(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
中間層と、
前記中間層を挟持する一対の磁性層と
を含み、
前記磁性層の一方が、他方の磁性層よりも外部磁界に対して磁化回転しやすい自由磁性層であり、
前記自由磁性層が、少なくとも１層の非磁性体層と、前記非磁性体層を挟持する磁性体層とからなる多層膜であり、
かつ膜面に垂直に流れる電流が通過する前記中間層の面積として規定される素子面積が1000μｍ2以下であり、
前記非磁性体層の厚みｄが、２．６ｎｍ≦ｄ＜１０ｎｍの範囲にある磁気抵抗素子。
【請求項２】
自由磁性層の面積が、素子面積よりも広い請求項１に記載の磁気抵抗素子。
【請求項３】
自由磁性層において、中間層側よりｍ番目（ｍは１以上の整数）に配置された磁性体層を磁性体層ｍとし、前記磁性体層ｍの平均飽和磁化をＭｍ、平均膜厚をｄｍとそれぞれ表示したときに、ｍが奇数である層のＭｍ×ｄｍの総和が、ｍが偶数である層のＭｍ×ｄｍの総和と実質的に等しい請求項１に記載の磁気抵抗素子。
【請求項４】
自由磁性層において、中間層側よりｍ番目（ｍは１以上の整数）に配置された磁性体層を磁性体層ｍとし、前記磁性体層ｍの平均飽和磁化をＭｍ、平均膜厚をｄｍとそれぞれ表示したときに、ｍが奇数である層のＭｍ×ｄｍの総和が、ｍが偶数である層のＭｍ×ｄｍの総和と相違する請求項１または２に記載の磁気抵抗素子。
【請求項５】
多層膜からなる自由磁性層が２層の中間層に挟まれた構成を含む請求項４に記載の磁気抵抗素子。
【請求項６】
多層膜からなる自由磁性層が、２ｎ層（ｎは１以上の整数）の磁性体層と（２ｎ−１）層の非磁性体層とが交互に積層された構成を有する請求項５に記載の磁気抵抗素子。
【請求項７】
第１固定磁性層、第１中間層、自由磁性層、第２中間層、第２固定磁性層がこの順に積層された構成を含み、前記自由磁性層が、前記第１固定磁性層側から、第１磁性体層、非磁性体層、第２磁性体層がこの順に積層された多層膜であり、前記磁性体層ｎ（ｎは１または２）の平均膜厚をｄｎ、平均飽和磁化をＭｎとすると、Ｍ２×ｄ２≠Ｍ１×ｄ１である請求項６に記載の磁気抵抗素子。
【請求項８】
多層膜からなる自由磁性層が、（２ｎ＋１）層（ｎは１以上の整数）の磁性体層と、２ｎ層の非磁性体層とが交互に積層された構成を有する請求項５に記載の磁気抵抗素子。
【請求項９】
第１固定磁性層、第１中間層、自由磁性層、第２中間層、第２固定磁性層とがこの順に積層された構成を含み、前記自由磁性層が、前記第１固定磁性層側から、第１磁性体層、第１非磁性体層、第２磁性体層、第２非磁性体層、第３磁性体層がこの順に積層された多層膜であり、前記磁性体層ｎ（ｎは１、２または３）の平均膜厚をｄｎ、平均飽和磁化をＭｎとすると、Ｍ３×ｄ３＋Ｍ１×ｄ１≠Ｍ２×ｄ２である請求項８に記載の磁気抵抗素子。
【請求項１０】
自由磁性層に含まれる磁性体層の少なくとも１層が、残りの磁性体層の少なくとも１つと異なる大きさの保磁力または飽和磁化を有する請求項１に記載の磁気抵抗素子。
【請求項１１】
中間層が、酸素、窒素、炭素および硼素から選ばれる少なくとも１種を含む絶縁体または半導体である請求項１に記載の磁気抵抗素子。
【請求項１２】
中間層が、遷移金属から選ばれる少なくとも１種の元素からなる金属、または遷移金属と酸素、窒素および炭素から選ばれる少なくとも１種との導電性化合物からなり、素子面積が0.01μｍ2以下である請求項１に記載の磁気抵抗素子。
【請求項１３】
中間層を挟持する磁性層の少なくとも一方が、酸素、窒素もしくは炭素を含有する強磁性体、またはアモルファス強磁性体を含む請求項１２に記載の磁気抵抗素子。
【請求項１４】
外部磁界に対して磁化回転しやすい自由磁性層を磁気メモリ層とする請求項１に記載の磁気抵抗素子。
【請求項１５】
さらにフラックスガイドを有する請求項１に記載の磁気抵抗素子。
【請求項１６】
自由磁性層の少なくとも一部をフラックスガイドとする請求項１５に記載の磁気抵抗素子。
【請求項１７】
自由磁性層の素子形状の最長幅をａ、最短幅をｂとすると、１．５＜ａ／ｂ＜１０が成立する請求項１に記載の磁気抵抗素子。
【請求項１８】
請求項１に記載の磁気抵抗素子を複数個搭載し、かつ電磁波による通信情報を磁気抵抗素子の自由磁性層に保存することを特徴とした情報通信端末。
【請求項１９】
第１固定磁性層、第１中間層、第１自由磁性層、非磁性導電層、第２自由磁性層、第２中間層、第２固定磁性層がこの順に積層された構成を含み、前記第１自由磁性層および前記第２自由磁性層の少なくとも一方が、磁性体層と非磁性体層とが交互に積層された構成を有する請求項５に記載の磁気抵抗素子。
【請求項２０】
非磁性導電層に隣接する磁性体層の磁化方向が、互いに反平行である請求項１９に記載の磁気抵抗素子。
【請求項２１】
非磁性導電層の厚みが、２．６ｎｍ〜５０ｎｍである請求項１９に記載の磁気抵抗素子。
【請求項２２】
固定磁性層、中間層および自由磁性層の順に積層された多層構成を含み、前記自由磁性層がバッファ層と接し、前記バッファ層が、前記バッファ層と接する磁性体組成に非磁性元素を１０wt％〜５０wt％添加した材料からなり、かつ前記バッファ層の飽和磁化が０．２Ｔ以下である請求項１に記載の磁気抵抗素子。
【請求項２３】
バッファ層中に、少なくともCr、MoおよびWから選ばれる少なくとも１種が含まれる請求項２２に記載の磁気抵抗素子。
【請求項２４】
自由磁性層が、少なくとも１層の非磁性体層と、前記非磁性体層を挟持する磁性体層とを含み、前記磁性体層の膜厚の合計が、４ｎｍ以上である請求項１に記載の磁気抵抗素子。
【請求項２５】
非磁性体層が、酸化物、窒化物、炭化物および硼化物から選ばれる少なくとも１種を含む導電体である請求項１に記載の磁気抵抗素子。
【請求項２６】
非磁性体層が、酸化物、窒化物、炭化物および硼化物から選ばれる少なくとも１層の非磁性体と、少なくとも１層の非磁性金属との多層膜である請求項２５に記載の磁気抵抗素子。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、情報通信端末などに使用される磁気ランダム・アクセス・メモリ（ＭＲＡＭ）等に広く使用される磁気抵抗素子および製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
強磁性体／中間層／強磁性体を基本構成とする多層膜に中間層を横切るように電流を流した場合、中間層がトンネル絶縁層であるときスピントンネル効果、また中間層がＣｕなどの導電性金属であるときＣＰＰ（Ｃｕｒｒｅｎｔ  ｐｅｒｐｅｎｄｉｃｕｌａｒ  ｔｏ  ｔｈｅ  ｐｌａｎｅ）−ＧＭＲ効果による磁気抵抗効果が生じることが知られている。何れの磁気抵抗効果も、中間層を挟む磁性体間の磁化相対角の大きさに依存し、前者では、両磁性体間に流れるトンネル電子の遷移確率が相対角に応じて変化することにより、また後者では、スピン依存散乱が変化することにより磁気抵抗効果が生じる。
【０００３】
このＴＭＲ素子を磁気ヘッドあるいはＭＲＡＭへ用いる場合には、中間層を挟む２層の磁性体の一方をＦｅＭｎやＩｒＭｎといった反強磁性材料と積層することで外部磁界に対して磁化回転が困難な固定磁性層とし、残りの一方を外部磁界に対して磁化回転が容易な自由磁性層とすることがある（スピンバルブ型素子）。
【０００４】
これらの垂直電流型磁気抵抗素子を、例えば磁気ヘッドあるいはＭＲＡＭのメモリ素子へ応用する場合、高記録密度、高実装密度の要求から、例えばテープメディアの再生素子としては、電流が流れる中間層の面積（素子面積）を数１０００μｍ２以下とすることが必要となる。特に、ＨＤＤ、ＭＲＡＭ等では数μｍ２以下の素子面積が要求される。比較的素子面積が大きな場合、自由磁性層内には磁区が形成されやすい。このため、再生素子としては、磁壁移動によるバルクハウゼンノイズ、ＭＲＡＭのメモリ動作としてはスイッチング磁化の不安定性が課題となる。一方、素子面積に対して自由磁性層の膜厚が無視できなくなる領域では、形状異方性による反磁界が大きくなるために、特に再生ヘッドとして用いる場合、抗磁力の増大にともなう再生感度の低下が課題となる。また、ＭＲＡＭのメモリとして用いる場合では、反転磁界の増大が課題となる。
【０００５】
反磁界を抑制するためには、自由磁性層の膜厚を薄くすればよい。しかしながらサブミクロン以下では、反磁界抑制のために必要な磁性層の膜厚は１ｎｍ以下となり、磁性体の物理的膜厚限界を下回る。
【０００６】
ＴＭＲ素子をＭＲＡＭにする場合、半導体プロセスの水素シンターやパッシベーション作製プロセスにおいて、４００℃程度の熱処理が行われる。しかしながら、従来のＩｒＭｎやＦｅＭｎを磁性層と接するように配置した固定層では、３００℃程度以上で、Ｍｎの拡散によって、磁性層のスピン分極率の低下と、反強磁性体の組成ずれによるピン磁界の低下により、ＭＲが低下することが報告されている（Ｓ．Ｃａｒｄｏｓｏ  ｅｔ．ａｌ．  Ｊ．Ａｐｐｌ．Ｐｈｙｓ．８７，６０５８  （２０００））。
【０００７】
従来考案されている不揮発性ＭＲＡＭ素子の読み出し方法では、スイッチ素子および電極と直列につながれた磁気抵抗素子の全抵抗に対する磁気抵抗素子の磁気抵抗変化を読み出しているために、素子抵抗やスイッチ素子、電極抵抗のバラツキが大きいと読み出しが困難になる。Ｓ／Ｎを挙げるために素子をリファレンス素子との作動電圧で読み出す方法も考案されているが、この場合、リファレンス素子を必要とするために素子の高集積化の課題となる（日本応用磁気学会  第１１２回研究会資料３７頁）。
【０００８】
【課題を解決するための手段】
本発明の磁気抵抗素子は、中間層と、前記中間層を挟持する一対の磁性層とを含み、前記磁性層の一方が、他方の磁性層よりも外部磁界に対して磁化回転しやすい自由磁性層であり、前記自由磁性層が、少なくとも１層の非磁性体層と、前記非磁性体層を挟持する磁性体層とからなる多層膜であり、かつ膜面に垂直に流れる電流が通過する前記中間層の面積として規定される素子面積が1000μｍ2以下であり、前記非磁性体層の厚みｄが、２．６ｎｍ≦ｄ＜１０ｎｍの範囲にある。素子面積は好ましくは１０μｍ2以下、より好ましくは１μｍ2以下、最も好ましくは０．１μｍ2以下であることを特徴とする垂直電流型磁気抵抗素子である。ここで、素子面積は、膜面に垂直に流れる電流が通過する中間層の面積として規定される。
【０００９】
自由磁性層を磁性体層と非磁性体層との多層構造にすることにより、素子面積が小さくなるにつれて増大する反磁界を抑制できる。ここで、磁性体層、非磁性体層は、それぞれ、単一層であってもよく多層であってもよい。自由磁性層は他方の磁性層（通常、固定磁性層）を磁化回転させる大きさを持つ外部磁界に対して、５０Ｏｅ（約４ｋＡ／ｍ）以上小さな値で磁化回転することが好ましい。特に、素子をメモリとして使用する場合には、１０〜５００Ｏｅ以下の値で磁化回転が可能であればよい。
【００１０】
また磁性層は、少なくとも中間層との界面０．５ｎｍ近傍において、▲１▼ＣｏＮｂＺｒ，  ＣｏＴａＺｒ，  ＣｏＦｅＢ，  ＣｏＴｉ，  ＣｏＺｒ，  ＣｏＮｂ，  ＣｏＭｏＢＺｒ，  ＣｏＶＺｒ，  ＣｏＭｏＳｉＺｒ，  ＣｏＭｏＺｒ，  ＣｏＭｏＶＺｒ，もしくはＣｏＭｎＢ等のＣｏ系アモルファス材料、▲２▼ＦｅＳｉＮｂ，  Ｆｅ（Ｓｉ，Ａｌ，Ｔａ，Ｎｂ，Ｔｉ）Ｎ等のＦｅ系微結晶材料、▲３▼Ｆｅ，Ｃｏ，Ｎｉから選ばれる金属強磁性元素を５０ｗｔ％以上含む磁性体であって、例えばＦｅＣｏ合金，  ＮｉＦｅ合金、ＮｉＦｅＣｏ合金、ＦｅＣｒ、ＦｅＳｉＡｌ，ＦｅＳｉ，ＦｅＡｌ、ＦｅＣｏＳｉ，  ＦｅＣｏＡｌ，  ＦｅＣｏＳｉＡｌ，  ＦｅＣｏＴｉ，  Ｆｅ（Ｎｉ）Ｃｏ）Ｐｔ，  Ｆｅ（Ｎｉ）（Ｃｏ）Ｐｄ，  Ｆｅ（Ｎｉ）（Ｃｏ）Ｒｈ，  Ｆｅ（Ｎｉ）（Ｃｏ）Ｉｒ，  Ｆｅ（Ｎｉ）（Ｃｏ）Ｒｕ等の強磁性または希薄磁性合金、▲４▼ＦｅＮ，  ＦｅＴｉＮ，  ＦｅＡｌＮ，  ＦｅＳｉＮ，  ＦｅＴａＮ，  ＦｅＣｏＮ，  ＦｅＣｏＴｉＮ，  ＦｅＣｏＡｌＮ，  ＦｅＣｏＳｉＮ，  ＦｅＣｏＴａＮ等の窒化物、▲５▼Ｆｅ３Ｏ４，  ▲６▼ＸＭｎＳｂ，（Ｘは、Ｎｉ，Ｃｕ，Ｐｔから選ばれる少なくとも一つ），  ＬａＳｒＭｎＯ，  ＬａＣａＳｒＭｎＯ，  ＣｒＯ２等のハーフメタリック、▲７▼ペロブスカイト型酸化物、ＭｎＺｎフェライト，ＮｉＺｎフェライト等のスピネル型酸化物、▲８▼ガーネット型酸化物等、を５０ｗｔ％以上含んでいる強磁性体またはフェリ磁性体であることが好ましい。本明細書でカッコ内の元素または層は任意の元素（層）である。
【００１１】
自由磁性層の面積は、素子面積よりも広いことが好ましい。自由磁性層の面積が、素子面積とほぼ等しい場合では、自由磁性層のエッジ部に発生する磁区構造の乱れの影響によりＭＲが低下する。素子面積に対して、自由磁性層の面積を大きくし、かつ自由磁性層が素子面を十分覆うように作製すると、自由磁性層のエッジ部が、素子面積から離れるため、磁気抵抗に寄与する自由磁性層内での磁化方向の均一性を保つことができる。
【００１２】
厚みｄが２．６ｎｍ≦ｄ＜１０ｎｍの範囲の非磁性体を含むことが好ましい。自由層の磁化回転が容易になるからである。これは、非磁性体層の両側に位置する磁性体層間において、形状異方性により発生させる磁極同士が、互いに静磁結合することで、反磁界エネルギーを減少させるためであると思われる。自由磁性層を上記構造とすることで、磁区が単純化され高いＭＲを得ることができる。ｄが１０ｎｍ以上となると磁性体層間の静磁結合が弱まり、抗磁力が増大する。ｄが２．６ｎｍ未満となると交換結合が支配的となる。この場合、磁性体層の厚みとしては適度な静磁結合が行われる１ｎｍ以上１００ｎｍ以下が好ましい。非磁性体としては、Ｔｉ，  Ｚｒ，  Ｈｆ，  Ｖ，  Ｎｂ，  Ｔａ，  Ｃｒ，  Ｍｏ，  Ｗ，  Ａｌ，  ＳｉＯ２，  ＳｉＣ，  Ｓｉ３Ｎ４，  Ａｌ２Ｏ３，  ＡｌＮ，  Ｃｒ２Ｏ３，  Ｃｒ２Ｎ，  ＴｉＯ，  ＴｉＮ，  ＴｉＣ，  ＨｆＯ２，  ＨｆＮ，  ＨｆＣ，  Ｔａ２Ｏ５，  ＴａＮ，  ＴａＣ，  ＢＮ，  Ｂ４Ｃを始め、非磁性であれば、金属、酸化物、窒化物、炭化物など何れであってもよく、好ましくは、２００℃〜４００℃の熱処理において、磁性体層と相互拡散を起こしにくい材料であればよい。
【００１３】
自由磁性層を構成する磁性体層が静磁結合している場合は、中間層側よりｍ（ｍ＝１，２，・・・）番目に配置された磁性体層を、磁性体層ｍとし、前記磁性体層ｍの平均飽和磁化Ｍｍと平均膜厚ｄｍとの積をＭｍ×ｄｍとすると、ｍが奇数であるＭｍ×ｄｍの総和が、ｍが偶数であるＭｍ×ｄｍの総和と実質的に等しいことが好ましい。磁性体層からの漏れ磁界が閉磁され、磁区が単純化されることで、外部磁界に対する磁化応答性が高く、高ＭＲを有する磁気抵抗素子を得ることができるからである。ここで、実質的に等しいとは±１０％の差を許容するものとする。
【００１４】
尚、本明細書における飽和磁化とは、自由磁性層を構成するそれぞれの磁性体層が、素子使用条件下の大きさを持つ外部磁界を印加した時に実効的に取りうる磁化の値を意味する。すなわち、材料組成によって決定される飽和磁化とは異なる。これは、特に１層あたりの厚みが数ｎｍ程度の磁性体層においては、下地の種類、あるいは、その磁性体層の成長過程によって変化する実質的な膜密度、膜構造あるいは膜厚に応じて取りうる磁区形態などが異なるためである。
【００１５】
自由磁性層を構成する磁性体層が静磁結合している場合、ｍが奇数であるＭｍ×ｄｍの総和と、ｍが偶数であるＭｍ×ｄｍの総和とが異なっていてもよい。実質的に同一とすると、自由磁性層を構成する磁性体層間の漏れ磁束が主に静磁結合によって閉じる。従って、自由磁性層に形状異方性を持つように加工を施しても、単層の磁性膜で通常見られる磁化の２安定状態が実現し難い。このため例えば自由磁性層をメモリとするデバイスへの応用が困難となる。しかし、ｍが奇数であるＭｍ×ｄｍの総和と、ｍが偶数であるＭｍ×ｄｍの総和とが異なる（即ち、実質的に同一ではない）ようにすることで、磁化反転が容易で磁化の２安定状態を保ちやすい磁気抵抗素子が実現できる。
【００１６】
上記素子では厚みｄが、０．３ｎｍ＜ｄ＜２．６ｎｍの範囲の非磁性体を含むことが好ましい。非磁性体層の厚みが、このような範囲にあることで、自由層の磁化回転が容易になる。これは非磁性体層に隣り合う磁性体層間が、反強磁性結合を行うことで、反磁界エネルギーを減少させるためであると思われる。自由磁性層を上記構造とすることで、磁区が単純化され高いＭＲを得ることができる。ｄが０．３ｎｍ以下となると熱安定性が劣化する。またｄが２．６ｎｍ以上では静磁結合が支配的となる。また、２６０℃以上の熱処理を伴う場合は、好ましくはｄは０．８ｎｍ〜２．６ｎｍである。この場合、磁性体層の厚みとしては、適度な反強磁性結合が行われる０．５ｎｍ〜１００ｎｍ程度であることが好ましい。
