な構成は、前述した実施の形態の、アモルファス強磁性層５１、結晶質強磁性層５２、非磁性中間層５３、強磁性層５４の各層とそれぞれ同様に構成することができる。

上述した本実施の形態によれば、トンネルバリア層６に接して、直接結晶質強磁性層（ＣｏＦｅ層）７２を形成せずに、アモルファス強磁性層（ＣｏＦｅＢ層）７１を形成した上で、結晶質強磁性層（ＣｏＦｅ層）７２と、非磁性中間層（Ｒｕ層）７３と、強磁性層（ＣｏＦｅ層）７４とを順に積層して積層フェリ構造を形成したので、前述した実施の形態の場合と同様に、積層フェリ構造内において、各強磁性層間で形成されている反平行結合にばらつきが生じることを抑えることができ、充分に強度が確保された反強磁性結合磁界Ｈｓを得ることができる。また、耐熱性を確保することができる。

このように、トンネルバリア層６上の磁化自由層７が積層フェリ構造とされたＴＭＲ素子１０であっても、積層フェリ構造内において充分な反強磁性結合磁界Ｈｓが得られると共に、例えば、素子サイズが小さくなっても、保磁力が上がらない構成を実現することが可能になる。

なお、本実施の形態の場合においても、アモルファス強磁性層５１と、その上に形成される結晶質強磁性層５２との合計の膜厚は１ｎｍ以上、１５ｎｍ以下であることが好ましい。すなわち、膜厚をこのような範囲内で規定することにより、良好な磁気特性を確保することができる。

例えば、アモルファスあるいは微結晶組織を有する強磁性層５１と結晶質強磁性層５２との合計膜厚が１ｎｍ未満である場合では、熱による相互拡散により磁気特性が大幅に損なわれる。
また、アモルファスあるいは微結晶組織を有する強磁性層５１と結晶質強磁性層５２の合計膜厚が１５ｎｍを上回る場合では、その保磁力が過剰に高くなる。

上述した本実施の形態においては、本発明が適用される一方の強磁性層のみを積層フェリ構造とした場合を挙げて説明を行ったが（図１に示すトップタイプのＴＭＲ素子では磁化固定層５、図３に示すボトムタイプのＴＭＲ素子では磁化自由層７）、この積層フェリ構造は、本発明が適用される一方の強磁性層のみに限定されず、両方の強磁性層に形成されていても構わない。

例えば、図４に示すように、ボトムタイプの磁気抵抗効果素子において、上述したように、一方の磁化自由層７が積層フェリ構造で形成されると共に、もう一方の磁化固定層５が、非磁性中間層４３を間に挟んで両側に強磁性層４１，４２が形成された積層フェリ構造とされていても構わない。
また、図５に示すように、トップタイプのＴＭＲ素子において、上述したように、一方の磁化固定層５が積層フェリ構造で形成されると共に、もう一方の磁化自由層７が、非磁性中間層４３を挟んだ両側に強磁性層４１，４２が形成された積層フェリ構造とされていても構わない。

また、間に非磁性中間層５３を挟んで２層の強磁性層５１，５２が形成された積層フェリ構造の他に、さらに中間層、強磁性層が形成された、３層以上の強磁性層からなる積層フェリ構造であっても同様の効果は得られる。
具体的には、図６に示すように、例えば、ボトムタイプの磁気抵抗効果素子において、磁化固定層５を、４つの強磁性層（４１，４２，４４，４５）と、この４つの強磁性層（４１，４２，４４，４５）のそれぞれの間に形成された３つの非磁性中間層（５３１，５３２，５３３）とから構成したものである。
なお、その他の部分は、図３に示す磁気抵抗効果素子１０の場合と同様であるので、対応する部分には同一符号を付している。

次に、このような構成の磁気抵抗効果素子を用いた、本発明に係る磁気メモリ装置の一実施の形態を、図７を用いて説明する。
なお、本実施の形態では、磁気メモリ装置として、例えばＭＲＡＭの場合を挙げて説明する。

