(57)【要約】【課題】磁気抵抗素子を他の素子に電気的に接続する導体（例えば，ビア及び配線）と，磁気抵抗素子を構成する層との間の相互拡散を防止することにより，磁気抵抗素子の熱的安定性を，一層に向上する技術を提供する。【解決手段】本発明による磁気抵抗デバイスは，反転可能な自由自発磁化を有する自由強磁性層（１０）と固定された固定自発磁化を有する固定強磁性層（８）と前記自由強磁性層（１０）と前記固定強磁性層（８）との間に介設されたトンネル絶縁層（９）を含む磁気抵抗素子（４）と，前記トンネル絶縁層を介さずに前記自由強磁性層に電気的に接続される非磁性の導体（３）と，前記自由強磁性層（１０）と前記導体（３）との間に介設される拡散防止構造体（１４）とを備えている。前記自由強磁性層（１０）は，前記トンネル絶縁層に直接に接合する強磁性層（３１）と，強磁性層（３１）に接合され，且つ，非磁性元素と強磁性層（３１）を構成する強磁性材料とを含有する磁化制御構造体（３２，３４，３５）とを含む。【選択図】図２７
2007158369.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
反転可能な自由自発磁化を有する自由強磁性層と，固定された固定自発磁化を有する固定強磁性層と，前記自由強磁性層と前記固定強磁性層との間に介設されたトンネル絶縁層を含む磁気抵抗素子と，
前記トンネル絶縁層を介さずに前記自由強磁性層に電気的に接続される非磁性の導体と，
前記自由強磁性層と前記導体との間に介設される拡散防止構造体
とを備え，
前記自由強磁性層は，
前記トンネル絶縁層に直接に接合する強磁性層と，
前記強磁性層に接合され，且つ，非磁性材料と前記強磁性層を構成する強磁性材料とを含有する磁化制御構造体
とを含む
磁気抵抗デバイス。
【請求項２】
請求項１に記載の磁気抵抗デバイスにおいて，
前記磁化制御構造体は，非磁性体である
磁気抵抗デバイス。
【請求項３】
請求項１に記載の磁気抵抗デバイスにおいて，
前記磁化制御構造体は，前記強磁性層を構成する前記強磁性材料の酸化物又は窒化物で形成されている
磁気抵抗デバイス。
【請求項４】
請求項１に記載の磁気抵抗デバイスにおいて，
前記非磁性材料は，Ｒｕ，Ｐｔ，Ｈｆ，Ｐｄ，Ａｌ，Ｗ，Ｔｉ，Ｃｒ，Ｓｉ，Ｚｒ，Ｃｕ，Ｚｎ，Ｎｂ，Ｖ，Ｃｒ，Ｍｇ，Ｔａ，Ｍｏのうちから選択された少なくとも一の元素で構成されている
磁気抵抗デバイス。
【請求項５】
請求項１に記載の磁気抵抗デバイスにおいて，
前記非磁性材料は，前記強磁性材料の結晶の粒界に偏析している
磁気抵抗デバイス。
【請求項６】
反転可能な自由自発磁化を有する自由強磁性層と，固定された固定自発磁化を有する固定強磁性層と，前記自由強磁性層と前記固定強磁性層との間に介設されたトンネル絶縁層を含む磁気抵抗素子と，
前記トンネル絶縁層を介さずに前記自由強磁性層に電気的に接続される非磁性の導体と，
前記自由強磁性層と前記導体との間に介設される拡散防止構造体
とを備え，
前記自由強磁性層は，その応力誘起磁気異方性，及び形状磁気異方性の磁化容易軸の方向が一致するように形成された
磁気抵抗デバイス。
【請求項７】
請求項６に記載の磁気抵抗デバイスにおいて，
前記自由強磁性層と前記トンネル絶縁層とが接合する接合面は，第１方向に長い形状を有し，
前記自由強磁性層の磁歪定数は正であり，
前記自由強磁性層には，前記第１方向と垂直な第２方向に圧縮応力が印加されている
磁気抵抗デバイス。
【請求項８】
請求項６に記載の磁気抵抗デバイスにおいて，
前記自由強磁性層と前記トンネル絶縁層とが接合する接合面は，第１方向に長い形状を有し，
前記自由強磁性層の磁歪定数は正であり，
前記自由強磁性層には，前記第１方向に引っ張り応力が印加されている
磁気抵抗デバイス。
【請求項９】
請求項６に記載の磁気抵抗デバイスにおいて，
前記自由強磁性層と前記トンネル絶縁層とが接合する接合面は，第１方向に長い形状を有し，
前記自由強磁性層の磁歪定数は負であり，
前記自由強磁性層には，前記第１方向に圧縮応力が印加されている
磁気抵抗デバイス。
【請求項１０】
請求項６に記載の磁気抵抗デバイスにおいて，
前記自由強磁性層と前記トンネル絶縁層とが接合する接合面は，第１方向に長い形状を有し，
前記自由強磁性層の磁歪定数は負であり，
前記自由強磁性層には，前記第１方向と垂直な第２方向に引っ張り応力が印加されている
磁気抵抗デバイス。
【請求項１１】
請求項６に記載の磁気抵抗デバイスにおいて，
更に，
基板と，
前記基板と前記自由強磁性層との間に，第１方向に延設された下部配線
を備え，
前記自由強磁性層の磁歪定数は正であり，
前記自由強磁性層と前記トンネル絶縁層とが接合する接合面は，前記第１方向に長い形状を有する
磁気抵抗デバイス。
【請求項１２】
請求項６に記載の磁気抵抗デバイスにおいて，
更に，
基板と，
前記基板と前記自由強磁性層との間に，第２方向に延設された下部配線
を備え，
前記自由強磁性層の磁歪定数は負であり，
前記自由強磁性層と前記トンネル絶縁層とが接合する接合面は，前記第２方向と垂直な第１方向に長い形状を有する
磁気抵抗デバイス。
【請求項１３】
反転可能な自由自発磁化を有する自由強磁性層と，固定された固定自発磁化を有する固定強磁性層と，前記自由強磁性層と前記固定強磁性層との間に介設されたトンネル絶縁層を含む磁気抵抗素子と，
前記トンネル絶縁層を介さずに前記自由強磁性層に電気的に接続される非磁性の導体と，
前記自由強磁性層と前記導体との間に介設される拡散防止構造体
とを備え，
前記自由強磁性層の応力誘起磁気異方性は，前記自由強磁性層の形状磁気異方性よりも強い
磁気抵抗デバイス。
【請求項１４】
請求項１３に記載の磁気抵抗デバイスにおいて，
前記自由強磁性層は，長軸と前記長軸に垂直な短軸とを有し，
前記短軸に対する長軸の比として定義されるアスペクト比は，１．０以上，２．０以下である
磁気抵抗デバイス。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は，磁気抵抗デバイス及びその製造方法に関し，特に，トンネル磁気抵抗効果（ＴＭＲ効果）を示す磁気トンネル接合（ＭＴＪ）を含む磁気抵抗デバイス及びその製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
２つの強磁性体層と，これらの強磁性体層に挟まれたトンネル障壁層（トンネル絶縁層）とで構成される磁気トンネル接合は，該強磁性体層の磁化の相対方向に依存して，その抵抗が大きく変化する。このような現象は，トンネル磁気抵抗効果と呼ばれる。磁気トンネル接合の抵抗を検出することにより，強磁性体層の磁化の方向を判別することが可能である。このような磁気トンネル接合の性質を利用して，磁気トンネル接合を含む磁気抵抗デバイスは，不揮発的にデータを保持する磁気ランダムアクセスメモリ（ＭＲＡＭ），及びハードディスク用の磁気読み取りヘッドに適用される。
【０００３】
磁気トンネル接合を含む磁気抵抗素子は，典型的には，固定強磁性層と，自由強磁性層と，固定強磁性層と自由強磁性層との間に介設されたトンネル絶縁層とを含んで構成される。固定強磁性層は，向きが固定された自発磁化を有し，自由強磁性層は，向きが反転可能な自発磁化を有している。
【０００４】
自発磁化の向きを強固に固定するために，固定強磁性層は，しばしば，反強磁性層に接合して形成される。反強磁性層が固定強磁性層に与える交換相互作用は，固定強磁性層の自発磁化を強固に固定する。反強磁性層は，一般に，ＩｒＭｎ，ＰｔＭｎのようなＭｎを含む反強磁性体で形成される。
【０００５】
更に，自由強磁性層は，しばしば，高いスピン分極率を有する強磁性体で形成されたハード強磁性層と，ソフトな強磁性体で形成されたソフト強磁性層とで構成される。このような自由強磁性層の構造は，磁気トンネル接合の磁気抵抗変化率（ＭＲ比）を大きくしながら，自由強磁性層の自発磁化の反転磁界（あるいは抗磁場，又は保磁力）を低減することを可能にする。ハード強磁性層は，一般に，Ｃｏ，ＣｏＦｅ等のＣｏを含む強磁性体で形成され，ソフト強磁性層は，一般に，ＮｉＦｅ等のＮｉを含む強磁性体で形成される。
【０００６】
磁気抵抗素子の課題の一つは，熱的な安定性である。磁気抵抗素子に高い温度が加えられると，磁気抵抗素子を構成する層の間で相互拡散が発生する。この相互拡散は，磁気抵抗素子の特性，特にＭＲ比を劣化させる。例えば，特許文献１は，ハード強磁性層とソフト強磁性層との間の相互拡散の問題を指摘している。特に問題になるのは，ソフト強磁性層に含まれるＮｉがハード強磁性層に拡散することである。Ｎｉのハード強磁性層への拡散は，磁気抵抗素子の特性を劣化させる。特許文献１は，ハード強磁性層とソフト強磁性層との間に，相互拡散を防止する酸化膜又は窒化膜を設けることを開示している。特許文献２は，Ｍｎを含む反強磁性体からＭｎが固定強磁性層に拡散する問題を指摘している。特許文献２は，固定強磁性層を２つの強磁性層と，該強磁性層の間に介設された絶縁層又はアモルファス磁性層とで形成することにより，Ｍｎの固定強磁性層への拡散を防止する技術を開示している。特許文献３は，固定強磁性層及び自由強磁性層に酸化物磁性層を挿入することにより磁気抵抗素子の熱的安定性を向上する技術を開示している。特許文献４は，自由強磁性層と，自由強磁性層の結晶性を向上するために自由強磁性層の下に形成されるバッファ層との間の相互拡散の問題を指摘している。特許文献４は，酸化物，窒化物，炭化物，ホウ化物，フッ化物などからなる原子拡散バリヤ層を自由強磁性層とバッファ層との間に形成することにより，バッファ層と熱拡散を抑制し，熱安定性を向上する技術を開示している。
【０００７】
磁気抵抗素子の課題の他の一つは，自由強磁性層の反転磁界の低減である。ハード強磁性層とソフト強磁性層との積層構造体で形成された自由強磁性層は，大きなＭＲ比を確保しようとすると，充分に反転磁界が低減できない場合がある。
【０００８】
自由強磁性層の反転磁界の低減は，自由強磁性層の磁化Ｍｓと膜厚ｔの積（以下，「積Ｍｓ×ｔ」という。）を減少することによって達成可能である。以下は，その理由の説明である。自由強磁性層が一軸異方性を有する場合，該自由強磁性層の反転磁界は，自由強磁性層の全異方性磁界によって決定される。サブミクロンオーダーのサイズを有する磁気抵抗素子では，自由強磁性層の形状異方性による異方性磁界が，自由強磁性層の全異方性磁界の殆どを占める。したがって，自由強磁性層の反転磁界は，形状異方性による異方性磁界（anisotropy field)Ｈａに近似できる。この場合，異方性磁界Ｈａは，下記式（１）：
Ｈａ＝４πＭｓ（Ｎｘ−Ｎｙ），          …（１）
で表される。ここにおいて，Ｍｓは，自由強磁性層の飽和磁化であり，Ｎｘ及びＮｙは，それぞれ，磁気抵抗素子の短辺方向の反磁界係数，及び長辺方向の反磁界係数である。自由強磁性層の膜厚が一定の場合，磁気抵抗素子の長辺と短辺の長さの比（アスペクト比）が増大するほどＮｘ−Ｎｙは増大し，ゆえに，形状異方性に起因する異方性磁界Ｈａも増大する。更に，自由強磁性層のサイズの減少とともに反磁界係数は増大するため，自由強磁性層のサイズが小さくなると反磁界及び異方性磁界Ｈａは増大する。アスペクト比が固定である場合，異方性磁界Ｈａは，下記式（２）：
Ｈａ〜４πＭｓ×ｔ／Ｗ，              …（２）
で近似される。ここにおいてＷは，自由強磁性層の短辺の長さであり，ｔは，自由強磁性層の膜厚である。式（２）は，自由強磁性層の反転磁界は，Ｍｓ×ｔを減少させることによって減少させることができることを示している。一般には，自由強磁性層の膜厚ｔを薄くすることによってＭｓ×ｔを低減させ，もって自由強磁性層の反転磁界の低減を実現できる。
【０００９】
発明者は，熱処理が行われたときに，磁気抵抗素子と該磁気抵抗素子を他の素子に電気的に接続する導体との間で発生する相互拡散が，磁気抵抗素子の特性に悪影響を及ぼすことを見出した。磁気抵抗素子を機能させるためには，磁気抵抗素子を他の素子（例えばトランジスタ）に電気的に接続する必要がある。このため，磁気抵抗素子は，他の素子に電気的に接続された導体（例えば，ビア及び配線）に接続される。このような導体は，一般に，他の半導体集積回路と同様にＡｌ，Ｃｕ，Ｗ，及びＴｉＮで形成される。Ｔａ，Ｒｕ，Ｚｒ，及びＭｏ層が磁気抵抗素子と他の素子とを電気的に接続する導体として使用されることもある。磁気抵抗素子を他の素子に電気的に接続する導体と，磁気抵抗素子との間の相互拡散の影響として，以下の３つが挙げられる。
【００１０】
第１に，該導体を構成する材料が磁気トンネル接合に拡散すると，磁気トンネル接合のＭＲ比が劣化する。特に，該導体がＡｌを含む場合には，Ａｌは比較的に低い温度によって拡散するため，Ａｌの磁気トンネル接合への拡散の問題は重大である。また，該導体を構成する材料，特にＡｌが反強磁性層やソフト強磁性層に拡散することによって，反強磁性層のＭｎやソフト強磁性層のＮｉのトンネル障壁層への拡散が一層に促進させられるため，該導体を構成する材料の磁気抵抗素子への拡散の問題は重大である。
【００１１】
第２に，磁気抵抗素子を構成する材料が，磁気抵抗素子と他の素子とを電気的に接続する導体に拡散すると，該導体の抵抗が増大する。導体の抵抗率の増大は，磁気トンネル接合の抵抗の検出のＳＮ比を劣化させる。特に，反強磁性体に含まれるＭｎ，及びソフト強磁性層に含まれるＮｉは，比較的に低い温度によって拡散するため，Ｍｎ及びＮｉの拡散による抵抗の増大の問題は重大である。
【００１２】
第３に，自由強磁性層を構成する材料が，熱処理によって該自由強磁性層を他の素子に電気的に接続する導体に拡散することは，自由強磁性体の膜厚ｔを薄くすることによって反転磁界の低減を実現することを困難にする。なぜなら，自由強磁性層の膜厚ｔが薄い場合に熱処理による拡散が発生すると，自由強磁性層の特性が大きく変動し，磁気抵抗素子の動作の信頼性を損なうからである。図２６は，膜厚ｔが薄い自由強磁性層の４πＭｓ×ｔの，熱処理による影響を示すグラフである。自由強磁性層の特性は，下記の条件で測定されている：測定された試料の構造は，
基板／Ｔａ（１０ｎｍ）／ＡｌＯｘ／Ｎｉ８１Ｆｅ１９／Ｔａ（１０ｎｍ）
である。ＡｌＯｘ膜は，１．５ｎｍのＡＬ膜が酸化されて形成されている。Ｎｉ８１Ｆｅ１９膜は，その厚さが，３．０ｎｍ，２．６ｎｍ，２．２ｎｍのうちから選択されている。Ｎｉ８１Ｆｅ１９膜は，スパッタリングによって形成されている。熱処理の温度は，２５０〜４００℃，時間は，３０ｍｉｎである。磁化Ｍｓは，振動式磁力計によって測定されている。
