"第1の強磁性体層と、第2の強磁性体層と、前記第1の強磁性体層および前記第2の強磁性体層の間に形成された絶縁体層と、を備え、前記絶縁体層は、フッ素が添加されたMgOにより構成され、前記絶縁体層におけるフッ素の添加量が、0.00487atm以上0.15080atm以下である、磁気トンネル接合素子。前記フッ素の添加量が、0.00487atm以上0.05256atm以下である請求項1に記載の磁気トンネル接合素子。前記第1の強磁性体層および前記第2の強磁性体層から選ばれる少なくとも1つの層が、Co-Fe-B合金により構成される請求項1に記載の磁気トンネル接合素子。前記第1の強磁性体層が、式{CoFex}08B02で示されるCo-Fe-B合金により構成される請求項3に記載の磁気トンネル接合素子。ここで、xは、式0.25≦x≦0.5を満たす数値である。前記第2の強磁性体層が、式{CoFey}08B02で示されるCo-Fe-B合金により構成される請求項3に記載の磁気トンネル接合素子。ここで、yは、式0.25≦x≦0.5を満たす数値である。従来技術では、MgO絶縁体層を備える磁気トンネル接合素子において、当該絶縁体層に対するフッ素の有用な寄与は全く示されていない。例えば、MgO層とMgF2層とを積層した絶縁体層を備えるMitanietalの素子は、室温において1未満と、通常の磁気トンネル接合素子に比べて著しく低い磁気抵抗変化率を示す。フッ素を含む酸化雰囲気下で金属マグネシウム層を酸化して得た、KwonetalのMgOF絶縁体層では、フッ素による絶縁体層のバリア高さ向上は確認されなかった。すなわち、MgO絶縁体層に対する、フッ素による電気的な品質の向上は、これまで実現していない。MgO層を絶縁体層とする磁気トンネル接合素子において、強磁性体層およびMgO層の結晶状態が、当該素子の磁気抵抗変化特性に大きな影響を与える。高い磁気抵抗変化特性を得るためには、強磁性体層およびMgO層がともに良好な結晶状態を有することが重要である。磁気トンネル接合素子における強磁性体層およびMgO層は、いずれも薄膜である。薄膜は、例えば、スパッタリングにより形成される。しかし、金属薄膜および酸化物の薄膜を良好な結晶状態で積層することは難しく、特に、MgO層に結晶欠陥が発生しやすい。金属薄膜の形成例として、最初にアモルファスの薄膜を形成し、後に結晶化させることで良好な結晶状態を得る例が知られている。しかし、MgO層では、結晶化膜を直接形成する場合だけではなく、アモルファス膜を形成し、それを結晶化する場合にも結晶欠陥が発生しやすい。このような結晶欠陥の発生をできるだけ抑制することが、高い磁気抵抗変化特性を得るために重要である。本発明者らは、絶縁体層としてフッ素が添加されたMgOを用い、その添加量を定めることによって、高い磁気抵抗変化特性を示す磁気トンネル接合素子を実現した。すなわち、本発明の磁気トンネル接合素子は、第1の強磁性体層と、第2の強磁性体層と、前記第1の強磁性体層および前記第2の強磁性体層の間に形成された絶縁体層と、を備え、前記絶縁体層は、フッ素が添加されたMgOにより構成され、前記絶縁体層におけるフッ素の添加量が、0.00487atm以上0.15080atm以下である。本発明によれば、MgO絶縁体層を備える、高い磁気抵抗変化特性を示す磁気トンネル接合素子が得られる。この効果は、絶縁体層が特定の添加量のフッ素を含むMgOにより構成されることによって、絶縁体層における結晶欠陥の発生が抑制されることによると考えられる。以下、本発明の実施の形態について、図面を参照しながら説明する。図1に、本発明の磁気トンネル接合素子の一例を示す。図1に示す磁気トンネル接合素子1は、基板101と、基板101上に形成された第1の強磁性体層401と、第1の強磁性体層401上に形成された絶縁体層402と、絶縁体層402上に形成された第2の強磁性体層403と、を備える。絶縁体層402は、第1の強磁性体層401と第2の強磁性体層403との間に配置されている。第1の強磁性体層401および第2の強磁性体層403は、強磁性体により構成される。磁気トンネル接合素子1では、絶縁体層402を挟持する第1の強磁性体層401と第2の強磁性体層403との間の磁化方向の関係によって、強磁性体層401,403間の電気的な抵抗が変化する。その電気的な抵抗の変化磁気抵抗変化は、絶縁体層402を介して流れるトンネル電流の変化に由来する。素子1の磁気抵抗変化を利用して、素子1は、メモリ素子およびセンサー素子などへの応用が可能である。磁気トンネル接合素子1では、第1の強磁性体層401と第2の強磁性体層403とが電気的に短絡することがないように、絶縁体層402よりも先に形成される強磁性体層の表面粗さが、絶縁体層402の厚さよりも小さいことが要求される。図1に示す例において、基板101の上に、第1の強磁性体層401、絶縁体層402および第2の強磁性体層403を順に形成する場合、絶縁体層402よりも先に形成される強磁性体層は第1の強磁性体層401である。