(57)【要約】      （修正有）【課題】  ＴＭＲのＭＲ比を高める。【解決手段】  単結晶ＭｇＯ（００１）基板１１を準備し、５０ｎｍ厚のエピタキシャルＦｅ（００１）下部電極（第１電極）１７をＭｇＯ（００１）シード層１５上に室温で成長し、次いで、超高真空において、３５０℃でアニールを行う。２ｎｍ厚のＭｇＯ（００１）バリア層２１をＦｅ（００１）下部電極１７上に室温でエピタキシャル成長する。ＭｇＯ（００１）バリア層２１上に室温で、厚さ１０ｎｍのＦｅ（００１）上部電極（第２電極）２３を形成した。連続して、１０ｎｍ厚さのＣｏ層２１をＦｅ（００１）上部電極２３上に堆積した。次いで、上記の作製試料を微細加工してＦｅ（００１）／ＭｇＯ（００１）／Ｆｅ（００１）ＴＭＲ素子を形成する。この際、第１あるいは第２のうち少なくともいずれか一方のＦｅ（００１）層と単結晶ＭｇＯ（００１）との間の界面に存在する転位欠陥の密度が２５〜５０個／μｍ以下である。【選択図】  図２
2006210391.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
トンネル障壁層と、該トンネル障壁層の第１面側に形成されたＢＣＣ構造を有する第１の単結晶強磁性体層と、前記トンネル障壁層の第２面側に形成されたＢＣＣ構造を有する第２の単結晶強磁性体層と、を有する磁気トンネル接合構造であって、前記トンネル障壁層が、単結晶ＭｇＯ（００１）あるいは単結晶ＭｇＯｘ（ｘ＜１）（以下、「単結晶ＭｇＯ（００１）」と称する。）により形成されている磁気抵抗素子において、
前記第１あるいは第２のうち少なくともいずれか一方の強磁性体層と前記トンネル障壁層との間の界面に存在する転位欠陥の密度が５０個／μｍ以下であることを特徴とするトンネル磁気抵抗素子。
【請求項２】
トンネル障壁層と、該トンネル障壁層の第１面側に形成されたＢＣＣ構造を有する第１の単結晶強磁性体層と、前記トンネル障壁層の第２面側に形成されたＢＣＣ構造を有する第２の単結晶強磁性体層と、を有する磁気トンネル接合構造であって、前記トンネル障壁層が、単結晶ＭｇＯ（００１）あるいは単結晶ＭｇＯｘ（ｘ＜１）（以下、「単結晶ＭｇＯ（００１）」と称する。）により形成されている磁気抵抗素子において、
前記第１あるいは第２のうち少なくともいずれか一方の強磁性体層と前記トンネル障壁層との間の界面に存在する転位欠陥の密度が２５個／μｍ以下であることを特徴とするトンネル磁気抵抗素子。
【請求項３】
トンネル障壁層と、該トンネル障壁層の第１面側に形成されたＢＣＣ構造を有する第１の単結晶強磁性体層と、前記トンネル障壁層の第２面側に形成されたＢＣＣ構造を有する第２の単結晶強磁性体層と、を有する磁気トンネル接合構造であって、前記トンネル障壁層が、単結晶ＭｇＯ（００１）あるいは単結晶ＭｇＯｘ（ｘ＜１）（以下、「単結晶ＭｇＯ（００１）」と称する。）により形成されている磁気抵抗素子において、
前記第１あるいは第２のうち少なくともいずれか一方の強磁性体層と前記トンネル障壁層との間の界面に存在する転位欠陥の密度が強磁性電極層界面のマグノンによるトンネル電子のスピン散乱が抑制される密度以下であることを特徴とするトンネル磁気抵抗素子。
【請求項４】
単結晶ＭｇＯ（００１）からなるトンネル障壁層と、該トンネル障壁層の第１面側に形成されたＢＣＣ構造を有する第１の単結晶強磁性体層と、前記トンネル障壁層の第２面側に形成されたＢＣＣ構造を有する第２の単結晶強磁性体層と、により形成されている磁気抵抗素子において、
前記第１あるいは第２の強磁性体層のうち動作時に正のバイアス電圧が印加される側の強磁性体層と前記トンネル障壁層との間の界面に存在する転位欠陥の密度が５０個／μｍ以下であることを特徴とするトンネル磁気抵抗素子。
【請求項５】
単結晶ＭｇＯ（００１）からなるトンネル障壁層と、該トンネル障壁層の第１面側に形成されたＦｅあるいはＣｏを主成分とするＢＣＣ構造の合金からなる第１の単結晶強磁性体層と、前記トンネル障壁層の第２面側に形成されたＦｅあるいはＣｏを主成分とするＢＣＣ構造の合金からなる第２の単結晶強磁性体層と、により形成されているトンネル磁気抵抗素子において、
前記第１あるいは第２のうち少なくともいずれか一方の強磁性体層と前記トンネル障壁層との間の界面に存在する転位欠陥の密度が５０個／μｍ以下であることを特徴とするトンネル磁気抵抗素子。
【請求項６】
単結晶ＭｇＯ（００１）からなるトンネル障壁層と、該トンネル障壁層の第１面側に形成されたＦｅあるいはＣｏを主成分とするＢＣＣ構造の合金からなる第１の単結晶強磁性体層と、前記トンネル障壁層の第２面側に形成されたＦｅあるいはＣｏを主成分とするＢＣＣ構造の合金からなる第２の単結晶強磁性体層と、により形成されているトンネル磁気抵抗素子において、
前記第１あるいは第２の強磁性体層のうち動作時に正のバイアス電圧が印加される側の強磁性体層と前記トンネル障壁層との間の界面に存在する転位欠陥の密度が５０個／μｍ以下であることを特徴とするトンネル磁気抵抗素子。
【請求項７】
単結晶ＭｇＯ（００１）からなるトンネル障壁層と、該トンネル障壁層の第１面側に形成された第１の単結晶Ｆｅ（００１）層と、前記トンネル障壁層の第２面側に形成された第２の単結晶Ｆｅ（００１）層と、により形成されているトンネル磁気抵抗素子において、
前記第１あるいは第２のうち少なくともいずれか一方の強磁性体層と前記トンネル障壁層との間の界面に存在する転位欠陥の密度が５０個／μｍ以下であることを特徴とするトンネル磁気抵抗素子。
【請求項８】
単結晶ＭｇＯ（００１）からなるトンネル障壁層と、該トンネル障壁層の第１面側に形成された第１の単結晶Ｆｅ（００１）層と、前記トンネル障壁層の第２面側に形成された第２の単結晶Ｆｅ（００１）層と、により形成されているトンネル磁気抵抗素子において、
前記第１あるいは第２の強磁性体層のうち動作時に正のバイアス電圧が印加される側の強磁性体層と前記トンネル障壁層との間の界面に存在する転位欠陥の密度が５０個／μｍ以下であることを特徴とするトンネル磁気抵抗素子。
【請求項９】
