(第1の実施形態)
 図1は、従来のMTJ素子の構造を示す断面図で あり、図2は、本発明の第1の実施形態に係るM TJ素子の構造を示す断面図である。第1の実施 形態では磁化自由層に本発明を用いた構成を 示す。

 図1のMTJ素子1及び図2のMTJ素子2は共に、下 地基板10の上に作製され、下部電極層11と、� �強磁性層12と、磁化固定層41と、トンネルバ� ��ア層16と、磁化自由層42と、キャップ層17と� ��上部電極層18とを備えている。

 下部電極層11は下地基板10の上に形成され ており、磁化固定層41への電気的接続を提供� ��る経路として機能し、またその表面は平滑� ��あることが望まれる。下部電極層11は、例� �ば、Ta、Ru、Cu、Zr,CuN,TaN、TiNで形成される。

 反強磁性層12は、例えば、PtMn、IrMn、NiMn� �ような反強磁性体で形成され、磁化固定層41 の磁化を固定する役割を有している。

 磁化固定層41は、例えばCoFeまたはCoFeBの� �うなスピン分極率の高い強磁性体で形成さ� �る。磁化固定層41の磁化は、反強磁性層12が� ��用する交換相互作用によって固定される。� ��化固定層41は単層の強磁性膜で構成されて� �よいが、積層フェリ構造で構成されても良� �。例えば、磁化固定層41は、強磁性層13、非� ��性層14、強磁性層15で構成される。典型的に 強磁性層13はCoFe、非磁性層14はRu,Ir,Rh,Ag,Cu,Cr,A uなどで構成され、非磁性層14を介して強磁性 層13と強磁性層15に反強磁性的な磁気結合を� �現する。強磁性層15は、CoFe、CoFeBなど高スピ ン分極率材料で形成される。とくにbcc構造を 持つ材料,好適にはCo組成が80%以下のCoFe合金� �或いはそれをベースとしたアモルファス、� �結晶磁性合金が高MR比を得る上で好適である 。アモルファス、微結晶磁性膜として、CoFe� �金に対してB,C,Al,Si,Ge,Zr,Nb,Ta,Nb,W,Hf,Mg,Mo,Cu,Tiか ら選ばれた非磁性元素を添加した強磁性膜が 好適である。

 トンネルバリア層16は結晶質のバリアが� �用され、単結晶または、特定の方位が配向� �た多結晶膜が好適である。バリアが結晶構� �を持ち、特定の面が配向していると、コヒ� �レントな電子のトンネリングが維持され、MT Jの磁気抵抗が強磁性電極の結晶方位を大き� �反映するようになる。これによって、バリ� �の結晶構造と方位、強磁性電極の結晶構造� �方位の組み合わせによって、非常に大きいMR 比を発現することが可能となる。

 大きいMR比が得られる組み合わせの一つ� �して、強磁性電極にbcc(001)配向した強磁性膜 、トンネルバリア層に(001)配向した結晶質MgO� ��を用いることが好適である。トンネルバリ� ��層16に(001)配向した結晶質MgOを得る手段とし て、下地の強磁性層15に、bcc(001)配向した強� �性層や、アモルファスや微結晶膜を用いる� �とで、その上に成長させるMgOが(001)に配向し やすくなる。また製膜条件(製膜レート、製� �投入電力、基板温度、基板-ターゲット或い� ��基板―蒸着母材間の距離、製膜中の雰囲気� ��製膜ガス圧等)によっても最適化することが できる。

 キャップ層17は、磁化固定層41、トンネルバ リア層16、及び磁化自由層42を保護するため� �層である。キャップ層17は、例えば、Ta、Ru� �形成される。キャップ層17は、トンネル電流 が流れる程度に極めて薄いMgO _x とTaの積層膜、或いは窒化物、典型的には、T iNとTaの積層膜で構成すると、磁化自由層と� �ャップ層が反応しづらくなり耐熱性が向上� �る。上部電極層18はTa,Ru,Cu,Al,又はそれらの合 金で形成される。