【００１７】
非磁性体としては、導電性を持つ金属、あるいは金属化合物であればよいが、特にＣｕ，  Ａｇ，  Ａｕ，  Ｒｕ，  Ｒｈ，  Ｉｒ，  Ｒｅ，  Ｏｓがよい。またはこれらの金属の合金、あるいはこれらの金属元素を５０ｗｔ％以上含む合金または化合物も好ましい。この合金あるいは化合物は熱安定性に優れ、特にＣＰＰ−ＧＭＲとして用いる場合には、素子抵抗を向上させる。
【００１８】
自由磁性層を構成する磁性体層が反強磁性結合している場合、中間層側よりｍ（ｍ＝１，２，・・・）番目に配置された磁性体層を、磁性体層ｍとし、前記磁性体層ｍの平均飽和磁化Ｍｍと平均膜厚ｄｍの積をＭｍ×ｄｍとすると、ｍが奇数であるＭｍ×ｄｍの総和が、ｍが偶数であるＭｍ×ｄｍの総和と異なることが好ましい。奇数番号の層と偶数番号の層のＭｍ×ｄｍが同じである場合、磁性体層間が反強磁性結合を行っているため、外部磁界が弱いと磁化回転が行われ難い。反磁界が増大しない程度の差（例えば０．５〜２Ｔ・ｎｍ）を設けることで外部磁界に対しさらに磁化回転が可能となり、低反転磁界と高ＭＲを有する磁気抵抗素子が実現できる。
【００１９】
上記素子は自由磁性層が、中間層側より順に積層された、第１磁性体層、第１非磁性体層、第２磁性体層を含み、前記第１磁性体層の平均膜厚をｄ１、平均飽和磁化をＭ１、前記第２磁性体層の平均膜厚をｄ２、平均飽和磁化をＭ２とすると、
１．１＜（Ｍ１×ｄ１＋Ｍ２×ｄ２）／Ｓ＜２０
（ここでＳは、Ｍ１×ｄ１−Ｍ２×ｄ２の絶対値）で、かつ、
▲１▼Ｍ１×ｄ１−Ｍ２×ｄ２＞０
であるとき第１磁性体層の実効膜厚ｄ１１を
ｄ１１＝（Ｍ１×ｄ１−Ｍ２×ｄ２）／Ｍ１、
▲２▼Ｍ１×ｄ１−Ｍ２×ｄ２＜０
であるとき第２磁性体層の実効膜厚ｄ２２を、
ｄ２２＝（Ｍ２×ｄ２−Ｍ１×ｄ１）／Ｍ２、
とし、前記実効膜厚ｄ１１またはｄ２２と自由磁性層面形状より求められる、外部磁界の印加方向における前記自由磁性層面内の反磁界係数をＮｍとすると、Ｎｍ＜０．０２であることが好ましい。（Ｍ１×ｄ１＋Ｍ２×ｄ２）／Ｓの値が１．１以下になると磁区の単純化の効果が弱くなり、２０以上となると抗磁力の増大が顕著になる。また自由磁性層の面形状（例えば円形か矩形か）と実効膜厚ｄ１１またはｄ２２より求められる印加磁界方向の反磁界係数Ｎｍが、０．０２以上となると磁区形状の乱れや磁化回転に要するエネルギー増大が起こる。
【００２０】
Ｍ２×ｄ２＞Ｍ１×ｄ１であるとき、第２磁性体層を構成する磁性材料が軟磁性材料または硬質磁性材料で、第１磁性体層を構成する磁性材料が少なくとも中間層との界面において高スピン分極率材料であることが好ましい。軟磁性材料のＭ２×ｄ２が高スピン分極材料Ｍ１×ｄ１より大きいと、外部磁界に対する磁化回転が容易で且つ、磁区乱れが少なく、高いＭＲを有する磁気抵抗素子が実現できる。この磁化回転が容易な磁気抵抗素子は、磁気センサーとして用いてもよいが、自由磁性層をメモリとして用いる場合、自由磁性層の膜面内に適度な形状異方性をもうけることで、安定した磁気メモリとして用いることもできる。一方、硬質磁性材料のＭ２×ｄ２が高スピン分極材料Ｍ１×ｄ１より大きいことで、外部磁界に対する磁化回転が困難で且つ、磁区乱れが少なく、高いＭＲを有する磁気抵抗素子が実現できる。硬質磁性材料を用ることで、形状異方性が小さくても、安定した磁気メモリとすることができる。ここで高スピン分極率材料としては、スピン分極率が０．４５以上、特に０．５以上である材料が好ましい。
【００２１】
硬質磁性材料としては、例えば、ＣｏＰｔ，  ＦｅＰｔ，  ＣｏＣｒＰｔ，  ＣｏＴａＰｔ，  ＦｅＴａＰｔ，  ＦｅＣｒＰｔが好ましい。
【００２２】
軟磁性材料としては、例えば、Ｎｉ８１Ｆｅ１９，  ＦｅＳｉＡｌ，  ＦｅＳｉまたはＦｅ９０Ｃｏ１０合金またはＣｏＮｂＺｒ，  ＣｏＴａＺｒ，  ＣｏＦｅＢ、ＣｏＴｉ，  ＣｏＺｒ，  ＣｏＮｂ，  ＣｏＭｏＢＺｒ，  ＣｏＶＺｒ，  ＣｏＭｏＳｉＺｒ，  ＣｏＭｏＺｒ，  ＣｏＭｏＶＺｒ，  ＣｏＭｎＢ等のＣｏ系アモルファス材料、またはＦｅＳｉＮｂ，  Ｆｅ（Ｓｉ，Ａｌ，Ｔａ，Ｎｂ，Ｔｉ）Ｎ等のＦｅ系微結晶材料、またはＭｎＺｎフェライト，ＮｉＺｎフェライト等の酸化物材料等が好ましい。
【００２３】
高スピン分極材料としては、▲１▼Ｆｅ，Ｃｏ，Ｎｉから選ばれる金属強磁性元素を５０ｗｔ％以上含む磁性体で、例えばＦｅｘＣｏ（１００−ｘ）（１５≦Ｘ≦１００）組成のＦｅＣｏ合金，  ＮｉｘＦｅ（１００−ｘ）（４０≦Ｘ≦７０）組成のＮｉＦｅ合金、ＮｉＦｅＣｏ合金、ＦｅＣｒ、ＦｅＳｉＡｌ，ＦｅＳｉ，ＦｅＡｌ、ＦｅＣｏＳｉ，  ＦｅＣｏＡｌ，  ＦｅＣｏＳｉＡｌ，  ＦｅＣｏＴｉ，  Ｆｅ（Ｎｉ）（Ｃｏ）Ｐｔ，  Ｆｅ（Ｎｉ）（Ｃｏ）Ｐｄ，  Ｆｅ（Ｎｉ）（Ｃｏ）Ｒｈ，  Ｆｅ（Ｎｉ）（Ｃｏ）Ｉｒ，  Ｆｅ（Ｎｉ）（Ｃｏ）Ｒｕ等の強磁性または希薄磁性合金、▲２▼ＦｅＮ，  ＦｅＴｉＮ，  ＦｅＡｌＮ，  ＦｅＳｉＮ，  ＦｅＴａＮ，  ＦｅＣｏＮ，  ＦｅＣｏＴｉＮ，  ＦｅＣｏＡｌＮ，  ＦｅＣｏＳｉＮ，  ＦｅＣｏＴａＮ等の窒化物、▲３▼Ｆｅ３Ｏ４、▲４▼ＸＭｎＳｂ，（Ｘは、Ｎｉ，Ｃｕ，Ｐｔから選ばれる少なくとも一つ），  ＬａＳｒＭｎＯ，  ＬａＣａＳｒＭｎＯ，  ＣｒＯ２のハーフメタリック強磁性体、▲５▼ペロブスカイト型酸化物、スピネル型酸化物、ガーネット型酸化物等の酸化物材料、を５０ｗｔ％以上含んでいることが好ましい。
【００２４】
上記素子は自由磁性層が、中間層側より順に積層された、第１磁性体層、第１非磁性体層、第２磁性体層を含み、前記第１磁性体層の平均膜厚をｄ１、平均飽和磁化をＭ１、前記第２磁性体層の平均膜厚をｄ２、平均飽和磁化をＭ２とすると、Ｍ２×ｄ２＞Ｍ１×ｄ１であり、外部磁場の変化に対し、磁気抵抗値が少なくとも１つの極大値あるいは極小値を取りうる磁気抵抗素子としてもよい。ここで、自由磁性層を構成する２つの磁性体層は、非磁性体層を通じて反強磁性的あるいは静磁結合的に、互いの磁化方向が反平行であることが安定となるようにカップリングしている。外部磁界の大きさに対する磁化回転の挙動が異なれば、中間層の両側ともに磁化回転可能な磁性層（自由磁性層）を用いてもよい。中間層を挟んで２つの自由磁性層が配置された場合においても、少なくとも一方の自由磁性層（好ましくは磁化回転がより容易な自由磁性層）が、中間層側より、第１磁性体層、第１非磁性体層、第２磁性体層を含み、Ｍ２×ｄ２＞Ｍ１×ｄ１である関係を満たしていれば、外部磁場の変化に対し、磁気抵抗値が少なくとも１つの極大値または極小値をとりうる。
【００２５】
外部磁場が印加されると、まず、第２磁性体層が外部磁界方向に回転する。第１磁性体層は、第２磁性体層と反強磁性または静磁結合カップリングを行って外部磁界に対してほぼ反対方向を向く。さらに大きな外部磁場を印加するとスピンフロップ反転（以後、結合が強い場合の静磁結合的反転もスピンフロップと呼ぶ）が生じ、何れの磁性層も外部磁場方向を向く。従って、外部磁界の変化に対して中間層を挟む別の磁性層の磁化方向をほぼ一定と見なせれば、スピンフロップ前後において、磁気抵抗値は極大値あるいは極小値をとる。仮にＭ２×ｄ２＜Ｍ１×ｄ１であれば、これらの極大値あるいは極小値は明瞭には表れない。中間層を挟む２つの磁性層が、何れも、中間層側より順に積層された、第１磁性体層、第１非磁性体層、第２磁性体層を含み、前記第１磁性体層の平均膜厚をｄ１、平均飽和磁化をＭ１、前記第２磁性体層の平均膜厚をｄ２、平均飽和磁化をＭ２とすると、Ｍ２×ｄ２＞Ｍ１×ｄ１である関係を満たし、それぞれの外部磁界に対する保磁力あるいはスピンフロップ磁界が異なれば、２値以上の極大値あるいは極小値を得ることができる。
【００２６】
外部磁界に対する極大値あるいは極小値は、外部磁界に対する磁気抵抗の多値応答を可能とする。自由磁性層がスピンフロップを起こす方向に磁界をかけた場合、外部磁界を取り除くと可逆的に戻ることを利用すれば、少なくとも前記磁界方向にメモリされた第２磁性体層の磁化方向を、外部磁界印加時の磁気抵抗の変化として非破壊的に読み出すことが可能となる。
【００２７】
スピンフロップ磁界の大きさは、磁性体層の種類と膜厚、非磁性体層の種類と膜厚で制御できる。保磁力は、材料の結晶粒サイズ、材料自体の結晶磁気異方性エネルギー、素子形状と膜厚と飽和磁化の関数である形状磁気異方性エネルギーの制御により容易に調整できる。
【００２８】
上記素子は自由磁性層が、中間層側より順に積層された、第１磁性体層、第１非磁性体層、第２磁性体層、第２非磁性体層、第３磁性体層を含み、前記磁性体層ｎの平均膜厚をｄｎ、平均飽和磁化をＭｎ（ｎ＝１、２、３）とすると、Ｍ３×ｄ３＞Ｍ１×ｄ１および  Ｍ３×ｄ３＞Ｍ２×ｄ２であり、外部磁場の変化に対し、第１磁性体層と第２磁性体層の結合磁界の大きさが、第３磁性体層のメモリ反転磁界よりも小さくしてもよい。この素子は、第３の磁性体層の磁化のメモリ方向を前記メモリ反転磁界以下かつ前記結合磁界以上の磁界を印加することで生じる磁気抵抗の変化により検知する。
【００２９】
ここで、メモリ層である第３の磁性体層は、自由磁性層を構成する磁性体層の中で、保磁力あるいは磁化反転磁界が最も高く、さらに第２の磁性体層と反強磁性結合、強磁性結合または静磁結合により強くカップリングしている。また第２の磁性体層と第１の磁性体層は、反強磁性的あるいは静磁結合的にカップリングしている。また自由磁性層に対し、中間層を挟んで対向する別の強磁性体層は、第３の磁性体層よりもさらに磁化反転磁界が高く、実質的に固定磁性層とみなせるものとすることが好ましい。第３の磁性体層と第２の磁性体層、第２の磁性体層と第１の磁性体層が互いに反強磁性的にカップリングを行っている場合を例にとると、外部磁場を第３の磁性体層がメモリされた磁化方向と同方向に印加していく過程▲１▼で、やがて第１の磁性体層と第２の磁性体層の間でスピンフリップが生じ、第２の磁性体層の磁化が外部磁界と平行となるように変化する。この過程▲１▼で、固定磁性層と第１の磁性体層の磁化相対角の変化はほとんど生じない。また外部磁界を取り除くと第２の磁性体層の磁化は初期の状態に戻る。もちろん第１の磁性体層と第２の磁性体層の間でスピンフロップを起こさない程度の磁界を使用してもよい。一方、外部磁場を第３の磁性体層がメモリされた磁化方向と反平行に印加していく過程▲２▼では、第１の磁性体層が、外部磁場と平行になるように磁化方向を変化させ、固定磁性層と第１の磁性体層の磁化相対角に変化が生じる。
【００３０】
ここで、外部磁場の大きさが第３の磁性体層を反転させない程度の大きさであれば、この過程▲２▼で外部磁場を取り除くと、第１の磁性体層の磁化方向は初期状態に戻る。それぞれの過程▲１▼、及び過程▲２▼に相当する外部磁場を印加し、このときの磁気抵抗の変化分を検知することで、第３の磁性体層の磁化のメモリ状態を非破壊に判別できる。通常、垂直電流型磁気抵抗素子は、配線抵抗を含めた素子抵抗値を検知し、磁化状態を検知するが、素子抵抗のバラツキや、配線抵抗のバラツキなどのために、かなり大きな磁気抵抗変化が無ければ判定できない。またこれらを克服するために、リファレンス素子との作動電圧を読みとる方法も考案されているが、配線の複雑化や、集積度の低下を伴う。また、外部磁界を印加し、メモリ方向を変えることで、メモリを検知する手段もあるが、メモリの破壊を伴う。本発明は非破壊で磁気抵抗素子のメモリ状態を検知することを可能とする。
【００３１】
上記素子は自由磁性層が、２層の中間層に挟まれた構成を持ち、前記自由磁性層が、磁性体層と非磁性体層とが交互に積層された構成としてもよい。自由磁性層に対し、２つの中間層の外側にはさらに２つの磁化回転が困難な磁性層（固定磁性層）を対向させるとよい。２つの固定磁性層に挟まれた自由磁性層では、これらとの磁気結合により、自由磁性層のソフト性や外部磁界に対する応答の対称性が著しく損なわれる。自由磁性層を静磁結合あるいは反強磁性結合を行う多層構造とすると、固定磁性層からの漏れ磁界の影響を減少することが可能となる。また、自由磁性層が多層構造を持つことで、微細化に伴う自由磁性層の反磁界の抑制にも効果がある。
【００３２】
上記素子は自由磁性層が、２層の中間層に挟まれた構成を持ち、前記自由磁性層が、２ｎ層（ｎ＝１、２・・・）の磁性体層と、（２ｎ−１）層の非磁性体層が交互に積層された構成としてもよい。自由磁性層に対し、２つの中間層の外側にはさらに２つの磁化回転が困難な磁性層（固定磁性層）を対向させるとよい。
【００３３】
自由磁性層を形成する磁性体層同士の結合が比較的弱い場合、外部磁界に対する磁化応答性が良い。これは２ｎ層の磁性体層が、反磁界エネルギーを適度に下げるようにそれぞれの磁化が緩やかな束縛の元に磁化回転を行うためと思われる。一方、非磁性体を挟んだ磁気結合が強い場合には、２ｎ層の磁性体層の磁区構造が改善される、あるいは反磁界の抑制に効果がある。尚、積層化された磁性体層間の静磁結合あるいは反強磁性結合などの磁気結合の強さは、非磁性体の種類と膜厚により制御できる。
【００３４】
実質的に２つの磁気抵抗素子を直列に接続してもよい。直列に接続された２つの素子が最も高い磁気抵抗の変化を示すためには、それぞれの素子が磁気抵抗の最大値と最小値をとる磁化方向が同じである必要がある。２つの磁気抵抗素子の極性（中間層を挟む磁性体層が互いに平行である時に抵抗が低く、反平行である場合抵抗が高い、あるいは、中間層を挟む磁性体層が互いに平行であるときに抵抗が高く、反平行である場合に抵抗が低い）を互いに等しくすれば、外部磁界の変化に対して、それぞれの素子が同じ磁化配列を取るときに最大の磁気抵抗変化が得られる。
【００３５】
磁性体層が２ｎであり、且つ自由磁性層を構成する磁性体層間の磁気結合が外部磁界よりも十分弱いとき、２ｎ層の磁性体は何れも外部磁界方向に揃いやすい。このとき、２つの磁気抵抗素子の極性が等しければ、２つの固定磁性層の磁化方向が平行であるときに磁気抵抗変化が最大値を取りうる。
【００３６】
磁性体層が２ｎであり、自由磁性層を構成する磁性体層間の磁気結合が外部磁界よりも十分強く、隣りあう磁性体層の磁化が互いに反平行を向いているとき、２つの磁気抵抗素子の極性が等しければ、２つの固定磁性層の磁化方向が、互いに反平行であるときに磁気抵抗変化が最大値を取りうる。固定磁性層の磁化方向は、積層フェリ構造の層数を変えることで制御可能である。
【００３７】
上記素子は、少なくとも、第１固定磁性層、第１中間層、第１磁性体層、第１非磁性体層、第２磁性体層、第２中間層、第２固定磁性層が順に積層された構成を持ち、前記磁性体層ｎの平均膜厚をｄｎ、平均飽和磁化をＭｎ（ｎ＝１、２）とすると、Ｍ２×ｄ２≠Ｍ１×ｄ１としてもよい。ここで、第１磁性体層と第２磁性体層は互いの磁化が反平行となるように、反強磁性結合あるいは静磁結合を行っている。互いに反平行であることで、Ｍ２×ｄ２及びＭ１×ｄ１の差を実効的な磁性層とした磁化反転が生じる。
【００３８】
第１固定磁性層、第１中間層、第１磁性体層で構成される磁気抵抗素子と、第２磁性体層、第２中間層、第２固定磁性層で構成される磁気抵抗素子の極性が等しい場合を例にとると、第１固定磁性層と第２固定磁性層の磁化方向は互いに反平行であることが好ましい。
【００３９】
第１固定磁性層と第２固定磁性層の磁化方向は、例えば、第１固定磁性層を第１反強磁性体と接する単層の強磁性体とし、第２固定磁性層を第２反強磁性体と接した強磁性体／非磁性体／強磁性体からなる構成を持つ積層フェリ構造とすることで、互いの固定磁化方向を反平行にすることができる。ここでは一例を挙げたが、固定磁性層の積層フェリ構造の層数を変えること、また自由磁性層の層数をそれぞれ変えること、あるいは極性の異なる磁気抵抗素子で構成することでも同様の効果を得ることができ、これらは概念として同一である。
【００４０】
上記素子は、少なくとも１層の自由磁性層が、２層の中間層に挟まれた構成を持ち、前記自由磁性層が、（２ｎ＋１）層（ｎ＝１、２・・・）の磁性体層と、２ｎ層の非磁性体層が交互に積層された構成としてもよい。自由磁性層に対し、２つの中間層の外側にはさらに２つの磁化回転が困難な磁性層（固定磁性層）を対向させてもよい。
【００４１】
自由磁性層を形成する磁性体層同士の結合が比較的弱い場合、外部磁界に対する磁化応答性が良い。これは（２ｎ＋１）層の磁性体層が、反磁界エネルギーを適度に下げるようにそれぞれの磁化が緩やかな束縛の元に磁化回転を行うためと思われる。一方、非磁性体を挟んだ磁気結合が強い場合には、（２ｎ＋１）層の磁性体層の磁区構造が改善される、あるいは反磁界の抑制に効果がある。尚、積層化された磁性体層間の静磁結合あるいは反強磁性結合などの磁気結合の強さは、非磁性体の種類と膜厚により制御できる。
【００４２】
磁性体層が２ｎ＋１であり、且つ自由磁性層を構成する磁性体層間の磁気結合が外部磁界よりも十分弱いとき、（２ｎ＋１）層の磁性体は何れも外部磁界方向に揃いやすい。このとき、２つの磁気抵抗素子の極性が等しければ、２つの固定磁性層の磁化方向が平行であるとき磁気抵抗変化が最大値を取りうる。