したがって、この場合、第1の強磁性体層401の表面粗さが、絶縁体層402の厚さよりも小さいことが要求される。基板101は、例えば、シリコン基板、石英基板、ガラス基板である。基板101は、鏡面研磨シリコン基板および石英基板の場合および焼き鈍しガラス基板の場合のような手法によって、表面が平滑化されていることが好ましい。シリコン基板は、鏡面研磨の後、熱酸化により形成した熱酸化膜を表面に有する基板であってもよい。石英基板は、溶融石英基板であってもよい。表面が平滑化された基板101上に第1の強磁性体層401を形成することにより、形成した第1の強磁性体層401における基板101側の面とは反対側の面、すなわち、絶縁体層402が形成される面、の表面粗さが小さくなる。磁気トンネル接合素子1は、基板101と第2の強磁性体層401との間に、導電性材料により構成される電極層を有してもよい。電極層は、素子1における強磁性体層401,403間の電気抵抗値の検出に利用できる。このような素子1は、基板101上に電極層を形成し、形成した電極層上に第1の強磁性体層401を形成して、製造できる。第1の強磁性体層401の材料により構成される、表面が鏡面研磨された基板101を用いることができる。この場合、基板101および第1の強磁性体層401が、同一の材料により構成される。第1の強磁性体層401および第2の強磁性体層403は、bccの結晶構造をとることが好ましい。この場合、本発明の磁気トンネル接合素子が示す磁気抵抗変化特性がより高くなる。これは、強磁性体層のbcc構造とMgO層の特定の結晶面との接合bcc構造を有する強磁性体層とMgO層との間のバンドの繋がりが、特に良好なスピンフィルター効果をもたらすためと考えられる。絶縁体層がMgF2層である場合、bcc構造を有する強磁性体層との間の結晶構造のマッチングに劣り、このような良好なスピンフィルター効果が得られない。第1の強磁性体層401および第2の強磁性体層403を構成する強磁性体は、鉄Feを含むことが好ましい。Feは、bccの結晶構造をとる。第1の強磁性体層401および第2の強磁性体層403は、例えば、Fe層、Feを含む合金層である。Feを含む合金は、例えば、コバルト鉄ボロンCo-Fe-Bである。アモルファス構造を維持する傾向が強いコバルトCoと、bcc構造をとる鉄Feとを含む合金において、形成直後にアモルファス構造が、結晶化後にbcc構造が得られる。このbcc構造とMgO層の特定の結晶面との接合が、特に良好なスピンフィルター効果に寄与すると考えられる。第1の強磁性体層401および第2の強磁性体層403から選ばれる少なくとも1つの層が、Co-Fe-B合金により構成されることが好ましい。より具体的には、第1の強磁性体層401が、式{CoFex}08B02で示されるCo-Fe-B合金により構成されることが好ましい。ここで、xは、式0.25≦x≦0.5を満たす数値である。また、第2の強磁性体層403が、式{CoFey}08B02で示されるCo-Fe-B合金により構成されることが好ましい。ここで、yは、式0.25≦y≦0.5を満たす数値である。好ましくは、双方の強磁性体層401,403が上記式で示されるCo-Fe-B合金により構成される。第1の強磁性体層401および第2の強磁性体層403は、同一の組成を有する強磁性体により構成されていても、互いに異なる組成を有する強磁性体により構成されていてもよい。双方の強磁性体層401,403が上記式で示されるCo-Fe-B合金により構成される場合においても、同様である。磁気トンネル接合素子1において磁気抵抗変化を得るためには、第1の強磁性体層401と第2の強磁性体層403との間で、外部磁場に対する磁化回転の応答が異なる必要がある。換言すれば、一方の強磁性体層が、外部磁場に対して相対的に磁化方向の変化が容易な層自由層であり、他方の強磁性体層が、外部磁場に対して相対的に磁化方向の変化が困難な層固定層である必要がある。公知の磁気トンネル接合素子と同様の構成を適用することで、磁気トンネル接合素子1はこのような特性を有しうる。具体的な構成の例を以下に示す:第1の強磁性体層と第2の強磁性体層との間で、結晶磁気異方性の異なる材料を用いる構成;互いに異なる形状を有する第1の強磁性体層および第2の強磁性体層を採用し、双方の層の形状磁気異方性に差を与える構成;一方の強磁性体層と接するように反強磁性体層を配置し、磁場中の熱処理により、当該強磁性体層と反強磁性体層との界面に一方向性異方性を発生させる反強磁性体層に接する強磁性体層を固定層とする構成;一方の強磁性体層を非磁性金属膜で分割し、分割された強磁性体層間を交換結合または静磁結合により磁気結合させる構成。強磁性体層が非磁性金属膜で分割される場合、当該層における絶縁体層と接する強磁性体膜が、Fe膜およびFeを含む合金膜のようなFeを含む膜であることが好ましく、上記式で示されるCo-Fe-B合金により構成される膜であることがより好ましい。