 図1の従来のMTJ素子1と、図2の第1の実施形 態に係るMTJ素子2では磁化自由層42のみが異な り、あとは共通の構造を有している。図1のMT J素子1では、磁化自由層42を構成する強磁性� �19が、CoFeBなどのアモルファス合金、CoFe合金 、またはパーマロイなどのNiFe合金などで構� �される。CoFeを含む材料は、MR比は高いもの� �、ソフト性が悪い。またパーマロイは、ソ� �ト性は良いものの、MR比が低い。両者の間を とって非常に薄いCoFeをトンネルバリア層16と の界面に使用した、CoFe/NiFe積層膜も磁化自由 層42として使用され得るが、これでも、充分� ��良好な特性を得ることはできない。

 一方、図2に示される第1の実施形態に係� �MTJ素子2では、磁化自由層42が強磁性層21と強 磁性層22を積層させた構成をとる。トンネル� ��リア層16に接合する強磁性層21は、bcc構造を 持つ強磁性材料,好適にはCo組成が80%以下のCoF e合金であることが好適である。それに代え� �、強磁性層21は、bcc構造を持つ強磁性材料を ベースとして非磁性元素B,C,Al,Si,Ge,Zr,Nb,Ta,Nb,W, Hf,Mg,Mo,Cu,Tiとを合金化したアモルファス材料� ��は微結晶材料が好適である。特に軽元素で� ��るBとCが、MR比に対する悪影響が小さく好適 である。MgO(001)上に成長させることで、これ� ��はbcc(001)に配向、または結晶化する。bcc(001) を維持することが高MR比を維持する上で必須� ��ある。

 強磁性層21のbcc(001)配向と高スピン分極した 電子状態を乱さないように、その上に成長さ せる強磁性層22の結晶構造が重要となる。さ� ��に強磁性層22はソフト性が要求される。そ� �で第1の実施形態では、強磁性層22として、fc c構造を持つ強磁性材料をアモルファス化、� �は微結晶化させた強磁性層を用いる。強磁� �層22がfcc強磁性材料を用いて構成されること によりソフト性を維持できる。かつ、強磁性 層22がアモルファス構造、又は微結晶構造で� ��るため、強磁性層21のbcc(001)配向を物理的に 阻害しない。また強磁性層22がアモルファス� ��造又は微結晶構造を有しているため、強磁� ��層21のスピン分極したバンド構造への擾乱� �低減できる。このような強磁性層22の構造に よって磁気的にハードな強磁性層21を、高いM R比を保ったまま、非常に薄くできる。具体� �には、発明者の実験から、強磁性層21にCo ₄₀ Fe ₄₀ B ₂₀ 膜を使用した場合、Co ₄₀ Fe ₄₀ B ₂₀ 単層のみでは、その膜厚を1.5nmよりも薄くす� ��とMR比が減少し、70%以下になってしまうが� �本実施形態のように、強磁性層22と積層させ た場合には、Co ₄₀ Fe ₄₀ B ₂₀ 層の膜厚を1.5nm以下、さらには0.25nmまで薄く� ��ても70%以上のMR比を維持することができる� �

 強磁性層22を構成するfcc磁性材料として� �、Co組成が80%以上のCoFe合金、またはNiFe,NiCo,N iFeCo合金でNi組成が70%以上である組成が好適� �ある。また、これらのfcc磁性合金に、B,C,Al,S i,Ge,Zr,Nb,Ta,Nb,W,Mo,Cuのいずれかから選択された 非磁性元素を添加すること得られた、アモル ファス材料、又は微結晶材料も、強磁性層22� ��構成する材料として好適である。特に軽元� ��であるBとCを添加することは、MR比に対する 悪影響が小さく好適である。またfcc磁性合金 としては、NiFe合金でNi組成が82%よりも大きい ものが最も優れている。なぜなら、強磁性元 素の合金中で磁化Ms及び結晶磁気異方性磁場H kがもっとも小さい。また、負の磁歪定数λが 得られるから、強磁性層21の正に大きい磁歪� ��数λを打ち消して、磁化自由層42全体として の実効的な磁歪定数λを零に設定することが� ��能である。磁化自由層42全体としての磁歪� �数λがゼロになることで、MTJ素子2に加えら� �た、デバイスプロセスに起因した応力の影� �を低減することができる。このような材料� �な優位点により磁化自由層42を最もソフトに することができる。

