近来，已经提出了以新的原理为基础的记录信息的固态存储器。在这些固 态存储器中，使用隧道磁致电阻(TMR)效应的磁致电阻随机存取存储器 (MRAM)被认为是固态磁存储器。MRAM使用实现隧道磁致电阻效应的磁 致电阻效应元件(TMR元件)，作为存储器单元，存储器单元根据TMR元件 的磁化配置，存储信息。
TMR元件包括磁化变化层和磁化固定层。当磁化变化层的磁化方向与磁 化固定层的磁化方向平行时，电阻小；当磁化变化层的磁化方向与磁化固定层 的磁化方向不平行时，电阻大。利用由于磁化变化层与磁化参考层的磁化配置 而引起的电阻状态之间的差异，信息被存储下来。
已知所谓的电流感应磁场写入方法是在TMR元件中写入信息的方法。该 方法通过由流过TMR元件附近形成的互连的电流而产生的磁场来改变TMR 元件的磁化配置。如果为了高密度的MRAM而减少TMR元件的大小，则TME 元件的磁化变化层的矫顽力Hc增加。因此，在磁场写入类型MRAM中，随着 TMR元件的大小减少，在写入操作中的电流通常被增大。这使得在获得超过 256Mbit的大容量和较低的写入电流的同时很难实现较小的单元大小。
作为解决该问题的写入方法，已经提出了使用自旋动量转移力矩(STT) 的自旋转移力矩写入方法(U.S.P.No.6,256,233)。通过提供与形成TMR元件的 薄膜相对的方向垂直的电流，该自旋转移力矩写入方法改变(反转)TMR元件 的磁化配置。
用于自旋转移力矩磁化反转所需的电流Ic通常由电流密度Jc定义。因此， 随着TMR元件中电流经过的平面面积减小，用于反转磁化的注入电流Ic也减 小。当以恒定电流密度写入信息时，电流Ic随着TMR元件大小减小而减小。 因此，自旋转移力矩写入方法在可量测性方面在理论上优于磁场写入方法。
遗憾的是，当通过使用自旋转移力矩写入方法实现MRAM时，出现下述 问题。也就是，用于磁化反转所需的电流目前大于由在实现MRAM时经常使 用的选择晶体管能够生成的电流值。这实际上使得通过使用自旋转移力矩写入 方法来允许设备作为存储器操作变得不可能。
如在C.Slonczewski，“Current-driven excitation of magnetic multilayers”， “JOURNAL OF MAGNETISM AND MAGNETIC MATERIALS”，1996， vol.159，pp.L1-L7中所述，自旋转移力矩效应的磁化反转的反转电流通常取决 于磁化自由层的饱和磁化强度Ms。因此，通过较低电流的自旋转移力矩效应减 少饱和磁化强度Ms以便在磁化自由层中进行磁切换是非常重要的。然而，当 使用当前的技术减少饱和磁化强度时，非易失性存储器的数据保存特性所需的 热稳定性也降低了。

依据本发明的第一方面，提供一种磁致电阻效应元件，其包括：第一磁性 层，具有不变的磁化方向；第二磁性层，具有可变的磁化方向，并且包含从Fe、 Co和Ni组成的组中选择的至少一种元素，从Ru、Rh、Pd、Ag、Re、Os、Ir、 Pt和Au组成的组中选择的至少一种元素和从V、Cr和Mn组成的组中选择的 至少一种元素；以及第一隔离层，在第一磁性层和第二磁性层之间形成，并且 由非磁性材料构成。流经第一磁性层、第一隔离层和第二磁性层的双向电流使 得第二磁性层的磁化方向可变。
依据本发明的第二方面，提供一种磁致电阻效应元件，其包括：第一磁性 层，具有不变的磁化方向；第二磁性层，具有可变的磁化方向，并且由包含30 (含)～70(含)at％的Mn的MnAl合金构成，第二磁性层包含铁磁材料和 亚铁磁材料中的一种；以及第一隔离层，在第一磁性层和第二磁性层之间形成， 并且由非磁性材料构成。流经第一磁性层、第一隔离层和第二磁性层的双向电 流使得第二磁性层的磁化方向可变。
依据本发明的第三方面，提供一种磁致电阻随机存取存储器，包括：存储 器单元阵列，存储器单元阵列包括多个存储器单元，每个存储器单元包括依据 第一或第二方面的磁致电阻效应元件作为存储器元件；以及电流提供电路，被 配置为向存储器单元双向地提供电流。
附图说明
图1是示出依据本发明的第一实施例的MR元件的主要部分的示例的剖面 图；
图2是示出依据本发明的第一实施例的MR元件的主要部分的又一示例的 剖面图；
图3是示出依据本发明的第一实施例的MR元件的主要部分的另一示例的 剖面图；
图4是示出依据本发明的第一实施例的MR元件的主要部分的另一示例的 剖面图；
图5是示出依据本发明的第一实施例的MR元件的主要部分的另一示例的 剖面图；
图6是示出依据本发明的第一实施例的MR元件的主要部分的另一示例的 剖面图；
图7是示出依据本发明的第一实施例的MR元件的主要部分的另一示例的 剖面图；
图8是示出依据本发明的第一实施例的MR元件的主要部分的另一示例的 剖面图；
图9是示出加到具有L10结构的FePt薄膜上的Mn的量、饱和磁化强度和 垂直磁化矫顽力之间的关系的图；
图10是示出依据本发明的第一实施例的MR元件的主要部分的另一示例 的剖面图；
图11是示出依据本发明的第一实施例的MR元件的主要部分的另一示例 的剖面图；
图12是示出依据本发明的第二实施例使用MR元件的存储器单元的主要 组成的剖面图；以及
