(57)【要約】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（２×１０−８Ｐａ）において、３５０℃でアニールを行う。２ｎｍ厚のＭｇＯ（００１）障壁層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、ＭｇＯの電子ビーム蒸着を用いた。ＭｇＯ（００１）障壁層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ＩｒＭｎ層２５をＦｅ（００１）上部電極（第２電極）２３上に堆積した。ＩｒＭｎ層２５は、上部電極２３に交換バイアス磁界を付与す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素子を形成することにより、ＴＭＲのＭＲ比を高める。【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の強磁性体層と、を有する磁気トンネル接合構造を備え、前記トンネル障壁層が、単結晶ＭｇＯｘ（００１）あるいは（００１）結晶面が優先配向した多結晶ＭｇＯｘ（０＜ｘ＜１）層（以下、「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２の強磁性体層を構成する原子が前記ＭｇＯトンネル障壁層のＯ上に配置されていることを特徴とする磁気抵抗素子。
【請求項２】
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を主成分とするＢＣＣ構造の合金からなる第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を主成分とするＢＣＣ構造の合金からなる第２の強磁性体層と、を有する磁気トンネル接合構造を備え、前記トンネル障壁層が、単結晶ＭｇＯｘ（００１）あるいは（００１）結晶面が優先配向した多結晶ＭｇＯｘ（０＜ｘ＜１）層により形成されている磁気抵抗素子において、
前記第２の強磁性体層を構成する原子が前記ＭｇＯトンネル障壁層のＯ上に配置されていることを特徴とする磁気抵抗素子。
【請求項３】
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（００１）からなる第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（００１）からなる第２の強磁性体層と、を有する磁気トンネル接合構造を備え、前記トンネル障壁層が、単結晶ＭｇＯｘ（００１）あるいは（００１）結晶面が優先配向した多結晶ＭｇＯｘ（０＜ｘ＜１）層により形成されている磁気抵抗素子において、
前記第２の強磁性体層を構成するＦｅ原子が前記ＭｇＯトンネル障壁層のＯ上に配置されていることを特徴とする磁気抵抗素子。
【請求項４】
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の強磁性体層と、を有する磁気トンネル接合構造を備え、前記トンネル障壁層が、単結晶ＭｇＯｘ（００１）あるいは（００１）結晶面が優先配向した多結晶ＭｇＯｘ（０＜ｘ＜１）層（以下、「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ＢＣＣ構造の強磁性体層のΔ１バンドの波動関数が前記ＭｇＯ層中にしみ出すことによりキャリアのトンネル確率が強め合うことを利用した磁気抵抗素子。
【請求項５】
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を主成分とするＢＣＣ構造の合金からなる第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を主成分とするＢＣＣ構造の合金からなる第２の強磁性体層と、を有する磁気トンネル接合構造を備え、前記トンネル障壁層が、単結晶ＭｇＯｘ（００１）あるいは（００１）結晶面が優先配向した多結晶ＭｇＯｘ（０＜ｘ＜１）層により形成されている磁気抵抗素子において、
前記ＢＣＣ構造の合金のΔ１バンドの波動関数が前記ＭｇＯ層中にしみ出すことによりキャリアのトンネル確率が強め合うことを利用した磁気抵抗素子。
【請求項６】
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（００１）からなる第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（００１）からなる第２の強磁性体層と、を有する磁気トンネル接合構造を備え、前記トンネル障壁層が、単結晶ＭｇＯｘ（００１）あるいは（００１）結晶面が優先配向した多結晶ＭｇＯｘ（０＜ｘ＜１）層により形成されている磁気抵抗素子において、
前記Ｆｅ（００１）のΔ１バンドの波動関数が前記ＭｇＯ層中にしみ出すことによりキャリアのトンネル確率が強め合うことを利用した磁気抵抗素子。
【請求項７】
前記ＭｇＯ層はその中において波動関数の干渉効果によってトンネル磁気抵抗効果が増強する膜厚を有していることを特徴とする請求の範囲第１項から第６項までのいずれか１項に記載の磁気抵抗素子。
【請求項８】
前記ＭｇＯ層の膜厚は、１．４９ｎｍ、１．７６ｎｍ、２．０４ｎｍ、２．３３ｎｍ、２．６２ｎｍ、２．９１ｎｍに対してそれぞれ−０．０５ｎｍから＋０．１０ｎｍ程度の膜厚範囲を有することを特徴とする請求の範囲第項１から第７項までのいずれか１項に記載の磁気抵抗素子。
【請求項９】
前記ＭｇＯ層の膜厚は、１．４９ｎｍ、１．７６ｎｍ、２．０４ｎｍ、２．３３ｎｍ、２．６２ｎｍ、２．９１ｎｍに対してそれぞれ＋０．０５ｎｍ程度の膜厚範囲を有することを特徴とする請求の範囲第１項から第７項までのいずれか１項に記載の磁気抵抗素子。
【請求項１０】
前記トンネル障壁層の伝導帯下端と、前記第１又は第２のうちの少なくとも一方の強磁性体層のフェルミ準位と、の間の不連続値（トンネル障壁の高さ）をＭｇＯ（００１）層が完全な単結晶である場合における理想的な値よりも低くしたことを特徴とする請求の範囲第１項から第９項までのいずれか１項に記載の磁気抵抗素子。
【請求項１１】
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またはＢＣＣ構造を有するＦｅ系合金の単結晶（００１）層または（００１）結晶面が優先配向した多結晶層からなる第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またはＢＣＣ構造を有するＦｅ系合金の単結晶（００１）層または（００１）結晶面が優先配向した多結晶層からなる第２の強磁性体層と、を有し、前記第２の強磁性体層を構成する原子が前記ＭｇＯトンネル障壁層のＯ上に配置されている磁気トンネル接合構造を備え、
前記ＭｇＯ（００１）からなるトンネル障壁層の伝導帯下端と前記第１又は第２のうちの少なくとも一方の強磁性体層のフェルミ準位と、の間の不連続値（トンネル障壁の高さ）をＭｇＯ（００１）層が完全な単結晶である場合における理想的な値よりも低くしたことを特徴とする磁気抵抗素子。
【請求項１２】
前記不連続値は、０．２〜０．５ｅＶの範囲内であることを特徴とする請求の範囲第１０項又は第１１項に記載の磁気抵抗素子。
【請求項１３】
前記不連続値は、０．１０〜０．８５ｅＶの範囲内であることを特徴とする請求の範囲第１０項又は第１１項に記載の磁気抵抗素子。
【請求項１４】
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の範囲第１項から第１３項までのいずれか１項に記載の磁気抵抗素子と、を有する記憶素子。
【請求項１５】
第１のＦｅまたはＢＣＣ構造を有するＦｅ系合金の単結晶（００１）層または（００１）結晶面が優先配向した多結晶層（以下、「Ｆｅ層」と称する。）を形成する工程と、
高真空下において、前記第１のＦｅ層上に、単結晶ＭｇＯｘ（００１）あるいは（００１）結晶面が優先配向した多結晶ＭｇＯｘ（０＜ｘ＜１）からなるトンネル障壁層（以下、「トンネル障壁層」と称する。）を堆積した後に超高真空下で２００〜３００℃の間の温度でアニールする工程と、
前記トンネル障壁層上に第２のＦｅ層を形成する工程と
を有することを特徴とする磁気抵抗素子の製造方法。
【請求項１６】
前記トンネル障壁層上に第２のＦｅ層を形成する工程は、１５０℃から２５０℃の間の基板温度において行われることを特徴とする請求の範囲第１５項に記載の磁気抵抗素子の製造方法。
【請求項１７】
前記トンネル障壁層上に第２のＦｅ層を形成する工程は、Ｆｅが前記ＭｇＯ層のうちＯ上に配置される条件において行われることを特徴とする請求の範囲第１５項又は第１６項に記載の磁気抵抗素子の製造方法。
【請求項１８】