 より具体的には、強磁性層22は、(Ni _X Fe _1-X ) _1-Y M _Y の組成式で表される材料で形成されることが 好適である。ここで、Mは非磁性元素であり� �B,C,Al,Si,Ge,Zr,Nb,Ta,Nb,W,Hf,Mg,Mo,Cuから一つ以上の 元素が選択される。Xは82%以上が好適である� �、Mの材料によってλが若干負にシフトする� �合があり、より確実に負の磁歪定数λを得る にはXは80%以上のNiFe合金を使用すれば良い。M の組成としては、強磁性層22が微結晶、また� ��アモルファス化し、且つ、強磁性を失わな� ��範囲が好適であり、Yは40~5%が好適である。

 以上に説明されているように、本実施形� ��のMTJ素子2の磁化自由層42では微結晶構造、� ��モルファス構造を得るために強磁性層に非� ��性元素が添加される。一般に非磁性元素濃� ��が増大するほど飽和磁化や異方性磁場が減� ��し、強磁性層はソフトになる。しかしなが� ��強磁性層21に関しては添加する非磁性濃度� �増大するほどMR比は減少する。従って強磁性 層21の非磁性層濃度は大きくはできない。一� ��強磁性層22に関してはMR比には大きく寄与し ない。よって強磁性層22の非磁性元素の濃度� ��強磁性層21よりもより高く設定することが� �適である。そうすることで磁化自由層42はよ りソフトになる。

 本実施形態では、磁化自由層がアモルフ� ��ス合金、微結晶合金で構成されており、熱� ��理温度を増大するとやがては磁化自由層が� ��晶化してしまう。その際、強磁性層21はMgO(0 01)によりbcc(001)に結晶化し易いが、強磁性層2 2が先に結晶化すると、強磁性層21のbcc(001)へ� ��配向、結晶化が阻害される。従って強磁性� ��22を強磁性層21よりも高い結晶化温度を持つ ように作製することでこのような問題を回避 することができる。

 そのような構成を得るためには強磁性層2 1の非磁性元素をB、Cなどの軽元素のみで構成 することが好ましい。強磁性層21は高いMR比� �望まれ、軽元素であるCやBは、MR比に対して� ��悪影響は小さい。さらに、強磁性層22を、B� ��Cなどの軽元素に加えて、さらに第二の非磁 性元素として、これらの軽元素に対して、強 磁性層22を構成する強磁性元素よりも結合し� ��すい非磁性元素を加えると良い。軽元素で� ��るBやCは、これらの第二の非磁性元素によ� �て安定にトラップされる。具体的にそのよ� �な第二の非磁性元素は、Si,Al,Zr,Nb,Ta,Ti,Mo,W,Hf, Mg,Geから選択される。このような材料構成に� ��って、少なくとも強磁性層21よりも強磁性� �22は、非磁性元素が抜けにくく結晶化温度が 高くなる。

 さらに結晶化温度を高める観点からも、� ��磁性層22の非磁性元素の添加濃度は非磁性� �素の添加濃度に比べて大きい方が良い。強� �性層21が強磁性層22と同種類の非磁性元素を� ��用した場合、意図的に強磁性層21と比較し� �強磁性層22の非磁性元素濃度を大きくするこ とにより、強磁性層21が先に結晶化し、そのb cc(001)への結晶化が保障される。