磁気メモリ装置（ＭＲＡＭ）２０は、ワード線ＷＬと、このワード線ＷＬと直交する複数のビット線ＢＬとを有し、ワード線ＷＬとビット線ＢＬとの交点付近に、上述したようなＴＭＲ素子（１，１０）が配置されることによりメモリセル２１が形成される。そして、このメモリセル２１が複数配置されることにより、ＭＲＡＭアレイ２２が形成されている。
図７では、３×３のメモリセル１１がマトリクス状に配列された構成のＭＲＡＭアレイ２２を示している。

次に、上述したメモリセル２１の構成を、図８を用いて説明する。
メモリセル２１では、例えばシリコン基板２３上に、ゲート電極２４、ソース領域２５及びドレイン領域２６からなるトランジスタ２７が形成されている。ゲート電極２４は、読み出し用のワード線ＷＬ１を構成している。そして、ゲート電極２４上には絶縁層（図示せず）を介して書き込み用のワード線ＷＬ２が形成されている。トランジスタ２７のドレイン領域２６にはコンタクトメタル２８が接続され、さらにコンタクトメタル２８には下地層２９が接続されている。

そして、本実施の形態の磁気メモリ装置（ＭＲＡＭ）２０においては、上述した構成のＴＭＲ素子１又は１０を、下地層２９上の書き込み用のワード線ＷＬ２の上方に対応する位置に形成する。
なお、このＴＭＲ素子１又は１０の上側には、ワード線ＷＬ１及びＷＬ２と直交するビット線ＢＬが形成される。

本実施の形態の磁気メモリ装置２０によれば、上述した構成の磁気抵抗効果素子を用いて構成したので、反強磁性結合磁界Ｈｓを充分に得ることができ、かつ耐熱性に優れた構成を実現できる。

また、図１に示したようなトップタイプのＴＭＲ素子１を用いて磁気メモリ装置２０を構成した場合は、上述した作用に加えて、選択書き込み性を良好にすることができる。

また、図３に示したようなボトムタイプのＴＭＲ素子１０を用いて磁気メモリ装置２０を構成した場合は、上述した作用に加えて、素子サイズが微細化されても、消費電力を低減することが可能になる。

本実施の形態においては、本発明の磁気抵抗効果素子１を、磁気メモリ装置（ＭＲＡＭ）２０に適用した場合を挙げて説明を行ったが、磁気抵抗効果素子１は、このように磁気メモリ装置２０のみならず、磁気ヘッドやこの磁気ヘッドを搭載したハードディスクドライブに適用することが可能である。また、これ以外にも、集積回路チップやパソコン、携帯端末や携帯電話といった各種電子機器、電気機器等にも適用することが可能である。

（実施例）
次に、上述した各実施の形態の磁気抵抗効果素子を実際にそれぞれ作製して特性を調べた。
具体的には、トンネルバリア層６上に形成された磁化固定層５が積層フェリ構造とされたＴＭＲ素子１において、トンネルバリア層６と非磁性中間層５３との間に形成される各強磁性層５１，５２の膜厚をそれぞれ変化させて、熱処理を行う前と行った後における積層フェリ構造内での反強磁性結合磁界Ｈｓの変化について測定を行った。
なお、図７及び図８を用いて説明したように、磁気メモリ装置２０においては、ＴＭＲ素子１以外にスイッチング用のトランジスタ２７等が形成されているが、本実施例においては、ＴＭＲ素子１の特性を調べるために、後述するように、強磁性トンネル接合のみが形成された特性評価用素子（Test Element Group:ＴＥＧ）をそれぞれ作成し、この特性評価用素子を用いて特性を調べた。

（実験１）
アモルファス強磁性材料層（ＣｏＦｅＢ層）５１の最適な膜厚を規定するために、結晶質強磁性層（ＣｏＦｅ層）５２の膜厚を固定して、アモルファス強磁性材料層５１のみの膜厚を変化させて、熱処理を行った後における積層フェリ構造内での反強磁性結合磁界Ｈｓの変化について測定を行った。