前記トンネル障壁層上に第２のＦｅ層を形成する工程は、２００℃から２５０℃の間の基板温度において行われることを特徴とする請求の範囲第１５項から第１６項までのいずれか１項に記載の磁気抵抗素子の製造方法。
【請求項１９】
前記トンネル障壁層上に第２のＦｅ層を形成する工程は、Ｆｅが前記ＭｇＯ層のうちＯ上に配置される条件において行われることを特徴とする請求の範囲第１５項から第１８項までのいずれか１項に記載の磁気抵抗素子の製造方法。
【請求項２０】
単結晶ＭｇＯｘ（００１）あるいは（００１）結晶面が優先配向した多結晶ＭｇＯｘ（０＜ｘ＜１）からなる基板を準備する第１工程と、
該基板上に第１のＦｅまたはＢＣＣ構造を有するＦｅ系合金の単結晶（００１）層または（００１）結晶面が優先配向した多結晶層を堆積し、次いで、表面の平坦化のためのアニールを行う第２工程と、
前記第１のＦｅまたはＢＣＣ構造を有するＦｅ系合金の（００１）層上に単結晶ＭｇＯｘ（００１）あるいは（００１）結晶面が優先配向した多結晶ＭｇＯｘ（０＜ｘ＜１）からなるトンネル障壁層を高真空下において堆積した後に２００〜３００℃の間の温度でアニールする第３工程と、
該トンネル障壁層上に第２のＦｅまたはＢＣＣ構造を有するＦｅ系合金の単結晶（００１）層または（００１）結晶面が優先配向した多結晶層を形成する第４工程と
を有することを特徴とする磁気抵抗素子の製造方法。
【請求項２１】
前記第４工程は、１５０℃から２５０℃の間の基板温度において行われることを特徴とする請求の範囲第２０項に記載の磁気抵抗素子の製造方法。
【請求項２２】
前記トンネル障壁層上に第２のＦｅ層を形成する工程は、Ｆｅが前記ＭｇＯ層のうちＯ上に配置される条件において行われることを特徴とする請求の範囲第２０項に記載の磁気抵抗素子の製造方法。
【請求項２３】
前記第１工程と第２工程との間に、単結晶ＭｇＯｘ（００１）あるいは（００１）結晶面が優先配向した多結晶ＭｇＯｘ（０＜ｘ＜１）からなるシード層を成長する工程を有することを特徴とする請求の範囲第２０項に記載の磁気抵抗素子の製造方法。
【請求項２４】
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磁性合金からなる第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磁性合金からなる第２の強磁性体層と、を有する磁気トンネル接合構造を備え、前記トンネル障壁層が、単結晶ＭｇＯｘ（００１）あるいは（００１）結晶面が優先配向した多結晶ＭｇＯｘ（０＜ｘ＜１）層（以下、「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又は第２の少なくとも一方の強磁性体層の伝導電子の波動関数が前記ＭｇＯ層中のΔ１バンドにしみ出すことによりキャリアのトンネル確率が強め合うことを利用した磁気抵抗素子。
【請求項２５】
前記ＭｇＯ層はその中において波動関数の干渉効果によってトンネル磁気抵抗効果が増強する膜厚を有していることを特徴とする請求の範囲第２４項に記載の磁気抵抗素子。
【請求項２６】
前記ＭｇＯ（００１）の膜厚は、１．４９ｎｍ、１．７６ｎｍ、２．０４ｎｍ、２．３３ｎｍ、２．６２ｎｍ、２．９１ｎｍに対してそれぞれ−０．０５ｎｍから＋０．１０ｎｍ程度の膜厚範囲を有することを特徴とする請求の範囲第２４項又は第２５項に記載の磁気抵抗素子。
【請求項２７】
前記ＭｇＯ（００１）の膜厚は、１．４９ｎｍ、１．７６ｎｍ、２．０４ｎｍ、２．３３ｎｍ、２．６２ｎｍ、２．９１ｎｍに対してそれぞれ＋０．０５ｎｍ程度の膜厚範囲を有することを特徴とする請求の範囲第２４項又は第２５項に記載の磁気抵抗素子。
【請求項２８】
前記トンネル障壁層の伝導帯下端と、前記第１又は第２のうちの少なくとも一方の強磁性体層のフェルミ準位と、の間の不連続値（トンネル障壁の高さ）をＭｇＯ（００１）層が完全な単結晶における理想的な値よりも低くしたことを特徴とする請求の範囲第２４項から第２７項までのいずれか１項に記載の磁気抵抗素子。
【請求項２９】
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磁性合金からなる第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磁性合金からなる第２の強磁性体層と、を有する磁気トンネル接合構造を備え、前記トンネル障壁層が、単結晶ＭｇＯ（００１）あるいは（００１）結晶面が優先配向した多結晶ＭｇＯ層により形成されている磁気抵抗素子であって、前記第１又は第２の少なくとも一方の強磁性体層の伝導電子の波動関数が前記ＭｇＯ層中のΔ１バンドにしみ出すことによりキャリアのトンネル確率が強め合うことを利用した磁気抵抗素子において、
前記トンネル障壁層の伝導帯下端と、前記第１又は第２のうちの少なくとも一方の強磁性体層のフェルミ準位と、の間の不連続値（トンネル障壁の高さ）を、ＭｇＯ（００１）層が完全な単結晶である場合における理想的な値よりも低くしたことを特徴とする磁気抵抗素子。
【請求項３０】
前記不連続値は、０．２〜０．５ｅＶの範囲内であることを特徴とする請求の範囲第２８項又は第２９項に記載の磁気抵抗素子。
【請求項３１】
前記不連続値は、０．１０〜０．８５ｅＶの範囲内であることを特徴とする請求の範囲第２８項又は第２９項に記載の磁気抵抗素子。
【請求項３２】
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の範囲第２４項から第３１項までのいずれか１項に記載の磁気抵抗素子と、を有する記憶素子。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】  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】  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。
図１５は、ＭＲＡＭの心臓部であるトンネル磁気抵抗素子（以下、「ＴＭＲ素子」と称する）の構造と、その動作原理を示す図である。図１５（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（以下、「障壁層」とも称する）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（Ｄ．Ｗａｎｇ，ｅｔ  ａｌ．：Ｓｃｉｅｎｃｅ  ２９４（２００１）１４８８．参照）。図１５（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１５（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反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。図１６は、ＭＲＡＭの基本構造例を示す図であり、図１６（Ａ）はＭＲＡＭの斜視図であり、図１６（Ｂ）は模式的な回路構成図であり、図１６（Ｃ）は、構造例を示す断面図である。図１６（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１６（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１６（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。
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。
【発明の開示】
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１７は、アモルファスＡｌ−Ｏをトンネル障壁とした従来型ＴＭＲ素子の磁気抵抗のバイアス電圧による変化を示す図である（Ｌ１）。図１７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。
本発明は、大きな磁気抵抗を得ることにより、安定に動作する記憶装置を提供することを目的とする。
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の強磁性体層と、を有する磁気トンネル接合構造を備え、前記トンネル障壁層が、単結晶ＭｇＯｘ（００１）あるいは（００１）結晶面が優先配向した多結晶ＭｇＯｘ（０＜ｘ＜１）層（以下、「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２の強磁性体層を構成する原子が前記ＭｇＯトンネル障壁層のＯ上に配置されていることを特徴とする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、ＭｇＯ層のうちのＯの上に強磁性体層を構成する原子が配置されるため、ＭＲ比を大きくすることができる。
