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WO2017010549A1 - 磁気抵抗効果素子および磁気メモリ - Google Patents

磁気抵抗効果素子および磁気メモリ Download PDF

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WO2017010549A1
WO2017010549A1 PCT/JP2016/070850 JP2016070850W WO2017010549A1 WO 2017010549 A1 WO2017010549 A1 WO 2017010549A1 JP 2016070850 W JP2016070850 W JP 2016070850W WO 2017010549 A1 WO2017010549 A1 WO 2017010549A1
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magnetic
layer
magnetic layer
nonmagnetic
magnetoresistive effect
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PCT/JP2016/070850
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French (fr)
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佐藤　英夫
正二 池田
ベルスワイラー マティアス
本庄　弘明
杏太 渡部
俊輔 深見
松倉　文▲礼▼
伊藤　顕知
正昭 丹羽
哲郎 遠藤
大野　英男
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Tohoku University NUC
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Tohoku University NUC
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    • H01F10/3272—Exchange coupling of magnetic film pairs via a very thin non-magnetic spacer, e.g. by exchange with conduction electrons of the spacer the exchange coupling being asymmetric, e.g. by use of additional pinning, by using antiferromagnetic or ferromagnetic coupling interface, i.e. so-called spin-valve [SV] structure, e.g. NiFe/Cu/NiFe/FeMn by use of anti-parallel coupled [APC] ferromagnetic layers, e.g. artificial ferrimagnets [AFI], artificial [AAF] or synthetic [SAF] anti-ferromagnets

Definitions

  • the present invention relates to a magnetoresistive effect element and a magnetic memory.
  • a magnetoresistive effect element (110) and a select transistor (109) are connected in series. It has the structure electrically connected to.
  • the source electrode of the selection transistor (109) is electrically connected to the source line (102)
  • the drain electrode is electrically connected to the bit line (104) via the magnetoresistive effect element (110)
  • the gate electrode is electrically connected to the word line (103).
  • the magnetoresistive element (110) has a three-layer structure in which a first nonmagnetic layer (113) is sandwiched between a sixth magnetic layer (111) (reference layer) and a first magnetic layer (112). Based on.
  • the resistance value of the magnetoresistive effect element (110) decreases when the magnetization of the sixth magnetic layer (111) (reference layer) and the magnetization of the first magnetic layer (112) are arranged in parallel, and the anti-parallel arrangement. In the case of. In the memory cell of the MRAM, these two resistance states are assigned to bit information “0” and “1”.
  • the magnetoresistive effect element (110) is miniaturized every year for high integration.
  • both the sixth magnetic layer (111) (reference layer) and the first magnetic layer (112) of the magnetoresistive effect element (110) are miniaturized, magnetization is thermally disturbed, and bit information may be lost. Concerned. Therefore, in order to retain bit information even when miniaturized, the first magnetic layer (112) serving as a recording layer has a thermal stability index (E / k B T) of 70 or more and serves as a reference layer.
  • the sixth magnetic layer (111) (reference layer) needs to have a larger thermal stability index (E / k B T) than the first magnetic layer (112).
  • K B is a Boltzmann coefficient
  • T is an absolute temperature.
  • the effective magnetic anisotropy energy density K eff of the sixth magnetic layer (111) (reference layer) or the first magnetic layer (112) is increased. There is a need. From this viewpoint, a perpendicular magnetic anisotropic magnetoresistive element in which the sixth magnetic layer (111) (reference layer) or the first magnetic layer (112) has an easy axis for perpendicular magnetization has attracted attention.
  • rare earth-based amorphous alloys L1 0 -ordered (Co, Fe) -Pt alloys, Co / (Pd, Pt) multilayer films, and the like have been studied (for example, non-patented) Reference 1, 2 or 3).
  • the present inventors have found that perpendicular magnetic anisotropy is exhibited by thinning CoFeB in a CoFeB / MgO laminated structure (see, for example, Patent Document 1).
  • E / k B T ⁇ 40 is obtained with a junction size diameter of 40 nm in the first magnetic layer (112) of the recording layer (for example, non-magnetic (See Patent Document 4).
  • the recording layer has a double CoFeB / MgO interface recording layer structure and the magnetic layer of the recording layer is thickened.
  • the junction size of the magnetic layer is the length of the longest straight line on the junction surface in contact with the adjacent nonmagnetic layer or electrode.
  • the joining size is the diameter of the joining surface. The joint size when the joint surface is a diameter is referred to as a joint size diameter.
  • the perpendicular magnetic anisotropic magnetoresistive element described in Non-Patent Document 4 includes a sixth magnetic layer (111) (reference layer) and a first magnetic layer (112). ) Between the lower non-magnetic electrode (114) and the upper non-magnetic electrode (115) in a three-layer structure in which the first non-magnetic layer (113) is sandwiched therebetween.
  • the perpendicular magnetic anisotropic magnetoresistive element described in Non-Patent Document 5 has a third magnetic layer (112) on the nonmagnetic layer (113) with a third magnetic layer.
  • a nonmagnetic layer (116) is laminated, a third magnetic layer (117) is laminated thereon, and an interface is formed between the third magnetic layer (117) and the third magnetic layer (117).
  • It has a five-layer structure in which a second nonmagnetic layer (118) that generates magnetic anisotropy is laminated.
  • Non-Patent Document 5 describes that thermal stability can be improved by using this five-layer structure.
  • the first magnetic layer (112) and the third magnetic layer (117) are magnetically coupled via the third nonmagnetic layer (116) and function as a recording layer (119).
  • the leakage magnetic flux from the sixth magnetic layer (111) (reference layer) affects the recording layer (119), and the sixth magnetic layer (111) (reference layer) and the recording layer (119). ), The thermal stability of the antiparallel magnetization arrangement is reduced. Therefore, in the perpendicular magnetic anisotropic magnetoresistive element described in Non-Patent Document 7, the sixth magnetic layer (111) (reference layer) and the seventh magnetic layer (120) are composed of the fourth nonmagnetic layer (121). The first reference layer (124) in which the portion and the eighth magnetic layer (122) are arranged in antiparallel via the fifth nonmagnetic layer (123).
  • the leakage magnetic flux applied from the first reference layer (124) to the first recording layer (119) can be reduced, and the sixth magnetic layer (111) (reference layer) and The thermal stability of the antiparallel magnetization arrangement of one recording layer (119) can be improved.
  • Yamanouchi S. Ikeda, S. Fukami, F. Matsukura, and H.Ohno, '' Perpendicular-anisotropy CoFeB-MgO magnetic tunnel junctions with a MgO / CoFeB / Ta / Corecording structure ', Appl. Phys. Lett. 2012, 101, 022414. H. Sato, M. Yamanouchi, S. Ikeda, S. Fukami, F. Matsukura, and H. Ohno, ⁇ MgO / CoFeB / Ta / CoFeB / MgO recording structure in magnetic tunnel junctions with perpendicular easy axis '' Trans. Magn., 2013, 49, 4437 H.
  • the magnetic layer serving as the recording layer needs to have a thermal stability with a thermal stability index of 70 or more.
  • the recording layer has a junction size diameter of 40 nm, a thermal stability index of about 40, and a thermal stability index of 70 or less.
  • the thermal stability index is 80 or more when the junction size diameter of the recording layer is 40 nm, but when the junction size diameter is 29 nm.
  • the thermal stability index is about 59 and the thermal stability index is 70 or less. Further, in the perpendicular magnetic anisotropic magnetoresistive effect element using the antiparallel coupled reference layer described in Non-Patent Document 7, the thermal stability index becomes 90 or more when the recording layer has a junction size diameter of 30 nm. However, when the junction size diameter is 20 nm, the thermal stability index is about 58 and the thermal stability index is 70 or less. In order to realize a large-capacity magnetic memory highly integrated by miniaturization, there is a problem that it is necessary to further improve the thermal stability of the recording layer with a fine junction size.
  • the write current Ico is determined by the damping constant ⁇ . Therefore, there is a problem that the damping constant ⁇ needs to be 0.01 or less.
  • the present invention has been made paying attention to such a problem, and an object of the present invention is to provide a magnetoresistive effect element and a magnetic memory having a thermal stability of a thermal stability index of 70 or more even with a fine junction size. And It is another object of the present invention to provide a magnetoresistive element and a magnetic memory having a damping constant ⁇ 0.01 or less and an interfacial magnetic anisotropy energy density of 2.6 mJ / m 2 or more even with a fine junction size.
  • the present inventors have studied based on the following principle. That is, in the thermal stability index E / k B T of the ferromagnetic layer functioning as the recording layer that determines the bit information retention performance of the magnetoresistive effect element, the energy barrier E is the effective magnetic anisotropy energy density K eff It is expressed by the product of the recording layer volume V (area S ⁇ recording layer thickness t).
  • the product of the effective magnetic anisotropy energy density K eff and the recording layer thickness t in the coordinates where the x-axis and y-axis are in the plane and the z-axis is perpendicular to the plane is as follows: It is expressed as in the equation (1).
  • K b is the bulk magnetic anisotropy energy density derived from the magnetocrystalline anisotropy and magnetoelastic effect
  • N z and N x are the demagnetizing field coefficients of the z axis and the x axis, respectively
  • M S is the saturation of the recording layer.
  • magnetization mu 0 is the permeability of vacuum
  • the K i is the interfacial magnetic anisotropy energy density.
  • N x is equal to the y-axis demagnetizing factor N y .
  • N z and N x are difficult to obtain strictly when the recording layer is cylindrical, and can be obtained by numerical calculation by elliptic approximation.
  • K eff t is the axis of easy magnetization in the direction perpendicular to the plane when the sign is positive.
  • the interface magnetic anisotropy energy density Ki is induced at the interface between CoFeB and MgO, and the perpendicular magnetic anisotropy (K eff > 0 ) Can be obtained.
  • the interfacial magnetic anisotropy energy density Ki is lower than that of CoFe not containing B.
  • high interface magnetic anisotropy energy density Ki can be obtained by contacting CoFe not containing B and MgO, but CoFe has a higher demagnetization field (-(N z -N x ) due to higher saturation magnetization Ms than CoFeB. Ms / 2 ⁇ 0 ) is large, resulting in in-plane magnetic anisotropy (K eff ⁇ 0), and perpendicular magnetic anisotropy cannot be obtained.
  • tunneling magnetoresistance (TMR) ratio it is preferable to use MTJ (magnetic tunnel junction) with MgO as the barrier layer.
  • the Ms is reduced (saturated) so as not to decrease the interfacial magnetic anisotropy energy density Ki at the interface between CoFe (B) and MgO. It is necessary to lower the magnetization Ms).
  • the present inventors have invented a magnetoresistive effect element and magnetic memory including a recording layer having a characteristic capable of reducing Ms so as not to decrease the interfacial magnetic anisotropy energy density Ki.
  • the recording layer of the magnetoresistive effect element uses a magnetic material having a high interface magnetic anisotropy energy density Ki only at the interface with the nonmagnetic layer in order to suppress an increase in the damping constant ⁇ .
  • a material having a low saturation magnetization Ms is applied except for the interface with the nonmagnetic layer.
  • the magnetoresistive effect element and the magnetic memory according to the present invention provide a magnetoresistive effect element and a magnetic memory having a high thermal stability recording layer that suppresses an increase in the damping constant ⁇ even with a fine junction size. Made it possible.
  • FIG. 2A shows the B (0 to 25 at%) composition dependence of the saturation magnetization Ms of the CoFe (B) / MgO laminated film.
  • This B composition is a target composition, and the composition of B in the film varies from 0 to 33 at%. It can be seen that the saturation magnetization Ms increases as the B composition decreases.
  • FIG. 2B shows the B composition dependence of the interfacial magnetic anisotropy energy density Ki generated at the interface between CoFe (B) and MgO. The interfacial magnetic anisotropy energy density Ki increases as the B composition decreases. .
  • the demagnetizing factor Nz ⁇ Nx 1 because the blanket film is measured.
  • the thermal stability index is 100 or more with a 20 nm MTJ (magnetic tunnel junction).
  • the saturation magnetization Ms of the MgO / CoFe / CoFeB / CoFe / MgO structure can be adjusted by changing the composition and film thickness of CoFe and CoFeB.
  • the saturation magnetization Ms of CoFe is 2.3T, and the saturation magnetization Ms of CoFeB during film formation is 0.5T. If CoFe the saturation magnetization Ms of the saturation magnetization Ms is ⁇ 2.3 T were used CoFeB of ⁇ 0.5 T, CoFeB to the saturation magnetization Ms of the entire recording layer below 1.5T is a CoFe thickness ratio t CoFeB / t CoFe may be 1.5 or more. Since CoFe used for the interface is naturally not diluted with B rather than CoFeB, the atomic fraction of CoFe is higher.
  • the first magnetic layer (25) for increasing the interface magnetic anisotropy energy density Ki is the first
  • the second magnetic layer (12) having a low saturation magnetization Ms is the second magnetic layer (12) having a low saturation magnetization Ms on the nonmagnetic layer (13) and on the first magnetic layer (25)
  • the write current Ico can be generated with a fine element. It is possible to provide a magnetoresistive element capable of obtaining high thermal stability while being suppressed.