（試料１）
図９に平面図、図１０に図９のＡ−Ａにおける断面図をそれぞれ示すように、特性評価用素子（ＴＥＧ）として、基板３３上に、ワード線ＷＬとビット線ＢＬとが直交して配され、これらワード線ＷＬとビット線ＢＬとの交点付近にＴＭＲ素子１が形成された構造を作製した。このＴＥＧはＴＭＲ素子１が短軸５μｍ×長軸１０μｍの楕円形状であり、ワード線ＷＬ及びビット線ＢＬの両端にそれぞれ端子パッド３１，３２が形成され、ワード線ＷＬとビット線ＢＬとをＡｌ₂Ｏ₃膜からなる絶縁層３４によって互いに電気的に絶縁した構成となっている。

具体的には、次のようにして図９及び図１０に示すＴＥＧを作製した。
先ず、基板３３上にワード線の材料を成膜し、フォトリソグラフィ技術によってマスクした後に、ワード線ＷＬ以外の部分をＡｒプラズマにより選択的にエッチングし、ワード線ＷＬを形成した。このとき、ワード線ＷＬ以外の領域は、基板３３の深さ５ｎｍまでエッチングした。なお、基板３３としては、表面に厚さ２μｍの熱酸化膜が形成された、厚さ０．６ｍｍのシリコン基板を用いた。

続いて、下記の層構成（１）からなるＴＭＲ素子１を、公知のリソグラフィ法及びエッチングにより作製した。層構成（１）は、／の左側が基板側となっており、（）内は膜厚を示している。
Ｔａ（５ｎｍ）／Ｃｕ（２０ｎｍ）／Ｃｏ９０Ｆｅ１０（２ｎm）／Ａｌ−Ｏｘ（１ｎｍ）／アモルファス強磁性層（ｔ１ｎｍ）／結晶質強磁性層（２ｎｍ）／Ｒｕ（０．８ｎｍ）／Ｃｏ９０Ｆｅ１０（３ｎｍ）／ＰｔＭｎ（３０ｎｍ）／Ｔａ（５ｎｍ）−（１）

なお、層構成（１）において、ＣｏＦｅＢ層５１の組成はＣｏ６３Ｆｅ７Ｂ３０（原子％）とし、ＣｏＦｅ層の組成はＣｏ９０Ｆｅ１０とした。

トンネルバリア層６として形成したＡｌ−Ｏｘ層は、先ず、ＤＣスパッタ法を用いて、Ａｌ膜を１ｎｍの膜厚で堆積させた後、酸素／アルゴンの流量比を１：１とし、チャンバー内に導入されるガス圧を０．１ｍＴｏｒｒとして、ＩＣＰプラズマを用いて上記Ａｌ膜をプラズマ酸化することにより形成した。
また、酸化時間はＩＣＰプラズマ出力に依存するが、今回の実施例中では３０秒とした。
また、このＡｌ−Ｏｘ層以外の各層においては、ＤＣマグネトロンスパッタ法を用いて形成した。

このようにして、ワード線ＷＬ上にＴＭＲ素子１を形成した後、磁場中熱処理炉において、１０ｋＯｅ、２５０℃、５時間の熱処理を行い、反強磁性層４であるＰｔＭｎ層の規則化熱処理を行い、強磁性トンネル接合９を形成した。

次に、例えばＡｌ₂Ｏ₃膜をスパッタリングすることにより、厚さ１００ｎｍ程度の絶縁層３４を形成し、さらに、リソグラフィ技術を用いて、ビット線ＢＬ及び端子パッド３１，３２を形成することにより、図９及び図１０に示すＴＥＧを得て、これを試料１のＴＥＧとした。

また、比較例１として、トンネルバリア層６に接してアモルファス強磁性層（ＣｏＦｅＢ層）５１を形成せずに、直接結晶質強磁性層（ＣｏＦｅ層）５２を２ｎｍの膜厚で形成し、このＣｏＦｅ層５２上は、上述した本発明を適用した場合と同じように、非磁性中間層５３、結晶質強磁性層５４を順に積層した試料２を作製した。また、比較例２として、結晶質強磁性層（ＣｏＦｅ層）５２を３ｎｍの膜厚で形成した他は比較例１と同じ構成とした試料３を作製した。