本発明の他の観点によれば、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ＢＣＣ構造を有する第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ＢＣＣ構造を有する第２の強磁性体層と、を有する磁気トンネル接合構造を備え、前記トンネル障壁層が、単結晶ＭｇＯｘ（００１）あるいは（００１）結晶面が優先配向した多結晶ＭｇＯｘ（０＜ｘ＜１）層（以下、「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ＢＣＣ構造を有する第１又は第２の少なくとも一方の強磁性体層のΔ１バンドの波動関数が前記ＭｇＯ層中にしみ出すことによりキャリアのトンネル確率が強め合うことを利用した磁気抵抗素子が提供される。
前記ＭｇＯ層はその中において波動関数が強め合う膜厚を有していることを特徴とする。例えば、前記ＭｇＯ（００１）の膜厚は、１．４９ｎｍ、１．７６ｎｍ、２．０４ｎｍ、２．３３ｎｍ、２．６２ｎｍ、２．９１ｎｍに対してそれぞれ−０．０５ｎｍから＋０．１０ｎｍ程度の膜厚範囲を有するのが好ましい。より好ましくは、前記ＭｇＯ（００１）の膜厚は、１．４９ｎｍ、１．７６ｎｍ、２．０４ｎｍ、２．３３ｎｍ、２．６２ｎｍ、２．９１ｎｍに対してそれぞれ＋０．０５ｎｍ程度の膜厚範囲を有する。
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。本発明のさらに別の観点によれば、第１のＦｅまたはＢＣＣ構造を有するＦｅ系合金の単結晶（００１）層または（００１）結晶面が優先配向した多結晶層（以下、「Ｆｅ層」と称する。）を形成する工程と、高真空下において、前記第１のＦｅ層上に、単結晶ＭｇＯｘ（００１）あるいは（００１）結晶面が優先配向した多結晶ＭｇＯｘ（０＜ｘ＜１）層（以下、「ＭｇＯ層」と称する。）を例えば電子ビーム蒸着法により堆積した後に超高真空下で２００〜３００℃の間の温度でアニールする工程と、前記トンネル障壁層上に第２のＦｅ層を形成する工程とを有することを特徴とする磁気抵抗素子の製造方法が提供される。超高真空下で２００〜３００℃の間の温度でアニールすることにより、ＭｇＯの清浄表面を形成することが出来、後続の第２のＦｅ層を成長する際に、規則的な成長、とりわけ、平坦かつ、ＭｇＯのうちＯ原子の上にＦｅ原子が配置され、かつＦｅ層中にＯ原子が入り込まない構造を成長するための基礎を形成することができる。前記ＭｇＯ層上に第２のＦｅ層を形成する工程は、１５０℃から２５０℃の間の基板温度において行われることを特徴とする。これにより、ＭｇＯのうちＯ原子の上にＦｅ原子が配置される構造を成長することができる。
さらに、単結晶ＭｇＯｘ（００１）あるいは（００１）結晶面が優先配向した多結晶ＭｇＯｘ（０＜ｘ＜１）からなる基板を準備する第１工程と、該基板上に第１のＦｅまたはＢＣＣ構造を有するＦｅ系合金の単結晶（００１）層または（００１）結晶面が優先配向した多結晶層を堆積し、次いで、表面の平坦化のためのアニールを行う第２工程と、前記第１のＦｅまたはＢＣＣ構造を有するＦｅ系合金の（００１）層上に単結晶ＭｇＯｘ（００１）あるいは（００１）結晶面が優先配向した多結晶ＭｇＯｘ（０＜ｘ＜１）からなるトンネル障壁層を高真空下において堆積した後に２００〜３００℃の間の温度でアニールする第３工程と、該トンネル障壁層上に第２のＦｅまたはＢＣＣ構造を有するＦｅ系合金の単結晶（００１）層または（００１）結晶面が優先配向した多結晶層を形成する第４工程とを有することを特徴とする磁気抵抗素子の製造方法が提供される。
この方法によれば、単結晶ＭｇＯｘ（００１）あるいは（００１）結晶面が優先配向した多結晶ＭｇＯｘ（０＜ｘ＜１）のトンネル障壁層を有する素子において、より結晶性が良好で、かつ高い磁気抵抗を示す界面構造を作製することができる。
本発明のさらに別の観点によれば、トンネル障壁層と、該トンネル障壁層の第１面側に形成されたアモルファス磁性合金からなる第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磁性合金からなる第２の強磁性体層と、を有する磁気トンネル接合構造を備え、前記トンネル障壁層が、単結晶ＭｇＯｘ（００１）あるいは（００１）結晶面が優先配向した多結晶ＭｇＯｘ（０＜ｘ＜１）層（以下、「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又は第２の少なくとも一方の強磁性体層の伝導電子の波動関数が前記ＭｇＯ層中のΔ１バンドにしみ出すことによりキャリアのトンネル確率が強め合うことを利用した磁気抵抗素子が提供される。
【図面の簡単な説明】  図１は、Ｆｅ（００１）／ＭｇＯ（００１）界面の構造の例。（Ａ）界面のＦｅ原子がＭｇＯのＯ原子の上に乗った理想的な界面構造。（Ｂ）界面のＦｅ原子がＭｇＯのＭｇ原子の上に乗った界面構造。（Ｃ）界面のＦｅ原子の両隣に酸素原子が存在する構造で、界面のＦｅ原子は酸化された状態になる。
図２は、本発明の第１の実施の形態によるＴＭＲ素子構造（図２（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［００１］方向に対するＥ−ＥＦの関係を示す図（図２（Ａ））である。実線は多数スピンバンド、波線は少数スピンバンドである。
図３（Ａ）から図３（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４（Ａ）は、Ｆｅ（００１）下部電極（第１電極）１７のＲＨＥＥＤイメージ（電子線の照射方向はＦｅ［１１０］方向、加速電圧は２０ｋＶ）を示す図である。図４（Ｂ）は、ＭｇＯ（００１）障壁層２１のＲＨＥＥＤイメージ（電子線の照射方向はＭｇＯ［１００］方向、加速電圧は２０ｋＶ）を示す図である。
図５は、ＴＭＲ素子の断面透過電子顕微鏡写真であり、図５（Ｂ）は図５（Ａ）の拡大図である。
図６（Ａ）は、ＴＭＲ素子の界面一原子層のＦｅ原子のＬ２とＬ３吸収端のＸ線吸収スペクトル（ＸＡＳ）である。図６（Ｂ）は、ＭｇＯ（００１）障壁層２１の超高真空下アニールを行わずに、さらにＦｅ（００１）上部電極（第２電極）２３を室温で堆積した素子のＸ線吸収スペクトル（ＸＡＳ）である。
図７は、ＭｇＯ（００１）トンネル障壁を成長後、超高真空中で３００℃アニールした場合と、アニールをしなかった場合であって、その後に基板温度Ｔｓｕｂで上部電極のＦｅ（００１）を成長した場合のＭＲｍａｘのＴｓｕｂ依存性を示す図である。
図８は、ＭｇＯ（００１）トンネル障壁を成長した後、超高真空中で３００℃アニールした後、基板温度Ｔｓｕｂで上部電極のＦｅ（００１）を成長した場合のＭＲｍａｘのＴｓｕｂ依存性を示す図である。
図９は、本発明の実施の形態によるＴＭＲ素子における磁気抵抗曲線の一例を示す図であり、ＭｇＯ障壁厚２．３３ｎｍ、測定温度２９３Ｋ、測定時の印加電圧３０ｍＶの場合の実験データである。
図１０は、ＭｇＯ（００１）トンネル障壁を成長した後、超高真空中で３００℃アニールした後、基板温度２００℃で上部電極のＦｅ（００１）を成長した場合の、磁気抵抗比（ＭＲ比）のＭｇＯ膜厚依存性（ｔＭｇＯ）を示す図である。
図１１は、Ｆｅ／Ａｌ−Ｏ／Ｆｅ  ＴＭＲ素子の局所状態密度（ＬＤＯＳ）と波動関数の位相の分布を示す図である。
図１２は、Ｆｅ（００１）／ＭｇＯ（００１）／Ｆｅ（００１）ＴＭＲ素子の局所状態密度（ＬＤＯＳ）と波動関数の位相の分布を示す図である。
図１３は、ＭｇＯ（００１）トンネル障壁を成長した後、超高真空中で３００℃アニールした後、基板温度２００℃で上部電極のＦｅ（００１）を成長した場合の、素子の電気抵抗（ＲＡ）のＭｇＯ膜厚（ｔＭｇＯ）依存性を示す図である。
図１４は、ＭｇＯ（００１）トンネル障壁を成長した後、超高真空中で３００℃アニールした後、基板温度２００℃で上部電極のＦｅ（００１）を成長した場合の、ＭＲ比のＲＡ依存性を示す図である。
図１５（Ａ）、（Ｂ）は、ＴＭＲ素子の構造と、その動作原理を示す図である。
図１６は、ＭＲＡＭの基本構造例を示す図であり、図１６（Ａ）はＭＲＡＭの斜視図であり、図１６（Ｂ）は模式的な回路構成図であり、図１６（Ｃ）は、構造例を示す断面図である。
図１７は、アモルファスＡｌ−Ｏをトンネル障壁とした従来型ＴＭＲ素子の磁気抵抗のバイアス電圧による変化を示す図である。
図１８は、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２（Ｂ）に対応する図である。
【符号の説明】