  • the magnetoresistive effect element of the present invention shown in FIG. 1A has the following characteristics.
  • the magnetoresistive element has a laminated structure including a second magnetic layer (12) having a saturation magnetization lower than the saturation magnetization (Ms) of the first magnetic layer (25).
  • the first magnetic layer (25) is provided between the first nonmagnetic layer (13) and the second magnetic layer (12).
  • the magnetoresistive element is characterized in that the ratio of the thickness of the second magnetic layer (12) to the thickness of the first magnetic layer (25) is 1 or more.
  • a magnetoresistive element having a ratio of the sum of the atomic fractions of the magnetic elements of the second magnetic layer (12) to the sum of the atomic fractions of the magnetic elements of the first magnetic layer (25) being smaller than 1. is there. If it demonstrates in detail, the sum total of the atomic fraction (at%) of a magnetic element will be the sum total of the atomic fraction of the magnetic element contained in a metal composition with respect to the whole metal composition. The above example shows that the proportion of the magnetic element contained in the second magnetic layer (12) is less than the proportion of the magnetic element contained in the first magnetic layer (25).
  • the magnetoresistive element is characterized in that the magnetic element contains at least one of Co, Fe, and Ni.
  • the first magnetic layer (25) does not contain nonmagnetic elements such as V, Ti, Cr, Zr, Nb, Mo, Hf, Ta, W, Si, Al, B, Pd, and Pt
  • the second The magnetic layer (12) includes nonmagnetic elements such as V, Ti, Cr, Zr, Nb, Mo, Hf, Ta, W, Si, Al, B, Pd, and Pt, or the first and second layers.
  • the magnetic layers (25, 12) include nonmagnetic elements such as V, Ti, Cr, Zr, Nb, Mo, Hf, Ta, W, Si, Al, B, Pd, Pt, and the first magnetic layer.
  • V of the second magnetic layer (12) having a nonmagnetic element composition such as V, Ti, Cr, Zr, Nb, Mo, Hf, Ta, W, (25), Si, Al, B, Pd, Pt. , Ti, Cr, Zr, Nb, Mo, Hf, Ta, W, Si, Al, B, Pd, Pt, etc.
  • a magnetoresistive element characterized in that less than 1.
  • the first magnetic layer (25) does not contain boron (B) and the second magnetic layer (12) contains boron (B), or the first magnetic layer (25
  • the ratio of the composition of boron (B) to the composition of boron (B) in the second magnetic layer (12) is smaller than 1 in the magnetoresistive effect element.
  • the first magnetic layer (25) does not contain vanadium (V) and the second magnetic layer (12) contains vanadium (V), or the first magnetic layer
  • the magnetoresistive element is characterized in that the ratio of the vanadium (V) composition of (25) to the vanadium (V) composition of the second magnetic layer (12) is smaller than 1.
  • the first magnetic layer (25) and the second magnetic layer (12) are preferably made of a material containing at least one 3d ferromagnetic transition metal element such as Co, Fe, Ni, or Mn.
  • the structure having the two non-magnetic layers shown in FIG. 1B has the following characteristics.
  • the recording layer (19) is the first nonmagnetic layer.
  • a first magnetic layer (25) having a function of increasing an interface magnetic anisotropic energy density (Ki) in contact with the second nonmagnetic layer (18), a third magnetic layer (17),
  • Ms saturation magnetization
  • the ratio of the thickness of the second magnetic layer (12) to the thickness of the first magnetic layer (25) is 1 or more, and the third thickness of the second magnetic layer (12) is 3rd.
  • the magnetoresistive element is characterized in that the ratio of the thickness of the magnetic layer (17) to the thickness of the magnetic layer (17) is 1 or more.
  • the ratio of the sum of the atomic fractions of the magnetic elements of the second magnetic layer (12) to the sum of the atomic fractions of the magnetic elements of the first magnetic layer (25) is less than 1, and the second The magnetoresistive element is characterized in that the ratio of the sum of the magnetic atomic fractions of the magnetic layer (12) to the sum of the atomic fractions of the magnetic elements of the third magnetic layer (17) is smaller than 1. .
  • the magnetoresistive element is characterized in that the magnetic element contains at least one of Co, Fe, and Ni.
  • the first magnetic layer (25) and the third magnetic layer (17) are made of V, Ti, Cr, Zr, Nb, Mo, Hf, Ta, W, Si, Al, B, Pd, Pt, etc.
  • the second magnetic layer (12) not containing nonmagnetic elements contains nonmagnetic elements such as V, Ti, Cr, Zr, Nb, Mo, Hf, Ta, W, Si, Al, B, Pd, and Pt.
  • the first, second, and third magnetic layers include V, Ti, Cr, Zr, Nb, Mo, Hf, Ta, W, Si, Al, B, Pd, Nonmagnetic elements such as Pt and other nonmagnetic elements such as V, Ti, Cr, Zr, Nb, Mo, Hf, Ta, W, Si, Al, B, Pd, and Pt of the first magnetic layer (25) V, Ti, Cr, Zr, Nb, Mo, Hf, Ta, W, Si, Al, B, elemental composition of the second magnetic layer (12) the ratio of d, Pt, etc.
  • the magnetoresistive element is characterized in that the ratio to the nonmagnetic element composition such as is smaller than 1.
  • the first magnetic layer (25) and the third magnetic layer (17) do not include boron (B) and the second magnetic layer (12) includes boron (B), or
  • the ratio of the composition of boron (B) in the first magnetic layer (25) to the composition of boron (B) in the second magnetic layer (12) is smaller than 1, the third magnetic layer
  • the magnetoresistive element is characterized in that the ratio of the composition of boron (B) in (17) to the composition of boron (B) in the second magnetic layer (12) is smaller than 1.
  • the first magnetic layer (25) and the third magnetic layer (17) do not contain vanadium (V) and the second magnetic layer (12) contains vanadium (V).
  • the magnetoresistive element is characterized in that the ratio of the composition of vanadium (V) of the magnetic layer (17) to the composition of vanadium (V) of the second magnetic layer (12) is smaller than 1.
  • the first nonmagnetic layer (13) and the second nonmagnetic layer (18) are materials having a compound containing oxygen, such as MgO, Al 2 O 3 , SiO 2 , TiO, and Hf 2 O.
  • the first magnetic layer (25) and the third magnetic layer (17) are made of a material that exhibits a large magnetoresistance change rate in combination with the materials of the first magnetic layer (25) and the third magnetic layer (17).
  • One of the first nonmagnetic layer (13) and the second nonmagnetic layer (18) is any one of Ta, W, Hf, Zr, Nb, Mo, Ti, V, and Cr. It may be composed of a material including one.
  • the first magnetic layer (25), the second magnetic layer (12), and the third magnetic layer (17) are materials containing at least one 3d ferromagnetic transition metal element such as Co, Fe, Ni, and Mn. It is preferable that it is comprised.
  • the interface of the compound containing oxygen such as MgO, Al 2 O 3 , SiO 2 , TiO, Hf 2 O constituting the first nonmagnetic layer (13) and the second nonmagnetic layer (18) is (001) oriented.
  • the interface magnetic anisotropic energy density Ki can be increased.
  • the magnetic memory according to the present invention includes a plurality of source lines arranged in parallel to each other, a plurality of word lines arranged in parallel to each other in a direction intersecting the source lines, and arranged in parallel to the source lines.
  • the magnetoresistive effect element is provided, and a current can be applied to the magnetoresistive effect element along the thickness direction.
  • the magnetic memory according to the present invention has the magnetoresistive effect element according to the present invention, it is possible to obtain thermal stability with a thermal stability index of 70 or more.
  • the present invention it is possible to provide a magnetoresistive effect element and a magnetic memory that suppress an increase in the damping constant ⁇ and have high thermal stability even with a fine junction size.
  • 3 is a graph showing (a) Ms-B content ratio characteristics and (b) Ki-B content ratio characteristics of a magnetoresistive element.
  • 6 is a graph showing the relationship between the thermal stability index E / k B T and the saturation magnetization Ms.
  • FIG. 4 is a graph showing the relationship between (a) Fe layer thickness and interface magnetic anisotropy energy density Ki characteristics, and (b) Fe layer thickness and damping constant ⁇ characteristics of the magnetoresistive effect element according to the second embodiment of the present invention. is there. It is a circuit diagram which shows the magnetic memory cell of the magnetic memory which has the conventional magnetoresistive effect element.
  • FIG. 4 shows a magnetoresistive effect element having a structure having two nonmagnetic layers as one embodiment of the present invention.
  • the magnetoresistive effect element (10) includes a lower nonmagnetic electrode (14), a first reference layer (24), a first nonmagnetic layer (13), and a first recording layer (19). ), A second nonmagnetic layer (18), and an upper nonmagnetic electrode (15).
  • the first nonmagnetic layer (13) is a barrier layer (tunnel junction layer) of the magnetoresistive effect element
  • the second nonmagnetic layer (18) is a protective layer.
  • the first reference layer (24) includes an eighth magnetic layer (22), a fifth nonmagnetic layer (23), a seventh magnetic layer (20), a fourth nonmagnetic layer (21), and a sixth layer.
  • the magnetic layer (11) has a laminated structure.
  • the first recording layer (19) has a laminated structure of a first magnetic layer (25), a second magnetic layer (12), and a third magnetic layer (17).
  • the lower nonmagnetic electrode (14) is connected to the end surface of the eighth magnetic layer (22) opposite to the end surface with which the fifth nonmagnetic layer (23) is in contact. Specifically, a stacked structure of Sub / Ta (5 nm) / Ru (5 nm) / Ta (10 nm) / Pt (5 nm) was used.
  • the seventh magnetic layer (20) and the eighth magnetic layer (22) are made of a material containing at least one 3d ferromagnetic transition metal element such as Co, Fe, Ni, or Mn.
  • the seventh magnetic layer (20) and the eighth magnetic layer (22) may be made of an alloy film or a multilayer film having an easy axis for perpendicular magnetization, and all the film thicknesses are made larger than the junction size. Further, it may be made of an alloy film or a multilayer film provided with an easy axis for perpendicular magnetization by shape magnetic anisotropy.
  • the eighth magnetic layer 22 is [Co (0.5 nm) / Pt (0.3 nm)] ⁇ 6.5 layer
  • the seventh magnetic layer (20) is [Co (0.5 nm) / A structure of Pt (0.3 nm)] ⁇ 2.5 layers was used.
  • the fifth nonmagnetic layer 23 is made of a material containing any one of Ru, Rh, Ir, Cr, Cu and the like. Note that the fifth nonmagnetic layer 23 does not necessarily need to be made of such a material when the magnetization of the seventh magnetic layer 20 and the magnetization of the eighth magnetic layer 22 are antiparallel. Specifically, Ru (0.4 nm) was used.
  • the fourth nonmagnetic layer (21) magnetically couples the adjacent seventh magnetic layer (20) and the sixth magnetic layer (11), and the fourth nonmagnetic layer (21) It is made of a material containing any one of Ta, W, Hf, Zr, Nb, Mo, Ti, V, Cr and the like. As long as the seventh magnetic layer (20) and the sixth magnetic layer (11) are magnetically coupled, it is not always necessary to be made of such a material. Specifically, Ta (0.3 nm) was used.
  • the sixth magnetic layer (11) is made of a material containing at least one 3d ferromagnetic transition metal element such as Co, Fe, Ni, or Mn. Specifically, CoFeB (1.2 nm) was used.
  • first Nonmagnetic Layer 13 and Second Nonmagnetic Layer 18 Both ends of the first nonmagnetic layer (13) are joined to the sixth magnetic layer (11) and the first magnetic layer (25), respectively. Further, both end surfaces of the second nonmagnetic layer (18) are joined to the third magnetic layer (17) and the upper nonmagnetic electrode (15), respectively.
  • the first nonmagnetic layer (13) and the second nonmagnetic layer (18) have a large magnetoresistance change rate in combination with the materials of the sixth magnetic layer (11) and the first magnetic layer (25). It is made of a material having a compound containing oxygen such as MgO, Al 2 O 3 , SiO 2 , TiO, and Hf 2 O so as to express.
  • the first nonmagnetic layer (13) was used for the first nonmagnetic layer (13) and the second nonmagnetic layer (18). Further, the first nonmagnetic layer (13) may be MgO (1.2 nm) and the second nonmagnetic layer (18) may be MgO (1.0 nm), and the film thickness may be varied.
  • the third magnetic layer (17) and the first magnetic layer (25) are preferably made of a material containing at least one 3d ferromagnetic transition metal element such as Co, Fe, Ni, or Mn. Further, the third magnetic layer (17) and the first magnetic layer (25) do not contain B, and the second magnetic layer (12) contains B, or boron ( The ratio of the composition of B) to the composition of boron (B) in the second magnetic layer (12) is less than 1 and the composition of boron (B) in the first magnetic layer (25) The ratio of the magnetic layer (12) to the composition of boron (B) is less than 1. Specifically, CoFe (0.4 nm to 1 nm) was used as the third magnetic layer (17) and the first magnetic layer (25).