图13是依据本发明的第二实施例使用MR元件的MRAM的电路图。

下面将参照附图解释本发明的实施例。注意在下面的解释中，相同的附图 标记表示具有几乎同样功能和配置的组成元件，仅在必要时进行重复的解释说 明。然而，由于每个图是示例性的视图，因此应该注意在厚度和平面尺寸之间 的关系，层的厚度比等与实际不同。因此，实际厚度和尺寸应该考虑下面的解 释来判定。同样的，各图自然包括具有不同尺寸关系或比率的部分。
同样注意，以下出现的每个实施例仅仅公开了实施本发明技术思想的装置 或方法。因此，本发明的技术思想不限于下面描述的组成部分的材料、外形、 结构、配置等。本发明的技术思想可以在所附权利要求范围内不同的变化。
[第一实施例]
第一实施例涉及MR元件。
(1)MR元件的结构
图1示出依据本发明的第一实施例的MR元件的主要部分。图1示出具有 所谓的单一钉结构的MR元件。参看图1，箭头指示磁化方向。这里在该说明 书中和权利要求书的范围内提到的MR元件是使用金属隔离层的GMR(大磁致 电阻)元件和使用半导体或绝缘体作为隔离层的TMR(隧道磁致电阻)元件的通 用术语。尽管下面的每个图示出MR元件的主要组成，但还可以包括其它层， 只要包括图中所示的配置即可。
MR元件1具有如下配置，其中依据流过各层彼此相对的表面(薄膜表面) 的电流方向各层取两个稳定状态中的一个。MR元件1通过使两个稳定状态对 应于数据“0”和“1”能够存储二进制数据。MR元件1通过自旋转移力矩写入(自 旋转移力矩写入磁化反转)方法来改变磁化配置，并存储对应于磁化配置的信 息。
如图1所示，MR元件1具有至少两个磁性层2和3，和磁性层2和3之 间形成的隔离层4。磁性层2具有沿穿过薄膜表面延伸的方向，典型地垂直于薄 膜表面的方向的易磁化轴，并沿着通过薄膜表面的平面旋转。磁性层2具有变 化的磁化方向。磁性层2在下文中将被称为自由层(磁化自由层，磁化变化层 或者记录层)。自由层2的特性将在后面更详细地描述。沿穿过薄膜表面延伸的 方向的磁化在后面将被称为垂直磁化。
在磁性层3中，磁化被固定在通过薄膜表面方向，典型地，在垂直于薄膜 表面的方向。磁性层3也具有比自由层2大的矫顽力。磁性层3具有不变的磁 化方向。磁性层3在后面将被称为受钉扎层(固定层，磁化固定层，参考层， 磁化参考层，基本层或磁化基本层)。典型地，自由层2的易磁化轴的方向与受 钉扎层3中的磁化方向相同。受钉扎层3的特性将在后面更详细地描述。注意， 在受钉扎层3中的磁化方向在图1中是向上的，但是该方向也可以是向下的。
隔离层4是由例如非磁性金属，非磁性半导体或绝缘薄膜形成的。隔离层 4的特性将在后面更详细地描述。
MR元件1用于所谓的自旋转移力矩写入方法中。也就是，当写入数据时， 电流沿着穿过薄膜表面延伸的方向(典型地，垂直于薄膜表面的方向)从受钉 扎层3提供到自由层2中，或从自由层2提供到受钉扎层3中。作为结果，存 储自旋信息的电子从受钉扎层3注入到自由层2中。注入电子的自旋角动量依 据自旋角动量守恒定律转移给自由层2中的电子。这反转自由层2中的磁化。
图1示出所谓的底部钉结构，其中自由层2形成于隔离层4上，受钉扎层 3形成于隔离层4下。然而，也有可能使用所谓的顶部钉结构的，其中自由层2 形成于隔离层4下，受钉扎层3形成于隔离层4上。
基础层5也可以形成于受钉扎层3下面。基础层5用于控制晶向和结晶度， 例如受钉扎层3上面每层晶粒的大小。
此外，盖层6也可以形成于自由层2上。盖层6作为保护层，保护底部钉 层结构的自由层2或者顶部钉层结构的受钉扎层3，防止氧化。盖层6还具有抑 制退火后过程中原子(分子)扩散的功能。另外，如果自由层2或受钉扎层3 引起相位改变，在考虑晶格错配时，盖层6有时具有辅助相位改变能量的效果。
中间层(后面将描述)没有在图1示出的结构中插入。图1示出的结构能 够在自由层2和受钉扎层3达到高TMR时使用，或者具有足以提高自旋转移 力矩效率的自旋极化比率。
如图2所示，中间层11也可以被插入在自由层2和隔离层4之间。中间层 11和中间层12和中间层13(后面将描述)由铁磁材料形成。中间层11到13 的特性将在后面更详细地描述。中间层11还具有减少在隔离层4和自由层2之 间的交界面中的晶格错配的效果。也就是，中间层11具有自由层2或隔离层4 上的受钉扎层3的缓冲层的功能。
如图3所示，中间层12也可以被插入在受钉扎层3和隔离层4之间。插入 中间层12以便提高MR元件1的TMR比率，提高自旋提供侧的极化比率，并 提高自旋转移力矩效率。中间层12还具有减少在隔离层4和受钉扎层3之间的 交界面中晶格错配的效果。也就是，依据设备具有底部钉结构还是顶部钉结构， 中间层12具有受钉扎层3上的隔离层4或者自由层2的缓冲层的功能。当使用 晶状隔离层4时，中间层12特别重要。
如图4所示，中间层11和12也分别地被插入在自由层2和隔离层4之间 以及受钉扎层3和隔离层4之间。该结构实现在对图2和图3的解释中说明的 效果。
MR元件1可以也具有所谓的双重钉结构。图5示出依据本发明的实施例 的MR元件的主体部分，也就是，示出了所谓双重钉结构MR元件。