そして、試料１のＴＥＧにおいて、アモルファス強磁性材料層（ＣｏＦｅＢ層）５１の膜厚ｔ１を、０．５ｎｍ、１．０ｎｍ、２．０ｎｍと変化させて、２５０℃の熱処理の前後の反強磁性結合磁界Ｈｓの変化を測定した。
また、比較例１である試料２のＴＥＧ及び比較例２である試料３のＴＥＧにおいても同様に、熱処理前後の反強磁性結合磁界Ｈｓの変化を測定した。
具体的には、後述するようにして、Ｒ−Ｈ曲線の測定を行い、さらにＲ−Ｈ曲線から反強磁性結合磁界Ｈｓを求めた。

（Ｒ−Ｈ曲線の測定）
通常のＭＲＡＭ等の磁気メモリ装置では、電流磁界によってＴＭＲ素子を磁化反転させて情報を書き込むが、本実施例では、外部磁界によってＴＭＲ素子１を磁化反転させることにより、抵抗値の測定を行った。すなわち、先ず、ＴＭＲ素子１の磁化自由層７を磁化反転させるための外部磁界を、磁化自由層７の磁化容易軸に対して平行となるように印加した。測定のための外部磁界の大きさは例えば４．５ｋＯｅとした。次に、磁化自由層７の磁化容易軸の一方から見て例えば−４．５ｋＯｅから＋４．５ｋＯｅまで掃引するのと同時に、ワード線ＷＬの端子パッド３１とビット線ＢＬの端子パッド３２とにかかるバイアス電圧が１００ｍＶとなるように調節して、強磁性トンネル接合９にトンネル電流を流した。このときの、各外部磁界に対する抵抗値を測定し、Ｒ−Ｈ曲線を得た。

（反強磁性結合磁界ＨＳの測定）
上記の測定方法により、図１４に示すようなＲ−Ｈ曲線を作成し、磁化固定層５と磁化自由層７が反平行であって抵抗が高い状態での抵抗値Ｒ１から、マイナス側（反強磁性層４に直接接している強磁性層５２の磁化方向に磁界を加えたとき磁化固定層５の磁化が回転して行く過程にあたる）の曲線に接線（破線）Ｘを引き、この接線Ｘが磁化固定層５と磁化自由層７が平行であって抵抗が低い状態での抵抗値Ｒ２と交差する磁界Ｈの値を便宜的に反強磁性結合磁界Ｈｓと定義した。

試料１のＴＥＧ及び比較例である試料２のＴＥＧと試料３のＴＥＧの反強磁性結合磁界Ｈｓの変化の測定結果を図１１に示す。
なお、図１１において、●及び○が本発明の構成のＴＭＲ素子（試料１）の場合を示し、▲及び△が比較例１の場合のＴＭＲ素子（試料２）を示し、■及び□が比較例２の場合のＴＭＲ素子（試料３）の場合を示している。
また、●，▲，■は熱処理を行う前の状態を示し、○，△，□は２５０℃の熱処理を行った後の状態を示している。

図１１より、先ず比較例１の場合においては、熱処理前の反強磁性結合磁界Ｈｓの値が低い上、熱処理後における反強磁性結合磁界Ｈｓは、熱処理前に比べて大幅に低下していることが分かる。また、比較例２の場合においては、熱処理前の反強磁性結合磁界Ｈｓが、比較例１に比べてさらに低くなっており、熱処理後における反強磁性結合磁界Ｈｓも、比較例１程ではないが、低下していることが分かる。

これに対して、本発明のトンネルバリア層６上にＣｏＦｅＢ層５１を形成した場合においては、その膜厚ｔ１を０．５ｎｍ、１．０ｎｍ、２．０ｎｍとした場合の全てにおいて、熱処理前の反強磁性結合磁界Ｈｓが高く、また熱処理後においても、反強磁性結合磁界Ｈｓが大幅に低下していないことが分かる。
ただし、その膜厚ｔ１が厚くなるに従って（例えば２ｎｍ）、熱処理前の反強磁性結合磁界Ｈｓが若干低くなり、これに伴い熱処理後の反強磁性結合磁界Ｈｓも低下していることが分かる。