  • CoFe 0.4 nm to 1 nm
  • the second magnetic layer (12) is made of a material containing at least one 3d magnetic transition metal element such as Co, Fe, Ni, or Mn.
  • a material having a low saturation magnetization Ms is applied except for the interface.
  • CoFeB (0.4 nm to 5 nm) was used. CoFeB can also be 5 nm or more.
  • the upper nonmagnetic electrode (15) is connected to the end surface of the second nonmagnetic layer (18) opposite to the end surface with which the first recording layer (19) is in contact.
  • Ta 5 nm
  • Ru 1 to 5 nm
  • Pt 1 to 5 nm
  • CoFeB 0.2 to 1.5 nm
  • Ta 5 nm
  • FIG. 5 shows the first nonmagnetic layer (13) / first magnetic layer (25) / second magnetic layer (12) / third magnetic layer (17) / first in the stacked structure of FIG.
  • the thermal stability index E / k B T calculated using the equation (Equation 1) and the equation (Equation 2) is shown.
  • the film thicknesses of CoFe and CoFeB were set to 0.4 nm and 1.8 nm, respectively. Further, the saturation magnetization Ms of the entire recording layer can be made constant by making the CoFeB / CoFe film thickness ratio constant.
  • the CoFeB / CoFe film thickness ratio is 4.5 and the total recording layer thickness is 2.6 nm.
  • the CoFeB / CoFe film thickness ratio may be 4.5 and the total recording layer thickness may be 2.6 nm or more. it can. As shown in FIG.
  • MgO / CoFe / CoFeB / CoFe / MgO in which the recording layer is sandwiched between MgO, uses only the interfacial magnetic anisotropy energy density Ki to increase K eff t, so the intermediate low saturation magnetization
  • Ki interfacial magnetic anisotropy energy density
  • FIG. 6A and FIG. 6B show thermal stability indices that are numerically calculated using the equations (Equation 1) and (Equation 3) for the total film thickness t of the 20 nm diameter recording layer.
  • the demagnetizing field is corrected by ellipsoid approximation.
  • the thermal stability index increases as the saturation magnetization Ms of the entire recording layer decreases, that is, as the saturation magnetization Ms of CoFeB in the middle of the CoFe / CoFeB / CoFe recording layer decreases. Therefore, the thermal stability can be improved by adopting a structure in which the CoFe / CoFeB / CoFe recording layer is sandwiched between MgO layers as compared with the conventional recording layer.
  • a magnetoresistive effect element without the first magnetic layer or the third magnetic layer can similarly obtain high thermal stability while suppressing the write current Ico with a fine element.
  • the first nonmagnetic layer (13) / first magnetic layer (25) / second magnetic layer (12) / third magnetic layer (17) / second nonmagnetic layer in the stacked structure of FIG. Regarding (18), as specific materials, film thicknesses and B compositions, the film thicknesses of CoFeB of the first magnetic layer (25) and the third magnetic layer (17) for MgO / CoFeB / CoFeB / CoFeB / MgO. Is 0.4 nm, the CoFeB film thickness of the second magnetic layer (12) is 1.8 nm, and the B composition of the first magnetic layer (25) and the third magnetic layer (17) is 0.05 ( 5/100).
  • the ratio of the CoFeB film thickness of the second magnetic layer (12) to the CoFeB film thickness of the first magnetic layer (25) and the third magnetic layer (17) is 4.5, and the total recording layer thickness is 2.6. nm.
  • MgO / CoFeB / CoFeB / CoFeB / MgO in which the recording layer is sandwiched between MgO, uses only the interfacial magnetic anisotropy energy density Ki to increase K eff t, so the intermediate low saturation magnetization
  • Ki interfacial magnetic anisotropy energy density
  • the thermal stability index increases as the saturation magnetization Ms of the entire recording layer decreases, that is, as the saturation magnetization Ms of CoFeB intermediate between MgO / CoFeB / CoFeB / CoFeB / MgO decreases. Therefore, the thermal stability can be improved by adopting a structure in which the CoFeB / CoFeB / CoFeB recording layer is sandwiched between MgO layers as compared with the conventional recording layer. In FIG. 4, a magnetoresistive effect element without the first magnetic layer or the third magnetic layer can similarly obtain high thermal stability while suppressing the write current Ico with a fine element.
  • FIG. 7 shows a third example of the magnetoresistive element (10) according to the embodiment of the present invention.
  • the second magnetic layer (12) is the fourth magnetic layer (12-1) and the fifth magnetic layer (12-2), and the fourth magnetic layer (12-1)
  • the third nonmagnetic layer (16) is characterized in that the third nonmagnetic layer (16) is provided to control the B concentration between the first magnetic layer and the fifth magnetic layer (12-2).
  • the third nonmagnetic layer (16) is intended to control the B concentration.
  • the third nonmagnetic layer (16) acts as a receiving region for diffusion in the fourth magnetic layer (12-1) and the fifth magnetic layer (12-2). It functions to control the B concentration in the fourth magnetic layer (12-1) and the fifth magnetic layer (12-2).
  • the film thickness is suitably 1 nm or less.
  • the B concentration of the first magnetic layer (25) and the third magnetic layer (17) is lowered and high at the interface with the first nonmagnetic layer (13) and the second nonmagnetic layer (18). Formation of the interface magnetic anisotropy energy density Ki can be realized, and the Ms can be reduced except for the interface region.
  • the specific material, film thickness and B composition are MgO / CoFeB / CoFeB / Ta / CoFeB / CoFeB / MgO.
  • the CoFeB film thickness is 0.4 nm
  • the fourth magnetic layer (12-1) and the fifth magnetic layer (12-2) The thickness of CoFeB is 0.9 nm
  • the thickness of the third nonmagnetic layer (16) is 0.5 nm
  • the composition of B in the first magnetic layer (25) and the third magnetic layer (17) is Co 24 Fe.
  • 71 B 5 (5/100 0.05)
  • the total recording layer thickness is 3.1 nm.
  • MgO / CoFeB / CoFeB / Ta / CoFeB / CoFeB / MgO in which the recording layer is sandwiched between MgO uses only the interfacial magnetic anisotropy energy density Ki to increase K eff t.
  • the thermal stability can be improved by adopting a structure in which the CoFeB / CoFeB / Ta / CoFeB / CoFeB recording layer is sandwiched between MgO layers as compared with the conventional recording layer.
  • FIG. 8 shows a fourth example of the magnetoresistive element (10) according to the exemplary embodiment of the present invention.
  • the fourth embodiment is characterized in that the second reference layer (32) is provided in the first and second embodiments.
  • the second reference layer (32) has a property as an antiparallel coupling reference layer.
  • the second reference layer (32) has the magnetization arrangement of the first reference layer 24 and each magnetic layer opposite to each other. As a result, there are remarkable effects of improving the spin injection efficiency and reducing the write current Ico.
  • FIG. 9 shows a fifth example of the magnetoresistive element (10) according to the exemplary embodiment of the present invention.
  • the fifth embodiment is common in that the second reference layer (32) is provided as in the fourth embodiment, but differs in that this reference layer is not an antiparallel coupling layer.
  • FIG. 10 shows a sixth example of the magnetoresistive element (10) according to the exemplary embodiment of the present invention.
  • the second magnetic layer (12) and the third magnetic layer (17) are in direct contact with each other as in the first and second embodiments of the present invention, and the fifth embodiment Similar to the embodiment, the second reference layer (32) is provided.
  • the third nonmagnetic layer (16) can be omitted depending on the necessity of controlling the B concentration.
  • FIG. 11 shows a seventh example of the magnetoresistive element (10) according to the exemplary embodiment of the present invention.
  • the seventh embodiment is characterized in that it has a laminated structure including three reference layers, ie, a first reference layer (24), a second reference layer (32), and a third reference layer (33). .
  • a multi-value conversion function can be provided by using three reference layers.
  • the characteristics required for the interface between the magnetic layer and the nonmagnetic layer of the perpendicular magnetic anisotropic magnetoresistive element applied to the magnetic memory of the present invention are a high tunnel magnetoresistance (TMR) ratio, a low write current Ico and High thermal stability.
  • the write current Ico is determined by the damping constant ⁇ , and the damping constant ⁇ is preferably 0.01 or less, more preferably 0.005 or less.
  • the interface magnetic anisotropy energy density Ki needs to be 2.6 mJ / m 2 or more at the junction surface of the magnetoresistive effect element having a junction size diameter of 20 nm.
  • MgO (1.2 nm) is used for the first nonmagnetic layer (13) and the second nonmagnetic layer (18), and the third magnetic layer (17) and the first magnetic layer (25 ) was Fe (0.4 nm to 1 nm). Further, FeV (0.01 nm to 0.4 nm) was used for the second magnetic layer (12).
  • FIG. 13A shows the first nonmagnetic layer (13) / first magnetic layer (25) / second magnetic layer (12) / third magnetic layer (17) in the stacked structure of FIG. / Regarding the second nonmagnetic layer (18), the specific material and thickness of the MgO / Fe / FeV / Fe / MgO (recording layer Fe / FeV / Fe junction size diameter 20 nm) interface to the Fe layer thickness Magnetic anisotropy energy density Ki characteristic is shown.
  • FIG. 13A shows that the interface magnetic anisotropy energy density Ki increases linearly as the Fe layer thickness increases.
  • FIG. 13B shows the damping constant ⁇ characteristic with respect to the Fe layer thickness.
  • the damping constant ⁇ is slightly increased as the Fe layer thickness is increased.
  • the damping constant ⁇ is smaller than 0.005, which is the value of the damping constant ⁇ required for the joint surface having a joint size diameter of 20 nm.
  • the magnetoresistive effect element of the modification of the first embodiment having the structure of FIG. 4 can suppress the write current Ico with a fine element by suppressing the value of the damping constant ⁇ .
  • nonmagnetic elements such as B, V, Ti, Cr, Zr, Nb, Mo, Hf, Ta, W, Si, Al, Pd, and Pt are used.
  • a magnetic layer including at least one can be applied.
  • a magnetic layer containing B instead of the magnetic layer containing B, a magnetic layer containing V such as FeV, and further, B, V, Ti, Cr A magnetic layer containing at least one nonmagnetic element composition such as Zr, Nb, Mo, Hf, Ta, W, Si, Al, Pd, or Pt can be applied.
  • the saturation magnetization (Ms) of the second magnetic layer is lower than the saturation magnetization of the first magnetic layer or the first and third magnetic layers is satisfied.
  • the magnetic elements or nonmagnetic elements contained in the first to fifth magnetic layers can be made different from each other.
  • MgO / FeB / FeV / FeB / MgO MgO / Fe 95 B 5 / FeV / Fe 90 B 10 / MgO, MgO / Co 24 Fe 71 B 5 / FeV / Co 22 Fe 68 B 10 / MgO , MgO / Co 47 Fe 48 B 5 / FeV / Co 22 Fe 68 B 10 / MgO, MgO / FeB / FeV / FeTa / MgO, MgO / (Co) FeB / FeV / (Co) FeM / MgO (M is Ti , Cr, Zr, Nb, Mo, Hf, Ta, W, Si, Al, Pd, and Pt, and two or more of them may be mixed).
  • FIG. 12 shows a magnetic memory (MRAM) according to the embodiment of the present invention.
  • the magnetic memory (1) has a plurality of source lines 2, word lines (3), bit lines (4), and memory cells (5).
  • the source lines (2) are arranged in parallel to each other.
  • Each word line (3) is arranged in parallel to each other in a direction perpendicular to each source line (2).
  • Each bit line (4) is arranged in parallel to each source line (2) and in parallel to each other.
  • Each source line (2) and each bit line (4) are arranged in parallel and alternately in the horizontal direction.
  • One end of each source line (2) and each bit line (4) is electrically connected to a write driver (6) and a sense amplifier (7) for voltage application.
  • One end of each word line (3) is electrically connected to the word driver (8).
  • Each memory cell (5) is arranged at each intersection of each bit line (4) and each word line (3).
  • Each memory cell (5) has a selection transistor (9) and a magnetoresistive element (10).
  • the selection transistor (9) has a gate electrode electrically connected to the word line (3) and a source electrode electrically connected to the source line (2) through a wiring layer.
  • the magnetoresistive element (10) either the sixth magnetic layer (11) or the second magnetic layer (12) is interposed via the lower nonmagnetic electrode (14) or the upper nonmagnetic electrode (15).
  • the selection transistor (9) is electrically connected to the drain electrode, and the other is electrically connected to the bit line (4).
  • the magnetoresistive element (10) is composed of any one of FIGS. 1, 4 and FIGS.
  • the magnetic memory (1) is configured to be able to apply a current to the magnetoresistive element (10) along the thickness direction.