如图5所示，隔离层21和受钉扎层22被添加形成于远离相对于隔离层4 表面的自由层2的表面上。盖层6位于受钉扎层22上。受钉扎层22类似受钉 扎层3具有垂直磁化。隔离层21的材料可以从如在隔离层4中使用的相同材料 中选择。受钉扎层22的材料可以从如在受钉扎层3中使用的相同材料中选择。 受钉扎层3和22中的磁化方向是不平行的。
在自旋转移力矩磁化反转中，双重钉结构具有两个电子注入源。由于其提 高了电子注入效率，因此获得了减少反转电流的效果。
在双重钉结构中，为了获得TMR，隔离层4和21中的一个仅仅需要隧道 屏障功能。也就是，隔离层4和21中的一个是由绝缘体或半导体形成的。隔离 层4和21中的一个也可以由例如Cu、Ag、Au、Pt、Pd、Al或Mg的金属形 成。如果隔离层4和21都是隧道屏障层，那么隔离层4和21仅仅需要具有电 阻差。在此情形下，在表面电阻(R·A(R代表电阻值，A代表面积))的差优 选为2到5倍。这使得最大化地使用自旋累积效果成为可能。
如图6所示，类似图2，中间层11也可以被插入在自由层2和隔离层4之 间。如图7所示，中间层13也可以被插入在自由层2和隔离层21之间。如图8 所示，中间层11和13也可以分别被插入在自由层2和隔离层4之间以及自由 层2和隔离层21之间。此外，类似图3，中间层12也可以被插入在双重钉结构 的受钉扎层3和隔离层4之间或者/和受钉扎层22和隔离层21之间。在双重钉 结构中，中间层11，12和13也可以被插入在自由层2和隔离层4之间，自由 层2和隔离层21之间，受钉扎层3和隔离层4之间，以及受钉扎层22和隔离 层21之间。
注意该说明书主要涉及使用具有垂直磁化的磁性层的MR元件。然而， 本发明同样适用于使用具有纵向磁化(沿平行于薄膜表面的方向磁化)的磁性 层的MR元件。
(2)自由层
因为自由层2具有垂直磁化而获得以下的优点。也就是，垂直磁化薄膜使 用晶体各向异性磁能作为保持信息所需的各向异性磁能。不同于使用纵向磁化 薄膜的MR元件，其消除了对使用垂直磁化薄膜的MR元件的形状的限制。因 此，MR元件的纵横比能够被减少到1。更具体地，让F在磁性存储设备的制 造处理中成为特征尺寸，MR元件能够以4F2的尺寸形成。因为MRAM的每个 存储器单元包括一个MR元件和一个选择晶体管，因此选择晶体管的形状确定 单元的尺寸。因此即使当具有4F2尺寸的MR元件形成时，选择晶体管具有6F2 的尺寸，则形成单元尺寸是6F2的MRAM。
(2-1)自由层需要的特性
为了使特定层具有垂直磁化，该层必须具有较高的晶体各向异性磁能Ku， 垂直磁化配置是不稳定的，除非有效各向异性能量Ke满足
Ke＝Ku-2πMs2＞0              …(公式1)
其中Ms为饱和磁化强度。因此为了形成稳定垂直磁化薄膜，保证适当的有效 各向异性能量Ke是重要的。其可能通过提高晶体各向异性磁能Ku或者减小饱 和磁化强度Ms来实现。因为晶体各向异性磁能Ku主要取决于材料的特性，因 此它不能被无限地提高。
此外，自由层2保持信息所需的激活能量Ea表示为：
Ea＝Ke·VM
其中Ke：有效各向异性磁能
VM：有效磁化体积
垂直磁化薄膜的有效各向异性磁能Ke表示为：
Ke＝Ku-2πMs2
其中Ms表示饱和磁化强度。
如上所述，激活能量Ea取决于有效各向异性磁能Ke，因此取决于晶体各 向异性磁能Ku。因此，如果晶体各向异性磁能Ku被过度地提高以形成稳定的 垂直磁化薄膜，则保持信息所需的激活能量Ea可能过度地提高。
根据以上的限制，减少饱和磁化强度Ms以便形成稳定的垂直磁化薄膜， 即具有高热阻的垂直磁化薄膜是重要的。
通常，在特定层中自旋转移力矩磁化反转所需的临界电流(磁化反转电流) Ic是
Ic∝α·η·Ms·Δ          …(公2)
其中α：阻尼常数
η：自旋转移力矩效率系数
Δ：热稳定指标
该热稳定指标Δ是
Δ＝Ke·VM/(kb·T)
其中VM：有效磁化体积
kb：玻耳兹曼常数
T：绝对温度
热稳定指标Δ是特定层中保持记录信息能力的指标。因此，可以通过减小饱和 磁化强度Ms同时维持热稳定指标Δ来减小磁化反转电流并提高信息保持能力。
如前所述，自由层2优选由以下材料形成，其具有较低的晶体各向异性磁 能Ku和较小饱和磁化强度Ms，同时在正范围内维持较高的有效各向异性磁能， 以便保持垂直磁化和高热稳定指标。
(2-2)自由层的实际例子
(2-2-1)特性
如上所述，为了使特定层具有垂直磁化，小电流的反转磁化并具有较高的 信息保持能力，该层有利地由以下材料形成，该材料具有较低的晶体各向异性 磁能Ku和较小的饱和磁化强度Ms，从而可以抑制激活能量Ea，同时在正范 围内维持较高的有效各向异性磁能Ke。满足这种要求的材料如下。
依据第一实施例的MR元件1的自由层2由包含至少选自Fe、Co和Ni 的一种元素A、至少选自Ru、Rh、Pd、Ag、Re、Os、Ir、Pt和Au中的一种 元素B和至少选自V、Cr和Mn的一种元素C的磁性合金形成。