【００４３】
また、同様に、磁性体層が２ｎ＋１であり、自由磁性層を構成する磁性体層間の磁気結合が外部磁界よりも十分強く、隣りあう磁性体層の磁化が互いに反平行を向いているとき、２つの磁気抵抗素子の極性が等しければ、２つの固定磁性層の磁化方向が平行であるとき、磁気抵抗変化が最大値を取りうる。
【００４４】
また上記素子は、少なくとも、第１固定磁性層、第１中間層、第１磁性体層、第１非磁性体層、第２磁性体層、第２非磁性体層、第３磁性体層、第２中間層、第２固定磁性層がこの順に形成された構成を持ち、前記磁性体層ｎの平均膜厚をｄｎ、平均飽和磁化をＭｎ（ｎ＝１、２、３）とすると、  Ｍ３×ｄ３＋Ｍ１×ｄ１≠Ｍ２×ｄ２としてもよい。
【００４５】
ここで、第１磁性体層、第２磁性体層、第３磁性体層は互いの磁化が反平行となるように、反強磁性結合あるいは静磁結合を行っている。Ｍ３×ｄ３＋Ｍ１×ｄ１＞Ｍ２×ｄ２の関係が成り立つとき、第１磁性体層と第３磁性体層が外部磁界に対して実効的な磁性層として働く。またこのとき第２磁性体層は第１磁性体層と第３磁性体層との磁気結合のために、外部磁界に対して見かけ上磁性層として働かず、第１磁性体層と第３磁性体層が外部磁界に対して磁化回転を行うときに、それぞれの磁性層と反強磁性結合あるいは静磁結合を保ちながらほぼ同時に磁化回転を行う。一方、Ｍ３×ｄ３＋Ｍ１×ｄ１＜Ｍ２×ｄ２の関係が成り立つと、第２磁性体層が外部磁界に対して実効的な磁性層として働く。このとき第１磁性体層及び第３磁性体層は第２磁性体層との磁気結合のために見かけ上磁性層として働かず、第２磁性体層が外部磁界に対して磁化回転を行うときにほぼ同時に磁化回転を行う。
【００４６】
第１固定磁性層、第１中間層、第１磁性体層で構成される磁気抵抗素子と、第３磁性体層、第２中間層、第２固定磁性層で構成される磁気抵抗素子との極性が等しい場合は、第１固定磁性層と第２固定磁性層の磁化方向が同じである時に最大の磁気抵抗変化が得られる。しかしながら、固定磁性層の積層フェリ構造の層数を変えること、また自由磁性層の層数をそれぞれ変えること、あるいは極性の異なる磁気抵抗素子で構成することによっても同様の効果を得ることができ、これらは概念として同一である。
【００４７】
また上記素子では、自由磁性層を構成する磁性体層のうち少なくとも１層が、残りの磁性体層のいずれかと異なる大きさの保磁力あるいは飽和磁化を有する磁気抵抗素子としてもよい。
【００４８】
例えば、自由磁性層が磁性体層と非磁性体層の多層膜よりなり、中間層側からみて、ｍ（ｍ＝１，２，・・・）番目に配置された磁性体層を、磁性体層ｍとし、前記磁性体層ｍの平均飽和磁化Ｍｍと平均膜厚ｄｍの積をＭｍ×ｄｍとすると、ｍが奇数であるＭｍ×ｄｍの総和が、Ｒ偶数であるＭｍ×ｄｍの総和と実質的に等しく、また磁性体層同士が反強磁性結合または静磁結合をしている場合について考える。この構成で、微細加工時に、全ての磁性体層が、材料、膜厚等の選択により同じ保磁力であれば、自由磁性層の磁化回転は容易である一方、磁化状態のメモリが困難となる。しかし、磁性体層の一つに、他の磁性体層よりも保磁力が高い材料を用いると、微細化時に生じる反磁界効果を抑制し、且つ自由磁性層内に磁化状態をメモリする適度な保磁力を生じさせることができる。この構成は、形状異方性を利用した一軸異方性によるメモリが、素子微細化の精度に大きく依存し、且つ微細化時に過度に高保磁力化しやすいのに比べ、安定した適度な保磁力を得る利点がある。
【００４９】
また例えば、自由磁性層を構成する磁性体層の内、中間層側よりｍ（ｍ＝１，２，・・・）番目に配置された磁性体層を、磁性体層ｍとし、前記磁性体層ｍの平均飽和磁化Ｍｍと平均膜厚ｄｍの積をＭｍ×ｄｍとすると、ｍが奇数であるＭｍ×ｄｍの総和が、ｍが偶数であるＭｍ×ｄｍの総和と異なり、磁性体層同士が反強磁性結合あるいは強い静磁結合を行っている場合について考える。微細化した素子の反転磁界は奇数層と偶数層におけるＭｍ×ｄｍの差にほぼ比例する。微細加工素子での反転磁界を適度に保つためには、Ｍｍあるいはｄｍを制御すればよい。ところが、サブミクロン程度に微細加工された素子では、実際の膜厚の制御に技術的な限界が生じ、反転磁界のバラツキが生じる。従って、反転磁界を決定する磁性体層にはＭの小さな材料を選ぶように設計すると、大面積での素子の反転磁界のバラツキを抑制することができる。
【００５０】
また、自由磁性層が、中間層側より、第１磁性体層、第１非磁性体層、第２磁性体層の少なくとも３層で構成され、Ｍ２×ｄ２＞Ｍ１×ｄ１である磁気抵抗素子を素子Ａとし、中間層より第３磁性体層と第４磁性体層とを有し、Ｍ３×ｄ３＞Ｍ４×ｄ４である自由磁性層を持つ磁気抵抗素子を素子Ｂとし、前記素子Ａ及び前記素子Ｂが、同一の外部磁場に対して応答し、かつ前記素子Ａ及び前記素子Ｂの互いの出力を加算または減算をするように、垂直電流型素子を組み合わせて用いてもよい。
【００５１】
この構成によれば、素子Ａでは第１磁性体層が、素子Ｂでは第２磁性体層が、それぞれ外部磁場と同一方向を向く。従って中間層と向かい合う第１磁性体層は、素子Ａと素子Ｂとで異なる方向を向く。素子Ａと素子Ｂの固定層がともに同じ向きであれば、同一方向の外部磁場に対して、素子Ａが最大抵抗値をとる状態と素子Ｂが最大抵抗を取る場合の外部磁場の向きが互いに異なることになる。デバイスとして用いる場合、磁気抵抗素子の抵抗値に加えて、周辺の回路抵抗値が上乗せされるため、Ｓ／Ｎが十分取れないが、上記のようにＡ、Ｂ二つの素子を組み合わせ、ベース抵抗値（回路抵抗値＋素子の低抵抗時の抵抗値）をキャンセルすることで、高いＳ／Ｎを得ることができる。
【００５２】
本発明の別の側面は、中間層と、前記中間層を挟持する一対の磁性層とを含み、前記磁性層の一方が、他方の磁性層よりも外部磁界に対して磁化回転が困難な固定磁性層であり、かつ前記固定磁性層が下地層または反強磁性体層と接し、かつ電流が流れる素子面積（中間層の面積）が１０００μｍ２以下、好ましくは１０μｍ２以下、より好ましくは０．１μｍ２以下であることを特徴とする垂直電流型磁気抵抗素子を提供する。この固定磁性層は、少なくとも１層の非磁性体層と、前記非磁性体層を挟持する磁性体層とからなる多層構造を持ち、前記非磁性体層の厚みｄが０．３ｎｍ＜ｄ＜２．６ｎｍの範囲である。
【００５３】
固定磁性層は、外部磁場に対して、もう一方の磁性層（自由磁性層）よりも５０Ｏｅ以上磁化回転が困難であることが好ましい。
【００５４】
この構成とすることで、非磁性体層と磁性体層とが反強磁性結合を行い、磁区が単純化され高いＭＲを得ることができる。このとき、ｄが０．３ｎｍ以下となると熱安定性が劣化する。ｄが２．６ｎｍ以上では先述の静磁結合が支配的となる。３００℃以上の熱処理を伴う場合は、好ましくは、ｄは０．７ｎｍ〜２．６ｎｍの範囲である。磁性体層の厚みとしては、強い反強磁性結合が行われる０．３ｎｍ〜１０ｎｍ程度が好ましい。
【００５５】
非磁性体としては、導電性を持つ金属あるいは金属化合物であれば何れでもよいが、特にＣｕ，  Ａｇ，  Ａｕ，  Ｒｕ，  Ｒｈ，  Ｉｒ，  Ｒｅ，  Ｏｓがよい。またはこれらの金属の合金、あるいはこれらの金属元素を５０ｗｔ％以上含む合金または化合物であってもよい。
【００５６】
固定磁性層を構成する磁性体層の内、中間層側よりｍ（ｍ＝１，２，・・・）番目に配置された磁性体層を、磁性体層ｍとし、前記磁性体層ｍの平均飽和磁化Ｍｍと平均膜厚ｄｍの積をＭｍ×ｄｍとすると、ｍが奇数であるＭｍ×ｄｍの総和が、ｍが偶数であるＭｍ×ｄｍの総和と実質的に等しいことで、外部磁界に対しての磁化回転が困難とすることが可能となる。
【００５７】
但し、自由磁性層が、バイアス磁界により磁区制御されている場合、あるいは所謂オレンジピ−ル効果などにより、中間層などと正のカップリングをしている場合、その磁界シフトを矯正する目的で、ｍが奇数であるＭｍ×ｄｍの総和が、ｍが偶数であるＭｍ×ｄｍの総和とを僅かにずらすことで、バイアスを発生させてもよい。但しこの僅かにずらす量の上限は、飽和磁化×膜厚により表示して、２ｎｍＴ以下が好ましい。
【００５８】
固定磁性層が中間層側より、２ｎ層の磁性体層と（２ｎ−１）層の非磁性体層とが交互に積層された磁気抵抗素子を素子Ａとし、固定磁性層が中間層側より、（２ｎ＋１）層の磁性体層と２ｎ層の非磁性体層とが交互に積層された磁気抵抗素子を素子Ｂとし（ｎ＝１、２、３・・）、前記素子Ａ及び前記素子Ｂの自由磁性層が、同一の外部磁場に対して応答し、かつ前記素子Ａ及び前記素子Ｂの互いの出力を加算または減算をするように一対または二対以上の素子を組み合わせて用いてもよい。ここで、それぞれの固定磁性層を構成する磁性体層間は反強磁性結合または静磁結合により互いの磁化方向が反平行となっていることが好ましい。
【００５９】
この構成によれば、素子Ａと素子Ｂとの極性が同じ（中間層を挟む磁性体層同士の磁化方向が平行であるとき抵抗が低い（あるいは高い）、また磁化方向が互いに反平行であるとき抵抗が高い（あるいは低い））であるとき、同一方向からの外部磁場に対して、素子Ａが最大抵抗値をとる状態と素子Ｂが最大抵抗を取る場合の外部磁場の向きが互いに異なることになる。デバイスとして用いる場合、磁気抵抗素子の抵抗値に加えて、周辺の回路抵抗値が上乗せされるため、Ｓ／Ｎが十分取れないが、上記のようにＡ、Ｂ二つの素子を組み合わせ、ベース抵抗値（回路抵抗値＋素子の低抵抗時の抵抗値）をキャンセルすることで、高いＳ／Ｎを得ることができる。
【００６０】
自由磁性層内を構成する非磁性体、あるいは固定磁性層内を構成する非磁性体層の少なくとも一部を、酸化物、窒化物、炭化物および硼化物から選ばれる少なくとも１種の化合物とすると、さらに耐熱性が向上する。これは、これらの化合物が、磁性体層と相互拡散したときのエネルギー値よりも、化合物状態であることのエネルギー値がより安定であるためである。但し、非磁性体層は、全体として導電体であり、十分低抵抗であることが好ましい。
【００６１】
非磁性体の一部が上記化合物である形態の一つとしては、非磁性体層が酸化物、窒化物、炭化物および硼化物から選ばれる少なくとも一つからなる少なくとも一層の非磁性体と、少なくとも一層の非磁性金属との多層膜が挙げられる。例えば、先述の非磁性金属Ｘ（Ｘ＝Ｃｕ，  Ａｇ，  Ａｕ，  Ｒｕ，  Ｒｈ，  Ｉｒ，  Ｒｅ，  Ｏｓ）と、酸化物、窒化物、炭化物および硼化物から選ばれるＲ（例えばＲ＝ＳｉＯ２，  ＳｉＣ，  Ｓｉ３Ｎ４，  Ａｌ２Ｏ３，  ＡｌＮ，  Ｃｒ２Ｏ３，  Ｃｒ２Ｎ，  ＴｉＯ，  ＴｉＮ，  ＴｉＣ，  ＨｆＯ２，  ＨｆＮ，  ＨｆＣ，  Ｔａ２Ｏ５，  ＴａＮ，  ＴａＣ，  ＢＮ，  Ｂ４Ｃ、あるいは以上の混合物）とを、２層以上の多層膜にすることでも耐熱性が向上する。
【００６２】
ＩＶａ〜ＶＩａ、ＶＩＩＩ（但し、Ｆｅ，  Ｃｏ，  Ｎｉを除く）およびＣｕより選ばれる少なくとも１種を含む下地層を用いると、特に固定層が磁性体層と非磁性体層との多層膜である場合には、ＩｒＭｎ、ＦｅＭｎなどの反強磁性材料を用いずとも、成膜直後より、強い反強磁性結合が生じる。また、Ｍｎ含有反強磁性材料を用いないために、熱処理時のＭｎ拡散によるＭＲの低下を抑制できる。
【００６３】
下地層が、磁性体層と接し、前記下地層と前記磁性体層とが、ｆｃｃまたはｆｃｐ構造から選ばれる少なくとも１つの結晶構造、あるいはいずれもｂｃｃ構造であると、特に固定層内の磁性体層間の反強磁性結合が強くなる。
【００６４】
反強磁性体層が、Ｍｎ，  Ｔｃ，  Ｒｕ，  Ｒｈ，  Ｒｅ，  Ｏｓ，  Ｉｒ，  Ｐｄ，  Ｐｔ，  Ａｇ，  Ａｕ，  Ａｌから選ばれる少なくとも１種とＣｒとの合金であると、優れた耐熱性が得られる。但し、この合金には上記以外の元素が１０ａｔ％以下の範囲で含まれていてもよい。
【００６５】
特に、反強磁性体層が、組成式  ＣｒＸ１００−Ｍ  ＭｅＸ  （ＭｅはＲｅ，  ＲｕおよびＲｈから選ばれる少なくとも１種）で表され、１≦Ｘ≦２０の範囲であると、優れた耐熱性が得られる。
【００６６】
また、特に、反強磁性体層が、組成式  Ｍｎ１００−Ｘ  Ｍｅ  Ｘ  （ＭｅはＰｄおよびＰｔから選ばれる少なくとも１種）で表され、４０≦Ｘ≦５５の範囲であると、優れた耐熱性が得られる。これは、ＩｒＭｎ、ＦｅＭｎに比較して、貴金属の含有量が高いためであると思われる。このＭｎＭｅ組成には、さらにＴｃ，  Ｒｕ，  Ｒｈ，  Ｒｅ，  Ｏｓ，  Ｉｒ，  Ｐｄ，  Ｐｔ，  Ａｇ，  Ａｕ，  Ａｌ等のその他元素を含有量が１０ａｔ％以下の範囲で含まれていてもよい。
【００６７】
さらに、反強磁性体層が下地層上に形成され、前記下地層と前記反強磁性体層がｆｃｃ、ｆｃｔ、ｆｃｐおよびｈｃｔ構造から選ばれる少なくとも１つの結晶構造、あるいは前記下地層と前記反強磁性体層とがいずれもｂｃｃ構造であると、耐熱性が向上する。これは反強磁性体の結晶成長が下地層により促進され、歪みが減少することにより、反強磁性体を構成する元素の拡散が抑制されるためであると思われる。
【００６８】
特に、反強磁性体層が、Ｍｎ１００−Ｘ  Ｍｅ  Ｘ  （ＭｅはＰｄおよびＰｔから選ばれる少なくとも１種）で表され、４０≦Ｘ≦５５の範囲であり、下地層がＮｉＦｅまたはＮｉＦｅＣｒであると、反強磁性層の結晶性が向上する。この場合は、３００℃以上の熱処理で耐熱性の顕著な向上が見られる。
【００６９】
これは、結晶性の向上による歪みの減少、さらには、熱処理時の粒成長の抑制等の効果と思われる。
【００７０】
反強磁性体と接する磁性体層が、Ｃｏであると、特に反強磁性体との相互拡散が抑制される。
【００７１】
上記素子では、反強磁性体層および非磁性体層から選ばれる少なくとも一方と接する磁性体層の少なくとも一部を、酸素、窒素および炭素から選ばれる少なくとも１種の元素を含有する強磁性体としてもよい。比較的熱に対して安定な物質を用いることにより、熱処理時の層間拡散に基づくＭＲの劣化を抑制できるからである。この磁性体層は、▲１▼金属強磁性体／酸素、窒素または炭素含有強磁性体／金属強磁性体のような３層構造、▲２▼酸素、窒素または炭素含有強磁性体／金属強磁性体のような２層構造、あるいは▲３▼磁性体層が全部、酸素、あるいは窒素を含有した強磁性体であってもよい。酸素含有強磁性体としては、例えば、Ｆｅ３Ｏ４，  ＭｎＺｎフェライト、ＮｉＺｎフェライトなどのフェライト材料に代表されるスピネル型酸化物、ガーネット型酸化物、ペロブスカイト型酸化物、ＴＭＯ  （Ｔ＝Ｆｅ，  ＣｏおよびＮｉから選ばれる少なくとも１種、Ｍ＝Ａｌ，  Ｓｉ，  Ｔｉ，  Ｚｒ，  Ｈｆ，  Ｖ，  Ｎｂ，  Ｔａ，  ＣｒおよびＭｇから選ばれる少なくとも１種）等により示される酸化物強磁性体が好ましい。窒素含有強磁性体としては、ＴＮ、ＴＭＮ（ここで、Ｔ、Ｍは上記と同様）等の窒化物強磁性体が好ましい。また炭素含有強磁性体としては、ＴＭＣ（ここで、Ｔ、Ｍは上記と同様）等の炭化物強磁性体が好ましい。
【００７２】
上記素子では、反強磁性体層および非磁性体層から選ばれる少なくとも一方と接する磁性体層の少なくとも一部を、アモルファス強磁性体としてもよい。熱処理時の層間拡散を抑制できるからである。アモルファス材料としては、例えばＣｏ（Ｆｅ）ＮｂＺｒ，  Ｃｏ（Ｆｅ）ＴａＺｒ，  ＣｏＦｅＢ、Ｃｏ（Ｆｅ）Ｔｉ，  Ｃｏ（Ｆｅ）Ｚｒ，  Ｃｏ（Ｆｅ）Ｎｂ，  Ｃｏ（Ｆｅ）ＭｏＢＺｒ，  Ｃｏ（Ｆｅ）ＶＺｒ，  Ｃｏ（Ｆｅ）ＭｏＳｉＺｒ，  Ｃｏ（Ｆｅ）ＭｏＺｒ，  Ｃｏ（Ｆｅ）ＭｏＶＺｒ，もしくはＣｏ（Ｆｅ）ＭｎＢ等が好ましい。
【００７３】
上記素子では、固定磁性層の層厚ｄｆ、反強磁性体の厚みをｄａとすると
２ｎｍ≦ｄｆ≦５０ｎｍ、
５ｎｍ≦ｄａ≦１００ｎｍ
０．１≦ｄｆ／ｄａ≦５
の範囲とすることが好ましい。固定磁性層の厚みが２ｎｍより薄いと、反強磁性材料からの拡散により固定層の磁気劣化が起こることがある。また５０ｎｍより厚いと、微細形状による膜面内の反磁界が大きくなり、磁区の乱れが生じたり、反強磁性材料による十分な固定磁界が得られないことがある。反強磁性体の厚みが５ｎｍより薄いと十分な固定磁界を得ることができないことがある。１００ｎｍより厚いと、層間拡散により固定層の磁気劣化が促進されることがある。特に３５０℃以上の熱処理後において、ＭＲの劣化が少ない、好ましいｄｆとｄａの比は、０．１≦ｄｆ／ｄａ≦５である。０．１よりも小さいと、層間拡散が起こりやすく、また５よりも大きいと、反強磁性体による固定磁界が弱くなりやすく、または反磁界により磁区の乱れが大きくなりやすい。
【００７４】
上記素子は、下部電極上に形成され、前記下部電極を、金属多層膜としてもよい。素子に電流を流す下部電極は、形状効果による特性バラツキを押さえるために、数十ｎｍ程度から数百ｎｍ程度と厚く形成する必要がある。このために熱処理温度によっては粒成長が無視できなくなり、特性にバラツキを与える。粒成長を抑制するために下部電極を異なる材料の多層構造とすることで耐熱性を高めることができる。