【００１３】
図２６に示されているように，Ｎｉ８１Ｆｅ１９膜の膜厚ｔが３．０ｎｍ以下であると，熱処理によって４πＭｓ×ｔが激しく変化し，更に，膜厚ｔの減少及び処理温度の増大に対して４πＭｓ×ｔは，急激に減少する。これらの試料は，その再現性が乏しい。このように，膜厚ｔが３ｎｍであると，自由強磁性層の４πＭｓ×ｔは，熱処理に対して不安定になる。かかる不安定性は，自由強磁性体の膜厚ｔを薄くすることを妨げる。
【００１４】
磁気抵抗素子と他の素子とを電気的に接続する導体と，該磁気抵抗素子との間の相互拡散を抑制する技術の提供が望まれる。
【特許文献１】特開２０００−２０９２２号公報
【特許文献２】特開２００２−１５８３８１号公報
【特許文献３】特開２００１−２３７４７１号公報
【特許文献４】特開平１０−６５２３２号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【００１５】
本発明の目的は，磁気抵抗素子の熱的安定性を，一層に向上する技術を提供することにある。
本発明の他の目的は，磁気抵抗素子を他の素子に電気的に接続する導体（例えば，ビア及び配線）と，磁気抵抗素子を構成する層との間の相互拡散を防止することにより，磁気抵抗素子の熱的安定性を，一層に向上する技術を提供することにある。
本発明の更に他の目的は，磁気抵抗素子を構成する層に含まれる材料，特にＮｉ，Ｍｎが，磁気抵抗素子を他の素子に電気的に接続する導体に拡散することにより，該導体の抵抗率が増大する現象を防止する技術を提供することにある。
本発明の更に他の目的は，磁気抵抗素子を他の素子に電気的に接続する導体に含まれる材料が，磁気抵抗素子に拡散することにより，磁気抵抗素子の特性が劣化する現象を防止する技術を提供することにある。
本発明の更に他の目的は，磁気抵抗素子の固定強磁性層及び自由強磁性層内の磁気的結合および電気的結合を保ちつつ，磁気抵抗素子に含まれるＭｎやＮｉが磁気抵抗素子のトンネル絶縁層に拡散することによって磁気抵抗素子の特性が劣化する現象を防止する技術を提供することにある。
本発明の更に他の目的は，自由強磁性層を薄膜化し，もって反転磁界を低減することを可能にする技術を提供することにある。
本発明の更に他の目的は，自由強磁性層を構成する材料の拡散を防止し，自由強磁性層の薄膜化と反転磁界の低減とを可能にする技術を提供することにある。
本発明の更に他の目的は，自由強磁性層の磁気抵抗曲線の角型性を保ち反転磁界のバラツキを抑制しながら，反転磁界を低減させ，更に，磁気抵抗素子のアスペクト比及びサイズを小さくするための技術を提供することにある。
【課題を解決するための手段】
【００１６】
以下に，［発明を実施するための最良の形態］で使用される番号・符号を用いて，課題を解決するための手段を説明する。これらの番号・符号は，［特許請求の範囲］の記載と［発明を実施するための最良の形態］の記載との対応関係を明らかにするために付加されている。但し，付加された番号・符号は，［特許請求の範囲］に記載されている発明の技術的範囲の解釈に用いてはならない。
【００１７】
一の観点において、本発明による磁気抵抗デバイスは，反転可能な自由自発磁化を有する自由強磁性層（１０）と，固定された固定自発磁化を有する固定強磁性層（８）と，自由強磁性層（１０）と固定強磁性層（８）との間に介設されたトンネル絶縁層（９）を含む磁気抵抗素子（４）と，トンネル絶縁層（９）を介さずに自由強磁性層（１０）に電気的に接続される導体（３）と，導体（３）と自由強磁性層（１０）との間に介設される拡散防止構造体（１４）とを備えている。上記導体（３）とは，典型的には，ビア，及び配線層である。自由強磁性層（１０）は，トンネル絶縁層（９）に直接に接合する強磁性層（３１）と，強磁性層（３１）に接合され，且つ，非磁性元素と強磁性層（３１）を構成する強磁性材料とを含有する磁化制御構造体（３２，３４，３５）とを含む。
【００１８】
拡散防止構造体（１４）は，導体（３）を構成する材料の少なくとも一種が磁気抵抗素子（４）に拡散することを防止する機能を有するように形成される。更に，拡散防止構造体（１４）は，磁気抵抗素子（４）を構成する材料の少なくとも一種が導体（３）に拡散することを防止する機能を有するように形成される。
【００１９】
拡散防止構造体（１４）が，導体（３）から磁気抵抗素子（４）への拡散と，磁気抵抗素子（４）から導体（３）への拡散との両方を防止する機能を有することは重要である。導体（３）から磁気抵抗素子（４）への拡散と磁気抵抗素子（４）から導体（３）への拡散とのうちの一方の発生は，他方の発生の原因となる。従って，酸化物層（１４）が，これらの２つの拡散形態の両方を防止することは，磁気抵抗素子（４）の特性の向上の観点から極めて好適である。
【００２０】
このような構造は，導体（３）がＡｌ，Ｃｕ，Ｔａ，Ｒｕ，Ｚｒ，Ｔｉ，Ｍｏ，及びＷからなる群から選択された少なくとも一の元素を含む場合に有効である。
【００２１】
拡散防止構造体（１４）は，酸化物，窒化物，及び酸窒化物からなる群のうちから選択された一の材料で形成されることが好適である。これらの材料は，容易に緻密に形成可能であり拡散防止効果が大きい。拡散防止構造体（１４）が導電性の窒化物で形成されることは，拡散防止構造体（１４）の抵抗を減少させ，磁気抵抗素子（４）のＳＮ比を有効に向上するため好ましい。拡散防止構造体（１４）は，その上面及び下面で接する層を構成する元素に対し，酸素に対する結合のしやすさが同等以上である元素の酸化物から構成されることが好ましい。拡散防止構造体（１４）は，その上面及び下面で接する層を構成する元素よりも窒化物生成自由エネルギーが低い元素の窒化物で形成されることが好ましい。同様に，拡散防止構造体（１４）は，その上面及び下面で接する層を構成する元素よりも酸化物生成自由エネルギー及び窒化物生成自由エネルギーが低い元素の酸窒化物で形成されることが好適である。具体的には，拡散防止構造体（１４）は，ＡｌＯｘ，ＭｇＯｘ，ＳｉＯｘ，ＴｉＯｘ，ＣａＯｘ，ＬｉＯｘ，ＨｆＯｘ，ＡｌＮ，ＡｌＮＯ，ＳｉＮ，ＳｉＮＯ，ＴｉＮ，ＴｉＮＯ，ＢＮ，ＴａＮ，ＨｆＮＯ，ＺｒＮからなる群から選択された材料で形成されることが好適である。
【００２２】
拡散防止構造体（１４）が酸化物で形成される場合，トンネル絶縁層（９）と拡散防止構造体（１４）とは，同一の材料で形成されることが好適である。このような構造は，トンネル絶縁層（９）と拡散防止構造体（１４）の形成に必要なコストを有効に削減する。この場合，拡散防止構造体（１４）は，トンネル絶縁層（９）よりも薄いことが好適である。加えて，自由強磁性層（１０）の自発磁化の向きの検出のＳＮ比を高くするためには，酸化物層（１４）の厚さ方向の抵抗は，トンネル絶縁層（９）の厚さ方向の抵抗よりも低いことが好適である。
【００２３】
磁化制御構造体（３２，３４，３５）は，非磁性体であることが好適である。
【００２４】
磁化制御構造体（３４）は，強磁性層（３１）を構成する強磁性材料の酸化物又は窒化物で形成されていることが好適である。
【００２５】
非磁性材料は，Ｒｕ，Ｐｔ，Ｈｆ，Ｐｄ，Ａｌ，Ｗ，Ｔｉ，Ｃｒ，Ｓｉ，Ｚｒ，Ｃｕ，Ｚｎ，Ｎｂ，Ｖ，Ｃｒ，Ｍｇ，Ｔａ，Ｍｏのうちから選択された少なくとも一の元素で構成されていることが好適である。また，非磁性材料は，強磁性材料の結晶の粒界に偏析していることが好適である。
【００２６】
他の観点において、本発明による磁気抵抗デバイスは，反転可能な自由自発磁化を有する自由強磁性層（１０）と，固定された固定自発磁化を有する固定強磁性層（８）と，自由強磁性層（１０）と固定強磁性層（８）との間に介設されたトンネル絶縁層（９）を含む磁気抵抗素子（４）と，トンネル絶縁層（９）を介さずに自由強磁性層（１０）に電気的に接続される導体（３）と，導体（３）と自由強磁性層（１０）との間に介設される拡散防止構造体（１４）とを備えている。自由強磁性層（１０）は，その応力誘起磁気異方性，及び形状磁気異方性の磁化容易軸の方向が一致するように形成される。
【００２７】
具体的には，自由強磁性層（１０）は，第１方向に長い形状を有し，自由強磁性層（１０）の磁歪定数は正であり，自由強磁性層（１０）には，前記第１方向と垂直な第２方向に圧縮応力が印加されていることが好適である。又は，自由強磁性層（１０）には，前記第１方向に引っ張り応力が印加されることが好適である。
【００２８】
また，自由強磁性層（１０）の磁歪定数が負である場合には，自由強磁性層（１０）には，前記第１方向に圧縮応力が印加され，又は，前記第１方向と垂直な第２方向に引っ張り応力が印加されることが好適である。
【００２９】
応力の制御は，自由強磁性層（１０）の長軸の方向と下部配線（３）のとの間の相対方向によって制御可能である。具体的には，自由強磁性層（１０）の磁歪定数が正であり，且つ，自由強磁性層（１０）は，第１方向に長い形状を有する場合，下部配線（３）は，第１方向に延設される。
【００３０】
自由強磁性層（１０）の磁歪定数が負であり，自由強磁性層（１０）と前記トンネル絶縁層（９）とが接合する接合面は，前記第２方向と垂直な第１方向に長い形状を有する場合，下部配線（３）が第２方向に延設される。
【００３１】
更に他の観点において、本発明による磁気抵抗デバイスは，反転可能な自由自発磁化を有する自由強磁性層（１０）と，固定された固定自発磁化を有する固定強磁性層（８）と，自由強磁性層（１０）と固定強磁性層（８）との間に介設されたトンネル絶縁層（９）を含む磁気抵抗素子（４）と，トンネル絶縁層（９）を介さずに自由強磁性層（１０）に電気的に接続される導体（３）と，導体（３）と自由強磁性層（１０）との間に介設される拡散防止構造体（１４）とを備えている。自由強磁性層（１０）の応力誘起磁気異方性は，自由強磁性層（１０）の形状磁気異方性よりも強い。かかる自由強磁性層（１０）の特性は，とりわけ，自由強磁性層（１０）が，長軸と前記長軸に垂直な短軸とを有し，前記短軸に対する長軸の比として定義されるアスペクト比が，１．０以上，２．０以下である場合に好適である。
【発明の効果】
【００３２】
本発明により，磁気抵抗素子の熱的安定性を，一層に向上する技術が提供される。
また，本発明により，磁気抵抗素子を他の素子に電気的に接続する導体（例えば，ビア及び配線）と，磁気抵抗素子を構成する層との間の相互拡散を防止することにより，磁気抵抗素子の熱的安定性を，一層に向上する技術が提供される。
また，本発明により，磁気抵抗素子を構成する層に含まれる材料，特にＮｉ，Ｍｎが，磁気抵抗素子を他の素子に電気的に接続する導体に拡散することにより，該導体の抵抗率が増大する現象を防止する技術が提供される。
また，本発明により，磁気抵抗素子を他の素子に電気的に接続する導体に含まれる材料が，磁気抵抗素子に拡散することにより，磁気抵抗素子の特性が劣化する現象を防止する技術が提供される。
また，本発明により，磁気抵抗素子の固定強磁性層及び自由強磁性層内の磁気的結合及び電気的結合を保ちつつ，磁気抵抗素子に含まれるＭｎやＮｉが磁気抵抗素子のトンネル絶縁層に拡散することによって磁気抵抗素子の特性が劣化する現象を防止する技術が提供される。
また，本発明により，自由強磁性層を薄膜化し，もって反転磁界を低減することを可能にする技術が提供される。
また，本発明により，自由強磁性層を構成する材料の拡散を防止し，自由強磁性層の薄膜化と反転磁界の低減とを可能にする技術が提供される。
また，本発明により，自由強磁性層の磁気抵抗曲線の角型性を保ち反転磁界のバラツキを抑制しながら，反転磁界を低減させ，更に，磁気抵抗素子のアスペクト比及びサイズを小さくするための技術が提供される。
【発明を実施するための最良の形態】
【００３３】
本発明による磁気抵抗素子の実施の一形態は，図１に示されているように，クロスポイントセル型のＭＲＡＭである。実施の第１形態では，基板１の上面側に，下部配線２と上部配線３とが形成されている。下部配線２と上部配線３とは，Ａｌ９０Ｃｕ１０で形成されている。
【００３４】
下部配線２と上部配線３との間には，ＭＲＡＭのメモリセルとして機能する磁気抵抗素子４が設けられている。磁気抵抗素子４は，シード層５，バッファ層６，反強磁性層７，固定強磁性層８，トンネル絶縁層９，及び自由強磁性層１０を含む。磁気抵抗素子４の固定強磁性層８，トンネル絶縁層９，及び自由強磁性層１０は，磁気トンネル接合を構成する。
【００３５】
固定強磁性層８は，スピン分極率の高い金属強磁性合金，典型的には，ＣｏＦｅで形成される。ＣｏＦｅ合金は，磁気的に比較的ハードな（即ち，保磁力が大きい）強磁性体である。後述されるように，固定強磁性層８の自発磁化は，反強磁性層７からの交換相互作用によって固定される。
【００３６】
自由強磁性層１０は，磁気的に比較的ソフトな（即ち，保磁力が小さい）強磁性体で形成される。自由強磁性層１０は，その自発磁化が反転可能であり，且つ，該自発磁化の向きが，固定強磁性層８の自発磁化と平行（parallel），又は反平行（antiparallel）のいずれかを向くように形成されている。自由強磁性層１０の自発磁化は反転可能であり，磁気抵抗素子４は，１ビットのデータを自由強磁性層１０の自発磁化の向きとして記憶する。
【００３７】
自発磁化が反転される自由強磁性層１０は，Ｎｉを含む強磁性体，典型的にはＮｉＦｅで形成される。一般に，Ｎｉを含む強磁性体は，比較的磁気的にソフトであり，自発磁化が反転される自由強磁性層１０の形成に好適である。自由強磁性層１０は，トンネル絶縁層９の上に形成されるＣｏＦｅ層と，該ＣｏＦｅ層の上に形成されるＮｉＦｅ層とで構成されることがある。スピン分極率が高いＣｏＦｅ層により磁気トンネル接合のＭＲ比が向上される一方，ＮｉＦｅ層は，ＣｏＦｅ層を磁気的にソフト化し，保磁力を低下させる。ＣｏＦｅ層とＮｉＦｅ層とで形成される積層構造は，自発磁化の反転が容易で，且つ，ＭＲ比が高い磁気トンネル接合を実現する。
【００３８】
トンネル絶縁層９は，トンネル電流が流れる程度に薄い非磁性の絶縁体で形成される。トンネル絶縁層９は，典型的には，ＡｌＯｘ，ＡｌＮｘ，ＭｇＯｘで形成され，その厚さは，磁気抵抗素子４に求められる抵抗に応じて設定され，典型的には１．２〜２ｎｍである。トンネル磁気抵抗効果（ＴＭＲ効果）により，トンネル絶縁層９の厚さ方向の抵抗値は，固定強磁性層８の自発磁化と自由強磁性層１０の自発磁化とが，平行であるか，反平行によって異なる。トンネル絶縁層９の厚さ方向の抵抗値によって磁気抵抗素子４に記憶されているデータの判別が可能である。