当該層における絶縁体層と接しない強磁性体膜は、とりうる組成がより広い。絶縁体層402は、フッ素が添加されたMgOにより構成される。絶縁体層402におけるフッ素の添加量以下、フッ素量は、0.00487atm原子以上0.15080atm以下である。絶縁体層402におけるフッ素量は、0.00487atm以上0.05256atm以下が好ましい。絶縁体層402は、第1の強磁性体層401および第2の強磁性体層403を、当該層を流れるトンネル電流を除き、電気的に分離する。これに加えて、絶縁体層402は、磁気トンネル接合素子1における磁気抵抗変化を検出しうるだけの十分なトンネル電流の変化を発生する必要がある。これらの観点から、絶縁体層402は、数Åから数nmの厚さを有する。この厚さは、従来の磁気トンネル接合素子における絶縁体層MgO層の厚さと同様である。本発明の磁気トンネル接合素子の構成は、本発明の効果が得られる限り、図1に示す例に限定されない。本発明の磁気トンネル接合素子は、本発明の効果が得られる限り、例えば、基板101、第1の強磁性体層401、絶縁体層402および第2の強磁性体層403以外の層を有していてもよい。本発明の磁気トンネル接合素子を構成する各層の形成方法は特に限定されず、例えば、公知の薄膜形成手法を応用して各層を形成できる。薄膜形成手法は、例えば、スパッタリングである。以下、実施例により、本発明をさらに詳細に説明する。本発明は、以下に示す実施例に限定されない。素子の構成図2に、実施例において作製した本発明の磁気トンネル接合素子2の構成を示す。図2には、さらに、当該素子2の電気抵抗値磁気抵抗を測定するための機構であるデジタルボルトメーター11および定電流源12が示されている。磁気トンネル接合素子2は、基板101と、基板101上に形成された配線電極404と、配線電極404上に形成された反強磁性体層405と、反強磁性体層405上に形成された第1の強磁性体層401と、第1の強磁性体層401上に形成された絶縁体層402と、絶縁体層402上に形成された第2の強磁性体層403と、第2の強磁性体層403上に形成された配線電極406と、を備える。配線電極404は、Ta膜/Cu膜/Ta膜の金属多層膜により構成される。配線電極406は、Ta膜/Pt膜/Ta膜/Cu膜/Ta膜/Pt膜の金属多層膜により構成される。反強磁性体層405は、反強磁性体であるPtMnにより構成される。第1の強磁性体層401は、Co90Fe10膜401a/Ru膜401b/Co40Fe40B20膜401cの金属多層膜により構成される。Ru膜401bは、非磁性金属膜である。反強磁性体層405を配置するとともに、当該層と接する第1の強磁性体層401を上記金属多層膜により構成することで、第1の強磁性体層401は、外部磁場に対して相対的に磁化方向が変化しない固定層となる。反強磁性体層405、第1の強磁性体層401、絶縁体層402および第2の強磁性体層403の側面には、層間絶縁膜407,408が配置されている。デジタルボルトメーター11および定電流源12は、それぞれ、第1の強磁性体層401/絶縁体層402/第2の強磁性体層403の多層構造を挟持する配線電極404,406に電気的に接続されている。定電流源12を用いて上記多層構造に電流を流したときに上記多層構造に発生する電位差をデジタルボルトメーター11により測定することによって、素子2の磁気抵抗が評価される。素子の作製方法磁気トンネル接合素子2は、以下のように作製した。[基板101]基板101は、以下の手順に従って準備した。厚さ100nmの熱酸化膜を表面に形成したφ4インチSi基板を、27mm×28mmのサイズに分割した。次に、分割した基板に対して、クリーンルーム中において、純水を用いた超音波洗浄および紫外線UVオゾンクリーニングを実施した。超音波洗浄により、基板の分割時に発生するダスト基板に由来する粉塵が除去される。UVオゾンクリーニングにより、基板に付着した有機物が除去される。超音波洗浄およびUVオゾンクリーニングは、2回以上繰り返した。2回以上の実施により、ばらつきの少ない洗浄が実現する。[配線電極404、反強磁性体層405、第1の強磁性体層401]次に、基板101上に、配線電極404/反強磁性体層405/第1の強磁性体層401として、金属多層膜Ta/Cu/Ta/PtMn/Co90Fe10/Ru/Co40Fe40B20を以下の手順で形成した。最初に、基板101の表面に対して、逆スパッタリングを実施した。これにより、基板101の表面に付着した不純物が除去され、基板101と、当該基板101上に形成される金属多層膜との密着性が高くなる。4元マグネトロンスパッタリング装置ヒラノ光音製のチャンバーに基板101をセットし、真空度が5×107Torr以下になるまでチャンバーを減圧した。次に、ワーキングガスとしてArガスを、流量60ccmでチャンバーに導入し、チャンバー内を圧力10mTorrのAr雰囲気に保持した。