【００７５】
金属多層膜としては、Ａｇ，  Ａｕ，  ＡｌおよびＣｕから選ばれる少なくとも１種を主成分（５０ｗｔ％以上）とする高導電性金属層と、▲１▼ＩＶａ〜ＶＩａ（Ｔｉ，  Ｚｒ，  Ｈｆ，  Ｖ，  Ｎｂ，  Ｔａ，  Ｃｒ，  Ｍｎ，  Ｍｏ）およびＶＩＩＩ（Ｆｅ，  Ｃｏ，  Ｎｉ，  Ｒｕ，  Ｒｈ，  Ｐｄ，  Ｒｅ，  Ｏｓ，  Ｉｒ）から選ばれる少なくとも１種を主成分とする金属、▲２▼導電性酸化物、導電性窒化物および導電性炭化物から選ばれる材料のいずれかからなる粒成長抑制層との多層膜であることが好ましい。高導電性金属層の厚みとしては、数ｎｍ〜１００ｎｍ程度が、粒成長抑制層としては数ｎｍ〜数ｎｍ程度が、それぞれ好ましい。本明細書で主成分とは、５０ｗｔ％以上を占める成分をいう。
【００７６】
中間層を、酸素、窒素、炭素および硼素から選ばれる少なくとも１種の元素を含む絶縁体または半導体とすると、トンネル磁気抵抗効果を利用した垂直電流型磁気抵抗素子となる。好ましい中間層の材料としては、例えば、ＳｉＯ２，  ＳｉＣ，  Ｓｉ３Ｎ４，  Ａｌ２Ｏ３，  ＡｌＮ，  Ｃｒ２Ｏ３，  ＴｉＣ，  ＨｆＯ２，  ＨｆＮ，  ＨｆＣ，  Ｔａ２Ｏ５，  ＴａＮ，  ＴａＣ，  ＢＮ，  Ｂ４Ｃ，  ＤＬＣ（ダイヤモンドライクカーボン），  Ｃ６０、あるいは前記化合物の混成物が挙げられる。
【００７７】
一方、中間層を、遷移金属から選ばれる少なくとも１種からなる金属、あるいは遷移金属と、酸素、窒素および炭素から選ばれる少なくとも１種との導電性化合物材料とすると、低保磁力および高耐熱性を持つ、ＣＰＰ−ＧＭＲ効果を利用した垂直電流型磁気抵抗効果素子が作製できる。このＣＰＰ−ＧＭＲ素子では、素子面積が０．０１μｍ２以下が好ましい。
【００７８】
素子面積が０．０１μｍ２以下で素子抵抗の向上を図り、同時に微細化による抗磁力の劣化、耐熱性の劣化の課題は上記磁気抵抗素子により解決可能である。
【００７９】
中間層としては、遷移金属のなかでも、特に、Ｖ，  Ｎｂ，  Ｔａ，  Ｃｒ，  Ｍｏ，  Ｗ，  Ｃｕ，  Ａｇ，  Ａｕ，  Ｒｕ，  Ｒｈ，  Ｉｒ，  ＲｅおよびＯｓから選ばれる少なくとも１種が好ましい。これらの元素が導電性を失わない程度に酸化、窒化もしくは炭化した導電性化合物、また前記遷移金属Ｘと、酸化物、窒化物、炭化物、硼化物から選ばれるＲ（Ｒ＝  ＳｉＯ２，  ＳｉＣ，  Ｓｉ３Ｎ４，  Ａｌ２Ｏ３，  ＡｌＮ，  Ｃｒ２Ｏ３，  Ｃｒ２Ｎ，  ＴｉＯ，  ＴｉＮ，  ＴｉＣ，  ＨｆＯ２，  ＨｆＮ，  ＨｆＣ，  Ｔａ２Ｏ５，  ＴａＮ，  ＴａＣ，  ＢＮ，  Ｂ４Ｃ，  あるいは以上の混合物）のＸＲ混合物、あるいはＸ／Ｒのように２層以上の多層膜を用いることで素子抵抗の向上および耐熱性の向上ができる。
【００８０】
中間層を挟む磁性層の少なくとも一方の少なくとも一部を、酸素、窒素または炭素を含有する強磁性体、またはアモルファス強磁性体とすると、ＣＰＰ−ＧＭＲ効果による垂直電流型磁気抵抗素子の素子抵抗を向上させることができる。酸素含有強磁性体としては、例えばＦｅ３Ｏ４，  ＭｎＺｎフェライト、ＮｉＺｎフェライトなどのフェライト材料に代表されるスピネル酸化物、ガーネット型酸化物、あるいはペロブスカイト型酸化物等、またはＴＭＯ  （Ｔ＝Ｆｅ，  Ｃｏ，  Ｎｉ；  Ｍ＝Ａｌ，  Ｓｉ，  Ｔｉ，  Ｚｒ，  Ｈｆ，  Ｖ，  Ｎｂ，  Ｔａ，  Ｃｒ，  Ｍｇ）等の酸化物強磁性体が好ましい。窒素含有強磁性体としては、ＴＮ、ＴＭＮ（ここで、Ｔ、Ｍは上記と同様）等の窒化物強磁性体が好ましい。また炭素含有強磁性体としては、ＴＭＣ（ここで、Ｔ、Ｍは上記と同様）等が好ましい。アモルファス材料としては、例えばＣｏ（Ｆｅ）ＮｂＺｒ，  Ｃｏ（Ｆｅ）ＴａＺｒ，  ＣｏＦｅＢ、Ｃｏ（Ｆｅ）Ｔｉ，  Ｃｏ（Ｆｅ）Ｚｒ，  Ｃｏ（Ｆｅ）Ｎｂ，  Ｃｏ（Ｆｅ）ＭｏＢＺｒ，  Ｃｏ（Ｆｅ）ＶＺｒ，  Ｃｏ（Ｆｅ）ＭｏＳｉＺｒ，  Ｃｏ（Ｆｅ）ＭｏＺｒ，  Ｃｏ（Ｆｅ）ＭｏＶＺｒ，  Ｃｏ（Ｆｅ）ＭｎＢ等が好ましい。
【００８１】
垂直電流型磁気抵抗素子の自由磁性層を磁気メモリ層とすれば、高いＳ／Ｎを有し、低消費電力のメモリ素子として用いることができる。
【００８２】
また垂直電流型磁気抵抗素子は、フラックスガイドを備えていてもよく、特に自由磁性層の少なくとも一部をフラックスガイドとして用いることで、バルクハウゼンノイズが少なく、高Ｓ／Ｎの磁気再生素子として用いることができる。
【００８３】
また自由磁性層の素子形状の最長幅をａ、最短幅をｂとすると、ａ／ｂが５＜ａ／ｂ＜１０以下であることで、メモリ安定性が高い磁気抵抗素子、あるいは再生感度の高い磁気抵抗素子を作製できる。
【００８４】
また垂直電流型磁気抵抗素子を、３００℃〜４５０℃の熱処理後に、２００℃〜４００℃の磁場中熱処理を施すことで、優れたＭＲ特性を得ることができる。ここで、３００℃〜４５０℃の熱処理は、水素シンターやパッシベーション膜の形成などのいわゆるプロセス熱処理であってもよい。ネール温度あるいはブロッキング温度近くでの熱処理の後、磁場中熱処理を施すことで、特に反強磁性体のピン磁界方向が一様に決定される。
【００８５】
特に反強磁性体を用いた素子では、３００℃〜４５０℃の磁場中熱処理を施すことで、さらに強い固定磁界を得ることができる。
【００８６】
本発明の垂直電流型磁気抵抗素子を半導体デバイス等と混載する場合、例えばＣＭＯＳなどの半導体素子と引き出し電極が形成された基板上に少なくとも１層の反強磁性体層、固定磁性層、中間層および自由磁性層からなる多層膜を形成後、２００℃〜３５０℃の温度下で磁場中熱処理を行い、反強磁性体、自由磁性層などに一軸異方性形成工程を行うとよい。
【００８７】
この工程は、反磁界の影響が最も少ない、磁性多層膜の微細化前であることが好ましい。素子微細加工、電極配線などを形成する過程で、さらに、電極などの酸化物を還元し、配線抵抗を低抵抗化する等の目的で、３００℃〜４５０℃の還元雰囲気中、例えば水素含有雰囲気中、で熱処理を行えばよい。還元雰囲気での熱処理後にさらに磁場中で熱処理することは、素子特性上有効であるが、電極などの酸化を考慮すれば、あらかじめ磁場中熱処理を施すプロセスは工業的に有用である。反強磁性材料としては、特にＰｔＭｎ、ＰｔＰｄＭｎが好ましい。
【００８８】
また垂直電流型磁気抵抗素子を複数個搭載し、且つ電磁波による通信情報を上記垂直電流型磁気抵抗素子の自由磁性層に保存する携帯装置としてもよい。この装置では、ＭＲＡＭの不揮発且つ高速である特徴に加え、低保磁力による低消費電力化を実現するために、携帯装置において、画像、音声などの大容量で、高速な書き込み、読み出しが必要なメモリとして用いることができる。
【００８９】
また、少なくとも、第１固定磁性層、第１中間層、第１自由磁性層、非磁性導電層、第２自由磁性層、第２中間層、第２固定磁性層が順に形成された構成を持ち、前記第１自由磁性層または前記第２自由磁性層の少なくとも一方が、磁性体層と非磁性体層が交互に積層された構成を持つ磁気抵抗素子としてもよい。
【００９０】
非磁性導電層を介して、第１固定磁性層、第１中間層、第１自由磁性層および、第２自由磁性層、第２中間層、第２固定磁性層が電気的に直列接続されることで、例えば中間層がトンネル効果を用いる絶縁体である場合、同一バイアスにおける磁気抵抗の劣化を軽減できる。また、例えば中間層がＣＰＰ−ＧＭＲ効果を用いる導電体である場合、直列接続により、素子抵抗を高めることができる。両自由磁性層が、２つの中間層に挟まれた領域にあることで、外部磁界の分布による磁化反転のバラツキを押さえることができる。自由磁性層のうち、少なくとも１層が、磁性体層と非磁性体層とが交互に積層された構成を持つことで、微細化による反磁界を軽減できる。
【００９１】
また、非磁性導線層を介して隣り合う磁性体層の磁化方向が、互いに反平行である磁気抵抗素子としてもよい。非磁性体を介して隣り合う磁性体の磁化方向が互いに平行である場合、非磁性導電層を介し、隣り合う磁化の静磁エネルギーが高まるために、外部磁界に対する非対称性を生じる、このために、２つの自由磁性層が、中間層の同じ領域側に存在しても、結果として外部磁界に対する磁気抵抗変化の応答性を劣化させる。互いに反平行状態となることで、静磁エネルギーの増大を最小にすることができ、微細化時の素子駆動安定性を向上させることができる。
【００９２】
また、非磁性導電層の厚みが、２．６ｎｍ〜５０ｎｍである磁気抵抗素子としてもよい。非磁性導電層の厚みが２．６ｎｍよりも薄いと、反強磁性交換結合または強磁性交換結合が強くなるために好ましくない。５０ｎｍよりも厚くなると、外部磁界の分布の影響が無視できなくなり、２つの自由磁性層が感じる磁界の大きさが異なることになる。非磁性導電層に用いられる材料としては、特に限定はないが、抵抗率が１０００Ωｃｍ以下である、例えば、Ｃｕ，  Ａｌ，  ＴｉＮ，  ＴｉＷＮ，  ＣｕＡｌ，  ＣｕＡｌＴｉ，  Ａｇ，  Ａｕ，  Ｐｔ等の通常導電性電極材料として用いられる非磁性体であればよい。
【００９３】
また、４層の固定磁性層と、２層の自由磁性層と、４層の中間層からなる磁気抵抗素子において、自由磁性層の少なくとも一方が、磁性体層と非磁性体層とが交互に積層された構成の磁気抵抗素子としてもよい。
【００９４】
前記構成の代表例は、第１反強磁性体層／第１固定磁性層／第１中間層／第１自由磁性層／第２中間層／第２固定磁性層／第２反強磁性体層／第３固定磁性層／第３中間層／第２自由磁性層／第４中間層／第４固定磁性層／第３反強磁性体層である。固定磁性層が、高保磁力を有する磁性体より構成されている場合、あるいは積層フェリで構成されている場合、反強磁性体は、必ずしも必要ない。上記構成とすることで、４層の中間層をもつＴＭＲ素子、あるいはＣＰＰ−ＧＭＲ素子のトータル厚みを最小にできるために、４層の中間層をもつデバイスの小型化が可能となる。さらにＴＭＲ素子においては、バイアス依存性を著しく改善でき、ＣＰＰ−ＧＭＲにおいては、高抵抗化が可能となる。自由磁性層は、磁性体層と非磁性体層とを多層化することで、反磁界による特性劣化を抑制できる。固定磁性層は磁性体層と非磁性体層とを多層化することで、自由磁性層の磁気的非対称を改善できる。
【００９５】
また、少なくとも、固定磁性層、中間層、自由磁性層が積層された構成を有し、前記自由磁性層が、バッファ層と接し、前記バッファが前記バッファ層と接する磁性体組成に、非磁性元素を１０ｗｔ％〜５０ｗｔ％含み、且つ飽和磁化が０．２Ｔ以下の組成である磁気抵抗素子としてもよい。自由磁性層は、反磁界を抑制するために、２ｎｍ以下に薄膜化した場合、薄膜化による結晶構造の乱れや、作製時の界面反応などにより磁気特性が劣化する。自由磁性層と接するバッファ層として、自由磁性層を構成する磁性体組成に非磁性元素を加えた材料を用いることで、例えばバッファ層を自由磁性層の下地に用いた場合には自由磁性層の結晶性向上、また自由磁性層の上部に用いた場合には界面反応による磁気劣化を抑制する効果がある。自由磁性層は単層でもよく、また磁性体層と非磁性体層とが多層化されていてもよい。後者の場合、バッファ層は磁性体層と接することが好ましい。
【００９６】
バッファ層の飽和磁化は反磁界を抑制するために０．２Ｔ以下であることが好ましい。またバッファ層の結晶構造維持および飽和磁化の抑制の点から、磁性体層組成に加える非磁性元素は、１０ｗｔ％〜５０ｗｔ％であることが好ましい。
【００９７】
また、バッファ層に含まれる非磁性元素に、少なくともＣｒ、ＭｏおよびＷから選ばれる少なくとも１種が含まれる磁気抵抗素子としてもよい。これらの材料は、例えばＦｅ，  Ｎｉ，  Ｃｏ，  ＦｅＮｉ，  ＦｅＣｏ，  ＣｏＦｅＮｉなどと合金化することで、自由磁性層の薄膜化に優れた効果を示す。例えばこれらの材料の中でも特に、磁性体をＮｉＦｅとしたＮｉＦｅＣｒが好ましく、（ＮｉＦｅ）６１Ｃｒ３９の組成近傍が好ましい。
【００９８】
また、自由磁性層が少なくとも１層の非磁性体層と、前記非磁性体層を挟持する磁性体層で構成され、前記磁性体層の膜厚の合計が、少なくとも４ｎｍである磁気抵抗素子としてもよい。自由磁性層を磁性体層と非磁性体層との多層構造とすることで、素子の微細化に伴う抗磁力の増大を抑制することができる。これは、例えば自由磁性層をメモリとして用いる場合に、例えば電流発生磁界を用いてメモリ反転を行う場合には、消費電力が低下するというメリットがある。しかしながら、一方では、ＫｕＶ／ｋＢＴ（Ｋｕは一軸異方性エネルギー、Ｖは体積、ｋＢＴはボルツマン定数および絶対温度）で表される熱安定性指標において、Ｋｕ（抗磁力＝２Ｋｕ／Ｍ；Ｍは磁化）を小さくなるために、メモリの熱安定性が悪くなる。しかしながら、多層化した際のメモリ（自由磁性層）内に含まれる磁性体層の体積Ｖを大きくすることにより、熱安定性は向上可能である。磁性体層の全膜厚は４ｎｍ、好ましくは８ｎｍ以上であることが好ましい。
【００９９】
本発明の磁気抵抗素子の最も単純な基本構成は中間層を挟持する少なくとも２層の磁性層の間に中間層を通じて電流を流す形状で有ればよい。最も単純には、絶縁基板または導電基板上に下部電極／（下地層または反強磁性層）／固定磁性層／中間層／自由磁性層を気相成膜法を用いて形成する。下部電極／（下地層）／自由磁性層／中間層／固定磁性層／（反強磁性層）を形成してもよい。この多層膜をメサ型に加工し、側面を層間絶縁体で覆った後、上部電極を形成し、下部電極と上部電極間に電流を流し、磁性層の間の磁化相対角の変化に応じた電圧変化を読む。
【０１００】
各磁性層、反強磁性層、層間絶縁層、電極、中間層等を形成する気相成膜法は、イオンビームデポジション（ＩＢＤ）、クラスターイオンビーム、ＲＦ、ＤＣ、ＥＣＲ、ヘリコン、ＩＣＰ、対向ターゲットなどのスパッタリング法、ＭＢＥ、イオンプレーティング法等、通常薄膜形成に用いられるＰＶＤで作製することができる。層間絶縁膜や、中間層作製にはＣＶＤを用いてもよい。さらにそれぞれの層が酸化物、窒化物、炭化物、硼化物などである場合は、化学ビームエピタキシ、ガスソースＭＢＥ、反応性蒸着、反応性スパッタを用いて作製してもよく、気相成膜法で形成の後、反応元素の原子、分子、イオン（プラズマ）、ラジカル等を、適当な分圧、反応温度、時間を制御することで反応させて作製してもよい。プラズマや、ラジカル作製には、ＥＣＲ放電、グロー放電、ＲＦ放電、ヘリコンまたはＩＣＰ等により発生できる。
【０１０１】
また本発明の磁気抵抗素子のメサ加工は、通常の微細加工プロセスで用いられるイオンミリング、ＲＩＥ、ＥＢ、ＦＩＢ等の物理的あるいは化学的エッチング法、必要に応じた線幅を用いたフォトリソグラフィー技術を用いて作製することができる。また、下部電極の平坦化のために、ＣＭＰ法、クラスターイオンビームエッチングなどを用いることもＭＲ向上に効果的である。
【０１０２】
【実施例】
（実施例１）
マグネトロンスパッタリング法によりＳｉ熱酸化基板上に以下のＭＲ素子を作製した。この素子の主要な層を図１に示す。
【０１０３】
（サンプル１）
Ｔａ（３）／Ｃｕ（５００）／Ｔａ（３）／ＰｔＭｎ（３０）／ＣｏＦｅ（３）／Ｒｕ（０．７）／ＣｏＦｅ（３）／Ａｌ２Ｏ３（１）／ＮｉＦｅ（８）／Ｔａ（３）
（サンプル２）
Ｔａ（３）／Ｃｕ（５００）／Ｔａ（３）／ＰｔＭｎ（３０）／ＣｏＦｅ（３）／Ｒｕ（０．７）／ＣｏＦｅ（３）／Ａｌ２Ｏ３（１）／ＮｉＦｅ（４）／Ｔａ（３）／ＮｉＦｅ（４）／Ｔａ（３）
（サンプル３）
Ｔａ（３）／Ｃｕ（５００）／Ｔａ（３）／ＰｔＭｎ（３０）／ＣｏＦｅ（３）／Ｒｕ（０．７）／ＣｏＦｅ（３）／Ａｌ２Ｏ３（１）／ＮｉＦｅ（５）／Ｒｕ（０．７）／ＮｉＦｅ（３）／Ｔａ（３）
（括弧内は膜厚で単位はｎｍ；膜構成は基板側から表示；以下同様）
ここで、Ｔａ（３）／Ｃｕ（５００）／Ｔａ（３）は、基板１０４上の下部電極兼下地層１０３、ＰｔＭｎは反強磁性体、ＣｏＦｅ（３）／Ｒｕ（０．７）／ＣｏＦｅ（３）は固定磁性層１０７、Ａｌ２Ｏ３は中間層１０６、残りが自由磁性層１０５（最表面Ｔａ（３）は保護膜）である。
【０１０４】