 強磁性層22の結晶化温度を一層に高める� �成として、強磁性層22を酸化物、窒素化物を 含むアモルファス合金、微結晶合金とするこ とも好適である。具体的には、酸素、または 窒素雰囲気中で、fcc構造を持つ強磁性元素合 金を成膜することで強磁性層22を形成する。� ��たより結晶化温度を高めるには強磁性合金� ��素に対して、強磁性元素よりも酸素あるい� ��窒素と結合しやすい非磁性元素を添加した� ��金を、酸素含有雰囲気、あるいは窒素含有� ��囲気で成膜すると良い。そのような非磁性� ��素は、Si,Al,Zr,Nb,Ta,Ti,Mo,Hf,Mg,W,Hf,Mg,Geから選択 される。これらの非磁性元素は強磁性元素と 比較して安定に酸素及び窒素に結合する。非 磁性酸化物、非磁性窒化物が強磁性層と混合 されて形成されるアモルファス合金、微結晶 合金を使用する方が、非磁性元素のみが混合 されている場合よりも結晶温度が高くなり、 熱安定性が向上する。強磁性層22の作製方法� ��して、酸素含有雰囲気、窒素含有雰囲気中� ��作製する方法以外にも、スパッタターゲッ� ��自体を狙いとする組成を持つ窒化物、酸化� ��としても良い。また、強磁性層22は、酸化� �よりも窒素化物である方が、トンネルバリ� �層16/強磁性層21の界面を酸化してMR比を劣化� ��せる恐れがないので好適であり、MR比の観� �から材料として優れている。

 磁化自由層42に関して、図3に示されてい� ��ように、非磁性層を含む多層膜構造を使用� ��ても良い。図3のMTJ素子3では、磁化自由層42 が、トンネルバリア層16の上部に順次に形成� ��れた、強磁性層21、強磁性層22、非磁性層23� ��及び強磁性層24で構成されている。強磁性� �21、強磁性層22には、既に説明した構成が採� ��される。強磁性層24は、強磁性層21と強磁性 層22の積層膜に対して非磁性層23を介して磁� �的に結合されている。非磁性層23は、非磁性 層14と同種の材料、具体的には、Ru,Ir,Rh,Ag,Cu,C rなどが使用され得る。非磁性層23としてこれ らの材料を使用すると、非磁性層23の膜厚の� ��大と共に、非磁性層23は、強磁性的な磁気� �合を示したり、反強磁性的な磁気結合を示� �たりを繰り替える。磁気結合の大きさは、� �厚の増大と共に減衰する。特に反強磁性的� �磁気結合が発現するように非磁性層23の膜厚 が設定されている場合、磁化自由層42は、積� ��フェリ自由層として機能する。一方、非磁� ��層23の膜厚が強磁性的な磁気結合が発現す� �ように設定されている場合は、磁化自由層42 は、積層フェロ自由層として機能する。磁化 自由層42は、目的に応じて、積層フェリ自由� ��、積層フェロ自由層の何れかとして機能さ� ��てもよい。いずれの場合でも、磁化自由層4 2のスイッチング磁場Hswの低減など、反転特� �を改善することができる。強磁性層24は、磁 気的にソフトであることが好ましく、パーマ ロイなどのfcc合金、またはfcc合金をベースと したアモルファス、微結晶材料が使用される 。また、強磁性層22と同種の材料を使用して� ��良い。

(第2の実施形態)
 図4は、本発明の第2の実施形態に係るMTJ素� �4の構成を示す断面図である。第2の実施形態 では、磁化固定層に本発明を適用した構成が 提示される。

 MTJ素子4は、下地基板10の上に作製、下部� ��極層11と、反強磁性層12と、磁化固定層41と� ��トンネルバリア層16と、磁化自由層42と、キ ャップ層17と、上部電極層18とを備えている� �

