WO2011093252A1 - 磁気抵抗効果素子、それを用いた磁気メモリセル及びランダムアクセスメモリ - Google Patents

磁気抵抗効果素子、それを用いた磁気メモリセル及びランダムアクセスメモリ Download PDF

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cofeb
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正二 池田
大野　英男
山本　浩之
伊藤　顕知
高橋　宏昌
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株式会社日立製作所
国立大学法人東北大学
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    • H01F10/16—Thin magnetic films, e.g. of one-domain structure characterised by magnetic layers characterised by the composition being metals or alloys containing cobalt

Definitions

  • the present invention relates to a magnetoresistive effect element using a perpendicular magnetization material, a magnetic memory cell using the same, and a random access memory.
  • MRAM Magnetic Random Access Memory
  • MRAM Magnetic Random Access Memory
  • MTJ Magnetic Tunneling Junction
  • TMR tunneling magnetoresistance
  • the MTJ element has a structure in which a nonmagnetic layer (insulating layer) is sandwiched between two ferromagnetic layers, and the magnetization direction of one ferromagnetic layer (recording layer) can be reversed by an external magnetic field.
  • information is recorded by controlling the magnetization direction of the magnetic layer. Since the magnetization direction of the magnetic material does not change even when the power is turned off, a nonvolatile operation in which recorded information is retained can be realized.
  • Patent Document 1 discloses an MTJ element using an in-plane magnetization material as a recording layer and utilizing spin-injection magnetization reversal and a memory in which the MTJ element is integrated: SPRAM (SPin-transfer magnetic Random Access Memory).
  • the thermal stability of magnetic information in the MTJ element becomes a problem.
  • the thermal energy due to the environmental temperature is higher than the magnetic energy necessary for reversing the magnetization direction of the recording layer of the MTJ element, magnetization reversal occurs without applying an external magnetic field or current. Since the magnetic energy of the MTJ element decreases as the size decreases, this thermal stability decreases as the element becomes finer. In order to maintain thermal stability even in a fine region and realize a highly reliable operation, it is effective to increase the magnetocrystalline anisotropy of the recording layer material of the MTJ element.
  • Patent Document 2 an MTJ element using a perpendicular magnetization material having higher magnetocrystalline anisotropy than an in-plane magnetization material has been disclosed (Patent Document 2). Further, in the MTJ element to which the perpendicular magnetization material is applied, the influence of the demagnetizing field applied in the recording layer is different from the in-plane magnetization MTJ element and works in the direction of reducing the current density required for the magnetization reversal (write current density). Therefore, there is an advantage that the write current density can be reduced and the power consumption can be suppressed as compared with the in-plane magnetization MTJ element.
  • magnesium oxide MgO
  • insulating layer barrier layer
  • CoFeB, etc. a material with high electron spin polarizability is arranged on both sides thereof.
  • the structure which does is disclosed (patent document 3).
  • the perpendicular magnetization ferromagnetic layer is disposed in direct contact with the high polarizability magnetic layer.
  • an element using a structure (laminated ferrimagnetic structure) in which a nonmagnetic layer is sandwiched between two perpendicular magnetization layers has been proposed as a perpendicular magnetization layer (Patent Document 3). In this case, since the magnetizations of the two perpendicular magnetization layers are coupled in the antiparallel direction, there is an effect of suppressing the leakage magnetic field generated from the perpendicular magnetization layer.
  • the CoFeB layer is oriented to bcc (001) with the MgO (001) crystal as a nucleus.
  • the bcc (001) orientation of MgO (001) and CoFeB is realized using such a mechanism.
  • the TMR ratio decreases as the annealing temperature increases, although the TMR ratio is improved up to the temperature, there is a problem that the TMR ratio is lowered at a temperature higher than that.
  • the present invention provides a perpendicular magnetization MTJ element that exhibits a high TMR ratio even after annealing.
  • the magnetoresistive effect element (MTJ element) of the present invention is an MTJ element to which a perpendicular magnetization ferromagnetic material is applied, and a CoFeB layer which is a ferromagnetic layer having a high polarizability is arranged on the substrate side or both sides of the MgO barrier layer. To do. Further, a perpendicular magnetization magnetic layer is disposed on the interface opposite to the barrier layer of the high polarizability magnetic layer via an intermediate layer made of a metal having a melting point of 1600 ° C. or higher or an alloy thereof.
  • a perpendicular magnetization MTJ element showing a high TMR ratio after annealing can be produced.
  • FIG. 1 is a schematic cross-sectional view of an MTJ element of Example 1.
  • FIG. FIG. 6 is a diagram schematically showing a magnetization reversal operation of the MTJ element of Example 1.
  • FIG. 6 is a diagram schematically showing a magnetization reversal operation of the MTJ element of Example 1.
  • FIG. 6 is a diagram schematically showing a magnetization reversal operation of the MTJ element of Example 1. It is a figure which shows the annealing temperature dependence of the TMR ratio regarding the MTJ element of Example 1.
  • FIG. 6 is a schematic cross-sectional view of an MTJ element of Example 2.
  • FIG. 6 is a schematic cross-sectional view of an MTJ element of Example 3.
  • FIG. 10 is a diagram schematically showing a magnetization reversal operation of the MTJ element of Example 3.
  • FIG. 10 is a diagram schematically showing a magnetization reversal operation of the MTJ element of Example 3.
  • FIG. 10 is a diagram schematically showing a magnetization reversal operation of the MTJ element of Example 3. It is a cross-sectional schematic diagram which shows the structural example of a magnetic memory cell. It is a schematic diagram which shows the structural example of a random access memory.
  • FIG. 1 is a schematic cross-sectional view of the MTJ element in Example 1.
  • a first high polarizability magnetic layer 41 and a second high polarizability magnetic layer 42 having a high electron spin polarizability are disposed on both sides of the barrier layer 10.
  • the first intermediate layer 31 and the second intermediate layer 32 are disposed outside the first intermediate layer 31, and the first magnetic layer 21 and the second magnetic layer 22 are disposed in contact therewith.
  • a lower electrode 11 and an underlayer 13 are formed below the first magnetic layer 21, and a cap layer 14 and an upper electrode 12 are formed above the second magnetic layer 22.
  • each layer is 10 layers of MgO (film thickness: 1 nm) for the barrier layer 10 and 10 layers of CoFe (film thickness: 0.2 nm) and Pd (film thickness: 1.2 nm) for the first magnetic layer 21.
  • a multilayer film film thickness: 14 nm
  • a multilayer film that is formed by stacking two layers of CoFe (film thickness: 0.2 nm) and Pd (film thickness: 1.2 nm) on the second magnetic layer 22 for three periods ( Film thickness: 4.2 nm) was used.
  • CoFeB (film thickness: 1 nm) is applied to the first high polarizability magnetic layer 41 and the second high polarizability magnetic layer 42, and Ta is applied to the first intermediate layer 31 and the second intermediate layer 32.
  • Fem thickness: 0.5 nm was used.
  • a Ta layer (film thickness: 5 nm) was used as the lower electrode 11, and Ru (film thickness: 10 nm) was used as the base layer 13.
  • the cap layer 14 a thin film in which Ta (film thickness: 5 nm) and Ru (film thickness: 5 nm) were stacked in this order was used.
  • Each layer was formed on the Si substrate 5 using an RF sputtering method using Ar gas.
  • the laminated film After forming the laminated film, it was processed into a pillar shape having an upper surface area of 50 ⁇ 50 nm using electron beam (EB) lithography and ion beam etching. Thereafter, the upper electrode 12 having a laminated structure of Cr (film thickness: 5 nm) / Au (film thickness: 100 nm) was formed. Although not shown, the upper electrode layer 12 and the lower electrode layer 11 are connected to wirings for supplying current to the element.
  • EB electron beam
  • the barrier layer 10 the first magnetic layer 21, the second magnetic layer 22, the first high polarizability magnetic layer 41, the second high polarizability magnetic layer 42 related to the resistance change of the element, Only the first intermediate layer 31 and the second intermediate layer 32 are shown.
  • the second magnetic layer 22 having a smaller thickness than the first magnetic layer 21 is reversed in magnetization first.
  • the layer (second high polarizability magnetic layer 42 / second intermediate layer 32 / second magnetic layer 22) serves as a recording layer, and the lower laminated magnetic layer (first magnetic layer 21 / first intermediate layer) Layer 31 / first high polarizability magnetic layer 41) is the fixed layer.
  • FIG. 2A shows an initial state in which no current is passed through the element.
  • the magnetization 61 of the first magnetic layer 21, the magnetization 62 of the first high polarizability magnetic layer 41, the magnetization 64 of the second magnetic layer 22, and the magnetization 63 of the second high polarizability magnetic layer 42 all face upward. ing. Since the first high polarizability magnetic layer 41 is ferromagnetically coupled to the first magnetic layer 21, the magnetizations of the first and second polarizable magnetic layers 41 are linked in the same direction. The same applies to the magnetizations of the second high polarizability magnetic layer 42 and the first magnetic layer 22.
  • FIG. 2B shows the direction of magnetization when a current is passed through the element from the state of FIG. 2A.
  • spin-polarized electrons 80 pass through the second high polarizability magnetic layer 42 and flow into the first high polarizability magnetic layer 41.
  • only electrons having spins in the same direction as the spins of the second high polarizability magnetic layer 42 flow into the first high polarizability magnetic layer 41, and electrons having spins in the reverse direction flow into the barrier layer 10. Reflected on the surface.
  • the reflected electrons act on the magnetization 63 of the second high polarizability magnetic layer 42 of the recording layer, and the magnetization 63 of the second high polarizability magnetic layer 42 is reversed by the spin injection magnetization reversal.
  • the magnetization 64 of the second magnetic layer 22 magnetically coupled to the second high polarizability magnetic layer 42 is also reversed.
  • the magnetization 62 of the first high polarizability magnetic layer 41 in the fixed layer and the magnetization 63 of the second high polarizability magnetic layer 42 in the recording layer are in an antiparallel arrangement, and the MTJ element changes from the low resistance state to the high resistance state.
  • the magnetization 62 of the first high polarizability magnetic layer 41 in the fixed layer and the magnetization 63 of the second high polarizability magnetic layer 42 of the recording layer are arranged in parallel, and the resistance of the MTJ element is changed from a high resistance state to a low resistance. Switch to state.
  • FIG. 3 shows the result of fabricating and evaluating the element having the structure of Example 1.
  • the TMR ratio increased with the annealing temperature, and a TMR ratio of 60% was obtained by annealing at 250 ° C.
  • an element fabricated without inserting the first intermediate layer 31 and the second intermediate layer 22 (CoFeB of the first high polarizability material 41 is at the top of the first magnetic layer 21.
  • the TMR ratio equivalent to that of the device of Example 1 was shown up to the annealing temperature of 200 ° C., but the TMR ratio decreased to 20% in the annealing at 250 ° C.