【００３９】
シード層５及びバッファ層６は，その上に設けられる反強磁性層７の配向を制御し，反強磁性層７の反強磁性相を安定化するために設けられる。シード層５は，典型的にはＴａ，Ｃｒで形成され，シード層５の上に設けられるバッファ層６は，典型的には，ＮｉＦｅ，ＣｏＦｅで形成される。
【００４０】
反強磁性層７は，Ｍｎを含む反強磁性体，典型的には，ＰｔＭｎ及びＩｒＭｎで形成される。反強磁性層７は，その直上に接合される固定強磁性層８に交換相互作用を及ぼし，固定強磁性層８の自発磁化を固定する。
【００４１】
磁気抵抗素子４と下部配線２との間には，ビア１１，下部コンタクト層１２，及び酸化物層１３が設けられる。ビア１１，下部コンタクト層１２，及び酸化物層１３を介して，磁気抵抗素子４の固定強磁性層８は，下部配線２に電気的に接続される。ビア１１は，下部配線２に接合され，基板１の主面に垂直な方向に延設されている。ビア１１は，典型的には，タングステン，銅，モリブデンで形成される。
【００４２】
下部コンタクト層１２は，ビア１１の上に設けられている。下部コンタクト層１２は，ビア１１に対する良好な付着層として機能し，且つ，その上部の酸化物層１３の膜質を向上させる。更に下部コンタクト層１２は，ビア１１と酸化物層１３との間の良好な電気的接触を保つ。下部コンタクト層層１２は，典型的には，ＴｉＮ，Ｔａ，Ｒｕ，Ｗ，Ｚｒ，及びＭｏで形成される。
【００４３】
酸化物層１３は，下部配線２，ビア１１及び下部コンタクト層１２と，磁気抵抗素子４との間の相互拡散を効果的に防止する。即ち，酸化物層１３は，下部配線２を構成するアルミニウム及び銅，ビア１１を構成するタングステン，銅，及びモリブデン，並びに，下部コンタクト層１２を構成するＴｉＮ，Ｔａ，Ｒｕ，Ｗ，Ｚｒ，及びＭｏが，磁気抵抗素子４に拡散することを有効に防止する。更に，酸化物層１３は，バッファ層６を構成するＮｉ，及び反強磁性層７を構成するＭｎが，下部配線２に拡散することを有効に防止する。酸化物で形成された酸化物層１３は，その構造を緻密にすることが容易であり，相互拡散を有効に防止可能である。
【００４４】
酸化物層１３が，下部配線２，ビア１１及び下部コンタクト層１２から磁気抵抗素子４への拡散と，磁気抵抗素子４から下部配線２，ビア１１及び下部コンタクト層１２への拡散との両方を防止する機能を有することは重要である。下部配線２，ビア１１及び下部コンタクト層１２から磁気抵抗素子４への拡散と磁気抵抗素子４から下部配線２，ビア１１及び下部コンタクト層１２への拡散とのうちの一方の発生は，他方の発生の原因となる。従って，酸化物層１３が，これらの２つの拡散形態の両方を防止することは，磁気抵抗素子４の特性の向上の観点から極めて好適である。
【００４５】
酸化物層１３は，Ａｌ，Ｍｇ，Ｓｉ，Ｈｆ，Ｌｉ，Ｃａ，及びＴｉの酸化物で形成されることが好適である。これらの元素の酸化物で形成された酸化物層１３は，その構造が非常に緻密であり，酸素との結合力が高いため熱的安定性が高く，相互拡散の抑制効果が大きい。
【００４６】
特にＭｎの拡散を防止するために，酸化物で形成された膜を使用することは，Ｍｎの拡散を有効に抑制する点で好適である。Ｍｎは，酸素に対して結合しやすい。このため，酸化物で形成されている酸化物層１３にＭｎが拡散すると，拡散されたＭｎは，酸素と結合して安定化され，酸化物層１３に固定される。Ｍｎが酸化物層１３に固定されることにより，Ｍｎの下部配線２への拡散が効果的に防止される。
【００４７】
酸化物層１３は，その下面（基板１の側の面）及び上面に接する層（即ち，下部コンタクト層１２及びシード層５）を構成する材料よりも，酸素と結合する力が大きい材料の酸化物を用いることが好適である。そうでない材料の酸化物を酸化物層１３に使用することは，酸化物層１３の下面及び上面に接する層に酸素を拡散させて酸化物層１３を不安定化し，酸化物層１３の拡散防止効果を失わせるため好適でない。下部コンタクト層１２にＴａ，シード層５にＴａ，又はＣｒを使用する場合には，それらより酸化物生成自由エネルギーが低いＡｌ，Ｍｇ，Ｓｉ，Ｈｆ，Ｌｉ，Ｃａ，及びＴｉの酸化物を酸化物層１３として使用することが好適である。
【００４８】
トンネル絶縁層９の抵抗の検出におけるＳＮ比を向上するためには，酸化物層１３の厚さ方向の抵抗は，なるべく小さいことが好適である。酸化物層１３は，磁気トンネル接合に，電気的に直列に接続されるため，酸化物層１３の厚さ方向の抵抗は，トンネル絶縁層９の抵抗の検出におけるＳＮ比を劣化させる。したがって，酸化物層１３の厚さ方向の抵抗は，小さいことが好適であり，より具体的には，トンネル絶縁層９の厚さ方向の抵抗より小さいことが好適である。
【００４９】
拡散防止層として機能する酸化物層１３は，その比抵抗が小さい場合（即ち，酸化物層１３の膜厚を厚くできる場合）においても薄い方が好適である。酸化物層１３を厚く成長させると，酸化物層１３の格子歪みが増大し，ゆえに，自由強磁性層１０に不所望に応力を与える。自由強磁性層１０に加えられた応力は，自由強磁性層１０の磁気異方性を変化させ，自由強磁性層１０の特性の好適な制御を困難にするため好ましくない。具体的には，酸化物層１３の厚さは，５ｎｍ以下であることが好適である。
【００５０】
加えて，酸化物層１３の厚さが１ｎｍ以下であることは，酸化物層１３の厚さ方向の抵抗を実質的になくすことができる点で好適である。酸化物層１３の厚さを１ｎｍ以下にすることにより，酸化物層１３の抵抗は，トンネル現象によって極度に小さくなる。
【００５１】
トンネル絶縁層９と酸化物層１３とを同一の材料で形成することは，トンネル絶縁層９と酸化物層１３とを共通の装置及び材料で形成でき，ＭＲＡＭの製造に要するコストを低減できる点で好適である。例えば，トンネル絶縁層９と酸化物層１３とをスパッタによって形成する場合，トンネル絶縁層９と酸化物層１３とを同一の材料で形成することにより，トンネル絶縁層９と酸化物層１３とを同一のスパッタターゲットを使用して形成することが可能になる。
【００５２】
トンネル絶縁層９と酸化物層１３とが同一の材料で形成される場合，トンネル絶縁層９の抵抗の検出におけるＳＮ比を向上するためには，酸化物層１３の膜厚は，トンネル絶縁層９の膜厚よりも薄いことが好適である。これにより，酸化物層１３の厚さ方向の抵抗がトンネル絶縁層９の厚さ方向の抵抗より小さくなり，トンネル絶縁層９の抵抗の検出におけるＳＮ比を向上することができる。
【００５３】
上部配線３と磁気抵抗素子４との間には，酸化物層１４と上部コンタクト層１５とが設けられている。酸化物層１４は，磁気抵抗素子４の自由強磁性層１０の上に形成されている。上部コンタクト層１５は，酸化物層１４の上に形成され，上部配線３と接合される。磁気抵抗素子４の自由強磁性層１０は，酸化物層１４と上部コンタクト層１５とを介して上部配線３に電気的に接続されている。
【００５４】
上部コンタクト層１５は，上部コンタクト層１５よりも下部の層を素子加工プロセスによるダメージから保護し，且つ，酸化物層１４と上部配線３との間の良好な電気的接触を保つ。上部コンタクト層１５は，典型的には，ＴｉＮ，Ｔａ，Ｒｕ，Ｗ，Ｚｒ，及びＭｏで形成される。
【００５５】
酸化物層１４は，上部配線３と磁気抵抗素子４との間の相互拡散を効果的に防止する。即ち，酸化物層１４は，上部配線３を構成するアルミニウム及び銅の磁気抵抗素子４への拡散を防止し，自由強磁性層１０に含まれるＮｉの上部配線３への拡散を防止する。Ｎｉの上部配線３への拡散を抑制することにより，上部配線３の抵抗の上昇が防止される。酸化物で形成された酸化物層１４は，その構造を緻密にすることが容易であり，相互拡散を有効に防止可能である。酸化物層１３と同様の理由により，酸化物で形成された酸化物層１４は，Ｎｉの拡散を有効に抑制する点で好適である。
【００５６】
自由強磁性層１０に直接に接続される酸化物層１４が，自由強磁性層１０から上部配線３へのＮｉの拡散を防止することは，自由強磁性層１０の膜厚ｔを薄くし，もって自由強磁性層１０のＭｓ×ｔの減少を可能にする点でも重要である。Ｎｉの自由強磁性層１０からの流出は，特に自由強磁性層１０の膜厚ｔが薄い場合に自由強磁性層１０の組成を大きく変動させ，自由強磁性層１０の特性を不安定にする。酸化物層１４の挿入は，Ｎｉが自由強磁性層１０から流出することを防ぎ，自由強磁性層１０の組成を所望値に調整可能にする。これは，自由強磁性層１０の膜厚ｔが薄い場合に特に有効である。
【００５７】
酸化物層１３と同様に，酸化物層１４が上部配線３から自由強磁性層１０への拡散と自由強磁性層１０から上部配線３への拡散の両方を防止する機能を有することは重要である。酸化物層１３が，これらの拡散の両方を防止することは，磁気抵抗素子４の特性の向上の観点から極めて好適である。
【００５８】
酸化物層１４に求められる物性は，酸化物層１３と同様であり，酸化物層１３に好適な材料及び構造は，酸化物層１４にも好適である。第１に，酸化物層１４の構造を緻密化して，且つ，高温まで熱的安定性を保ち，相互拡散の抑制効果を増大するためには，酸化物層１４は，Ａｌ，Ｍｇ，Ｓｉ，Ｈｆ，Ｌｉ，Ｃａ，及びＴｉの酸化物で形成することが好適である。更に，トンネル絶縁層９の抵抗の検出のＳＮ比を向上するためには，酸化物層１４の厚さ方向の抵抗は，トンネル絶縁層９の厚さ方向の抵抗より小さいことが好適である。更に，酸化物層１４の厚さが薄いこと，特に，５ｎｍ以下であることは，応力による自由強磁性層１０への影響を抑制する点で好適である。更に，トンネル絶縁層９と酸化物層１４とを同一の材料で形成することは，トンネル絶縁層９と酸化物層１４とを共通の装置及び材料で形成でき，ＭＲＡＭの製造に要するコストを低減できる点で好適である。
【００５９】
自由強磁性層１０がＮｉを含む強磁性体層（典型的には，ＮｉＦｅ層）で形成されているとき，又は，Ｎｉを含む強磁性体層と他の強磁性体層との積層構造を有する場合（典型的には，ＣｏＦｅ層とＮｉＦｅ層との積層構造を有する場合）には，酸化物層１４は，Ｎｉを含む該強磁性体層の上に直接に接して形成されることが好適である。Ｎｉを含む強磁性体層は，Ｎｉの組成が最適組成からずれると，その特性が劣化しやすい。例えば，飽和磁化の大きさは，Ｎｉの組成によって大きな影響を受ける。酸化物層１４がＮｉを含む該強磁性体層の上に直接に接していることは，該強磁性体層の上方へのＮｉの拡散経路を無くし，Ｎｉを含む強磁性体層の組成ずれを効果的に防止する。Ｎｉを含む強磁性層は，下部面に接する層（即ち，トンネル絶縁層９又は，上述の他の強磁性体層）に比べて上部面に接する層（即ち，上部コンタクト層１５及び上部配線３）との拡散が大きいことが発明者等の実験により分かっており，Ｎｉを含む強磁性層の上部面に酸化物層１４を直接に形成することは，特に，拡散防止に対して効果的である。
【００６０】
以上に説明されているように，本実施の形態では，下部配線２と磁気抵抗素子４との間に酸化物層１３が設けられ，下部配線２と磁気抵抗素子４との間の相互拡散が効果的に防止されている。更に，上部配線３と磁気抵抗素子４との間に酸化物層１４が設けられ，上部配線３と磁気抵抗素子４との間の相互拡散が効果的に防止されている。下部配線２と上部配線３としてＣｕが使用される場合にも，酸化物層１３，１４の使用は，相互拡散の防止に有効である。
【００６１】
更に，本実施の形態では，自由強磁性層１０の上に酸化物層１４が形成されているため，自由強磁性層１０を構成する材料，特に，Ｎｉの拡散が有効に防止される。これは，自由強磁性層１０の膜厚ｔが薄い場合でも自由強磁性層１０の磁化Ｍｓと膜厚ｔとの積Ｍｓ×ｔを小さい値に安定化させることを可能にする。既述のように，積Ｍｓ×ｔを小さくすることは，自由強磁性層１０の反転磁界の減少及び安定化に重要である。本実施の形態の構造は，特に，自由強磁性層１０の膜厚ｔを３ｎｍ以下にする場合，及び積Ｍｓ×ｔを３（Ｔ・ｎｍ）以下にする場合に有効である。
【００６２】
本実施の形態において，酸化物層１３及び酸化物層１４の代わりに，窒化物で形成された窒化物層が使用され得る。窒化物層，又は，酸窒化物層は，その構造を緻密にすることが容易であり，相互拡散を有効に防止可能である。酸化物層１３及び酸化物層１４と同様に，窒化物層は，その膜厚が５ｎｍ以下であることが好適である。窒化物層が厚いことは応力によって誘起される磁気異方性に起因する磁気特性の劣化の原因になり得るため望ましくない。
【００６３】
上記の窒化物層を，導体である窒化物で形成することは，窒化物層の厚さ方向の抵抗を小さくし，もってトンネル絶縁層９の抵抗の検出におけるＳＮ比を向上するため好適である。窒化物層の厚さ方向の抵抗は，小さいことが好適であり，より具体的には，トンネル絶縁層９の厚さ方向の抵抗より小さいことが好適である。
【００６４】
窒化物層は，その下面（基板１の側の面）及び上面に接する層を構成する材料よりも，窒化物生成自由エネルギーが低い材料の窒化物を用いることが好適である。そうでない窒化物材料を該窒化物層に使用することは，窒化物層の下面及び上面に接する層に窒素を拡散させて窒化物層を不安定化し，窒化物層の拡散防止効果を失わせるため好適でない。窒化物層を構成する窒化物としては，ＡｌＮ，ＳｉＮ，ＴｉＮ，ＢＮ，ＴａＮ，ＺｒＮが好適に使用され得る。
【００６５】
また，本実施の形態において，酸化物層１３及び酸化物層１４の代わりに，酸窒化物で形成された酸窒化物層が使用され得る。酸窒化物層は，その構造を緻密にすることが容易であり，相互拡散を有効に防止可能である。窒化物層と同様に，酸窒化物層は，その膜厚が５ｎｍ以下であることが好適である。酸窒化物層が厚いことは，応力によって誘起される磁気異方性に起因する磁気特性の劣化の原因になり得るため望ましくない。
【００６６】
酸窒化物層は，その下面（基板１の側の面）及び上面に接する層を構成する材料よりも，酸化物生成自由エネルギー及び窒化物生成自由エネルギーが低い材料の酸窒化物を用いることが好適である。そうでない酸窒化物材料を該酸窒化物層に使用することは，酸窒化物層の下面及び上面に接する層に酸素及び／又は窒素を拡散させて酸窒化物層を不安定化し，酸窒化物層の拡散防止効果を失わせるため好適でない。酸窒化物層を構成する窒化物としては，ＡｌＮ，ＳｉＮ，ＴｉＮ，ＢＮ，ＴａＮ，ＺｒＮが好適に使用され得る。
【００６７】