前記第１あるいは第２のうち動作時に正のバイアス電圧が印加される側の強磁性体層と前記トンネル障壁層との間の界面に存在する転位欠陥の密度が負のバイアス電圧が印加される側の強磁性体層と前記トンネル障壁層との間の界面に存在する転位欠陥の密度よりも少ないことを特徴とする請求項１〜８までのいずれか１項に記載のトンネル磁気抵抗素子。
【請求項１０】
トンネル障壁層と、該トンネル障壁層の第１面側に形成された（００１）結晶面が優先配向したＢＣＣ構造を有する第１の多結晶強磁性体層と、前記トンネル障壁層の第２面側に形成された（００１）結晶面が優先配向したＢＣＣ構造を有する第２の多結晶強磁性体層と、を有する磁気トンネル接合構造であって、前記トンネル障壁層が、（００１）結晶面が優先配向した多結晶ＭｇＯ（００１）あるいは（００１）結晶面が優先配向した多結晶ＭｇＯｘ（ｘ＜１）（以下、「多結晶ＭｇＯ（００１）」と称する。）により形成されている磁気抵抗素子において、
前記第１あるいは第２のいずれかの強磁性体層と前記トンネル障壁層の界面に存在する転位欠陥であって、結晶粒界に起因する転位欠陥と結晶粒内の転位欠陥との合計（以下の請求項において「転移欠陥」と称する。）の密度が５０個／μｍ以下であることを特徴とするトンネル磁気抵抗素子。
【請求項１１】
多結晶ＭｇＯ（００１）トンネル障壁層と、該トンネル障壁層の第１面側に形成された（００１）結晶面が優先配向したＢＣＣ構造を有する第１の多結晶強磁性体層と、前記トンネル障壁層の第２面側に形成された（００１）結晶面が優先配向したＢＣＣ構造を有する第２の多結晶強磁性体層と、により形成されているトンネル磁気抵抗素子において、
前記第１あるいは第２の強磁性体層のうち動作時に正バイアス電圧が印加される側の磁性体層と前記トンネル障壁層との間の界面に存在する転位欠陥の密度が５０個／μｍ以下であることを特徴とするトンネル磁気抵抗素子。
【請求項１２】
多結晶ＭｇＯ（００１）トンネル障壁層と、該トンネル障壁層の第１面側に形成された（００１）結晶面が優先配向したＦｅあるいはＣｏを主成分とするＢＣＣ構造を有する合金から成る第１の多結晶強磁性体層と、前記トンネル障壁層の第２面側に形成された（００１）結晶面が優先配向したＦｅあるいはＣｏを主成分とするＢＣＣ構造を有する合金からなる第２の多結晶強磁性体層と、により形成されているトンネル磁気抵抗素子において、
前記第１あるいは第２のいずれかの強磁性体層と前記トンネル障壁層との界面に存在する転位欠陥の密度が５０個／μｍ以下であることを特徴とするトンネル磁気抵抗素子。
【請求項１３】
多結晶ＭｇＯ（００１）トンネル障壁層と、該トンネル障壁層の第１面側に形成された（００１）結晶面が優先配向したＦｅあるいはＣｏを主成分とするＢＣＣ構造を有する合金から成る第１の多結晶強磁性体層と、前記トンネル障壁層の第２面側に形成された（００１）結晶面が優先配向したＦｅあるいはＣｏを主成分とするＢＣＣ構造を有する合金からなる第２の多結晶強磁性体層と、により形成されているトンネル磁気抵抗素子において、
前記第１あるいは第２の強磁性体層のうち動作時に正バイアス電圧が印加される側の強磁性体層と前記トンネル障壁層との間の界面に存在する転位欠陥の密度が５０個／μｍ以下であることを特徴とするトンネル磁気抵抗素子。
【請求項１４】
多結晶ＭｇＯ（００１）トンネル障壁層と、該トンネル障壁層の第１面側に形成された（００１）結晶面が優先配向した第１の多結晶Ｆｅ層と、前記トンネル障壁層の第２面側に形成された（００１）結晶面が優先配向した第２の多結晶Ｆｅ層と、により形成されているトンネル磁気抵抗素子において、
前記第１あるいは第２の少なくともいずれか一方の強磁性体層と前記トンネル障壁層との界面に存在する転位欠陥の密度が５０個／μｍ以下であることを特徴とするトンネル磁気抵抗素子。
【請求項１５】
多結晶ＭｇＯ（００１）トンネル障壁層と、該トンネル障壁層の第１面側に形成された（００１）結晶面が優先配向した第１の多結晶Ｆｅ層と、前記トンネル障壁層の第２面側に形成された（００１）結晶面が優先配向した第２の多結晶Ｆｅ層と、により形成されているトンネル磁気抵抗素子において、
前記第１あるいは第２の強磁性体層のうち動作時に正バイアス電圧が印加される側の強磁性体層と前記トンネル障壁層との間の界面に存在する転位欠陥の密度が５０個／μｍ以下であることを特徴とするトンネル磁気抵抗素子。
【請求項１６】
多結晶ＭｇＯ（００１）トンネル障壁層と、該トンネル障壁層の第１面側に形成されたＦｅあるいはＣｏを主成分とするアモルファス合金から成る第１の強磁性体層と、前記トンネル障壁層の第２面側に形成されたＦｅあるいはＣｏを主成分とするアモルファス合金からなる第２の強磁性体層と、により形成されているトンネル磁気抵抗素子において、
前記第１あるいは第２のうち少なくともいずれか一方の強磁性体層と前記トンネル障壁層との界面に存在する転位欠陥の密度が５０個／μｍ以下であることを特徴とするトンネル磁気抵抗素子。
【請求項１７】
多結晶ＭｇＯ（００１）トンネル障壁層と、該トンネル障壁層の第１面側に形成されたＦｅあるいはＣｏを主成分とするアモルファス合金から成る第１の強磁性体層と、前記トンネル障壁層の第２面側に形成されたＦｅあるいはＣｏを主成分とするアモルファス合金からなる第２の強磁性体層と、により形成されているトンネル磁気抵抗素子において、
前記第１あるいは第２の強磁性体層のうち動作時に正バイアス電圧が印加される側の強磁性体層と前記トンネル障壁層との間の界面に存在する転位欠陥であって、多結晶ＭｇＯの結晶粒界に起因した転位欠陥の密度が５０個／μｍ以下であることを特徴とするトンネル磁気抵抗素子。
【請求項１８】
前記第１あるいは第２のうち動作時に正のバイアス電圧が印加される側の強磁性体層と前記多結晶トンネル障壁層との間の界面に存在する転位欠陥の密度が負のバイアス電圧が印加される側の強磁性体層と前記多結晶トンネル障壁層との間の界面に存在する転位欠陥の密度よりも少ないことを特徴とする請求項１０から１７までのいずれか１項に記載のトンネル磁気抵抗素子。
【請求項１９】
１つのトランジスタと、該トランジスタの負荷として用いられる請求項１から１８までのいずれか１項に記載の磁気抵抗素子と、を有する記憶素子。
【請求項２０】