元素B(Ru，Rh，Pd，Ag，Re，Os，Ir，Pt或Au)具有很多4d和5d电子。具有 很多3d，4d和5d电子的元素具有较高的晶体各向异性磁能。因此，由元素A 和B形成的合金(在下文中被称为AB合金)具有较高的晶体各向异性磁能Ku 和较高的正有效各向异性磁能Ke。注意AB合金是铁磁合金。元素B的组成最 好是30(含)～70(含)at％。这样是因为在该组成的范围中，合金可以有具有 1×106erg/cc或更高的高晶体各向异性磁能的L10有序结构相，其细节将在下面 描述。
尤其在室温下AB合金显出垂直磁化特性的例子是FePt合金、FePd合金、 CoPt合金、CoPd合金和NiPt合金。垂直磁性各向异性的条件是有效各向异性 磁能Ke＞0。当元素A的组成比率是40～60at％时，这些合金有具有作为基础 晶格的面心四方(FCT)结构的L10类型(CuAu类型)的有序结构相。该L10 有序结构相基本上具有作为基础结构的FCT结构，晶胞的晶格常数(a，b，c)间 的关系是a＝b，a≠c，和a＞c。同样，即使当元素A的组成比率是30～70at％时， 也形成L10有序结构相。在此情形下，L10结构层的体积比是50％或更多。在 L10有序结构层中，由元素A形成的作为(001)平面的A平面和由元素B形 成的作为(001)平面的B平面在[001]方向交替堆叠，例如A平面、B平面、A 平面、B平面、A平面…。在L10有序相中，由排序引起的禁止反射通过X射 线衍射或电子束衍射来观测。也就是，除了由在FCT结构中创建的(002)平 面引起的衍射图像，还获得了由(001)平面引起的衍射图像。
上面所述的具有ABABAB堆叠结构的L10结构也可以使用具有许多周期 的人工晶格通过喷溅或MBE(分子束外延)来人工形成。因此，该结构不需要 总是以二元或三元相状态图的稳定相的形式存在。
此外，当元素A的组成比率是30～50at％时，以AB3表示的L12有序结 构相有时是在局部形成的。此外，当元素A的组成比率是50～70at％时，以 A3B表示的L12有序结构相时是在局部形成的。
具有L10结构的AB合金在[001]方向有较高的单轴晶体各向异性磁能Ku， 并且当(001)平面优选平行于薄膜表面设置时，垂直磁化变得稳定。然而，带 有L10有序结构相的二元AB合金具有大约1,000emu/cc的高饱和磁化强度Ms。 因此，为了减少磁化反转电流Ic，必须减小饱和磁化强度Ms。当减小饱和磁化 强度Ms时，晶体各向异性磁能Ku必须保持高到足以维持较高的正有效各向异 性磁能(Ke＞0)，和保持低到足以减小激活能量Ea。
当非磁性元素被添加到铁磁材料上时，饱和磁化强度Ms和晶体各向异性 磁能Ku通常减少几乎正比于添加量的量。然而，晶体各向异性磁能Ku的减少 大于饱和磁化强度Ms的减少。因此，随着非磁性元素的添加量的增加，如公 式(1)所示，不再能够保持有效各向异性磁能Ke＞0，这使得垂直磁化很难保 持。
因此，作为铁磁材料的具有L10结构的AB合金仅仅需要被改变为亚铁磁 材料。一种形成亚铁磁材料方法的例子是将表现抗铁磁性的元素添加到铁磁材 料中。为了这个目的，元素C被添加到AB合金中。元素C优选地形成固溶体， 代替元素A。如上所述，表现抗铁磁性的元素C的例子是V，Cr和Mn。将AB 合金变成到亚铁磁材料，使得减少晶体各向异性磁能Ku和有效饱和磁化强度 Ms(净Ms)同时维持较高的正有效务向异性能量Ke成为可能。当以元素C 替代元素A时，元素C必须被添加使得净饱和磁化强度Ms是0或更大。通过 其使净饱和磁化强度Ms为0的组成被称为补偿点细成。在本发明的具有L10 结构的AB合金中，元素C的替代量优选低于总量的25％。也就是，当元素A 相对于元素C的原子组成比率是A∶C＝50∶50(at％)时，换句话说，当元素C相 对于元素A的组成比率是1或更低(不包括0)时，替代量是最大值。如果该 比率超出，ABC合金改变为抗铁磁合金，TMR比率突然减少。
选择元素B使得由元素A和C组成的材料具有较高的晶体各向异性磁能 Ku同时维持亚铁磁设置，并且可以保持较高的正有效各向异性磁能Ke。元素 B具有很多4d和5d电子。虽然还存在该元素的其它例子，但是它们没有空能 级或只有非常少的空能级，因此无法帮助提高元素A和C组成的材料的晶体各 向异性磁能Ku。因此，该实施例使用上面所述的元素B。然而，具有5d电子 并不包含4f元素的元素B对于减少阻尼常数，也就是减少自旋转移力矩磁化反 转电流是优选的。从这个观点来看，Ru，Rh，Pd和Ag有利于作为元素B。
如上所述，自由层2由包含元素A，B和C的材料组成。由于自由层2由元 素A和B的合金组成，因此自由层2的有效各向异性磁能Ke可以在正的范围 内保持很高。同时地，由元素A和C形成亚铁磁材料使得实现以下的自由层2 成为可能，该自由层具有较低的晶体各向异性磁能Ku和较小的饱和磁化强度 Ms同时使有效各向异性磁能Ke在正的范围内保持很高。因此，可以减少磁化 反转电流Ic和激活能量Ea，同时保持其中能够容易地维持自由层2中的垂直磁 化的状态。