熱処理条件は、２４０℃、５ｋＯｅの磁界中で１．５時間行った。それぞれの多層膜をフォトリソグラフィーを用いて素子面積が２〜１０μｍ角になるようにメサ型に微細加工し、層間絶縁膜１０２を形成した後、上部電極１０１を形成して垂直電流型磁気抵抗素子とした。図示したように自由磁性層の電流が流れる面積は、中間層に電流が流れる素子面積に比較して僅かに小さい大きさとした。加工した素子のＭＲを直流四端子法により室温で測定した。図２〜図４にサンプル１〜３のＭＲ曲線例（５×５μｍ２）を示す。ＲＡ（規格化接合抵抗）は何れも、６０〜７０Ωμｍ２  程度である。サンプル１、サンプル２では、通常のスピンバルブ型のＭＲ曲線を示し、ＭＲはそれぞれ２４及び３０％程度であった。一方、サンプル３では、ＭＲは２５％程度で、４００  Ｏｅ近傍に特徴的なＭＲ値の変曲が見られる。これはサンプル３では磁性体層であるＮｉＦｅ同士が、外部磁界が大きくなるに従い、スピンフロップし、この変化が磁気抵抗の変化として観測されたものと思われる。すなわち、図５に模式的に示す自由磁性層内の外部磁界に対する磁化の応答のように、サンプル１、サンプル２においては、外部磁場が強くなるにつれて自由磁性層の磁化方向は外部磁場方向と同一方向に近づくものと思われる。一方、サンプル３においては、膜厚が厚い磁性体層（中間層側の磁性体層）が外部磁場に対して一度同一方向を向くために、ＭＲが最大（本実施例では中間層を挟む上下の磁化方向が反平行）になるが、４００  Ｏｅ程度で、自由磁性層の非磁性体層を挟む上下の磁性層が一旦スピンフロップを行うため（図５、ａ）、中間層を挟む磁化の反平行状態が崩れ、ＭＲが低下するものと思われる。この後、再び自由磁性層を構成する磁性体層が、何れも外部磁場に対して同一になろうとするためにＭＲが増大をはじめる。
【０１０５】
次に、これらのサンプルの±５０  ＯｅでのＭＲ曲線の形から、サンプル１では抗磁力が大きく、また角型形状が悪い。サンプル２では抗磁力が最も小さく、形状も比較的良い。またサンプル３では角型が最も良いが、抗磁力が比較的大きいことが観察される。
【０１０６】
図６にそれぞれのサンプルの、素子幅に対する抗磁力の変化を示す。サンプル１では素子サイズが微細になるにつれ、反磁界に起因すると思われる抗磁力の増大が見られる。またサンプル３では、サンプル１に比べて素子幅の減少に対する抗磁力の増大が緩やかで、２×２μｍ２の素子ではサンプル１を下回る傾向が見られる。これは磁性体層に膜厚差を設けた非磁性体層との多層構造とすることで、実質的に反磁界の影響を受ける磁性層の膜厚が２ｎｍ程度となっていることによると考えられる。一方、サンプル２では、抗磁力の増大は、素子幅に対しほとんど見られない。これは、非磁性体層であるＴａ層を挟んだ、同じ膜厚を持つ２層のＮｉＦｅからの漏れ磁界が静磁結合したことで反磁界が抑制された結果であると思われる。
【０１０７】
サンプル２について、ＮｉＦｅに挟まれた非磁性体層であるＴａの厚みを変えて抗磁力の変化を調べた。素子サイズは、２×２μｍ２とした。この結果、Ｔａ厚みが２．６〜１０ｎｍの範囲ではサンプル１よりも低い抗磁力を得た。非磁性体層としてＴａの他、Ｔｉ，  Ｚｒ，  Ｈｆ，  Ｖ，  Ｎｂ，  Ｔａ，  Ｃｒ，  Ｍｏ，  Ｗ，  Ａｌ，  ＳｉＯ２，  ＳｉＣ，  Ｓｉ３Ｎ４，  Ａｌ２Ｏ３，  ＡｌＮ，  Ｃｒ２Ｏ３，  Ｃｒ２Ｎ，  ＴｉＯ，  ＴｉＮ，  ＴｉＣ，  ＨｆＯ２，  ＨｆＮ，  ＨｆＣ，  Ｔａ２Ｏ５，  ＴａＮ，  ＴａＣ，  ＢＮ，  Ｂ４Ｃなどについて調べたところ、非磁性の金属、酸化物、窒化物、炭化物など何れであってもＴａと同様の効果を持つことが分かった。
【０１０８】
次に、サンプル２について、素子サイズを２×２μｍ２とし、Ｔａを挟む２層のＮｉＦｅの厚みについて調べた。まず、２層の厚みを同じにして厚みを変化させたところ、１ｎｍ〜１００ｎｍでは抗磁力の減少が確認できた。この膜厚の範囲で、Ｔａ層を挟む２層のＮｉＦｅの厚みを異なるように作製したところ、同じ膜厚であるときに比較して抗磁力は、増加する傾向が見られた。この磁性体層の膜厚差の関係をさらに、自由磁性層を、
サンプルａ：ＮｉＦｅ（Ｘ）／Ｔａ（３）／ＮｉＦｅ（Ｙ）／Ｔａ（３）／ＮｉＦｅ（Ｚ）
サンプルｂ：ＮｉＦｅ（Ｘ）／Ｔａ（３）／ＣｏＦｅ（Ｙ）／Ｔａ（３）／ＮｉＦｅ（Ｚ）
サンプルｃ：ＮｉＦｅ（Ｘ）／Ｔａ（３）／ＮｉＦｅ（Ｙ）／Ｔａ（３）／ＣｏＦｅ（Ｚ）
について、Ｘ、Ｙ、Ｚを様々に変化させることで調べた。この結果、サンプルａでは、Ｘ＋Ｙ＋Ｚの厚みが一定の条件において、Ｘ＋Ｚ＝Ｙの条件で低い抗磁力が得られ、さらにＸ＝Ｚのときほぼ最小値を得た。またサンプルｂでは、Ｘ＋Ｙ＋Ｚの厚みが一定の条件において、ＮｉＦｅの飽和磁化をＭｓ１，  ＣｏＦｅの飽和磁化をＭｓ２とすると、Ｍｓ１×（Ｘ＋Ｚ）＝Ｍｓ２×Ｙの条件で低い抗磁力が得られ、最小値はＸ＝Ｚの時であった。さらにサンプルｃでは、Ｍｓ１×Ｘ＋Ｍｓ２×Ｚ＝Ｍｓ１×Ｙの時に低い抗磁力を得た。
【０１０９】
これらのことから、自由磁性層を構成する磁性体層の内、中間層側よりｍ（ｍ＝１，２，・・・）番目に配置された磁性体層を、磁性体層ｍとし、前記磁性体層ｍの平均飽和磁化Ｍｍと平均膜厚ｄｍの積をＭｍ×ｄｍとすると、ｍが奇数であるＭｍ×ｄｍの総和が、ｍが偶数であるＭｍ×ｄｍの総和と実質的に等しいときに低い抗磁力を得る磁気抵抗素子が可能となることが分かる。
【０１１０】
また、サンプル３について、ＮｉＦｅに挟まれた非磁性体層として、Ｖ，  Ｎｂ，  Ｔａ，  Ｃｒ，  Ｍｏ，  Ｗ，  Ｒｅ，  Ｒｕ，  Ｏｓ，  Ｒｈ，  Ｉｒ，  Ｃｕ，  ＡｇまたはＡｕを用いて抗磁力の変化を調べた。素子サイズは２×２μｍ２とした。サンプル３と同様に、抗磁力の値がサンプル１より小さくなる非磁性体の厚みは、Ｖでは０．９ｎｍ、Ｎｂでは０．９５ｎｍ、Ｔａでは０．７ｎｍ、Ｃｒでは０．７ｎｍ、Ｍｏでは０．５２ｎｍ、Ｗでは０．５５ｎｍ、Ｒｅでは０．４２ｎｍ、Ｒｕでは０．８ｎｍ、Ｉｒでは０．４ｎｍ、Ｃｕでは０．８ｎｍなどのように、約１ｎｍよりも小さい領域で最小値を示した。また、それぞれ、非磁性体層の厚みが増えるに従い、いったん抗磁力がサンプル１と同等にまで増大し、Ｖでは１．８ｎｍ、Ｃｒでは２．５ｎｍ、Ｒｅでは１．５ｎｍ、Ｃｕでは２．１ｎｍ等のように１．５〜２．６ｎｍで再び減少することが確認できた。尚、それぞれの、非磁性体の層厚は成膜速度から換算しているために、実際の膜厚とは多少の誤差があるものと思われる。また２．６ｎｍ以上では抗磁力の減少は確認できるものの、サンプル２と同様、スピンフロップは観測できなかった。本実施例の非磁性体は、単元素であるほか、これらの元素から選ばれる合金、またこれらの元素の一部を窒素、酸素などを反応させた混合物であってもよい。
【０１１１】
次に、サンプル３及びサンプル１と基本構成が同じで、素子サイズを２×２μｍ２とする垂直電流型磁気抵抗素子において、自由磁性層の構成を、
サンプルｄ：ＮｉＦｅ（２×Ｘ）
サンプルｅ：ＮｉＦｅ（５／４×Ｘ）／Ｒｕ（０．７）／ＮｉＦｅ（３／４×Ｘ）
（括弧内の式はＮｉＦｅの厚み、単位はｎｍ）
とし、Ｘを変えることで磁性体層の膜厚依存性を調べたところ、０．５ｎｍ〜１００ｎｍではサンプルｂの構成において抗磁力の減少が確認できた。１００ｎｍ以上については素子加工が困難であったために測定を行っていないが、同様の効果が期待できるものと思われる。
【０１１２】
この膜厚の範囲で、Ｒｕ層を挟む２層のＮｉＦｅの厚みが同じになるように作製したところ、異なる膜厚であるときに比較してＭＲは減少した。
【０１１３】
この磁性体層の膜厚差の関係を、さらに、自由磁性層を、
サンプルｆ：ＮｉＦｅ（Ｘ）／Ｒｕ（０．７）／ＮｉＦｅ（Ｙ）／Ｒｕ（０．７）／ＮｉＦｅ（Ｚ）
サンプルｇ：ＮｉＦｅ（Ｘ）／Ｒｕ（０．７）／ＣｏＦｅ（Ｙ）／Ｒｕ（０．７）／ＮｉＦｅ（Ｚ）
サンプルｈ：ＮｉＦｅ（Ｘ）／Ｒｕ（０．７）／ＮｉＦｅ（Ｙ）／Ｒｕ（０．７）／ＣｏＦｅ（Ｚ）
についてＸ、Ｙ、Ｚを様々に変化させることで調べた。この結果、サンプルｆでは、Ｘ＋Ｙ＋Ｚの厚みが一定の条件において、Ｘ＋Ｚ＝Ｙの条件でＭＲが小さくなり、さらにＸ＝Ｚのときほぼ最小値となった。またサンプルｇでは、Ｘ＋Ｙ＋Ｚの厚みが一定の条件において、ＮｉＦｅの飽和磁化をＭＳ１，ＣｏＦｅの飽和磁化をＭｓ２とすると、Ｍｓ１×（Ｘ＋Ｚ）＝Ｍｓ２×Ｙの条件でＭＲは小さくなり、最小値はＸ＝Ｚの時であった。さらにサンプルｈではＭＳ１×Ｘ＋Ｍｓ２×Ｚ＝Ｍｓ１×Ｙの時にＭＲが最小値となった。
【０１１４】
これらのことから自由磁性層を構成する磁性体層の内、中間層側よりｍ（ｍ＝１，２，・・・）番目に配置された磁性体層を、磁性体層ｍとし、前記磁性体層ｍの平均飽和磁化Ｍｍと平均膜厚ｄｍの積をＭｍ×ｄｍとすると、ｍが奇数であるＭｍ×ｄｍの総和が、ｍが偶数であるＭｍ×ｄｍの総和と異なる垂直電流型磁気抵抗素子では高ＭＲを有する磁気抵抗素子が可能となることがわかる。
【０１１５】
以上では、自由磁性層の磁性体層および固定磁性層の中間層近傍の磁性体層として、ＮｉＦｅまたはＣｏＦｅを用いたが、上記に例示した磁性材料を用いても同様の効果が得られる。
【０１１６】
また以上の実施例では、中間層としてＡｌ２Ｏ３を用いたが、上記に例示した非磁性体であれば同様の効果がある。
【０１１７】
（実施例２）
マグネトロンスパッタリング法によりＳｉ熱酸化基板上に以下の素子を作製した。
【０１１８】
（サンプル１）
Ｔａ（３）／Ｃｕ（５００）／Ｔａ（３）／ＣｏＦｅ（３２）／Ａｌ２Ｏ３（Ｘ）／ＣｏＦｅ（３）／Ｒｕ（０．７）／ＣｏＦｅ（３）／ＰｔＭｎ（２０）／Ｔａ（３）
（サンプル２）
Ｔａ（３）／Ｃｕ（５００）／Ｔａ（３）／（ＣｏＦｅ（４）／Ｔａ（３）／ＣｏＦｅ（４））＊４／Ａｌ２Ｏ３（Ｘ）／Ｆｅ（３）／Ｒｕ（０．７）／ＣｏＦｅ（３）／ＰｔＭｎ（２０）／Ｔａ（３）
（サンプル３）
Ｔａ（３）／Ｃｕ（５００）／Ｔａ（３）／（ＣｏＦｅ（３）／Ｒｕ（０．７）／ＣｏＦｅ（５））＊４／Ａｌ２Ｏ３（Ｘ）／ＣｏＦｅ（３）／Ｒｕ（０．７）／ＣｏＦｅ（３）／ＰｔＭｎ（２０）／Ｔａ（３）
ここで、（ＣｏＦｅ（４）／Ｔａ（３）／ＣｏＦｅ（４））＊４とは、（ＣｏＦｅ（４）／Ｔａ（３）／ＣｏＦｅ（４））層を４回繰り返して作製したことを意味する。
【０１１９】
多層膜をフォトリソグラフィーを用いて、それぞれ素子面積が２×５、１０×２５、２０×５０、４０×１００μｍ２になるようにメサ型に微細加工し、層間絶縁膜を形成し、上部電極を形成し、図７及び図８に示すような断面を有する垂直電流型磁気抵抗素子とした。これらの素子では図１と異なり、自由磁性層１０５が基板側に配置されている。尚、サンプル１〜３の中間層であるＡｌ２Ｏ３の膜厚Ｘは、それぞれの素子面積において、測定値が１００Ω  程度となるように膜厚を調整した。微細加工後、３００℃、５ｋＯｅの磁界中で１．５時間熱処理を行った。
【０１２０】
図７の形状に微細加工したサンプル１〜３において、それぞれの抗磁力とＭＲとを比較した。結果を（表１）に示す。素子面積が２×５〜２０×５０μｍ２の大きさのサンプルでは、サンプル２、３がそれぞれサンプル１よりも低い抗磁力と高いＭＲを示した。一方、素子面積が４０×１００  μｍ２では、サンプル２、サンプル３ともＭＲは高いものの、サンプル３の抗磁力はサンプル２を上回っていることがわかる。
【０１２１】
【表１】
0003625199.tif 000002
【０１２２】
また、同じサンプルを、図８の形状に微細加工して自由磁性層の面積を素子面積よりも大きくしたところ、ＭＲはそれぞれ１〜２％以上向上し、ヒステリシス形状の角型が改善した。
【０１２３】
（実施例３）
マグネトロンスパッタリング法によりＳｉ熱酸化基板上に以下の素子を作製した。
【０１２４】
Ｔａ（３）／Ｃｕ（５００）／Ｔａ（３）／ＰｔＭｎ（３０）／ＣｏＦｅ（３）／Ｒｕ（０．７）／ＣｏＦｅ（３）／Ａｌ２Ｏ３（１．５）／ＣｏＦｅ（ｄ１）／Ｒｕ（０．７）／ＮｉＦｅ（ｄ２）／Ｔａ（３）
【０１２５】
それぞれの多層膜をフォトリソグラフィーを用いて素子面積が２μｍ角になるようにメサ型に微細加工し、層間絶縁膜を形成後、上部電極を形成し、図１に示すような断面を持つ垂直電流型磁気抵抗素子とした。熱処理条件は、２６０℃、５ｋＯｅの磁界中で１．５時間行った。作製した素子を±２００  Ｏｅの印加磁界中でＭＲを測定し、比較的小外部磁界におけるＭＲの変化を調べた。結果を（表２）に示す。尚、ここで、ＣｏＦｅの飽和磁化Ｍ１は、２．１５Ｔ、ＮｉＦｅの飽和磁化Ｍ２は１Ｔであり、この組成ではＣｏＦｅがより高スピン分極率である。表中Ｎｍとは、外部磁界に応答する実効膜厚ｄ２２を、ｄ２２＝（Ｍ２×ｄ２−Ｍ１×ｄ１）／Ｍ２より算出し、印加磁界方向における膜面内での反磁界係数を求めた値である。Ｓは、Ｍ１×ｄ１−Ｍ２×ｄ２の絶対値である。
【０１２６】
【表２】
0003625199.tif 000003
【０１２７】
（表２）より、（Ｍ１×ｄ１＋Ｍ２×ｄ２）／Ｓの値が１．１よりも大きく２０よりも小さく、且つＮｍが０．０２よりも小さい領域で高いＭＲが得られることが分かる。これは、Ｎｍが大きい場合、磁区の乱れが生じＭＲが減少し、また（Ｍ１×ｄ１＋Ｍ２×ｄ２）／Ｓの値が大きい場合、反強磁性カップリングの影響を強く受けるために抗磁力が増大し、磁化回転が困難になったためと思われる。
【０１２８】
また本実施例では、軟磁性材料としてＮｉ８１Ｆｅ１９を高スピン分極率材料としてＦｅＣｏをそれぞれ用いたが、上記に例示した材料を用いても同様の効果が得られる。
【０１２９】
（実施例４）
図９に示す、フラックスガイド型のセンサーを作製した。
ＮｉＦｅメッキで構成した下部シールド２０１上に下地層兼磁気分離層２０２としてＴａ、固定磁性層２０７としてＰｔＭｎ（２０）／ＣｏＦｅ（３）／Ｒｕ（０．７）／ＣｏＦｅ（３）、中間層２０６としてＡｌ２Ｏ３、第１磁性体層２０５としてＣｏＦｅ（１）／ＮｉＦｅ（４）、保護層としてＴａ（２）を成膜したのち、メサ型に微細加工を施し、層間絶縁膜２０３を形成後、ＥＣＲでＴａを除き、続いて第２磁性体層であるＮｉＦｅ（１０）で構成されたフラックスガイド２１０を形成後、非磁性体層／第３磁性体層２１５であるＲｕ（０．７）／ＣｏＦｅ（２）、中間層２１６であるＡｌ２Ｏ３、固定磁性層２１７であるＣｏＦｅ（３）／Ｒｕ（０．７）／ＣｏＦｅ（３）／ＰｔＭｎ（２０）と保護層を形成し、フラックスガイドを残すようにメサ加工した後、層間絶縁膜２１３を形成し、磁気分離層２１２と上部シールド２１１を設けた。
【０１３０】
尚、多層膜の構成は以下のような構成となる。
【０１３１】
下部シールド２０１／磁気分離層２０２／ＰｔＭｎ（２０）／ＣｏＦｅ（３）／Ｒｕ（０．７）／ＣｏＦｅ（３）／Ａｌ２Ｏ３（１．７）／ＣｏＦｅ（１）／ＮｉＦｅ（４）／ＮｉＦｅ（１０）／Ｒｕ（０．７）／ＣｏＦｅ（２）／Ａｌ２Ｏ３（１．７）／ＣｏＦｅ（３）／Ｒｕ（０．７）／ＣｏＦｅ（３）／ＰｔＭｎ（２０）／磁気分離層２１２／上部シールド２１１
次に、このセンサーを２６０℃の磁場中で熱処理することで、固定磁性層２０７と固定磁性層２１７の磁化を同方向に固定した。磁性体層２０５と磁性体層２１０は強磁性カップリング、また磁性体層２１０と磁性体層２１５は反強磁性カップリングをしている。従ってフラックスガイドを通じて導入される外部磁界に対して非磁性層を挟む磁性体層の磁化方向がそれぞれで異なる極性を示すことになる。上部電極（上部シールド）から下部電極（下部シールド）に電流を流し、下部電極（下部シールド）とフラックスガイドとの電位をＶ１、フラックスガイドと上部電極間の電位をＶ２とし、それぞれの電位の差を図１０のように取ることで、Ｓ／Ｎの高いセンス出力を得た。ここで、βは、増幅率である。
【０１３２】
また本実施例の他、自由磁性層をメモリとしたＭＲＡＭ等においても、高いＳ／Ｎを得ることができた。
【０１３３】
（実施例５）
マグネトロンスパッタリング法によりＳｉ熱酸化基板上に以下の素子を作製した。
【０１３４】
（サンプル１）
Ｔａ（３）／Ｃｕ（５００）／Ｔａ（３）／（ＣｏＦｅ（３）／Ｒｕ（０．７）／ＣｏＦｅ（３））／Ａｌ２Ｏ３（Ｘ）／ＣｏＦｅ（１）／ＮｉＦｅ（４）／Ｔａ（３）／ＮｉＦｅ（６）／Ｔａ（３）
（サンプル２）
Ｔａ（３）／Ｃｕ（５００）／Ｔａ（３）／（ＣｏＦｅ（３）／Ｒｕ（０．７）／ＣｏＦｅ（３））＊１０／Ａｌ２Ｏ３（Ｘ）／ＣｏＦｅ（１）／ＮｉＦｅ（４）／Ｔａ（３）／ＮｉＦｅ（６）／Ｔａ（３）
（サンプル３）
Ｔａ（３）／Ｃｕ（５００）／Ｔａ（３）／（ＣｏＦｅ（２）／Ｒｕ（０．７）／ＣｏＦｅ（３））＊１０／Ａｌ２Ｏ３（Ｘ）／ＣｏＦｅ（１）／ＮｉＦｅ（４）／Ｔａ（３）／ＮｉＦｅ（６）／Ｔａ（３）
【０１３５】
ここで、（ＣｏＦｅ（Ｙ）／Ｒｕ（０．７）／ＣｏＦｅ（Ｙ））＊１０とは、（ＣｏＦｅ（Ｙ）／Ｒｕ（０．７）／ＣｏＦｅ（Ｙ））層を１０回繰り返して作製したことを意味する。また、ＣｏＦｅは飽和磁化が２Ｔ、ＮｉＦｅは１Ｔのものを用いた。
【０１３６】
それぞれの多層膜をフォトリソグラフィーを用いて素子面積が２×５、１０×２５、２０×５０、４０×１００μｍ２になるようにメサ型に微細加工し、層間絶縁膜を形成し、上部電極を形成し、図１に示すような断面を持つ垂直電流型磁気抵抗素子とした。尚、サンプル１〜３の中間層であるＡｌ２Ｏ３の膜厚Ｘは、それぞれの素子面積において、測定値が１００Ω程度となるように膜厚を調整した。微細加工後、３３０℃、５ｋＯｅの磁界中で１．５時間熱処理を行った。
【０１３７】
それぞれのＭＲを±５００  Ｏｅで測定した結果を（表３）に示す。