請求項１から１８までのいずれか１項に記載の磁気抵抗素子を有する記憶素子。
【請求項２１】
請求項１から１８までのいずれか１項に記載の磁気抵抗素子を有する磁気センサー。
【請求項２２】
単結晶ＭｇＯ（００１）からなるトンネル障壁層と、該トンネル障壁層の第１面側に形成されたＦｅあるいはＣｏを主成分とするＢＣＣ構造の合金からなる第１の単結晶強磁性体層と、前記トンネル障壁層の第２面側に形成されたＦｅあるいはＣｏを主成分とするＢＣＣ構造の合金からなる第２の単結晶強磁性体層と、により形成されているトンネル磁気抵抗素子の製造方法であって、
前記単結晶ＭｇＯ（００１）層の転位欠陥の密度が、前記強磁性電極層界面のマグノンによるトンネル電子のスピン散乱が抑制される密度以下になる条件で前記単結晶ＭｇＯ（００１）層を成長するステップを有することを特徴とするステップを有することを特徴とするトンネル磁気抵抗素子の製造方法。
【請求項２３】
単結晶ＭｇＯ（００１）からなるトンネル障壁層と、該トンネル障壁層の第１面側に形成されたＦｅあるいはＣｏを主成分とするＢＣＣ構造の合金からなる第１の単結晶強磁性体層と、前記トンネル障壁層の第２面側に形成されたＦｅあるいはＣｏを主成分とするＢＣＣ構造の合金からなる第２の単結晶強磁性体層と、により形成されているトンネル磁気抵抗素子の製造方法であって、
前記単結晶ＭｇＯ（００１）層の成長条件として、成膜速度を遅くする条件と、成膜時の基板温度を高くする条件と、下地層を原子レベルで平坦にする条件との少なくともいずれか１の条件を含む条件で、前記単結晶ＭｇＯ（００１）層を成長するステップを有することを特徴とするトンネル磁気抵抗素子の製造方法。
【請求項２４】
単結晶ＭｇＯ（００１）からなるトンネル障壁層と、該トンネル障壁層の第１面側に形成されたＦｅあるいはＣｏを主成分とするＢＣＣ構造の合金からなる第１の単結晶強磁性体層と、前記トンネル障壁層の第２面側に形成されたＦｅあるいはＣｏを主成分とするＢＣＣ構造の合金からなる第２の単結晶強磁性体層と、により形成されているトンネル磁気抵抗素子の製造方法であって、
前記単結晶ＭｇＯ（００１）層の成長の初期段階における結晶核の発生密度（以下、「核発生密度」と称する。）が、前記強磁性電極層界面のマグノンによるトンネル電子のスピン散乱が抑制される転位欠陥の密度以下になる方向に制御する薄膜成長条件で、前記単結晶ＭｇＯ（００１）層を成長するステップを有することを特徴とするトンネル磁気抵抗素子の製造方法。
【請求項２５】
前記核発生密度を、前記単結晶ＭｇＯ（００１）層の成長条件として、成膜速度を遅くする条件と、成膜時の基板温度を高くする条件と、下地層を原子レベルで平坦にする条件と、のうち少なくともいずれかを含む条件で、前記単結晶ＭｇＯ（００１）層を成長するステップを有することを特徴とする請求項２４に記載のトンネル磁気抵抗素子の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、磁気抵抗素子及びその製造方法に関し、特に、高い磁気抵抗を有する磁気抵抗素子及びその製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
MRAM（Magnetoresistive Random Access Memory）は、現在広く用いられている記憶素子であるＤＲＡＭに代わる大容量向け記憶素子であり、かつ、高速な不揮発性メモリとして広く研究開発が行われており、例えば、4MbitのMRAMがサンプル出荷されたという実績がある。
【０００３】
図７は、ＭＲＡＭの心臓部であるＴＭＲ素子の構造と、その動作原理を示す図である。図７（Ａ）に示すように、ＴＭＲ素子においては、酸化物からなるトンネル障壁の両側を強磁性金属からなる第１及び第２の２つの電極により挟んだトンネル構造を有している。トンネル障壁層としては、アモルファスのＡｌ−Ｏ層が用いられている（非特許文献１参照）。図７（Ａ）に示すように、第１の強磁性電極と第２の強磁性電極との磁化の向きが平行な平行磁化の場合には、トンネル構造の界面における法線方向に関する素子の電気抵抗が小さくなる。一方、図７（Ｂ）に示すように、第１の強磁性電極と第２の強磁性電極との磁化の向きが平行な反平行磁化の場合には、トンネル構造の界面における法線方向に関する素子の電気抵抗が大きくなる。この抵抗値は、一般的な状態では変化せず、抵抗値が高いか低いかに基づいて情報“１”、“０”として記憶される。平行磁化と反平行磁化とは不揮発に記憶されるため、不揮発性メモリの基本素子として用いることができる。
【０００４】
図８は、ＭＲＡＭの基本構造例を示す図であり、図８（Ａ）はＭＲＡＭの斜視図であり、図８（Ｂ）は模式的な回路構成図であり、図８（Ｃ）は、構造例を示す断面図である。図８（Ａ）に示すように、ＭＲＡＭにおいてはワード線ＷＬとビット線ＢＬとが交差するように配置され、交差部にＭＲＡＭセルが配置されている。図８（Ｂ）に示すように、ワード線とビット線との交差部に配置されたＭＲＡＭセルは、ＴＭＲ素子と、このＴＭＲ素子と直列接続されたＭＯＳＦＥＴとを有しており、負荷抵抗として機能するＴＭＲ素子の抵抗値をＭＯＳＦＥＴにより読み取ることにより、記憶情報を読み出すことができる。尚、情報の書き換えは、例えば、ＴＭＲ素子への磁場の印加により行うことができる。図８（Ｃ）に示すように、ＭＲＡＭメモリセルは、ｐ型Ｓｉ基板１０１内に形成されたソース領域１０５とドレイン領域１０３と、その間に画定されるチャネル領域に対して形成されたゲート電極１１１とを有するＭＯＳＦＥＴ１００と、ＴＭＲ素子１１７とを有している。ソース領域１０５は接地（ＧＮＤ）され、ドレインは、ＴＭＲ素子を介してビット線ＢＬに接続されている。ワード線ＷＬはゲート電極１１１に対して図示しない領域において接続されている。
【０００５】
以上に説明したように、不揮発性メモリＭＲＡＭは、１つのＭＯＳＦＥＴ１００とＴＭＲ素子１１７とにより１つのメモリセルを形成することができるため、高集積化に適したメモリ素子ということができる。
【０００６】
【非特許文献１】D.Wang, et al.:Science 294 (2001) 1488.