  • the crystallization of CoFeB proceeds from the side opposite to MgO (on the side of the intermediate layer or the magnetic layer adjacent to CoFeB), and is affected by the crystal structure of the intermediate layer or the magnetic layer, which is different from that of bcc (001). Crystallize with (fcc structure) or different crystal orientation (bcc (110)). Therefore, the insertion of a nonmagnetic material that suppresses the diffusion of B is effective for obtaining a CoFeB bcc (001) crystal.
  • Ta used for the intermediate layer in this example has a higher melting point (1600 ° C. or higher) than Co and Fe. In this case, the effect of advancing the crystallization of CoFeB as described above from the MgO side can be obtained.
  • Pd in contact with CoFeB in an element having a reduced TMR ratio at an annealing temperature of 250 ° C. has a melting point of 1600 ° C. or less, and it is difficult to cause crystallization of CoFeB from the MgO side.
  • Example 1 Ta was used for the first intermediate layer 31 and the second intermediate layer 32.
  • W, Ru, Pt, Ti, Os which is a material having a melting point of 1600 ° C. or more. Even when V, Cr, Nb, Mo, Rh, Hf, Re, or the like is used, the same effect as in the first embodiment can be obtained.
  • a combination of different materials may be used for the first intermediate layer 31 and the second intermediate layer 32.
  • Example 1 a laminated film of CoFe and Pd is applied as the perpendicular magnetization material of the first magnetic layer 21 and the second magnetic layer 22. However, even if other perpendicular magnetization materials are applied, Example 1 is applied. The same effect can be obtained.
  • Co and 50 Pt 50, Fe 50 Pt 50 , Fe 30 Ni 20 L1 0 type ordered alloy of Pt 50 such as, m-D0 19 type Co 75 Pt 25 ordered alloy or,, CoCrPt an alloy containing the material of the granular structure SiO
  • CoCr alloy or CoCrPt alloy containing Co and containing one or more elements of Cr, Ta, Nb, V, W, Hf, Ti, Zr, Pt, Pd, Fe, and Ni are also good.
  • a combination of different materials may be used for the first magnetic layer 21 and the second magnetic layer 22.
  • cap layer 14 Ru or Ta used in Example 1 is desirable from the viewpoint of reaction with the magnetic layer and diffusion by the annealing treatment.
  • other materials such as Pt, Cr, Ti, and W may be used.
  • Example 1 since the upper magnetic layer (second magnetic layer 22) of the barrier layer 10 is made thinner than the lower magnetic layer (first magnetic layer 21), the second magnetic layer 22 is recorded. Magnetization reversal as a layer. On the contrary, even when the lower magnetic layer (first magnetic layer 21) of the barrier layer 10 is made thinner than the upper magnetic layer (second magnetic layer 22), the same resistance change as in Example 1 is achieved. And an equivalent TMR ratio is obtained. However, in this case, the magnetic layer (first magnetic layer 21) below the barrier layer 10 serves as a recording layer, so that the magnetization of the first magnetic layer 21 is reversed.
  • Example 2 proposes an MTJ element in which a laminated structure of a perpendicular magnetization magnetic layer / intermediate layer / highly polarized magnetic layer is applied only to the lower side of the barrier layer 10.
  • FIG. 4 is a schematic cross-sectional view of the MTJ element of Example 2.
  • the basic configuration is the same as that of the element shown in Example 1, but in Example 2, the second high polarizability magnetic layer 42 and the second magnetic layer 22 exhibiting perpendicular magnetization are directly connected to each other. No intermediate layer is inserted between them.
  • each layer is 10 layers of MgO (film thickness: 1 nm) for the barrier layer 10 and 10 layers of CoFe (film thickness: 0.2 nm) and Pd (film thickness: 1.2 nm) for the first magnetic layer 21.
  • a multilayer film film thickness: 14 nm
  • a multilayer film that is formed by stacking two layers of CoFe (film thickness: 0.2 nm) and Pd (film thickness: 1.2 nm) on the second magnetic layer 22 for three periods ( Film thickness: 4.2 nm) was used.
  • CoFeB (film thickness: 1 nm) is applied to the first high polarizability magnetic layer 41 and the second high polarizability magnetic layer 42, and Ta (film thickness: 0.5 nm) is applied to the first intermediate layer 31. ) was used. Further, a Ta layer (film thickness: 5 nm) was used as the lower electrode 11, and Ru (film thickness: 10 nm) was used as the base layer 13. As the cap layer 14, a thin film in which Ta (film thickness: 5 nm) and Ru (film thickness: 5 nm) were stacked in this order was used.
  • Each layer was formed on the Si substrate 5 by RF sputtering using Ar gas. After sequentially laminating from the substrate 5 to the second high polarizability magnetic layer 42, in-situ annealing at 250 ° C. was performed in the vacuum chamber at that stage. Thereby, bcc (001) crystal orientation of MgO (001) and CoFeB was realized. Thereafter, the second magnetic layer 22 to the cap layer 14 were formed.
  • the laminated film After forming the laminated film, it was processed into a pillar shape having an upper surface area of 50 ⁇ 50 nm using electron beam (EB) lithography and ion beam etching. Thereafter, the upper electrode 12 having a laminated structure of Cr (film thickness: 5 nm) / Au (film thickness: 100 nm) was formed. Although not shown, the upper electrode layer 12 and the lower electrode layer 11 are connected to wirings for supplying current to the element.
  • EB electron beam
  • Example 1 The operation of the element is the same as in Example 1.
  • the second high polarizability magnetic layer 42 and the second magnetic layer 22 are ferromagnetically coupled, and the magnetizations of the two are linked in the same direction, so that FIGS. 2A to 2C of the first embodiment are changed. An operation similar to that shown is shown.
  • Example 2 As a result of fabricating and evaluating an element having the structure of Example 2, a TMR ratio of 60% was obtained in a state where the annealing process was not performed (as-depo) after the element was fabricated, and the TMR ratio even when annealed at 250 ° C. after the element was fabricated. There was no decline. This is because the bcc (001) crystal orientation and MgO (001) crystal orientation of CoFeB were realized at the stage of in-situ annealing when forming the thin film.
  • Example 2 in-situ annealing is performed immediately after the second high polarizability magnetic layer 42 is formed. Since there is no contact layer on the second high polarizability magnetic layer 42, the second high polarizability magnetic layer 42 is crystallized under the influence of only the MgO (001) side. That is, the second high polarizability magnetic layer 42 has an advantage that a bcc (001) structure can be easily realized without being affected by the material of the upper layer.
  • Example 2 Ta was used for the first intermediate layer 31, but other than that, W, Ru, Pt, Ti, Os, V, Cr, Nb, Mo, which are materials having a melting point of 1600 ° C. or higher. , Rh, Hf, Re, etc., the same effect as in the second embodiment can be obtained. In addition, a combination of different materials may be used for the first intermediate layer 31 and the second intermediate layer 32.
  • CoFeB was used as the magnetic material of the second high polarizability magnetic layer 42, but other materials such as Co 50 Fe 50 and Fe having a bcc crystal structure may also be used. good.
  • an amorphous CoFeB film is formed as the first high polarizability magnetic layer 41, and the MgO barrier layer 10 is oriented and grown to (001) thereon.
  • a bcc (001) structure of Fe grows according to the crystal structure of MgO, and bcc-CoFeB (001) / MgO (by in-situ annealing treatment).
  • (001) / bcc-Fe (001) can be produced.
  • the laminated film of CoFe and Pd is applied as the perpendicular magnetization material of the first magnetic layer 21 and the second magnetic layer 22.
  • the second embodiment is applied. The same effect can be obtained.
  • Co and 50 Pt 50, Fe 50 Pt 50 , Fe 30 Ni 20 L1 0 type ordered alloy of Pt 50 such as, m-D0 19 type Co 75 Pt 25 ordered alloy or,, CoCrPt an alloy containing the material of the granular structure SiO
  • CoCr alloy or CoCrPt alloy containing Co and containing one or more elements of Cr, Ta, Nb, V, W, Hf, Ti, Zr, Pt, Pd, Fe, and Ni are also good.
  • a combination of different materials may be used for the first magnetic layer 21 and the second magnetic layer 22.
  • cap layer 14 Ru or Ta used in Example 2 is desirable from the viewpoint of reaction with the magnetic layer and diffusion by the annealing treatment.
  • other materials such as Pt, Cr, Ti, and W may be used.
  • Example 3 proposes an MTJ element in which a laminated structure of a perpendicular magnetization magnetic layer / a high polarizability magnetic layer / an intermediate layer / a high polarizability magnetic layer is applied below the barrier layer.
  • FIG. 5 is a schematic cross-sectional view of the MTJ element of Example 3. The basic configuration is the same as the element shown in the first embodiment, but the third high polarizability magnetic layer 43 is inserted between the first intermediate layer 31 and the first magnetic layer 21.
  • each layer is 10 layers of MgO (film thickness: 1 nm) for the barrier layer 10 and 10 layers of CoFe (film thickness: 0.2 nm) and Pd (film thickness: 1.2 nm) for the first magnetic layer 21.
  • a multilayer film film thickness: 14 nm
  • a multilayer film that is formed by stacking two layers of CoFe (film thickness: 0.2 nm) and Pd (film thickness: 1.2 nm) on the second magnetic layer 22 for three periods ( Film thickness: 4.2 nm) was used.
  • CoFeB (film thickness: 1 nm) is applied to the first high polarizability magnetic layer 41, the second high polarizability magnetic layer 42, and the third high polarizability layer 43, and the first intermediate layer is formed.
  • Ta film thickness: 0.5 nm
  • a Ta layer film thickness: 5 nm
  • Ru film thickness: 10 nm
  • the cap layer 14 a thin film in which Ta (film thickness: 5 nm) and Ru (film thickness: 5 nm) were stacked in this order was used.
  • CoFeB of the high polarizability magnetic layer is inserted one layer above and below the intermediate layer 31.
  • amorphous CoFeB after the formation of the thin film can further relax the surface unevenness of the first magnetic layer 21 and improve the surface flatness of the underlying layer of the MgO barrier layer. As a result, a more uniform barrier layer is obtained, which is effective for improving the TMR ratio and suppressing variation in device characteristics.
  • the MTJ element of Example 3 was fabricated by the same method as in Example 1 and the characteristics were evaluated. As a result, the same operation as in Example 1 was shown. was gotten.
  • Example 3 Ta was used for the first intermediate layer 31 and the second magnetic layer 32.
  • W, Ru, Pt, Ti, Os which is a material having a melting point of 1600 ° C. or more. Even if V, Cr, Nb, Mo, Rh, Hf, Re, or the like is used, the same effect as in the third embodiment can be obtained.
  • a combination of different materials may be used for the first intermediate layer 31 and the second intermediate layer 32.
  • the laminated film of CoFe and Pd is applied as the perpendicular magnetization material of the first magnetic layer 21 and the second magnetic layer 22.
  • the third embodiment is applied. The same effect can be obtained.