以上より、トンネルバリア層６に直接接してアモルファス強磁性材料層（ＣｏＦｅＢ層）５１を形成し、このＣｏＦｅＢ層５１上に結晶質強磁性層（ＣｏＦｅ層）５２を形成したことにより、従来のように、トンネルバリア層６上に直接接して結晶質強磁性層（ＣｏＦｅ層）５２を形成した場合に比べて、高い反強磁性結合磁界Ｈｓを得られることが分かる。また熱処理後においても、大きく反強磁性結合磁界Ｈｓが低下しない構成を得られることが分かる。
この場合、アモルファス強磁性層５１の膜厚ｔ１は、例えば、０．５ｎｍ〜１５ｎｍの範囲内で規定することができる。ここで、アモルファス強磁性層５１の膜厚ｔ１の上限を１５ｎｍとしたのは、前述したように、熱履歴に関わらず良好な磁気特性を得ることができるためである。

（実験２）
結晶質強磁性層（ＣｏＦｅ層）５２の有無及び最適な膜厚を規定するために、アモルファス強磁性材料層（ＣｏＦｅＢ層）５１の膜厚を固定して、結晶質強磁性層５２の膜厚のみを変化させて、熱処理を行った後における積層フェリ構造内での反強磁性結合磁界Ｈｓの変化について測定を行った。

（試料４）
下記の層構成（２）からなるＴＭＲ素子１を、前述した実験１に示す場合と同様に、公知のリソグラフィ法及びエッチングにより作製した。層構成（２）は、／の左側が基板側となっており、（）内は膜厚を示している。
Ｔａ（５ｎｍ）／Ｃｕ（２０ｎｍ）／Ｃｏ９０Ｆｅ１０（２ｎm）／Ａｌ−Ｏｘ（１ｎｍ）／アモルファス強磁性層（１ｎｍ）／結晶質強磁性層（ｔ２ｎｍ）／Ｒｕ（０．８ｎｍ）／Ｃｏ９０Ｆｅ１０（３ｎｍ）／ＰｔＭｎ（３０ｎｍ）／Ｔａ（５ｎｍ）−（２）

なお、層構成（２）において、ＣｏＦｅＢ層５１の組成はＣｏ６３Ｆｅ７Ｂ３０（原子％）とし、ＣｏＦｅ層の組成はＣｏ９０Ｆｅ１０とした。
そして、前述した実験１と同様にして図９及び図１０に示すＴＥＧを得て、これを試料４のＴＥＧとした。

また、比較例として、トンネルバリア層に接してアモルファス強磁性層（ＣｏＦｅＢ層）を形成して、このアモルファス強磁性層上に結晶質強磁性層（ＣｏＦｅ層）を形成せずに、非磁性中間層を直接形成した場合の試料５のＴＥＧを作製した。

そして、このような構成とされた試料４のＴＥＧにおいて、結晶質強磁性層（ＣｏＦｅ層）５２の膜厚ｔ２を、上限が２．５ｎｍの範囲内において変化させて、熱処理を施した後の反強磁性結合磁界Ｈｓの変化を測定した。
具体的には、上述したように、Ｒ−Ｈ曲線の測定を行い、さらにＲ−Ｈ曲線から反強磁性結合磁界Ｈｓを求めた。
また、比較例である試料５のＴＥＧにおいても同様に、熱処理前後の反強磁性結合磁界Ｈｓの変化を測定した。

試料４のＴＥＧ及び比較例である試料５のＴＥＧの測定結果を図１２に示す。
図１２において、●及び○が本発明の構成のＴＭＲ素子（試料４）の場合を示し、▲及び△が比較例の場合のＴＭＲ素子（試料５）を示している。
また、●，▲は熱処理を行う前の状態を示し、○，△は２５０℃の熱処理を行った後の状態を示している。