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００７】
現状の技術を用いることにより６４Ｍｂｉｔ程度のＭＲＡＭを実現する見通しは立っているが、それ以上の高集積化のためには、ＭＲＡＭの心臓部であるＴＭＲ素子の特性を向上させる必要がある。特に、ＴＭＲ素子の出力電圧を向上させるには、磁気抵抗の増大と電圧特性の改善の両方が必要である。図９（Ａ）は、アモルファスＡｌ−Ｏをトンネル障壁とした従来型ＴＭＲ素子の磁気抵抗の印加電圧による変化を示す図である（Ｌ１）。図９（Ａ）に示すように、従来型ＴＭＲ素子においては、磁気抵抗が小さく、特にバイアス電圧を印加することにより磁気抵抗が急激に小さくなる傾向がみられる。このような特性では、動作マージンを考慮した出力電圧が小さすぎるため、実際の記憶素子に用いるのが難しい。より具体的には、現状のＴＭＲ素子の磁気抵抗は約70％と低く、また出力電圧も200ｍＶ以下と低いため、ＤＲＡＭの出力電圧に比べて実質的に半分であり、集積度を上げるに従い信号がノイズに埋もれて読み出せなくなってしまうという問題があった。
【０００８】
図９（Ａ）に示すように、ＴＭＲ素子に電圧を印加することによって磁気抵抗が減少するが、この磁気抵抗が減少する度合いを、「バイアス電圧依存性」と呼ぶ。電圧印加に伴って磁気抵抗が急激に減少する素子を、「バイアス依存性が悪い素子」と称し、逆に、電圧を印加しても磁気抵抗が余り減少しない素子を、「バイアス依存性が良い素子」と称する。ＴＭＲ素子をＭＲＡＭに用いたときの出力電圧は、素子への印加電圧と電圧印加時の磁気抵抗との積であるため、大きな出力電圧を得るためには、ＴＭＲ素子のバイアス電圧依存性を改善することも非常に有効である。図９（Ｂ）に示すように、ＴＭＲ素子のバイアス電圧依存性を評価する指標として、電圧を印加しないときに比べて磁気抵抗の値が半分になる電圧（これを「Ｖｈａｌｆ」と称する）を用いる。つまり、Ｖｈａｌｆが高いほど、ＴＭＲ素子のバイアス電圧依存性は良いことになる。従来型ＴＭＲ素子のＶｈａｌｆは、通常３００ｍＶから６００ｍＶ程度である。
【０００９】
本発明は、ＴＭＲ素子における出力電圧を大きくすることを目的とする。さらに、大きな磁気抵抗により、安定に動作する記憶装置を提供することを目的とする。また、ＴＭＲ素子のバイアス依存性を改善することにより、出力電圧をさらに大きくすることを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【００１０】
本発明の一観点によれば、トンネル障壁層と、該トンネル障壁層の第１面側に形成されたＢＣＣ構造を有する第１の単結晶強磁性体層と、前記トンネル障壁層の第２面側に形成されたＢＣＣ構造を有する第２の単結晶強磁性体層と、を有する磁気トンネル接合構造であって、前記トンネル障壁層が、単結晶ＭｇＯｘ（００１）（ｘ≦１）層（以下、「単結晶ＭｇＯ層」と称する。）により形成されている磁気抵抗素子において、前記第１あるいは第２のいずれかの強磁性体層と前記トンネル障壁層の間の界面に存在する転位欠陥の密度が５０個／μｍ以下、より好ましくは前記転位欠陥の密度が２５個／μｍ以下であるトンネル磁気抵抗素子が提供される。上記磁気抵抗素子においては、マグノンやMg-Oフォノン等によるトンネル電子のスピンの散乱が抑制されるため、磁気抵抗のバイアス電圧依存性が改善され、出力電圧を高くすることができる。
【００１１】
また、前記第１あるいは第２のうち動作時に正のバイアス電圧が印加される側の強磁性体層と前記トンネル障壁層との間の界面に存在する転位欠陥の密度が負のバイアス電圧が印加される側の強磁性体層と前記トンネル障壁層との間の界面に存在する転位欠陥の密度よりも少ないのが好ましい。
【００１２】
本発明のさらに他の観点によれば、トンネル障壁層と、該トンネル障壁層の第１面側に形成された（００１）結晶面が優先配向したＢＣＣ構造を有する第１の多結晶強磁性体層と、前記トンネル障壁層の第２面側に形成された（００１）結晶面が優先配向したＢＣＣ構造を有する第２の単結晶強磁性体層と、を有する磁気トンネル接合構造であって、前記トンネル障壁層が、（００１）結晶面が優先配向した多結晶ＭｇＯｘ（ｘ≦１）（以下、「多結晶ＭｇＯ（００１）」と称する。）により形成されている磁気抵抗素子において、前記第１あるいは第２のいずれかの強磁性体層と前記トンネル障壁層の界面に存在する転位欠陥（結晶粒界に起因した転位欠陥、および結晶粒内の転位欠陥）の密度が５０個／μｍ以下、より好ましくは前記転位欠陥の密度が２５個／μｍ以下であるトンネル磁気抵抗素子が提供される。上記磁気抵抗素子においては、マグノン等によるトンネル電子のスピンの散乱が抑制されるため、磁気抵抗のバイアス電圧依存性が改善され、出力電圧を高くすることができる。
【００１３】
本発明のさらに他の観点によれば、多結晶ＭｇＯ（００１）トンネル障壁層と、該トンネル障壁層の第１面側に形成されたアモルファス合金から成る第１の強磁性体層と、前記トンネル障壁層の第２面側に形成されたアモルファス合金からなる第２の強磁性体層と、により形成されている磁気抵抗素子において、前記第１あるいは第２のいずれかの強磁性体層と前記トンネル障壁層の界面に存在する転位欠陥（多結晶ＭｇＯの結晶粒界に起因した転位欠陥）の密度が５０個／μｍ以下、より好ましくは前記転位欠陥の密度が２５個／μｍ以下であるトンネル磁気抵抗素子が提供される。上記磁気抵抗素子においては、マグノン等によるトンネル電子のスピンの散乱が抑制されるため、磁気抵抗のバイアス電圧依存性が改善され、出力電圧を高くすることができる。
【００１４】
１つのトランジスタと、このトランジスタの負荷として上記磁気抵抗素子を用いることで、安定した動作が可能な記憶素子が提供される。
【発明の効果】
【００１５】
本発明によれば、従来のＴＭＲ素子に比べて大きな磁気抵抗を得ることができ、ＴＭＲ素子の出力電圧を大きくすることができる。従って、ＴＭＲ素子を用いたＭＲＡＭの高集積化が容易になるという利点がある。また、ＭＲＡＭの安定した動作が可能になるという利点がある。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１６】
本明細書において用いた単結晶における「理想的な値」との用語は、紫外線光電子分光の実験から推測した値である（参考文献：W. Wulfhekel, et al.: Appl. Phys. Lett. 78 (2001) 509.）。このような状態では、酸素欠損や格子欠陥がほとんど無い理想的な単結晶ＭｇＯのトンネル障壁の上限値と言うことができるため、理想的な値という用語を用いた。
【００１７】
発明の実施の形態について説明する前に、発明者の行った考察について説明を行う。ＴＭＲの磁気抵抗（ＭＲ）比は、以下の式で表される。
【００１８】
ΔＲ／Ｒｐ＝（Ｒａｐ−Ｒｐ）／Ｒｐ
【００１９】
ここで、Ｒｐ及びＲａｐは、２つの電極の磁化が平行と反平行の場合のトンネル接合抵抗である。また、ＴＭＲ素子の出力電圧Ｖｏｕｔは、以下の式で表される。
【００２０】