  • Co and 50 Pt 50, Fe 50 Pt 50 , Fe 30 Ni 20 L1 0 type ordered alloy of Pt 50 such as, m-D0 19 type Co 75 Pt 25 ordered alloy or,, CoCrPt an alloy containing the material of the granular structure SiO
  • CoCr alloy or CoCrPt alloy containing Co and containing one or more elements of Cr, Ta, Nb, V, W, Hf, Ti, Zr, Pt, Pd, Fe, and Ni are also good.
  • a combination of different materials may be used for the first magnetic layer 21 and the second magnetic layer 22.
  • cap layer 14 Ru or Ta used in Example 3 is desirable from the viewpoint of reaction with the magnetic layer and diffusion by the annealing treatment.
  • other materials such as Pt, Cr, Ti, and W may be used.
  • Example 4 the magnetic layer / intermediate layer / high polarizability magnetic layer and the high polarizability magnetic layer / intermediate layer / magnetic layer, which are above and below the barrier layer, have a laminated ferri structure having antiferromagnetic coupling, respectively.
  • An MTJ element to be used is proposed.
  • the basic configuration of the MTJ element of Example 4 and the material and film thickness of each layer are the same as those of Example 1 shown in FIG. 1 except for the first intermediate layer 31 and the second intermediate layer 32.
  • Ru having a film thickness of 0.8 nm was used as the first intermediate layer 31 and the second intermediate layer 32.
  • Example 4 The operation of the element of Example 4 will be described with reference to FIGS. 6A to 6C.
  • the barrier layer 10 the first magnetic layer 21, the second magnetic layer 22, the first high polarizability magnetic layer 41, the second high polarizability magnetic layer 42 related to the resistance change of the element, Only the first intermediate layer 31 and the second intermediate layer 32 are shown.
  • the second magnetic layer 22 When a current is passed in a direction perpendicular to the film surface of the element, the second magnetic layer 22 having a smaller thickness than the first magnetic layer 21 is reversed in magnetization first.
  • the layer (second high polarizability magnetic layer 42 / second intermediate layer 32 / second magnetic layer 22) serves as a recording layer, and the lower laminated magnetic layer (first magnetic layer 21 / first intermediate layer) Layer 31 / first high polarizability magnetic layer 41) is the fixed layer.
  • FIG. 6A shows an initial state in which no current is passed through the element.
  • Both the magnetization 61 of the first magnetic layer 21 and the magnetization 64 of the second magnetic layer 22 face upward.
  • the first high polarizability magnetic layer 41 and the second high polarizability magnetic layer 42 are respectively connected to the first magnetic layer 21 and the second magnetic layer via the first intermediate layer 31 and the second intermediate layer 32, respectively.
  • the layer 22 is antiferromagnetically coupled.
  • CoFeB which is a material of the high polarizability magnetic layers 41 and 42, is originally an in-plane magnetization material, but magnetization is oriented in the vertical direction by magnetic coupling with the perpendicular magnetization magnetic layers 21 and 22.
  • the magnetization 62 of the first high polarizability magnetic layer 41 faces downward, and similarly, with the second magnetic layer 22 and antiferromagnetic coupling.
  • the magnetization 63 of the second high polarizability magnetic layer 42 also faces downward.
  • FIG. 6B shows the direction of magnetization when a current is passed through the element from the state of FIG. 6A.
  • spin-polarized electrons 80 pass through the second high polarizability magnetic layer 42 and flow into the first high polarizability magnetic layer 41.
  • only electrons having spins in the same direction as the spins of the second high polarizability magnetic layer 42 flow into the first high polarizability magnetic layer 41, and electrons having spins in the reverse direction flow into the barrier layer 10. Reflected on the surface.
  • the reflected electrons act on the magnetization 63 of the second high polarizability magnetic layer 42 of the recording layer, and the magnetization 63 of the second high polarizability magnetic layer 42 is reversed by the spin injection magnetization reversal.
  • the magnetization 64 of the second magnetic layer 22 having antiferromagnetic coupling in the laminated ferrimagnetic structure is also reversed.
  • the magnetization 62 of the first high polarizability magnetic layer 41 in the fixed layer and the magnetization 63 of the second high polarizability magnetic layer 42 in the recording layer are arranged in an antiparallel arrangement, and the MTJ element changes from a low resistance state to a high resistance state. Switch to state.
  • the magnetization 62 of the first high polarizability magnetic layer 41 in the fixed layer and the magnetization 63 of the second high polarizability magnetic layer 42 of the recording layer are arranged in parallel, and the resistance of the MTJ element is changed from a high resistance state to a low resistance. Switch to state.
  • the high polarizability magnetic layer 41 (42) and the magnetic layer 21 (22) are coupled in antiparallel via the intermediate layer, but the resistance change due to the current occurs.
  • the characteristics are the same as in Example 1.
  • the change in TMR ratio due to annealing is the same as in Example 1, and the effect of improving the heat resistance of the TMR ratio is improved compared to a conventional MTJ element in which no intermediate layer is inserted between the high polarizability magnetic layer and the magnetic layer. confirmed.
  • Example 4 Ru was used for the first intermediate layer 31 and the second intermediate layer 32, but in addition, W, Ta, Pt, Ti, Os, which are materials having a melting point of 1600 ° C. or more are used. Even when V, Cr, Nb, Mo, Rh, Hf, Re, or the like is used, the same effect as in the fourth embodiment can be obtained. In addition, a combination of different materials may be used for the first intermediate layer 31 and the second intermediate layer 32.
  • the laminated film of CoFe and Pd is applied as the perpendicular magnetization material of the first magnetic layer 21 and the second magnetic layer 22.
  • the fourth embodiment is applied. The same effect can be obtained.
  • Co and 50 Pt 50, Fe 50 Pt 50 , Fe 30 Ni 20 L1 0 type ordered alloy of Pt 50 such as, m-D0 19 type Co 75 Pt 25 ordered alloy or,, CoCrPt an alloy containing the material of the granular structure SiO
  • CoCr alloy or CoCrPt alloy containing Co and containing one or more elements of Cr, Ta, Nb, V, W, Hf, Ti, Zr, Pt, Pd, Fe, and Ni are also good.
  • a combination of different materials may be used for the first magnetic layer 21 and the second magnetic layer 22.
  • Ru or Ta used in Example 4 is desirable from the viewpoint of reaction with the magnetic layer by the annealing treatment and diffusion.
  • other materials such as Pt, Cr, Ti, and W may be used.
  • Example 5 proposes an MTJ element using a ferromagnetic material of an amorphous alloy as a material for the intermediate layer.
  • the configuration of the element is the same as that of the MTJ element of Example 1 shown in FIG. 1, but amorphous alloy FeTaN is used for the first intermediate layer 31 and the second intermediate layer 32. Since FeTaN is a ferromagnetic material, the first magnetic layer 21, the first intermediate layer 31, and the first high polarizability magnetic layer 41 are magnetically coupled, and the magnetizations of the three layers are in the same direction. Therefore, the operation of the element is the same as that of the MTJ element of Example 1.
  • Example 5 As a result of producing the MTJ element of Example 5 by the same method as Example 1 and evaluating the characteristics, a TMR ratio equivalent to that of Example 1 was obtained, and the TMR was compared with a conventional MTJ element in which no intermediate layer was inserted. The heat resistance improvement effect of the ratio was confirmed.
  • a high TMR ratio can be obtained even after annealing at 250 ° C. because the FeTaN used for the first intermediate layer 31 and the second intermediate layer 32 contains Ta having a higher melting point than Co and Fe, and has a high polarizability. This is because the crystallization temperature is higher than that of CoFeB used for the magnetic layer.
  • CoFeB is crystallized by annealing, FeTaN in contact with it still maintains an amorphous state. Thereby, B in CoFeB hardly diffuses into FeTaN, and CoFeB crystallizes into bcc (001) from the MgO side.
  • FeTaN was used for the first intermediate layer 31 and the second intermediate layer 32.
  • an amorphous ferromagnetic alloy such as FeSiBNb, FeSiBZr, FeSiBHf, FeSiBTa, CoSiBNb, CoSiBZr, CoSiBHf, or CoSiBTa is used, the same effect as in Example 5 can be obtained.
  • a combination of different materials may be used for the first intermediate layer 31 and the second intermediate layer 32.
  • the laminated film of CoFe and Pd is applied as the perpendicular magnetization material of the first magnetic layer 21 and the second magnetic layer 22.
  • the fifth embodiment is applied. The same effect can be obtained.
  • Co and 50 Pt 50, Fe 50 Pt 50 , Fe 30 Ni 20 L1 0 type ordered alloy of Pt 50 such as, m-D0 19 type Co 75 Pt 25 ordered alloy or,, CoCrPt an alloy containing the material of the granular structure SiO
  • CoCr alloy or CoCrPt alloy containing Co and containing one or more elements of Cr, Ta, Nb, V, W, Hf, Ti, Zr, Pt, Pd, Fe, and Ni are also good.
  • a combination of different materials may be used for the first magnetic layer 21 and the second magnetic layer 22.
  • Ru or Ta used in Example 5 is desirable from the viewpoint of reaction with the magnetic layer by annealing and diffusion.
  • other materials such as Pt, Cr, Ti, and W may be used.
  • FIG. 7 is a schematic cross-sectional view showing a configuration example of a magnetic memory cell according to the present invention. This magnetic memory cell is equipped with the MTJ element 110 shown in the first to fifth embodiments.
  • the C-MOS 111 is composed of two n-type semiconductors 112 and 113 and one p-type semiconductor 114.
  • An electrode 121 serving as a drain is electrically connected to the n-type semiconductor 112 and connected to the ground via the electrode 141 and the electrode 147.
  • An electrode 122 serving as a source is electrically connected to the n-type semiconductor 113.
  • 123 is a gate electrode, and ON / OFF of the current between the source electrode 122 and the drain electrode 121 is controlled by ON / OFF of the gate electrode 123.
  • An electrode 145, an electrode 144, an electrode 143, an electrode 142, and an electrode 146 are stacked on the source electrode 122, and the lower electrode 11 of the MTJ element 110 is connected via the electrode 146.
  • the bit line 222 is connected to the upper electrode 12 of the MTJ element 110.
  • the magnetization direction of the recording layer of the MTJ element 110 is rotated by the current flowing through the MTJ element 110, that is, the spin transfer torque, and magnetic information is recorded.
  • the spin transfer torque is not a spatial external magnetic field, but a principle in which spins of a spin-polarized current flowing in the MTJ element give torque to the magnetic moment of the ferromagnetic recording layer of the MTJ element.
  • the MTJ element is provided with means for supplying current from the outside, and spin transfer torque magnetization reversal is realized by flowing current using the means.
  • the direction of magnetization of the recording layer in the MTJ element 110 is controlled by passing a current between the bit line 222 and the electrode 146.
  • FIG. 8 is a diagram showing a configuration example of a magnetic random access memory in which the magnetic memory cells are arranged in an array.
  • a word line 223 and a bit line 222 connected to the gate electrode 123 are electrically connected to a memory cell including the MTJ element 110.
  • the magnetic memory of the present invention can operate with lower power consumption than the conventional one, and realizes a gigabit-class high-density magnetic memory. Is possible.