【０１３８】
【表３】
0003625199.tif 000004
【０１３９】
サンプル１及び２では、反強磁性体無しでもスピンバルブ型のＭＲを示したのに対し、サンプル３では、保磁力差型のＭＲ特性を示した。素子面積が４０×１００μｍ２の大きさのサンプルでは、サンプル１〜３ともにＭＲの低下が大きい。これは、素子面積が増大して１０００μｍ２を超えたあたりで、固定磁性層内の磁区の多軸化が著しくなったためと思われる。また何れの素子形状においても、サンプル１または２の方が高いＭＲを示している。サンプル３でのＭＲの低下は固定磁性層である（ＣｏＦｅ（２）／Ｒｕ（０．７）／ＣｏＦｅ（３））＊１０層から漏れ磁界が生じ、自由磁性層であるＣｏＦｅ（１）／ＮｉＦｅ（４）／Ｔａ（３）／ＮｉＦｅ層の磁区に乱れを生じ、ＭＲが低下したものと思われる。またサンプル１に比べサンプル２のＭＲが高いのは、非磁性体層と磁性体層の層数がより多いために安定した固定磁性層として働いているものと思われる。
【０１４０】
このように、固定磁性層を構成する磁性体層の内、中間層側よりｍ（ｍ＝１，２，・・・）番目に配置された磁性体層を、磁性体層ｍとし、前記磁性体層ｍの平均飽和磁化Ｍｍと平均膜厚ｄｍの積をＭｍ×ｄｍとすると、ｍが奇数であるＭｍ×ｄｍの総和が、ｍが偶数であるＭｍ×ｄｍの総和と実質的に等しいことで、高いＭＲが実現できることが分かる。
【０１４１】
次に、サンプル２について、ＣｏＦｅに挟まれた非磁性体層として、Ｖ，  Ｎｂ，  Ｔａ，  Ｃｒ，  Ｍｏ，  Ｗ，  Ｒｅ，  Ｒｕ，  Ｏｓ，  Ｒｈ，  Ｉｒ，  Ｃｕ，  ＡｇまたはＡｕについてＭＲの変化を調べた。熱処理温度は２００〜４５０℃とした。素子サイズは２×２μｍ２とした。サンプル２と同様に、高いＭＲが得られる非磁性体の厚みは、０．３ｎｍ〜２．６ｎｍの範囲であった。また熱処理温度が高くなるにつれて、特に０．６ｎｍ以下の膜厚のサンプルでは、ＭＲの低下が著しかった。非磁性体としては、上記の金属元素の合金、あるいはこれらの金属元素を５０ｗｔ％以上含む合金または化合物であっても同様の効果があることが確認できた。
【０１４２】
また、磁性体層の厚みとしては、０．３ｎｍ〜１０ｎｍであるときに、高いＭＲを実現できた。
【０１４３】
（実施例６）
マグネトロンスパッタリング法によりＳｉ熱酸化基板上に以下の素子を作製した。
【０１４４】
（サンプル１）
Ｔａ（３）／Ｃｕ（５００）／Ｔａ（３）／ＣｏＦｅ（３）／Ｒｕ（０．７）／ＣｏＦｅ（３）／Ａｌ２Ｏ３（Ｘ）／ＣｏＦｅ（１）／ＮｉＦｅ（４）／Ｔａ（３）
（サンプル２）
Ｔａ（３）／Ｃｕ（５００）／Ｔａ（３）／ＣｏＦｅ（３）／Ｒｕ（０．７）／Ａｌ２Ｏ３（０．２５）／ＣｏＦｅ（３）／Ａｌ２Ｏ３（Ｘ）／ＣｏＦｅ（１）／ＮｉＦｅ（４）／Ｔａ（３）
（サンプル３）
Ｔａ（３）／Ｃｕ（５００）／Ｔａ（３）／ＣｏＦｅ（３）／Ｒｕ（０．３５）／Ａｌ２Ｏ３（０．２５）／Ｒｕ（０．３５）／ＣｏＦｅ（３）／Ａｌ２Ｏ３（Ｘ）／ＣｏＦｅ（１）／ＮｉＦｅ（４）／Ｔａ（３）
（サンプル４）
Ｔａ（３）／Ｃｕ（５００）／Ｔａ（３）／ＣｏＦｅ（３）／ＲｕＡｌＯ（０．８）／Ｒｕ（０．３５）／ＣｏＦｅ（３）／Ａｌ２Ｏ３（Ｘ）／ＣｏＦｅ（１）／ＮｉＦｅ（４）／Ｔａ（３）
ここで、ＣｏＦｅは飽和磁化が２．２Ｔ、ＮｉＦｅは１Ｔのものを用いた。
【０１４５】
それぞれの多層膜をフォトリソグラフィーを用いて素子面積が２×２μｍ２になるようにメサ型に微細加工し、層間絶縁膜を形成後、上部電極を形成し、図１に示すような断面を持つ垂直電流型磁気抵抗素子とした。尚、サンプル１〜４の中間層であるＡｌ２Ｏ３の膜厚Ｘは、それぞれの素子面積において、ＲＡが１００Ωμｍ２  程度となるようにした。
【０１４６】
微細加工後、３００℃及び４００℃で、５ｋＯｅの磁界中で１．５時間熱処理を行った。
【０１４７】
それぞれのＭＲを±５００Ｏｅで測定した結果を（表４）に示す。
【０１４８】
【表４】
0003625199.tif 000005
【０１４９】
（表４）に示すように、固定磁性層の非磁性体層としてＲｕを用いたサンプル１では、３００℃の熱処理では最も高いＭＲを示したものの、４００℃の熱処理後では最もＭＲの低下が大きかった。これは他のサンプルに比べ、固定磁界の劣化が最も大きかったことから、ＣｏＦｅ磁性体層とＲｕ層の層構造が熱処理により乱れた、あるいは相互拡散を起こしたためと思われる。その他のサンプルでは４００℃の熱処理後も、固定磁界が強った。サンプル２〜４での４００℃でのＭＲの低下には、本実施例サンプルにおける中間層であるＡｌ２Ｏ３の酸化条件が不十分であったことが含まれているものと考えられる。
【０１５０】
またこの他の実験から、非磁性体層としては、金属Ｘ（Ｘ＝Ｃｕ，  Ａｇ，  Ａｕ，  Ｒｕ，  Ｒｈ，  Ｉｒ，  Ｒｅ，  Ｏｓ）と酸化物、窒化物、炭化物、硼化物から選ばれるＲ（Ｒ＝  ＳｉＯ２，  ＳｉＣ，  Ｓｉ３Ｎ４，  Ａｌ２Ｏ３，  ＡｌＮ，  Ｃｒ２Ｏ３，  Ｃｒ２Ｎ，  ＴｉＯ，  ＴｉＮ，  ＴｉＣ，  ＨｆＯ２，  ＨｆＮ，  ＨｆＣ，  Ｔａ２Ｏ５，  ＴａＮ，  ＴａＣ，  ＢＮ，  Ｂ４Ｃ，  あるいは以上の混合物）をＸ／Ｒの２層以上に多層化にする、あるいは金属Ｘと酸化物Ｒの混合物とすることでも耐熱性の向上が見られた。
【０１５１】
（実施例７）
マグネトロンスパッタリング法により一軸磁界中でＳｉ熱酸化基板上に以下の素子を作製した。
【０１５２】
（サンプル１）
Ｔａ（３）／Ｃｕ（５００）／Ｘ（３）／ＣｏＦｅ（３）／Ｒｕ（０．７）／ＣｏＦｅ（３）／Ｆｅ３Ｏ４（０．２５）／Ａｌ２Ｏ３（Ｘ）／Ｆｅ３Ｏ４（０．２５）／ＮｉＦｅ（４）／Ｔａ（３）
（サンプル２）
Ｔａ（３）／Ｃｕ（５００）／Ｘ（３）／Ｃｏ（３）／Ｒｕ（０．７）／Ｃｏ（３）／Ｆｅ３Ｏ４（０．２５）／Ａｌ２Ｏ３（Ｘ）／Ｆｅ３Ｏ４（０．２５）／ＮｉＦｅ（４）／Ｔａ（３）
ここで、Ｘは、Ｈｆ（ｂｃｃ），Ｎｂ（ｂｃｃ），Ｔａ（ｂｃｃ），Ｒｕ（ｈｃｐ），Ｐｔ（ｆｃｃ），Ｃｕ（ｆｃｃ）を選び、また、ＣｏＦｅはｂｃｃ構造となる組成を選んだ。
【０１５３】
それぞれの多層膜をフォトリソグラフィーを用いて素子面積が２×２μｍ２になるようにメサ型に微細加工し、層間絶縁膜を形成後、上部電極を形成し、図１に示すような断面を持つ垂直電流型磁気抵抗素子とした。尚、サンプル１、２の中間層であるＡｌ２Ｏ３の膜厚Ｘは、それぞれの素子面積において、ＲＡが１００Ωμｍ２程度となるようにした。成膜直後のＭＲ値を測定した結果を（表５）に示す。
【０１５４】
【表５】
0003625199.tif 000006
【０１５５】
その他の実験の結果、固定磁性層が磁性体層と非磁性体層との多層膜である場合、下地層として、ＩＶａ〜ＶＩａ、ＶＩＩＩおよびＣｕより選ばれる少なくとも１種の元素を選ぶことで、反強磁性材料を用いずとも、成膜直後より、強い反強磁性結合を生じる働きがあることが分かった。また、これらの下地を用いたＭＲは、ＦｅＭｎ等の反強磁性体を用いるよりも高温までＭＲの劣化が少ないことが確認できた。特に、この下地層と、下地層と接する磁性体層がｆｃｃまたはｆｃｐ構造から選ばれる少なくとも１つの結晶構造、または、いずれもがｂｃｃ構造であることで、特に固定層内の磁性体層間の反強磁性結合を強くし、高いＭＲを得る働きがあることが分かった。またこれらのサンプルと、下地層の代わりにＦｅＭｎまたはＩｒＭｎを用いたサンプルを３００〜４５０℃の磁場中で熱処理後のＭＲを比較したところ、本実施例の下地を用いた垂直磁気抵抗効果素子の方が、高いＭＲを示した。
【０１５６】
（実施例８）
マグネトロンスパッタリング法により一軸磁界中でＳｉ熱酸化基板上に以下の素子を作製した。
【０１５７】
Ｔａ（３）／Ｃｕ（５００）／Ｔａ（３）／Ｘ（３０）／ＣｏＦｅ（３）／Ａｌ２Ｏ３（１）／ＮｉＦｅ（４）／Ｔａ（３）／ＮｉＦｅ（４）／Ｔａ（３）
ここで、Ｘは、Ｃｒベースの反強磁性材料またはＭｎベースの反強磁性材料である。
【０１５８】
それぞれの多層膜をフォトリソグラフィーを用いて素子面積が２×２μｍ２になるようにメサ型に微細加工し、層間絶縁膜を形成後、上部電極を形成し、図１に示すような断面を持つ垂直電流型磁気抵抗素子とした。３５０℃、磁場中で熱処理後のＭＲ値を測定した結果を（表６）に示す。
【０１５９】
尚、表中組成を分析したものについては、組成比も記す。
【０１６０】
【表６】
0003625199.tif 000007
【０１６１】
（表６）のように、反強磁性体層が、Ｍｎ、Ｔｃ、Ｒｕ、Ｒｈ、Ｒｅ、Ｏｓ、Ｉｒ、Ｐｄ、Ｐｔ、Ａｇ、ＡｕおよびＡｌから選ばれる少なくとも１種とＣｒとの合金であるとき、優れた耐熱性が得られた。その他の実験から、上記組成以外の添加元素が１０ａｔ％以下を限度として含まれていても同様の効果があることが分かった。
【０１６２】
（実施例９）
マグネトロンスパッタリング法により一軸磁界中でＳｉ熱酸化基板上に以下の素子を作製した。
【０１６３】
（サンプル１）
Ｔａ（３）／Ｃｕ（５００）／Ｔａ（３）／Ｘ（３０）／ＣｏＦｅ（３）／Ａｌ２Ｏ３（１）／ＮｉＦｅ（４）／Ｔａ（３）／ＮｉＦｅ（４）／Ｔａ（３）
（サンプル２）
Ｔａ（３）／Ｃｕ（５００）／Ｔａ（３）／ＮｉＦｅＣｒ（２）／Ｘ（３０）／ＣｏＦｅ（３）／Ａｌ２Ｏ３（１）／ＮｉＦｅ（４）／Ｔａ（３）／ＮｉＦｅ（４）／Ｔａ（３）
（サンプル３）
Ｔａ（３）／Ｃｕ（５００）／Ｔａ（３）／ＮｉＦｅＣｒ（２）／Ｘ（３０）／Ｃｏ（２）／ＣｏＦｅ（１）／
Ａｌ２Ｏ３（１）／ＮｉＦｅ（４）／Ｔａ（３）／ＮｉＦｅ（４）／Ｔａ（３）ここで、ＸはＭｎベースの反強磁性材料である。
【０１６４】
それぞれの多層膜をフォトリソグラフィーを用いて素子面積が２×２μｍ２になるようにメサ型に微細加工し、層間絶縁膜を形成後、上部電極を形成し、図１に示すような断面を持つ垂直電流型磁気抵抗素子とした。５ｋＯｅの磁場中で３５０℃で熱処理後のＭＲ値を測定した結果を（表７）に示す。
【０１６５】
尚、表中組成を分析したものについては、組成比も記す。
【０１６６】
【表７】
0003625199.tif 000008
【０１６７】
（表７）より、ＰｔまたはＰｄを含有するＭｎ系反強磁性材料では、特定の組成範囲で、３５０℃の熱処理温度においても、ＩｒＭｎ、ＦｅＭｎ以上の耐熱性を示す。また、これらの実施例のサンプルについてＶＳＭで磁化曲線を調べたところ、４５０℃の熱処理後においては、３５０℃よりさらに固定磁界が上昇し、固定磁性層の飽和磁化の減少がほとんど見られなかった。一方、ＩｒＭｎやＦｅＭｎを用いた素子では、４５０℃の熱処理後に固定磁性層の飽和磁化が著しく減少し、固定磁界が失われて相互拡散が起こっているものと思われる。
【０１６８】
サンプル１の下地として、ＮｉＦｅＣｒを用いたサンプル２では、さらに耐熱性が向上している。同様の効果はＮｉＦｅ、Ｃｕ等をはじめｆｃｃ構造を持つ下地層またはｈｃｐ、ｈｃｔ構造を持つ下地層で確認できた。Ｘ線回折の分析の結果、実施例のような下地を設けることで、反強磁性膜の（１１１）面配向が強くなっていることが分かった。また先述の（実施例８）記載のＣｒベース反強磁性膜においては、下地層がｂｃｃ構造となるとき、さらに耐熱性が向上することが分かった。
【０１６９】
さらにサンプル３のように反強磁性体にＣｏ層を設けることで、さらに耐熱性が向上することがわかる。Ｃｏは、ＣｏＦｅに比較し、相互拡散を起こしにくいためと思われる。
【０１７０】
以上のことから、反強磁性体層が、組成式  Ｍｎ１００−Ｘ  Ｍｅ  Ｘ（ＭｅはＰｄ、Ｐｔから選ばれる少なくとも１種）で表され、４０≦Ｘ≦５５（原子量％）の範囲である時に好ましい耐熱性が得られる。これは、ＩｒＭｎ、ＦｅＭｎに比較し、貴金属含有量が多いためであると思われる。この他の実験から、このＭｎＭｅ組成に、さらにＴｃ、Ｒｕ、Ｒｈ、Ｒｅ、Ｏｓ、Ｉｒ、Ｐｄ、Ｐｔ、Ａｇ、Ａｕ、Ａｌ等の含有量が１０ａｔ％を限度として含まれていても優れた耐熱性を示した。
【０１７１】
反強磁性体層が下地層上に形成され、下地層と反強磁性体層がｆｃｃまたはｆｃｐ構造から選ばれる少なくとも１つの結晶構造、あるいは下地層と反強磁性体層がいずれもｂｃｃ構造であるとき、耐熱性が向上する。これは反強磁性体の結晶成長が下地層により促進され、歪みが減少することにより、反強磁性体を構成する元素の拡散が抑制されるためであると思われる。
【０１７２】
また少なくとも反強磁性体と接する磁性体層が、Ｃｏである時、特に耐熱性が高い。
【０１７３】
（実施例１０）
マグネトロンスパッタリング法によりＳｉ熱酸化基板上に以下の素子を作製した。
【０１７４】
（サンプル１）
Ｔａ（３）／Ｃｕ（５００）／Ｔａ（３）／ＰｔＭｎ（３０）／Ｘ（０．５）／ＣｏＦｅ（３）／Ａｌ２Ｏ３（１）／ＣｏＦｅ（３）／Ｔａ（３）
（サンプル２）
Ｔａ（３）／Ｃｕ（５００）／Ｔａ（３）／ＰｔＭｎ（３０）／ＣｏＦｅ（１．５）／Ｘ（０．５）／ＣｏＦｅ（１．５）／Ａｌ２Ｏ３（１）／ＣｏＦｅ（３）／Ｔａ（３）
ここで、Ｘは固定磁性層の一部を構成する強磁性体である。
【０１７５】
それぞれの多層膜をフォトリソグラフィーを用いて素子面積が２×２μｍ２になるようにメサ型に微細加工し、層間絶縁膜を形成し、上部電極を形成し、図１に示すような断面を持つ垂直電流型磁気抵抗素子とした。３５０℃、磁場中で熱処理後のＭＲ値を測定した結果を（表８）に示す。
【０１７６】
尚、表中組成を分析したものについては、組成比も記す。
【０１７７】
【表８】
0003625199.tif 000009
【０１７８】
（表８）から、少なくとも反強磁性体層および非磁性体層の少なくとも一方と接する磁性体層の少なくとも一部が、酸素、窒素および炭素から選ばれる少なくとも１種の元素を含有する強磁性体を用いることで、耐熱性が著しく向上することが分かる。
【０１７９】
これは、磁性体層の少なくとも一部が酸化物、窒化物または炭化物など比較的熱安定な物質で構成されることで、熱処理時の層間拡散に基づくＭＲの劣化を抑制できたためと思われる。この構成は本実施例のように、磁性体層がその層内において、▲１▼金属強磁性体／酸素、窒素または炭素含有強磁性体／金属強磁性体のような３層構造、▲２▼酸素、窒素または炭素含有強磁性体／金属強磁性体のような２層構造、あるいはさらに▲３▼磁性体層が全部、酸素、窒素または炭素を含有した強磁性体、であってもよい。
【０１８０】
酸素含有強磁性体としては、本実施例のＦｅ３Ｏ４，  ＭｎＺｎフェライトの他、ＮｉＺｎフェライトなどのフェライト材料に代表されるスピネル酸化物、ガーネット型酸化物、あるいはペロブスカイト型酸化物等でも効果があることを確認している。また本実施例のＦｅＡｌＯのようなＴＭＯ（Ｔ＝Ｆｅ，  Ｃｏ，  Ｎｉ；Ｍ＝  Ａｌ，Ｓｉ，  Ｔｉ，  Ｚｒ，  Ｈｆ，  Ｖ，  Ｎｂ，  Ｔａ，  Ｃｒ，  Ｍｇ）等の酸化物強磁性体でも同様の効果があることを確認した。窒素含有強磁性体としては、本実施例のＦｅＴａＮ，  ＦｅＨｆＮの他、ＴＮ、ＴＭＮ（ここで、Ｔ、Ｍは上記と同様）等の窒化物強磁性体を、炭素含有強磁性体としては、本実施例のＦｅＴａＣ，  ＦｅＨｆＣの他、ＴＭＣ（ここで、Ｔ、Ｍは上記と同様）等の炭化物強磁体を用いても同様の効果が確認された。
【０１８１】
また磁性体層の少なくとも一部が、アモルファス強磁性体であることで、熱処理時の層間拡散を抑制できる。アモルファス材料として特に限定はないが、Ｃｏ（Ｆｅ）ＮｂＺｒ，  Ｃｏ（Ｆｅ）ＴａＺｒ，  ＣｏＦｅＢ、Ｃｏ（Ｆｅ）Ｔｉ，  Ｃｏ（Ｆｅ）Ｚｒ，  Ｃｏ（Ｆｅ）Ｎｂ，  Ｃｏ（Ｆｅ）ＭｏＢＺｒ，  Ｃｏ（Ｆｅ）ＶＺｒ，  Ｃｏ（Ｆｅ）ＭｏＳｉＺｒ，  Ｃｏ（Ｆｅ）ＭｏＺｒ，  Ｃｏ（Ｆｅ）ＭｏＶＺｒ，もしくはＣｏ（Ｆｅ）ＭｎＢ等では高耐熱性の効果が確認された。
【０１８２】
（実施例１１）
マグネトロンスパッタリング法によりＳｉ熱酸化基板上に以下の素子を作製した。
【０１８３】
（サンプル１）
Ｔａ（３）／Ｃｕ（５００）／Ｔａ（３）／ＰｔＭｎ（ｄａ）／ＣｏＦｅ（ｄｆ）／Ａｌ２Ｏ３（Ｙ）／ＣｏＦｅ（１）／ＮｉＦｅ（５）／Ｔａ（３）
【０１８４】
ｄｆおよびｄａを様々に変えて作製したそれぞれの多層膜をフォトリソグラフィーを用いて素子面積が２×２μｍ２になるようにメサ型に微細加工し、層間絶縁膜を形成し、上部電極を形成し、図１に示すような断面を持つ垂直電流型磁気抵抗素子とした。３５０℃、磁場中で熱処理後のＭＲ値を測定した結果を（表９）に示す。なお、Ａｌ２Ｏ３の膜厚Ｙは、ＲＡが１００Ωμｍ程度となる膜厚とした。
【０１８５】
【表９】
0003625199.tif 000010
【０１８６】