図１２より、アモルファス強磁性層（ＣｏＦｅＢ層）上に結晶質強磁性層（ＣｏＦｅ層）を形成しない比較例の場合においては、反強磁性結合磁界Ｈｓが著しく低い値を示していることが分かる。

これに対して、アモルファス強磁性材料層（ＣｏＦｅＢ層）５１上に結晶質強磁性層（ＣｏＦｅ層）５２を形成した本実施の形態の場合では、その膜厚ｔ２を、０．５ｎｍ、１．０ｎｍ、１．５ｎｍ、２．０ｎｍとした場合の全てにおいて、熱処理前の反強磁性結合磁界Ｈｓが高く、また、熱処理後においても反強磁性結合磁界Ｈｓが大幅に低下していないことが分かる。
ただし、その膜厚ｔ２が厚くなるに従って（例えば２ｎｍ）、アモルファス強磁性層５１の場合と同様に、熱処理前の反強磁性結合磁界Ｈｓが低下して、これに伴い熱処理後の反強磁性結合磁界Ｈｓも低下していることが分かる。

以上より、トンネルバリア層６上に接してアモルファス強磁性層（ＣｏＦｅＢ層）５１のみを形成しただけでは、熱処理を行う前後の両方において、高い反強磁性結合磁界Ｈｓを得ることはできず、本発明のように、アモルファス強磁性層（ＣｏＦｅＢ層）５１を形成し、さらに結晶質強磁性層（ＣｏＦｅ層）５２を形成することにより、熱処理を行う前後において、高い反強磁性結合磁界Ｈｓが得られることが分かる。
この場合、結晶質強磁性層５２の膜厚ｔ２は、例えば、０．５ｎｍ〜３ｎｍの範囲内で規定することができる。これにより、前述したように、積層フェリ構造内において、反強磁性結合磁界Ｈｓを充分に確保することができる。

（実験３）
アモルファス強磁性材料層（ＣｏＦｅＢ層）５１の最適なＢ元素の量（原子％）を規定するために、Ｂ元素の量（原子％）を変化させて、熱処理を行った後における積層フェリ構造内での反強磁性結合磁界Ｈｓの変化について測定を行った。

（試料６）
下記の層構成（３）からなるＴＭＲ素子１を、前述した実験１に示す場合と同様に、公知のリソグラフィ法及びエッチングにより作製した。層構成（３）は、／の左側が基板側となっており、（）内は膜厚を示している。
Ｔａ（５ｎｍ）／Ｃｕ（２０ｎｍ）／Ｃｏ９０Ｆｅ１０（２ｎm）／Ａｌ−Ｏｘ（１ｎｍ）／アモルファス強磁性層（１ｎｍ）／結晶質強磁性層（２ｎｍ）／Ｒｕ（０．８ｎｍ）／Ｃｏ９０Ｆｅ１０（３ｎｍ）／ＰｔＭｎ（３０ｎｍ）／Ｔａ（５ｎｍ）−（３）

なお、層構成（３）において、ＣｏＦｅ層の組成はＣｏ９０Ｆｅ１０とした。
そして、前述した実験１と同様にして図９及び図１０に示すＴＥＧを得て、これを試料６のＴＥＧとした。

また、比較例として、トンネルバリア層に接してＢ元素のないＣｏＦｅ層、すなわち結晶質強磁性層を３ｎｍの膜厚で形成して、この結晶質強磁性層上に非磁性中間層を直接形成した場合の試料７のＴＥＧを作製した。

そして、このような構成とされた試料６のＴＥＧにおいて、アモルファス強磁性層５１であるＣｏＦｅＢ層の組成をＣｏ６３Ｆｅ７Ｂｘ（原子％）とし、Ｂ元素の量（ｘ％）を０〜４０（原子％）の範囲内で変化させた場合の、熱処理を施した後の反強磁性結合磁界Ｈｓの変化を測定した。
具体的には、前述したように、Ｒ−Ｈ曲線の測定を行い、さらにＲ−Ｈ曲線から反強磁性結合磁界Ｈｓを求めた。
また、比較例である試料７のＴＥＧにおいても同様に、熱処理前後の反強磁性結合磁界Ｈｓの変化を測定した。