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Abstract

微細化により高集積化された大容量の磁気メモリを実現する。　磁化方向が膜面垂直方向である第１の磁性層（２５）と、第１の磁性層（２５）に隣接して設けられる第１の非磁性層（１３）と、第１の磁性層（２５）の第１の非磁性層（１３）とは反対側に隣接して設けられ、磁化方向が膜面垂直方向である第２の磁性層（１２）とを備え、第１の磁性層（２５）は、Ｃｏ、Ｆｅ、Ｎｉ、Ｍｎなどの３ｄ強磁性遷移金属元素を少なくとも一つ含み、第１の非磁性層（１３）との界面に界面磁気異方性エネルギー密度（Ki）を増大させる機能を有し、第２の磁性層（１２）は、Ｃｏ、Ｆｅ、Ｎｉ、Ｍｎなどの３ｄ強磁性遷移金属元素を少なくとも一つ含み、第１の磁性層（２５）の飽和磁化（Ms）よりも低い飽和磁化である、磁気抵抗効果素子及び当該磁気抵抗効果素子を用いた磁気メモリを提供することができる。

Description

磁気抵抗効果素子および磁気メモリ
　本発明は、磁気抵抗効果素子および磁気メモリに関する。
　図１４に示すように、従来の磁気抵抗効果素子を有する磁気メモリ（Ｍａｇｎｅｔｉｃ　Ｒａｎｄｏｍ　Ａｃｃｅｓｓ　Ｍｅｍｏｒｙ：ＭＲＡＭ）の磁気メモリセル（１０５）は、磁気抵抗効果素子（１１０）と選択トランジスタ（１０９）とが直列に電気的に接続された構造を有している。選択トランジスタ（１０９）のソース電極はソース線（１０２）に、ドレイン電極は磁気抵抗効果素子（１１０）を介してビット線（１０４）に、ゲート電極はワード線（１０３）にそれぞれ電気的に接続されている。磁気抵抗効果素子（１１０）は、第６の磁性層（１１１）（参照層）と第１の磁性層（１１２）との間に第１の非磁性層（１１３）が挟まれた３層構造を基本としている。磁気抵抗効果素子（１１０）の抵抗値は、第６の磁性層（１１１）（参照層）の磁化と第１の磁性層（１１２）の磁化とが平行配置の場合に小さくなり、反平行配置の場合に大きくなる。ＭＲＡＭのメモリセルでは、この２つの抵抗状態をビット情報「０」「１」に割り当てている。
　ＭＲＡＭは、高集積化のために、年々、磁気抵抗効果素子（１１０）が微細化されている。磁気抵抗効果素子（１１０）の第６の磁性層（１１１）（参照層）および第１の磁性層（１１２）は共に、微細化すると磁化が熱擾乱し、ビット情報が消失してしまうことが懸念される。そこで、微細化してもビット情報を保持するために、記録層となる第１の磁性層（１１２）は７０以上の熱安定性指数（Ｅ／ｋBＴ）を有し、参照層となる第６の磁性層（１１１）（参照層）は第１の磁性層（１１２）よりも大きな熱安定性指数（Ｅ／ｋBＴ）を有することが必要である。ここで、Ｅは、磁化反転に要するエネルギー障壁であり、第６の磁性層（１１１）（参照層）もしくは第１の磁性層１１２の磁気異方性エネルギー密度Ｋeffと体積Ｖとの積（Ｅ＝ＫeffＶ）である。また、ｋBはボルツマン係数、Ｔは絶対温度である。
　高い熱安定性指数Ｅ／ｋBＴを得るためには、第６の磁性層（１１１）（参照層）もしくは第１の磁性層（１１２）の実効磁気異方性エネルギー密度Ｋeffを増加させる必要がある。この観点から、第６の磁性層（１１１）（参照層）もしくは第１の磁性層（１１２）が垂直磁化容易軸を有する垂直磁気異方性磁気抵抗効果素子が注目されている。このような垂直磁気異方性電極として、希土類基アモルファス合金、Ｌ１0－規則系（Ｃｏ、Ｆｅ）－Ｐｔ合金、Ｃｏ／（Ｐｄ、Ｐｔ）多層膜等が研究されている（例えば、非特許文献１、２または３参照）。
　また、本発明者等により、ＣｏＦｅＢ／ＭｇＯ積層構造において、ＣｏＦｅＢの薄層化により垂直磁気異方性が発現することが見出され（例えば、特許文献１参照）、このＣｏＦｅＢ／ＭｇＯ積層構造を垂直磁気異方性磁気抵抗効果素子に適用することにより、記録層の第１の磁性層（１１２）において、接合サイズ直径４０ｎｍで、Ｅ／ｋBＴ≒４０が得られている（例えば、非特許文献４参照）。さらに、熱安定性の向上を目指し、２重ＣｏＦｅＢ/ＭｇＯ界面記録層構造にして記録層の磁性層を厚くすることにより、記録層の第１の磁性層１１２において、接合サイズ直径４０ｎｍ台のとき、Ｅ／ｋBＴが８０以上、接合サイズ直径２９ｎｍのとき、Ｅ／ｋBＴ≒５９が得られている（例えば、非特許文献６参照）。
　ここで、磁性層の接合サイズとは、隣り合う非磁性層や電極と接する接合面上で、最も長い直線の長さである。非特許文献４および５では、磁性層が円柱形状を成し、接合面が円形であるため、接合サイズは接合面の直径となる。接合面が直径の場合の接合サイズを接合サイズ直径という。
　なお、図１５（ａ）に示すように、非特許文献４に記載の垂直磁気異方性磁気抵抗効果素子は、第６の磁性層（１１１）（参照層）と第１の磁性層（１１２）との間に第１の非磁性層（１１３）が挟まれた３層構造に、下部非磁性電極（１１４）と上部非磁性電極（１１５）とを接続した基本構造を有している。
　また、図１５（ｂ）に示すように、非特許文献５に記載の垂直磁気異方性磁気抵抗効果素子は、非磁性層（１１３）上の第１の磁性層（１１２）に第３の非磁性層（１１６）を積層し、その上に第３の磁性層（１１７）を積層し、第３の磁性層（１１７）の上に、第３の磁性層（１１７）との間に界面磁気異方性が発生する第２の非磁性層（１１８）を積層した５層構造を有している。非特許文献５には、この５層構造を用いることで、熱安定性を向上できることが記載されている。第１の磁性層（１１２）と第３の磁性層（１１７）は第３の非磁性層（１１６）を介して磁気的結合し記録層（１１９）として機能する。
　図１５（ｃ）において、第６の磁性層（１１１）（参照層）からの漏れ磁束が記録層（１１９）に影響し、第６の磁性層（１１１）（参照層）と記録層（１１９）の反平行磁化配列の熱安定性を低下させてしまう。そこで、非特許文献７に記載の垂直磁気異方性磁気抵抗効果素子は、第６の磁性層（１１１）（参照層）と第７の磁性層（１２０）が第4の非磁性層（１２１）を介して強磁性的に結合し、その部分と第８の磁性層（１２２）とが第５の非磁性層（１２３）を介して反平行に配列させた第１の参照層（１２４）を有する。この反平行結合参照層にすることで、第１の参照層（１２４）から第１の記録層（１１９）に加わる漏れ磁束を低減でき、第６の磁性層（１１１）（参照層）と第１の記録層（１１９）の反平行磁化配列の熱安定性を改善することができる。
N. Nishimura, T. Hirai, A. Koganei, T. Ikeda, K. Okano, Y. Sekiguchi, and Y. Osada, ''Magnetic tunnel junction device with perpendicular magnetization films for high-density magnetic random access memory'', J. Appl. Phys. 2002, 91, 5246 G. Kim, Y. Sakuraba, M. Oogane, Y. Ando and T. Miyazaki, ''Tunneling magnetoresistance of magnetic tunnel junctions using perpendicular magnetization electrodes'', Appl. Phys. Lett. 2008, 92, 172502 K. Mizunuma, S. Ikeda, J. H. Park, H. Yamamoto, H. D. Gan, K. Miura, H. Hasegawa, J. Hayakawa, F. Matsukura and H. Ohno, ''MgO barrier-perpendicular magnetic tunnel junctions with CoFe/Pd multilayers and ferromagnetic insertion layers'', Appl. Phys. Lett. 2009, 95, 232516. S. Ikeda, K. Miura, H. Yamamoto, K. Mizunuma, H. D. Gan, M. Endo, S. Kanai, F. Matsukura, and H. Ohno, ''A perpendicular-anisotropy CoFeB-MgO magnetic tunnel junction'', Nature Mater., 2010, 9, 721 H. Sato, M. Yamanouchi, S. Ikeda, S. Fukami, F. Matsukura, and H.Ohno, ''Perpendicular-anisotropy CoFeB-MgO magnetic tunnel junctions with a MgO/CoFeB/Ta/CoFeB/MgO recording structure'', Appl. Phys. Lett. 2012, 101, 022414. H. Sato, M. Yamanouchi, S. Ikeda, S. Fukami, F. Matsukura, and H. Ohno, ''MgO/CoFeB/Ta/CoFeB/MgO recording structure in magnetic tunnel junctions with perpendicular easy axis'', IEEE Trans. Magn., 2013, 49, 4437 H. Sato, T. Yamamoto, M. Yamanouchi, S. Ikeda, S. Fukami, K.Kinoshita, F. Matsukura, N. Kasai, and H. Ohno, ''Comprehensive study of CoFeB-MgO magnetic tunnel junction characteristics with single- and double-interface scaling down to 1X nm'', Tech. Dig. -Int. Electron Devices Meet. 2013, 3.2.1. S. Ikeda, R. Koizumi, H. Sato, M. Yamanouchi, K. Miura, K. Mizunuma, H. D. Gan, F. Matsukura , and H. Ohno, ''Boron Composition Dependence of Magnetic Anisotropy and Tunnel Magnetoresistance in MgO/CoFe(B) Based Stack Structures'', IEEE Trans. Magn., 2012, 48, 3829
特開２０１１－２５８５９６号公報
　微細化により高集積化された大容量の磁気メモリを実現するためには、記録されたビット情報を１０年間保持する不揮発性が必要である。そのためには、記録層となる磁性層は、熱安定性指数７０以上の熱安定性を有する必要がある。非特許文献４に記載の垂直磁気異方性磁気抵抗効果素子では、記録層の接合サイズ直径４０ｎｍで熱安定性指数が約４０であり、熱安定性指数が７０以下である。また、非特許文献５に記載の垂直磁気異方性磁気抵抗効果素子では、記録層の接合サイズ直径４０ｎｍ台のとき、熱安定性指数が８０以上になっているが、接合サイズ直径２９ｎｍのとき、熱安定性指数が約５９で熱安定性指数７０以下である。さらに、非特許文献７に記載の反平行結合した参照層を用いた垂直磁気異方性磁気抵抗効果素子では、記録層の接合サイズ直径３０ｎｍ台のとき、熱安定性指数が９０以上になっているが、接合サイズ直径２０ｎｍのとき、熱安定性指数が約５８で熱安定性指数７０以下である。微細化により高集積化された大容量の磁気メモリを実現するためには、微細な接合サイズで記録層の熱安定性をさらに向上させる必要があるという課題があった。
　また、微細化により高集積化した大容量の磁気メモリに応用される垂直磁気異方性磁気抵抗効果素子の、磁性層と非磁性層の接合面に要求される特性（高いトンネル磁気抵抗（TMR）比、低い書込み電流Ico及び高い熱安定性）のうち、書込み電流Icoはダンピング定数αにより決まるため、ダンピング定数αは0.01以下にする必要があるという課題があった。
　本発明は、このような課題に着目してなされたもので、微細な接合サイズであっても熱安定性指数７０以上の熱安定性を有する磁気抵抗効果素子および磁気メモリを提供することを目的とする。