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（０＜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（０＜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トンネル障壁層、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トンネル障壁層、５０５…アモルファス強磁性体による上部電極（第２電極）。
【発明を実施するための最良の形態】  本明細書において、ＭｇＯは立方晶であるため、（００１）面、（１００）面、（０１０）面は全て等価である。ここでは、膜面に垂直な方向をｚ軸とすることにより、膜面を（００１）と統一的に記述している。
また、本明細書において、電極層の結晶構造であるＢＣＣ構造とは体心立方晶のことである。より具体的には、化学的秩序のないＢＣＣ構造、いわゆるＡ２型構造、および化学的秩序のあるＢＣＣ構造、例えばＢ２型構造やＬ２１構造、などのことを意味し、これらのＢＣＣ構造の結晶格子が僅かに歪んだものも含まれる。
本明細書において用いた欠陥のない完全な単結晶における「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のトンネル障壁の高さ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。
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。発明者らは、Ｆｅ／ＭｇＯ構造に関して実験を行い、種々の知見を得ている。まず、Ｆｅ／ＭｇＯ界面の典型的な構造を図１（Ａ）に示す。図１（Ａ）に示すように、界面第一原子層のＦｅがＭｇＯのＯ原子の上に乗る構造において巨大な磁気抵抗が出現することが理論的に予測されている（Ｗ．Ｈ．Ｂｕｔｌｅｒ，Ｘ．−Ｇ．Ｚｈａｎｇ，ｅｔ  ａｌ．，Ｐｈｙｓ．Ｒｅｖ．Ｂ６３，０５４４１６（２００１）．）。
これに対して、図１（Ｂ）に示すように、界面第一原子層のＦｅがＭｇＯのＭｇ原子の上に乗る構造では、巨大な磁気抵抗は出現しない。また、図１（Ｃ）のように、界面第一原子層のＦｅ原子の両隣にＯ原子が存在する場合も、巨大な磁気抵抗は出現しない（Ｈ．Ｌ．Ｍｅｙｅｒｈｅｉｍ，ｅｔ  ａｌ．，Ｐｈｙｓ．Ｒｅｖ．Ｌｅｔｔ．８７，７６１０２（２００１）．Ｈ．Ｌ．Ｍｅｙｅｒｈｅｉｍ，ｅｔ  ａｌ．，Ｐｈｙｓ．Ｒｅｖ．Ｂ．６５，１４４４３３（２００２）．Ｘ．−Ｇ．Ｚｈａｎｇ，Ｗ．Ｈ．Ｂｕｔｌｅｒ，ｅｔ  ａｌ．，Ｐｙｓ．Ｒｅｖ．Ｂ  ６８，９２４０２（２００３）．）。
従って、大きな磁気抵抗を実現するためには、図１（Ａ）のような構造を理想的に作製する手法を確立する必要がある。
ＴＭＲ素子の磁気抵抗（ＭＲ）比は、以下の式で表される。
ＭＲ比＝ΔＲ／Ｒｐ＝（Ｒａｐ−Ｒｐ）／Ｒｐ
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。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。
ＭＲ比＝（Ｒａｐ−Ｒｐ）／Ｒｐ＝２Ｐ１Ｐ２／（１−Ｐ１Ｐ２）、
ここで、Ｐα＝（Ｄα↑（ＥＦ）−Ｄα↓（ＥＦ））／（Ｄα↑（ＥＦ）＋Ｄα↓（ＥＦ））、α＝１，２    （１）
ここで、Ｐαは、電極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分極率は０．５以下であるため、Ｊｕｌｌｉｒｅの公式によれば、最も高い推定ＭＲ比として約７０％が予測される。
アモルファスのＡｌ−Ｏによるトンネル障壁と多結晶電極とを用いてＴＭＲ素子を作製すると、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、上述のように高集積度のＭＲＡＭを実現する際における最大の問題点の１つになっている。
発明者は、酸化マグネシウム（以下、「ＭｇＯ」と称する。）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Ａｌ−Ｏ障壁とは異なり、ＭｇＯは結晶（原子が規則正しく配列した物質）であるために、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において保存されることが予測される。
図２は、本実施の形態によるＴＭＲ素子構造（図２（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［００１］方向に対するＥ−ＥＦの関係を示す図（図２（Ａ））である。図２（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（０＜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、伝導電子の運動量がトンネル過程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ｋを有する電子が支配的になる。図２（Ａ）に示す［００１］（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、それほど高いスピン分極率を示さない。しかしながら、電子のコヒーレント状態がトンネル過程において保存される場合には、障壁に垂直な軸に関して完全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接続し、大きなトンネル確率を持つことになる。Ｆｅ（００１）電極の場合、Δ１バンドの電子が前記のような完全に対称な波動関数を有する。
図２（Ｂ）に示す構造において、図２（Ａ）に示すように、Ｆｅの多数スピンΔ１バンド（太い実線）がフェルミ準位ＥＦに状態を有するが、Ｆｅの少数スピンΔ１バンド（太い破線）はフェルミ準位ＥＦに状態を有しない。このようなＦｅのΔ１バンドのハーフメタル的な特徴により、コヒーレントなスピン偏極トンネルにおいて非常に高いＭＲ比が得られることが予見される。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。
以下、上記の考察に基づいて、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３（Ａ）から図３（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、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、例えばＭＢＥ法（分子線エピタキシー法）により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、１００ｎｍ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。これにより、Ｆｅ（００１）下部電極（第１電極）１７の表面を原子ステップがほとんどない程度の極めて平坦性の良い表面とすることができる。
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（約２９３Ｋ）、電子線蒸着のソース材料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、最高到達真空度が１×１０−８Ｐａ、Ｏ２分圧が８×１０−７Ｐａ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。
図４（Ａ）は、この際のＦｅ（００１）下部電極（第１電極）１７のＲＨＥＥＤイメージ（電子線の照射方向はＦｅ［１１０］方向、加速電圧は２０ｋＶ）を示す図である。図４（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３（Ｃ）に示すように、厚さｔ（１．２ｎｍから３．４ｎｍ）のＭｇＯ（００１）障壁層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を用いて成膜した。その後、超高真空下において、３００℃でアニールを行う。３００℃でアニールを行うことにより、ＭｇとＯとが規則正しく配置されるとともに、主として表面吸着した酸素と水とが蒸発し、平坦かつ清浄なＭｇＯ表面を形成することができる。尚、アニール温度としては、２００℃以上が好ましい。Ｆｅ（００１）下部電極（第１電極）１７の表面の平坦さを引き継いで、のＭｇＯ（００１）障壁層２１も極めて平滑な表面状態にすることができる。
図４（Ｂ）は、この際のＭｇＯ（００１）障壁層２１のＲＨＥＥＤイメージを示す図である。図４（Ｂ）（電子線の照射方向はＭｇＯ［１００］方向、加速電圧は２０ｋＶ）に示すように、ＭｇＯ（００１）障壁層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。