上述のように，自由強磁性層１０の上への酸化物層１４（又は窒化物膜若しくは酸窒化物膜）の形成は，自由強磁性層１０の膜厚ｔの薄膜化を可能にし，もって，自由強磁性層１０の磁化Ｍｓと膜厚ｔとの積Ｍｓ×ｔの低減を可能にする。しかし，自由強磁性層１０の磁化Ｍｓと膜厚ｔとの積Ｍｓ×ｔを安定的に低減させるためには，自由強磁性層１０の膜厚ｔの単純な薄膜化では限界がある。なぜなら，薄膜の形成過程から理解されるように，自由強磁性層１０の膜厚ｔを極めて薄くしようとすると，自由強磁性層１０は，島状にしか形成されず，不連続になってしまう。
【００６８】
かかる問題は，充分に厚い自由強磁性層１０の一部分を変質させ，これにより当該部分の磁化を減少させる，又は消失させることによって解消可能である。この方法は，自由強磁性層１０を連続的な構造に形成しながら，自由強磁性層１０の実効的な膜厚及び磁化を減少させ，もって積Ｍｓ×ｔを減少することを可能にする。自由強磁性層１０のトンネル絶縁層９に接する部分の強磁性は影響を受けないため，ＭＲ比は低減しない。自由強磁性層１０は，変質された部分が非磁性体になるように変質されることが好適である。自由強磁性層１０の変質された部分が非磁性体になることにより，自由強磁性層１０の実効的な膜厚ｔが減少し，一層有効に積Ｍｓ×ｔを減少させることが可能になる。
【００６９】
具体的には，積Ｍｓ×ｔが小さく，且つ，連続的な構造を有する自由強磁性層１０の形成は，下記の方法により実現可能である：第１の方法では，図２７に示されているように，自由強磁性層１０が，強磁性体で形成された強磁性層３１と，非磁性金属で形成された拡散層３２とで構成される。強磁性層３１はトンネル絶縁層９の上に形成され，拡散層３２は強磁性層３１の上に形成され，そして酸化物層１４は拡散層３２の上に形成される。強磁性層３１は，典型的には，ＮｉＦｅで形成される。非磁性金属膜は，典型的には，Ｒｕ，Ｐｔ，Ｈｆ，Ｐｄ，Ａｌ，Ｗ，Ｔｉ，Ｃｒ，Ｓｉ，Ｚｒ，Ｃｕ，Ｚｎ，Ｖ，Ｃｒ，及びＭｏで形成され得る。熱処理が行われると，強磁性層３１と拡散層３２との間で拡散が発生し，強磁性層３１の一部分が変質して磁化Ｍｓが低下する。これにより，積Ｍｓ×ｔが小さく，且つ，連続的な構造を有する自由強磁性層１０が得られる。このような構造の自由強磁性層１０は，拡散層３２の膜厚によって，自由強磁性層１０の磁化の低下の程度を容易に調整することができる。一方，酸化物層１４が形成されているために上部コンタクト層１５によって自由強磁性層１０を構成する材料が奪われることがないため，自由強磁性層１０の積Ｍｓ×ｔを安定化することができる。
【００７０】
拡散層３２は，連続した「層」をなすことは必ずしも必要でない。拡散層３２は，膜厚が極めて薄く，拡散層３２が島状の構造体になるように形成されることも可能である。
【００７１】
拡散層３２は，トンネル絶縁層９に直接に接触しない限り，自由強磁性層１０の内部，又は自由強磁性層１０に接する任意の位置に設けられてもよい。例えば，図２８に示されているように，自由強磁性層１０が，強磁性層３１，３３と，これらの間に介設された拡散層３２とで構成されることが可能である。拡散層３２が，トンネル絶縁層９に直接に接触することは，ＭＲ比を低減させるため好適でない。熱処理により，拡散層３２と，強磁性層３１，３３との間で相互拡散が発生し，積Ｍｓ×ｔが小さく，且つ，連続的な構造を有する自由強磁性層１０が得られる。この場合も，拡散層３２は，連続した「層」をなすことは必ずしも必要でないことに留意されたい。
【００７２】
第２の方法では，図２９に示されているように，トンネル絶縁層９の上に強磁性層３１が形成された後，その上面の一部が，窒化又は酸化され，変質層３４が形成される。強磁性層３１の残部と変質層３４とにより自由強磁性層１０が構成される。強磁性層３１の一部の窒化及び酸化は，強磁性層３１の上面を，それぞれ窒素プラズマ及び酸素プラズマに曝すことによって達成され得る。強磁性層３１の一部が窒化及び酸化されることにより，窒化又は酸化された部分の磁化が失われ，又は低減され，積Ｍｓ×ｔが小さく，且つ，連続的な構造を有する自由強磁性層１０の形成が可能である。強磁性層３１の一部が窒化又は酸化される代わりに，ホウ化，塩化，又は炭化されることも可能である。
【００７３】
変質層３４が酸化物で形成される場合には，下記の方法により，変質層３４の形成と，酸化物層１４の形成とを同時的に行うことも可能である。トンネル絶縁層９の上に強磁性層３１が形成された後，その上に酸化物層１４を形成するための金属膜が形成される。その金属膜の上面が酸素プラズマに曝される。金属膜が完全に酸化されて酸化物層１４が形成された後も酸素プラズマへの曝露は継続され，これにより，強磁性層３１の一部分が酸化される。酸素プラズマに曝露される時間を制御することにより，強磁性層３１の酸化される部分の膜厚を制御することが可能である。これは，自由強磁性層１０の実効的な膜厚を制御することと等価である。
【００７４】
変質層３４が窒化物で形成される場合には，下記の方法により，強磁性層３１の一部分の窒化による変質層３４の形成と，酸化物層１４の形成とを同時的に行うことも可能である。トンネル絶縁層９の上に強磁性層３１が形成された後，その上に酸化物層１４を形成するための金属膜が形成される。その金属膜の上面が窒素プラズマに曝される。金属膜が完全に窒化された後も窒素プラズマへの曝露は継続され，これにより，強磁性層３１の一部分が窒化される。その後，窒化された金属膜が酸化され，酸化物層１４が形成される。酸素に対する結合力の差から，自由強磁性層１０の窒化された部分は，酸化されない。
【００７５】
積Ｍｓ×ｔが小さく，且つ，連続的な構造を有する自由強磁性層１０は，図３０に示されている構造でも得られる：トンネル絶縁層９の上に強磁性体で強磁性層３１が形成される。その強磁性層３１の上に，強磁性層３１と同じ強磁性体で形成され，且つ，非磁性金属がドープされたドープ強磁性層３５が形成される。形成された強磁性層３１とドープ強磁性層３５とが自由強磁性層１０として機能する。ドープ強磁性層３５では，非磁性金属は，強磁性体の結晶の粒界に偏析している。非磁性金属がドープ強磁性層３５にドープされることにより，ドープ強磁性層３５の磁化が低減され，積Ｍｓ×ｔが小さく，且つ，連続的な構造を有する自由強磁性層１０の形成が可能である。
【００７６】
以下に詳細に述べられるように，酸化物層１４（又は窒化膜，若しくは酸窒化膜）の挿入によって上部配線３と自由強磁性層１０との間の相互拡散を防止して自由強磁性層１０の組成を所望値に制御する技術は，自由強磁性層１０の応力誘起磁気異方性（stress-induced magnetic anisotropy）の制御に有用である。自由強磁性層１０の応力誘起磁気異方性による異方性磁界Ｈｓの大きさは，下記式（３）：
Ｈｓ＝３（λ・σ）／Ｍｓ，            …（３）
で表される。ここで，λは，自由強磁性層１０の磁歪定数であり，σは，自由強磁性層１０に印加される応力である。磁歪定数λは，自由強磁性層１０の組成に依存する。一方で，酸化物層１４は，異なる磁気抵抗素子４の自由強磁性層１０の組成のばらつき，及び，一の自由強磁性層１０の内部での組成のばらつきを有効に減少させる。これは，酸化物層１４の挿入により，自由強磁性層１０の磁歪定数の制御が可能になり，従って応力誘起磁気異方性の制御が可能になることを意味する。
【００７７】
図３１，３２は，応力誘起磁気異方性の制御を実現するＭＲＡＭ構造を示している。図３１に示されているように，基板１の上には，下部電極２が，例えば，Ａｌ，Ｃｕ，ＡｌＣｕのような金属で形成される。図３２に示されているように，下部電極２は，ｙ軸方向に延設され，上部配線３は，ｘ軸方向に延設されている。自由強磁性層１０は，ｘ軸方向に短軸を，ｙ軸方向に長軸を有している。かかる形状は，自由強磁性層１０に，ｙ軸方向の形状磁気異方性を与える。図３１に示されているように，下部電極２の上方に，下部コンタクト層１２，酸化物層１３，シード層５，バッファ層６，及び反強磁性層７が順次に形成されている。下部コンタクト層１２は，ビア１１によって下部電極２に接続されている。反強磁性層７の上には，固定強磁性層８，トンネル絶縁層９，自由強磁性層１０が順次に形成されている。自由強磁性層１０の上には，酸化物層１４と上部コンタクト層１５とが順次に形成され，上部コンタクト層１５は，ビア２２を介して上部配線３に接続されている。自由強磁性層１０の組成は，自由強磁性層１０の磁歪定数λが正になるように選ばれている。自由強磁性層１０がＮｉｘＦｅ１−ｘで形成される場合，ｘを０．８２未満に制御することによって磁歪定数λを正にすることが可能である。
【００７８】
図３３に示されているように，上述の構造は，応力誘起磁気異方性の磁化容易軸(axis of easy magnetization)の方向 (異方性定数:Ｋ２)と形状磁気異方性の磁化容易軸方向（異方性定数:Ｋ３）の方向とを一致させ，これにより，自由強磁性層１０の特性の安定化を可能にする。ｙ軸方向に延伸する下部配線２は，ｘ軸方向（即ち，自由強磁性層１０の長軸の方向）に引っ張り応力を，ｙ軸方向（即ち，自由強磁性層１０の短軸の方向）に圧縮応力を誘起させる。発明者らの検討によれば，上部配線３が発生する応力が自由強磁性層１０に与える影響は小さいことに留意されるべきである。自由強磁性層１０の磁歪定数λが正であるため，下部配線２が生成するｘ軸方向の圧縮応力，及びｙ軸方向の引っ張り応力は，応力誘起磁気異方性をｙ軸方向に発生させ，応力誘起磁気異方性と形状磁気異方性の方向とを一致させる。応力誘起磁気異方性と形状磁気異方性の磁化容易軸の方向が一致していることは，自由強磁性層１０に大きな一軸性（uniaxiality）を与え，自由強磁性層１０をシングルドメイン構造にすることを可能にする。これは，自由強磁性層１０の特性を有効に安定化する。具体的には，応力誘起磁気異方性と形状磁気異方性の磁化容易軸方向の一致は，自由強磁性層１０の磁界−磁化曲線の角型比を向上し，更に，保磁力のばらつきを抑制する。応力誘起磁気異方性と形状磁気異方性の方向とを一致させないようなＭＲＡＭの構造は，書き込み配線に対する一軸異方性の磁化容易軸方向を変動させるため、自由強磁性層１０の特性を不所望に不安定化する。
【００７９】
自由強磁性層１０の特性を一層に安定化するためには，自由強磁性層１０は，その結晶磁気異方性の磁化容易軸の方向が，応力誘起磁気異方性と形状磁気異方性の磁化容易軸の方向と一致するように形成されることが好適である。結晶磁気異方性Ｋ１の磁化容易軸の方向が，応力誘起磁気異方性Ｋ２及び形状磁気異方性Ｋ３の磁化容易軸の方向と一致することは，自由強磁性層１０の磁気異方性の一軸性を強くし，これにより，自由強磁性層１０の特性を安定化する。
【００８０】
図３４は，応力誘起磁気異方性の制御を実現する他のＭＲＡＭ構造を示している。下部配線２はｙ軸方向に延設され，上部配線３はｘ軸方向に延設される。磁気抵抗素子４は，自由強磁性層１０の長軸がｘ軸方向に，短軸がｙ軸方向に向くように形成されている。図３４に示されている構造では，自由強磁性層１０の長軸と短軸の方向が，図３２に示されている自由強磁性層１０の長軸と短軸の方向と９０°異なることに留意されたい。かかる形状は，自由強磁性層１０に，ｘ軸方向の形状磁気異方性を与える。自由強磁性層１０の組成は，自由強磁性層１０の磁歪定数λが負になるように選ばれている。自由強磁性層１０がＮｉｘＦｅ１−ｘで形成される場合，ｘを０．８２よりも大きい値に制御することによって磁歪定数λを負にすることが可能である。
【００８１】
図３４の構造は，図３１，３２に示されている構造と同様に，応力誘起磁気異方性（Ｋ２）の磁化容易軸の方向と形状磁気異方性（Ｋ３）の磁化容易軸の方向とを一致させ，これにより，自由強磁性層１０の特性の安定化を可能にする。既述のように，ｙ軸方向に延伸する下部配線２は，ｘ軸方向（即ち，自由強磁性層１０の短軸の方向）に引っ張り応力を，ｙ軸方向（即ち，自由強磁性層１０の長軸の方向）に圧縮応力を誘起させる。自由強磁性層１０の磁歪定数λが負であるため，下部配線２が生成するｘ軸方向の圧縮応力，及びｙ軸方向の引っ張り応力は，応力誘起磁気異方性をｘ軸方向に発生させ，自由強磁性層１０の応力誘起磁気異方性と形状磁気異方性との磁化容易軸の方向を一致させる。
【００８２】
応力誘起磁気異方性と形状磁気異方性の磁化容易軸の方向が一致するようにＭＲＡＭが形成される場合，図３５に示されているように，自由強磁性層１０は，応力誘起磁気異方性が形状磁気異方性よりも大きくなるように形成されることが好適である。かかる特性の実現は，自由強磁性層１０のアスペクト比（即ち，短軸に対する長軸の比）を１に近づけ，もって，磁気抵抗素子４の面積を小さくすることを可能にする。自由強磁性層１０のアスペクト比を１に近づけることは，一般には，自由強磁性層１０の磁気異方性の一軸性を弱め，自由強磁性層１０に環流磁区を形成する原因となり得る。環流磁区の形成は，自由強磁性層１０の磁界−磁化曲線の角型比を劣化させ，保磁力のばらつきを増大させる。しかし，応力誘起磁気異方性が形状磁気異方性よりも大きくなるように自由強磁性層１０を形成することにより，自由強磁性層１０の一軸性が増大され，アスペクト比が小さいことによる一軸性の減少が補償される。ゆえに，形状磁気異方性よりも大きな応力誘起磁気異方性は，自由強磁性層１０のアスペクト比を１に近づけることを可能にする。典型的には，応力誘起磁気異方性を形状磁気異方性よりも大きくする技術は，アスペクト比が１．０以上２．０以下の自由強磁性層１０，特に，アスペクト比が１．２５以上２．０以下の自由強磁性層１０に適用されることが好適である。形状磁気異方性よりも大きい応力誘起磁気異方性は，自由強磁性層１０の組成の適切な選択を通じて，磁歪定数λを所望値に制御することにより実現可能である。酸化物層１４（又は窒化物，酸窒化物）の挿入は，自由強磁性層１０の組成を適切に制御することを可能にする点で重要である。
【００８３】
応力誘起磁気異方性を形状磁気異方性よりも大きくする技術は，ＭＲＡＭの製造工程で不可避的に生じる形状のばらつきに強い磁気抵抗素子４の作成を可能にする点でも好適である。形状磁気異方性を基礎とする従来の磁気抵抗素子は，素子の加工（露光やエッチング）で生じる形状ばらつきの影響を受けやすく，保磁力のばらつきが大きい。応力誘起磁気異方性を形状磁気異方性よりも大きくする技術は，不可避的な形状ばらつきの影響を減少させ，保磁力のばらつきを有効に抑制する。
【００８４】