 下部電極層11及び反強磁性層12は、第1の� �施形態と同様の機能を持つように、且つ、� �様の材料で構成される。

 磁化固定層41は、強磁性層25と強磁性層26� ��積層膜を備えている。強磁性層25と強磁性� �26は、第1の実施形態で説明した、強磁性層22 及び強磁性層21と、それぞれ同一の機能をも� ��、同一の材料が使用される。磁化固定層41� �、強磁性層25と強磁性層26のみで構成されて� ��良く、また、図4に示されるように、強磁性 層13、非磁性層14、強磁性層25、強磁性層26の� ��で形成された積層フェリ構成が使用されて� ��良い。トンネルバリア層16に対して遠い位� �に強磁性層25が形成され、強磁性層25として� ��、fcc磁性材料をアモルファス化又は微結晶� ��させた強磁性層が用いられる。強磁性層25� �fcc磁性材料で構成されることによりソフト� �を維持される。そして強磁性層25がアモルフ ァス又は微結晶構造であるため、トンネルバ リアに近い位置に形成された強磁性層26のbcc( 001)配向を阻害しない。強磁性層25と強磁性層 26の積層膜は、その多くがfcc材料で占められ� ��いるため、従来のbcc材料のみで構成される� ��化固定層よりも磁化膜厚積が小さくなり、� ��換バイアス磁場が向上し、磁化自由層への� ��磁結合も低減し、MTJの特性が改善する。

 トンネルバリア層16、キャップ層17、上部 電極層18は実施の形態1と同一の構成が使用さ れる。

 磁化自由層42に関しては、bcc磁性材料でbc c(001)配向するように成膜されるか、bcc磁性材 料のアモルファス、微結晶材料で構成するこ とが、高MR比を得る上で好適である。MR比を� �としても磁化自由層42のソフト性を得たい場 合は、パーマロイなどのソフト性にすぐれた fcc構造を持つ材料が使用される。その場合に おいても、トンネルバリアがアモルファスの AlOバリアより構成されたMTJと比較して十分に 大きなMR比が得られる。磁化自由層42に関し� �も、第1の実施形態で説明した磁化自由層の� ��成を採用することにより、高MR比とソフト� �をより改善することができる。

 まとめれば、本発明の一実施形態の磁気� ��抗素子は、固定された磁化を有する磁化固� ��層と、反転可能な磁化を有する磁化自由層� ��、前記磁化固定層と前記磁化自由層との間� ��介設されたトンネルバリアとを具備する。� ��記トンネルバリアは結晶性を有している。� ��記磁化自由層及び前記磁化固定層の少なく� ��も一方は、高スピン分極率層とソフト強磁� ��層とを備えている。高スピン分極率層は、� ��記トンネルバリアに隣接し、体心立方格子� ��造を発現する強磁性元素の合金である第1合 金、又は、前記第1合金に対して非磁性元素� �混合されたアモルファス若しくは微結晶構� �を有する強磁性材料から構成されている。� �フト強磁性層は、前記高スピン分極率層に� �接して前記トンネルバリアに対して反対側� �位置し、面心立方格子構造を発現する強磁� �元素の合金と非磁性元素とが混合された、� �モルファス又は微結晶構造を有する強磁性� �料から構成されている。

 前記トンネルバリアは、マグネシウムを� ��む化合物から構成され、且つ、(001)面への� �向が最も高いことが好ましい。

 前記高スピン分極率層に含まれている強� ��性元素の合金は、bcc(001)面への配向が最も� �いことが好ましい。

 前記高スピン分極率層に含まれる、強磁� ��元素に対する非磁性元素の濃度は、前記ソ� ��ト強磁性層中の、強磁性元素に対する非磁� ��元素の濃度よりも低いことが好ましい。

 前記ソフト強磁性層中の強磁性合金は、Ni _X Fe _1-X の組成式を有し、且つ、Xが0.8以上の合金で� �ることが好ましい。その代わりに、前記ソ� �ト強磁性層中の強磁性合金は、Co _X Fe _1-X の組成式を有し、且つ、Xが0.8以上の合金で� �ることも好ましい。

 前記高スピン分極率層中の強磁性合金は、C o _X Fe _1-X の組成式を有し、且つ、Xが0.8以下の合金で� �ることが好ましい。その代わりに、前記高� �ピン分極率層中の強磁性合金が、Co _X Fe _1-X の組成式を有し、且つ、Xが80%以下の合金で� �ることも好ましい。