  • a write enable signal is sent to the write driver connected to the bit line 222 to which a current is to be supplied to boost the voltage, and a predetermined current is supplied to the bit line 222.
  • a predetermined current is supplied to the bit line 222.
  • either the write driver 230 or the write driver 231 is dropped to the ground, and the current direction is controlled by adjusting the potential difference.
  • a write enable signal is sent to the write driver 232 connected to the word line 223 to boost the write driver 232 and turn on the transistor connected to the MTJ element to be written. As a result, a current flows through the MTJ element, and spin torque magnetization reversal is performed.
  • the signal to the write driver 232 is disconnected and the transistor is turned off.

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Abstract

垂直磁化材料を適用し、ＴＭＲ比の高い磁気抵抗効果素子を提供する。　ＣｏＦｅＢ層４１／ＭｇＯバリア層１０／ＣｏＦｅＢ層４２の外側に融点が１６００℃以上の単体金属、もしくはその金属を含んだ合金からなる中間層３１，３２を挿入する。中間層３１，３２の挿入により、アニール時におけるＣｏＦｅＢ層の結晶化をＭｇＯ（００１）結晶側から進行させ、ＣｏＦｅＢ層をｂｃｃ（００１）で結晶配向させる。

Description

磁気抵抗効果素子、それを用いた磁気メモリセル及びランダムアクセスメモリ
　本発明は、垂直磁化材料を用いた磁気抵抗効果素子と、それを用いた磁気メモリセル及びランダムアクセスメモリに関するものである。
　近年、磁性体を用いたメモリとしてＭＲＡＭ（Magnetic Random Access Memory）が開発されている。ＭＲＡＭは、トンネル磁気抵抗（Tunneling Magnetoresistive：ＴＭＲ）効果を利用するＭＴＪ（Magnetic Tunneling Junction）を要素素子として用いる。ＭＴＪ素子は２枚の強磁性体層で非磁性体層（絶縁層）を挟んだ構造を有し、片側の強磁性体層（記録層）の磁化方向を外部磁場によって反転できる。このように、ＭＴＪ素子では磁性体層の磁化方向を制御することによって、情報を記録する。電源を切っても磁性体の磁化方向は変化しないため、記録した情報が保持される不揮発動作を実現できる。ＭＴＪ素子の磁化方向を変化させる（情報を書き換える）には、外部から磁場を印加する方式の他、近年、ＭＴＪ素子に直接直流電流を流して磁化を反転させる、スピントランスファートルク磁化反転（スピン注入磁化反転）方式が見出されている。例えば、特許文献１には面内磁化材料を記録層として用い、スピン注入磁化反転を利用するＭＴＪ素子及びそれを集積したメモリ：ＳＰＲＡＭ（SPin-transfer trque Magnetic Random Access Memory）が開示されている。
　ＳＰＲＡＭの集積度向上にはＭＴＪ素子の微細化が必要となるが、その際、ＭＴＪ素子における磁気情報の熱的安定性が課題となる。ＭＴＪ素子の記録層の磁化方向を反転させるために必要な磁気エネルギーに対し、環境温度による熱エネルギーが高くなる場合、外部磁場もしくは電流を印加しなくとも磁化の反転が起こる。サイズの縮小とともにＭＴＪ素子の磁気エネルギーは減少するため、素子の微細化に伴いこの熱的安定性は低下する。微細な領域でも熱的安定性を維持し信頼性の高い動作を実現するためには、ＭＴＪ素子の記録層材料の結晶磁気異方性を高めるのが有効である。これまでに、面内磁化材料と比べ結晶磁気異方性の高い垂直磁化材料を用いたＭＴＪ素子が開示されている（特許文献２）。さらに垂直磁化材料を適用したＭＴＪ素子では、記録層内にかかる反磁界の影響が面内磁化ＭＴＪ素子とは異なり、磁化の反転に要する電流密度（書き込み電流密度）を低減する方向にはたらく。そのため、面内磁化ＭＴＪ素子と比べ書き込み電流密度を低減でき消費電力を抑制できる利点がある。
　垂直磁化ＭＴＪ素子において抵抗変化率（ＴＭＲ比）を向上させる手段として、絶縁層（バリア層）に酸化マグネシウム（ＭｇＯ）を用い、その両側に電子スピンの分極率が高い材料（ＣｏＦｅＢなど）を配置する構造が開示されている（特許文献３）。ここで垂直磁化の強磁性層は高分極率磁性層に直に接して配置される。さらに、垂直磁化層として、非磁性体層を２枚の垂直磁化層で挟んだ構造（積層フェリ構造）を用いる素子も提案されている（特許文献３）。この場合、２枚の垂直磁化層の磁化は反平行方向に結合されるため、垂直磁化層から発生する漏れ磁場を抑制する効果がある。
　上記のような垂直磁化ＭＴＪ素子を作製し、高いＴＭＲ比を得るためには、バリア層とその両側の高分極率磁性層の結晶配向制御が重要である。これまでの面内磁化ＴＭＲ素子の研究から、ＮａＣｌ構造をもつＭｇＯ（００１）バリア層を用い、その両側にｂｃｃ（００１）結晶構造をもつＣｏＦｅＢ層を配置すると、高いＴＭＲ比が得られることが知られている。室温でＣｏＦｅＢを形成すると、ＣｏＦｅＢはアモルファスで成長する。その上にＭｇＯを形成すると、ＭｇＯ（００１）結晶が成長する。その上にさらにＣｏＦｅＢを形成した後、アニール処理を行うと、ＭｇＯ（００１）結晶を核にしてＣｏＦｅＢ層はｂｃｃ（００１）に結晶配向する。面内磁化ＴＭＲ素子の場合、このような機構を利用してＭｇＯ（００１）とＣｏＦｅＢのｂｃｃ（００１）配向を実現する。
特開２００２－３０５３３７号公報 特開２００５－３２８７８号公報 特開２００７－１４２３６４号公報
　ＣｏＦｅＢとＭｇＯの組み合わせを垂直磁化ＭＴＪ素子に適用する場合、ＣｏＦｅＢに接する材料を考慮する必要がある。上述したように、高いＴＭＲ比を得るにはＣｏＦｅＢのｂｃｃ（００１）結晶配向を実現するために、薄膜形成後のアニールが不可欠である。しかしながら、ＣｏＦｅＢ／ＭｇＯ／ＣｏＦｅＢ積層構造を形成しても、ＣｏＦｅＢの外側に接する材料によっては、アニールでＣｏＦｅＢ層のｂｃｃ（００１）配向が得られない場合がある。これは、ＣｏＦｅＢの結晶化がＭｇＯ界面からではなく、逆側の材料から進行することによる。ＭｇＯ（００１）とＣｏＦｅＢのｂｃｃ（００１）結晶配向を実現するには、ＣｏＦｅＢに隣接する材料として、ＣｏＦｅＢのＭｇＯ側からの結晶化を疎外しない適切な材料を選択する必要がある。従来の垂直ＴＭＲ素子の構成では、ＣｏＦｅＢと垂直磁化磁性層が直に接するため、垂直磁化磁性層に用いる材料によっては薄膜形成後のアニール処理でＣｏＦｅＢのｂｃｃ（００１）構造実現が困難である。そのため、面内磁化ＭＴＪ素子と同様の手法（アニール温度上昇でＣｏＦｅＢを結晶化させ高いＴＭＲ比を実現）を適用しようとした場合、アニール温度上昇に伴いＴＭＲ比が低下するか、もしくは、ある程度の温度までＴＭＲ比が向上するがそれ以上の温度では逆にＴＭＲ比が低下する課題がある。
　本発明は、上述した課題に鑑み、アニール処理後でも高いＴＭＲ比を示す垂直磁化ＭＴＪ素子を提供するものである。
　本発明の磁気抵抗効果素子（ＭＴＪ素子）は、垂直磁化の強磁性材料を適用したＭＴＪ素子であり、ＭｇＯのバリア層の基板側あるいは両側に高分極率の強磁性層であるＣｏＦｅＢ層を配置する。さらに、高分極率磁性層のバリア層と反対側の界面には、融点が１６００℃以上の金属もしくはその合金からなる中間層を介して垂直磁化磁性層を配置する。
　本発明によると、アニール後に高いＴＭＲ比を示す垂直磁化ＭＴＪ素子が作製可能となる。
実施例１のＭＴＪ素子の断面模式図である。 実施例１のＭＴＪ素子の磁化反転動作を模式的に示した図である。 実施例１のＭＴＪ素子の磁化反転動作を模式的に示した図である。 実施例１のＭＴＪ素子の磁化反転動作を模式的に示した図である。 実施例１のＭＴＪ素子に関するＴＭＲ比のアニール温度依存性を示す図である。 実施例２のＭＴＪ素子の断面模式図である。 実施例３のＭＴＪ素子の断面模式図である。 実施例３のＭＴＪ素子の磁化反転動作を模式的に示した図である。 実施例３のＭＴＪ素子の磁化反転動作を模式的に示した図である。 実施例３のＭＴＪ素子の磁化反転動作を模式的に示した図である。 磁気メモリセルの構成例を示す断面模式図である。 ランダムアクセスメモリの構成例を示す模式図である。