　また、微細な接合サイズであってもダンピング定数α0.01以下、界面磁気異方性エネルギー密度2.6 mJ/m2以上の磁気抵抗効果素子および磁気メモリを提供することを目的とする。
　磁気抵抗効果素子の高い熱安定性を実現するために、本発明者等は、以下の原理に基づいて検討を行った。すなわち、磁気抵抗効果素子のビット情報の保持性能を決める、記録層として機能する強磁性層の熱安定性指数Ｅ／ｋBＴにおいて、エネルギー障壁Ｅは、実効磁気異方性エネルギー密度Ｋeffと記録層の体積Ｖ(面積S×記録層厚t)との積で表される。ここで、ｘ軸，ｙ軸を平面内、ｚ軸をその平面に垂直な面直方向にとった座標において、実効磁気異方性エネルギー密度Ｋeffと記録層厚tの積は、以下の（数１）の式のように表される。
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000001
 　ここで、Ｋbは結晶磁気異方性や磁気弾性効果に由来するバルク磁気異方性エネルギー密度、ＮzおよびＮxはそれぞれｚ軸およびｘ軸の反磁界係数、MSは記録層の飽和磁化、μ0は真空の透磁率、Ｋiは界面磁気異方性エネルギー密度である。なお、Ｎxはｙ軸の反磁界係数Ｎyと等しいとする。ＮzおよびＮxは記録層が円筒形の場合に厳密に求めることは難しく、楕円近似により数値計算により求めることができる。Ｋeff tは、正符号の時に面直方向に磁化容易軸となる。
　非特許文献７に記載されているように、CoFe(B)／MgO接合においては、界面磁気異方性エネルギー密度KiをCoFeBとMgOの界面に誘起させ、垂直磁気異方性（Ｋeff＞０）を得ることができる。しかしながら、界面磁気異方性エネルギー密度Kiを得るためにMgOと接する強磁性層としてCoFeBを用いる場合、Bを含まないCoFeよりも界面磁気異方性エネルギー密度Kiが低くなってしまう。一方、Bを含まないCoFeとMgOが接することで高い界面磁気異方性エネルギー密度Kiが得られるものの、CoFeはCoFeBに比べ飽和磁化Msが高いために反磁界(－(Nz-Nx)Ms/2μ0)が大きく、面内磁気異方性（Keff<0）となってしまい垂直磁気異方性は得られない。
　また、垂直磁気異方性磁気トンネル接合(p-MTJ)におけるスピン注入磁化反転の書込み電流IC0と熱安定性指数Δ（＝Ｅ／ｋBＴ）については以下の数式の関係が知られている。

Figure JPOXMLDOC01-appb-M000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000003
Figure JPOXMLDOC01-appb-I000004
　ここで、高い熱安定指数Δを維持し、低い書込み電流Icoを実現するためには、高いKefftかつ低いダンピング定数αの記録層にする必要がある。また、ダンピング定数αとKefftの関係については、以下のような関係がある（表１）。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
　　さらに、高いトンネル磁気抵抗（TMR）比を同時に満足するためには障壁層をMgOとするMTJ（磁気トンネル接合）にすることが好ましい。
　ダンピング定数αの上昇を抑制しつつ、高いKefftを得るためには、CoFe(B)とMgOの界面における界面磁気異方性エネルギー密度Kiを低下させないように、低Ms化を図る（飽和磁化Msを低くする）必要がある。
　本発明者等は、界面磁気異方性エネルギー密度Kiを低下させないように、低Ms化を図ることができる特性を具備した記録層から成る磁気抵抗効果素子および磁気メモリを発明するに至った。
　すなわち、本発明に係る磁気抵抗効果素子の記録層は、ダンピング定数αの上昇抑制のために、非磁性層との界面のみ高い界面磁気異方性エネルギー密度Kiとなる磁性材料を適用し、Kefftの増大のために非磁性層との界面以外は飽和磁化Msの低い材料を適用するものである。
　本発明に係る磁気抵抗効果素子及び磁気メモリは、微細な接合サイズであってもダンピング定数αの上昇を抑制し、かつ高い熱安定性の記録層を有する磁気抵抗効果素子および磁気メモリを提供することを可能にした。
　図２（ａ）はCoFe(B)/MgO積層膜の飽和磁化MsのB(0～25at%)組成依存性である。このB組成はターゲット組成であり、膜中のBの組成は0～33at%で変化している。B組成の減少とともに飽和磁化Msは増加することがわかる。
　図２（ｂ）は、CoFe(B)とMgO間の界面で生じる界面磁気異方性エネルギー密度KiのB組成依存性であり、界面磁気異方性エネルギー密度KiはB組成の減少とともに増加する。
　この結果より、KefftすなわちΔ(=KefftS/kBT)はKiと、反磁界(-Ms2/2μ0)のトレードオフの関係で決まってくる。磁化測定ではブランケット膜を測定するため反磁界係数Nz－Nx=1となる。
　非特許文献４より、CoFeB/MgO単界面の界面磁気異方性エネルギー密度Kiは1.3 mJ/m2であり、２重CoFeB-MgO界面にすることで理想的には単界面の界面磁気異方性エネルギー密度Kiの2倍の2Ki=2.6 mJ/m2となる。一方、非特許文献８より、CoFe/MgO単界面の界面磁気異方性エネルギー密度Kiは1.8 mJ/m2であり、２重界面とすることで理想的には2Ki=3.6 mJ/m2となる。2重CoFe/MgO界面構造とし、中間にCoFeBを挿入し、全体の飽和磁化Msを変化させた時の式（数１）と式（数２）を用い計算した熱安定性指数E/kBT（=Δ）を図３に示す。CoFeとCoFeBの全体の記録層の厚さは2.6nmとした。MgO/CoFe/CoFeB/CoFe/MgO構造とすることで、非特許文献５から７記載の従来構造のMgO/CoFeB/Ta/CoFeB/MgOよりも高いE/kBTが得られることがわかる。表２に示すようにMgO/CoFe/CoFeB/CoFe/MgO記録層の飽和磁化Msを1.5Tとしても２０nm直径のMTJ（磁気トンネル接合）で熱安定性指数が100以上を示す。MgO/CoFe/CoFeB/CoFe/MgO構造の飽和磁化Msは、CoFeやCoFeBの組成や膜厚を変えることによって調整できる。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000006
　非特許文献８では、CoFeの飽和磁化Msは2.3Tで、成膜時のCoFeBの飽和磁化Msは0.5Tが得られている。この飽和磁化Msが～2.3TのCoFeと飽和磁化Msが～0.5 TのCoFeBを使用した場合、記録層全体の飽和磁化Msを1.5T以下にするためにはCoFeBとCoFeの膜厚比ｔCoFeB/ｔCoFeを1.5以上とすればよい。界面に使用するCoFeは当然CoFeBよりもBで希釈していないためにCoFeの原子分率は高い。例えば、(CoFe)67B33とCoFe のCoFeの原子分率の比は67/100＝0.67で、１以下となる。
　別の例としては、飽和磁化Msが～2.2TのFeと飽和磁化Msが～1.5 TのFeVを使用した場合、記録層全体の飽和磁化Msを1.5T以下にするためにはFeVとFeの膜厚比ｔFeV/ｔFeを1.5以上とすればよい。界面に使用するFeは当然FeVよりもVで希釈していないためにFeの原子分率は高い。例えば、Fe80V20とFe の場合のFeの原子分率の比は80/100＝0.8、１以下となる。
　したがって、１つの非磁性層と１つの磁性層の界面を有する図１（ａ）に示す構造においては、界面磁気異方性エネルギー密度Kiを増加させる第１の磁性層（２５）を第１の非磁性層（１３）上に堆積し、前記第１の磁性層（２５）上に低い飽和磁化Msである第２の磁性層（１２）を堆積することにより、微細な素子で書込み電流Icoを抑制しながら高い熱安定性を得ることができる磁気抵抗効果素子を提供することができる。
　また、前記界面を２つ有する場合には、図１（ｂ）に示すように、低い飽和磁化Msである第２の磁性層（１２）と第１の非磁性層（１３）、前記低い飽和磁化Msである第２の磁性層（１２）と第２の非磁性層（１８）の各々の間に界面磁気異方性エネルギー密度Kiを増大させる第１の磁性層（２５）、第３の磁性層（１７）を挿入することにより、微細な素子で書込み電流Icoを抑制しながら高い熱安定性を得ることができる磁気抵抗効果素子を提供することができる。 
　なお、図１と図４について整合性のある説明をするために、「第１、第２・・・」等の記載を共通して用いている。
　ここで、図１（ａ）に示す本願発明の磁気抵抗効果素子には以下のような特徴がある。
　第１の非磁性層（１３）上に前記第１の非磁性層（１３）に接する界面で界面磁気異方性エネルギー密度（Ki）を増大させる機能を有する第１の磁性層（２５）と前記第１の磁性層（２５）の飽和磁化（Ms）よりも低い飽和磁化である第２の磁性層（１２）を備えた積層構造を有することを特徴とする磁気抵抗効果素子である。
　詳細には、図１（ａ）に示すとおり、第１の磁性層（２５）は第１の非磁性層（１３）と第２の磁性層（１２）の間に設けられる。
　前記第２の磁性層（１２）の膜厚の、前記第１の磁性層（２５）の膜厚に対する比が１以上であることを特徴とする磁気抵抗効果素子である。
　前記第２の磁性層（１２）の磁性元素の原子分率の総和の、前記第１の磁性層（２５）の磁性元素の原子分率の総和に対する比が１よりも小さい磁気抵抗効果素子である。
　より詳細に説明すれば、磁性元素の原子分率（ａｔ％）の総和とは、金属組成物全体に対する、金属組成物に含まれる磁性元素の原子分率の合計である。上記例では、第２の磁性層（１２）に含まれる磁性元素の割合が、第１の磁性層（２５）に含まれる磁性元素の割合より少ないことを示す。
　前記磁性元素は、Ｃｏ，Ｆｅ，Ｎｉのうち少なくとも一つを含むことを特徴とする磁気抵抗効果素子である。
　前記第１の磁性層（２５）は、Ｖ、Ｔｉ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｗ、Ｓｉ、Ａｌ、Ｂ、Ｐｄ、Ｐｔなどの非磁性元素を含まない及び前記第２の磁性層（１２）はＶ、Ｔｉ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｗ、Ｓｉ、Ａｌ、Ｂ、Ｐｄ、Ｐｔなどの非磁性元素を含む、または、前記第１及び第２の磁性層（２５，１２）はＶ、Ｔｉ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｗ、Ｓｉ、Ａｌ、Ｂ、Ｐｄ、Ｐｔなどの非磁性元素を含み、前記第１の磁性層（２５）のＶ、Ｔｉ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｗ、Ｓｉ、Ａｌ、Ｂ、Ｐｄ、Ｐｔなどの非磁性元素組成の、前記第２の磁性層（１２）のＶ、Ｔｉ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｗ、Ｓｉ、Ａｌ、Ｂ、Ｐｄ、Ｐｔなどの非磁性元素組成に対する比が１よりも小さいことを特徴とする磁気抵抗効果素子である。
　一例としては、前記第１の磁性層（２５）は、ボロン（B）を含まない及び前記第２の磁性層（１２）はボロン（B）を含む、または、前記第１の磁性層（２５）のボロン（B）組成の、前記第２の磁性層（１２）のボロン（B）の組成に対する比が１よりも小さいことを特徴とする磁気抵抗効果素子である。
　他の例としては、前記第１の磁性層（２５）は、バナジウム（V）を含まない及び前記第２の磁性層（１２）はバナジウム（V）を含む、または、前記第１の磁性層（２５）のバナジウム（V）組成の、前記第２の磁性層（１２）のバナジウム（V）の組成に対する比が１よりも小さいことを特徴とする磁気抵抗効果素子である。
　第１の磁性層（２５）及び第２の磁性層（１２）は、Ｃｏ、Ｆｅ、Ｎｉ、Ｍｎなどの３ｄ強磁性遷移金属元素を少なくとも一つ含んだ材料で構成されることが好ましい。
　また、図１（ｂ）に示す２層の非磁性層を有する構造の場合には以下のような特徴がある。
　第１の非磁性層（１３）と第２の非磁性層（１８）の間に記録層（１９）を有する磁気抵抗効果素子において、前記記録層（１９）は、前記第１の非磁性層（１３），前記第２の非磁性層（１８）に接する界面磁気異方性エネルギー密度（Ki）を増大させる機能を有する第１の磁性層（２５）、第３の磁性層（１７）と、前記第１の磁性層（２５）、前記第３の磁性層（１７）の飽和磁化（Ms）よりも低い飽和磁化である前記第２の磁性層（１２）を備えた積層構造を有することを特徴とする磁気抵抗効果素子である。
　詳細には、図１（ｂ）に示すとおり、第２の磁性層（１２）は第１の磁性層（２５）と第３の磁性層（１７）の間に設けられる。
