"基板と、前記基板上に形成されたCo、FeおよびBを含む磁性合金からなる強磁性体層と、前記強磁性体層上にトンネル障壁層として001結晶面が優先配向した多結晶MgOと、を有することを特徴とする磁気抵抗素子。前記磁性合金が、FeCoB、FeCoBSiおよびFeCoBPのいずれかであることを特徴とする請求項1記載の磁気抵抗素子。基板上に形成されたCo、FeおよびBを含む磁性合金からなる強磁性体層と、前記強磁性体層上にトンネル障壁層として001結晶面が優先配向した多結晶MgOと、を有する磁気抵抗素子の製造方法であって、前記基板を準備する工程と、前記基板上にCo、FeおよびBを含むアモルファス磁性合金からなる層を形成する工程と、前記アモルファス磁性合金からなる層上にアモルファスMgOを形成する工程と、アニール処理を行う工程を有することを特徴とする磁気抵抗素子の製造方法。前記磁性合金が、FeCoB、FeCoBSiおよび又はFeCoBPのいずれかであることを特徴とする請求項3記載の磁気抵抗素子の製造方法。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10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10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、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。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MgOx001あるいは001結晶面が優先配向した多結晶MgOx0<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が提供される。また、MgO001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Fe001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Fe001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であって、前記MgO層が、単結晶MgOx001あるいは001結晶面が優先配向した多結晶MgOx0<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が提供される。前記MgO001層の伝導帯下端と前記Fe001層のフェルミエネルギーの間の不連続値トンネル障壁高さを、欠陥のない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。上記構成を用いると、磁気抵抗が増大しTMR素子の出力電圧を大きくすることができた。1つ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と、不揮発性の記憶素子を形成することができた。本発明の他の観点によれば、基板を準備する工程と、該基板上に第1のFe001層を堆積する工程と、前記第1のFe001層上に電子ビーム蒸着法により単結晶MgOx001あるいは001結晶面が優先配向した多結晶MgOx0<x<1からなるトンネル障壁層を高真空下において堆積する工程と、該トンネル障壁層上に第2のFe001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。また、単結晶MgOx001あるいは001結晶面が優先配向した多結晶MgOx0<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Fe001層を堆積し、次いで、表面を平坦にするためのアニールを行う第2工程と、前記第1のFe001層上に電子ビーム蒸着法により単結晶MgOx001あるいは001結晶面が優先配向した多結晶MgOx0<x<1からなるトンネル障壁層を高真空下において堆積する第3工程と、該トンネル障壁層上に第2のFe001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。尚、前記第1工程と第2工程との間に、単結晶MgOx001あるいは001結晶面が優先配向した多結晶MgOx0<x<1からなるシード層を成長する工程を有していても良い。また、前記MgO層を、MgOxのx値を調整済みのターゲットを用いて堆積しても良い。この際、前記MgOを形成する工程中に、MgOxのx値を調整しても良い。本発明のさらに別の観点によれば、MgO001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、前記MgO001層の伝導帯下端と前記アモルファス磁性合金からなる第1又は第2の強磁性体層とのフェルミ準位の間の不連続値トンネル障壁の高さを、欠陥のない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磁気抵抗素子が提供される。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、かつTMR素子の抵抗値をMRAMに最適な低抵抗にすることができる。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。本明細書において、MgOは立方晶NaCl型構造であるため、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:WWulfhekeletalApplPhysLett78509。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。TMR素子の磁気抵抗MR比は、以下の式で表される。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であり、Pα=Dα↑EF-Dα↓EF/Dα↑EFDα↓EF、α=1,21と表される。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Densityofstate:DOSである。強磁性遷移金属及び合金のスピンの偏極はおおよそ05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。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MRAM実現の対する問題点となっている。発明者は、酸化マグネシウムMgO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、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に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1Bと、強磁性体金属であるFe001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1Aである。図1Bに示すように、本実施の形態によるTMR素子構造は、第1のFe001層1と、第2のFe001層5と、これらの間に挟まれた単結晶MgOx001層あるいは001結晶面が優先配向した多結晶MgOx0<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kZを有する電子が支配的になる。図1A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、有限のトンネル確率を持つことになる。Fe001電極のΔ1バンドが前記のような完全に対称な波動関数を有する。図1A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。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2Aから図2Dまでは、本発明の実施の形態によるFe001/MgO001/Fe001構造を有する磁気抵抗素子以下、Fe001/MgO001/Fe001TMR素子と称する。の製造工程を模式的に示す図である。Fe001は、BCC構造を有する強磁性体である。まず、単結晶MgO001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MgO001基板11の表面のモフォロジーを改善するため、MgO001シード層15を成長する。連続して、図1Bに示すように、50nm厚のエピタキシャルFe001下部電極第1電極17をMgO001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°C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MgOMg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1×10-6Paである。尚、化学量論的組成のMgOMg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3Aは、この際のFe001下部電極第1電極17のRHEEDイメージを示す図である。図3Aに示すように、Fe001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2Cに示すように、2nm厚のMgO001バリア層21をFe001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3Bは、この際のMgO001バリア層21のRHEEDイメージを示す図である。図3Bに示すように、MgO001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。図2Dに示すように、MgO001バリア層21上に、室温で厚さ10nmのFe001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Fe001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Fe001/MgO001/Fe001TMR素子を形成する。上記電子ビームによる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成長時における成膜チャンバ内の四重極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からの酸素の離脱を示唆するものであり、離脱した酸素は真空ポンプによって成膜装置の外に排気されることから、MgOx0.9<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、010~085eV、より詳細には02~05eV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、Fe001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。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JGSimmonsJApplPhys34pp17931803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MgO001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、MgO001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MgO001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る場合は、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=12/Δs2×exp[-×12]×V2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6.63×10-34Js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。図6は、上記の方法により製造したFe001/MgO001/Fe001TMR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146であり、測定温度293KにおいてMR比は88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、Fe001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個の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、20以内であった。TMR素子の歩留まりも実験室段階で90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、数kΩμm2であり、この値は、MRAMに適した値である。図7aは、室温におけるMR比のバイアス電圧依存性を示す図である。図7aに示すように、MR比のバイアス電圧依存性はかなり低いことがわかる。非対称な特性を示すが、MR比が半減する電圧Vhalfは1250mVという非常に高い値が得られている。尚、従来のAl-O系におけるMR比の半減する電圧Vhalfは300~600mVである。図7bに、TMR素子の出力電圧Voutは=バイアス電圧×Rap-Rp/Rapを示す。出力電圧Voutの最大値は順バイアスにおいて380mVの値が得られている。この値は、Al-Oバリアの場合の値200mV弱の約2倍の値である。このように、MR比と出力電圧との両方で高い値が得られたことは、本実施の形態による技術の有効性を示している。尚、上記実施の形態においては、BCCのFe001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MgO001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。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Fe001/MgO001/Fe001TMR素子の製造方法では、まずスパッタリング法などによりMgO001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°Cまで温度を上昇させ、300°C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。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11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1Bに対応する図である。図11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MgOx001あるいは001結晶面が優先配向した酸素欠損多結晶MgOx0<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。また、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。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。"