この状態で、基板101に対してRF電力30Wを印加して、基板101を5分間、逆スパッタリングした。このとき、チャンバーにおいて発生したArプラスイオンが基板101の表面に衝突し、これにより、基板101の表面が逆スパッタリングされる。次に、基板101の逆スパッタリング面の上に、4元マグネトロンスパッタリング装置ヒラノ光音製および9元ヘリコンマグネトロンスパッタリング装置アルバック製を用いて、金属多層膜を形成した。最初に、4元マグネトロンスパッタリング装置を用いて、基板101上に、Ta膜厚さ5nm、Cu膜厚さ200nmおよびTa膜厚さ5nmを順に形成し、配線電極404を形成した。Ta膜の形成は、圧力4mTorrのAr雰囲気下にて、ターゲットに金属Taを用い、ターゲットへのRF投入電力100Wの条件で実施した。Cu膜の成膜は、圧力2mTorrのAr雰囲気下にて、ターゲットに金属Cuを用い、ターゲットへのDC印加電圧425Vおよびターゲット電流0.21Aの条件で実施した。次に、Ta/Cu/Taの配線電極404が形成された基板101を、4元マグネトロンスパッタリング装置のチャンバーから一度大気中に取り出し、9元ヘリコンマグネトロンスパッタ装置のチャンバーにセットした。次に、電子サイクロトロン共鳴electroncyclotronresonance:ECRクリーニングにより、配線電極404の最上層であるTa膜を2nmエッチングした。ECRクリーニングは以下の条件で行った。Arイオン発生のためのArガス流量は2ccmとした。Arをプラズマ状態にするためのマイクロ波の投入電力は300W検波器の出力電流150μAとした。Arイオンを引き出し加速するための電圧は100V、イオンの広がりを制御する電圧は500Vとした。次に、最上層であるTa膜上に、配線電極404としてTa膜厚さ5nmをさらに形成した後、反強磁性体層405としてPtMn膜厚さ30nm、第1の強磁性体層401としてCo90Fe10厚さ3nm/Ru厚さ0.7nm/Co40Fe40B20厚さ3.1nmの金属多層膜を、順に形成した。各膜の成膜は、以下の条件で行った:Ta膜:圧力0.8PaのAr雰囲気、金属Taターゲット、RFコイル出力5W、RFカソード出力65W;PtMn膜:圧力1.01PaのAr雰囲気、PtMnターゲット、DCカソード電圧450V;Co90Fe10膜:圧力0.8PaのAr雰囲気、Co90Fe10ターゲット、DCカソード電圧400V;Ru膜:圧力0.8PaのAr雰囲気、DCカソード電圧380V;Co40Fe40B20膜:圧力0.8PaのAr雰囲気、Co40Fe40B20ターゲット、RFコイル出力50W、DCカソード電圧400V。[絶縁体層402]次に、Co40Fe40B20膜を形成したチャンバーと同じチャンバーを用いて、当該膜上に、絶縁体層402を形成した。以下、図3を参照しながら、フッ素量を制御したMgO絶縁体層トンネルバリア402の形成を説明する。図3に示すように、絶縁体層402は、2種類のスパッタカソード501,502を用いて形成した。スパッタカソード501,502は、同一の真空チャンバー内に、その軸線が交差するように互いに傾けて配置した。基板101は、双方のスパッタカソード501,502の軸線の交点上に配置した。図3に描かれた点線が、各スパッタカソード501,502の軸線を示す。一方のスパッタカソード501には、純MgOターゲットを用いた。他方のスパッタカソード502には、純MgOターゲット上に、MgF2チップ503を貼り付けた。以下、MgF2チップ503を貼り付けたこのターゲットを、オンチップターゲットと呼ぶ。基板101をこのように配置した後、双方のスパッタカソード501,502を用いて同時スパッタリングを実施して、絶縁体層402を形成した。このとき、基板101を回転させながら絶縁体層402を形成することで、絶縁体層402における表面の均一性を向上させた。純MgOターゲットとして、純度3N99.9の単結晶ターゲットタテホ化学製、サイズ2インチφを用いた。オンチップターゲットとして、純度4N99.99の焼結ターゲット高純度化学製、サイズ2インチφ上に、純度4N99.99のMgF2チップ高純度化学製、サイズ5mm×5mm×厚さ2mmを3枚貼り付けたターゲットを用いた。絶縁体層402を形成する条件は、RFコイル出力50W、RFカソード電力0~150W、圧力4.05PaのArガス雰囲気であった。絶縁体層402におけるフッ素量は、純MgOターゲットへの投入電力を0Wから150Wの範囲で変化させるとともに、オンチップターゲットへの投入電力を0Wから50Wの範囲で変化させることによって、制御した表2参照。絶縁体層402の形成にあたっては、形成する絶縁体層402の厚さを制御するために、スパッタカソード501および502を単独で用いた成膜試験を予め実施して、スパッタカソードへの投入電力およびスパッタリング時間に対する膜厚の関係スパッタレートを評価した。