　前記第２の磁性層（１２）の膜厚の、前記第１の磁性層（２５）の膜厚に対する比が１以上、かつ前記第２の磁性層（１２）の膜厚の、前記第３の磁性層（１７）の膜厚に対する比が１以上であることを特徴とする磁気抵抗効果素子である。
　前記第２の磁性層（１２）の磁性元素の原子分率の総和の、前記第１の磁性層（２５）の磁性元素の原子分率の総和に対する比が１よりも小さく、前記第２の磁性層（１２）の磁性原子分率の総和の、前記第３の磁性層（１７）の磁性元素の原子分率の総和に対する比が１よりも小さいことを特徴とする磁気抵抗効果素子である。
　前記磁性元素は、Ｃｏ，Ｆｅ，Ｎｉのうち少なくとも一つを含むことを特徴とする磁気抵抗効果素子である。
　前記第１の磁性層（２５）と前記第３の磁性層（１７）は、Ｖ、Ｔｉ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｗ、Ｓｉ、Ａｌ、Ｂ、Ｐｄ、Ｐｔなどの非磁性元素を含まない及び前記第２の磁性層（１２）はＶ、Ｔｉ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｗ、Ｓｉ、Ａｌ、Ｂ、Ｐｄ、Ｐｔなどの非磁性元素を含む、または、前記第１、第２及び第３の磁性層（２５，１２，１７）はＶ、Ｔｉ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｗ、Ｓｉ、Ａｌ、Ｂ、Ｐｄ、Ｐｔなどの非磁性元素を含み、前記第１の磁性層（２５）のＶ、Ｔｉ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｗ、Ｓｉ、Ａｌ、Ｂ、Ｐｄ、Ｐｔなどの非磁性元素組成の、前記第２の磁性層（１２）のＶ、Ｔｉ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｗ、Ｓｉ、Ａｌ、Ｂ、Ｐｄ、Ｐｔなどの非磁性元素組成に対する比が１よりも小さいこと、前記第３の磁性層（１７）のＶ、Ｔｉ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｗ、Ｓｉ、Ａｌ、Ｂ、Ｐｄ、Ｐｔなどの非磁性元素組成の、前記第２の磁性層（１２）のＶ、Ｔｉ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｗ、Ｓｉ、Ａｌ、Ｂ、Ｐｄ、Ｐｔなどの非磁性元素組成に対する比が１よりも小さいことを特徴とする磁気抵抗効果素子である。
　一例としては、前記第１の磁性層（２５）と前記第３の磁性層（１７）はボロン（B）を含まない及び前記第２の磁性層（１２）はボロン（B）を含む、もしくは、前記第１の磁性層（２５）のボロン（B）の組成の、前記第２の磁性層（１２）のボロン（B）の組成に対する比が１よりも小さいこと、前記第３の磁性層（１７）のボロン（B）の組成の、前記第２の磁性層（１２）のボロン（B）の組成に対する比が１よりも小さいことを特徴とする磁気抵抗効果素子である。
　他の例としては、前記第１の磁性層（２５）と前記第３の磁性層（１７）はバナジウム（V）を含まない及び前記第２の磁性層（１２）はバナジウム（V）を含む、もしくは、前記第１の磁性層（２５）のバナジウム（V）の組成の、前記第２の磁性層（１２）のバナジウム（V）の組成に対する比が１よりも小さいこと、前記第３の磁性層（１７）のバナジウム（V）の組成の、前記第２の磁性層（１２）のバナジウム（V）の組成に対する比が１よりも小さいことを特徴とする磁気抵抗効果素子である。
　ここで、第１の非磁性層（１３），第２の非磁性層（１８）は、例えば、ＭｇＯ、Ａｌ2Ｏ3、ＳｉＯ2、ＴｉＯ、Ｈｆ2Ｏなどの酸素を含む化合物を有する材料など、第１の磁性層（２５）および第３の磁性層（１７）の材料との組み合わせで、磁気抵抗変化率が大きく発現する材料から構成されることが好ましい。また、第１の非磁性層（１３），第２の非磁性層（１８）のいずれか一方は、Ｔａ、Ｗ、Ｈｆ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒの内のいずれか一つを含む材料で構成されていてもよい。
　第１の磁性層（２５），第２の磁性層（１２），第３の磁性層（１７）は、Ｃｏ、Ｆｅ、Ｎｉ、Ｍｎなどの３ｄ強磁性遷移金属元素を少なくとも一つ含んだ材料で構成されることが好ましい。
　第１の非磁性層（１３）及び第２の非磁性層（１８）を構成するＭｇＯ、Ａｌ2Ｏ3、ＳｉＯ2、ＴｉＯ、Ｈｆ2Ｏなどの酸素を含む化合物の界面は（００１）配向であり、Ｖ、Ｔｉ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｗ、Ｓｉ、Ａｌ、Ｂ、Ｐｄ、Ｐｔなどの非磁性元素の組成比が低下した第１の磁性層（２５）及び第３の磁性層（１７）材料との界面の格子整合が起こりやすくなる。これにより、界面磁気異方性エネルギー密度Kiを増大させることができる。
　また、本発明に係る磁気メモリは、互いに平行に配置された複数のソース線と、前記ソース線と交差する方向に、互いに平行に配置された複数のワード線と、前記ソース線に平行に配置された複数のビット線と、ゲート電極が前記ワード線に電気的に接続され、ソース電極が前記ソース線に電気的に接続された選択トランジスタと、前記ビット線と前記ワード線とが交差する部分に配置され、前記第１の磁性層および前記第２の磁性層のいずれか一方が前記選択トランジスタのドレイン電極に電気的に接続され、他方が前記ビット線に電気的に接続された本発明に係る磁気抵抗効果素子を備え、前記厚さ方向に沿って前記磁気抵抗効果素子に電流を印加可能に構成されていることを特徴とする。
　本発明に係る磁気メモリは、本発明に係る磁気抵抗効果素子を有しているため、熱安定性指数７０以上の熱安定性を得ることができる。
　本発明によれば、微細な接合サイズであってもダンピング定数αの上昇を抑制し、かつ高い熱安定性を有する磁気抵抗効果素子および磁気メモリを提供することができる。
本発明の実施の形態の磁気抵抗効果素子の記録層を示す縦断面図である。 磁気抵抗効果素子の（ａ）Ms－B含有比率特性、（ｂ）Ki－B含有比率特性を示すグラフである。 熱安定性指数E/kBTと飽和磁化Msの関係を示すグラフである。 本発明の実施の形態の磁気抵抗効果素子の第１及び第２の実施例を示す縦断面図である。 本発明の実施形態の磁気抵抗効果素子の熱安定性と界面磁気異方性エネルギー密度Ki特性の関係を示すシミュレーションによる第１のグラフである。 本発明の実施形態の磁気抵抗効果素子の熱安定性と界面磁気異方性エネルギー密度Ki特性の関係を示すシミュレーションによる第２のグラフである 本発明の実施の形態の磁気抵抗効果素子の第３の実施例を示す縦断面図である。 本発明の実施の形態の磁気抵抗効果素子の第４の実施例を示す縦断面図である。 本発明の実施の形態の磁気抵抗効果素子の第５の実施例を示す縦断面図である。 本発明の実施の形態の磁気抵抗効果素子の第６の実施例を示す縦断面図である。 本発明の実施の形態の磁気抵抗効果素子の第７の実施例を示す縦断面図である。 本発明の実施の形態の磁気メモリを示す回路ブロック図である。 本発明の第２の実施例の磁気抵抗効果素子の（ａ）Ｆｅ層膜厚と界面磁気異方性エネルギー密度Ki特性、（ｂ）Ｆｅ層膜厚とダンピング定数α特性の関係を示すグラフである。 従来の磁気抵抗効果素子を有する磁気メモリの磁気メモリセルを示す回路図である。 （ａ）従来の垂直磁気異方性磁気抵抗効果素子を示す縦断面図、（ｂ）他の第１の従来の垂直磁気異方性磁気抵抗効果素子を示す縦断面図、（ｃ）他の第２の従来の垂直磁気異方性磁気抵抗効果素子を示す縦断面図である。
　以下、図面に基づき、本発明の実施の形態について説明する。
（第１の実施例）
　図４は、本発明の実施の形態の一つとして、２つの非磁性層を有する構造の磁気抵抗効果素子を示している。
　図４に示すように、磁気抵抗効果素子（１０）は、下部非磁性電極（１４）、第１の参照層（２４）、第１の非磁性層（１３）、第１の記録層（１９）、第２の非磁性層（１８）、上部非磁性電極（１５）という積層構造を有している。ここで、第１の非磁性層（１３）は磁気抵抗効果素子の障壁層（トンネル接合層）であり、第２の非磁性層（１８）は保護層である。
　第１の参照層（２４）は、第８の磁性層（２２）、第５の非磁性層（２３）、第７の磁性層（２０）、第４の非磁性層（２１）、第６の磁性層（１１）の積層構造からなる。また、第１の記録層（１９）は、第１の磁性層（２５）、第２の磁性層（１２）、第３の磁性層（１７）の積層構造からなる。
（下部非磁性電極１４）
　下部非磁性電極（１４）は、第８の磁性層（２２）の、第５の非磁性層（２３）が接する端面とは反対側の端面に接続されている。具体的には、Ｓｕｂ／Ｔａ（５ｎｍ）／Ｒｕ（５ｎｍ）／Ｔａ（１０ｎｍ）／Ｐｔ（５ｎｍ）という積層構造を用いた。
（第７の磁性層２０、第８の磁性層２２）
　第７の磁性層（２０）および第８の磁性層（２２）は、Ｃｏ、Ｆｅ、Ｎｉ、Ｍｎなどの３ｄ強磁性遷移金属元素を少なくとも一つ含んだ材料で構成されている。なお、第７の磁性層（２０）および第８の磁性層（２２）は、垂直磁化容易軸を有する合金膜や多層膜から成っていてもよく、全ての膜厚を接合サイズよりも大きくして、形状磁気異方性により垂直磁化容易軸を付与した合金膜や多層膜から成っていてもよい。具体的には、第８の磁性層２２として[Ｃｏ（０．５ｎｍ）／Ｐｔ（０．３ｎｍ）]×６．５層、第７の磁性層（２０）として[Ｃｏ（０．５ｎｍ）／Ｐｔ（０．３ｎｍ）]×２．５層の構造を用いた。
（第５の非磁性層２３）
　第５の非磁性層２３は、Ｒｕ、Ｒｈ、Ｉｒ、Ｃｒ、Ｃｕなどの内のいずれか一つを含む材料で構成されている。なお、第５の非磁性層２３は、第７の磁性層２０の磁化と第８の磁性層２２の磁化とが反平行になる場合、必ずしもこのような材料で構成される必要はない。具体的には、Ｒｕ（０．４ｎｍ）を用いた。
（第４の非磁性層２１）
　第４の非磁性層（２１）は、隣接する第７の磁性層（２０）と第６の磁性層（１１）とを磁気的に結合するとともに、第４の非磁性層（２１）は、Ｔａ、Ｗ、Ｈｆ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒなどの内のいずれか一つを含む材料で構成されている。第７の磁性層（２０）と第６の磁性層（１１）とが磁気的に結合されている限り、必ずしもこのような材料で構成される必要はない。具体的には、Ｔａ（０．３ｎｍ）を用いた。
（第６の磁性層１１）
　第６の磁性層（１１）は、Ｃｏ、Ｆｅ、Ｎｉ、Ｍｎなどの３ｄ強磁性遷移金属元素を少なくとも一つ含んだ材料で構成されている。具体的には、ＣｏＦｅＢ（１．２ｎｍ）を用いた。
（第１の非磁性層１３、第２の非磁性層１８）
　第１の非磁性層（１３）は、両端面がそれぞれ第６の磁性層（１１）と第１の磁性層（２５）とに接合されている。また、第２の非磁性層（１８）は、両端面がそれぞれ第３の磁性層（１７）と上部非磁性電極（１５）とに接合されている。
　第１の非磁性層（１３）及び第２の非磁性層（１８）は、第６の磁性層（１１）および第１の磁性層（２５）の材料との組み合わせで磁気抵抗変化率が大きく発現するよう、ＭｇＯ、Ａｌ2Ｏ3、ＳｉＯ2、ＴｉＯ、Ｈｆ2Ｏなどの酸素を含む化合物を有する材料で構成されている。具体的には、第１の非磁性層（１３）及び第２の非磁性層（１８）は、ＭｇＯ（１．２ｎｍ）を用いた。また、第１の非磁性層（１３）をＭｇＯ（１．２ｎｍ）、第２の非磁性層（１８）をＭｇＯ（１．０ｎｍ）とし、膜厚に差をつけてもよい。
（第３の磁性層１７、第１の磁性層２５）
　第３の磁性層（１７）と第１の磁性層（２５）は、Ｃｏ、Ｆｅ、Ｎｉ、Ｍｎなどの３ｄ強磁性遷移金属元素を少なくとも一つ含んだ材料で構成されることが好ましい。また、第３の磁性層（１７）と第１の磁性層（２５）はBを含まない及び第２の磁性層（１２）はBを含む、または第３の磁性層（１７）のボロン（B）の組成の、第２の磁性層（１２）のボロン（B）の組成に対する比が１よりも小さく、かつ第１の磁性層（２５）のボロン（B）の組成の、第２の磁性層（１２）のボロン（B）の組成に対する比が１よりも小さい。
　具体的には、第３の磁性層（１７）及び第１の磁性層（２５）としてＣｏＦｅ（０．４ｎｍ～１ｎｍ）を用いた。
（第２の磁性層１２）
　第２の磁性層（１２）は、Ｃｏ、Ｆｅ、Ｎｉ、Ｍｎなどの３ｄ磁性遷移金属元素を少なくとも一つ含んだ材料で構成されている。また、Kefftの増大のために界面以外は飽和磁化Msの低い材料を適用する。具体的には、ＣｏＦｅＢ（０．４ｎｍ～５ｎｍ）を用いた。ＣｏＦｅＢを５nm以上にすることもできる。