試料６のＴＥＧ及び比較例である試料７のＴＥＧの測定結果を図１３に示す。
図１３において、●が本発明の構成のＴＭＲ素子（試料６）の場合を示し、▲が比較例の場合のＴＭＲ素子（試料７）を示している。

図１３から分かるように、ＣｏＦｅＢ層に含まれるＢ濃度は１２（原子%）以上であれば、比較例に比べて、高い反強磁性結合磁界Ｈｓが得られることが分かる。
なお、Ｂ元素の量が４０（原子％）を越えた場合、ＣｏＦｅＢ層は強磁性体ではなく非磁性化してしまうので４０(原子％)未満である必要がある。

以上は、図１に示したようなトップタイプのスピンバルブ型のＴＭＲ素子１において、磁化固定層５が積層フェリ構造とされた場合についての実施例であるが、図３に示したようなボトムタイプのスピンバルブ型の磁気抵抗効果素子１０において、磁化自由層７が積層フェリ構造とされた場合についても全く同様の作用を得ることができる。

このように、実験１〜実験３に示した結果からも明らかなように、トンネルバリア層６上に積層フェリ構造が形成されたＴＭＲ素子の場合であっても、トンネルバリア層６に接して直接アモルファス強磁層５１を形成し、このアモルファス強磁性層５１上に結晶質強磁性層５２を形成することにより、積層フェリ構造内の反強磁性結合磁界Ｈｓが弱くなることを防ぐことができ、充分な反強磁性結合磁界Ｈｓが得られていることが分かる。

尚、本発明は、上述の実施の形態に限定されるものではなく、本発明の要旨を逸脱しない範囲でその他様々な構成が取り得る。

本発明に係る磁気抵抗効果素子の一実施の形態を示す概略断面図である。 Ａ，Ｂ 本発明の構成と比較例の構成との熱処理後の反強磁性結合磁界を示す図である。 本発明に係る磁気抵抗効果素子の他の実施の形態を示す概略構成図である。 本発明に係る磁気抵抗効果素子の他の形態を示す概略構成図（その１）である。 本発明に係る磁気抵抗効果素子の他の形態を示す概略構成図（その２）である。 本発明に係る磁気抵抗効果素子の他の形態を示す概略構成図（その３）である。 本発明に係る磁気メモリ装置の一実施の形態を示す斜視図である。 図７に示す磁気メモリ装置のメモリセルの拡大断面図である。 実験において用いられるＴＭＲ素子評価用のＴＥＧの平面図である。 図９に示すＴＥＧのＡ−Ａ線上の拡大断面図である。 磁気抵抗効果素子のアモルファス強磁性材料層の厚さの違いによる反強磁性結合Ｈｓの違いを示す図である。 磁気抵抗効果素子の結晶質強磁性材料の厚さの違いによる反強磁性結合Ｈｓの違いを示す図である。 磁気抵抗効果素子のアモルファス強磁性層としてＣｏＦｅＢ層を用いた場合のＢ元素の濃度の違いによる反強磁性結合Ｈｓの違いを示す図である。 Ｒ−Ｈ曲線から測定される反強磁性結合磁界の説明図である。 Ａ，Ｂ 従来の磁気抵抗効果素子の要部を示す概略断面図である。 Ａ，Ｂ 従来のスピンバルブ型の磁気抵抗効果素子を説明するための図である。 Ａ，Ｂ ボトムタイプ及びトップタイプの磁気抵抗効果素子を説明するための図である。

符号の説明

１，１０・・・磁気抵抗効果素子、２・・・基板、３・・・下地層、４・・・反強磁性層、５・・・磁化固定層、５１，７１・・・アモルファス強磁性材料層（ＣｏＦｅＢ層）、５２，５４・・・結晶質強磁性層（ＣｏＦｅ層）、５３・・・非磁性中間層、６・・・トンネルバリア層、７・・・磁化自由層、７２，７４・・・結晶質強磁性層（ＣｏＦｅ層）、７３・・・非磁性中間層、８・・・保護層、９・・・強磁性トンネル接合、２０・・・磁気メモリ装置、２１・・・メモリセル、２２・・・ＭＲＡＭアレイ