次いで、図３（Ｄ）に示すように、ＭｇＯ（００１）障壁層２１上に、後述する基板温度Ｔｓにおいて厚さ１０ｎｍのＦｅ（００１）上部電極（第２電極）２３を形成した。ＭｇＯ（００１）障壁層２１を超高真空下のアニールにより平坦かつ清浄な表面状態にすることにより、表面のＭｇとＯとのうちＯ原子上にＦｅ原子を配置することができる。Ｆｅ（００１）上部電極（第２電極）２３の成長に連続して、１０ｎｍ厚さのＩｒ０．２Ｍｎ０．８層をＦｅ（００１）上部電極（第２電極）２３上に堆積した。Ｉｒ０．２Ｍｎ０．８層２５は、Ｆｅ（００１）上部電極２３の交換バイアス磁界を高めることによって反平行磁化配置を実現するために用いられる。
このようにして作製した素子の透過電子顕微鏡写真を図５に示す。図５（Ａ）の拡大図が図５（Ｂ）に示す図である。図５（Ａ）、（Ｂ）に示すように、素子において、良好な結晶性と界面構造が実現されていることが分かる。また、素子の界面一原子層のＦｅ原子のＬ２とＬ３吸収端のＸ線吸収スペクトル（ＸＡＳ）を図６（Ａ）に示す。図６（Ａ）のスペクトルはＬ２、Ｌ３吸収端の形状が単一ピークである。このことは界面のＦｅ原子が酸化していないことを示すものであり、図１（Ａ）のような理想的な界面構造ができていることが分かる。
これに対して、ＭｇＯ（００１）障壁層２１の超高真空下アニールを行わずに、さらにＦｅ（００１）上部電極（第２電極）２３を室温で堆積した素子のＸ線吸収スペクトル（ＸＡＳ）を図６（Ｂ）に示す。図６（Ｂ）に示すスペクトルはＬ２、Ｌ３吸収端の形状が単一ピークでなく、ピークに肩（図中の矢印で示した箇所）を持つ。このスペクトル形状はＦｅ酸化物（ＦｅＯｘ）に特有の構造（非特許文献：Ｊ．Ｐ．Ｃｒｏｃｏｍｂｅｔｔｅ，ｅｔ  ａｌ．，Ｐｈｙｓ．Ｒｅｖ．Ｂ  ５２，３１４３（１９９５）．参照）であるため、界面の構造は図１（Ｃ）のようになっていると考えられる。
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。
上記電子線蒸着法による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、良好な薄膜が形成されていることがわかる。
尚、ＭｇＯ成長時における成膜チャンバ内の四重極Ｍａｓｓスペクトルの観測結果から、ＯのスペクトルとＯ２のスペクトルとに関する分圧が高いことがわかる。また、ＭｇＯ蒸着中の酸素分圧の膜堆積速度依存性を見ると、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、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結晶の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、０．３〜０．４ｅＶ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。尚、酸素欠損に基づくＭｇＯｘのｘの値としては、０．９８＜ｘ＜１、より好ましくは０．９９＜ｘ＜１程度であり、Ｍｇ単体のようなものは含まれず、ＭｇＯの特性が基本的には維持される範囲である。
尚、上記、トンネル障壁の高さφは、ＴＭＲ素子の電気伝導特性（トンネル電流密度Ｊとバイアス電圧Ｖの関係）を、ＷＫＢ近似に基づいたＳｉｍｍｏｎｓの公式（非特許文献Ｊ．Ｇ．Ｓｉｍｍｏｎｓ：Ｊ．Ａｐｐｌ．Ｐｈｙｓ．３４，ｐｐ．１７９３−１８０３（１９６３）．の（２０）式）に当てはまるように最小自乗法でフィッティングすることによって求めた。この際、電子の有効質量として、自由電子の質量（ｍ＝９．１１×１０−３１ｋｇ）を用いてフィッティングを行った。Ｊ−Ｖ特性に非線形性が現れる程度のバイアス電圧Ｖ（通常５００ｍＶ〜１０００ｍＶ程度）まで印加すれば、Ｓｉｍｍｏｎｓの式を用いてＪ−Ｖ特性をフィッティングすることにより、トンネル障壁の高さφとトンネル障壁の有効厚さΔｓを同時に決定することが出来る。
ここで、トンネル障壁の有効厚さΔｓは、ＴＭＲ素子の断面透過電子顕微鏡（ＴＥＭ）写真から求めた実際のＭｇＯ（００１）トンネル障壁層の厚さ（ｔＭｇＯ）よりも、約０．５ｎｍほど薄い値となった。これは、ＭｇＯ（００１）層とＦｅやＣｏを主成分とする合金層の界面に生じる鏡像ポテンシャルの効果によって、トンネル障壁の有効厚さΔｓが実際のＭｇＯ（００１）層の厚さよりも薄くなった結果である。
尚、断面ＴＥＭ写真を用いてｔＭｇＯを正確に求めることができ場合は、以下に述べるような手法で、より簡便にトンネル障壁の高さφを見積もることが出来る。すなわち、ＴＭＲ素子に印加するバイアス電圧Ｖが低い（通常、１００ｍＶ以下）場合、トンネル電流密度Ｊはバイアス電圧Ｖに比例し、Ｊ−Ｖ特性は線形関係となる。このような低バイアス電圧の領域では、Ｓｉｍｍｏｎｓの式は、式（２）のように記述できる。
Ｊ＝［（２ｍφ）１／２／Δｓ］（ｅ／ｈ）２×ｅｘｐ［−（４πΔｓ／ｈ）×（２ｍφ）１／２］×Ｖ                                （２）
ここで、ｍは自由電子の質量（９．１１×１０−３１ｋｇ）、ｅは素電荷（１．６０×１０−１９Ｃ）、ｈはプランク定数（６．６３×１０−３４Ｊ・ｓ）である。また、トンネル障壁の有効厚さΔｓは、Δｓ≒ｔＭｇＯ−０．５ｎｍである。ＴＭＲ素子の低バイアス電圧領域のＪ−Ｖ特性を（２）式にフィッティングすれば、トンネル障壁の高さφを簡便かつ正確に見積もることが出来る。
以下においても、図７を参照しつつ説明を行う。図７は、超高真空中において、３００℃のアニール処理を行った場合（白抜きの丸）と行わなかった場合（黒丸）との、ＭＲ比の最大値ＭＲｍａｘのＦｅ（００１）上部電極（第２電極）２３の成長温度Ｔｓ依存性を示す図である。ＭＲｍａｘの測定温度は室温（２９３Ｋ）であり、印加した電圧は３０ｍＶである。図７に示すように、３００℃のアニール処理を行った場合の方がアニール処理を行わなかった場合に比べて、ＭＲｍａｘが大きくなることがわかる。また、Ｆｅ（００１）上部電極（第２電極）２３の成長温度Ｔｓが大きいほどＭＲｍａｘが大きいことがわかる。Ｔｓ＝２００℃で３００℃のアニール有りの場合に、ＭＲｍａｘが１８０％程度の極めて大きな値が得られた。
アニール有りの場合において、高いＭＲｍａｘが得られたのは、上述のようにＭｇＯ（００１）障壁層２１を超高真空下でのアニールにより平坦かつ清浄な表面状態にすることができ、アニールにより表面から余分な水分や酸素などを除去することで清浄な表面状態を形成するとともに、表面のＭｇとＯとのうちＯ原子上にＦｅ原子を配置することができたためと考えられる。その他の要因については後述する。
図８は、図７のグラフの見方を変えてプロットした図であり、ＭｇＯ（００１）トンネル障壁を成長し超高真空中で３００℃アニールし、基板温度ＴｓｕｂでＦｅ（００１）上部電極（第２電極）２３を成長した際のＭＲｍａｘのＴｓｕｂ依存性を示す図である。図８に示すように、ＭＲｍａｘはＴｓｕｂが２５℃（室温）で１２０％、１５０℃でＭＲｍａｘ＝１５５％、２００℃でＭＲｍａｘ＝１８０％、２５０℃でＭＲｍａｘ＝１８６％、３００℃でＭＲｍａｘ＝９０％の値を示す。この結果から、３００℃でアニールした後にＦｅ（００１）上部電極（第２電極）２３を成長する場合の成長温度としては、１５０〜２５０℃程度が好ましいことがわかる。尚、成長温度を３００℃とした場合には、Ｆｅ（００１）上部電極（第２電極）２３が粒状成長していることから、反平行な磁化配列ができなくなっていることに起因するものと考えられる。
成長したトンネル障壁層の厚さは、素子断面の高分解能透過電子顕微鏡（ＴＥＭ）写真に基づいて測定した。下部電極層とトンネル障壁層の境界からトンネル障壁層と上部電極層の境界までの距離をＴＥＭ写真から見積もり、これをトンネル障壁層の厚さ（ｔＭｇＯ）と定義した。尚、トンネル障壁層の凹凸により膜厚に分布がある場合は、その平均膜厚をトンネル障壁層の厚さとして用いた。
図９は、上記の方法により作製したＴＭＲ素子における磁気抵抗曲線の一例を示す図である。作製条件としては、ＭｇＯ（００１）トンネル障壁を成長し超高真空中において３００℃でアニールした後、基板温度を２００℃としてＦｅ（００１）上部電極を成長したものである。ＭｇＯ（００１）障壁の厚さｔＭｇＯは２．３３ｎｍであり、測定温度は２９３Ｋ、印加電圧は３０ｍＶである。この膜厚条件において、ＭＲとして１８０％と非常に大きい値が得られている。