该实施例使用3d过渡元素的亚铁磁材料作为自由层2。也可以通过使用稀 土元素形成亚铁磁材料。由于亚铁磁材料的饱和磁化强度Ms在正和负范围内 都可以被控制，因此从饱和磁化强度Ms的控制的观点希望使用稀土元素。然 而，使用稀土元素的亚铁磁材料，例如，FeCo-RE材料(RE是稀土元素)具 有无定形的结构并且如果该无定形结构倒塌其就改变为铁磁材料。此外，稀土 元素具有非常低抗腐性。因此，使用稀土元素作为自由层2是困难的。此外， 在用于自旋转移力矩写入的MR元件中，饱和磁化强度Ms仅仅需要最多减少 到0，也就是，不需要具有负值。考虑到这些因素，该实施例通过使用元素A 和C来实现亚铁磁金属。
MuAl合金也可以作为自由层2的材料来使用。该MnAl合金也可以实现 以下的自由层2，该自由层2能够减少晶体各向异性磁能Ku和饱和磁化强度 Ms，同时在正的范围内保持较高的有效各向异性磁能Ke。
作为获得具有垂直磁化的铁磁金属的方法，可以将铁磁元素Fe、Co或者 Ni添加到由贵金属元素和3d过渡金属元素形成的抗铁磁合金中。由贵金属元 素和3d过渡金属元素形成的抗铁磁合金的例子是RhFe合金、PdMn合金、PtMn 合金、PtCr合金、RhMn合金、AuMn合金、AuCr合金、CrMn合金、PdCr 合金、RuCr合金和ReCr合金。这些抗铁磁二元合金的组成比率大约是1∶1。 然而，该值并不严格，可以包含的Rh、Pt、Pd、Au、Re或者Ru的原子组成 是40～60at％。
在这些合金中，RhMn合金、AuMn合金、AuCr合金、CrMn合金、PdCr 合金、RuCr合金、ReCr合金等具有较低的晶体各向异性磁能Ku，因此，很 可能展示出无垂直各向异性磁性。这些合金中的任一种的晶体各向异性磁能Ku 可以通过添加Pt来提高。
XMCD可以被用来识别铁磁材料。XMCD是X射线磁性圆二色散的缩写。 当元素A、B和C具有磁性时，每个元素的磁化响应曲线可以通过XMCD获 得。因为该方法能够分解包含的元素的磁性特性，所以如果磁场的响应从一个 元素改变到另一个，则可以识别亚铁磁材料。
此外，自由层2可以具有以下的平面关系和方向关系。也就是，其中L10 有序结构的c轴垂直于薄膜表面的层，可以通过在具有NaCl结构的氧化物层上 生长晶体来形成，从而具有
平面关系：NaCl结构氧化物(100)//L10结构合金(001)
方向关系：NaCl结构氧化物[100]//L10结构合金[001]
“//”意味着“平行”。如下所述，晶体将生长到在作为隔离层4使用的具有NaCl 结构的氧化物层上具有上述平面关系和方向关系。这实现了更稳定的垂直磁化。
(2-2-2)例子(FePt合金)
作为实际例子，将在下面描述向FePt合金薄膜添加Mn。
当Fe的组成比率大约是50at％(30～70at％)时，FePt合金具有作为它 的主结构的L10结构。如果Fe的组成比率高于Pt，那么具有Fe3Pt组成的L12 结构合金经常被部分地形成。如果Pt的组成比率高于Fe，那么具有FePt3组成 的L12结构合金经常被部分地形成。
具有L10结构的FePt合金是具有FCT晶格的有序相合金，其中 a＝0.385nm±0.005nm，c＝0.371nm±0.005nm，并且c/a≈0.96。具有L10结构的FePt 合金具有800emu/cc的饱和磁化强度Ms和Ku＞1×107erg/cc的晶体各向异性磁 能，并且是理想的高Ku薄膜。
晶体各向异性磁能Ku和饱和磁化强度Ms可以通过将V、Cr或者Mn添 加到FePt合金来减少。V、Cr或者Mn通过替代添加到Fe的位置。替代的V、 Cr或者Mn具有磁矩，但是具有不平行于Fe的磁化方向。因此，V、Cr或者 Mn被添加的全部FePt薄膜变为亚铁磁材料。这被应用到以Pd部分或者全部 替代Pt的情形中。
图9示出了加到5-nm厚的具有L10结构的FePt薄膜的Mn量、饱和磁化 强度Ms和垂直磁化矫顽力Hc⊥之间的关系。直到在FeMnPt薄膜中Mn原子 的组成比率是25at％，即直到替代Fe的比率大约是50％时，可以减少晶体各 向异性磁能Ku和饱和磁化强度Ms，同时保持垂直磁化特性。
当Mn的添加量是大约25at％时，获得依据Mn的量减少的饱和磁化强度 Ms和大约400emu/cc的垂直饱和磁化强度Ms。另外，当Fe构成的1-nm厚的 中间层11和FeMnPt合金薄膜构成的自由层2在MgO构成的隔离层4上形成 时，发现自由层2具有了垂直磁化。
(2-2-3)例子(MnAl合金)
在下面MnAl合金将作为另一个实际的例子来描述。
当Mn的组成比率是大约30～70at％时，MnAl合金具有L10结构有序相。 为了形成更稳定的L10结构有序相，Mn的组成比率优选是40～60at％。MnAl 合金具有100emu/cc或更少的饱和磁化强度Ms，5×105erg/cc或更多的较高的晶 体各向异性磁能Ku。体居里点约是645K。在相图上，该相被称为τ相或ε’相。 假定晶胞具有FCT结构，a＝0.394nm，c＝0.358nm，并且c/a＝0.908。
当Mn的组成比率是50at％时，具有L10结构的MnAl合金是铁磁材料。 如果Mn的组成比率提高，那么Mn替代到Al位置发生，因此Al位置中的 Mn具有不平行于Mn位置中的Mn的自旋设置。因此，该MnAl合金变为亚 铁磁材料。