Claims (16)

1. 一対の強磁性層がトンネルバリア層を間に挟んで形成され、少なくとも、前記トンネルバリア層の上側に形成された前記強磁性層が、積層フェリ構造とされた磁気抵抗効果素子であって、
   前記積層フェリ構造が、前記トンネルバリア層に接する側から、少なくとも、アモルファスあるいは微結晶組織を有する強磁性層、結晶質強磁性層、非磁性中間層、強磁性層の順で積層された構成である
   ことを特徴とする磁気抵抗効果素子。
2. 前記トンネルバリア層の上側に形成された強磁性層は、磁化固定層であることを特徴とする請求項１に記載の磁気抵抗効果素子。
3. 前記トンネルバリア層の上側に形成された強磁性層は、磁化自由層であることを特徴とする請求項１に記載の磁気抵抗効果素子。
4. 前記アモルファスあるいは微結晶組織を有する強磁性層は、ＦｅＣｏＢ層あるいはＦｅＣｏＮｉＢ層で形成されていることを特徴とする請求項１に記載の磁気抵抗効果素子。
5. 前記ＦｅＣｏＢ層あるいはＦｅＣｏＮｉＢ層において、Ｂ元素の量は、１２（原子％）以上、３７（原子％）以下であることを特徴とする請求項４に記載の磁気抵抗効果素子。
6. 前記結晶質強磁性層はＣｏが含有されていることを特徴とする請求項１に記載の磁気抵抗効果素子。
7. 前記アモルファスあるいは微結晶組織を有する強磁性層の膜厚は、０．５ｎｍ以上、１５ｎｍ以下であることを特徴とする請求項１に記載の磁気抵抗効果素子。
8. 前記結晶質強磁性層の膜厚は、０．５ｎｍ以上、３ｎｍ以下であることを特徴とする請求項１に記載の磁気抵抗効果素子。
9. 一対の強磁性層がトンネルバリア層を間に挟んで形成され、少なくとも、前記トンネルバリア層の上側に形成された前記強磁性層が、積層フェリ構造とされた磁気抵抗効果素子と、前記磁気抵抗効果素子を厚さ方向に挟むワード線とビット線とを備えた構成の磁気メモリ装置であって、
   前記積層フェリ構造が、前記トンネルバリア層に接する側から、少なくとも、アモルファスあるいは微結晶組織を有する強磁性層、結晶質強磁性層、非磁性中間層、強磁性層の順で積層された構成である
   ことを特徴とする磁気メモリ装置。
10. 前記トンネルバリア層の上側に形成された強磁性層は、磁化固定層であることを特徴とする請求項９に記載の磁気メモリ装置。
11. 前記トンネルバリア層の上側に形成された強磁性層は、情報記憶層であることを特徴とする請求項９に記載の磁気メモリ装置。
12. 前記アモルファスあるいは微結晶組織を有する強磁性層は、ＦｅＣｏＢ層あるいはＦｅＣｏＮｉＢ層で形成されていることを特徴とする請求項９に記載の磁気メモリ装置。
13. 前記ＦｅＣｏＢ層あるいはＦｅＣｏＮｉＢ層において、Ｂ元素の量は、１２（原子％）以上、３７（原子％）以下であることを特徴とする請求項１２に記載の磁気メモリ装置。
14. 前記結晶質強磁性層はＣｏが含有されていることを特徴とする請求項９に記載の磁気メモリ装置。
15. 前記アモルファスあるいは微結晶組織を有する強磁性層の膜厚は、０．５ｎｍ以上、１５ｎｍ以下であることを特徴とする請求項９に記載の磁気メモリ装置。
16. 前記結晶質強磁性層の膜厚は、０．５ｎｍ以上、３ｎｍ以下であることを特徴とする請求項９に記載の磁気メモリ装置。

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