図１０は、１枚の基板上でウェッジ形状のＭｇＯ（００１）障壁層を形成することにより、１．１５ｎｍから３．４０ｎｍまでの間においてＭｇＯ（００１）膜厚ｔＭｇＯを細かく変化させた場合のＭＲ比のｔＭｇＯ依存性を示す図である。図１０に示すように、約０．１５ｎｍ周期でＭＲ比のピークとバレーとが繰り返す顕著な周期的特性が観測された。ピーク位置としては、１．４９ｎｍ、１．７６ｎｍ、２．０４ｎｍ、２．３３ｎｍ、２．６２ｎｍ、２．９１ｎｍに観測されている。本実験におけるＭｇＯ（００１）膜厚ｔＭｇＯの膜厚の測定誤差は±０．０２５ｎｍ程度であるため、０．３ｎｍ周期のピーク位置の周期性は有意である。ＭＲ比が極大値を持つ有用なｔＭｇＯの値としては、１．４９ｎｍ、１．７６ｎｍ、２．０４ｎｍ、２．３３ｎｍ、２．６２ｎｍ、２．９１ｎｍの膜厚に対してそれぞれ−０．０５ｎｍから＋０．１０ｎｍ程度の膜厚範囲が好ましい。すなわち、ＭＲのピーク位置をｔＭｇＯ（ｐ）とすると、ｔＭｇＯ（ｐ）−０．０５ｎｍからｔＭｇＯ（ｐ）＋０．１０ｎｍが好ましく、ｔＭｇＯ（ｐ）からｔＭｇＯ（ｐ）＋０．５ｎｍがより好ましい膜厚の範囲である。
尚、図１１及び図１２は、ＭＲ比のＭｇＯ（００１）膜厚ｔＭｇＯに対する振動に関する発明者の理論的考察に関連する原理図である。図１１は、従来のＦｅ／Ａｌ−Ｏ／Ｆｅトンネル接合構造におけるそれぞれの位置における局所状態密度（ＬＤＯＳ）（実線）と波動関数の位相（点線）を示す図であり、図１２は、本実施の形態によるＦｅ／ＭｇＯ／Ｆｅトンネル接合構造におけるそれぞれの位置における局所状態密度（ＬＤＯＳ）（実線）と波動関数の位相（点線）を示す図である。
図１１に示すように、従来のＦｅ／Ａｌ−Ｏ／Ｆｅトンネル接合構造においては、入射側のＦｅのＬＤＯＳに関しては、位相成分ｅ−ｉｋ・ｒがのるが、Ａｌ−Ｏのバンドギャップ中の電子状態がシングルバンド構造であることに起因してＡｌ−Ｏ中においては波動関数の実数成分ｅ−ｋ・ｒのみによって局所状態密度が決まり、虚数成分は関係しない。従って、Ａｌ−Ｏ障壁中におけるＬＤＯＳは波動の入射側から出射側に向けて指数関数的に単調減少するように減衰する。尚、ｒ＝（ｘ，ｙ，ｚ）、ｋ＝（ｋｘ，ｋｙ、ｋｚ）であるが、そのｚ方向に関してのみ着目している。反対側（図１１における右側）からの波動関数ＤＯＳも同様に単純な減衰曲線により示されるため、Ａｌ−Ｏ障壁中でのトンネル確率は、Ａｌ−Ｏ障壁の厚さに対して比較的単純に変化する。
一方、図１２に示すように、Ｆｅ／ＭｇＯ／Ｆｅトンネル接合構造においては、入射側のＦｅのＬＤＯＳに関しては、位相成分ｅ−ｉｋ・ｒがのり、図１２に示すＭｇＯのバンドギャップ中の電子状態がマルチバンド構造に起因してΔ１バンドとΔ５バンドの電子が関連し、ＭｇＯ中においては波動関数の実数成分と虚数成分との掛け合わせであるｅ−ｋ１・ｒ・ｅ−ｉｋ２・ｒ、すなわち虚数成分も関係するため、ＭｇＯ障壁中におけるＬＤＯＳは波動の入射側からＦｅにおける位相を保持した状態で波動性が干渉しながら減衰する。反対側（図１２における右側）からの波動関数のＬＤＯＳも同様に波動性を示しながら減衰するため両方の波による干渉効果に基づいて、ＭｇＯ障壁中でのトンネル確率は、ＭｇＯ障壁の厚さに対して振動するようになる。尚、図１０に示すようなＭＲの振動が実際に確認されたことは、本実施の形態による方法により作製したＭｇＯ障壁の結晶性と平坦性とが優れていることを意味する。
図１３は、ＭｇＯ（００１）トンネル障壁を成長した後、超高真空中において３００℃でアニールを行った後に、基板温度２００℃で上部電極のＦｅ（００１）を成長した場合のＴＭＲ素子の１μｍ２当たりの抵抗率、すなわち抵抗−エリア積ＲＡ（Ω（μｍ）２）のｔＭｇＯ依存性を示す図であり、縦軸は対数プロットである。測定温度Ｔは２９３Ｋ、測定時の印加電圧は３０ｍＶであり、白抜きの丸印は平行磁化の場合、黒丸は反平行磁化の場合の抵抗Ｒを示す。図１３に示すように、平行磁化の場合、反平行磁化の場合ともＲＡはｔＭｇＯに対してほぼ指数関数的に増加していることがわかる。
図１４は、図１０と図１３との実験結果に基づいて得られたＭＲ比のＴＭＲ素子の抵抗−エリア積（ＲＡ）依存性を示す図である。プロットに沿った実線に示すように、ＭＲはＲＡに対して図１０に示す振動に基づく周期的な振動が見られる。破線は、図１０に示す振動がないと仮定した場合のＭＲのＲＡ依存性を示す図である。振動がないと仮定すると、ＭＲはＲＡに対して単純に増加していることがわかる。すなわち、ＭｇＯ（００１）障壁のマルチバンド構造に基づいて生じる振動であって、波動関数の虚数成分の影響による振動、すなわちΔ１（ｓ電子）バンドの電子波の波動関数が強め合うことによるＭＲの増強効果が得られることがわかる。ＴＭＲ素子をメモリセルとして用いた場合には、集積度に応じて必要とされる抵抗−エリア積ＲＡが異なるが、例えばＲＡ＝１０２Ωμｍ２の近傍の値が必要な場合に、破線で示す単調減少曲線によれば、わずかな膜厚のばらつきによってもＭＲが大きく変動するため、集積回路の設計上も好ましくない。これに対して、図１４に示すように、波動関数によるエンハンスメントに起因するＭＲのフラット領域が存在すると、ある範囲でほぼ一定のかつ高いＭＲを得ることが可能であり、集積回路の設計上もマージンがとりやすいという利点がある（図１７参照）。
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。或いは電極層と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。また、上記振動に起因して、ＴＭＲ素子に電圧を印加することにより、電圧に対してＭＲの振動が観測される。例えば、二次微分をとることで、振動成分を精度良く観測することができる。
次に、本発明の第１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１８は、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２（Ｂ）に対応する図である。図１８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多結晶ＭｇＯｘ（０＜ｘ＜１）層５０３の両側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。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。なお、ＴＭＲ素子を作製した後にアニール処理を施すと電極層のアモルファス磁性合金が部分的あるいは全体的に結晶化する場合があるが、これによってＭＲ比が大きく劣化することはない。したがって、このように結晶化したアモルファス磁性合金を電極層に用いても構わない。
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。
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。
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。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。
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。
【産業上の利用可能性】  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。
ＴＭＲ素子の磁気抵抗として１８８（％）、ＭＲＡＭの出力電圧値として５５０ｍＶという非常に高い値が得られ、ギガビット級の超高集積ＭＲＡＭに適用可能なレベルに達していることがわかった。
【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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【手続補正書】
【提出日】平成19年3月2日(2007.3.2)
【手続補正１】
【補正対象書類名】特許請求の範囲
【補正対象項目名】全文
【補正方法】変更
【補正の内容】
【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の強磁性体層と、を有する磁気トンネル接合構造を備える磁気抵抗素子であって、
前記トンネル障壁層が、単結晶ＭｇＯｘ（００１）あるいは（００１）結晶面が優先配向した多結晶ＭｇＯｘ（０＜ｘ＜１）層（以下、両者を総称して「ＭｇＯトンネル障壁層」と称する。）により形成されるとともに、前記第２の強磁性体層を構成する原子が前記ＭｇＯトンネル障壁層のＯ上に配置されていることを特徴とする磁気抵抗素子。
【請求項２】
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を主成分とするＢＣＣ構造の合金からなる第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を主成分とするＢＣＣ構造の合金からなる第２の強磁性体層と、を有する磁気トンネル接合構造を備える磁気抵抗素子であって、