Ｖｏｕｔ＝Ｖ×（Ｒａｐ−Ｒｐ）／Ｒａｐ
【００２１】
ここで、ＶはＴＭＲ素子に印加されるバイアス電圧である。Ｊｕｌｌｉｒｅの公式によれば、低バイアス電圧におけるＭＲ比は、以下のように表される。
【００２２】
ＭＲ比＝（Ｒａｐ−Ｒｐ）／Ｒｐ＝２Ｐ１Ｐ２／（１−Ｐ１Ｐ２）であり、
Ｐα＝（Ｄα↑（ＥＦ）−Ｄα↓（ＥＦ））／（Ｄα↑（ＥＦ）＋Ｄα↓（ＥＦ）、α＝１，２    （１）
と表される。
【００２３】
ここで、Ｐαは、電子のスピン分極率であり、Ｄα↑（ＥＦ）とＤα↓（ＥＦ）とは、それぞれ、多数スピンバンドと少数スピンバンドのフェルミエネルギー（ＥＦ）における状態密度（Ｄｅｎｓｉｔｙ  ｏｆ  ｓｔａｔｅ：ＤＯＳ）である。強磁性遷移金属及び合金のスピンの偏極は０.５以下であるため、Ｊｕｌｌｉｒｅの公式によれば、最も高い推定ＭＲ比として７０％が予測される。
【００２４】
ＴＭＲ素子をアモルファスのＡｌ−Ｏのトンネル障壁と多結晶電極とを用いて作成すると、室温でのＭＲ比として約７０％という値が得られているが、ＤＲＡＭ並の出力電圧である２００ｍＶを得るのは難しく、上述のようにＭＲＡＭ実現の対する問題点となっている。
【００２５】
発明者は、酸化マグネシウムの単結晶（００１）あるいは（００１）結晶面が優先配向した多結晶ＭｇＯをトンネル障壁として用いたＴＭＲ素子を成長するアプローチを試みている。従来のアモルファスのアルミナ障壁とは異なり、酸化マグネシウムは結晶（原子が規則正しく配列した物質）であるため、電子が散乱されず、電子のコヒーレント状態がトンネル過程のおいて保存されることが予測される。図１は、本実施の形態によるＴＭＲ素子構造（図１（Ｂ））と、強磁性体金属であるＦｅ（００１）のエネルギーバンド構造を示す図であり、波数空間の［１００］方向に対するＥ−ＥＦの関係を示す図（図１（Ａ））である。図１（Ｂ）に示すように、本実施の形態によるＴＭＲ素子構造は、第１のＦｅ（００１）層１と、第２のＦｅ（００１）層５と、これらの間に挟まれた単結晶ＭｇＯｘ（００１）層あるいは（００１）結晶面が優先配向した多結晶ＭｇＯｘ（ｘ＜１）層３と、を有して構成されている。上記Ｊｕｌｌｉｒｅのモデルによれば、伝導電子のモメンタムがトンネルプロセス中において保存されるとすると、ＭｇＯを透過するトンネル電流はトンネル障壁に垂直な方向（接合界面に対する法線方向）の波数ベクトルｋＺを有する電子が支配的になる。
【００２６】
図１（Ａ）に示す[１００]（Γ−Ｈ）方向におけるＦｅのエネルギーバンド図によれば、フェルミ準位ＥＦにおける状態密度（ＤＯＳ）は、多数スピンと少数スピンのサブバンドがフェルミ準位ＥＦにおいて状態を有しているため、それほど高い偏極率を示さない。しかしながら、電子のコヒーレント状態がトンネル過程のおいて保存される場合には、障壁に垂直な軸に関してトータルに対称な波動関数を有する伝導電子のみが障壁領域における状態と関連し、ある一定のトンネル確率を持つことになる。図１（Ａ）に示すように、多数スピンΔ１バンド（実線）がフェルミ準位ＥＦに状態を有するが、少数スピンΔ１バンド（破線）はフェルミ準位ＥＦに状態を有しない。このようなＦｅΔ１バンドのハーフメタル的な特徴により、非常に高いＭＲ比がコヒーレントなスピン偏極トンネルにおいて得られる可能性がある。エピタキシャル（単結晶あるいは（００１）配向多結晶）のＴＭＲ素子は、トンネル過程中における電子の散乱が抑制されるため、上記のようなコヒーレントなトンネルを実現するためには理想的であると考えられる。
【００２７】
以下、本発明の第１の実施の形態による磁気抵抗素子及びその製造方法について図面を参照しつつ説明を行う。図２（Ａ）から図２（Ｄ）までは、本発明の実施の形態によるＦｅ（００１）／ＭｇＯ（００１）／Ｆｅ（００１）構造を有する磁気抵抗素子（以下、「Ｆｅ（００１）／ＭｇＯ（００１）／Ｆｅ（００１）ＴＭＲ素子」と称する。）の製造工程を模式的に示す図である。Ｆｅ（００１）は、ＢＣＣ構造を有する強磁性体である。まず、単結晶ＭｇＯ（００１）基板１１を準備し、ＭＢＥ法（分子線エピタキシー法）により、単結晶ＭｇＯ（００１）基板１１の表面のモフォロジーを改善するため、ＭｇＯ（００１）シード層１５を成長する。連続して、図１（Ｂ）に示すように、５０ｎｍ厚のエピタキシャルＦｅ（００１）下部電極（第１電極）１７をＭｇＯ（００１）シード層１５上に室温で成長し、次いで、超高真空下（２×１０−８Ｐａ）において、３５０℃でアニールを行う。尚、電子線蒸着における条件は、加速電圧が８ｋＶであり、成長速度が０．０２ｎｍ／秒、成長温度が室温（２９３Ｋ）、ソースとしては化学量論的組成のＭｇＯ（ＭｇとＯとの比が１：１）を用い、ソースと基板との距離を４０ｃｍとし、バックグラウンドの真空度が１×１０−８Ｐａ、Ｏ２分圧が１×１０−６Ｐａである。尚、化学量論的組成のＭｇＯ（ＭｇとＯとの比が１：１）の代わりに、Ｏ欠損を有するソースを使用することも可能である。
【００２８】
図３（ａ）は、この際のＦｅ（００１）下部電極（第１電極）１７のＲＨＥＥＤイメージを示す図である。図３（ａ）に示すように、Ｆｅ（００１）下部電極（第１電極）１７は良好な結晶性と平坦性を有していることを示している。次いで、図２（Ｃ）に示すように、２ｎｍ厚のＭｇＯ（００１）バリア層２１をＦｅ（００１）下部電極（第１電極）１７上に室温でエピタキシャル成長する。この際も、ＭｇＯの電子ビーム蒸着法を用いた。図３（ｂ）は、この際のＭｇＯ（００１）バリア層２１のＲＨＥＥＤイメージを示す図である。図３（ｂ）に示すように、ＭｇＯ（００１）バリア層２１も良好な結晶性と平坦性を有していることを示している。
【００２９】
図２（Ｄ）に示すように、ＭｇＯ（００１）バリア層２１上に、室温で厚さ１０ｎｍのＦｅ（００１）上部電極（第２電極）２３を形成した。連続して、１０ｎｍ厚さのＣｏ層２５をＦｅ（００１）上部電極（第２電極）２３上に堆積した。Ｃｏ層２５は、上部電極２３の保持力を高めることによって反平行磁化配置を実現するためのものである。次いで、上記の作成試料を微細加工してＦｅ（００１）／ＭｇＯ（００１）／Ｆｅ（００１）ＴＭＲ素子を形成する。
【００３０】
上記ＥＢによるＭｇＯ蒸着は、１０−９Ｔｏｒｒの超高真空状態で成膜を行った。この方法では、例えばガラス基板上に３００ｎｍの成膜を行った場合でも、無色透明であり、良好な単結晶膜が形成されていることがわかる。図４は、ＭｇＯ成長時における四重極Ｍａｓｓスペクトルの観測結果を示す図である。図４に示すように、ＯのスペクトルＰ１とＯ２のスペクトルＰ２とに関する分圧が高いことがわかる。図５は、ＭｇＯ蒸着中の酸素分圧の膜堆積速度依存を示す図である。図５に示すように、酸素分圧自体がかなり高いこと、堆積速度とともに酸素分圧も高くなること、などは、ＭｇＯの堆積時におけるＭｇＯ単結晶からの酸素の離脱を示唆するものであり、ＭｇＯｘ（０．９＜ｘ＜１）のように酸素欠損が生じている可能性がある。酸素欠損が生じるとＭｇＯトンネル障壁の高さが低くなると考えられ（例えば、０．１０〜０．８５ｅＶ、より詳細には０．２〜０．５ｅＶの範囲内）、これにより、トンネル電流が増加するものと考えられる。尚、一般的なＡｌ−Ｏトンネル障壁の場合、Ｆｅ（００１）との間のトンネル障壁の高さは、０．７〜２．５ｅＶと考えられる。これに対して、ＭｇＯ結晶は理想的なトンネル障壁の高さは３．６ｅＶであり、実験値としては０．９〜３．７ｅＶの値が得られている。本実施の形態による方法を用いると、０．３ｅＶ程度のトンネル障壁の高さが推定され、トンネル障壁の低抵抗化が可能であることがわかる。但し、その他の要因、例えば前述のコヒーレントなトンネルの影響も関連している可能性がある。