即使当Al的原子组成是50at％或更多时，Mn50Al50(at％)被Al有效地 稀释。因此，晶体各向异性磁能Ku只是减少，饱和磁化强度Ms在同时减少。 这使得需要沉积具有L10结构的MnAl有序相以保持较高的晶体各向异性磁能 Ku。从这个观点来看，为了沉积具有L10结构的MnAl有序相，Al的原子组成 优选是70at％或更少。
具有L10结构的MnAl合金具有较高的晶体各向异性磁能Ku以及较低的 饱和磁化强度Ms，因此具有高激活能量Ea。因此，第三元素X和第四元素Y 被添加以将激活能量Ea调节到正确的值。第三元素X还具有通过提高MnAl 合金的极化比率来提高TMR比率的效果。同时，第三元素X是用于提高饱和 磁化强度Ms并减少激活能量Ea的添加元素。
第三元素X的例子是Fe、Co和Ni。Fe、Co或Ni元素作为替代处于Mn 位置。由于其形成MnXAl，因此饱和磁化强度Ms提高。这使得可以减少有效 垂直磁化晶体各向异性磁能Ku-effect，从而减少激活能量Ea。Ku-effect表示 为：
Ku-effect＝Ku-2πMs2
第三元素X替代Mn位置，作为元素X相对于Mn的原子细成比率，替代量最 好是1或更小(除去0)。这样是因为如果Fe的原子组成比率超过1，那么饱和 磁化强度Ms可能会突然提高。
在上述范围内第三元素X的添加量也依赖于第四元素Y的添加量。当提 高饱和磁化强度Ms时，为了保持垂直磁化特性而保证有效各向异性磁能Ke＞0 是必要的。为了在通过添加第三元素X来获得高TMR的同时保持有效垂直磁 化晶体各向异性磁能Ku-effect是0或更多，晶体各向异性磁能Ku在某些情形 下必须依据通过添加第三元素X而引起的饱和磁化强度Ms的提高而提高。在 此情形下，需要添加Ru、Rh、Pd、Ag、Re、Os、Ir、Pt或Au作为第四元素 Y。为了加强提高晶体各向异性磁能Ku的效果，Pt和Pd是良好的添加元素。 因此，如果可能优选添加Pt或Pd。第四元素Y具有通过与第三元素X和Mn 相互作用来提高晶体各向异性磁能Ku的效果。第四元素Y的添加量取决于第 三元素X的添加量。然而，当MnAl合金是基本材料时，Al的原子组成比率优 选为1或更少。
此外，MnAl合金的晶体能够在具有NaCl结构的氧化物层上以以下的平 面关系和方向关系生长。
平面关系：NaCl结构氧化物(100)//L10结构MnAl合金(001)
方向关系：NaCl结构氧化物[100]//L10结构MnAl合金100]
当MnAl合金依据该规则形成时，可以使具有L10结构晶体的MnAl的c轴垂 直于薄膜表面，因此可以获得更稳定的垂直磁化。例如，当通过优选地朝向(100) 平面而在MgO的(100)平面上生成MnAl合金时，晶格错配量非常小。
为了获得高TMR比率，插入中间层(后面将会描述)是有利的。实际的 例子是以下的结构，其中由Fe构成的2-nm厚的中间层11和由MnAl构成的 5-nm厚的自由层2堆叠在MgO构成的隔离层4上。
(3)隔离层
下面将更详细地描述隔离层。在如下描述中，隔离层4包括隔离层21。
作为隔离层4的材料，具有NaCl结构的氧化物比具有传统的无定形结构 的AlOX氧化物更有利。具有NaCl结构的氧化物的例子是MgO、CaO、SrO、 TiO、VO和NbO。这些氧化物具有作为稳定相的NaCl结构。通过使用(100) 平面作为优选定向的平面，这些NaCl结构氧化物的晶体容易在例如主要包含 Fe、Co和Ni的无定形CoFeNiB合金上，具有BCC(体心立方)结构和(100) 优选定向平面的FeCoNi合金或单元素金属上，或者在具有FCT结构的层的 (001)平面上生长。(100)平面可以非常容易地优选定向，尤其是在添加了B、 C或N的CoFe无定形合金上。
上述氧化物的晶格常数如下所示。
MgO：0.42112nm
CaO：0.48105nm
SrO：0.51602nm
TiO：0.41766nm
VO：0.4062nm    
NbO：0.42101nm
因为晶格延伸或压缩，因此上述晶格常数在实际X射线衍射常数测量中具有大 约±0.01的误差。
在(100)平面上优选定向的氧化物层上，L10结构层具有有利的晶格匹配 特性，即在(001)优选方向的情形下具有10％或更少的错配。
当自由层2和受钉扎层3的磁化方向不平行时，自旋极化Δ1带引起隧道 传导，因此只有多数自旋电子能够用于传导。因此，MR元件1的传导性G减 弱并且电阻值增加。相对照的，当自由层2和受钉扎层3的磁化方向平行时， 非自旋极化的Δ5带支配传导，因此MR元件1的传导性G提高并且电阻值降 低。因此，Δ1带的形成是实现高TMR的关键。为了形成Δ1带，具有NaCl 结构的氧化物构成的隔离层4的(100)平面和自由层2的交界面必须以很好的 匹配特性来连接。
插入中间层11，以便进一步提高在具有NaCl结构的氧化物层构成的隔离 层4的(100)平面上的晶格匹配特性。作为中间层11，优选地选择通过其使隔 离层4的(100)平面上的晶格匹配是5％或更小的材料，以便形成Δ1带。
(4)受钉扎层