　本発明の実施形態を、図面を用いて詳細に説明する。
＜実施例１＞
　図１に、実施例１におけるＭＴＪ素子の断面模式図を示す。バリア層１０の両側には、電子スピンの分極率が高い第１の高分極率磁性層４１と第２の高分極率磁性層４２を配置する。その外側には、第１の中間層３１と第２の中間層３２を配置し、それらに接して第１の磁性層２１と第２の磁性層２２を配置する。また、第１の磁性層２１の下側には、下部電極１１及び下地層１３が形成され、第２の磁性層２２の上側にはキャップ層１４と上部電極１２が形成される。
　各層の材料としては、バリア層１０にＭｇＯ（膜厚：１ｎｍ）、第１の磁性層２１にＣｏＦｅ（膜厚：０．２ｎｍ）とＰｄ（膜厚：１．２ｎｍ）の２層膜を１０周期積層した多層膜（膜厚：１４ｎｍ）、第２の磁性層２２にＣｏＦｅ（膜厚：０．２ｎｍ）とＰｄ（膜厚：１．２ｎｍ）の２層膜を３周期積層した多層膜（膜厚：４．２ｎｍ）を用いた。また、第１の高分極率磁性層４１及び第２の高分極率磁性層４２にはＣｏＦｅＢ（膜厚：１ｎｍ）を適用し、第１の中間層３１及び第２の中間層３２にはＴａ（膜厚：０．５ｎｍ）を用いた。また、下部電極１１としては、Ｔａ層（膜厚：５ｎｍ）、下地層１３にはＲｕ（膜厚：１０ｎｍ）を用いた。キャップ層１４は、Ｔａ（膜厚：５ｎｍ）、Ｒｕ（膜厚：５ｎｍ）の順に積層した薄膜を用いた。各層はＡｒガスを用いたＲＦスパッタリング法を用いてＳｉ基板５の上に形成した。
　積層膜を形成後、電子ビーム（ＥＢ）リソグラフィとイオンビームエッチングを用いて、上面の面積が５０×５０ｎｍのピラー形状に加工した。その後、Ｃｒ（膜厚：５ｎｍ）／Ａｕ（膜厚：１００ｎｍ）の積層構造からなる上部電極１２を形成した。なお、図示はしていないが、上部電極層１２と下部電極層１１にはそれぞれ、素子に電流を流すための配線が接続される。
　素子の動作について図２Ａから図２Ｃを用いて説明する。簡単のために、素子の抵抗変化に関係するバリア層１０、第１の磁性層２１、第２の磁性層２２、第１の高分極率磁性層４１、第２の高分極率磁性層４２、第１の中間層３１、第２の中間層３２のみを図示する。素子の膜面と垂直方向に電流を流すと、第１の磁性層２１に比べ膜厚の薄い第２の磁性層２２の方が先に磁化反転するため、バリア層１０の上側にある積層磁性層（第２の高分極率磁性層４２／第２の中間層３２／第２の磁性層２２）が記録層となり、下側にある積層磁性層（第１の磁性層２１／第１の中間層３１／第１の高分極率磁性層４１）が固定層となる。
　図２Ａは素子に電流を流していない初期状態を示す。第１の磁性層２１の磁化６１、第１の高分極率磁性層４１の磁化６２、第２の磁性層２２の磁化６４、第２の高分極率磁性層４２の磁化６３はともに上側を向いている。第１の高分極率磁性層４１は第１の磁性層２１と強磁性結合しているため、両者の磁化は連動して同方向を向く。また、第２の高分極率磁性層４２と第１の磁性層２２の磁化についても同様である。
　図２Ｂは図２Ａの状態から、素子に電流を流した時の磁化の方向を示す。素子の下部から上部へ向けて電流７０を流すと、スピン偏極した電子８０が第２の高分極率磁性層４２を通り、第１の高分極率磁性層４１に流れる。その際、第２の高分極率磁性層４２のスピンと同方向のスピンを持った電子のみが、第１の高分極率磁性層４１に流れ込み、逆方向のスピンを持った電子はバリア層１０の表面で反射される。反射された電子は記録層の第２の高分極率磁性層４２の磁化６３に作用し、スピン注入磁化反転により、第２の高分極率磁性層４２の磁化６３が反転する。同時に、第２の高分極率磁性層４２と磁気結合している第２の磁性層２２の磁化６４も反転する。このとき固定層の第１の高分極率磁性層４１の磁化６２と、記録層にある第２の高分極率磁性層４２の磁化６３が反平行配列となりＭＴＪ素子は低抵抗状態から高抵抗状態にスイッチする。
　一方、図２Ｂの状態から、逆に素子の上部から下部へ電流を流すと図２Ｃの状態となる。素子の上部から下部へ向けて電流７０を流すと、スピン偏極した電子８０が第１の高分極率磁性層４１から第２の高分極率磁性層４２に流れこみ、スピン注入磁化反転により、第２の高分極率磁性層４２の磁化６３が反転する。同時に、第２の高分極率磁性層４２と磁気結合している第２の磁性層２２の磁化６４も反転する。このとき固定層にある第１の高分極率磁性層４１の磁化６２と、記録層の第２の高分極率磁性層４２の磁化６３が平行配列となりＭＴＪ素子の抵抗は高抵抗状態から低抵抗状態にスイッチする。
　実施例１の構造の素子を作製し評価した結果を図３に示す。ＴＭＲ比はアニール温度とともに増大し、２５０℃のアニールでＴＭＲ比６０％が得られた。一方、比較として、第１の中間層３１及び第２の中間層２２を挿入せずに作製した素子（第１の高分極率材料４１のＣｏＦｅＢが、第１の磁性層２１の最上部にあるＰｄと接する構成）の場合、アニール温度２００℃までは実施例１の素子と同等のＴＭＲ比を示したが、２５０℃のアニールではＴＭＲ比は２０％にまで低下した。すなわち、実施例１の構造の素子では、適切な中間層（Ｔａ）の挿入によりＴＭＲ比の耐熱性が向上する効果が確認された。上述したように、中間層として融点が１６００℃より低いＰｄがＣｏＦｅＢに接する場合にはＴＭＲ比の耐熱性は悪く、その他に、融点が１６００℃より低いＡｌなどを適用した場合にもＰｄの時と同様の結果となった。
　実施例１の素子でＴＭＲ比の耐熱性が向上するのは以下の理由による。ＣｏＦｅＢを熱処理すると、ホウ素（Ｂ）の拡散が起きる。その際、実施例１のように、ＣｏＦｅＢに適切な中間層が隣接しているとＢの拡散が抑制され、ＣｏＦｅＢはＭｇＯ（００１）結晶の界面から結晶化し、ｂｃｃ（００１）に配向する。一方、中間層がない場合（直接、磁性層が隣接する場合）、もしくは、中間層がＢの拡散を抑制しにくい材料（Ｐｄ，Ｃｕ，Ａｌなど）の場合、アニールによってＣｏＦｅＢ中のＢが拡散によって抜けるため、低いアニール温度でＣｏＦｅＢがＣｏＦｅに結晶化する。その時、ＣｏＦｅＢの結晶化はＭｇＯと逆側（ＣｏＦｅＢに隣接する中間層側もしくは磁性層側）から進行し、中間層もしくは磁性層の結晶構造に影響を受けてｂｃｃ（００１）とは異なる結晶構造（ｆｃｃ構造）か、異なる結晶方位（ｂｃｃ（１１０））で結晶化する。したがって、Ｂの拡散を抑制する非磁性材料の挿入がＣｏＦｅＢのｂｃｃ（００１）結晶を得るために有効となる。本実施例で中間層に用いたＴａは、ＣｏやＦｅに比べて高い融点（１６００℃以上）を有する。この場合、上述したようなＣｏＦｅＢの結晶化をＭｇＯ側から進行させる効果が得られる。一方、アニール温度２５０℃でＴＭＲ比が低下した素子においてＣｏＦｅＢと接するＰｄは融点が１６００℃以下であり、ＣｏＦｅＢの結晶化をＭｇＯ側から進行させるのが困難である。
　実施例１では、第１の中間層３１と第２の中間層３２にＴａを用いたが、それ以外にも、融点が１６００℃以上の材料である、Ｗ，Ｒｕ，Ｐｔ，Ｔｉ，Ｏｓ，Ｖ，Ｃｒ，Ｎｂ，Ｍｏ，Ｒｈ，Ｈｆ，Ｒｅなどを用いても、実施例１と同様の効果が得られる。また、第１の中間層３１と第２の中間層３２に、異なる材料の組み合わせを用いてもよい。
　また、実施例１では、第１の磁性層２１、第２の磁性層２２の垂直磁化材料としてＣｏＦｅとＰｄの積層膜を適用したが、それ以外の垂直磁化材料を適用しても実施例１と同様の効果が得られる。具体的な材料として、例えば、Ｃｏ50Ｐｔ50，Ｆｅ50Ｐｔ50，Ｆｅ30Ｎｉ20Ｐｔ50等のＬ１0型規則合金や、ｍ－Ｄ０19型のＣｏ75Ｐｔ25規則合金、もしくは、ＣｏＣｒＰｔ－ＳｉＯ2，ＦｅＰｔ－ＳｉＯ2など粒状の磁性体が非磁性体の母相中に分散したグラニュラー構造の材料、もしくは、Ｆｅ，Ｃｏ，Ｎｉのいずれかもしくは一つ以上を含む合金と、Ｒｕ，Ｐｔ，Ｒｈ，Ｐｄ，Ｃｒなどの非磁性金属を交互に積層した積層膜、もしくは、ＴｂＦｅＣｏ，ＧｄＦｅＣｏなど、Ｇｄ，Ｄｙ，Ｔｂ等の希土類金属に遷移金属を含んだアモルファス合金を用いてもよい。また、Ｃｏを含み、Ｃｒ，Ｔａ，Ｎｂ，Ｖ，Ｗ，Ｈｆ，Ｔｉ，Ｚｒ，Ｐｔ，Ｐｄ，Ｆｅ，Ｎｉの中の１つ以上の元素を含む、例えばＣｏＣｒ合金や、ＣｏＣｒＰｔ合金を用いても良い。また、第１の磁性層２１と第２の磁性層２２に、異なる材料の組み合わせを用いてもよい。
　また、キャップ層１４としては、アニール処理による磁性層との反応や拡散の観点から、実施例１で用いたＲｕもしくはＴａが望ましい。ただし、それ以外の材料として、Ｐｔ，Ｃｒ，Ｔｉ，Ｗなどの金属を用いてもよい。
　また、実施例１では、バリア層１０の上側の磁性層（第２の磁性層２２）を下側の磁性層（第１の磁性層２１）よりも薄くしたため、第２の磁性層２２が記録層として磁化反転する。それとは逆に、バリア層１０の下側の磁性層（第１の磁性層２１）を上側の磁性層（第２の磁性層２２）よりも薄くした場合でも、実施例１と同様の抵抗変化及び同等のＴＭＲ比が得られる。ただし、その際はバリア層１０の下側の磁性層（第１の磁性層２１）が記録層としてはたらくため、第１の磁性層２１の磁化が反転する。
＜実施例２＞
　実施例２は、バリア層１０の下側のみに、垂直磁化磁性層／中間層／高分極磁性層の積層構造を適用したＭＴＪ素子を提案するものである。図４に、実施例２のＭＴＪ素子の断面模式図を示す。基本的な構成は実施例１で示した素子と同様であるが、実施例２では、第２の高分極率磁性層４２と垂直磁化を示す第２の磁性層２２は直接接続され、両者の間に中間層は挿入しない。