相互拡散の防止の観点からは，図２に示されているように，酸化物層１３の代わりに，充分に厚い下部コンタクト層１２’が，磁気抵抗素子４とビア１１との間に介設されることが可能である。この場合，シード層５は必要とされない。同様に，図３に示されているように，酸化物層１４の代わりに，充分に厚い上部コンタクト層１５’が，自由強磁性層１０と上部配線３との間に介設されることが可能である。下部コンタクト層１２’及び上部コンタクト層１５’は，典型的には，ＴｉＮ，Ｔａ，Ｒｕ，Ｗ，Ｚｒ，及びＭｏで形成される。下部コンタクト層１２’及び上部コンタクト層１５’の厚さが充分に厚いことにより，下部配線２及び上部配線３を構成するＡｌ，Ｃｕが磁気抵抗素子４に拡散し，磁気抵抗素子４の反強磁性層７に含まれるＭｎ，バッファ層６及び自由強磁性層１０に含まれるＮｉが下部配線２及び上部配線３に拡散することを防止可能である。
【００８５】
しかし，図１に示されているように，酸化物層１３と酸化物層１４との両方が使用されることが好適である。相互拡散防止効果が大きい酸化物で形成された酸化物層１３及び酸化物層１４は，極めて薄い膜厚にすることが可能である。酸化物層１３及び酸化物層１４が薄いことは，下部配線２と上部配線３とを自由強磁性層１０に接近して配置することを可能にする。下部配線２と上部配線３とが自由強磁性層１０に接近して配置されていることは，自由強磁性層１０の自発磁化を反転するために必要な電流の大きさ（即ち，書き込み動作に必要な電流の大きさ）を抑制するため好適である。
【００８６】
更に，図２の厚い下部コンタクト層１２’を有する構造は，下部配線２，及びビア１１と磁気抵抗素子４との間の相互拡散を防止する一方で，下部コンタクト層１２’と磁気抵抗素子４との間の相互拡散は防止できない。同様に，図３の厚い上部コンタクト層１５’を有する構造は，上部配線２及び磁気抵抗素子４との間の相互拡散を防止する一方で，上部コンタクト層１５’と磁気抵抗素子４との間の相互拡散は防止できない。このため，酸化物層１３の使用は，厚い下部コンタクト層１２’の使用よりも好適であり，酸化物層１４の使用は，厚い上部コンタクト層１５’の使用よりも好適である。
【００８７】
下部配線２を，より自由強磁性層１０に接近して配置するためには，図４に示されているように，酸化物層１３とシード層５とバッファ層６と反強磁性層７とが，下部配線２の上面を実質的に完全に被覆するように形成されていることが好適である。このような構造は，シード層５とバッファ層６と反強磁性層７とを，自由強磁性層１０の自発磁化を反転させる書き込み電流を流す配線の一部にすることを可能にし，該書き込み電流が流される配線を，自由強磁性層１０に一層に接近させることが可能である。
【００８８】
従来の技術に記述されているように，反強磁性層７に含まれるＭｎがトンネル絶縁層９に拡散することは，磁気トンネル接合のＭＲ比を劣化する点で好ましくない。反強磁性層７に含まれるＭｎのトンネル絶縁層９への拡散を防止するためには，固定強磁性層８は，複合磁性層８ａと金属強磁性層８ｂとで形成されていることが好適である。複合磁性層８ａは，反強磁性層７の上に形成され，後述されるように，反強磁性層７のＭｎがトンネル絶縁層９に拡散することを防止する。金属強磁性層８ｂは，スピン分極率が高く，熱的に安定で拡散しずらいＣｏを主成分とする金属強磁性合金を用いることが望ましい。Ｃｏを主成分とする金属強磁性合金で形成されることにより，金属強磁性層８ｂは，磁気的にハードになる。「Ｃｏを主成分とする」とは，金属強磁性合金を構成する構成の中で，最も原子パーセントが高いものがＣｏであることを意味している。
【００８９】
複合磁性層８ａは，酸化されていない金属強磁性体を主成分とし，該金属強磁性体よりも酸素と結合しやすく，且つ，非磁性の元素の酸化物を副成分として混合された複合体薄膜で形成されている。このような複合磁性層８ａは，金属的な導電性と強磁性とを保持しつつ，Ｍｎの拡散を防止することができる構造を有している。複合磁性層８ａを構成する金属強磁性体としては，典型的にはＣｏＦｅが例示され，酸化物としては，ＴａＯｘ，ＨｆＯｘ，ＮｂＯｘ，ＺｒＯｘ，ＣｅＯｘ，ＡｌＯｘ，ＭｇＯｘ，ＳｉＯｘ及びＴｉＯｘが例示される。これらの非磁性元素は，強磁性元素Ｆｅ，Ｃｏ，Ｎｉに比べて酸化物生成自由エネルギーが低く，酸化されやすい。複合磁性層８ａに使用される強磁性材料としては，Ｃｏ，及びＣｏを主成分とする金属強磁性合金が使用されることが望ましい。Ｃｏ，及びＣｏを主成分とする金属強磁性合金は，スピン分極率が高く，酸化されにくく，且つ，熱的に安定で拡散しづらい。
【００９０】
複合磁性層８ａが酸化されていない金属強磁性体を主成分とすることは，複合磁性層８ａが導電性と強磁性とを発現する上で重要である。複合磁性層８ａが金属的な導電性を有することは，読み出し動作のＳＮ比を向上させる。複合磁性層８ａが強磁性を有することは，反強磁性層７の交換相互作用を金属強磁性層８ｂに到達させ，複合磁性層８ａと金属強磁性層８ｂとの両方を固定強磁性層として機能させる役割を果たす。複合磁性層８ａを構成する金属強磁性体の酸化を防止するために，複合磁性層８ａを構成する酸化物としては，該金属強磁性体よりも酸化されやすい非磁性元素の酸化物が使用される。
【００９１】
複合磁性層８ａは，金属強磁性体を構成する元素の原子半径と，酸化物を構成する非磁性元素の原子半径とに応じて，図６（ａ），（ｂ）のいずれかの構造をとる。金属強磁性体を構成する元素の原子半径よりも酸化物を構成する非磁性元素の原子半径の方が大きい場合，図６（ａ）に示されているように，複合磁性層８ａは，金属強磁性体の柱状単結晶３１と，金属強磁性体と非磁性元素の酸化物との混合物のアモルファス相３２とで構成される。複合磁性層８ａがこのような構造をとるのは，原子半径が大きい非磁性元素により，金属強磁性体の結晶化が阻害されることによると考えられる。複合磁性層８ａを構成する金属強磁性体としてＣｏＦｅが使用されるときには，複合磁性層８ａに含まれる酸化物としてＴａＯｘ，ＨｆＯｘ，ＮｂＯｘ，ＺｒＯｘ，及びＣｅＯｘが使用される場合に図６（ａ）に示されているような構造をとる。
【００９２】
金属強磁性体を構成する元素の原子半径よりも酸化物を構成する非磁性元素の原子半径の方が小さい場合，図６（ｂ）に示されているように，複合磁性層８ａは，金属強磁性体の粒状単結晶３３と，粒状単結晶３３の粒界に酸化物が析出して形成された非晶質酸化物３４とで構成される。このような構造を有する材料は，グラニュラー合金と呼ばれることがある。但し，粒状単結晶３３は，完全に孤立しておらず，粒状単結晶３３の一部は，直接隣接する粒状単結晶３３に接触しているか，非磁性酸化物３４に存在するピンホールなどを介して隣接する粒状単結晶３３に接触している。このような構造では，粒状単結晶３３同士は磁気的に結合しているため，複合磁性層８ａはソフト強磁性を示し，且つ，金属的な導電性を示す。複合磁性層８ａを構成する金属強磁性体としてＣｏＦｅが使用されるときには，複合磁性層８ａは，酸化物としてＡｌＯｘ，ＭｇＯｘ，ＳｉＯｘ，及びＴｉＯｘが使用される場合に図６（ｂ）に示されているような構造をとる。
【００９３】
図６（ａ），（ｂ）のいずれの構造をとる場合にも，複合磁性層８ａは，その内部に含まれる非磁性酸化物の緻密性によって拡散を防止する構造を有している。更に，酸化物を含んで構成される複合磁性層８ａは，酸素に対して結合しやすいＭｎをトラップする作用を有している。即ち，酸化物を含んで構成されている複合磁性層８ａにＭｎが拡散すると，拡散したＭｎは，酸素と結合して安定化されて複合磁性層８ａに固定される。更に，複合磁性層８ａは，通常の金属強磁性層が有するような結晶粒界をほとんど持たず，高速拡散経路が低減されているため，拡散防止性が高い。これらの作用により，複合磁性層８ａは，固定強磁性層内での磁気的及び電気的な結合を分断することなく，Ｍｎのトンネル絶縁層９への拡散を有効に防止できる性質を有する。このような特性は，従来の酸化物拡散防止層によっては得られない。
【００９４】
複合磁性層８ａは，酸素ガスを含むスパッタガスを用いた反応性スパッタによって形成可能である。スパッタガスとしては，典型的には，酸素ガスとアルゴンガスとの混合ガスが使用される。スパッタターゲットとしては，典型的には，金属強磁性体と，該金属強磁性体よりも酸化しやすい非磁性元素との合金で形成されたターゲットが使用される。この合金ターゲットを，酸素ガスを含むスパッタガスを用いてスパッタすると，酸素は，金属強磁性体に優先して非磁性金属に結合する。スパッタガスに含まれる酸素の量を適切に調整することにより，非磁性金属のみ酸化し，金属強磁性体を酸化せずに複合磁性層８ａを形成可能である。
【００９５】
図７は，強磁性体であるＣｏＦｅと非磁性元素であるＴａとで形成された（Ｃｏ９０Ｆｅ１０）８５Ｔａ１５合金ターゲットを，酸素ガスを含むスパッタガスによってスパッタすることにより形成された薄膜の抵抗率を示すグラフであり，図８は，該薄膜の飽和磁化を示すグラフである。これらのグラフの横軸には，比［Ｏ２］／［Ａｒ］がプロットされている。ここで，［Ｏ２］は，スパッタが行われるチャンバーに導入される酸素ガスの流量（ｓｃｃｍ）であり，［Ａｒ］は，アルゴンガスの流量（ｓｃｃｍ）である。形成された薄膜は，図６（ａ）に示されている構造，即ち，組成式：（ＣｏＦｅ）ｚＴａ１−ｚＯｘで示される組成を有する酸化物アモルファス層が大部分を占め，一部にＣｏＦｅ柱状結晶粒が形成された構造を有している。図７及び図８に示されているように，［Ｏ２］／［Ａｒ］が小さいときには，該薄膜は金属的な導電性を示し，且つ，飽和磁化が大きい。［Ｏ２］／［Ａｒ］が０．２を超えると，該薄膜の抵抗率は急激に増大し，飽和磁化は急激に減少する。
【００９６】
これらのグラフは，該薄膜に含まれるＣｏＦｅを金属的な状態で存在させるためには，［Ｏ２］／［Ａｒ］が０．２よりも小さい必要があることを示している。この推論は，ＸＰＳ（X-ray Photoelectron Spectroscopy）を用いた分析によって裏付けられている。図９は，［Ｏ２］／［Ａｒ］を０．１３及び０．５４として作成された該薄膜について，ＸＰＳによる分析を行うことによって得られるＣｏ２ｐスペクトルを示している。図９のＣｏ２ｐスペクトルは，［Ｏ２］／［Ａｒ］が０．１３である場合には，該薄膜に含まれるＣｏはその７割以上が金属状態であり，［Ｏ２］／［Ａｒ］が０．５４である場合には，該薄膜に含まれるＣｏは，酸化されていることを示している。
【００９７】
金属強磁性体としてＣｏＦｅが使用され，且つ，非磁性金属の酸化物としてＴａＯｘ，ＨｆＯｘ，ＮｂＯｘ，ＺｒＯｘ，ＡｌＯｘ，ＭｇＯｘ，及びＳｉＯｘのいずれかが使用される場合，［Ｏ２］／［Ａｒ］が０．２よりも小さければ，ＣｏＦｅを金属的な状態にして複合磁性膜８ａを形成可能である。
【００９８】
上述の，酸化されていない金属強磁性体を主成分とし，該金属強磁性体よりも酸素と結合しやすく，且つ，非磁性の元素の酸化物を副成分として形成された複合体薄膜は，金属強磁性層の結晶構造がなくなり，強磁性結晶粒が小さくなり，強磁性結晶粒が小さくなり，或いは結晶磁気異方性が減少するため，比較的に磁気的にソフトである。この性質は，自由強磁性層１０からＮｉを排除することに利用可能である。Ｎｉがトンネル絶縁層９の内部に拡散すると，磁気抵抗素子４のＭＲ比が低下する。更に，Ｎｉが上部配線３に拡散すると，上部配線３の抵抗が増大する。Ｎｉの拡散の観点から，Ｎｉは，自由強磁性層１０から排除されることが望ましい。
【００９９】
図１０は，かかる複合体薄膜を使用して自由強磁性層１０からＮｉを排除する構造を示している。自由強磁性層１０は，スピン分極率が高く，且つ，熱的に安定で拡散しにくい材料で形成された金属強磁性層１０ａと，上述の複合体薄膜で形成された複合磁性層１０ｂとで形成されている。金属強磁性層１０ａは，トンネル絶縁層９の上に形成され，複合磁性層１０ｂは，金属強磁性層１０ａの上に形成されている。金属強磁性層１０ａは，Ｃｏを主成分とする強磁性合金が望ましく，典型的には，ＣｏＦｅで形成される。複合磁性層１０ｂは，Ｎｉを含まない強磁性体（典型的にはＣｏＦｅ）と，非磁性の金属の酸化物とが混合された複合体薄膜で形成される。このような構造を有する自由強磁性層１０は，高いスピン分極率と熱安定性とを有する材料で形成された金属強磁性層１０ａをトンネル絶縁層９に直接に接することにより，高いＭＲ比を実現する。更に，磁気的にソフトな複合磁性層１０ｂは，金属強磁性層１０ａに交換相互作用を及ぼして金属強磁性層１０ａをソフト化し，自由強磁性層１０の全体をソフト化する。
【０１００】
図１０に示された構造を有する自由強磁性層１０よりも，よりソフトな自由強磁性層を得るためには，図１１に示されているように，Ｎｉを含む強磁性体，典型的には，ＮｉＦｅで形成されたソフト強磁性層１０ｃを複合磁性層１０ｂの上に形成することが可能である。上述の複合体薄膜で形成された複合磁性層１０ｂは，Ｎｉに対しても拡散を防止する効果を示す。したがって，ソフト強磁性層１０ｃに含まれるＮｉのトンネル絶縁層９への拡散は，複合磁性層１０ｂによって防止される。更に，ソフト強磁性層１０ｃから上部配線３へのＮｉの拡散は，上述の酸化物層１４によって防止される。図１１に示されている構造は，ＭＲ比を高くしながら，Ｎｉのトンネル絶縁層９及び上部電極層３への拡散を防止できる点で好適である。
【０１０１】
図１０又は図１１に示された磁気抵抗素子４は，自由強磁性層１０に複合磁性層１０ｂが付加されるために，自由強磁性層１０全体の飽和磁化が大きくなり，反磁場が増大する問題を有している。反磁場を減少させる方法として，図１２に示されているように，自由強磁性層１０を，金属強磁性層１０ｄ，複合磁性層１０ｅ，非磁性層１０ｆ，複合磁性層１０ｇ，及びソフト強磁性層１０ｈで形成することが好適である。金属強磁性層１０ｄは，ＣｏＦｅのように，高いスピン分極率を有する強磁性体で形成される。複合磁性層１０ｅ，１０ｇは，上述の複合体薄膜で形成され，ソフトな強磁性を示す。ソフト強磁性層１０ｈは，Ｎｉを含む強磁性体，典型的には，ＮｉＦｅで形成される。非磁性層１０ｆは，複合磁性層１０ｅと複合磁性層１０ｇを，反強磁性的に強く結合させる性質を有する材料，典型的にはＣｕ，Ｃｒ，Ｒｈ，Ｒｕ，ＲｕＯｘで形成される。
【０１０２】
非磁性層１０ｆの作用により，金属強磁性層１０ｄ及び複合磁性層１０ｅが有する自発磁化と，複合磁性層１０ｇ及びソフト強磁性層１０ｈが有する自発磁化とは，反強磁性的に結合され，反平行になる。米国特許公報第５，４０８，３７７号に開示されているように，自由強磁性層４を，２つの強磁性層と，該強磁性層の間に挟まれ，該強磁性層を反強磁性的に結合する非磁性層とで構成することにより，自由強磁性層の実効的な飽和磁場，ひいては，反磁場を減少させることができる。反磁場が低減されることで，自由強磁性層４の反転磁場（保磁力）が低減される。したがって，図１２に示された構造は，ＭＲ比を高くし，Ｎｉのトンネル絶縁層９及び上部電極層３への拡散を防止し，更に，自由強磁性層１０をソフトにすることが可能である。