前記トンネル障壁層が、単結晶ＭｇＯｘ（００１）あるいは（００１）結晶面が優先配向した多結晶ＭｇＯｘ（０＜ｘ＜１）層により形成されるとともに、前記第２の強磁性体層を構成する原子が前記ＭｇＯトンネル障壁層のＯ上に配置されていることを特徴とする磁気抵抗素子。
【請求項３】
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（００１）からなる第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（００１）からなる第２の強磁性体層と、を有する磁気トンネル接合構造を備える磁気抵抗素子であって、
前記トンネル障壁層が、単結晶ＭｇＯｘ（００１）あるいは（００１）結晶面が優先配向した多結晶ＭｇＯｘ（０＜ｘ＜１）層により形成されるとともに、前記第２の強磁性体層を構成するＦｅ原子が前記ＭｇＯトンネル障壁層のＯ上に配置されていることを特徴とする磁気抵抗素子。
【請求項４】
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の強磁性体層と、を有する磁気トンネル接合構造を備える磁気抵抗素子であって、
前記トンネル障壁層が、単結晶ＭｇＯｘ（００１）あるいは（００１）結晶面が優先配向した多結晶ＭｇＯｘ（０＜ｘ＜１）層（以下、「ＭｇＯ層」と称する。）により形成され、前記ＢＣＣ構造の強磁性体層のΔ１バンドの波動関数が前記ＭｇＯ層中にしみ出すことによりキャリアのトンネル確率を強め合うことを利用した磁気抵抗素子。
【請求項５】
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を主成分とするＢＣＣ構造の合金からなる第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を主成分とするＢＣＣ構造の合金からなる第２の強磁性体層と、を有する磁気トンネル接合構造を備える磁気抵抗素子であって、
前記トンネル障壁層が、単結晶ＭｇＯｘ（００１）あるいは（００１）結晶面が優先配向した多結晶ＭｇＯｘ（０＜ｘ＜１）層により形成され、前記ＢＣＣ構造の合金のΔ１バンドの波動関数が前記ＭｇＯトンネル障壁層中にしみ出すことによりキャリアのトンネル確率が強め合うことを利用した磁気抵抗素子。
【請求項６】
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（００１）からなる第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（００１）からなる第２の強磁性体層と、を有する磁気トンネル接合構造を備える磁気抵抗素子であって、
前記トンネル障壁層が、単結晶ＭｇＯｘ（００１）あるいは（００１）結晶面が優先配向した多結晶ＭｇＯｘ（０＜ｘ＜１）層により形成され、前記Ｆｅ（００１）のΔ１バンドの波動関数が前記ＭｇＯトンネル障壁層中にしみ出すことによりキャリアのトンネル確率が強め合うことを利用した磁気抵抗素子。
【請求項７】
前記ＭｇＯトンネル障壁層はその中において波動関数の干渉効果によってトンネル磁気抵抗効果が増強する膜厚を有していることを特徴とする請求項１から６までのいずれか１項に記載の磁気抵抗素子。
【請求項８】
前記ＭｇＯトンネル障壁層の膜厚は、１．４９ｎｍ、１．７６ｎｍ、２．０４ｎｍ、２．３３ｎｍ、２．６２ｎｍ、２．９１ｎｍに対してそれぞれ−０．０５ｎｍから＋０．１０ｎｍ程度の膜厚範囲を有することを特徴とする請求項１から７までのいずれか１項に記載の磁気抵抗素子。
【請求項９】
前記ＭｇＯトンネル障壁層の膜厚は、１．４９ｎｍ、１．７６ｎｍ、２．０４ｎｍ、２．３３ｎｍ、２．６２ｎｍ、２．９１ｎｍに対してそれぞれ＋０．０５ｎｍ程度の膜厚範囲を有することを特徴とする請求項１から７までのいずれか１項に記載の磁気抵抗素子。
【請求項１０】
前記トンネル障壁層の伝導帯下端と、前記第１又は第２のうちの少なくとも一方の強磁性体層のフェルミ準位と、の間の不連続値（トンネル障壁の高さ）をＭｇＯ（００１）層が完全な単結晶である場合における理想的な値よりも低くしたことを特徴とする請求項１から９までのいずれか１項に記載の磁気抵抗素子。
【請求項１１】
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またはＢＣＣ構造を有するＦｅ系合金の単結晶（００１）層または（００１）結晶面が優先配向した多結晶層からなる第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またはＢＣＣ構造を有するＦｅ系合金の単結晶（００１）層または（００１）結晶面が優先配向した多結晶層からなる第２の強磁性体層と、を有し、前記第２の強磁性体層を構成する原子が前記ＭｇＯトンネル障壁層のＯ上に配置されている磁気トンネル接合構造を備え、
前記ＭｇＯ（００１）からなるトンネル障壁層の伝導帯下端と、前記第１又は第２のうちの少なくとも一方の強磁性体層のフェルミ準位と、の間の不連続値（トンネル障壁の高さ）をＭｇＯ（００１）層が完全な単結晶である場合における理想的な値よりも低くしたことを特徴とする磁気抵抗素子。
【請求項１２】
前記不連続値は、０．２〜０．５ｅＶの範囲内であることを特徴とする請求項１０又は１１に記載の磁気抵抗素子。
【請求項１３】
前記不連続値は、０．１０〜０．８５ｅＶの範囲内であることを特徴とする請求項１０又は１１に記載の磁気抵抗素子。
【請求項１４】
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１３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１５】
第１のＦｅまたはＢＣＣ構造を有するＦｅ系合金の単結晶（００１）層または（００１）結晶面が優先配向した多結晶層（以下、「第１のＦｅ層」と称する。）を形成する工程と、
高真空下において、前記第１のＦｅ層上に、単結晶ＭｇＯｘ（００１）あるいは（００１）結晶面が優先配向した多結晶ＭｇＯｘ（０＜ｘ＜１）からなるトンネル障壁層（以下、両者を総称して「ＭｇＯトンネル障壁層」と称する。）を堆積した後に超高真空下で２００〜３００℃の間の温度でアニールする工程と、
前記トンネル障壁層上に第２のＦｅ層を形成する工程と
を有することを特徴とする磁気抵抗素子の製造方法。
【請求項１６】
前記ＭｇＯトンネル障壁層上に第２のＦｅ層を形成する工程は、１５０℃から２５０℃の間の基板温度において行われることを特徴とする請求項１５に記載の磁気抵抗素子の製造方法。
【請求項１７】
前記ＭｇＯトンネル障壁層上に第２のＦｅ層を形成する工程は、Ｆｅが前記ＭｇＯトンネル障壁層のうちＯ上に配置される条件において行われることを特徴とする請求項１５に記載の磁気抵抗素子の製造方法。
【請求項１８】
前記ＭｇＯトンネル障壁層上に第２のＦｅ層を形成する工程は、２００℃から２５０℃の間の基板温度において行われることを特徴とする請求項１５に記載の磁気抵抗素子の製造方法。
【請求項１９】
前記ＭｇＯトンネル障壁層上に第２のＦｅ層を形成する工程は、Ｆｅが前記ＭｇＯトンネル障壁層のうちＯ上に配置される条件において行われることを特徴とする請求項１７又は１８に記載の磁気抵抗素子の製造方法。
【請求項２０】
単結晶ＭｇＯｘ（００１）あるいは（００１）結晶面が優先配向した多結晶ＭｇＯｘ（０＜ｘ＜１）からなる基板を準備する第１工程と、
該基板上に第１のＦｅまたはＢＣＣ構造を有するＦｅ系合金の単結晶（００１）層または（００１）結晶面が優先配向した多結晶層を堆積し、次いで、表面の平坦化のためのアニールを行う第２工程と、
前記第１のＦｅまたはＢＣＣ構造を有するＦｅ系合金の単結晶（００１）層上に単結晶ＭｇＯｘ（００１）あるいは（００１）結晶面が優先配向した多結晶ＭｇＯｘ（０＜ｘ＜１）からなるトンネル障壁層を高真空下において堆積した後に２００〜３００℃の間の温度でアニールする第３工程と、
該トンネル障壁層上に第２のＦｅまたはＢＣＣ構造を有するＦｅ系合金の単結晶（００１）層または（００１）結晶面が優先配向した多結晶層を形成する第４工程と
を有することを特徴とする磁気抵抗素子の製造方法。
【請求項２１】
前記第４工程は、１５０℃から２５０℃の間の基板温度において行われることを特徴とする請求項２０に記載の磁気抵抗素子の製造方法。
【請求項２２】
前記トンネル障壁層上に第２のＦｅ層を形成する工程は、Ｆｅが前記ＭｇＯ層のうちＯ上に配置される条件において行われることを特徴とする請求項２０に記載の磁気抵抗素子の製造方法。
【請求項２３】
前記第１工程と第２工程との間に、単結晶ＭｇＯｘ（００１）あるいは（００１）結晶面が優先配向した多結晶ＭｇＯｘ（０＜ｘ＜１）からなるシード層を成長させる工程を有することを特徴とする請求項２０に記載の磁気抵抗素子の製造方法。