　各層の材料としては、バリア層１０にＭｇＯ（膜厚：１ｎｍ）、第１の磁性層２１にＣｏＦｅ（膜厚：０．２ｎｍ）とＰｄ（膜厚：１．２ｎｍ）の２層膜を１０周期積層した多層膜（膜厚：１４ｎｍ）、第２の磁性層２２にＣｏＦｅ（膜厚：０．２ｎｍ）とＰｄ（膜厚：１．２ｎｍ）の２層膜を３周期積層した多層膜（膜厚：４．２ｎｍ）を用いた。また、第１の高分極率磁性層４１及び第２の高分極率磁性層４２にはＣｏＦｅＢ（膜厚：１ｎｍ）を適用し、第１の中間層３１にはＴａ（膜厚：０．５ｎｍ）を用いた。また、下部電極１１としては、Ｔａ層（膜厚：５ｎｍ）、下地層１３にはＲｕ（膜厚：１０ｎｍ）を用いた。キャップ層１４は、Ｔａ（膜厚：５ｎｍ）、Ｒｕ（膜厚：５ｎｍ）の順に積層した薄膜を用いた。
　各層はＡｒガスを用いたＲＦスパッタリング法によってＳｉ基板５の上に形成した。基板５から第２の高分極率磁性層４２まで順に積層した後、その段階で真空チャンバー内において２５０℃のin-situアニールを行った。これにより、ＭｇＯ（００１）とＣｏＦｅＢのｂｃｃ（００１）結晶配向を実現した。その後、第２の磁性層２２からキャップ層１４までを形成した。
　積層膜を形成後、電子ビーム（ＥＢ）リソグラフィとイオンビームエッチングを用いて、上面の面積が５０×５０ｎｍのピラー形状に加工した。その後、Ｃｒ（膜厚：５ｎｍ）／Ａｕ（膜厚：１００ｎｍ）の積層構造を有する上部電極１２を形成した。なお、図示はしていないが、上部電極層１２と下部電極層１１にはそれぞれ、素子に電流を流すための配線が接続される。
　素子の動作については実施例１と同様である。実施例２では、第２の高分極率磁性層４２と第２の磁性層２２が強磁性結合し、両者の磁化は連動して同方向を向くため、実施例１の図２Ａから図２Ｃに示したのと同様の動作を示す。
　実施例２の構造の素子を作製し評価した結果、素子作製後にアニール処理を行わない（as-depo）状態でＴＭＲ比６０％が得られ、素子作製後に２５０℃でアニール処理した場合でもＴＭＲ比の低下はなかった。これは、薄膜形成時のin-situアニールの段階で、ＣｏＦｅＢのｂｃｃ（００１）結晶配向とＭｇＯ（００１）結晶配向を実現したことによる。一方、比較として、第１の中間層３１を挿入せずに（第１の高分極率材料４１のＣｏＦｅＢが、第１の磁性層２１の最上部にあるＰｄと接する構成）作製した素子の場合、as-depoから２５０℃未満の温度でのアニール条件においてＴＭＲ比は実施例２よりも低く、２５０℃のアニールでＴＭＲ比は２０％にまで低下した。以上より、実施例２の構造の素子では、適切な中間層（Ｔａ）の挿入によりＴＭＲ比の耐熱性が向上する効果が確認された。
　また、実施例２では、第２の高分極率磁性層４２を形成した直後に、in-situアニールを行う。第２の高分極率磁性層４２の上部には接触する層が無いため、第２の高分極率磁性層４２はＭｇＯ（００１）側のみの影響を受けて結晶化する。つまり、第２の高分極率磁性層４２については、上部層の材料の影響されることなく、容易にｂｃｃ（００１）構造を実現できる利点がある。
　実施例２では、第１の中間層３１にＴａを用いたが、それ以外にも、融点が１６００℃以上の材料である、Ｗ，Ｒｕ，Ｐｔ，Ｔｉ，Ｏｓ，Ｖ，Ｃｒ，Ｎｂ，Ｍｏ，Ｒｈ，Ｈｆ，Ｒｅなどを用いても実施例２と同様の効果が得られる。また、第１の中間層３１と第２の中間層３２に、異なる材料の組み合わせを用いてもよい。
　また、実施例２では、第２の高分極率磁性層４２の磁性材料として、ＣｏＦｅＢを用いたが、それ以外にも、ｂｃｃ結晶構造をとるＣｏ50Ｆｅ50、Ｆｅなどの材料を用いても良い。例えば、第１の高分極率磁性層４１としてアモルファスのＣｏＦｅＢを成膜し、その上にＭｇＯバリア層１０を（００１）に配向成長させる。その上に第２の高分極率磁性層４２としてＦｅを堆積すると、ＭｇＯの結晶構造に従ってＦｅのｂｃｃ（００１）構造が成長し、in-situアニール処理によって、ｂｃｃ－ＣｏＦｅＢ（００１）／ＭｇＯ（００１）／ｂｃｃ－Ｆｅ（００１）を作製できる。
　また、実施例２では、第１の磁性層２１及び第２の磁性層２２の垂直磁化材料としてＣｏＦｅとＰｄの積層膜を適用したが、それ以外の垂直磁化材料を適用しても実施例２と同様の効果が得られる。具体的な材料として、例えば、Ｃｏ50Ｐｔ50，Ｆｅ50Ｐｔ50，Ｆｅ30Ｎｉ20Ｐｔ50等のＬ１0型規則合金や、ｍ－Ｄ０19型のＣｏ75Ｐｔ25規則合金、もしくは、ＣｏＣｒＰｔ－ＳｉＯ2，ＦｅＰｔ－ＳｉＯ2など粒状の磁性体が非磁性体の母相中に分散したグラニュラー構造の材料、もしくは、Ｆｅ，Ｃｏ，Ｎｉのいずれかもしくは一つ以上を含む合金と、Ｒｕ，Ｐｔ，Ｒｈ，Ｐｄ，Ｃｒなどの非磁性金属を交互に積層した積層膜、もしくは、ＴｂＦｅＣｏ，ＧｄＦｅＣｏなど、Ｇｄ，Ｄｙ，Ｔｂ等の希土類金属に遷移金属を含んだアモルファス合金を用いてもよい。また、Ｃｏを含み、Ｃｒ，Ｔａ，Ｎｂ，Ｖ，Ｗ，Ｈｆ，Ｔｉ，Ｚｒ，Ｐｔ，Ｐｄ，Ｆｅ，Ｎｉの中の１つ以上の元素を含む、例えばＣｏＣｒ合金や、ＣｏＣｒＰｔ合金を用いても良い。また、第１の磁性層２１と第２の磁性層２２に、異なる材料の組み合わせを用いてもよい。
　また、キャップ層１４としては、アニール処理による磁性層との反応や拡散の観点から、実施例２で用いたＲｕもしくはＴａが望ましい。ただし、それ以外の材料として、Ｐｔ，Ｃｒ，Ｔｉ，Ｗなどの金属を用いてもよい。
＜実施例３＞
　実施例３は、バリア層の下側に、垂直磁化磁性層／高分極率磁性層／中間層／高分極率磁性層の積層構造を適用したＭＴＪ素子を提案するものである。図５に、実施例３のＭＴＪ素子の断面模式図を示す。基本的な構成は実施例１で示した素子と同様であるが、第１の中間層３１と第１の磁性層２１の間に第３の高分極率磁性層４３を挿入する。
　各層の材料としては、バリア層１０にＭｇＯ（膜厚：１ｎｍ）、第１の磁性層２１にＣｏＦｅ（膜厚：０．２ｎｍ）とＰｄ（膜厚：１．２ｎｍ）の２層膜を１０周期積層した多層膜（膜厚：１４ｎｍ）、第２の磁性層２２にＣｏＦｅ（膜厚：０．２ｎｍ）とＰｄ（膜厚：１．２ｎｍ）の２層膜を３周期積層した多層膜（膜厚：４．２ｎｍ）を用いた。また、第１の高分極率磁性層４１と、第２の高分極率磁性層４２、及び第３の高分極率層４３にはＣｏＦｅＢ（膜厚：１ｎｍ）を適用し、第１の中間層３１にはＴａ（膜厚：０．５ｎｍ）を用いた。また、下部電極１１としては、Ｔａ層（膜厚：５ｎｍ）、下地層１３にはＲｕ（膜厚：１０ｎｍ）を用いた。キャップ層１４は、Ｔａ（膜厚：５ｎｍ）、Ｒｕ（膜厚：５ｎｍ）の順に積層した薄膜を用いた。
　実施例３の薄膜積層構造では、高分極率磁性層のＣｏＦｅＢを中間層３１の上下に１層ずつ挿入する。この構造の場合、薄膜形成後はアモルファスであるＣｏＦｅＢが、第一の磁性層２１の表面凹凸をより緩和し、ＭｇＯバリア層の下地層における表面平坦性を向上できる。その結果、より均一なバリア層が得られ、ＴＭＲ比の向上や素子特性のばらつき抑制などに有効である。
　実施例１と同様の方法で実施例３のＭＴＪ素子を作製し、特性を評価した結果、実施例１と同様の動作を示し、ＴＭＲ比のアニール温度依存性においても実施例１と同様の効果が得られた。
　実施例３では、第１の中間層３１及び第２の磁性層３２にＴａを用いたが、それ以外にも、融点が１６００℃以上の材料である、Ｗ，Ｒｕ，Ｐｔ，Ｔｉ，Ｏｓ，Ｖ，Ｃｒ，Ｎｂ，Ｍｏ，Ｒｈ，Ｈｆ，Ｒｅなどを用いても実施例３と同様の効果が得られる。また、第１の中間層３１と第２の中間層３２に、異なる材料の組み合わせを用いてもよい。
　また、実施例３では、第１の磁性層２１及び第２の磁性層２２の垂直磁化材料としてＣｏＦｅとＰｄの積層膜を適用したが、それ以外の垂直磁化材料を適用しても実施例３と同様の効果が得られる。具体的な材料として、例えば、Ｃｏ50Ｐｔ50，Ｆｅ50Ｐｔ50，Ｆｅ30Ｎｉ20Ｐｔ50等のＬ１0型規則合金や、ｍ－Ｄ０19型のＣｏ75Ｐｔ25規則合金、もしくは、ＣｏＣｒＰｔ－ＳｉＯ2，ＦｅＰｔ－ＳｉＯ2など粒状の磁性体が非磁性体の母相中に分散したグラニュラー構造の材料、もしくは、Ｆｅ，Ｃｏ，Ｎｉのいずれかもしくは一つ以上を含む合金と、Ｒｕ，Ｐｔ，Ｒｈ，Ｐｄ，Ｃｒなどの非磁性金属を交互に積層した積層膜、もしくは、ＴｂＦｅＣｏ，ＧｄＦｅＣｏなど、Ｇｄ，Ｄｙ，Ｔｂ等の希土類金属に遷移金属を含んだアモルファス合金を用いてもよい。また、Ｃｏを含み、Ｃｒ，Ｔａ，Ｎｂ，Ｖ，Ｗ，Ｈｆ，Ｔｉ，Ｚｒ，Ｐｔ，Ｐｄ，Ｆｅ，Ｎｉの中の１つ以上の元素を含む、例えばＣｏＣｒ合金や、ＣｏＣｒＰｔ合金を用いても良い。また、第１の磁性層２１と第２の磁性層２２に、異なる材料の組み合わせを用いてもよい。
　また、キャップ層１４としては、アニール処理による磁性層との反応や拡散の観点から、実施例３で用いたＲｕもしくはＴａが望ましい。ただし、それ以外の材料として、Ｐｔ，Ｃｒ，Ｔｉ，Ｗなどの金属を用いてもよい。
＜実施例４＞