【０１０３】
図１２の構造において，充分にソフトな自由強磁性層１０が得られる場合には，ソフト強磁性層１０ｈは設けられないことも可能である。ソフト強磁性層１０ｈを排除することにより，Ｎｉを自由強磁性層１０から排除し，Ｎｉの拡散による悪影響を根本的に回避することができる。
【０１０４】
更に，図１２の構造において，自由強磁性層１０の内部における反強磁性的な結合を強固にするためには，図１３に示されているように，非磁性層１０ｆの両側の界面に，金属強磁性層１０ｉを設けることが好適である。金属強磁性層１０ｉとして，Ｃｏを主成分とし，且つ，Ｎｉを含まない強磁性合金を用いることにより，強固な反強磁性的結合が得られる。金属強磁性層１０ｉを設けることが好適である。金属強磁性層１０ｉは，Ｃｏ，又はＣｏ９０Ｆｅ１０で形成されることが好適である。
【０１０５】
磁気抵抗素子の特性を良好にするためには，図１４に示されているように，自由強磁性層１０に適切なバイアス磁場を印加する磁気バイアス層２０が設けられることがある。適切なバイアス磁場の印加は，自由強磁性層１０のヒステリシス曲線の磁場印加方向に対する非対称性を解消する。
【０１０６】
磁気バイアス層２０は，保護層１６と，強磁性体で形成される強磁性層１７と，反強磁性体で形成される反強磁性層１８と，保護層１９とで構成される。保護層１６，１９は，典型的には，Ｔａ，Ｚｒで形成される。強磁性層１７は，典型的には，ＣｏＦｅで形成される。反強磁性層１８は，Ｍｎを含む反強磁性体，典型的には，ＰｔＭｎ，ＩｒＭｎで形成される。強磁性層１７と反強磁性層１８との位置は交換可能である。
【０１０７】
反強磁性層１８は，反強磁性体７と同様に，Ｍｎの拡散の問題を引き起こす。Ｍｎの拡散の問題を防止するために，磁気抵抗素子に磁気バイアス層２０が設けられる場合には，磁気バイアス層２０は，酸化物層１４の上に形成され，磁気バイアス層２０と上部コンタクト層１５との間には，酸化物層２１が設けられる。酸化物層１４は，Ｍｎのトンネル絶縁層９への拡散を防止し，酸化物層２１は，Ｍｎの上部配線３への拡散を防止する。
【０１０８】
酸化物層２１に求められる物性は，酸化物層１３と同様であり，酸化物層１３に好適な材料及び構造は，酸化物層２１にも好適である。第１に，酸化物層２１の構造を緻密化し，高温まで熱的安定性を保ち，且つ，相互拡散の抑制効果を増大するためには，酸化物層２１は，Ａｌ，Ｍｇ，Ｓｉ，Ｈｆ，Ｌｉ，Ｃａ，及びＴｉの酸化物で形成することが好適である。更に，トンネル絶縁層９の抵抗の検出のＳＮ比を向上するためには，酸化物層２１の厚さ方向の抵抗は，トンネル絶縁層９の厚さ方向の抵抗より小さいことが好適である。更に，酸化物層２１の厚さが１ｎｍ以下であることは，酸化物層２１の抵抗を極度に小さくし，トンネル絶縁層９の抵抗の検出のＳＮ比を向上する点から好適である。更に，トンネル絶縁層９と酸化物層２１とを同一の材料で形成することは，トンネル絶縁層９と酸化物層２１とを共通の装置及び材料で形成でき，ＭＲＡＭの製造に要するコストを低減できる点で好適である。
【０１０９】
酸化物層２１は，その下面（基板１の側の面）及び上面に接する層（即ち，下部コンタクト層１２及びシード層５）を構成する材料よりも，酸素と結合する力が大きい材料の酸化物を用いることが好適である。そうでない材料の酸化物を酸化物層２１に使用することは，酸化物層２１の下面及び上面に接する層に酸素が拡散し，酸化物層２１の拡散防止効果を失わせるため好適でない。上部コンタクト層１５にＴａ，保護層１９にＴａ，又はＣｒを使用する場合には，それらより酸化物生成自由エネルギーが低いＡｌ，Ｍｇ，Ｓｉ，Ｈｆ，Ｌｉ，Ｃａ，及びＴｉの酸化物を酸化物層２１として使用することが好適である。
【０１１０】
図２の下部コンタクト層１２’の構造，図３の上部コンタクト層１５’の構造，図５の固定強磁性層８の構造，図１０から図１３の自由強磁性層１０の構造，及び図１４の磁気バイアス層２０の構造は，組み合わされて使用され得る。たとえば，図１５に示されている構造が採用され得る。図１５のＭＲＡＭでは，固定強磁性層８が複合磁性層８ａと強磁性層８ｂとで形成される。更に，自由強磁性層１０が，金属強磁性層１０ａと複合強磁性層１０ｂとソフト強磁性層１０ｃとで形成される。更に，酸化物層１４の上に磁気バイアス層２０が設けられ，磁気バイアス層２０と上部コンタクト層１５との間には，酸化物層２１が設けられている。
【０１１１】
図１６は，磁気抵抗素子の，より現実的な構造を示している。上部コンタクト層１５と上部配線３とは，ビア２２で接続されている。ビア２２は，典型的には，Ａｌ，Ｃｕ，Ｗ，及びＴｉＮで形成される。更に，図１６の磁気抵抗素子では，トンネル絶縁層９が，基板１の主面に垂直な方向においてビア１１とオーバーラップしないような位置に設けられる。このようなトンネル絶縁層９の配置は，トンネル絶縁層９の欠陥を減少できる点で好ましい。金属で形成されるビア１１は，その表面に凹凸が発生することは回避しがたい。図１に示されているように，凹凸を有するビア１１の上方にトンネル絶縁層９が位置すると，トンネル絶縁層９にも凹凸が発生し，トンネル絶縁層９に欠陥が発生しやすい。図１６に示されているように，トンネル絶縁層９が，ビア１１とオーバーラップしない配置は，トンネル絶縁層９の欠陥を減少できる。
【０１１２】
トンネル絶縁層９が，基板１の主面に垂直な方向においてビア１１とオーバーラップしない配置が採用される場合にも，図２の下部コンタクト層１２’の構造，図３の上部コンタクト層１５’の構造，図５の固定強磁性層８の構造，図１０から図１３の自由強磁性層１０の構造，及び図１４の磁気バイアス層２０の構造は，組み合わされて使用され得る。たとえば，図１７に示されている構造が採用され得る。図１７のＭＲＡＭでは，磁気抵抗素子４と下部配線２とは，厚い下部コンタクト層１２’によって電気的に接続されている。更に，固定強磁性層８が複合磁性層８ａと強磁性層８ｂとで形成される。酸化物層１４の上に磁気バイアス層２０が設けられ，磁気バイアス層２０と上部コンタクト層１５との間には，酸化物層２１が設けられている。
【０１１３】
トンネル絶縁層９が，基板１の主面に垂直な方向においてビア１１とオーバーラップしない配置は，図１８に示されているように，ビア１１に電気的に接続される下部配線２をＭＲＡＭの読み出し専用に使用し，下部配線２に電気的に絶縁され，下部配線２と平行に設けられた書き込み配線２’を設ける場合に好適である。このような配置が採用される場合，自由強磁性層１０に記憶されたデータの判別（すなわち，トンネル絶縁層９の抵抗の検知）は，上部配線３と下部配線２との間に電圧を印加した時に流れる電流を検知することによって行われる。一方，自由強磁性層１０へのデータの書き込みは，上部配線３と書き込み配線２’に書き込み電流を流すことによって行われる。
【０１１４】
更に，上部配線３としてＣｕ層が使用される場合には，図１８に示されているように，自由強磁性層１０と上部配線層３との間に介設される酸化物層１４は，上部配線３と磁気抵抗素子４を被覆する層間絶縁膜（符号は付されていない）とを分離するように形成されることが好適である。この場合，上部コンタクト層１５は使用されず，自由強磁性層１０と酸化物層１４との間に保護層２３が設けられる。保護層２３は，典型的には，Ｔａ及びＺｒで形成される。このような構造は，磁気抵抗素子４と上部配線３との間の相互拡散の防止と，上部配線３を構成するＣｕの層間絶縁膜への拡散の防止とが，酸化物層１４によって実現される点で好適である。
【０１１５】
以上に述べられた本実施の形態の磁気抵抗素子４の構造は，磁気読み出しヘッドに適用可能であることは自明的である。
【実施例】
【０１１６】
酸化物層１３と酸化物層１４とを設けることによる磁気抵抗素子の特性の向上が，下記構造を有する２つの試料により確認された。
比較例１の試料：
基板／Ｔａ（３ｎｍ）／ＡｌＣｕ（５０ｎｍ）／Ｔａ（３ｎｍ）／Ｎｉ８１Ｆｅ１９（３ｎｍ）／ＩｒＭｎ（１０ｎｍ）／Ｃｏ９０Ｆｅ１０（６ｎｍ）／ＡｌＯｘ（２ｎｍ）／Ｃｏ９０Ｆｅ１０（２．５ｎｍ）／Ｎｉ８１Ｆｅ１９（７．５ｎｍ）／Ｔａ（５ｎｍ）／
ＡｌＣｕ（３００ｎｍ）
実施例１の試料（本発明）：
基板／Ｔａ（３ｎｍ）／ＡｌＣｕ（５０ｎｍ）／Ｔａ（３ｎｍ）／Ａｌ２Ｏ３（１ｎｍ）／Ｔａ（３ｎｍ）／Ｎｉ８１Ｆｅ１９（３ｎｍ）／ＩｒＭｎ（１０ｎｍ）／Ｃｏ９０Ｆｅ１０（６ｎｍ）／ＡｌＯｘ（２ｎｍ）／Ｃｏ９０Ｆｅ１０（２．５ｎｍ）／Ｎｉ８１Ｆｅ１９（７．５ｎｍ）／Ａｌ２Ｏ３（１ｎｍ）／Ｔａ（５ｎｍ）／ＡｌＣｕ（３００ｎｍ）
【０１１７】
比較例１の試料は，図１の構造から酸化物層１３及び酸化物層１４が排除された構造に相当する。実施例１の試料は，図１の構造に相当する構造を有し，厚さ１ｎｍのＡｌ２Ｏ３で形成された酸化物層１３及び酸化物層１４を含んでいる。厚さ５０ｎｍのＡｌＣｕ層は，下部配線２に相当し，厚さ３００ｎｍのＡｌＣｕ層は，上部配線３に相当する。
【０１１８】
図１９は，比較例１及び実施例１の試料のＭＲ比の，熱処理温度に対する依存性を示している。比較例１の試料は，約３００℃を超える温度の熱処理により，ＭＲ比が劣化するのに対し，実施例１の試料は，より高温の３００℃までの熱処理に耐え，それ以上の高温でも温度に対する減少度合いは低い。これは，厚さ１ｎｍのＡｌ２Ｏ３で形成された酸化物層１３及び酸化物層１４により，Ａｌ及びＣｕが，ＡｌＣｕ層から磁気トンネル接合に拡散することが防止されたためと考えられる。
【０１１９】
更に，酸化物層１３が，バッファ層６と反強磁性層７とから下部配線２にＮｉ，及びＭｎが拡散するのを防ぐ効果が，下記構造を有する３つの試料を用いて確認された。
比較例２の試料：
基板／Ｔａ（３ｎｍ）／ＡｌＣｕ（５０ｎｍ）／Ｔａ（３ｎｍ）／Ｎｉ８１Ｆｅ１９（３ｎｍ）／ＩｒＭｎ（１０ｎｍ）／Ｃｏ９０Ｆｅ１０（４ｎｍ）
実施例２の試料（本発明）：
基板／Ｔａ（３ｎｍ）／ＡｌＣｕ（５０ｎｍ）／Ｔａ（３ｎｍ）／Ａｌ２Ｏ３（１ｎｍ）／Ｔａ（３ｎｍ）／Ｎｉ８１Ｆｅ１９（３ｎｍ）／ＩｒＭｎ（１０ｎｍ）／Ｃｏ９０Ｆ
ｅ１０（４ｎｍ）
実施例３の試料（本発明）：
基板／Ｔａ（３ｎｍ）／ＡｌＣｕ（５０ｎｍ）／Ｔａ（３ｎｍ）／ＭｇＯ（１ｎｍ）／Ｔａ（３ｎｍ）／Ｎｉ８１Ｆｅ１９（３ｎｍ）／ＩｒＭｎ（１０ｎｍ）／Ｃｏ９０Ｆｅ１
０（４ｎｍ）
【０１２０】
比較例２の試料は，図１の構造のトンネル絶縁層９よりも基板１に近い部分のから，酸化物層１３が除去された構造に相当する。実施例２の試料は，トンネル絶縁層９よりも基板１に近い部分の構造に相当し，酸化物層１３として厚さ１ｎｍのＡｌ２Ｏ３が使用されている。実施例３の試料は，トンネル絶縁層９よりも基板１に近い部分の構造に相当し，酸化物層１３として厚さ１ｎｍのＭｇＯが使用されている。全ての試料について，厚さ５０ｎｍのＡｌＣｕ層は，下部電極２に相当する。
【０１２１】
図２０は，比較例２及び実施例２の試料について，ＡｌＣｕ層のシート抵抗の熱処理温度に対する依存性を示している。酸化物層１３を有しない比較例２の試料は，熱処理温度が３００℃を超えるとＡｌＣｕ層のシート抵抗が急激に増加する。一方，Ａｌ２Ｏ３で形成された酸化物層１３を有する実施例２の試料は，３５０℃の熱処理を行ってもシート抵抗は増加せず，約４００℃の熱処理を行ってもシート抵抗の増加は微少である。
【０１２２】
図２１は，熱処理を様々な温度で行ったときの比較例２，実施例２及び実施例３の試料のＡｌＣｕ層のシート抵抗を示している。図２１に示されているように，酸化物層１３を有しない比較例２の試料は，３５０℃，４００℃の熱処理によりシート抵抗が増加する。一方，Ａｌ２Ｏ３で形成された酸化物層１３を有する実施例２の試料，及びＭｇＯで形成された酸化物層１３を有する実施例３の試料は，３５０℃の熱処理によっては影響を受けない。更に，実施例２及び実施例３の試料は，４００℃の熱処理によるシート抵抗の増加は微少である。
【０１２３】
更に，酸化物層１４が，上部配線３と自由強磁性層１０との間の相互拡散を防止する効果が，下記構造を有する２つの試料を用いて確認された。
比較例３の試料：
基板／Ｔａ（１．５ｎｍ）／Ｃｏ９０Ｆｅ１０（１０ｎｍ）／ＡｌＯｘ（２ｎｍ）／Ｃｏ９０Ｆｅ１０（２．５ｎｍ）／Ｎｉ８１Ｆｅ１９（７．５ｎｍ）／Ｔａ（５ｎｍ）／ＡｌＣｕ（３００ｎｍ）
実施例４の試料（本発明）
基板／Ｔａ（１．５ｎｍ）／Ｃｏ９０Ｆｅ１０（１０ｎｍ）／ＡｌＯｘ（２ｎｍ）／Ｃｏ９０Ｆｅ１０（２．５ｎｍ）／Ｎｉ８１Ｆｅ１９（７．５ｎｍ）／Ａｌ２Ｏ３（１ｎｍ）／Ｔａ（５ｎｍ）／ＡｌＣｕ（３００ｎｍ）
【０１２４】
比較例３，実施例４の両者について，厚さ２．５ｎｍのＣｏ９０Ｆｅ１０層と，厚さ７．５ｎｍのＮｉ８１Ｆｅ１９層とは，自由強磁性層１０に相当し，厚さ３００ｎｍのＡｌＣｕ層は，上部配線３に相当する。実施例４に含まれる厚さ１ｎｍのＡｌ２Ｏ３層は，酸化物層１４に相当する。比較例３及び実施例４の試料では，Ｍｎの拡散の影響を排除するために，反強磁性層７は設けられていない。
【０１２５】
図２２は，比較例３及び実施例４の試料のＭＲ比の，熱処理温度に対する依存性を示している。比較例３の試料は，約３００℃を超える温度の熱処理によってＭＲ比が劣化するのに対し，実施例４の試料は，より高温の３７０℃までの熱処理に耐える。また，４００℃の熱処理においてもＭＲ比は２０％程度を保っている。これは，厚さ１ｎｍのＡｌ２Ｏ３で形成された酸化物層１４により，Ａｌ及びＣｕが，ＡｌＣｕ層から磁気トンネル接合に拡散することが防止されたためと考えられる。
【０１２６】
図２３は，比較例３の試料のＮｉ８１Ｆｅ１９層の磁化曲線を示しており，図２４は，実施例４の試料のＮｉ８１Ｆｅ１９層の磁化曲線を示している。磁化曲線は，振動式磁化測定装置によって測定されている。図２３に示されているように，比較例３の試料は，３８０℃の熱処理を行うと，飽和磁化が減少し，ヒステリシス曲線の急峻さを失い，保磁力が増大する。これは，ＡｌＣｕ層とＮｉ８１Ｆｅ１９層との間の相互拡散に起因する。一方，図２４に示されているように，実施例４の試料の磁化曲線は，３８０℃の熱処理によって影響を受けない。これは，Ａｌ２Ｏ３層が，ＡｌＣｕ層とＮｉ８１Ｆｅ１９層との間の相互拡散を防止するためである。
【０１２７】