それぞれの微細加工前のサンプルを２６０℃、３５０℃、４００℃、４５０℃磁場中熱処理後、ＶＳＭを用いて磁化曲線を調べた。全体的に、固定磁性層の厚みが厚く、反強磁性体の厚みが薄いほど、熱処理後の固定磁界が強く、磁性体の構造が維持される傾向はあるが、反強磁性体が薄すぎると、固定磁界が減少する傾向があった。また、磁性体層の厚みが厚すぎると、固定磁界の減少が見られた。熱処理温度が上がるにつれ、熱応力や、中間層界面の乱れによると思われる抗磁力の増大が観察されたものの、固定磁界そのものは次第に強くなり、熱処理温度が３５０℃〜４００℃と高温プロセスを用いることで、反強磁性膜の固定磁界が増大するという効果が明らかとなった。これはＭＲカ−ブでも確認している。
【０１８７】
この一例として、図１１に２６０℃と４００℃で熱処理を行ったＭＲ曲線を示す。
【０１８８】
但し、サンプル形状は、
Ｔａ（３）／Ｃｕ（５００）／Ｔａ（３）／ＰｔＭｎ（３００）／ＣｏＦｅ（３）／Ａｌ２Ｏ３（Ｙ）／ＣｏＦｅ（３）／Ｔａ（３）
である。図から中間層が最適化されていないため、あるいはＦｅＣｏ（３）／ＰｔＭｎ（３０）の比率が０．１と比較的小さいことによる拡散の影響と思われるＭＲの低下が観測されるものの、４００℃の熱処理後において、明らかな固定磁界の増大が観察される。なお、Ａｌ２Ｏ３の膜厚Ｙは、ＲＡが１００Ωμｍ程度となる膜厚とした。
【０１８９】
本実施例の中で、最も優れたサンプルにおいては、４５０℃の熱処理後も１５％以上のＭＲが得られた。ＭＲ値は、中間層の出来具合にも依存するために、実質的に本実施例の範囲すなわち、固定磁性層の層厚ｄｆ、反強磁性体の厚みをｄａとすると
２ｎｍ≦ｄｆ≦５０ｎｍ、５ｎｍ≦ｄａ≦１００ｎｍ、０．１≦ｄｆ／ｄａ≦５
の範囲においては優れた耐熱性が得られることが分かる。
【０１９０】
また本実施例では反強磁性体としてＰｔＭｎを用いたが、その他の反強磁性体においても３５０℃〜４５０℃で熱安定性が得られる範囲はほぼ同じであることが確認できた。
【０１９１】
（実施例１２）
マグネトロンスパッタリング法によりＳｉ熱酸化基板上に以下の素子を作製した。
【０１９２】
（サンプル１）
Ｔａ（３）／Ｃｕ（５００）／Ｔａ（３）／ＰｔＭｎ（２０）／ＣｏＦｅ（６）／Ａｌ２Ｏ３（１．８）／ＣｏＦｅ（１）／ＮｉＦｅ（５）／Ｔａ（３）（サンプル２）
Ｔａ（３）／（Ｃｕ（２５０）／Ｔａ（３））＊２／ＰｔＭｎ（２０）／ＣｏＦｅ（６）／Ａｌ２Ｏ３（１．８）／ＣｏＦｅ（１）／ＮｉＦｅ（５）／Ｔａ（３）
（サンプル３）
Ｔａ（３）／（Ｃｕ（５０）／Ｔａ（３））＊１０／ＰｔＭｎ（２０）／ＣｏＦｅ（６）／Ａｌ２Ｏ３（１．８）／ＣｏＦｅ（１）／ＮｉＦｅ（５）／Ｔａ（３）
（Ｃｕ（５０）／Ｔａ（３））＊１０とは、Ｃｕ（５０）／Ｔａ（３）を１０回多層化したことを意味する。
【０１９３】
それぞれの多層膜をフォトリソグラフィーを用いて素子面積が２×２μｍ２になるようにメサ型に微細加工し、層間絶縁膜を形成後、上部電極を形成し、図１に示すような断面を持つ垂直電流型磁気抵抗素子とした。３００℃、３５０℃、４００℃、４５０℃での磁場中熱処理後のＭＲ値を（表１０）に示す。
【０１９４】
【表１０】
0003625199.tif 000011
【０１９５】
（表１０）より、３００℃の熱処理ではサンプル１〜３のいずれも同程度のＭＲを示すのに対し、熱処理温度が上がるにつれ、サンプル２またはサンプル３のように下地電極が多層化されているほうが、ＭＲの劣化が少ない。
【０１９６】
同様の下部電極が、多層化されたことによる熱処理特性の向上は、ＣｕとＴａの組み合わせの他、Ａｇ、Ａｕ、ＡｌおよびＣｕから選ばれる少なくとも１種を主組成とする高導電性金属層と、ＩＶａ〜Ｖｉａ族およびＶＩＩＩ族から選ばれる少なくとも１種を主組成とする元素、あるいは導電性酸化物、導電性窒化物および導電性炭化物から選ばれる粒成長抑制層との多層膜であれば、同様の効果が得られることが確認できた。これらの多層膜電極は、熱処理による電極の粒成長を抑制し、層構造の乱れを少なくする働きがあるために、耐熱性が高まったものと考えられる。また、高導電性金属層の厚みとしては、粒成長の抑制の点から、５ｎｍ〜１００ｎｍ程度、粒成長抑制層としては０．７ｎｍ〜５ｎｍ程度が好ましい。
【０１９７】
以上の実施例１〜１２においては、トンネル磁気抵抗効果を用いた素子について記載した。このトンネル磁気抵抗効果は、中間層が、酸素、窒素、炭素および硼素から選ばれる少なくとも１種の元素を含む絶縁体または半導体であるときに生じる。具体的な酸化物、窒化物、炭化物、硼素化物または半導体としては、ＳｉＯ２，  ＳｉＣ，  Ｓｉ３Ｎ４，  Ａｌ２Ｏ３，  ＡｌＮ，  Ｃｒ２Ｏ３，  ＴｉＣ，  ＨｆＯ２，  ＨｆＮ，  ＨｆＣ，  Ｔａ２Ｏ５，  ＴａＮ，  ＴａＣ，  ＢＮ，  Ｂ４Ｃ，  ＤＬＣ，  Ｃ６０などが挙げられる。これらの中間層内に、Ｃｕ，  Ａｇ，  Ａｕ，  Ｐｔ，  Ｐｄ，  Ｒｈ，  ＲｈＩｒ，  Ｒｕなどを始めとする元素が２０％以下含まれていても、十分高抵抗であれば同様の効果が得られている。中間層の形態としては、絶縁物と導電物との多層構造でもよく、また導電元素が絶縁体に覆われた構造でもよい。
【０１９８】
次に、中間層が非絶縁体であり、ＧＭＲ効果により磁気抵抗効果を示す場合について記載する。
【０１９９】
（実施例１３）
マグネトロンスパッタリング法によりＳｉ熱酸化基板上に以下の素子を作製した
（サンプル１）
Ｔａ（３）／Ｃｕ（５００）／Ｔａ（３）／ＰｔＭｎ（１０）／Ｃｏ（３）／Ｒｕ（０．７）／Ｃｏ（３）／Ｃｕ（２．２）／Ｃｏ（１）／ＮｉＦｅ（２）／Ｐｔ（７）／Ｔａ（１０）
（サンプル２）
Ｔａ（３）／Ｃｕ（５００）／Ｔａ（３）／ＰｔＭｎ（１０）／Ｃｏ（３）／Ｒｕ（０．７）／Ｃｏ（３）／Ｃｕ（２．２）／Ｃｏ（１）／ＮｉＦｅ（２）／Ｔａ（３）／ＮｉＦｅ（４）／Ｔａ（３））
（サンプル３）
Ｔａ（３）／Ｃｕ（５００）／Ｔａ（３）／ＰｔＭｎ（１０）／Ｃｏ（３）／Ｒｕ（０．７）／Ｃｏ（３）／Ｃｕ（２．２）／Ａｌ２Ｏ３（０．３）／Ｃｏ（１）／ＮｉＦｅ（２）／Ｔａ（３）／ＮｉＦｅ（４）／Ｔａ（３）
（サンプル４）
Ｔａ（３）／Ｃｕ（５００）／Ｔａ（３）／ＰｔＭｎ（１０）／Ｃｏ（３）／Ｒｕ（０．７）／Ｃｏ（３）／Ｃｕ（１．１）／Ａｌ２Ｏ３（０．３）／Ｃｕ（１．１）／Ｃｏ（１）／ＮｉＦｅ（２）／Ｔａ（３）／ＮｉＦｅ（４）／Ｔａ（３）
（サンプル５）
Ｔａ（３）／Ｃｕ（５００）／Ｔａ（３）／ＰｔＭｎ（１０）／Ｃｏ（３）／Ｒｕ（０．７）／Ｃｏ（３）／ＣｕＡｌＯ（２．２）／ＣｏＦｅ（１）／ＮｉＦｅ（２）／Ｔａ（３）／ＮｉＦｅ（４）／Ｔａ（３）
（サンプル６）
Ｔａ（３）／Ｃｕ（５００）／Ｔａ（３）／ＰｔＭｎ（１０）／ＦｅＮ（３）／Ｃｒ（０．７）／ＦｅＮ（２）／ＣｏＦｅＢ（１）／ＣｕＡｌＯ（２．２）／ＣｏＦｅＢ（１）／ＮｉＦｅ（２）／Ｔａ（３）／ＮｉＦｅ（４）／Ｔａ（３）
【０２００】
それぞれの多層膜をＥＢリソグラフィーを用いて素子面積が０．１×０．１μｍ２になるようにメサ型に微細加工し、層間絶縁膜を形成し、上部電極を形成し、図１に示すような断面を持つ垂直電流型磁気抵抗素子とした。なお、微細化された素子の厚みは何れも同じとした。
【０２０１】
磁場中熱処理後のＭＲ値と抵抗値を（表１１）に示す。
【０２０２】
【表１１】
0003625199.tif 000012
【０２０３】
サンプル１とサンプル２より、自由磁性層が本発明の構成となることで、ＭＲの向上が見られる。これは本発明の自由磁性層により磁区構造が変化したこと、および微細化により増大した反磁界を減少したためであると思われる。また、サンプル３およびサンプル４のように、高抵抗である非磁性体と遷移金属との多層膜とすることで、抵抗が上昇し、且つＭＲが向上する。同様のことがサンプル５のように、高抵抗非磁性体と遷移金属の化合物でも見られる。またサンプル６のように、磁性体層を高抵抗な窒化物やアモルファス強磁性体にすることで、若干ＭＲが低下するものの、抵抗が増大していることがわかる。
【０２０４】
以上のように、中間層が遷移金属から選ばれる少なくとも１種の元素、あるいは遷移金属と酸素、窒素または炭素から選ばれる少なくとも１種の化合物導電性材料であり、かつ素子面積が０．０１μｍ２以下であることを特徴とすることで、高ＭＲ、高抵抗を持つＧＭＲ効果を利用した垂直電流型磁気抵抗効果素子が作製できことが分かる。
【０２０５】
素子面積が０．０１μｍ２以下であるのは素子抵抗の向上のために必要で、また、微細化による抗磁力の劣化先述の本発明の磁気抵抗素子により解決することができる。
【０２０６】
中間層としては、本実施例のＣｕの他、遷移金属のなかでも特に、Ｖ，  Ｎｂ，  Ｔａ，  Ｃｒ，  Ｍｏ，  Ｗ，  Ｃｕ，  Ａｇ，  Ａｕ，  Ｒｕ，  Ｒｈ，  Ｉｒ，  ＲｅおよびＯｓから選ばれる少なくとも１種を用いると同様の効果が得られる。
【０２０７】
また、ＲｕＡｌＯ化合物や、Ｒｕ／Ａｌ２Ｏ３／Ｒｕ，  Ｒｕ／Ａｌ２Ｏ３の多層膜のように、これらの元素が導電性を失わない程度に酸化、窒化または炭化した導電性化合物、あるいは遷移金属Ｘと酸化物、窒化物、炭化物および硼化物から選ばれるＲ（Ｒ＝ＳｉＯ２，  ＳｉＣ，  Ｓｉ３Ｎ４，  Ａｌ２Ｏ３，  ＡｌＮ，  Ｃｒ２Ｏ３，  Ｃｒ２Ｎ，  ＴｉＯ，  ＴｉＮ，  ＴｉＣ，  ＨｆＯ２，  ＨｆＮ，  ＨｆＣ，  Ｔａ２Ｏ５，  ＴａＮ，  ＴａＣ，  ＢＮ，  Ｂ４Ｃ、あるいは以上の混合物）のＸＲ混合物、あるいはＸ／Ｒのように２層以上の多層膜を用いることで素子抵抗の向上あるいは耐熱性の向上ができることが確認できた。
【０２０８】
また、中間層を挟む磁性体として、本実施例のＣｏＦｅＢの他、少なくとも一つの磁性層の少なくとも一部が、酸素、窒素または炭素を含有する強磁性体、またはアモルファス強磁性体であることで、ＣＰＰ−ＧＭＲ効果による垂直電流型磁気抵抗素子の素子抵抗を向上させることができる。具体的には、酸素含有強磁性体としてはＦｅ３Ｏ４，  ＭｎＺｎフェライト、ＮｉＺｎフェライトなどのフェライト材料に代表されるスピネル酸化物、ガーネット型酸化物、あるいはペロブスカイト型酸化物等、またはＴＭＯ  （Ｔ＝Ｆｅ，  Ｃｏ，  Ｎｉ；  Ｍ＝Ａｌ，  Ｓｉ，  Ｔｉ，  Ｚｒ，  Ｈｆ，  Ｖ，  Ｎｂ，  Ｔａ，  Ｃｒ，  Ｍｇ）等の酸化物強磁性体で同様の効果が見られた。窒素含有強磁性体としては、ＴＮ、ＴＭＮ（ここで、Ｔ、Ｍは上記と同様）等の窒化物強磁性体で同様の効果が見られた。炭素含有強磁性体としては、ＴＭＣ（ここで、Ｔ、Ｍは上記と同様）等で同様の効果が見られた。アモルファス材料として、Ｃｏ（Ｆｅ）ＮｂＺｒ，  Ｃｏ（Ｆｅ）ＴａＺｒ，  ＣｏＦｅＢ、Ｃｏ（Ｆｅ）Ｔｉ，  Ｃｏ（Ｆｅ）Ｚｒ，  Ｃｏ（Ｆｅ）Ｎｂ，  Ｃｏ（Ｆｅ）ＭｏＢＺｒ，  Ｃｏ（Ｆｅ）ＶＺｒ，  Ｃｏ（Ｆｅ）ＭｏＳｉＺｒ，  Ｃｏ（Ｆｅ）ＭｏＺｒ，  Ｃｏ（Ｆｅ）ＭｏＶＺｒ，  Ｃｏ（Ｆｅ）ＭｎＢ等で同様の効果が確認された。
【０２０９】
（実施例１４）
ＭＯＳ基板上に、マグネトロンスパッタリング法により下部電極配線を施し、ＣＭＰをかけたＭＯＳ基板上に、次のような多層膜を作製した。
【０２１０】
（サンプル１）
Ｔａ（３）／Ｃｕ（５００）／Ｔａ（３）／ＮｉＦｅ（１）／ＦｅＣｏ（１）／Ａｌ２Ｏ３（Ｙ）／ＣｏＦｅ（１０）／ＰｔＭｎ（２０）／Ｔａ（３）
（サンプル２）
Ｔａ（３）／Ｃｕ（５００）／Ｔａ（３）／ＮｉＦｅ（２）／Ｔａ（３）／ＮｉＦｅ（１）／ＦｅＣｏ（１）／Ａｌ２Ｏ３（Ｙ）／ＣｏＦｅ（１０）／ＰｔＭｎ（２０）／Ｔａ（３）
（サンプル３）
Ｔａ（３）／Ｃｕ（５００）／Ｔａ（３）／ＮｉＦｅ（３）／Ｒｕ（０．７）／ＦｅＣｏ（１）／Ａｌ２Ｏ３（Ｙ）／ＣｏＦｅ（１０）／ＰｔＭｎ（２０）／Ｔａ（３）
それぞれの膜の素子形状が、ａを長軸、ｂを短軸とする略楕円体（図１２（ｂ））となるようにステッパを用いてメサ加工し、それぞれの多層膜において、ａ／ｂが１、１．５、５、１０、１２の比率となる素子を作製した。尚、全てａの長さは１０００ｎｍとし、素子はワード線およびセンス線の幅は２０００ｎｍとした。微細加工後、上部配線を形成し、４００℃の水素シンターを行った後、図１２（ａ）に示すようなメモリ素子とした。このメモリーを２４０℃の真空中で、１０ｋＯｅの磁場を印加し、固定磁性層の磁化方向を決定した。なお、Ａｌ２Ｏ３の膜厚Ｙは、ＲＡが１ｋΩμｍ程度となる膜厚とした。
【０２１１】
ＭＯＳがＯＦＦの状態で、ワード線及びセンス線に電流を流し、発生するクロス磁界により自由磁性層に書き込みを行った。次に、ＭＯＳがＯＮの状態で、各素子にセンス電流を流し、自由磁性層が固定磁性層に対して、磁化が平行のときと、反平行の時の出力を比較した。それぞれの素子に必要な書き込み消費電力と出力値について規格化した値を、消費電力（表１２）および出力値（表１３）についてそれぞれ示す。
【０２１２】
【表１２】
0003625199.tif 000013
【０２１３】
【表１３】
0003625199.tif 000014
【０２１４】
（表１２）および（表１３）より、本実施例のサンプル２及びサンプル３においては、低消費電力と高出力を両立できることが分かる。また、素子形状は、ａ／ｂが１．５＜ａ／ｂ＜１０であるとき最も高い出力が得られた。
【０２１５】
（実施例１５）
ＡｌＴｉＣ基板上に磁気センサー（図１３）を形成した。
【０２１６】
（サンプル１）
下部シールド３０１／磁気分離層３０２／ＰｔＭｎ（２０）／ＣｏＦｅ（３）／Ｒｕ（０．７）／ＣｏＦｅ（３）／Ａｌ２Ｏ３（１．５）／ＣｏＦｅ（１）／ＮｉＦｅ（３）
（サンプル２）
部シールド３０１／磁気分離層３０２／ＰｔＭｎ（２０）／ＣｏＦｅ（３）／Ｒｕ（０．７）／ＣｏＦｅ（３）／Ａｌ２Ｏ３（１．５）／ＣｏＦｅ（１）／ＮｉＦｅ（３）／ＮｉＦｅ（４）／Ｔａ（３）／ＮｉＦｅ（４）／磁気分離層３１２／上部シールド３１１
（サンプル３）
部シールド３０１／磁気分離層３０２／ＰｔＭｎ（２０）／ＣｏＦｅ（３）／Ｒｕ（０．７）／ＣｏＦｅ（３）／Ａｌ２Ｏ３（１．５）／ＣｏＦｅ（１）／ＮｉＦｅ（３）／ＮｉＦｅ（５）／Ｒｕ（０．７）／ＮｉＦｅ（３）／磁気分離層３１２／上部シールド３１１
ここで、ＮｉＦｅ／Ｔａ／ＮｉＦｅおよびＮｉＦｅ／Ｒｕ／ＮｉＦｅは（図１３）のフラックスガイド３１０に相当する。ＰｔＭｎは反強磁性層であり、ＣｏＦｅ／Ｒｕ／ＣｏＦｅは固定磁性層３０７であり、Ａｌ２Ｏ３は非磁性層３０６であり、ＣｏＦｅ／ＮｉＦｅは自由磁性層３０５である。これらの層を絶縁層３０３とともに形成した。熱処理は、フラックスガイド方向に２８０℃、１．５時間、５ｋＯｅで行った後、フラックスガイドに垂直に（図１３紙面に垂直）１８００℃、１．５時間、５ｋＯｅの磁場中で行った。
【０２１７】
３種類のセンサーを用いて、トラック密度が９０ｋＴＰＩ（ｔｒａｃｋｓ  ｐｅｒ  ｉｎｃｈ），線記録密度は５５０ｋＢＰＩ（ｂｉｔｓ  ｐｅｒ  ｉｎｃｈ）で記録されたＨＤＤ記録媒体をデータ転送速度２１１Ｍビット／秒で再生実験を行った。ヘッドの浮上量は２０ｎｍとした。へッドのビット誤り率はサンプル１が１×１０−７、サンプル２が１×１０−８、サンプル３が１×１０−８．５、であった。
【０２１８】
以上の実施例のように本発明の自由磁性層を用いた磁気センサーは高いＢＥＲを実現できる。
【０２１９】
（実施例１６）
マグネトロンスパッタリング法により一軸磁界中でＳｉ熱酸化基板上に以下の素子を作製した。
【０２２０】
（サンプル１）
Ｔａ（３）／Ｃｕ（５００）／Ｔａ（３）／ＰｔＭｎ（１５）／ＣｏＦｅ（２）／Ｒｕ（０．７）／ＣｏＦｅ（２）／Ａｌ２Ｏ３（２）／ＣｏＦｅ（１）／ＮｉＦｅ（１）／Ｔａ（３）
（サンプル２）
Ｔａ（３）／Ｃｕ（５００）／Ｔａ（３）／ＮｉＦｅ（４）／ＰｔＭｎ（１５）／ＣｏＦｅ（２）／Ｒｕ（０．７）／ＣｏＦｅ（２）／Ａｌ２Ｏ３（２）／ＣｏＦｅ（１）／ＮｉＦｅ（１）／Ｔａ（３）
（サンプル３）
Ｔａ（３）／Ｃｕ（５００）／Ｔａ（３）／ＮｉＦｅＣｒ（４）／ＰｔＭｎ（１５）／ＣｏＦｅ（２）／Ｒｕ（０．７）／ＣｏＦｅ（２）／Ａｌ２Ｏ３（２）／ＣｏＦｅ（１）／ＮｉＦｅ（１）／Ｔａ（３）
（サンプル４）
Ｔａ（３）／（Ｃｕ（５）／Ｔａ（１））＊１００／ＮｉＦｅＣｒ（４）／ＰｔＭｎ（１５）／ＣｏＦｅ（２）／Ｒｕ（０．７）／ＣｏＦｅ（２）／Ａｌ２Ｏ３（２）／ＣｏＦｅ（１）／ＮｉＦｅ（１）／Ｔａ（３）
（サンプル５）
Ｔａ（３）／Ｃｕ（５００）／ＮｉＦｅ（１）／ＣｏＦｅ（１）／Ａｌ２Ｏ３（２）／ＣｏＦｅ（３）／Ｒｕ（０．７）／Ｃｏ３０Ｆｅ７０／ＰｔＭｎ（１５）／Ｔａ（３）
（サンプル６）
Ｔａ（３）／Ｃｕ（５００）／ＮｉＦｅ（１）／ＣｏＦｅ（１）／Ａｌ２Ｏ３（２）／ＣｏＦｅ（３）／Ｒｕ（０．７）／Ｃｏ５０Ｆｅ５０（３）／ＰｔＭｎ（１５）／Ｔａ（３）
（サンプル７）
Ｔａ（３）／Ｃｕ（５００）／ＮｉＦｅ（１）／ＣｏＦｅ（１）／Ａｌ２Ｏ３（２）／ＣｏＦｅ（３）／Ｒｕ（０．７）／Ｃｏ９０Ｆｅ１０（３）／ＰｔＭｎ（１５）／Ｔａ（３）
（サンプル８）
Ｔａ（３）／Ｃｕ（５００）／ＮｉＦｅ（１）／ＣｏＦｅ（１）／Ａｌ２Ｏ３（２）／ＣｏＦｅ（３）／Ｒｕ（０．７）／Ｃｏ９０Ｆｅ１０（１）／ＮｉＦｅ（２）／ＰｔＭｎ（１５）／Ｔａ（３）