 前記高スピン分極率層は前記ソフト強磁� ��層と比較して、結晶配向性が高いことが好� ��しい。

 また、前記高スピン分極率層及び前記ソ� ��ト強磁性層の非磁性元素は、B又はCを含む� �とが好ましい。

 また、前記高スピン分極率層よりも前記� ��フト強磁性層の結晶化温度が高いことが好� ��しい。この場合、前記高スピン分極率層及� ��前記ソフト強磁性層の非磁性元素が、B又は Cから選択され、前記ソフト強磁性層は、さ� �に第二の非磁性元素を含み、前記第二の非� �性元素は、Si,Al,Zr,Nb,Ta,Ti,Mo,W,Hf,Mg,Geからなる� ��から選択されていることが好ましい。

 以上に説明された構成を有するMTJ素子は� ��MRAMのメモリセルや、磁気センサーとして好 適に使用される。以下では、本発明の実施例 を説明する。

(実施例1)
(MTJにおける磁化自由層膜磁気特性、及び、� �気抵抗)
 熱酸化膜付きのSi基板上にマグネトロンス� �ッタによってMTJ積層膜を成膜した。MTJ積層� �の構成は、基板/Ta(5nm)/PtMn(20nm)/Co ₉₀ Fe ₁₀ (2.5nm)/Ru(0.9nm)/Co ₄₀ Fe ₄₀ B ₂₀ (3nm)/MgO(1.8nm)/磁化自由層/Ru(3nm)/Ta(100nm)である� ��

 MTJ積層膜としては、以下の8種類の磁化自由 層を有する試料1~8が作製された。
試料1(比較例):Co ₄₀ Fe ₄₀ B ₂₀ (2nm)
試料2(比較例):Co ₄₀ Fe ₄₀ B ₂₀ (1.5nm)
試料3(比較例):Co ₄₀ Fe ₄₀ B ₂₀ (1nm)
試料4(比較例):Ni ₈₂ Fe ₁₈ (4nm)
試料5(比較例):Co ₄₀ Fe ₄₀ B ₂₀ (1nm)/NiFe(3nm)
試料6(比較例):Co ₄₀ Fe ₄₀ B ₂₀ (0.5nm)/NiFe(3nm)
試料7(本発明):Co ₄₀ Fe ₄₀ B ₂₀ (1nm)/Co ₆₃ Fe ₇ B ₃₀ (1nm)
試料8(本発明):Co ₄₀ Fe ₄₀ B ₂₀ (1nm)/Ni ₆₄ Fe ₁₆ B ₂₀ (1nm)

 基板に上記MTJ積層膜を製膜後、275℃、5時 間、1.2Tの磁場熱処理を行い、磁気異方性を� �与した。そして振動式磁力計(VSM)によって磁 化曲線を測定した。また光梃子法を用いて磁 歪定数λを評価した。

 またこれらのMTJ積層膜をKrFリソグラフィ� ��イオンミリングを用いて、複数のMTJ素子に� ��工した。MTJ素子の形状は0.32um×0.8umの楕円で ある。これらを直流四端子法によって、1mVバ イアスでのMR比を測定した。

 測定された保磁力Hc、磁化膜厚積Ms・t、MR 比、トンネル抵抗Rと素子面積Aの積R・Aを図5� ��示す。

 試料1~3は、典型的なbcc-Co ₅₀ Fe ₅₀ 合金をベースとしたアモルファス磁化自由層 を備えている。試料1は、2nmのCo ₄₀ Fe ₄₀ B ₂₀ で磁化自由層が構成されており、磁化自由層 の膜厚が薄く設定されている。試料1の磁化� �由層は、試料4のNiFe磁化自由層に比べて飽和 磁化がほぼ2倍と大きいため、膜厚が1/2にも� �わらず、試料1の磁化自由層の磁化膜厚積Ms� �tは、試料4の磁化自由層の磁化膜厚積Ms・tに かなり近い。その代わり、試料1の磁化自由� �のMR比は、175%と最も大きい。保持力Hcについ ては、試料1の磁化自由層は、試料4のNiFe磁化 自由層に比べて2倍以上に大きい。さらにこ� �らの結晶磁気異方性磁場Hkも20(Oe)と大きく、 磁歪定数λも20ppmと大きかった。一方、試料4� ��NiFe磁化自由層は、結晶磁気異方性磁場Hkが4 (Oe)と小さく磁歪定数λが0.3ppmであった。これ らの膜特性から、試料1のCo ₄₀ Fe ₄₀ B ₂₀ の磁化自由層のスイッチング磁場Hswは、試料 4のNiFe磁化自由層よりも大きくなる。これを� ��善するために試料2、試料3のようにCo ₄₀ Fe ₄₀ B ₂₀ の膜厚を減らして磁化膜厚積Ms・tを低減して いくと、MR比が大きく減少し、試料3の膜厚が 1nmのCo ₄₀ Fe ₄₀ B ₂₀ の磁化自由層では、MR比は2%となり、さらに� �化曲線やMR曲線では明瞭な強磁性ヒステリシ スが観測できなかった。このようにCoFeB単層� ��は磁化自由層を薄くすることができない。