実際に絶縁体層402を形成する際には、それぞれのスパッタカソードに対して求めたスパッタレートを考慮しながら、所望の厚さを有する絶縁体層402が得られるように、スパッタリング時間成膜時間を決定した。本実施例では、厚さ2.0nmの絶縁体層402を形成した。[第2の強磁性体層403および配線電極406]次に、絶縁体層402を形成したチャンバーと同じチャンバーを用いて、当該層上に、第2の強磁性体層403厚さ5nmのCo40Fe40B20膜および配線電極406の一部である厚さ5nmのTa膜を、順に形成した。第2の強磁性体層403は、第1の強磁性体層401におけるCo40Fe40B20膜の成膜条件に従って形成した。Ta膜は、圧力0.8PaのArガス雰囲気下、RFコイル出力5W、RFカソード出力65Wの条件下で形成した。次に、Ta膜を形成した基板101を、4元マグネトロンスパッタリング装置に再びセットし、最上層であるTa膜を2nm逆スパッタリングした後、当該Ta膜上に、配線電極406の一部である厚さ5nmのTa膜および厚さ50nmのPt膜を順に形成した。逆スパッタリングは、投入したRF電力を40Wとした以外は、基板101に対する上述した逆スパッタリングと同様に実施した。Pt膜は、圧力6mTorrのAr雰囲気下、RF投入電力100Wの条件下で形成した。次に、このようにして作製した多層膜を、フォトリソグラフィーおよびArイオンミリングの手法を用いて、メサ型の素子に微細加工した。図4Aに、多層膜の上面から見た微細加工の工程S1→S5を、図4Bに、多層膜の断面から見た微細加工の工程S1→S5をそれぞれ示す。最初に、作製した多層膜を、フォトリソグラフィーおよびArイオンミリングを用いて分割したS1。次に、分割した多層膜の最上層であるPt膜配線電極406上に、メサの形状に対応するレジスト樹脂504ロームハース製、S1813を配置した後、フォトリソグラフィーおよびArイオンミリングを用いて、配線電極404が露出するまでエッチングして、多層膜を接合メサの形状に微細加工したS2。レジスト樹脂504の配置には、キヤノン製アライナーPLA501Fを用いた。次に、レジスト樹脂504を残したまま、全体に層間絶縁膜505SiO2、厚さ250nmをスパッタリング成膜したS3。次に、接合メサ上のレジスト樹脂504ごと層間絶縁膜505をリフトオフして、層間絶縁膜407,408を形成するとともに、Pt膜配線電極406を露出させたS4。次に、リフトオフ後の多層膜を、4元マグネトロンスパッタリング装置に再びセットし、最上層であるPt膜上に、Ta膜厚さ5nm、Cu膜厚さ200nm、Ta膜厚さ5nmおよびPt膜厚さ50nmを順に形成した。次に、フォトリソグラフィーおよびArイオンミリングを用いて、形成した各膜を微細加工して、第2の強磁性体層403と電気的に接続された配線電極406を完成させたS5。Ta膜、Cu膜およびPt膜は、上述した成膜条件に従って形成した。絶縁体層におけるフッ素量の評価手法上述した磁気トンネル接合素子2の作製と同じ手法を用いて、別途、絶縁体層402を形成し、絶縁体層402を形成する成膜条件と、絶縁体層に添加されるフッ素量との関係を評価した。最初に、図3に示す、純MgOターゲットおよびオンチップターゲットを用いた同時スパッタリングによって、評価用の絶縁体層402厚さ50nmを形成した。絶縁体層402は、素子2の作製に使用した基板と同様のSi基板上に下地層であるCo40Fe40B20膜厚さ3nmを形成した後、当該膜上に形成した。絶縁体層402は、当該層上にさらに保護層Co40Fe40B20膜、厚さ3nmを形成することによって、大気暴露から保護した。このようにして作製した絶縁体層402に含まれるフッ素の量を、イオンミリングを併用したSIMSSecondaryIonMassSpectrometryにより評価した。イオンミリングは、絶縁体層402における厚さ方向のフッ素量の変化を評価するために用いた。SIMSによるフッ素量の測定値は、標準試料に対する測定値を用いて定量した。標準試料は、素子2の作製に使用した基板と同様のSi基板上に形成したMgO膜に、イオン注入によりフッ素を1020/cc注入した試料とした。SIMS測定により得たフッ素の測定値を、標準試料に対する測定値を用いて原子数/ccに換算し、さらにMgOの比重および式量から計算した原子数/ccとの比を求めることにより、絶縁体層402におけるフッ素量atmを算出した。具体的には、MgOの比重3.6および式量40.304から、MgOにおける体積1ccあたりのMg原子数およびO原子数は、各々、3.6/40.304×アボガドロ数=約0.538×1023と計算される。このMg原子数とO原子数との和、1.076×1023に対するフッ素原子数の比率を、MgOに添加されたフッ素のatmとした。評価用の絶縁体層は、5種類準備した。