（上部非磁性電極１５）
　上部非磁性電極（１５）は、第２の非磁性層（１８）の、第１の記録層（１９）が接する端面とは反対側の端面に接続されている。具体的には、Ｔａ（５ｎｍ）用いた。また、Ta(５nm)/Ru(5nm)、もしくはRu(1～5nm)、もしくはPt(1～5nm)、CoFeB(０．２～１．５nm)/Ta(5nm)などを用いてもよい。
　次に、本発明の第１の実施例の磁気抵抗効果素子の特性について説明する。
　図５には、図４の積層構造における、第１の非磁性層（１３）／第１の磁性層（２５）／第２の磁性層（１２）／第３の磁性層（１７）／第２の非磁性層（１８）に関し、具体的な材料及び膜厚としてMgO/CoFe/CoFeB/CoFe/MgO（記録層CoFe/CoFeB/CoFe の全膜厚2.6nm、2Ki=3.6 mJ/m2)の接合サイズに対し、式（数１）と式（数２）を用い計算した熱安定性指数E/kBTを示す。記録層の飽和磁化Msを1Tにするために、CoFe とCoFeBの膜厚をそれぞれ0.4nmと1.8nmとした。また、CoFeB/CoFeの膜厚比を一定にすることで記録層全体の飽和磁化Msは一定にすることができる。上記の例ではCoFeB/CoFeの膜厚比は4.5で、記録層全厚さは2.6nmであるが、CoFeB/CoFeの膜厚比を4.5とし記録層全厚さを2.6nm以上にすることができる。記録層が図５に示すように、非特許文献７および2重界面CoFeB/MgO で期待される2Ki=2.6 mJ/m2 を用い計算した結果よりも、記録層がMgOで挟まれたMgO/CoFe/CoFeB/CoFe/MgOが高いE/kBTが得られることがわかる。さらに、記録層がMgOで挟まれたMgO/CoFe/CoFeB/CoFe/MgOはKefftを上げるために界面の界面磁気異方性エネルギー密度Kiのみを利用しているので、中間の低い飽和磁化MsであるCoFeB部分はダンピング定数αの増大に寄与しないように膜厚や組成を設計することで、書込み電流Icoの増大を抑制できる。
　以上の結果から、図４の構造を有する磁気抵抗効果素子は、微細な素子で書込み電流Icoを抑制しながら高い熱安定性を得ることができる。
　図６（ａ）と図６（ｂ）は20nm直径の記録層の全膜厚tに対して式（数１）と式（数３）を用い数値計算した熱安定性指数を示した。ここで、楕円体近似で反磁界を補正している。
　図６（ａ）は2重CoFeB/MgO界面で理想的に生じる2Ki=2.6 mJ/m2で記録層の飽和磁化Msを1.0～1.5Tで変化させた時の熱安定性指数である。図６（ｂ）は2重CoFe/MgO界面で2Ki=3.6 mJ/m2となるCoFe/CoFeB/CoFe記録層の飽和磁化Msを1.0～1.5Tで変化させた時の熱安定性指数である。図６（ａ）および（ｂ）において、記録層の全膜厚の増加とともに、熱安定性指数は界面磁気異方性Ki/tの減少効果で一旦減少するが、ある記録層厚を超えると反磁界(－（Nz-Nx)Ms2/2μ0)の減少の効果で増加に転じる。同じ飽和磁化Msの時、界面磁気異方性エネルギー密度Kiが大きい方が熱安定性指数が高くなる。また、記録層全体の飽和磁化Msが減少するほど、すなわちCoFe/CoFeB/CoFe記録層の中間のCoFeBの飽和磁化Msを減少するほど熱安定性指数が増加する。したがって、従来型の記録層に比べCoFe/CoFeB/CoFe記録層をMgO層で挟んだ構造にすることで熱安定性の改善が図られる。
　なお、図４において、第１の磁性層又は第３の磁性層がない磁気抵抗効果素子も同様に、微細な素子で書込み電流Icoを抑制しながら高い熱安定性を得ることができる。
（第２の実施例）
　図４の積層構造における、第１の非磁性層（１３）／第１の磁性層（２５）／第２の磁性層（１２）／第３の磁性層（１７）／第２の非磁性層（１８）に関し、具体的な材料、膜厚及びB組成として、MgO/CoFeB/CoFeB/CoFeB/MgOについて、第１の磁性層（２５）及び第３の磁性層（１７）のCoFeBの膜厚を0.4nm、第２の磁性層（１２）のCoFeBの膜厚を1.8nmとし、第１の磁性層（２５）及び第３の磁性層（１７）のB組成を0.05（=5/100）（Co24Fe71B5）、第２の磁性層（１２）のB組成を0.35(=35/100)（Co16Fe49B35）、第１の磁性層（２５）及び第３の磁性層（１７）のB組成の第２の磁性層（１２）のB組成に対する比を0.05/0.35＝0.14とした。第２の磁性層（１２）のCoFeBの膜厚の、第１の磁性層（２５）及び第３の磁性層（１７）のCoFeBの膜厚に対する比は4.5で、記録層全厚さは2.6nmである。さらに、記録層がMgOで挟まれたMgO/CoFeB/CoFeB/CoFeB/MgOはKefftを上げるために界面の界面磁気異方性エネルギー密度Kiのみを利用しているので、中間の低い飽和磁化Msである第１、第２及び第３の磁性層のCoFeB部分はダンピング定数αの増大に寄与しないように膜厚や組成を設計することで、書込み電流Icoの増大を抑制できる。また、記録層全体の飽和磁化Msが減少するほど、すなわちMgO/CoFeB/CoFeB/CoFeB/MgOの中間のCoFeBの飽和磁化Msを減少するほど熱安定性指数が増加する。したがって、従来型の記録層に比べをCoFeB/CoFeB/CoFeB記録層をMgO層で挟んだ構造にすることで熱安定性の改善が図られる。
　なお、図４において、第１の磁性層又は第３の磁性層がない磁気抵抗効果素子も同様に、微細な素子で書込み電流Icoを抑制しながら高い熱安定性を得ることができる。
（第３の実施例）
　図７は、本発明の実施の形態の磁気抵抗効果素子（１０）の、第３の実施例を示している。
　この第３の実施例では、第２の磁性層（１２）を第４の磁性層（１２－１）及び第５の磁性層（１２－２）とし、第４の磁性層（１２－１）と第５の磁性層（１２－２）の間にBの濃度を制御するために、第３の非磁性層（１６）を備えている点に特徴がある。第３の非磁性層（１６）は、Bの濃度を制御することを目的としたものである。
　この第３の実施例では、第３の非磁性層（１６）が、第４の磁性層（１２－１）及び第５の磁性層（１２－２）内Bの拡散を受け止め領域として作用し、第４の磁性層（１２－１）及び第５の磁性層（１２－２）内のB濃度を制御する機能を果たす。例えば、第３の非磁性層（１６）がTaの場合、膜厚は１nm以下とするのが適している。その結果、第１の磁性層（２５）、第３の磁性層（１７）のB濃度を下げて第１の非磁性層（１３）、第２の非磁性層（１８）との界面において高い界面磁気異方性エネルギー密度Kｉの形成を実現し、当該界面領域以外は低Mｓ化を図ることができる。
　図７の積層構造における、第１の非磁性層（１３）／第１の磁性層（２５）／第４の磁性層（１２－１）／第３の非磁性層（１６）／第５の磁性層（１２－２）／第３の磁性層（１７）／第２の非磁性層１８に関し、具体的な材料、膜厚及びB組成としてMgO/CoFeB/CoFeB/Ta/CoFeB/CoFeB/MgOについて、第１の磁性層（２５）及び第３の磁性層（１７）のCoFeBの膜厚を0.4nm、第４の磁性層（１２－１）及び第５の磁性層（１２－２）のCoFeBの膜厚を0.9nm、第３の非磁性層（１６）の膜厚を0.5nmとし、第１の磁性層（２５）及び第３の磁性層（１７）のBの組成をCo24Fe71B5（5/100＝0.05）、第４の磁性層（１２－１）及び第５の磁性層（１２－２）のBの組成をCo16Fe49B35（35/100＝0.35）とした。記録層全厚さは3.1nmである。さらに、記録層がMgOで挟まれたMgO/CoFeB/CoFeB/Ta/CoFeB/CoFeB/MgOはKefftを上げるために界面の界面磁気異方性エネルギー密度Kiのみを利用しているので、中間の低い飽和磁化Msである第１、第３、第４及び第５の磁性層の部分はダンピング定数αの増大に寄与しないように膜厚や組成を設計することで、書込み電流Icoの増大を抑制できる。また、記録層全体の飽和磁化Msが減少するほど、すなわちMgO/CoFeB/CoFeB/Ta/CoFeB/CoFeB/MgOの記録層CoFeB/CoFeB/Ta/CoFeB/CoFeBの飽和磁化Msを減少するほど熱安定性指数が増加する。したがって、従来型の記録層に比べCoFeB/CoFeB/Ta/CoFeB/CoFeB記録層をMgO層で挟んだ構造にすることで熱安定性の改善が図られる。
（第４の実施例）
　図８は、本発明の実施の形態の磁気抵抗効果素子（１０）の、第４の実施例を示している。
　この第４の実施例では、第１及び第２の実施例において、第２の参照層（３２）を備えた点に特徴がある。
　第２の参照層（３２）は、反平行結合参照層としての性質を有している。前記第２の参照層（３２）は第1の参照層２４と各磁性層の磁化の配列状態を反対にしている。
　その結果、スピン注入効率を向上させ、書込み電流Icoを低減させるという顕著な効果を奏する。
（第５の実施例）
　図９は、本発明の実施の形態の磁気抵抗効果素子（１０）の、第５の実施例を示している。第５の実施例では、第４の実施例と同様に第２の参照層（３２）を備えている点で共通するが、この参照層が反平行結合層でない点で相違する。
（第６の実施例）
　図１０は、本発明の実施の形態の磁気抵抗効果素子（１０）の、第６の実施例を示している。第６の実施例では、本発明の第１及び第２の実施例のように第２の磁性層（１２）と第３の磁性層（１７）が直接接する積層構造であり、かつ第５の実施例と同様に第２の参照層（３２）を備えた構造である点に特徴がある。B濃度の制御の必要性に応じて、第３の非磁性層（１６）を省略することが可能である。
（第７の実施例）
　図１１は、本発明の実施の形態の磁気抵抗効果素子（１０）の、第７の実施例を示している。第７の実施例では、第１の参照層（２４）、第２の参照層（３２）、第３の参照層（３３）という３つの参照層を備えた積層構造とする点に特徴がある。
　この第７の実施例では、３つの参照層を利用して、多値化機能を提供することができる。
（第１の実施例の変形例）
　次に、本発明の第１の実施例の変形例の磁気抵抗効果素子の特性について説明する。
　本願発明の磁気メモリに応用される垂直磁気異方性磁気抵抗効果素子の、磁性層と非磁性層の接合面に要求される特性は、高いトンネル磁気抵抗（TMR）比、低い書込み電流Ico及び高い熱安定性である。このうち、書込み電流Icoはダンピング定数αにより決まり、ダンピング定数αは0.01以下、更には0.005以下にすることが好ましい。また、例えば接合サイズ直径２０ｎｍの磁気抵抗効果素子の接合面では、界面磁気異方性エネルギー密度Kiは2.6 mJ/m2以上必要である。
　図４において、第１の非磁性層（１３）及び第２の非磁性層（１８）にはＭｇＯ（１．２ｎｍ）を用い、第３の磁性層（１７）及び第１の磁性層（２５）にはＦｅ（０．４ｎｍ～１ｎｍ）を用いた。また、第２の磁性層（１２）にはＦｅＶ（０．０１ｎｍ～０．４ｎｍ）を用いた。
　図１３（ａ）は、図４の積層構造における、第１の非磁性層（１３）／第１の磁性層（２５）／第２の磁性層（１２）／第３の磁性層（１７）／第２の非磁性層（１８）に関し、具体的な材料及び膜厚としてMgO/Fe/FeV/Fe/MgO（記録層Fe/FeV/Fe の接合サイズ直径２０ｎｍ)のFe層膜厚に対する界面磁気異方性エネルギー密度Ki特性を示す。図１３（ａ）より、Ｆｅ層膜厚の増加に伴い、界面磁気異方性エネルギー密度Kiは直線的に増加することが分かった。
　図１３（ｂ）には、Ｆｅ層膜厚に対するダンピング定数α特性を示す。図１３（ｂ）より、Ｆｅ層膜厚の増加に伴い、ダンピング定数αも微増しているが、接合サイズ直径２０ｎｍの接合面で要求されるダンピング定数αの値である0.005よりも小さな値となっていることが分かった。
　以上の結果から、図４の構造を有する第１の実施例の変形例の磁気抵抗効果素子は、ダンピング定数αの値を抑制することによって微細な素子で書込み電流Icoを抑制することができる。
　さらに、第１の実施例の変形例において、ＦｅＶに代えて、Ｂ、Ｖ、Ｔｉ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｗ、Ｓｉ、Ａｌ、Ｐｄ、Ｐｔなどの非磁性元素を少なくとも１つ含む磁性層を適用することができる。
　さらに、第２乃至７の実施例についても、第１の実施例の変形例と同様に、Ｂを含む磁性層に代えてＦｅＶなどのＶを含む磁性層、さらにはＢ、Ｖ、Ｔｉ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｗ、Ｓｉ、Ａｌ、Ｐｄ、Ｐｔなどの非磁性元素組成を少なくとも１つ含む磁性層を適用することができる。