【００３１】
図６は、上記の方法により製造したＦｅ（００１）／ＭｇＯ（００１）／Ｆｅ（００１）ＴＭＲ素子の典型的な磁気抵抗曲線を示す図である。測定温度２０ＫにおいてＭＲ比３００％であり、測定温度２９３ＫにおいてＭＲ比は２３０％であった。この値は、現在までに室温において得られた最も高いＭＲ比である。このような高いＭＲ比は、Ｆｅ（００１）電極のスピン分極率によって説明することはできず、むしろ、コヒーレントなスピン偏極トンネリングに関連すると考えられる。１６０のＴＭＲ素子を試作した結果、ＭＲ比とトンネル抵抗値とに関するばらつきは、５％以内であった。ＴＭＲ素子の歩留まりも実験室段階で９５％以上であった。このような高い値は、本アプローチの有効性を示唆している。ＴＭＲ素子の抵抗−エリア積（ＲＡ）は、５００Ωμｍ２であり、この値は、ＭＲＡＭに適した値である。
【００３２】
尚、上記実施の形態においては、ＢＣＣのＦｅ（００１）を用いたが、代わりにＢＣＣのＦｅ系合金、例えば、Ｆｅ−Ｃｏ合金、Ｆｅ−Ｎｉ合金、Ｆｅ−Ｐｔ合金を用いることもできる。或いはＦｅ（００１）層とＭｇＯ（００１）層との間に、１原子層又は数原子層程度の厚さのＣｏ、Ｎｉなどを挿入しても良い。
【００３３】
次に、本発明の第２の実施の形態による磁気抵抗素子及びその製造方法について説明を行う。本実施の形態によるＦｅ（００１）／ＭｇＯ（００１）／Ｆｅ（００１）ＴＭＲ素子の製造方法では、まずスパッタリング法などによりＭｇＯ（００１）を多結晶またはアモルファス状態で堆積し、その後にアニール処理を行うことにより（００１）結晶面が配向した多結晶または単結晶化する点を特徴とする。スパッタリング条件は、例えば。温度が室温（２９３Ｋ）であり、ターゲットとしては２インチφのＭｇＯを用い、Ａｒ雰囲気中でスパッタリングを行った。加速電力は２００Ｗであり、成長速度は０．００８ｎｍ／ｓである。この条件で堆積したＭｇＯはアモルファス状態であるため、室温から３００℃まで温度を上昇させ、３００℃において一定時間保持をすることにより、結晶化されたＭｇＯを得ることが出来る。
【００３４】
尚、Ｏ欠損の導入方法としては、成長時にＯ欠損が生じる条件で成長を行う方法、Ｏ欠損を後から導入する方法、Ｏ欠損のある状態から例えば酸素プラズマ処理又は自然酸化などにより酸化を行ってある程度のＯ欠陥まで調整する方法のいずれを用いても良い。
【００３５】
以上、本実施の形態による磁気抵抗素子技術によれば、スパッタリング法を用いてアモルファスＭｇＯを堆積した後にアニール処理により結晶化するため、それほど大がかりな装置が必要ないという利点がある。
【００３６】
次に、本発明の実施の形態の変形例による磁気抵抗素子について図面を参照しつつ説明を行う。図１０は、本発明の実施の形態の変形例によるＴＭＲ素子の素子構造を示す図であり、図１（Ｂ）に対応する図である。図１０に示すように、本実施の形態による磁気抵抗素子は、上記実施の形態による磁気抵抗素子と同様に、単結晶ＭｇＯｘ（００１）あるいは（００１）結晶面が優先配向した酸素欠損多結晶ＭｇＯｘ（ｘ＜１）層５０３の間に設けられる電極として、アモルファス強磁性合金、例えばＣｏＦｅＢ層５０１、５０５を用いた点に特徴がある。アモルファス強磁性合金は、例えば蒸着法或いはスパッタリング法を用いて形成可能である。得られた特性等は第１の実施の形態の場合とほぼ同様である。
【００３７】
尚、アモルファス磁性合金については、例えば、FeCoB、FeCoBSi、FeCoBP、FeZr、CoZrなどを用いることもできる。
【００３８】
次に、本発明の第３の実施の形態による磁気抵抗素子について図面を参照しつつ説明を行う。
【００３９】
既述のように、ＴＭＲ素子のバイアス電圧依存性を改善する、つまりＶｈａｌｆを高くすることによって出力電圧を増大させることができる。ここで、ＭｇＯ（００１）トンネル障壁を持つＴＭＲ素子のＶｈａｌｆの値を高くするには、ＭｇＯ（００１）トンネル障壁層と強磁性金属電極層との界面に存在する転位欠陥の密度を低くすることが有効である。図１１（ａ）、（ｂ）に示す単結晶Ｆｅ（００１）電極層と単結晶ＭｇＯ（００１）トンネル障壁層の界面の断面透過電子顕微鏡写真によれば、界面に転位欠陥が観測される。このような界面の転位欠陥は、２つの層の格子定数（原子間隔）が異なる場合、多かれ少なかれ必ず存在するものである。Ｆｅ（００１）層とＭｇＯ（００１）層との界面の場合には、面内における原子間隔の差は約３．６％（バルク値で比較）もあるため、これらの層の界面に高密度の転位欠陥が形成されやすい傾向にある。
【００４０】
発明者は、成膜条件を変えることによって、界面の転位欠陥の密度を制御することが可能であることを発見した。例えば、電子線蒸着法を用いてＦｅ（００１）電極層の上にＭｇＯ（００１）トンネル障壁層を異なる基板温度や異なる成長速度あるいは異なる真空度で堆積することによって、界面の転位欠陥密度を変えることができる。ＭｇＯ層を超高真空下、室温で０．０８ｎｍ／ｓの速度で堆積した場合（図１２（ａ）参照）、界面の転位欠陥密度は約１００個／μｍ程度である。一方、ＭｇＯ層を超高真空下、基板温度１００℃で０．００２ｎｍ／ｓの速度で堆積した場合（１３（ｂ）参照）、界面の転位欠陥密度は減少し、約２５個／μｍとなる。
【００４１】
図１３は、界面における転位欠陥の密度と２９３Ｋにおいて測定したＴＭＲ素子のＶｈａｌｆ値との関係を示す図である。図１３に示すように、界面の転位密度が減少すると、磁気抵抗のバイアス電圧依存性が向上することがわかる。特に、転移欠陥の密度が、５０〜７５個／μｍ程度からＶｈａｌｆは急激に大きくなり、２５個／μｍにおいてはＶｈａｌｆ＝１３００ｍＶにも達している。
【００４２】
さらに、界面の転位欠陥の密度とＴＭＲ素子の最大出力電圧Ｖｏｕｔの関係を図１４に示す。図１４から分かるように、界面の転位密度を低減し磁気抵抗のバイアス電圧依存性を向上させることで、ＴＭＲ素子の出力電圧を増大させることができることがわかる。
【００４３】
以上のように、界面の転位密度を低減させるとバイアス依存性が改善する機構として、強磁性電極層界面のマグノンによるトンネル電子のスピン散乱（非特許文献Ｊ．Ｍｕｒａｉ  ｅｔ  ａｌ．Ｊｐｎ．Ｊ．Ａｐｐｌ．Ｐｈｙｓ．Ｖｏｌ．３８、ｐｐ．Ｌ１１０６（１９９９）参照）が、界面の転位欠陥によって増強される機構が考えられる。
【００４４】