 試料4のNiFe磁化自由層は、ソフト性は優れ� �もののMR比が54%であり、100%以上の巨大なMR比 を得ることができない。さらに、トンネル抵 抗(R)と素子面積(A)の積R・Aも最も高く、MTJ素� ��の抵抗を低減することが難しい。これは、N iFeがfcc合金であり、原理的にδ ₁ バンドの高いスピン分極に起因するトンネリ ングが実現できないことに起因している。

 磁化自由層のソフト性と高MR比を両立する� �的で、試料5、試料6のようにNiFe膜とCo ₄₀ Fe ₄₀ B ₂₀ 膜を積層させてソフト性を得ようとしてもMR� ��は65%まで減少してしまう。試料6のようにCoF eBを薄くすると、MR比は39%とNiFe以下になって� ��まった。

 このように従来技術ではソフト性と高MR� �を両立することができない。

 これに対して、試料7、試料8では、bcc-Co ₅₀ Fe ₅₀ 合金をベースとしたアモルファスCo ₄₀ Fe ₄₀ B ₂₀ 膜(1nm)に対して、fcc-Co ₉₀ Fe ₁₀ 合金をベースとしたアモルファスCo ₆₃ Fe ₇ B ₃₀ 膜(1nm)及びfcc-Ni ₈₀ Fe ₂₀ 合金をベースとしたNi ₆₄ Fe ₁₆ B ₂₀ 膜(1nm)をそれぞれ積層させた構成である。試� ��5、試料6のような結晶質のNiFe膜とCo ₄₀ Fe ₄₀ B ₂₀ 膜と直接に積層させた構成と比較して、試料 7、試料8のMTJ素子のMR比は遥かに大きく100%以� ��を保っている。さらに試料7、試料8共に、� �化自由層の磁化膜厚積Ms・tと保磁力Hcは小さ く、試料4のNiFe磁化自由層と比較しても小さ� ��。試料8の磁化自由層は、試料7のCo ₉₀ Fe ₁₀ ベースのアモルファス強磁性層の代わりに、 Ni ₈₀ Fe ₂₀ ベースのアモルファス強磁性層を採用するこ とで、磁化膜厚積Ms・tを大幅に低減して最も 小さい値を保ちながら、MR比は115%を維持して いる。またMTJ素子抵抗も、NiFe磁化自由層を� �用するMTJ素子と比べて低く、試料7、8の構造 は、MTJ素子の抵抗を低くすることが容易であ る。このように、本発明は、従来技術にくら べて、磁化自由層にソフト強磁性層を付加し たり、トンネルバリア界面のbcc-CoFeベースの� ��磁性層を薄くしても、低い素子抵抗や高いM R比を維持することができる。これは、本発� �が、ソフト化による磁化自由層の積層構造� �変化に対してbcc-CoFe(001)/MgO(001)/bcc-CoFe(001)の� �晶構造をより安定に維持することが可能で� �り、CoFe強磁性層のδ ₁ バンドによるコヒーレントな電子のトンネリ ングを維持することができた結果である。