具体的には、純MgOターゲットおよびオンチップターゲットMgF2/MgOターゲットの双方に電力を供給することにより、フッ素添加MgO膜を形成した3種類フッ素添加試料1、フッ素添加試料2およびフッ素添加試料3と、オンチップターゲットに電力を供給せず、フッ素を添加しないMgO膜を形成した2種類参照試料1、参照試料2とした。ターゲットへの投入電力は、オンチップターゲットへの投入電力/純MgOターゲットへの供給電力で表現して、フッ素添加試料150W/0W、フッ素添加試料250W/150W、フッ素添加試料35W/150W、参照試料10W/150W、参照試料20W/150Wとした。図5に、各試料におけるフッ素量の評価結果を示す。図5において、縦軸は、各試料に含まれるフッ素量atmであり、横軸は規格化したミリング深さa.u.である。図5には、絶縁体層の厚さ方向に対するフッ素量の変化が示されている。ここで、規格化したミリング深さとは、評価対象である絶縁体層の表面保護層であるCo40Fe40B20膜との界面から底下地層であるCo40Fe40B20膜との界面までの厚さに対する、ミリング時間に対して絶縁体層が一定のレートで掘られていると仮定したときの相対的なミリング深さを意味する。絶縁体層の表面が0、底が1である。絶縁体層の底は、同時に測定した18Oの信号が急激に低下したミリング時間にイオンミリングが絶縁体層の底に達した下地層であるCo40Fe40B20膜に達したとして判断した。本実施例では、絶縁体層における膜厚方向の中心規格化したミリング深さが0.5を基準に、厚さにして±10の範囲におけるフッ素量の定量値を平均化して得た値を、当該試料におけるフッ素量の実測値とした。これにより、絶縁体層における、隣接する層との界面から厚さにしてそれぞれ40の範囲が評価から除外され、得られたフッ素量に対する界面の影響が除かれる。表1に、各試料のフッ素量を示す。表1には、参照試料1,2の平均値をバックグラウンドBGとして減算したBG補正値を併せて示す。同時スパッタリングで形成した絶縁体層は、オンチップターゲットに由来するフッ素含有MgOが、純MgOターゲットに由来するMgOによって、フッ素に関して希釈された層であるとみなすことができる。この希釈の割合は、各ターゲットに投入する電力各ターゲットに由来する成膜レートから求めることができる。そこで、オンチップターゲットのみに電力を供給して形成したフッ素添加試料1のBG補正値を基準に、成膜レートの比から、フッ素添加試料2,3および参照試料1,2のフッ素量を計算した。図6に、このようにして計算したフッ素量と、SIMSによる実測値とを比較した結果を示す。図6の横軸はオンチップターゲットに投入した電力、縦軸は各試料に含まれるフッ素量とした。図6によれば、SIMS測定により求めたBG補正値と、成膜レートにより計算した計算値とが、ほぼ一致していた。すなわち、成膜レートから、SIMSによる実測値とほぼ同等のフッ素量が算出できることがわかった。そこで、本実施例では、SIMSの実測値がある成膜条件に基づいて形成した絶縁体層について、その実測値のBG補正値をフッ素量とした。そして、SIMSの実測値がない成膜条件に基づいて形成した絶縁体層について、成膜レートスパッタリングレートからの計算値をフッ素量とした。以下の表2に、後述する磁気抵抗変化特性の評価に用いた、成膜条件違いの絶縁体層におけるフッ素量を示す。表2には、各絶縁体層の成膜条件純MgOターゲットおよびオンチップターゲットへの投入電力を併せて示す。磁場中の熱処理および磁気抵抗変化率の評価上記のように作製した磁気トンネル接合素子2に対して、磁気抵抗変化率MR比を評価する前に、圧力105Paの真空下、5kOeエルステッドの磁場中で1時間の熱処理磁場中熱処理を行い、当該素子が備える反強磁性体層405に磁気異方性を付与した。熱処理は、280°C、300~305°Cおよび323~327°Cの3つの温度条件で、それぞれ実施した。次に、熱処理後の素子に対して、図2に示すようにデジタルボルトメーターおよび定電流源を電気的に接続した後、熱処理時に加えた磁場と同じ方向に外部磁場を±500Oeの範囲で掃引して、外部磁場の印加に対する素子の電気抵抗値の変化磁気抵抗変化を評価した。ここで、ある外部磁場Hを印加したときの素子の抵抗値Rから、評価により得た最小の抵抗値Rminを引いた差分の絶対値を、最小の抵抗値Rminで除した値、すなわち、式R-Rmin/Rmin×100により示される値を、当該外部磁場における素子の磁気抵抗MRとした。MRを評価する際に素子2に印加する電圧バイアスは、10mVとした。図7に、参照条件フッ素を添加せずおよび成膜条件Bフッ素量が0.034atmで作製したそれぞれの素子302°Cの磁場中熱処理を実施について、印加した外部磁場に対する素子のMRの変化を示す。図7に示すように、成膜条件Bで作製した素子の方が、フッ素を添加しない参照条件で作製した素子よりも、MRの変化が大きくなった。