図１５（Ａ）は、Ｆｅ（００１）層とＭｇＯ（００１）層との界面の転位欠陥密度が２５個／μｍであるＴＭＲ素子の反平行磁化状態における２次微分伝導スペクトル（ｄ２Ｖ／ｄＩ２のバイアス電圧Ｖ依存性）を示す図である。図１５（Ｂ）は、界面の転位欠陥密度が１００個／μｍであるＴＭＲ素子の反平行磁化状態における２次微分伝導スペクトル（ｄ２Ｖ／ｄＩ２のバイアス電圧Ｖ依存性）を示す図である。このようなマグノンによるスピン散乱の有無は、２次微分伝導スペクトル（ｄ２Ｖ／ｄＩ２のバイアス電圧Ｖ依存性）を測定することによって検証することができる。磁化が反平行な場合、マグノンによってトンネル電子のスピンが散乱されるとトンネル電流が増加するため、２次微分伝導率（ｄ２Ｖ／ｄＩ２）が増加し、２次微分伝導スペクトルにピーク構造が出現する。
【００４５】
図１５（Ａ）、（Ｂ）に示すように、転位密度の異なる２種類のＴＭＲ素子の反平行磁化状態の２次微分伝導スペクトルにおいて、転位欠陥密度が２５個／μｍと低い場合（図１５（Ａ）参照）、約５０ｍＶのバイアス電圧においてピーク構造（図中の（ｉ））が観測された。このピーク構造（ｉ）は、通常のマグノンによるスピン散乱に起因したものである。一方、転位欠陥密度が１００個／μｍと高い場合（図１５（Ｂ）参照）、約５０ｍＶのバイアス電圧における第１のピーク構造（ｉ）の他に、約１５０ｍＶのバイアス電圧に第２のピーク構造（ｉｉ）が観測されるようになる。この１５０ｍＶの第２のピーク（ｉｉ）は、界面の転位欠陥によって増強されたマグノンによるスピン散乱に起因したものであり、このような散乱機構によってＴＭＲ素子のバイアス電圧依存性が悪化する。
【００４６】
尚、上記のマグノンによるトンネル電子のスピン散乱は、トンネル電子が流れ込む下流側の電極層界面、つまり、正バイアス電圧が印加される電極層界面において起こる。従って、正バイアス電圧が印加される側の電極層界面の転位欠陥密度が、ＴＭＲ効果のバイアス電圧依存性に大きな影響を与える。逆に、負バイアス電圧が印加される側の電極層界面の転位欠陥密度は、ＴＭＲ効果のバイアス電圧依存性にほとんど影響しない。すなわち、バイアス依存性が改善するためには、トンネル電子が流れ込む下流側の電極層界面、つまり、正バイアス電圧が印加される電極層界面において、転移欠陥密度を小さくすることが重要であることがわかる。
【００４７】
Ｆｅ（００１）電極層と、その上に成長したＭｇＯ（００１）トンネル障壁層との界面における転位密度を低減させる方法について以下に説明する。界面に転位欠陥が生成する機構として、以下に述べるように、初期成長時の核発生密度が関係しているものと考えられる。図１６は、Ｆｅ（００１）層の上にＭｇＯ（００１）層を積層するときの結晶成長の様式を示す図である。図１６に示すように、Ｆｅ（００１）電極層の上にＭｇＯ（００１）層を積層する際、結晶成長の初期段階で厚さ１原子層のＭｇＯ（００１）の微小な結晶核が生成し（図１６（ａ））、各々の結晶核が面内方向に成長して微小な結晶島を形成する（図１６（ｂ））。ここで、Ｆｅ（００１）電極層の面内原子間隔の方がＭｇＯ（００１）トンネル障壁層の面内原子間隔よりも小さいが、ＭｇＯ（００１）層の面内原子間隔が延びることによって、Ｆｅ（００１）電極層の格子と整合する。つまり、ＭｇＯ層の格子が歪むことになる。さらにＭｇＯ（００１）層の成長が進むと、ＭｇＯ（００１）の微小結晶島同士が連結されて厚さ１原子層の連続なＭｇＯ（００１）層が形成される（図１６（ｃ））。このとき、結晶島同士が接触した位置に転位欠陥が形成されることによって、ＭｇＯ（００１）層の結晶歪みが緩和される（図１６（ｄ））。
【００４８】
つまり、界面の転位欠陥の密度は、ＭｇＯ（００１）層の成長の初期段階における結晶核の発生密度（以下、「核発生密度」と称する。）と対応関係にある（ほぼ同じになる）。従って、核発生密度を制御することによって、界面の転位欠陥密度を制御することができる。また、ＭｇＯ（００１）層の上にＦｅ（００１）層を成長する場合も同様の現象が起こるため、界面の転位欠陥密度はＦｅ（００１）層の成長の初期段階における核発生密度と対応関係にある（ほぼ同じになる）。
【００４９】
ここで、核発生密度は、薄膜の成長条件に敏感に依存する。例えば、成膜速度を遅くするか、あるいは、成膜時の基板温度を高くすることによって、核発生密度を低くすることができる。また、例えば、下地層を原子レベルで平坦にすることによっても、核発生密度を低くすることができる。
【００５０】
例として、成膜時の基板温度を一定（１００℃）にし、Ｆｅ（００１）層の上にＭｇＯ（００１）層を種々の速度で成膜した場合における界面の転位密度の変化を、図１７に示す。この際、下地のＦｅ（００１）層は、表面の原子ステップ密度が１０個／μｍ以下の原子レベルで平坦なものを用いた。このように、成膜速度を遅くすることによって、同じ基板温度でも、界面の転位欠陥密度が大きく変化することがわかる。例えば、図１７に示す条件では、成膜速度を５×１０−３にすることで転位欠陥の密度を５０個／μｍに、成膜速度を２×１０−３にすることで転位欠陥の密度を２５個／μｍにすることが可能である。あるいは、成膜時の基板温度を高くすることによっても、転位欠陥の密度を低くすることが出来る。
【００５１】
但し、初期段階における核発生密度は、成膜速度や基板温度、原子の拡散係数、強磁性電極層の原子組成、下地の表面状態などの要素が複雑に関連して決まるため、前記の成膜条件だけによって制限されるものではないが、その他の条件が同じであれば、成膜速度を遅くすることにより核発生密度を低くすることができる。
【００５２】
図１８に示すように、ＴＭＲ素子を構成する強磁性電極層およびＭｇＯトンネル障壁層が（００１）結晶面が優先配向した多結晶である場合には、上記の格子不整合を緩和するために形成された転位欠陥以外に、電極層およびトンネル障壁層の結晶粒界に起因した転位欠陥が存在する。つまり、界面の転位欠陥の密度は、結晶粒界に起因した転位欠陥と結晶粒内の転位欠陥との密度を合計したものとなる。さらにまた、ＴＭＲ素子を構成する強磁性電極層がアモルファス構造でＭｇＯトンネル障壁層が（００１）結晶面が優先配向した多結晶である場合、界面の転位欠陥の密度は、ＭｇＯトンネル障壁層の結晶粒界に起因した転位欠陥の密度と同等のものとなる。
【００５３】
以上、本実施の形態による磁気抵抗素子について説明したが、本発明はこれらに制限されるものではない。その他、種々の変更、改良、組み合わせが可能なことは当業者に自明であろう。例えば、ＭｇＯ層に酸素欠陥を導入する代わりに、例えばＣａやＳｒをドーピングすることでトンネル障壁の高さを調整する方法を用いても良い。また、ＭｇＯ層の堆積方法として、電子ビーム蒸着法又はスパッタリング法を例にして説明したが、その他の堆積法も適用可能であることは言うまでもない。また、高真空との用語は、例えば酸素を導入しない場合において、概ね１０−６Ｐａ以下の値を指し、一方、酸素を積極的に導入する場合でも、１０−４Ｐａ程度の値を指す。
【産業上の利用可能性】
【００５４】
ＭＲＡＭの出力電圧値が向上し、ギガビット級の超高集積ＭＲＡＭに適した構造とすることができる。これにより、ＭＲＡＭの実用化が可能になる。
【図面の簡単な説明】
【００５５】