(実施例2)
(MTJにおけるスイッチング磁場と磁気抵抗比)
 実施例1と同様の手順により、MTJ素子を作製 した。素子形状は0.32um×0.8umの楕円である。MT Jの膜構成は基板/Ta(5nm)/PtMn(20nm)/Co ₉₀ Fe ₁₀ (2.5nm)/Ru(0.9nm)/Co ₄₀ Fe ₄₀ B ₂₀ (3nm)/MgO(1.8nm)/磁化自由層/Ru(3nm)/Ta(100nm)である� ��MTJ素子としては、以下の5種類の磁化自由層 を有する試料9~13が作製された。
試料9(従来例):Co ₄₀ Fe ₄₀ B ₂₀ (2nm)
試料10(従来例):Co ₃₅ Fe ₃₅ B ₃₀ (2nm)
試料11(従来例):Ni ₈₂ Fe ₁₈ (4nm)
試料12(本発明):Co ₄₀ Fe ₄₀ B ₂₀ (1nm)/Co ₆₃ Fe ₇ B ₃₀ (1nm)
試料13(本発明):Co ₄₀ Fe ₄₀ B ₂₀ (0.5nm)/Co ₆₃ Fe7B ₃₀ (1nm)
 試料9~13のそれぞれについて、120個のMTJ素子 が作製された。作成されたMTJ素子に対して外 部磁場と直流4端子法(バイアス電圧:100mV)によ ってMR曲線を測定した。

 図6に、100mVのバイアス電圧で測定されたMR� �と、トンネル抵抗Rと、スイッチング磁場Hsw� ��平均値を示す。Co ₄₀ Fe ₄₀ B ₂₀ の磁化自由層を有する試料9は、MR比は152%と� �も大きいが、スイッチング磁場Hswも45(Oe)と� �も大きい。試料9に対してB組成を増やして、 磁化膜厚積Ms・tを下げた試料10は、スイッチ� ��グ磁場Hswが24(Oe)と大きく低減したが、MR比� �92%と大きく減少した。

 試料11のNiFe磁化自由層は、スイッチング� ��場Hswが22(Oe)と小さいが、MR比も44%と大きく� �少した。また、トンネル抵抗Rと素子面積Aの 積R・Aも最も大きい。試料11は、ソフト性は� �られるが、高抵抗、且つ、低MR比である。

 本発明の試料12、試料13の磁化自由層は、bcc -Co ₅₀ Fe ₅₀ をベースとした磁気的にハードなCo ₄₀ Fe ₄₀ B ₂₀ 層と、fcc-Co ₉₀ Fe ₁₀ をベースとし、さらにB組成を増やして磁化Ms を下げ、且つ、結晶化温度を上げた磁気的に ソフトなCo ₆₃ Fe ₇ B ₃₀ (1nm)の2層膜で構成されている。試料13は、特� ��Co ₄₀ Fe ₄₀ B ₂₀ 層の膜厚を低減してソフト化を狙った構成で ある。

 試料12は、試料9に対してスイッチング磁場H swが31(Oe)と大幅に低減し、且つ、MR比は、132%� ��大きな値を維持している。試料13はスイッ� �ング磁場Hswが18(Oe)と最も小さい値が得られ� �且つMR比は102%と大きい。これはCo ₄₀ Fe ₄₀ B ₂₀ 層を0.5nmと薄くしても、bcc-CoFe(001)への結晶化 が維持され、δ ₁ バンドのコヒーレントなトンネルが行われて いることを示している。このように、本発明 によれば高MR比を発現するが磁気的にハード� ��あるbccベースの強磁性合金を、高いMR比を� �ちながら薄層化することが可能であり、そ� �結果、高いMR比を保ったまま、MTJの磁化自由 層のスイッチング磁場を大幅に低減できるこ とが、実験によって示された。

 以上、実施形態及び実施例を参照して本� ��発明を説明したが、本発明は、上記実施形� ��及び実施例に限定されるものではない。本� ��発明の構成や詳細には、本願発明のスコー� ��内で当業者が理解し得る様々な変更をする� ��とができる。

 この出願は、2007年4月24日に出願された日 本出願特願2007-114187号を基礎とする優先権を� ��張し、その開示の全てをここに取り込む。