これとは別に、表2に示す各成膜条件で絶縁体層を形成した素子参照試料およびMR試料A~Gについて、上記と同様に、当該素子のMRを評価した。評価結果を、図8A~C、図9および以下の表3に示す。図8A~C、図9および表3に示す磁気抵抗変化率MR比は、印加した外部磁場の変化に対して素子が示す最大のMRである。MR比は、評価により得た最大の抵抗値Rmaxを用いて、式Rmax-Rmin/Rmin×100により示される。図8Aは、磁場中熱処理の温度を280°Cとしたときの結果を示す。図8Bは、磁場中熱処理の温度を302°Cとしたときの結果を示す。図8Cは、磁場中熱処理の温度を323°Cとしたときの結果を示す。図9には、図8A~図8Cに示す結果をまとめて示す。図8A~C、図9および表3に示すように、フッ素量がゼロである参照試料に対し、絶縁体層におけるフッ素量が0.00487atmから0.15080atmの範囲にあるMR試料A~EのMR比は向上した。しかし、絶縁体層におけるフッ素量が0.18259atm以上であるMR試料FおよびGでは、MR比が急激に低下し、参照試料を下回った。高いMR比が得られたMR試料A~Eの中で比較すると、絶縁体層におけるフッ素量が0.00487atm以上0.05256atm以下の範囲にあるMR試料A~Cが、全ての熱処理温度において特に優れており、なかでも、フッ素量が0.03441atmであるMR試料Bが、最も高いMR比を示した。バイアス電圧の影響の評価磁気トンネル接合素子をセンサー素子として使用する際には、当該素子に対してバイアス電圧が印加される。このため、バイアス電圧を変化させたときに素子が示す磁気抵抗変化特性の評価が重要である。図10に、参照試料ならびにMR試料A,C,Dに対して、バイアス電圧測定バイアス電圧を±100mVの範囲で変化させたときの、各素子が示すMR比の変化を示す。図10の縦軸は、バイアス電圧を変化させたときに素子が示す規格化されたMR比を示し、横軸は、素子に印加したバイアス電圧を示す。MR比の規格化は、バイアス電圧を変化させたときに素子が示す最大のMR比を1として行った。規格化により、バイアス電圧の影響について素子間の比較が容易となる。通常、印加するバイアス電圧が増加するに従って、素子のMR比は低下する傾向を示す。しかし、図10に示すように、フッ素量が0.00487atm以上0.15080atm以下の範囲にあるMR試料A,C,Dでは、参照試料に比べて、バイアス電圧の増加に対するMR比の低下が抑制され、規格化MR比が向上した。これは、絶縁体層における障壁高さバリア高さが向上したためと考えられる。絶縁体層に接する強磁性体膜401cおよび/または強磁性体層403として、Co40Fe40B20膜の代わりにCo20Fe60B20膜を用いた場合においても、同様の結果が得られた。絶縁体層と当該層に接する強磁性体層との間における結晶構造のマッチング絶縁体層の100面および強磁性体層のbcc構造の観点から、強磁性体膜401cおよび/または強磁性体層403として、式{CoFex}08B02で示されるCo-Fe-B合金膜ただし、xは、式0.25≦x≦0.5を満たす数値であるを用いた場合にも、同様の結果が得られると推定された。これとは別に、絶縁体層におけるフッ素量が0.03441atmの素子、および0.05256atmの素子であって、絶縁体層の厚さを2.6nmとした素子においても、同様の結果が得られた。当該素子が示すMR比は、絶縁体層の厚さが2.0nmである素子と同等であった。絶縁体層のトンネル電流に対する障壁高さの評価JHKwonetalEffectofFinclusioninnmthickMgOtunnelbarrierCurrentAppliedPhysicsvol9pp788791には、改質modifiedMgOトンネルバリアに対するフッ素の添加量が開示されていない。これに加えて、当該文献には、改質MgOトンネルバリアを磁気トンネル接合素子に適用した場合に、当該素子が示す磁気抵抗変化率への改質の効果が開示されていない。そこで、Kwonetalの技術と、本発明との差異を明確にするために、本発明の磁気トンネル接合素子における絶縁体層のバリア高さを、以下の手順で評価した。図11は、絶縁体層のバリア高さの評価のために作製した試料と、当該バリア高さの評価法を示す模式図である。図11に示すように、評価用試料は、基板101上に、配線電極404、第1の強磁性体層401、絶縁体層402および配線電極406が順に形成された構造を有する。評価用試料の作製方法を、以下に示す。最初に、磁気トンネル接合素子2の作製に使用した基板と同様のSi基板101上に、配線電極404として、Ta/Cu/Taの金属多層膜を形成した。各膜の厚さおよびその形成方法は、素子2の配線電極404における各膜の厚さおよび形成方法と同じとした。次に、配線電極404上に、第1の強磁性体層401としてCo40Fe40B20膜を形成した。