【請求項２４】
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磁性合金からなる第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磁性合金からなる第２の強磁性体層と、を有する磁気トンネル接合構造を備える磁気抵抗素子であって、
前記トンネル障壁層が、単結晶ＭｇＯｘ（００１）あるいは（００１）結晶面が優先配向した多結晶ＭｇＯｘ（０＜ｘ＜１）層（以下、両者を総称して「ＭｇＯトンネル障壁層」と称する。）により形成され、前記第１又は第２の少なくとも一方の強磁性体層の伝導電子の波動関数が前記ＭｇＯトンネル障壁層中のΔ１バンドにしみ出すことによりキャリアのトンネル確率を強め合うことを利用した磁気抵抗素子。
【請求項２５】
前記ＭｇＯトンネル障壁層はその中において波動関数の干渉効果によってトンネル磁気抵抗効果が増強する膜厚を有していることを特徴とする請求項２４に記載の磁気抵抗素子。
【請求項２６】
前記ＭｇＯｘ（００１）の膜厚は、１．４９ｎｍ、１．７６ｎｍ、２．０４ｎｍ、２．３３ｎｍ、２．６２ｎｍ、２．９１ｎｍに対してそれぞれ−０．０５ｎｍから＋０．１０ｎｍ程度の膜厚範囲を有することを特徴とする請求項２４又は２５に記載の磁気抵抗素子。
【請求項２７】
前記ＭｇＯｘ（００１）の膜厚は、１．４９ｎｍ、１．７６ｎｍ、２．０４ｎｍ、２．３３ｎｍ、２．６２ｎｍ、２．９１ｎｍに対してそれぞれ＋０．０５ｎｍ程度の膜厚範囲を有することを特徴とする請求項２４又は２５に記載の磁気抵抗素子。
【請求項２８】
前記トンネル障壁層の伝導帯下端と、前記第１又は第２のうちの少なくとも一方の強磁性体層のフェルミ準位と、の間の不連続値（トンネル障壁の高さ）をＭｇＯ（００１）層が完全な単結晶における理想的な値よりも低くしたことを特徴とする請求項２４から２７までのいずれか１項に記載の磁気抵抗素子。
【請求項２９】
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磁性合金からなる第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磁性合金からなる第２の強磁性体層と、を有する磁気トンネル接合構造を備える磁気抵抗素子において、
前記トンネル障壁層が、単結晶ＭｇＯ（００１）あるいは（００１）結晶面が優先配向した多結晶ＭｇＯｘ（０＜ｘ＜１）層（以下、両者を総称して「ＭｇＯトンネル障壁層」と称する。）により形成され、前記第１又は第２の少なくとも一方の強磁性体層の伝導電子の波動関数が前記ＭｇＯ層中のΔ１バンドにしみ出すことによりキャリアのトンネル確率が強め合うことを利用した磁気抵抗素子であって、前記トンネル障壁層の伝導帯下端と、前記第１又は第２のうちの少なくとも一方の強磁性体層のフェルミ準位と、の間の不連続値（トンネル障壁の高さ）を、ＭｇＯ（００１）層が完全な単結晶である場合における理想的な値よりも低くしたことを特徴とする磁気抵抗素子。
【請求項３０】
前記不連続値は、０．２〜０．５ｅＶの範囲内であることを特徴とする請求項２８又は２９に記載の磁気抵抗素子。
【請求項３１】
前記不連続値は、０．１０〜０．８５ｅＶの範囲内であることを特徴とする請求項２８又は２９に記載の磁気抵抗素子。
【請求項３２】
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２４から３１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３３】
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の強磁性体層と、を有する磁気トンネル接合構造を備える磁気抵抗素子であって、前記トンネル障壁層が、単結晶ＭｇＯｘ（００１）あるいは（００１）結晶面が優先配向した多結晶ＭｇＯｘ（０.９８＜ｘ＜１）層により形成されるとともに、前記第２の強磁性体層を構成する原子が前記ＭｇＯトンネル障壁層のＯ上に配置されていることを特徴とする磁気抵抗素子。
【請求項３４】
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の強磁性体層と、を有する磁気トンネル接合構造を備える磁気抵抗素子であって、
前記トンネル障壁層が、単結晶ＭｇＯｘ（００１）あるいは（００１）結晶面が優先配向した多結晶ＭｇＯｘ（０.９９＜ｘ＜１）層（以下、「ＭｇＯ層」と称する。）により形成されるとともに、前記第２の強磁性体層を構成する原子が前記ＭｇＯトンネル障壁層のＯ上に配置されていることを特徴とする磁気抵抗素子。
【請求項３５】
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の強磁性体層と、を有する磁気トンネル接合構造を備える磁気抵抗素子であって、
前記トンネル障壁層が、酸素欠損状態の単結晶ＭｇＯｘ（００１）あるいは酸素欠損状態の（００１）結晶面が優先配向した多結晶ＭｇＯｘ（０＜ｘ＜１）層により形成されていることを特徴とする磁気抵抗素子。
【請求項３６】
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面側に形成されたアモルファス磁性合金からなる第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磁性合金からなる第２の強磁性体層と、を有する磁気トンネル接合構造を備える磁気抵抗素子であって、
前記トンネル障壁層が、単結晶ＭｇＯｘ（００１）あるいは（００１）結晶面が優先配向した多結晶ＭｇＯｘ（０＜ｘ＜１）層により形成されるとともに、前記第２の強磁性体層を構成する原子のうちの磁性原子が前記ＭｇＯトンネル障壁層のＯ上に配置されていることを特徴とする磁気抵抗素子。
【請求項３７】
前記アモルファス磁性合金は、ＣｏＦｅＢ、ＦｅＣｏＢ、ＦｅＣｏＢＳｉ、ＦｅＣｏＢＰ、ＦｅＺｒ、ＣｏＺｒからなる群のうちから選択される少なくとも１のアモルファス磁性合金であることを特徴とする請求項３６に記載の磁気抵抗素子。
【請求項３８】
前記アモルファス磁性合金が部分的あるいは全体的に結晶化したアモルファス磁性合金であることを特徴とする請求項３６又は３７に記載の磁気抵抗素子。
【請求項３９】
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面側に形成されたアモルファス磁性合金からなる第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磁性合金からなる第２の強磁性体層と、を有する磁気トンネル接合構造を備える磁気抵抗素子であって、
前記トンネル障壁層が、単結晶ＭｇＯｘ（００１）あるいは（００１）結晶面が優先配向した多結晶ＭｇＯｘ（０.９８＜ｘ＜１）層により形成されるとともに、前記第２の強磁性体層を構成する原子のうちの磁性原子が前記ＭｇＯトンネル障壁層のＯ上に配置されていることを特徴とする磁気抵抗素子。
【請求項４０】
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面側に形成されたアモルファス磁性合金からなる第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磁性合金からなる第２の強磁性体層と、を有する磁気トンネル接合構造を備える磁気抵抗素子であって、
前記トンネル障壁層が、単結晶ＭｇＯｘ（００１）あるいは（００１）結晶面が優先配向した多結晶ＭｇＯｘ（０.９９＜ｘ＜１）層により形成されるとともに、前記第２の強磁性体層を構成する原子のうちの磁性原子が前記ＭｇＯトンネル障壁層のＯ上に配置されていることを特徴とする磁気抵抗素子。
【請求項４１】
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磁性合金からなる第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磁性合金からなる第２の強磁性体層と、を有する磁気トンネル接合構造を備える磁気抵抗素子であって、
前記トンネル障壁層が、酸素欠損状態の単結晶ＭｇＯｘ（００１）あるいは酸素欠損状態の（００１）結晶面が優先配向した多結晶ＭｇＯｘ（０＜ｘ＜１）層により形成されていることを特徴とする磁気抵抗素子。
【国際調査報告】
2006022183.tif 000020
2006022183.tif 000021
2006022183.tif 000022
2006022183.tif 000023
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