以下将更详细地描述受钉扎层3。在以下的描述中，受钉扎层3包含受钉 扎层22。
具有垂直磁化的受钉扎层3优选比自由层2厚，饱和磁化强度Ms和厚度 t的积或者晶体务向异性磁能Ku优选比自由层2大很多。这样是为了提高受钉 扎层3中的自旋累积效应，也就是，为了有效地将角动量从磁化自旋转移到传 导电子，从而最小化在受钉扎层3中由来自自由层2的自旋转移力矩引起的磁 化波动。
当受钉扎层3具有垂直磁化时，最好减少来自受钉扎层3的泄漏磁场。来 自受钉扎层3的泄漏磁场干扰了由自旋转移力矩将自由层2和受钉扎层3的磁 化方向从平行变为不平行的磁化反转。因此，受钉扎层3的视在饱和磁化强度 Ms(净Ms)优选地尽可能小。
为达到该目的的一个方法是将受钉扎层3设为合成抗铁(SAF)结构。如 图10所示，具有SAF结构的受钉扎层3具有包含铁磁层3a、隔离层3b和磁性 层3c的堆叠结构。铁磁层3a和3c通过抗平行磁化设置而被形成为稳定的。例 如Ru或Os的元素作为隔离层3b使用。
减少来自具有垂直磁化的受钉扎层3的泄漏磁场的另一个方法是通过使用 亚铁磁材料形成受钉扎层3。在这种情况下，如图11所示，MR比率通过在受 钉钆层3和隔离层4之间的交界面中插入中间受钉扎层23来获得。亚铁磁材料 的代表例子是FeCo-RE材料。RE的典型例子是Gd、Tb、Dy和Ho，因为它 们稳定垂直磁化。FeCo-RE合金具有无定形结构。当FeCo-RE合金的RE组成 接近补偿点时，饱和磁化强度Ms几乎变为零，饱和磁化Ms的导因从FeCo变 为RE元素，并且矫顽力He最大化。因此，中间受钉扎层23和受钉扎层3的 总视在饱和磁化强度净Ms可以通过使RE元素的含量大于50at％几乎设置为 零。注意即使当在受钉扎层3中使用这些材料时，上述与自由层2有关的问题 没有出现。
在用于自旋转移力矩写入的具有垂直磁化的MR薄膜1中，产生很大的自 由层2和受钉扎层3之间的矫顽力的差异是有利的。自由层2的矫顽力Hcf和 受钉扎层3的矫顽力Hcp之间的关系是Hcp＞Hcf。此外，作为饱和磁化强度Ms 和磁性层的厚度t的积，在受钉扎层2的Msp·tp和自由层3的Msf·tf之间的关系 优选为Msp·tp＞Msf·tf。
为了给受钉扎层3足够的单向性，优选地通过交换耦合将受钉扎层3与抗 铁磁层耦合。例子是例如PtMn、FeMn、NiMn、PdMn和IrMn的抗铁磁合金 层和例如用作自由层2的L10结构合金层构成的受钉扎层3的组合。抗铁磁合 金层和L10结构合金层通过交换耦合而耦合。在抗铁磁合金层和L10结构合金层 构成的受钉扎层3之间的晶格错配是很少的。因此，除实现交换耦合之外，抗 铁磁合金层还可以作为用于形成具有更高结晶性的受钉扎层3的基础层。
(5)中间层(interface layer)
以下将更详细地描述中间层。
在单一钉结构中，如图2所示，中间层11可以在隔离层4和自由层2之间 形成。在双重钉结构中，如图6到8所示，可以形成隔离层4和自由层2之间 的中间层11以及隔离层21和自由层2之间的中间层13中的一个或两个。
中间层11和13是由包含从Fe、Co和Ni的中选择的作为主要成分的元素 的铁磁材料构成的。“主要成分”意味着所包含的作为主要成分的元素的含量为 50at％或更多。
中间层11和13的厚度是0.5(含)到3.0(含)nm。如果厚度少于0.5nm， 那么无法获得通过插入中间层11和13所获得的效果。如果厚度超过3.0nm， MR元件1的每一层不再能够保持垂直磁化。
中间层11和13的插入使得可以将与在由例如MgO构成的隔离层4和21 以及自由层2之间交界面中的铁磁材料相同的磁化配置赋予自由层2。这使得抑 制MR元件1的MR比率的范围比减少成为可能。这样是因为在亚铁磁材料中， 即使在交界面附近，元件也可以采用抗平行磁化配置。更具体地，当自由层2 的表面覆盖有大约50％或更多的铁磁材料时，获得该效果。因此，当仅仅由从 Fe、Co和Ni中选择的至少一个元素构成时，中间层11和13通过使用原子层 单元(ML：单层)只需要是0.5ML(原子层)或更多。
另一方面，当1ML作为参考时，中间层11和13必须由包含从Fe、Co 和Ni中选择的至少一种元素的铁磁材料以大于50at％的含量构成。然而，当添 加除Fe、Co和Ni之外的替代元素时，也保持该限定。例如B、C或者N的侵 入的附加元素的添加量可以被忽略。例子是(Co1-YFeY)100-XBX，Fe100-XBX和 Co100-XBX。
上面所述的CoFeB薄膜优选具有在薄膜形成后通过退火从无定形结构变 为BCC结构的组成。当紧接在形成之后的薄膜包含15(含)～30at％(含) 的B时，紧接在形成之后的CoFeB薄膜具有无定形结构，并且CoFe可以在薄 膜形成后通过退火再结晶。在这种情况下，Fe相对于Co的原子组成比率是不 相关的。在再结晶的CoFe中，BCC结构可以不管组成而再结晶。
如上所述，中间层11和13的厚度的上限是3.0nm。这是根据由铁磁材料 构成的中间层11和13的自旋传播长度确定的。从垂直磁化的观点看，如果中 间层11和13的厚度超过3.0nm，垂直磁化特性显著恶化。