第1の強磁性体層の厚さおよびその形成方法は、素子2における第2の強磁性体層403の厚さおよびその形成方法と同じとした。次に、第1の強磁性体層401上に、厚さ2.0nmのフッ素添加MgO層を、素子2を作製したときと同じ方法により形成した。なお、比較のために、フッ素を含まないMgO層を絶縁体層として有する以外は評価用試料と同一の構成を有する参照試料を、別途、作製した。最後に、絶縁体層402上に、配線電極406として、厚さ20nmのTa膜を形成した。Ta膜の形成方法は、素子2におけるTa膜の形成方法と同じとした。このようにして得た多層膜を分割し、分割後のそれぞれの多層膜の上に、フォトリソグラフィーにより、5μm×5μmから32μm×32μmの範囲で、レジストパターンを形成した。分割後の一部の多層膜に対して、フォトリソグラフィーの前に、圧力105Paの真空下、300°Cで1時間の熱処理を施した。次に、Arイオンミリングにより、多層膜を、第1の強磁性体層401と配線電極層404との界面が露出するまでエッチングした。次に、有機溶剤を用いてレジスト樹脂を剥離した後、UVオゾンクリーニングにより、表面のクリーニングを行った。このようにして得た評価用試料に対して、図11に示すように、原子間力顕微鏡AFM13および半導体パラメーターアナライザーAgilent製、4156C14を用いて、絶縁体層402を挟持する第1の強磁性体層401と配線電極406との間の電流-電圧測定IV測定を実施した。IV測定は、試料に印加する電圧を±0.3Vから±1Vにまで徐々に増加させながら、複数回実施した。試料とAFMのプローブとの電気的な接触の安定性を向上させるため、当該プローブには、SIIナノテクノロジー製のAFMプローブSI-DF20の表面に、Ta/Cu厚さ500nm/Ta厚さ5nmの多層膜をスパッタ成膜した針を用いた。スパッタ成膜の条件は、素子2を作製した際の各膜の成膜条件と同じとした。得られたIV曲線を、中間印加電圧領域のシモンズ公式JohnGSimmonsJournalofAppliedPhysicsvol34No9pp2581にフィッティング解析することにより、トンネル電流に対する絶縁体層のバリア高さφeVおよびバリア幅Åを得た。解析に用いた、IV測定における印加電圧の範囲は、解析により得たバリア高さφに対して1/2~1/3のバリア高さを示す範囲となるように選択した。解析により得たバリア高さおよびバリア幅を、それぞれ試料のバリア高さおよびバリア幅とした。図12Aおよび以下の表4に、絶縁体層におけるフッ素量と当該層が示すバリア高さとの関係を示す。図12Bおよび以下の表4に、絶縁体層におけるフッ素量と当該層が示すバリア幅との関係を示す。バリア高さが高いほど、また、バリア幅が小さいほど、磁気トンネル接合素子としての絶縁体層の特性が優れている。図12A,12Bおよび表4に示すように、フッ素量がゼロである参照試料に対し、絶縁体層におけるフッ素量が0.00487atmから0.15080atmの範囲にあるIV試料1~3のバリア高さおよびバリア幅は、ともに向上した。特に、絶縁体層におけるフッ素量が0.00487atm以上0.05256atm以下の範囲にあるIV試料1,2のバリア高さおよびバリア幅、とりわけフッ素量が最小であるIV試料1のバリア高さおよびバリア幅が、大きく向上した。これに加えて、熱処理をしていない、成膜したままasdepositedの試料においてもバリア高さおよびバリア幅が向上したことから、フッ素添加によるこれら磁気抵抗変化特性の向上に熱処理が必須でないことが確認された。第1の強磁性体層401として、Co40Fe40B20膜の代わりにCo20Fe60B20膜を用いた場合においても、同様の結果が得られた。絶縁体層の厚さを1.8nmおよび2.2nmとした場合にも、同様の結果が得られた。磁気抵抗変化率MR比およびバリア高さに関する以上の評価結果を、図13にまとめる。図13に示すように、素子のMR比は、絶縁体層におけるフッ素量が0.00487atm以上0.15080atm以下の範囲で向上し、0.03441atmで最大の向上を示した。絶縁体層のバリア高さは、フッ素を添加したいずれの試料においても向上したが、その順序は、IV試料1フッ素量0.00487atm≒IV試料2フッ素量0.005256atm>IV試料3フッ素量0.09058atm>>参照試料フッ素添加無しであった。以上の結果によれば、絶縁体層におけるフッ素量が0.00487atm以上0.15080atm以下の場合に良好な結果が得られ、0.00487atm~0.05256atmの場合に、特に良好な効果が得られた。本発明は、その意図および本質的な特徴から逸脱しない限り、他の実施形態に適用しうる。この明細書に開示されている実施形態は、あらゆる点で説明的なものであってこれに限定されない。本発明の範囲は、上記説明ではなく添付したクレームによって示されており、クレームと均等な意味および範囲にあるすべての変更はそれに含まれる。"