更に，Ａｌ２Ｏ３層及びＭｇＯ層で形成されている酸化物層１４が，上部配線３と自由強磁性層１０との間の相互拡散を防止する効果が，下記の４つの試料によって確認された。
比較例４の試料：
基板／Ｃｏ９０Ｆｅ１０（２．５ｎｍ）／Ｎｉ８１Ｆｅ１９（７．５ｎｍ）／Ｔａ（６ｎｍ）／ＡｌＣｕ（３００ｎｍ）
比較例５の試料：
基板／Ｃｏ９０Ｆｅ１０（２．５ｎｍ）／Ｎｉ８１Ｆｅ１９（７．５ｎｍ）／Ｔａ（５０ｎｍ）／ＡｌＣｕ（３００ｎｍ）
実施例５の試料（本発明）：
基板／Ｃｏ９０Ｆｅ１０（２．５ｎｍ）／Ｎｉ８１Ｆｅ１９（７．５ｎｍ）／Ａｌ２Ｏ３（１ｎｍ）／Ｔａ（６ｎｍ）／ＡｌＣｕ（３００ｎｍ）
実施例６の試料（本発明）：
基板／Ｃｏ９０Ｆｅ１０（２．５ｎｍ）／Ｎｉ８１Ｆｅ１９（７．５ｎｍ）／ＭｇＯ（１ｎｍ）／Ｔａ（６ｎｍ）／ＡｌＣｕ（３００ｎｍ）
【０１２８】
比較例４の試料は，図１の構造のトンネル絶縁層９よりも基板１から離れた部分から，酸化物層１４が除去された構造に相当する。比較例５の試料は，比較例４の試料において上部コンタクト層１５’に相当するＴａを５０ｎｍと厚くしており，上部配線３であるＡｌＣｕからの拡散を防止したような構造である。実施例５の試料は，図１の構造のトンネル絶縁層９よりも基板１から離れた部分の構造に相当し，酸化物層１４として厚さ１ｎｍのＡｌ２Ｏ３が使用されている。実施例６の試料は，図１の構造のトンネル絶縁層９よりも基板１から離れた部分の構造に相当し，酸化物層１４として厚さ１ｎｍのＭｇＯが使用されている。比較例４，比較例５，実施例５，及び実施例６の全てについて，Ｃｏ９０Ｆｅ１０層とＮｉ８１Ｆｅ１９層とで構成される積層構造が，自由強磁性層に相当する。
【０１２９】
図２５は，比較例４，比較例５，実施例５，及び実施例６の試料の自由強磁性層の飽和磁化の熱処理温度に対する依存性を示している。比較例４の試料は，図２５に示されているように，約３８０℃の熱処理によって飽和磁化が低下し，且つ，保磁力が増加する。４００℃の熱処理後では飽和磁化は殆どなくなり，その磁化曲線は，常磁性的な形状を示した。比較例５では，比較例４のような保磁力の増大は見られなかったものの，飽和磁化の値は熱処理温度の温度と共に着実に減少している。更に，比較例４では上部配線に相当するＡｌＣｕ層と，自由強磁性層１０に相当するＣｏ９０Ｆｅ１０層及びＮｉ８１Ｆｅ１９層との間の相互拡散が顕著であった。比較例５ではＡｌ層とＣｏ９０Ｆｅ１０層及びＮｉ８１Ｆｅ１９層との間の相互拡散は防止されるが，上部コンタクト層１５’に相当する５０ｎｍのＴａ層と，Ａｌ層とＣｏ９０Ｆｅ１０層及びＮｉ８１Ｆｅ１９層との間の相互拡散が生じている。これに対し，実施例５及び実施例６の試料は，全ての熱処理温度において飽和磁化が変化しておらず，より高温の４００℃までの熱処理に耐える。
【０１３０】
更に，ＡｌＯｘ層で形成されている酸化物層１４が，自由強磁性層１０を３ｎｍ以下まで薄くすることを可能にすることが下記の試料によって確認された。
実施例７の試料（本発明）：
基板／Ｔａ（１０ｎｍ）／ＡｌＯｘ／Ｎｉ８１Ｆｅ１９／ＡｌＯｘ／Ｔａ（１０ｎｍ）
基板に近い方のＡｌＯｘ膜は，トンネル絶縁層９に対応し，Ｎｉ８１Ｆｅ１９膜は，自由強磁性層１０に対応している。更に，基板から離れた方のＡｌＯｘ膜は，酸化物層１４に対応し，基板から離れたほうのＴａ膜は，上部コンタクト層１５に対応している。トンネル絶縁層９に対応するＡｌＯｘ膜は，１．５ｎｍの厚さのＡｌ膜が酸素プラズマによって酸化されることによって形成され，酸化物層１４に対応するＡｌＯｘ膜は，０．６５ｎｍの厚さのＡｌ膜が酸素プラズマによって酸化されることによって形成されている。Ｎｉ８１Ｆｅ１９膜の厚さは，３．０ｎｍ，２．６ｎｍ，２．２ｎｍ，１．４ｎｍ，及び１．０ｎｍのうちから選択されている。Ｎｉ８１Ｆｅ１９膜は，スパッタリングによって形成されている。熱処理と磁化の測定は，図２６の試料と同一の条件で行われた。即ち，熱処理の温度は，２５０〜４００℃，時間は，３０ｍｉｎである。磁化Ｍｓは，振動式磁力計によって測定されている。
【０１３１】
図３６に示されているように，実施例７の試料は，Ｎｉ８１Ｆｅ１９膜の厚さが１．４ｎｍまで薄くされても，４００℃までの熱処理に対して４πＭｓ×ｔが安定している。４πＭｓ×ｔは，２．２（Ｔ・ｎｍ）から１．２（Ｔ・ｎｍ）まで低下させることができた。実施例７の試料のＮｉ８１Ｆｅ１９膜の保磁力（反転磁界）は，０．５〜１．５（Ｏｅ）の範囲で安定であった。これは，酸化物層１４の挿入により，自由強磁性層１０を薄膜化し，これにより，保磁力を充分に安定的に低くすることができることを意味している。
【０１３２】
更に，自由強磁性層１０を強磁性層１０ａと非磁性金属で形成された拡散層１０ｂとで構成することによる積Ｍｓ×ｔの低減の効果が，下記の試料によって確認された。
実施例８の試料（本発明）：
基板／Ｔａ（１０ｎｍ）／ＡｌＯｘ／Ｎｉ８１Ｆｅ１９（１．６ｎｍ）／非磁性金属層／ＡｌＯｘ／Ｔａ（１０ｎｍ）
基板に近い方のＡｌＯｘ膜は，トンネル絶縁層９に対応している。Ｎｉ８１Ｆｅ１９膜は，自由強磁性層１０の強磁性層１０ａに対応し，非磁性金属層は，拡散層１０ｂに対応している基板から離れた方のＡｌＯｘ膜は，酸化物層１４に対応し，基板から離れたほうのＴａ膜は，上部コンタクト層１５に対応している。トンネル絶縁層９に対応するＡｌＯｘ膜は，１．５ｎｍの厚さのＡｌ膜が酸素プラズマによって酸化されることによって形成され，酸化物層１４に対応するＡｌＯｘ膜は，０．６５ｎｍの厚さのＡｌ膜が酸素プラズマによって酸化されることによって形成されている。非磁性金属層としては，厚さ０．６ｎｍのＴａ膜，厚さ０．３ｎｍのＴａ膜，厚さ０．３ｎｍのＲｕ膜及び厚さ０．３ｎｍのＣｕ膜が使用された。
【０１３３】
図３７に示されているように，実施例８の試料の構造は，Ｎｉ８１Ｆｅ１９膜の４πＭｓ×ｔを，１（Ｔ・ｎｍ）以下まで低減することを可能にする。しかも，実施例８の試料のＮｉ８１Ｆｅ１９膜の４πＭｓ×ｔは，４００℃の熱処理に対して安定である。実施例８の試料のＮｉ８１Ｆｅ１９膜の保磁力は，１．５（Ｏｅ）以下であり，充分に低い保磁力が得られている。
【０１３４】
更に，非磁性金属層が自由強磁性層１０の中間に挿入されても，積Ｍｓ×ｔの低減が実現可能であることが，下記の試料によって確認された。
実施例９の試料（本発明）：
基板／Ｔａ（１０ｎｍ）／ＡｌＯｘ／Ｎｉ８１Ｆｅ１９（１．６ｎｍ）／非磁性金属層／Ｎｉ８１Ｆｅ１９（０．８ｎｍ）／ＡｌＯｘ／Ｔａ（１０ｎｍ）
基板に近い方のＡｌＯｘ膜は，トンネル絶縁層９に対応し，非磁性金属層を挟む２つのＮｉ８１Ｆｅ１９膜は，自由強磁性層１０の強磁性層１０ａ，１０ｃに対応している。非磁性金属層は，拡散層１０ｂに対応している。更に，基板から離れた方のＡｌＯｘ膜は，酸化物層１４に対応し，基板から離れた方のＴａ膜は，上部コンタクト層１５に対応している。トンネル絶縁層９に対応するＡｌＯｘ膜は，１．５ｎｍの厚さのＡｌ膜が酸素プラズマによって酸化されることによって形成され，酸化物層１４に対応するＡｌＯｘ膜は，０．６５ｎｍの厚さのＡｌ膜が酸素プラズマによって酸化されることによって形成されている。非磁性金属層としては，０．３ｎｍのＴａ膜が使用されている。
【０１３５】
図３７に示されているように，実施例９の試料の自由強磁性層１０の４πＭｓ×ｔは，１（Ｔ・ｎｍ）以下まで低減され，その４πＭｓ×ｔは，４００℃の熱処理に対して安定であった。これは，非磁性金属層の材料，その厚さ，及びその位置を最適に調整することにより，自由強磁性層１０の積Ｍｓ×ｔを安定的に低減することが可能であることを示している。
【０１３６】
更に，自由強磁性層１０の一部を酸化することによって積Ｍｓ×ｔの低減が実現可能であることが，下記の試料によって確認された。
比較例６の試料：
基板／Ｔａ（１０ｎｍ）／ＡｌＯｘ／Ｎｉ８１Ｆｅ１９（２．２ｎｍ）／ＡｌＯｘ／Ｔａ（１０ｎｍ）
実施例１０の試料（本発明）：
基板／Ｔａ（１０ｎｍ）／ＡｌＯｘ／Ｎｉ８１Ｆｅ１９／ＮｉＦｅＯｘ／ＡｌＯｘ／Ｔａ（１０ｎｍ）
基板に近い方のＡｌＯｘ膜は，トンネル絶縁層９に対応し，Ｎｉ８１Ｆｅ１９膜は，自由強磁性層１０に対応している。更に，基板から離れた方のＡｌＯｘ膜は，酸化物層１４に対応し，基板から離れたほうのＴａ膜は，上部コンタクト層１５に対応している。トンネル絶縁層９に対応するＡｌＯｘ膜は，１．５ｎｍの厚さのＡｌ膜が酸素プラズマによって酸化されることによって形成さている。Ｎｉ８１Ｆｅ１９膜，ＮｉＦｅＯｘ膜，及び酸化物層１４に対応するＡｌＯｘ膜は，下記の工程によって形成されている。まず，トンネル絶縁層９に対応するＡｌＯｘ膜の上に，厚さ２．２ｎｍのＮｉ８１Ｆｅ１９膜が形成された。そのＮｉ８１Ｆｅ１９膜の上に，厚さ０．６５ｎｍのＡｌ膜が形成された。Ａｌ膜の形成の後，Ａｌ膜の表面が酸素プラズマに曝露された。酸素プラズマの曝露により，Ａｌ膜と，Ｎｉ８１Ｆｅ１９膜の一部が酸化され，ＮｉＦｅＯｘ膜，及び酸化物層１４に対応するＡｌＯｘ膜が形成された。
【０１３７】
図３７に示されているように，実施例１０の試料の自由強磁性層１０の４πＭｓ×ｔは，比較例６の試料の自由強磁性層１０の４πＭｓ×ｔよりも低かった。これは，自由強磁性層１０の一部を酸化することによって積Ｍｓ×ｔの低減が実現可能であることを意味している。
【０１３８】
積Ｍｓ×ｔを低減することにより，サブミクロンオーダのサイズの自由強磁性層１０の反転磁界が低減可能であることを実証する為に，ドットパターンの磁化評価が行われた。磁気抵抗素子が，縦横のサイズが0.5×1.0μm2である長円型のドット状の試料に加工され，加工された試料が評価された。ドットへの加工はフォトリソグラフィーとイオンミリングを用いて行われた。形成された試料の積層構造は，下記のとおりである。
比較例７の試料： 
基板／Ｔａ（３０ｎｍ）／Ｎｉ８１Ｆｅ１９（２ｎｍ）／Ｉｒ２０Ｍｎ８０／Ｃｏ９０Ｆｅ１０／ＡｌＯｘ／Ｎｉ８１Ｆｅ１９（３ｎｍ）／Ｔａ（１０ｎｍ）
実施例１１の試料（本発明）：
基板／Ｔａ（３０ｎｍ）／Ｎｉ８１Ｆｅ１９（２ｎｍ）／Ｉｒ２０Ｍｎ８０／Ｃｏ９０Ｆｅ１０／ＡｌＯｘ／Ｎｉ８１Ｆｅ１９（１．６ｎｍ）／ＡｌＯｘ／Ｔａ（１０ｎｍ）
基板に近い方のＡｌＯｘ膜は，トンネル絶縁層９に対応し，トンネル絶縁層９に対応するＡｌＯｘ膜の上に形成されたＮｉ８１Ｆｅ１９膜は，自由強磁性層１０に対応している。更に，基板から離れた方のＡｌＯｘ膜は，酸化物層１４に対応し，基板から離れたほうのＴａ膜は，上部コンタクト層１５に対応している。トンネル絶縁層９に対応するＡｌＯｘ膜は，１．５ｎｍの厚さのＡｌ膜が酸素プラズマによって酸化されることによって形成され，酸化物層１４に対応するＡｌＯｘ膜は，０．６５ｎｍの厚さのＡｌ膜が酸素プラズマによって酸化されることによって形成されている。非磁性金属層としては，０．３ｎｍのＴａ膜が使用されている。比較例７の試料の自由強磁性層１０の膜厚は，従来技術による薄膜化の限界である３．０ｎｍである。比較例７の試料の４πＭｓ×ｔは，２．２（Ｔ・ｎｍ）であり，実施例１１の試料の４πＭｓ×ｔは，１．５（Ｔ・ｎｍ）であった。
【０１３９】
図３８は，比較例７の試料と実施例１１の試料の自由強磁性層の磁化曲線である。図３８においては，反転磁界を比較できるように，オフセット磁場がキャンセルされていることに注意されたい。実施例１１の試料の自由強磁性層の反転磁界は，１０（Ｏｅ）であり，比較例７の試料の反転磁界１８（Ｏｅ）よりも低かった。このように，４πＭｓ×ｔが低減されている実施例１１の試料は，その反転磁界も低減されていた。
【０１４０】
更に，酸化物層１４の挿入が，自由強磁性層の磁気抵抗曲線の角型性を保ち反転磁界のバラツキを抑制することが，下記の積層構造を有する磁気抵抗素子の試料によって検証された。
比較例８の試料：
基板／Ｔａ（３０ｎｍ）／ＮｉＦｅ（２ｎｍ）／Ｉｒ２０Ｍｎ８０（１０ｎｍ）／Ｃｏ９０Ｆｅ１０（１．５ｎｍ）／ＡｌＯｘ／ＮｉＦｅ（３ｎｍ）／Ｔａ（３０ｎｍ）
比較例９の試料：
基板／Ｔａ（３０ｎｍ）／ＮｉＦｅ（２ｎｍ）／Ｉｒ２０Ｍｎ８０（１０ｎｍ）／Ｃｏ９０Ｆｅ１０（１．５ｎｍ）／ＡｌＯｘ／ＮｉＦｅ（４ｎｍ）／Ｔａ（３０ｎｍ）
実施例１２の試料（本発明）：
基板／Ｔａ（３０ｎｍ）／ＮｉＦｅ（２ｎｍ）／Ｉｒ２０Ｍｎ８０（１０ｎｍ）／Ｃｏ９０Ｆｅ１０（１．５ｎｍ）／ＡｌＯｘ／ＮｉＦｅ（２ｎｍ）／ＡｌＯｘ／Ｔａ（３０ｎｍ）
基板に近い方のＡｌＯｘ膜は，トンネル絶縁層９に対応し，トンネル絶縁層９に対応するＡｌＯｘ膜の上に形成されたＮｉ８１Ｆｅ１９膜は，自由強磁性層１０に対応している。比較例８，比較例９，及び実施例１２の試料のＮｉＦｅ膜は，いずれも，Ｎｉ組成比が８２％よりも小さく，従って，ＮｉＦｅ膜の磁歪定数は，いずれも，正である。ただし，ＮｉＦｅ膜の組成は，異なっており，従って，磁歪定数も異なっている。比較例８，比較例９，及び実施例１２の試料の自由強磁性層１０の磁歪定数λは，それぞれ，約２×１０−５，約９×１０−７，約５×１０−６である。
【０１４１】
磁気抵抗素子は，下記の工程によって形成された。ＡｌＣｕ配線からなるワード線（下部配線２に対応）が形成され，該ワード線の周りに層間絶縁膜としてＳｉＯ２膜が成膜された。更に，ＣＭＰ (chemical mechanical polishing)によってＳｉＯ２膜が平坦化された後，平坦化されたＳｉＯ２膜の上に磁気抵抗素子を構成する積層膜が形成された。積層膜はマグネトロンスパッタ法により成膜した。各材料は放電アルゴン圧が０．２Ｐａ以下，成膜レートが約０．２ｎｍ／ｓの条件で成膜された。トンネルバリアはＡｌ層をスパッタ後，プラズマ酸化させることによって形成した。積層膜を２７５℃で５ｋＯｅの磁場中熱処理した後，フォトリソグラフィーとイオンミリングによって0.7×1.4μmの長円型に加工されて磁気抵抗素子が形成された。磁気抵抗素子のアスペクト比は，２である。磁気抵抗素子の自由強磁性層とトンネル絶縁層とが接合する接合面はワード線の上方に位置している。磁気抵抗素子とワード線とは直接には接続されていない。ワード線と磁気抵抗素子の接合面との距離は約２００ｎｍである。またワード線の幅は１μｍである。この磁気抵抗素子の長軸方向はワード線方向に揃えられており、磁気抵抗素子の結晶磁気異方性は，磁場中における熱処理と磁場中におけるスパッタリングによって長軸方向に容易軸が揃えられている。ワード線の幅は磁気抵抗素子の短辺方向の幅と同程度である。更に，磁気抵抗素子の周りに層間絶縁膜としてＳｉＯ２膜が成膜される。成膜されたＳｉＯ２膜の磁気抵抗素子の直上の位置にビアが形成され，ＳｉＯ２膜の上から全面にＡｌＣｕ合金が成膜される。その後，ＡｌＣｕ合金をフォトリソグラフィーとエッチングによって加工してビット線（上部配線３に対応）が形成された。ビット線とワード線の方向は垂直である。磁ワード線により，磁気抵抗素子の短軸方向に強い圧縮応力が生じている。形成された磁気抵抗素子の自由強磁性層は磁歪定数が正なので，応力誘起磁気異方性は磁気抵抗素子の長軸方向に発生している。従って，結晶磁気異方性，形状磁気異方性，及び応力誘起磁気異方性は，その方向が殆ど揃っており，磁気抵抗素子は，その長軸方向を容易軸とする一軸磁気異方性を有している。