　実施例４は、バリア層の上下にある、磁性層／中間層／高分極率磁性層、及び、高分極率磁性層／中間層／磁性層を、それぞれ反強磁性結合を有する積層フェリ構造として用いるＭＴＪ素子を提案するものである。実施例４のＭＴＪ素子の基本構成、及び各層の材料と膜厚は、第１の中間層３１と第２の中間層３２を除いて図１に示した実施例１構成と同じである。実施例４では、第１の中間層３１と第２の中間層３２として、膜厚０．８ｎｍのＲｕを用いた。実施例４の構成の場合、第１の磁性層２１と第１の高分極率磁性層４１、及び第２の高分極率磁性層４２と第２の磁性層２２が反強磁性結合するため、それらからの漏れ磁場を抑制できる利点がある。
　実施例４の素子の動作について図６Ａから図６Ｃを用いて説明する。簡単のために、素子の抵抗変化に関係するバリア層１０、第１の磁性層２１、第２の磁性層２２、第１の高分極率磁性層４１、第２の高分極率磁性層４２、第１の中間層３１、第２の中間層３２のみを図示する。素子の膜面と垂直方向に電流を流すと、第１の磁性層２１に比べ膜厚の薄い第２の磁性層２２の方が先に磁化反転するため、バリア層１０の上側にある積層磁性層（第２の高分極率磁性層４２／第２の中間層３２／第２の磁性層２２）が記録層となり、下側にある積層磁性層（第１の磁性層２１／第１の中間層３１／第１の高分極率磁性層４１）が固定層となる。
　図６Ａは素子に電流を流していない初期状態を示す。第１の磁性層２１の磁化６１、及び第２の磁性層２２の磁化６４はともに上側を向いている。第１の高分極率磁性層４１及び第２の高分極率磁性層４２はそれぞれ、第１の中間層３１及び第２の中間層３２を介して、第１の磁性層２１及び第２の磁性層２２と反強磁性結合している。高分極率磁性層４１，４２の材料であるＣｏＦｅＢは本来面内磁化材料であるが、垂直磁化の磁性層２１，２２と磁気結合することで、磁化が垂直方向を向く。垂直磁化を示す第１の磁性層２１と反強磁性結合するため、第１の高分極率磁性層４１の磁化６２は下側を向き、同様に、第２の磁性層２２と反強磁性結合する第２の高分極率磁性層４２の磁化６３も下側を向く。
　図６Ｂは図６Ａの状態から、素子に電流を流した時の磁化の方向を示す。素子の下部から上部へ向けて電流７０を流すと、スピン偏極した電子８０が第２の高分極率磁性層４２を通り、第１の高分極率磁性層４１に流れる。その際、第２の高分極率磁性層４２のスピンと同方向のスピンを持った電子のみが、第１の高分極率磁性層４１に流れ込み、逆方向のスピンを持った電子はバリア層１０の表面で反射される。反射された電子は記録層の第２の高分極率磁性層４２の磁化６３に作用し、スピン注入磁化反転により、第２の高分極率磁性層４２の磁化６３が反転する。同時に、積層フェリ構成で反強磁性結合となっている第２の磁性層２２の磁化６４も反転する。このとき固定層の第１の高分極率磁性層４１の磁化６２と、記録層にある第２の高分極率磁性層４２の磁化６３が反平行配列となり、ＭＴＪ素子は低抵抗状態から高抵抗状態にスイッチする。
　一方、図６Ｂの状態から、逆に素子の上部から下部へ電流を流すと、図６Ｃの状態となる。素子の上部から下部へ向けて電流７０を流すと、スピン偏極した電子８０が第１の高分極率磁性層４１から第２の高分極率磁性層４２に流れ込み、スピン注入磁化反転により、第２の高分極率磁性層４２の磁化６３が反転する。同時に、積層フェリ構成で反強磁性結合している第２の磁性層２２の磁化６４も反転する。このとき固定層にある第１の高分極率磁性層４１の磁化６２と、記録層の第２の高分極率磁性層４２の磁化６３が平行配列となりＭＴＪ素子の抵抗は高抵抗状態から低抵抗状態にスイッチする。
　以上のように、実施例４のＭＴＪ素子では、中間層を介して高分極率磁性層４１（４２）と磁性層２１（２２）が反平行に結合して動作するが、電流による抵抗変化の特性は、実施例１と同様である。また、アニールによるＴＭＲ比の変化も実施例１と同様であり、高分極率磁性層と磁性層の間に中間層を挿入しない従来のＭＴＪ素子に比べ、ＴＭＲ比の耐熱性が向上する効果が確認された。
　実施例４では、第１の中間層３１及び第２の中間層３２にＲｕを用いたが、それ以外にも、融点が１６００℃以上の材料である、Ｗ，Ｔａ，Ｐｔ，Ｔｉ，Ｏｓ，Ｖ，Ｃｒ，Ｎｂ，Ｍｏ，Ｒｈ，Ｈｆ，Ｒｅなどを用いても実施例４と同様の効果が得られる。また、第１の中間層３１と第２の中間層３２に、異なる材料の組み合わせを用いてもよい。
　また、実施例４では、第１の磁性層２１及び第２の磁性層２２の垂直磁化材料としてＣｏＦｅとＰｄの積層膜を適用したが、それ以外の垂直磁化材料を適用しても実施例４と同様の効果が得られる。具体的な材料として、例えば、Ｃｏ50Ｐｔ50，Ｆｅ50Ｐｔ50，Ｆｅ30Ｎｉ20Ｐｔ50等のＬ１0型規則合金や、ｍ－Ｄ０19型のＣｏ75Ｐｔ25規則合金、もしくは、ＣｏＣｒＰｔ－ＳｉＯ2，ＦｅＰｔ－ＳｉＯ2など粒状の磁性体が非磁性体の母相中に分散したグラニュラー構造の材料、もしくは、Ｆｅ，Ｃｏ，Ｎｉのいずれかもしくは一つ以上を含む合金と、Ｒｕ，Ｐｔ，Ｒｈ，Ｐｄ，Ｃｒなどの非磁性金属を交互に積層した積層膜、もしくは、ＴｂＦｅＣｏ，ＧｄＦｅＣｏなど、Ｇｄ，Ｄｙ，Ｔｂ等の希土類金属に遷移金属を含んだアモルファス合金を用いてもよい。また、Ｃｏを含み、Ｃｒ，Ｔａ，Ｎｂ，Ｖ，Ｗ，Ｈｆ，Ｔｉ，Ｚｒ，Ｐｔ，Ｐｄ，Ｆｅ，Ｎｉの中の１つ以上の元素を含む、例えばＣｏＣｒ合金や、ＣｏＣｒＰｔ合金を用いても良い。また、第１の磁性層２１と第２の磁性層２２に、異なる材料の組み合わせを用いてもよい。
　また、キャップ層１４としては、アニール処理による磁性層との反応や拡散の観点から、実施例４で用いたＲｕもしくはＴａが望ましい。ただし、それ以外の材料として、Ｐｔ，Ｃｒ，Ｔｉ，Ｗなどの金属を用いてもよい。
＜実施例５＞
　実施例５は、中間層の材料としてアモルファス合金の強磁性体を用いたＭＴＪ素子を提案するものである。素子の構成は、図１に示した実施例１のＭＴＪ素子と同様であるが、第１の中間層３１と第２の中間層３２に、アモルファス合金のＦｅＴａＮを用いる。ＦｅＴａＮは強磁性体であるため、第１の磁性層２１と第１の中間層３１と第１の高分極率磁性層４１は磁気的に結合し、３層の磁化は同方向を向く。そのため、素子の動作としては実施例１のＭＴＪ素子と同様となる。実施例１と同様の方法で実施例５のＭＴＪ素子を作製し、特性を評価した結果、実施例１と同等のＴＭＲ比が得られ、中間層を挿入しない従来のＭＴＪ素子と比較してＴＭＲ比の耐熱性向上効果を確認した。
　２５０℃のアニール後でも高いＴＭＲ比が得られるのは、第１の中間層３１、第２の中間層３２に用いたＦｅＴａＮが、ＣｏやＦｅに比べて高融点のＴａを含み、高分極率磁性層に用いたＣｏＦｅＢより高い結晶化温度を有するためである。アニールによりＣｏＦｅＢが結晶化する際、それに接するＦｅＴａＮは依然アモルファス状態を保つ。これにより、ＣｏＦｅＢ中のＢはＦｅＴａＮ中に拡散しにくく、ＭｇＯ側からＣｏＦｅＢがｂｃｃ（００１）に結晶化する。
　実施例５では、第１の中間層３１と第２の中間層３２にＦｅＴａＮを用いたが、それ以外の材料として、ＦｅＴａＣ，ＦｅＺｒＢ，ＦｅＨｆＢ，ＦｅＴａＢ，ＣｏＺｒＮｂ，ＣｏＦｅＢＮｂ，ＣｏＦｅＺｒ，ＣｏＦｅＺｒＮｂ，ＣｏＦｅＺｒＴａ，ＣｏＴａＺｒ，ＦｅＳｉＢＮｂ，ＦｅＳｉＢＺｒ，ＦｅＳｉＢＨｆ，ＦｅＳｉＢＴａ，ＣｏＳｉＢＮｂ，ＣｏＳｉＢＺｒ，ＣｏＳｉＢＨｆ，ＣｏＳｉＢＴａなどのアモルファスの強磁性体合金を用いても、実施例５と同様の効果が得られる。また、第１の中間層３１と第２の中間層３２に、異なる材料の組み合わせを用いてもよい。
　また、実施例５では、第１の磁性層２１と第２の磁性層２２の垂直磁化材料としてＣｏＦｅとＰｄの積層膜を適用したが、それ以外の垂直磁化材料を適用しても実施例５と同様の効果が得られる。具体的な材料として、例えば、Ｃｏ50Ｐｔ50，Ｆｅ50Ｐｔ50，Ｆｅ30Ｎｉ20Ｐｔ50等のＬ１0型規則合金や、ｍ－Ｄ０19型のＣｏ75Ｐｔ25規則合金、もしくは、ＣｏＣｒＰｔ－ＳｉＯ2，ＦｅＰｔ－ＳｉＯ2など粒状の磁性体が非磁性体の母相中に分散したグラニュラー構造の材料、もしくは、Ｆｅ，Ｃｏ，Ｎｉのいずれかもしくは一つ以上を含む合金と、Ｒｕ，Ｐｔ，Ｒｈ，Ｐｄ，Ｃｒなどの非磁性金属を交互に積層した積層膜、もしくは、ＴｂＦｅＣｏ，ＧｄＦｅＣｏなど、Ｇｄ，Ｄｙ，Ｔｂ等の希土類金属に遷移金属を含んだアモルファス合金を用いてもよい。また、Ｃｏを含み、Ｃｒ，Ｔａ，Ｎｂ，Ｖ，Ｗ，Ｈｆ，Ｔｉ，Ｚｒ，Ｐｔ，Ｐｄ，Ｆｅ，Ｎｉの中の１つ以上の元素を含む、例えばＣｏＣｒ合金や、ＣｏＣｒＰｔ合金を用いても良い。また、第１の磁性層２１と第２の磁性層２２に、異なる材料の組み合わせを用いてもよい。
　また、キャップ層１４としては、アニール処理による磁性層との反応や拡散の観点から、実施例５で用いたＲｕもしくはＴａが望ましい。ただし、それ以外の材料として、Ｐｔ，Ｃｒ，Ｔｉ，Ｗなどの金属を用いてもよい。
＜実施例６＞
　実施例６は、本発明によるＭＴＪ素子を適用したランダムアクセスメモリを提案するものである。図７は、本発明による磁気メモリセルの構成例を示す断面模式図である。この磁気メモリセルは、実施例１～５に示したＭＴＪ素子１１０を搭載している。