主要包含Fe、Co或Ni的中间层11优选地具有BCC结构，以便在由具有 NaCl结构的氧化物层构成的隔离层4上形成中间层11时，提高在(100)平面 中晶格匹配特性。在这种情况下，具有BCC结构的中间层11优选地以(100) 平面定向。在具有BCC结构的中间层11和具有NaCl结构的隔离层4之间的 方向关系如下。
平面关系：NaCl结构层(100)//BCC结构层(001)
方向关系：NaCl结构层[100]//BCC结构层[110]
具有主要包含Fe、Co或Ni的BCC结构的中间层11和13具有 0.288nm±0.05nm的晶格常数。这减少了和具有NaCl结构的隔离层4的(100) 平面的晶格匹配。
对Fe构成的中间层的效果的确认的结果将在下面描述。形成具有 Fe40Mn10Pt50[2nm]/Fe[t nm]/MgO[1nm]/Mg[0.4nm]/CoFeB[3nm](每个[]中的 值表示厚度，“/”左边材料构成的层在“/”右边材料构成的层上形成)的堆叠结构 的MR元件。评估该MR元件的MR比率对Fe中间层的厚度t的依赖性。因 此，MR比率随着Fe中间层的厚度的提高而提高。当Fe中间层的厚度t是2nm 时，获得大约100％MR比率。MR比率不受易磁化轴是纵向的或垂直的限制。 这证明了中间层的插入提高了MR比率。
如上所述，在依据第一实施例的磁致电阻效应元件中，自旋转移力矩反转 磁化配置，并且自由层2包含元素A，B和C。这使得可以减少磁化反转电流Ic 和激活能量Ea，同时保持其中自由层2的垂直磁化是容易维持的状态。因此， 可以获得热稳定并能以低电流反转磁化的自旋转移力矩写入类型磁致电阻效应 元件。
[第二实施例]
第二实施例涉及使用本发明的MR元件的MRAM。
自旋转移力矩写入类型MRAM将在下面描述。
图12是示出依据本发明的第二实施例的MRAM的存储器单元的主要部分 的剖面图。如图12所示，MR元件1的上表面通过上电极31连接到位线32。 MR元件1的下表面通过下电极33、传导层(提取线)34和插头35连接到半 导体衬底36表面上的源/漏扩散区域37a。
源/漏扩散区域37a和源/漏扩散区域37b一起形成选择晶体管Tr，栅绝缘 膜38形成在衬底36上，栅电极39在栅绝缘膜38上形成。选择晶体管Tr和 MR元件1形成MRAM的存储器单元。
源/漏扩散区域37b通过插头41连接到另一个位线42。
注意可以在下电极33之下形成插头35而不形成提取线34，从而直接连接 下电极33和插头35。
位线32和42，电极31和33，传导层34，插头35和41是由例如W、Al、 AlCu和Cu构成的。
MRAM的存储器单元阵列通过以阵列等形式设置如图12所示的多个存储 器单元形成。图13是电路图，示出了依据本发明的第二实施例的MRAM的主 要组成。
如图13所示，每个包括MR元件1和选择晶体管Tr的多个存储器单元 53以阵列的形式设置。在同一列中的存储器单元53每个都有一个连接到相同的 位线32的端子，以及另一个连接到相同的位线42的端子。在同一行中的存储 器单元53的栅电极(字线)39连接在一起并且进一步连接到行解码器51。
位线32通过例如晶体管的切换电路54连接电流源/宿(sink)电路55。位 线42通过例如晶体管的切换电路56连接电流源/宿电路57。电流源/宿电路55 和57将写入电流(反转电流)提供到所连接的位线32和42，或者从所连接的 位线32和42中抽取写入电流。
位线42还连接到读取电路52。读取电路52也可以连接到位线32。读取 电路52包括读取电流电路、传感放大器等。
当写入信息时，连接到作为写入对象的存储器单元的切换电路54和56和 选择晶体管Tr被打开，以形成通过目标存储器单元的电流通路。依据待写入的 信息，电流源/宿电路55和57中的一个作为电流源，而另一个作为电流宿。因 此，写入电流沿与待写入的信息相对应的方向流动。
设置写入速度，使得自旋旋转力矩写入可以通过具有几纳秒到几微秒的脉 冲宽度的电流来进行。
当读出信息时，读取电流电路向以与写入操作中相同的方式指定的MR元 件1提供不引起磁化反转的较小的读取电流。读取电路32将由与MR元件1 的磁化配置相对应的电阻值所导致的电流值或电压值与参考值相比较，从而确 定电阻状态。
注意希望在读取操作中的电流脉冲宽度比写入操作中的小。这减少了由读 取电流引起的写入错误。这是基于写入电流的脉冲宽度越小，写入电流的绝对 值越大的现象。
第二实施例能够提供通过使用第一实施例的磁致电阻效应元件，热稳定并 且能够由小电流反转磁化的自旋转移力矩写入类型的磁致电阻随机存取存储 器。
本发明实施例能够提供热稳定并且能够通过小电流反转磁化的自旋转移 力矩写入类型的磁致电阻效应元件，以及使用它的磁致电阻随机存取存储器。
本领域技术人员可以在本发明的精神和范围内进行各种改变和修改，因此 应当理解这些改变和修改也属于本发明的范围。
其它的优点和修改对本领域的技术人员是容易预见的。因此，本发明在其 较宽的方面上不局限于这里示出和描述的具体细节和代表性的实施例。因此， 可以进行各种修改，而不脱离由所附权利要求和其等同物所限定的总的发明概 念的精神和范围。