　さらに、上記実施例及び変形例において、第２の磁性層の飽和磁化（Ms）が、第１の磁性層又は第１及び第３の磁性層の飽和磁化より低いという条件を満たす限りにおいて、第１乃至第５の磁性層に含まれる磁性元素又は非磁性元素を、それぞれ異なるようにすることができる。具体例としては、MgO/FeB/FeV/FeB/MgO、MgO/Fe95B5/FeV/Fe90B10/MgO、MgO/Co24Fe71B5/FeV/Co22Fe68B10/MgO、MgO/Co47Fe48B5/FeV/Co22Fe68B10/MgO、MgO/FeB/FeV/FeTa/MgO、MgO/（Co）FeB/FeV/（Co）FeM/MgO（MはＴｉ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｗ、Ｓｉ、Ａｌ、Ｐｄ、Ｐｔの少なくとも１つを含み、2種以上混ぜてもよい）のような積層構造が挙げられる。
［本発明の実施の形態の磁気メモリ１］
　図１２は、本発明の実施の形態の磁気メモリ（ＭＲＡＭ）を示している。
　図１２に示すように、磁気メモリ（１）は、それぞれ複数から成るソース線２とワード線（３）とビット線（４）とメモリセル（５）とを有している。
　各ソース線（２）は、互いに平行に配置されている。各ワード線（３）は、各ソース線（２）と垂直に交差する方向に、互いに平行に配置されている。各ビット線（４）は、各ソース線（２）に平行に、互いに平行に配置されている。各ソース線（２）および各ビット線（４）は、互いに平行に、横方向に交互に並んで配置されている。各ソース線（２）および各ビット線（４）の一端は、電圧印加のためのライトドライバ（６）およびセンス増幅器（７）に電気的に接続されている。各ワード線（３）の一端は、ワードドライバ（８）に電気的に接続されている。
　各メモリセル（５）は、各ビット線（４）と各ワード線（３）との各交点に配置されている。各メモリセル（５）は、選択トランジスタ（９）と磁気抵抗効果素子（１０）とを有している。選択トランジスタ（９）は、ゲート電極がワード線（３）に電気的に接続され、ソース電極が配線層を介してソース線（２）に電気的に接続されている。磁気抵抗効果素子（１０）は、下部非磁性電極（１４）または上部非磁性電極（１５）を介して、第６の磁性層（１１）および第２の磁性層（１２）のいずれか一方が選択トランジスタ（９）のドレイン電極に電気的に接続され、他方がビット線（４）に電気的に接続されている。磁気抵抗効果素子（１０）は、図１，図４または図６～図１１のいずれか１つから成っている。磁気メモリ（１）は、厚さ方向に沿って磁気抵抗効果素子（１０）に電流を印加可能に構成されている。
　次に、作用について説明する。
　「１」の書込み動作では、ライトドライバ（６）からソース線（２）に電圧を印加するとともに、ワードドライバ８からワード線（３）に電圧を印加することによって、ソース線（２）から磁気抵抗効果素子（１０）を介してビット線（４）に電流を流す。このとき、磁気抵抗効果素子（１０）の磁化方向が可変の記録層である第２の磁性層（１２）の磁化方向と、磁化方向が固定された参照層である第６の磁性層（１１）の磁化方向とが反平行状態となる。これにより、磁気抵抗効果素子（１０）は高抵抗状態となり、磁気抵抗効果素子（１０）の保持する情報は「１」となる。
　一方、「０」の書込み動作では、ライトドライバ（６）からビット線（４）に電圧を印加するとともに、ワードドライバ（８）からワード線（３）に電圧を印加することによって、ビット線（４）から磁気抵抗効果素子（１０）を介してソース線（２）に電流を流す。このとき、磁気抵抗効果素子（１０）の磁化方向が可変の記録層である第２の磁性層（１２）の磁化方向と、磁化方向が固定された参照層である第６の磁性層（１１）の磁化方向とが平行状態となる。これにより、磁気抵抗効果素子（１０）は低抵抗状態となり、磁気抵抗効果素子（１０）の保持する情報は「０」となる。
　読み出し時は、センス増幅器（７）を用いて、抵抗変化による信号の違いを読み取る。このようなメモリアレイを用いることにより、磁気抵抗変化率が大きく、書込み電流が小さく、従来構造よりも熱安定性が高い磁気抵抗効果素子１０を具備する磁気メモリを実現することができる。
　１　磁気メモリ
　２　ソース線
　３　ワード線
　４　ビット線
　５　メモリセル
　６　ライトドライバ
　７　センス増幅器
　８　ワードドライバ
　９　選択トランジスタ
１０　磁気抵抗効果素子
１１　第６の磁性層
１２　第２の磁性層
１２－１　第４の磁性層
１２－２　第５の磁性層
１３　第１の非磁性層
１４　下部非磁性電極
１５　上部非磁性電極
１６　第３の非磁性層
１７　第３の磁性層
１８　第２の非磁性層
１９　第１の記録層
２０　第７の磁性層
２１　第４の非磁性層
２２　第８の磁性層
２３　第５の非磁性層
２４　第１の参照層
２５　第１の磁性層
２７　第９の磁性層
２８　第１０の磁性層
２９　第６の非磁性層
３０　第１１の磁性層
３１　第７の非磁性層
３２　第２の参照層
３３　第３の参照層
３４　第２の記録層
３５　第８の非磁性層
３６　第９の非磁性層

１１１　第６の磁性層（参照層）
１１２　第１の磁性層
１１３　第１の非磁性層
１１４　下部非磁性電極
１１５　上部非磁性電極
１１６　第３の非磁性層
１１７　第３の磁性層
１１８　第２の非磁性層
１１９　記録層
１２０　第７の磁性層
１２１　第４の非磁性層
１２２　第８の磁性層
１２３  第５の非磁性層
１２４　第１の参照層　

Claims (20)

  1. 　磁化方向が膜面垂直方向である第１の磁性層（２５）と、
    　前記第１の磁性層（２５）に隣接して設けられる第１の非磁性層（１３）と、
    　前記第１の磁性層（２５）の前記第１の非磁性層（１３）とは反対側に隣接して設けられ、磁化方向が膜面垂直方向である第２の磁性層（１２）とを備え、
    　前記第１の磁性層（２５）は、Ｃｏ、Ｆｅ、Ｎｉ、Ｍｎなどの３ｄ強磁性遷移金属元素を少なくとも一つ含み、前記第１の非磁性層（１３）との界面に界面磁気異方性エネルギー密度（Ki）を増大させる機能を有し、
    　前記第２の磁性層（１２）は、Ｃｏ、Ｆｅ、Ｎｉ、Ｍｎなどの３ｄ強磁性遷移金属元素を少なくとも一つ含み、前記第１の磁性層（２５）の飽和磁化（Ms）よりも低い飽和磁化である、磁気抵抗効果素子。
  2. 　前記第２の磁性層（１２）の膜厚の、前記第１の磁性層（２５）の膜厚に対する比が１以上であることを特徴とする、請求項１に記載の磁気抵抗効果素子。
  3. 　前記第２の磁性層（１２）の磁性元素の原子分率の総和の、前記第１の磁性層（２５）の磁性元素の原子分率の総和に対する比が１よりも小さい、請求項１または請求項２に記載の磁気抵抗効果素子。
  4. 　前記第１の磁性層（２５）は、前記第１の磁性層（２５）のボロン（B）の組成の、前記第２の磁性層（１２）のボロン（B）の組成に対する比が１よりも小さいことを特徴とする、請求項１乃至３のいずれか一項に記載の磁気抵抗効果素子。　
  5. 　前記第１の磁性層（２５）は、前記第１の磁性層（２５）のＶ、Ｔｉ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｗ、Ｓｉ、Ａｌ、Ｂ、Ｐｄ、Ｐｔなどの非磁性元素組成の、前記第２の磁性層（１２）のＶ、Ｔｉ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｗ、Ｓｉ、Ａｌ、Ｂ、Ｐｄ、Ｐｔなどの非磁性元素組成に対する比が１よりも小さいことを特徴とする、請求項１乃至３のいずれか一項に記載の磁気抵抗効果素子。
  6. 　さらに、前記第２の磁性層（１２）の前記第１の磁性層（２５）とは反対側に隣接して設けられる磁化方向が膜面垂直方向である第３の磁性層（１７）と、
    　前記第３の磁性層（１７）の前記第２の磁性層（１２）とは反対側に隣接して設けられる第２の非磁性層（１８）とを備え、
    　前記第３の磁性層（１７）は、Ｃｏ、Ｆｅ、Ｎｉ、Ｍｎなどの３ｄ強磁性遷移金属元素を少なくとも一つ含み、前記第２の非磁性層（１８）との界面に界面磁気異方性エネルギー密度（Ki）を増大させる機能を有する、請求項１に記載の磁気抵抗効果素子。
  7. 　前記第２の磁性層（１２）の膜厚の、前記第１及び第３の磁性層（２５，１７）の膜厚に対する比が１以上であることを特徴とする、請求項６に記載の磁気抵抗効果素子。
  8. 　前記第２の磁性層（１２）の磁性元素の原子分率の総和の、前記第１及び３の磁性層（２５，１７）の磁性元素の原子分率の総和に対する比が１よりも小さいことを特徴とする、請求項６または請求項７記載の磁気抵抗効果素子。
  9. 　前記第１及び第３の磁性層（２５，１７）は、前記第１及び第３の磁性層（２５，１７）のボロン（B）の組成の、前記第２の磁性層（１２）のボロン（B）の組成に対する比が１よりも小さいことを特徴とする、請求項６乃至８のいずれか一項に記載の磁気抵抗効果素子。
  10. 　前記第１及び第３の磁性層（２５，１７）は、前記第１及び第３の磁性層（２５，１７）のＶ、Ｔｉ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｗ、Ｓｉ、Ａｌ、Ｂ、Ｐｄ、Ｐｔなどの非磁性元素組成の、前記第２の磁性層（１２）のＶ、Ｔｉ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｗ、Ｓｉ、Ａｌ、Ｂ、Ｐｄ、Ｐｔなどの非磁性元素組成に対する比が１よりも小さいことを特徴とする、請求項６乃至８のいずれか一項に記載の磁気抵抗効果素子。
  11. 　前記第２の磁性層（１２）は、第４及び第５の磁性層（１２－１，１２－２）と、第４及び第５の磁性層の間に第３の非磁性層（１６）と、を備えた積層構造を有し、
    　前記第４及び第５の磁性層（１２－１，１２－２）の磁性元素は、Ｃｏ、Ｆｅ、Ｎｉ、Ｍｎなどの３ｄ強磁性遷移金属元素を少なくとも一つ含むことを特徴とする、請求項６に記載の磁気抵抗効果素子。
  12. 　前記第４及び第５の磁性層（１２－１，１２－２）の膜厚の、前記第１及び第３の磁性層（２５，１７）の膜厚に対する比が１以上であることを特徴とする、請求項１１に記載の磁気抵抗効果素子。
  13. 　前記第４及び第５の磁性層（１２－１，１２－２）の磁性元素の原子分率の総和の、前記第１及び第３の磁性層（２５，１７）の磁性元素の原子分率の総和に対する比が１よりも小さいことを特徴とする、請求項１１または請求項１２に記載の磁気抵抗効果素子。
  14. 　前記第１及び第３の磁性層（２５，１７）は、前記第１及び第３の磁性層（２５，１７）のボロン（B）の組成の、前記第４及び第５の磁性層（１２－１，１２－２）のボロン（B）の組成に対する比が１よりも小さいことを特徴とする、請求項１１乃至１３のいずれか一項に記載の磁気抵抗効果素子。
  15. 　前記第１及び第３の磁性層（２５，１７）は、前記第１及び第３の磁性層（２５，１７）のＶ、Ｔｉ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｗ、Ｓｉ、Ａｌ、Ｂ、Ｐｄ、Ｐｔなどの非磁性元素組成の、前記第４及び第５の磁性層（１２－１，１２－２）のＶ、Ｔｉ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｗ、Ｓｉ、Ａｌ、Ｂ、Ｐｄ、Ｐｔなどの非磁性元素組成に対する比が１よりも小さいことを特徴とする、請求項１１乃至１３のいずれか一項に記載の磁気抵抗効果素子。
  16. 　前記第３の非磁性層（１６）の膜厚は１ｎｍ以下である、請求項１１乃至１５のいずれか一項に記載されたことを特徴とする磁気抵抗効果素子。
  17. 　２つの参照層（２４，３２）を備えたことを特徴とする、請求項１乃至請求項１６のいずれか一項に記載の磁気抵抗効果素子。
  18. 　前記２つの参照層（２４，３２）のうち１つの参照層は、反平行結合参照層であることを特徴とする、請求項１７に記載の磁気抵抗効果素子。
  19. 　２つの記録層（１９，３４）と３つの参照層（２４，３２，３３）を備えたことを特徴とする、請求項１乃至１６のいずれか一項に記載の磁気抵抗効果素子。
  20. 　請求項１乃至請求項１９のいずれか一項に記載された磁気抵抗効果素子をメモリセルとする磁気メモリ。
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