　Ｃ－ＭＯＳ１１１は、２つのｎ型半導体１１２，１１３と一つのｐ型半導体１１４からなる。ｎ型半導体１１２にドレインとなる電極１２１が電気的に接続され、電極１４１及び電極１４７介してグラウンドに接続されている。ｎ型半導体１１３には、ソースとなる電極１２２が電気的に接続されている。さらに１２３はゲート電極であり、このゲート電極１２３のＯＮ／ＯＦＦによりソース電極１２２とドレイン電極１２１の間の電流のＯＮ／ＯＦＦを制御する。上記ソース電極１２２に電極１４５、電極１４４、電極１４３、電極１４２、電極１４６が積層され、電極１４６を介してＭＴＪ素子１１０の下部電極１１が接続されている。
　ビット線２２２はＭＴＪ素子１１０の上部電極１２に接続されている。本実施例の磁気メモリセルでは、ＭＴＪ素子１１０に流れる電流、すなわちスピントランスファートルクによりＭＴＪ素子１１０の記録層の磁化方向を回転し、磁気的情報を記録する。スピントランスファートルクは空間的な外部磁界ではなく主として、ＭＴＪ素子中を流れるスピン偏極した電流のスピンがＭＴＪ素子の強磁性記録層の磁気モーメントにトルクを与える原理である。したがってＭＴＪ素子に外部から電流を供給する手段を備え、その手段を用いて電流を流すことによりスピントランスファートルク磁化反転は実現される。本実施例では、ビット線２２２と電極１４６の間に電流を流すことによりＭＴＪ素子１１０中の記録層の磁化の方向を制御する。
　図８は、上記磁気メモリセルをアレイ状に配置した磁気ランダムアクセスメモリの構成例を示す図である。ゲート電極１２３に接続されたワード線２２３、及びビット線２２２がＭＴＪ素子１１０を備えるメモリセルに電気的に接続されている。実施例１～５に記載のＭＴＪ素子を備えた磁気メモリセルを配置することにより、本発明の磁気メモリは従来よりも低消電力で動作が可能であり、ギガビット級の高密度磁気メモリを実現可能である。
　本構成の場合の書込みは、まず、電流を流したいビット線２２２に接続された書き込みドライバにライトイネーブル信号を送って昇圧し、ビット線２２２に所定の電流を流す。電流の向きに応じ、書き込みドライバ２３０ないし書き込みドライバ２３１のいずれかをグランドに落として、電位差を調節して電流方向を制御する。次に所定時間経過後、ワード線２２３に接続された書き込みドライバ２３２にライトイネーブル信号を送り、書き込みドライバ２３２を昇圧して、書き込みたいＭＴＪ素子に接続されたトランジスタをオンにする。これによりＭＴＪ素子に電流が流れ、スピントルク磁化反転が行われる。所定の時間、トランジスタをオンにしたのち、書込みドライバ２３２への信号を切断し、トランジスタをオフにする。読出しの際は、読出したいＭＴＪ素子につながったビット線２２２のみを読出し電圧Ｖに昇圧し、選択トランジスタのみをオンにして電流を流し、読出しを行う。この構造は最も単純な１トランジスタ＋１メモリセルの配置なので、単位セルの占める面積は２Ｆ×４Ｆ＝８Ｆ2と高集積なものにすることができる。
５　基板
１０　バリア層
１１　下部電極
１２　上部電極
１３　下地層
１４　キャップ層
２１　第１の磁性層
２２　第２の磁性層
３１　第１の中間層
３２　第２の中間層
４１　第１の高分極率磁性層
４２　第２の高分極率磁性層
４３　第３の高分極率磁性層
６１，６２，６３，６４　磁化
７０　電流
８０　電子
１１０　ＭＴＪ素子
１１１　Ｃ－ＭＯＳ
１１２，１１３　ｎ型半導体
１１４　ｐ型半導体
１２１　ソース電極
１２２　ドレイン電極
１２３　ゲート電極
１４１，１４２，１４３，１４４，１４５，１４６，１４７　電極
２２２　ビット線
２２３　ワード線
２３０，２３１，２３２　書き込みドライバ

Claims (13)

  1. 　垂直磁気異方性を有する強磁性体薄膜からなる記録層と、
    　垂直磁気異方性を有し、磁化の方向が一方向に固定された強磁性体薄膜からなる固定層と、
    　前記記録層と前記固定層の間に配置されたＭｇＯのバリア層と、
    　前記バリア層の少なくとも基板側界面に配置されたＣｏＦｅＢ層と、
    　前記ＣｏＦｅＢ層の前記バリア層と反対側の界面に配置された中間層とを有し、
    　前記中間層は融点が１６００℃以上の金属、もしくはその金属を含んだ合金であることを特徴とするトンネル磁気抵抗効果素子。
  2. 　請求項１記載のトンネル磁気抵抗効果素子において、前記バリア層の基板と反対側の界面に第２のＣｏＦｅＢ層が配置され、前記第２のＣｏＦｅＢ層の前記バリア層と反対側の界面に、融点が１６００℃以上の金属、もしくはその金属を含んだ合金である第２の中間層が配置されていることを特徴とするトンネル磁気抵抗効果素子。
  3. 　請求項１記載のトンネル磁気抵抗効果素子において、前記中間層の材料は、Ｗ，Ｒｕ，Ｐｔ，Ｔｉ，Ｏｓ，Ｖ，Ｃｒ，Ｎｂ，Ｍｏ，Ｒｈ，Ｈｆ，Ｒｅのいずれかであることを特徴とするトンネル磁気抵抗効果素子。
  4. 　請求項１記載のトンネル磁気抵抗効果素子において、前記中間層は、アモルファスの強磁性体であり、かつＣｏＦｅＢよりも結晶化温度が高い材料からなることを特徴とするトンネル磁気抵抗効果素子。
  5. 　請求項１記載のトンネル磁気抵抗効果素子において、前記中間層の材料は、ＦｅＴａＮ，ＦｅＴａＣ，ＦｅＺｒＢ，ＦｅＨｆＢ，ＦｅＴａＢ，ＣｏＺｒＮｂ，ＣｏＦｅＢＮｂ，ＣｏＦｅＺｒ，ＣｏＦｅＺｒＮｂ，ＣｏＦｅＺｒＴａ，ＣｏＴａＺｒのいずれかであることを特徴とするトンネル磁気抵抗効果素子。
  6. 　請求項１記載のトンネル磁気抵抗効果素子において、前記中間層は、Ｓｉ及びＢを含み、かつ、Ｆｅ，Ｃｏのいずれか、及び、Ｎｂ，Ｚｒ，Ｈｆ，Ｔａのいずれかを含んだ合金であることを特徴とするトンネル磁気抵抗効果素子。
  7. 　請求項１記載のトンネル磁気抵抗効果素子において、前記記録層及び前記固定層の両方もしくは一方は、Ｃｏ，Ｆｅ，Ｎｉのいずれか、もしくはその１つ以上の元素と、Ｐｔ，Ｐｄのうち１つ以上の元素を含む規則合金であることを特徴とするトンネル磁気抵抗効果素子。
  8. 　請求項１記載のトンネル磁気抵抗効果素子において、前記記録層及び前記固定層の両方もしくは一方は、Ｃｏを含み、Ｃｒ，Ｔａ，Ｎｂ，Ｖ，Ｗ，Ｈｆ，Ｔｉ，Ｚｒ，Ｐｔ，Ｐｄ，Ｆｅ，Ｎｉの中の１つ以上の元素を含む合金であることを特徴とするトンネル磁気抵抗効果素子。
  9. 　請求項１記載のトンネル磁気抵抗効果素子において、前記記録層及び前記固定層の両方もしくは一方は、Ｆｅ，Ｃｏ，Ｎｉのいずれか、もしくはその１つ以上を含む合金と、非磁性金属を交互に積層した積層膜であることを特徴とするトンネル磁気抵抗効果素子。
  10. 　請求項１記載のトンネル磁気抵抗効果素子において、前記記録層及び前記固定層の両方もしくは一方は、粒状の磁性体の周囲を非磁性体が取り囲んだグラニュラー構造を有することを特徴とするトンネル磁気抵抗効果素子。
  11. 　請求項１記載のトンネル磁気抵抗効果素子において、前記記録層及び前記固定層の両方もしくは一方は、希土類金属と遷移金属を含んだアモルファス合金であることを特徴とするトンネル磁気抵抗効果素子。
  12. 　記録層と固定層を有するトンネル磁気抵抗効果素子と、
    　前記トンネル磁気抵抗効果素子に電流を流すための電極と、
    　前記トンネル磁気抵抗効果素子に流れる電流をオン・オフ制御するスイッチング素子とを備え、
    　前記記録層の磁化がスピントランスファートルクにより反転可能な磁気メモリセルにおいて、
    　前記トンネル磁気抵抗効果素子は、垂直磁気異方性を有する強磁性体薄膜からなる記録層と、垂直磁気異方性を有し、磁化の方向が一方向に固定された強磁性体薄膜からなる固定層と、前記記録層と前記固定層の間に配置されたＭｇＯのバリア層と、前記バリア層の少なくとも基板側界面に配置されたＣｏＦｅＢ層と、前記ＣｏＦｅＢ層の前記バリア層と反対側の界面に配置された中間層とを有し、前記中間層は融点が１６００℃以上の金属、もしくはその金属を含んだ合金である
    　ことを特徴とする磁気メモリセル。
  13. 　複数の磁気メモリセルと、
    　前記複数の磁気メモリセルの中から所望の磁気メモリセルを選択する手段と、
    　前記選択された磁気メモリセルに対して情報の読み出しあるいは書き込みを行う手段とを備えたランダムアクセスメモリにおいて、
    　前記磁気メモリセルは、記録層と固定層を有するトンネル磁気抵抗効果素子と、前記トンネル磁気抵抗効果素子に電流を流すための電極と、前記トンネル磁気抵抗効果素子に流れる電流をオン・オフ制御するスイッチング素子とを備え、
    　前記トンネル磁気抵抗効果素子は、垂直磁気異方性を有する強磁性体薄膜からなる記録層と、垂直磁気異方性を有し、磁化の方向が一方向に固定された強磁性体薄膜からなる固定層と、前記記録層と前記固定層の間に配置されたＭｇＯのバリア層と、前記バリア層の少なくとも基板側界面に配置されたＣｏＦｅＢ層と、前記ＣｏＦｅＢ層の前記バリア層と反対側の界面に配置された中間層とを有し、前記中間層は融点が１６００℃以上の金属、もしくはその金属を含んだ合金であり、
    　前記選択された磁気メモリセルに対して情報の書き込みを行う手段は、前記磁気メモリセルの前記記録層をスピントランスファートルクにより磁化反転させる
    　ことを特徴とするランダムアクセスメモリ。
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