【図１】本発明の第１の実施の形態によるＴＭＲ素子構造（図１（Ｂ））と、強磁性体金属であるＦｅ（００１）のエネルギーバンド構造を示す図であり、波数空間の［１００］方向に対するＥ−ＥＦの関係を示す図（図１（Ａ））である。
【図２】図２（Ａ）から図２（Ｄ）までは、本発明の実施の形態によるＦｅ（００１）／ＭｇＯ（００１）／Ｆｅ（００１）構造を有する磁気抵抗素子（以下、「Ｆｅ（００１）／ＭｇＯ（００１）／Ｆｅ（００１）ＴＭＲ素子」と称する。）の製造工程を模式的に示す図である。
【図３】図３（ａ）は、Ｆｅ（００１）下部電極（第１電極）のＲＨＥＥＤイメージを示す図であり、図３（ｂ）は、この際のＭｇＯ（００１）バリア層のＲＨＥＥＤイメージを示す図である。
【図４】ＭｇＯ成長時における四重極Ｍａｓｓスペクトルの観測結果を示す図である。
【図５】ＭｇＯ蒸着中の酸素分圧の膜堆積速度依存を示す図である。
【図６】Ｆｅ（００１）／ＭｇＯ（００１）／Ｆｅ（００１）ＴＭＲ素子の典型的な磁気抵抗曲線を示す図である。
【図７】ＴＭＲ素子の構造と、その動作原理を示す図である。
【図８】ＭＲＡＭの基本構造例を示す図であり、図８（Ａ）はＭＲＡＭの斜視図であり、図８（Ｂ）は模式的な回路構成図であり、図８（Ｃ）は、構造例を示す断面図である。
【図９】図９（Ａ）は、アモルファスＡｌ−Ｏをトンネル障壁とした従来型ＴＭＲ素子の磁気抵抗の印加電圧による変化を示す図である。図９（Ｂ）は、Ｖｈａｌｆの定義を示す図である。
【図１０】本発明の実施の形態の変形例によるＴＭＲ素子の構造を示す図であり、図１（Ｂ）に対応する図である。
【図１１】図１１（ａ）は、Ｆｅ（００１）／ＭｇＯ（００１）界面の断面電子顕微鏡写真であり、結晶格子が確認できる。黒円で囲った中心部に転位欠陥が確認できる。図１１（ｂ）は、転位欠陥の構造を見やすくするために、結晶格子列を黒線で明示した断面電子顕微鏡写真である。
【図１２】図１２（ａ）は、Ｆｅ（００１）層の上にＭｇＯ層を室温で０．０８ｎｍ／ｓの速度で堆積した場合の界面の断面電子顕微鏡写真であり、界面に高密度の転位欠陥が形成されている。図１２（ｂ）は、Ｆｅ（００１）層の上にＭｇＯ層を１００℃で０．００２ｎｍ／ｓの速度で堆積した場合の界面の断面電子顕微鏡写真であり、界面の転位欠陥の密度は低い。
【図１３】転位欠陥密度を変化させた場合のＦｅ（００１）／ＭｇＯ（００１）／Ｆｅ（００１）単結晶ＴＭＲ素子のＶｈａｌｆの変化を示す図である。
【図１４】転位欠陥密度を変化させた場合のＦｅ（００１）／ＭｇＯ（００１）／Ｆｅ（００１）単結晶ＴＭＲ素子の最大出力電圧（Ｖｏｕｔ）の変化を示す図である。
【図１５】図１５（Ａ）は、界面の転位欠陥密度が２５個／μｍであるＴＭＲ素子の反平行磁化状態における２次微分伝導スペクトル（ｄ２Ｖ／ｄＩ２のバイアス電圧Ｖ依存性）を示す図である。図１５（Ｂ）は、界面の転位欠陥密度が１００個／μｍであるＴＭＲ素子の反平行磁化状態における２次微分伝導スペクトル（ｄ２Ｖ／ｄＩ２のバイアス電圧Ｖ依存性）を示す図である。
【図１６】図１６（ａ）から図１６（ｄ）までの図は、Ｆｅ（００１）層の上にＭｇＯ（００１）層を積層するときの結晶成長の様式を示す図である。
【図１７】Ｆｅ（００１）層の上にＭｇＯ層を基板温度１００℃で堆積した場合の界面の転位欠陥の密度の種々の成膜速度依存性を示す図である。
【図１８】図１８（ａ）は、単結晶Ｆｅ（００１）層の上に単結晶ＭｇＯ（００１）層を積層した場合の界面の転位欠陥の形成される様子を示す模式的な図である。界面には、格子の不整合を緩和するために形成された転位欠陥のみが存在する。  図１８（ｂ）は、（００１）結晶面が優先配向した多結晶Ｆｅ層の上に（００１）結晶面が優先配向した多結晶ＭｇＯ層を積層した場合の界面の転位欠陥を示す模式図である。界面には、格子の不整合を緩和するために形成された転位欠陥とともに、結晶粒界に起因した転位欠陥が存在する。
【符号の説明】
【００５６】
１…第１のＦｅ（００１）層、３…単結晶ＭｇＯｘ（００１）あるいは（００１）結晶面が優先配向した多結晶ＭｇＯｘ層（ｘ＜１）、５…第２のＦｅ（００１）層、１１…単結晶ＭｇＯｘ（００１）あるいは（００１）結晶面が優先配向した多結晶ＭｇＯｘ基板（ｘ＜１）、１５…ＭｇＯ（００１）シード層、１７…エピタキシャルＦｅ（００１）下部電極（第１電極）、２１…ＭｇＯバリア層（００１）、２３…エピタキシャルＦｅ（００１）上部電極（第２電極）、５０３…単結晶ＭｇＯｘ（００１）あるいは（００１）結晶面が優先配向した多結晶ＭｇＯｘ層（ｘ＜１）、５０１…アモルファス強磁性体による下部電極（第１電極）、５０３…ＭｇＯバリア層、５０５…アモルファス強磁性体による上部電極（第２電極）。
【図１】
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【図２】
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【図３】
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【図４】
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【図５】
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【図６】
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【図７】
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【図８】
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【図９】
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【図１０】
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【図１１】
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【図１２】
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【図１３】
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【図１４】
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【図１５】
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【図１６】
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【図１７】
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【図１８】
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