【０１４２】
比較例８，９及び実施例１２の磁気抵抗素子の試料が，無作為に１０個ずつ選ばれ，選ばれた試料の自由強磁性層の磁気抵抗曲線が測定された。図３９Ａ〜図３９Ｃは，測定された磁気抵抗曲線を示している。図３９Ａよりわかるように比較例８の磁気抵抗素子の自由強磁性層は，その4πＭｓ×ｔが２．２（Ｔ・ｎｍ）と小さい。即ち，形状磁気異方性が小さいにも関わらず，比較例８の自由強磁性層の反転磁界は，２１（Ｏｅ）と最も大きい。これは磁歪定数が大きいため応力誘起磁気異方性の増加によって反転磁界が増大したものと考えられる。また磁気抵抗曲線の角形性は良いがそのばらつきが大きい。これは自由強磁性層の膜厚が３ｎｍと薄層化の限界に近い為、Ｔａ膜とＮｉＦｅ膜との間の相互拡散が大きく，組成ずれによる磁歪定数のばらつきが発生していることを示している。
【０１４３】
図３９Ｂに示されているように，比較例９の磁気抵抗素子は，反転磁場が１３（Ｏｅ）と最も小さいが磁気抵抗曲線の角形性が悪くループが寝てしまっている。磁気抵抗曲線に現れるバルクハウゼンノイズも多い。これは磁歪定数が非常に小さく応力誘起異方性が殆どないため一軸異方性が弱まり反転磁場が小さくなったこと、自由強磁性層の4πＭｓ×ｔが３．２（Ｔ・ｎｍ）と大きく，且つ，素子アスペクト比が２と小さいことによって反磁場の影響が強くなっていることを反映しているものと考えられる。比較例９の磁気抵抗素子の磁気抵抗曲線の角形性やばらつきを改善するにはアスペクト比を大きくして反磁場を減らし形状異方性を強めなければならない。これは，素子サイズの増大や反転磁場の増大という問題点が生じる。
【０１４４】
図３９Ｃに示されているように，実施例１２の磁気抵抗素子は，自由強磁性層の反転磁場が１６（Ｏｅ）と小さく，磁気抵抗曲線の角形性が良く，且つ，反転磁場のばらつきも最も小さくて優れている。これは，本発明の磁気抵抗素子は磁歪定数のばらつきを抑え，安定な応力誘起磁気異方性を適度に誘起していること、自由強磁性層の４πＭｓ×ｔが，約２（Ｔ・ｎｍ）と最も小さいことから反磁場が小さく形状磁気異方性も小さいことによるものと考えられる。
【０１４５】
応力誘起磁気異方性が適切に制御されている本発明の磁気抵抗素子が，小さなアスペクト比と特性の安定化とを両方実現できることが，下記の実験によって実証された。様々なアスペクト比を有する比較例９及び実施例１２の磁気抵抗素子が形成された。磁気抵抗素子の短軸の長さは０．５又は０．７μｍであり，アスペクト比は，１．０〜３．５であった。磁歪定数が大きい実施例１２の試料は，形状磁気異方性に対する応力誘起磁気異方性の比Ｋ２／Ｋ３が比較的に大きく，全てのアスペクト比の試料において、その比Ｋ２／Ｋ３は０．６以上である。全ての実施例１２の試料のうち，アスペクト比が１．６以下の試料は，応力誘起磁気異方性が形状磁気異方性よりも大きい，即ち，比Ｋ２／Ｋ３が１．０以上であることに留意されたい。それぞれの条件について３０個の磁気抵抗素子が形成され，形成された磁気抵抗素子の磁気抵抗曲線が評価された。更に，磁気抵抗素子の歩留まりが算出された。歩留まりの算出においては，磁気抵抗曲線に異常を有する磁気抵抗素子，例えば，磁気抵抗曲線にバルクハウゼンノイズが見られる試料，及びループの形状が寝てしまっている試料は，不良試料であると定義された。
【０１４６】
図４０は，磁気抵抗素子の歩留まりを示すグラフである。磁歪定数が小さい（即ち，応力誘起磁気異方性が小さい）比較例９の磁気抵抗素子は，アスペクト比が３．５である試料のみしか充分に大きな歩留まりを示さない。これは，比較例９の試料は，形状磁気異方性による特性の安定化が必要であることを意味している。一方，充分に大きな応力誘起磁気異方性が与えられている実施例１２の磁気抵抗素子は，１．０から３．５のアスペクト比範囲の全域に渡って，充分な歩留まりを示している。これは，応力誘起磁気異方性を形状磁気異方性よりも大きくすることにより，２以下のアスペクト比範囲でも充分に大きな歩留まりを得ることができることを示している。
【図面の簡単な説明】
【０１４７】
【図１】図１は，本発明による磁気抵抗デバイスの実施の一形態を示す断面図である。
【図２】図２は，厚い下部コンタクト層１２’を含む，本実施の形態の磁気抵抗デバイスの第１変形例を示す断面図である。
【図３】図３は，厚い上部コンタクト層１５’を含む，本実施の形態の磁気抵抗デバイスの第２変形例を示す断面図である。
【図４】図４は，反強磁性層７’，バッファ層６’，及びシード層５’が配線の一部を構成する，本実施の形態の磁気抵抗デバイスの第３変形例を示す断面図である。
【図５】図５は，複合磁性層８ａを含む固定強磁性層８を備えた，本実施の形態の磁気抵抗デバイスの第４変形例を示す断面図である。
【図６】図６（ａ），（ｂ）は，複合磁性層８ａの構造を示す断面図である。
【図７】図７は，強磁性体であるＣｏＦｅと非磁性金属であるＴａとで形成された合金ターゲットを，酸素ガスを含むスパッタガスによってスパッタすることにより形成された薄膜の抵抗率を示すグラフである。
【図８】図８は，かかる薄膜の飽和磁化を示すグラフである。
【図９】図９は，かかる薄膜についてＸＰＳを行うことによって得られるＣｏ２ｐスペクトルを示す。
【図１０】図１０は，複合磁性層１０ｂを含む自由強磁性層１０を備えた，本実施の形態の磁気抵抗デバイスの第５変形例を示す断面図である。
【図１１】図１１は，複合磁性層１０ｂとソフト強磁性層１０ｃとを含む自由強磁性層１０を備えた，本実施の形態の磁気抵抗デバイスの第６変形例を示す断面図である。
【図１２】図１２は，金属強磁性層１０ｄ，複合磁性層１０ｅ，非磁性層１０ｆ，複合磁性層１０ｇ及びソフト強磁性層１０ｈを含む自由強磁性層１０を備えた，本実施の形態の磁気抵抗デバイスの第７変形例を示す断面図である。
【図１３】図１３は，金属強磁性層１０ｉを含む自由強磁性層１０を備えた，本実施の形態の磁気抵抗デバイスの第７変形例を示す断面図である。
【図１４】図１４は，磁気バイアス層２０を備えた，本実施の形態の磁気抵抗デバイスの第８変形例を示す断面図である。
【図１５】図１５は，複合磁性層８ａと，複合強磁性層１０ｂと，ソフト強磁性層１０ｃと，磁気バイアス層２０と，酸化物層２１とを備えた，本実施の形態の磁気抵抗デバイスの第９変形例を示す断面図である。
【図１６】図１６は，基板１の主面に垂直な方向において，ビア１１とトンネル強磁性層９とがオーバーラップしない構造を有する，本実施の形態の磁気抵抗デバイスの第１０変形例を示す断面図である。
【図１７】図１７は，基板１の主面に垂直な方向において，ビア１１とトンネル強磁性層９とがオーバーラップしない構造を有する，本実施の形態の磁気抵抗デバイスの第１１変形例を示す断面図である。
【図１８】図１８は，読み出しに使用される下部配線２と別に書き込み配線２’を備えた，本実施の形態の磁気抵抗デバイスの第１２変形例を示す断面図である。
【図１９】図１９は，比較例１及び実施例１の試料について，磁気トンネル接合のＭＲ比の熱処理温度に対する依存性を示す図である。
【図２０】図２０は，比較例２及び実施例２の試料について，ＡｌＣｕ層のシート抵抗の熱処理温度に対する依存性を示す図である。
【図２１】図２１は，比較例２，実施例２，及び実施例３の試料について，ＡｌＣｕ層のシート抵抗の熱処理温度に対する依存性を示す表である。
【図２２】図２２は，比較例３及び実施例４の試料について，磁気トンネル接合のＭＲ比の熱処理温度に対する依存性を示す図である。
【図２３】図２３は，比較例３の試料の磁化曲線を示す図である。
【図２４】図２４は，実施例４の試料の磁化曲線を示す図である。
【図２５】図２５は，比較例４，比較例５，実施例５，及び実施例６の試料について，自由強磁性層の飽和磁化の，熱処理温度に対する依存性を示す表である。
【図２６】図２６は，膜厚ｔが薄い自由強磁性層の４πＭｓ×ｔの，熱処理による影響を示すグラフである。
【図２７】図２７は，積４πＭｓ×ｔを低減する自由強磁性層の構造を示す断面図である。
【図２８】図２８は，積４πＭｓ×ｔを低減する自由強磁性層の他の構造を示す断面図である。
【図２９】図２９は，積４πＭｓ×ｔを低減する自由強磁性層の更に他の構造を示す断面図である。
【図３０】図３０は，積４πＭｓ×ｔを低減する自由強磁性層の更に他の構造を示す断面図である。
【図３１】図３１は，形状磁気異方性と応力誘起磁気異方性との磁化容易軸の方向を一致させるＭＲＡＭ構造を示す断面図である。
【図３２】図３２は，形状磁気異方性と応力誘起磁気異方性との磁化容易軸の方向を一致させるＭＲＡＭ構造を示す平面図である。
【図３３】図３３は，結晶磁気異方性と形状磁気異方性と応力誘起磁気異方性との関係を示す平面図である。
【図３４】図３４は，形状磁気異方性と応力誘起磁気異方性との方向を一致させる他のＭＲＡＭ構造を示す平面図である。
【図３５】図３５は，形状磁気異方性と応力誘起磁気異方性との好適な関係を示す平面図である。
【図３６】図３６は，実施例７の試料について，４πＭｓ×ｔの熱処理による影響を示すグラフである。
【図３７】図３７は，比較例６，及び実施例８，９，１０の試料について，４πＭｓ×ｔの熱処理による影響を示すグラフである。
【図３８】図３８は，比較例７の試料と実施例１１の試料の，自由強磁性層の磁化曲線である。
【図３９Ａ】図３９Ａは，比較例８の試料の，自由強磁性層の磁気抵抗曲線である。
【図３９Ｂ】図３９Ｂは，比較例９の試料の，自由強磁性層の磁気抵抗曲線である。
【図３９Ｃ】図３９Ｃは，実施例１２の試料の，自由強磁性層の磁気抵抗曲線である。
【図４０】図４０は，比較例９及び実施例１２の試料の，アスペクト比と歩留まりとの関係を示すグラフである。
【符号の説明】
【０１４８】
１：基板
２：下部配線
３：上部配線
４：磁気抵抗素子
５，５’：シード層
６，６’：バッファ層
７，７’：反強磁性層
８：固定強磁性層
８ａ：複合磁性層
８ｂ：金属強磁性層
９：トンネル絶縁層
１０：自由強磁性層
１０ａ，１０ｄ，１０ｉ：金属強磁性層
１０ｂ，１０ｅ，１０ｇ：複合磁性層
１０ｃ，１０ｈ：ソフト強磁性層
１０ｆ：非磁性層
１１：ビア
１２，１２’：下部コンタクト層
１３，１３’：酸化物層
１４：酸化物層
１５，１５’：上部コンタクト層
１６：保護層
１７：強磁性層
１８：反強磁性層
１９：保護層
２０：磁気バイアス層
２１：酸化物層
２２：ビア
【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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【図１９】
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【図２０】
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【図２１】
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【図２２】
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【図２３】
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【図２４】
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【図２５】
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【図２６】
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【図２７】
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【図２８】
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【図２９】
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【図３０】
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【図３１】
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【図３２】
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【図３３】
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【図３４】
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【図３５】
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【図３６】
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【図３７】
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【図３８】
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【図３９Ａ】
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【図３９Ｂ】
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【図３９Ｃ】
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【図４０】
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