【０２２１】
それぞれの多層膜をフォトリソグラフィーを用いて素子面積が２×６μｍ２になるようにメサ型に微細加工し、層間絶縁膜を形成し、上部電極を形成し、図１または図７に示すような断面を持つ垂直電流型磁気抵抗素子とした。５ｋＯｅ磁場中で３００〜４００℃で熱処理後のＭＲ値を測定した結果を（表１４）に示す。
【０２２２】
尚、サンプル１〜８で、ＣｏＦｅと記載しているものは、Ｃｏ７６Ｆｅ２４組成である。
【０２２３】
【表１４】
0003625199.tif 000015
【０２２４】
（表１４）より、膜下部を固定磁性層としたサンプル１〜４においては、サンプル１に比べ、ＮｉＦｅまたはＮｉＦｅＣｒ下地を用いたサンプル２およびサンプル３の耐熱性が優れている。またサンプル３の下地電極を多層化したサンプル４では、さらに耐熱性の向上が確認できる。一方、膜上部を固定磁性層としたサンプル５〜８においては、ＰｔＭｎ下部のＣｏＦｅ組成がＣｏリッチになるにつれ、あるいはＮｉＦｅとなることで、耐熱性の向上が見られる。
【０２２５】
尚、Ｘ線回折からは、Ｃｏが増加するに伴い、ｂｃｃからｆｃｐまたはｆｃｃ構造へと変化していることが分かった。尚、本実施例の高耐熱性が特に他の実施例より優れているのは、構造の最適化ばかりでなく、Ａｌ２Ｏ３層の最適作製にも依存している。
【０２２６】
ＰｔＭｎをＰｔＰｄＭｎに置き換えた場合も、同様に優れた高耐熱性を確認している。
【０２２７】
またこのときの好ましい組成は反強磁性体層が、Ｍｎ１００−Ｘ  Ｍｅ  Ｘ  （Ｍｅは  Ｐｄ、Ｐｔから選ばれる少なくとも１種）で表され４０≦Ｘ≦５５（原子量％）の範囲であった。
【０２２８】
（実施例１７）
マグネトロンスパッタリング法によりＳｉ熱酸化基板上に以下の素子を作製した。
【０２２９】
（サンプル１）
Ｔａ（３）／Ｃｕ（５００）／Ｔａ（３）／ＮｉＦｅ（５）／Ｔａ（３）／ＮｉＦｅ（５）／Ａｌ２Ｏ３（０．９）／ＣｏＦｅ（３）／Ｒｕ（０．９）／ＣｏＦｅ（３）／ＰｔＭｎ（１５）／Ｔａ（３）
（サンプル２）
Ｔａ（３）／Ｃｕ（５００）／Ｔａ（３）／ＮｉＦｅ（５）／Ｒｕ（０．９）／ＮｉＦｅ（５）／Ａｌ２Ｏ３（０．９）／ＣｏＦｅ（３）／Ｒｕ（０．９）／ＣｏＦｅ（３）／ＰｔＭｎ（１５）／Ｔａ（３）
（サンプル３）
Ｔａ（３）／Ｃｕ（５００）／Ｔａ（３）／ＮｉＦｅ（５）／Ｔａ（３）／ＮｉＦｅ（９）／Ａｌ２Ｏ３（０．９）／ＣｏＦｅ（３）／Ｒｕ（０．９）／ＣｏＦｅ（３）／ＰｔＭｎ（１５）／Ｔａ（３）
（サンプル４）
Ｔａ（３）／Ｃｕ（５００）／Ｔａ（３）／ＮｉＦｅ（５）／Ｒｕ（０．９）／ＮｉＦｅ（９）／Ａｌ２Ｏ３（０．９）／ＣｏＦｅ（３）／Ｒｕ（０．９）／ＣｏＦｅ（３）／ＰｔＭｎ（１５）／Ｔａ（３）
（サンプル５）
Ｔａ（３）／Ｃｕ（５００）／Ｔａ（３）／ＣｏＦｅ（４）／Ｔａ（３）／ＮｉＦｅ（９）／Ａｌ２Ｏ３（０．９）／ＣｏＦｅ（３）／Ｒｕ（０．９）／ＣｏＦｅ（３）／ＰｔＭｎ（１５）／Ｔａ（３）
（サンプル６）
Ｔａ（３）／Ｃｕ（５００）／Ｔａ（３）／ＣｏＦｅ（４）／Ｒｕ（０．９）／ＮｉＦｅ（９）／Ａｌ２Ｏ３（０．９）／ＣｏＦｅ（３）／Ｒｕ（０．９）／ＣｏＦｅ（３）／ＰｔＭｎ（１５）／Ｔａ（３）
【０２３０】
サンプル５とサンプル６の自由磁性層を構成するＣｏＦｅ（４）およびＮｉＦｅ（９）は、膜厚×飽和磁化がほぼ等しい値とした。またサンプル１、３、５のそれぞれの自由磁性層は非磁性体層であるＴａ（３）により主に静磁結合し、サンプル２、４、６はＲｕ（０．９）によりおもに反強磁性結合を行っていると考えられるサンプルである。
【０２３１】
それぞれの多層膜を５ｋＯｅ磁場中、２８０℃で熱処理し、ＥＢとフォトリソグラフィーを用いて素子面積が０．１×０．３及び０．３×０．３及び１×３μｍ２になるようにメサ型に微細加工した。ここで、素子の長手方向と熱処理方向は平行となるように加工している。層間絶縁膜を形成後、上部電極を形成し、図１及び図７に示すような断面を持つ垂直電流型磁気抵抗素子とした。
【０２３２】
まず、素子形状が１×３μｍ２の素子について調べた。それぞれのサンプルの±２００Ｏｅ印加時のＭＲ値は、サンプル２が５％程度であったのに対し、その他は何れも３０％程度であった。次に、これらの素子の長手方向に、磁気抵抗が最大となるように、２００Ｏｅの外部磁場を印加し、自由磁性層に磁化方向のメモリを行った。サンプル１及びサンプル３〜６の素子のメモリ安定性を調べるために、２５０℃、１時間の熱安定性試験及び約５Ｏｅの回転磁界中での外乱磁場安定性試験を行った。この結果、サンプル３〜６では、それぞれの試験後も抵抗値に変化が見られなかった。一方、サンプル１においては、素子抵抗の減少がみられた。これらのことから、サンプル３〜６の構成では、自由磁性層に磁化方向を安定にメモリできることがわかる。
【０２３３】
同様の条件の実験を、０．１×０．３μｍ２の素子に行ったところ、サンプル３及び４では、反転磁界の増大のため２００Ｏｅでの磁化反転が十分行えなかった。一方、サンプル５およびサンプル６は、１×３μｍ２と同様メモリの安定性が確認できた。
【０２３４】
また同様の条件の実験を、０．３×０．３μｍ２の素子に行ったところ、サンプル３〜６の何れにおいても磁化反転が行えたものの、メモリの安定性が確認できたサンプルはサンプル５及び６のみであった。
【０２３５】
以上のことから、自由磁性層が、膜厚×飽和磁化が異なる磁性体層と非磁性体の多層膜であること、あるいは、膜厚×飽和磁化が等しい場合、保磁力が異なることでメモリ効果を持たせることができ、特に、膜厚×飽和磁化が等しい素子においては、メモリ効果の素子のサイズ及び形状に対する依存性が小さいことがわかる。
【０２３６】
（実施例１８）
マグネトロンスパッタリング法によりＳｉ熱酸化基板上に以下の素子を作製した。
【０２３７】
（サンプル１）
Ｔａ（３）／Ｃｕ（５００）／Ｔａ（３）／ＰｔＭｎ（３０）／ＣｏＦｅ（３）／Ｒｕ（０．７）／ＣｏＦｅ（３）／Ａｌ２Ｏ３（Ｙ）／ＮｉＦｅ（５）／Ｒｕ（０．７）／ＮｉＦｅ（３）／Ｔａ（３）
（サンプル２）
Ｔａ（３）／Ｃｕ（５００）／Ｔａ（３）／ＰｔＭｎ（３０）／ＣｏＦｅ（３）／Ｒｕ（０．７）／ＣｏＦｅ（３）／Ａｌ２Ｏ３（Ｙ）／ＮｉＦｅ（３）／Ｒｕ（０．７）／ＮｉＦｅ（５）／Ｔａ（３）
【０２３８】
なお、Ａｌ２Ｏ３の膜厚Ｙは、ＲＡが１００Ωμｍ程度となる膜厚とした。それぞれの多層膜を５ｋＯｅ磁場中、２４０℃で熱処理し、フォトリソグラフィーを用いて素子面積が３×３μｍ２になるようにメサ型に微細加工した。層間絶縁膜を形成後、上部電極を形成し、図１及び図７に示すような断面を持つ垂直電流型磁気抵抗素子とした。サンプル１およびサンプル２のＭＲ曲線および自由磁性層であるＮｉＦｅ／Ｒｕ／ＮｉＦｅ層の磁化状態を図１４に示す。サンプル１、サンプル２ともに、膜厚比の厚い磁性層が、外部磁界に対して応答していることが分かる。またサンプル１、サンプル２ともに通常のスピンバルブ型ＴＭＲと異なり、外部磁界に対して磁気抵抗の極大値が観察でき、特に、自由磁性層の内、中間層に近い磁性体層が薄いサンプル２においては顕著な極大値を示していることが分かる。サンプル１、サンプル２それぞれにおいて、外部磁界を正方向に増やした場合、自由磁性層内の磁化状態はｂ’→ｃ’またはｂ→ｃへの変化を行うが、これらはスピンフロップを伴う磁化過程であるために、外部磁界を取り除いたときに可逆であり、初期の自由磁性層の磁化状態を失わない。また、この過程で特にサンプル２においては、ＭＲが大きく変化する。これらを利用すれば、サンプル２に類する構成とし、外部磁界の変化に対する磁気抵抗値を測定することで、磁化状態を破壊せずに、磁化状態を読みとることが可能であることがわかる。
【０２３９】
尚、サンプル２に類する構成とは、少なくとも１層の自由磁性層が中間層側より、第１磁性体層、第１非磁性体層、第２磁性体層の少なくとも３層より構成され、前記第１磁性体層の平均膜厚をｄ１、平均飽和磁化をＭ１、前記第２磁性体層の平均膜厚をｄ２、平均飽和磁化をＭ２とすると、Ｍ２×ｄ２＞Ｍ１×ｄ１であり、外部磁場の変化に対し、磁気抵抗値が少なくとも１つの極大値または極小値を取りうる磁気抵抗素子を指す。
【０２４０】
（実施例１９）
マグネトロンスパッタリング法によりＳｉ熱酸化基板上に以下の素子を作製した。
【０２４１】
Ｔａ（３）／Ｃｕ（５００）／Ｔａ（３）／ＰｔＭｎ（１５）／ＣｏＦｅ（３）／Ｒｕ（０．７）／ＣｏＦｅ（３）／Ａｌ２Ｏ３（Ｙ）／ＮｉＦｅ（４）／Ｒｕ（０．９）／ＮｉＦｅ（４）／Ｒｕ（０．９）／ＮｉＦｅ（７）／Ｔａ（３）
なお、Ａｌ２Ｏ３の膜厚Ｙは、ＲＡが１００Ωμｍ程度となる膜厚とした。この多層膜を５ｋＯｅの磁場中、２８０℃で熱処理し、ＥＢとフォトリソグラフィーを用いて素子面積が０．５×１．５μｍ２になるようにメサ型に微細加工した。層間絶縁膜を形成し、上部電極を形成し、図１または図７に示すような断面を持つ垂直電流型磁気抵抗素子とした。この素子を、長手方向に５００Ｏｅの磁界をかけて、最上層のＮｉＦｅ（７）を磁化反転させた後、磁界を取り除き、±１００Ｏｅの外部磁場を印加したときの磁性層の磁化状態について図１５の模式図に示す。図１５では、固定磁性層４０１のうち、中間層４０２にもっとも近いＣｏＦｅ層から上の構成のみ記している。図１５で、Ｂが磁化安定状態であり、第２非磁性体４０６上の第３磁性体層（メモリ層４０７）の磁化反転磁界以下の外部磁界を印加したとき、ＡまたはＣのような磁化状態の変化を生じる。尚、この図では動作説明の簡単化のため、スピンフロップ状態は示していない。第１磁性体層４０３と第２磁性体層４０５は、非磁性層４０４を介して反強磁性結合を行っているために、比較的外部磁場が小さければ元のＢの状態にもどる。このとき、磁気抵抗の変化はＢ→Ａの変化でもっとも大きく増加する。また磁性層４０７の磁化状態を反転させたときの様子を図１６に示す。図１６で磁化安定状態はＢで、Ｂ→Ｃの変化で抵抗の顕著な減少が確認できる。
【０２４２】
この原理を用いて、本実施例の磁気抵抗素子のメモリ状態の検出を行った。図１７に素子構成を示す。
【０２４３】
先と構成順を逆に成膜した多層膜をＣＭＯＳと下部配線を形成した基板上に形成した。この多層膜を５ｋＯｅの磁場中、２８０℃で熱処理し、ＥＢとフォトリソグラフィーを用いて素子面積が０．５×１．５μｍ２になるようにメサ型に微細加工した。層間絶縁膜を形成後、上部電極を形成し、図１７Ａ、Ｂに示すようなＭＲＡＭ素子を形成した。
【０２４４】
ワード線とビット線を用いた電流一致書き込みにより第３磁性体層に磁化状態をメモリした。読み込み時に、素子に直列に接続されたＣＭＯＳのスイッチをＯＮし、センス電流を流した。この際に、ワード線に読み込み電流を流すことで、読みとり磁界を発生し、素子間にかかる電圧の変化を読みとった。図１７Ｂでは読みとり磁界と中間層の磁化方向が一致しているために、読みとり磁界に対する電圧変化がほとんどみられず、磁化が固定磁性層の磁化方向と平行であることが判別できる状態を示した。
【０２４５】
以上のように、自由磁性層を多層化することで、非破壊でメモリの磁化状態をしることができるＭＲＡＭ素子を作製することができることがわかる。
【０２４６】
（実施例２０）
マグネトロンスパッタリング法によりＳｉ熱酸化基板上に以下の素子を作製した。
【０２４７】
（サンプル１）
Ｔａ（３）／Ｃｕ（５０）／Ｔａ（３）／ＰｔＭｎ（１５）／ＣｏＦｅ（３）／Ｒｕ（０．９）／ＣｏＦｅ（３）／Ａｌ２Ｏ３（Ｙ）／ＮｉＦｅ（４）／Ａｌ２Ｏ３（Ｙ）／ＣｏＦｅ（３）／Ｒｕ（０．９）／ＣｏＦｅ（３）／ＰｔＭｎ（１５）／Ｔａ（３）
（サンプル２）
Ｔａ（３）／Ｃｕ（５０）／Ｔａ（３）／ＰｔＭｎ（１５）／ＣｏＦｅ（３）／Ｒｕ（０．９）／ＣｏＦｅ（３）／Ａｌ２Ｏ３（Ｙ）／ＮｉＦｅ（２）／Ａｌ２Ｏ３（Ｙ）／ＣｏＦｅ（３）／Ｒｕ（０．９）／ＣｏＦｅ（３）／ＰｔＭｎ（１５）／Ｔａ（３）
（サンプル３）
Ｔａ（３）／Ｃｕ（５０）／Ｔａ（３）／ＰｔＭｎ（１５）／ＣｏＦｅ（３）／Ｒｕ（０．９）／ＣｏＦｅ（３）／Ａｌ２Ｏ３（Ｙ）／ＮｉＦｅ（３）／Ｔａ（３）／ＮｉＦｅ（５）／Ａｌ２Ｏ３（Ｙ）／ＣｏＦｅ（３）／ＰｔＭｎ（１５）／Ｔａ（３）
（サンプル４）
Ｔａ（３）／Ｃｕ（５０）／Ｔａ（３）／ＰｔＭｎ（１５）／ＣｏＦｅ（３）／Ｒｕ（０．９）／ＣｏＦｅ（３）／Ａｌ２Ｏ３（Ｙ）／ＮｉＦｅ（３）／Ｔａ（３）／ＮｉＦｅ（５）／Ａｌ２Ｏ３（Ｙ）／ＣｏＦｅ（３）／Ｒｕ（０．９）／ＣｏＦｅ（３）／ＰｔＭｎ（１５）／Ｔａ（３）
（サンプル５）
Ｔａ（３）／Ｃｕ（５０）／Ｔａ（３）／ＰｔＭｎ（１５）／ＣｏＦｅ（３）／Ｒｕ（０．９）／ＣｏＦｅ（３）／Ａｌ２Ｏ３（Ｙ）／ＮｉＦｅ（３）／Ｒｕ（０．９）／ＮｉＦｅ（５）／Ａｌ２Ｏ３（Ｙ）／ＣｏＦｅ（３）／ＰｔＭｎ（１５）／Ｔａ（３）
（サンプル６）
Ｔａ（３）／Ｃｕ（５０）／Ｔａ（３）／ＰｔＭｎ（１５）／ＣｏＦｅ（２）／Ｒｕ（０．９）／ＣｏＦｅ（４）／Ｒｕ（０．９）／ＣｏＦｅ（２）／Ａｌ２Ｏ３（Ｙ）／ＮｉＦｅ（３）／Ｒｕ（０．９）／ＮｉＦｅ（５）／Ａｌ２Ｏ３（Ｙ）／ＣｏＦｅ（３）／Ｒｕ（０．９）／ＣｏＦｅ（３）／ＰｔＭｎ（１５）／Ｔａ（３）
【０２４８】
なお、Ａｌ２Ｏ３の膜厚Ｙは、ＲＡが３００Ωμｍ程度となる膜厚とした。この多層膜を５ｋＯｅの磁場中、２８０℃で熱処理し、ＥＢとフォトリソグラフィーを用いて素子面積が０．１×０．３μｍ２になるようにメサ型に微細加工した。層間絶縁膜を形成し、上部電極を形成し、２つの中間層を持つ垂直電流型磁気抵抗素子とした。これらの素子の長手方向に磁界をかけてＭＲを測定したところ、サンプル２を除く全ての素子で最適磁界において３０％程度の磁気抵抗変化を得た。サンプル２ではＮｉＦｅ層が比較的薄いために十分なソフト性を得られず磁気抵抗変化は１０％程度であった。素子の保磁力はサンプル２を除けばサンプル１が最も高く、その他の素子と比較して反磁界の影響が高いものと考えられる。また、サンプル１はＭＲ曲線の非対称性がもっとも大きかった。尚、サンプル３〜サンプル５において、固定磁性層を形成する磁性体層の積層数が中間層に対して非対称に設けているのは、外部磁界が比較的弱いとき自由磁性層を構成する２つの磁性体層が互いに反平行になっているためである。十分に大きな外部磁界を印加した場合、これらの固定自由磁性層は中間層に対して対称の構成であってもよい。尚、サンプル３の構成では、外部磁界が適度に強くなるとＭＲ値はほぼ半減し、サンプル４の構成では、外部磁界が適度に強くなるとＭＲ値がほぼ倍増した。
【０２４９】
以上の実施例では、自由磁性層が２層の中間層に挟まれた構成を持ち、自由磁性層が２層の磁性体層と１層の非磁性体層が交互に積層された構成について示したが、
自由磁性層が、２ｎ層（ｎ＝１、２・・・）の磁性体層と、（２ｎ−１）層の非磁性体層が交互に積層された構成を持つ場合でも同様の効果を得ることができる。
【０２５０】
（実施例２１）
マグネトロンスパッタリング法によりＳｉ熱酸化基板上に以下の素子を作製した。
【０２５１】
（サンプル１）
Ｔａ（３）／Ｃｕ（５０）／Ｔａ（３）／ＰｔＭｎ（１５）／ＣｏＦｅ（３）／Ｒｕ（０．９）／ＣｏＦｅ（３）／Ａｌ２Ｏ３（Ｙ）／ＮｉＦｅ（３）／Ｔａ（３）／ＮｉＦｅ（３）／Ｔａ（３）／ＮｉＦｅ（３）／Ａｌ２Ｏ３（Ｙ）／ＣｏＦｅ（３）／Ｒｕ（０．９）／ＣｏＦｅ（３）／ＰｔＭｎ（１５）／Ｔａ（３）
（サンプル２）
Ｔａ（３）／Ｃｕ（５０）／Ｔａ（３）／ＰｔＭｎ（１５）／ＣｏＦｅ（３）／Ｒｕ（０．９）／ＣｏＦｅ（３）／Ａｌ２Ｏ３（Ｙ）／ＮｉＦｅ（３）／Ｒｕ（０．９）／ＮｉＦｅ（３）／Ｒｕ（０．９）／ＮｉＦｅ（３）／Ａｌ２Ｏ３（Ｙ）／ＣｏＦｅ（３）／Ｒｕ（０．９）／ＣｏＦｅ（３）／ＰｔＭｎ（１５）／Ｔａ（３）
（サンプル３）
Ｔａ（３）／Ｃｕ（５０）／Ｔａ（３）／ＰｔＭｎ（１５）／ＣｏＦｅ（３）／Ｒｕ（０．９）／ＣｏＦｅ（３）／Ａｌ２Ｏ３（Ｙ）／ＮｉＦｅ（３）／Ｒｕ（０．９）／ＮｉＦｅ（５）／Ｒｕ（０．９）／ＮｉＦｅ（３）／Ａｌ２Ｏ３（Ｙ）／ＣｏＦｅ（３）／Ｒｕ（０．９）／ＣｏＦｅ（３）／ＰｔＭｎ（１５）／Ｔａ（３）
（サンプル４）
Ｔａ（３）／Ｃｕ（５０）／Ｔａ（３）／ＰｔＭｎ（１５）／ＣｏＦｅ（３）／Ｒｕ（０．９）／ＣｏＦｅ（３）／Ａｌ２Ｏ３（Ｙ）／ＮｉＦｅ（３）／Ｒｕ（０．９）／ＮｉＦｅ（６）／Ｒｕ（０．９）／ＮｉＦｅ（３）／Ａｌ２Ｏ３（Ｙ）／ＣｏＦｅ（３）／Ｒｕ（０．９）／ＣｏＦｅ（３）／ＰｔＭｎ（１５）／Ｔａ（３）
（サンプル５）
Ｔａ（３）／Ｃｕ（５０）／Ｔａ（３）／ＰｔＭｎ（１５）／ＣｏＦｅ（３）／Ｒｕ（０．９）／ＣｏＦｅ（３）／Ａｌ２Ｏ３（Ｙ）／ＮｉＦｅ（３）／Ｒｕ（０．９）／ＮｉＦｅ（７）／Ｒｕ（０．９）／ＮｉＦｅ（３）／Ａｌ２Ｏ３（Ｙ）／ＣｏＦｅ（３）／Ｒｕ（０．９）／ＣｏＦｅ（３）／ＰｔＭｎ（１５）／Ｔａ（３）
（サンプル６）
Ｔａ（３）／Ｃｕ（５０）／Ｔａ（３）／ＰｔＭｎ（１５）／ＣｏＦｅ（３）／Ｒｕ（０．９）／ＣｏＦｅ（３）／Ａｌ２Ｏ３（Ｙ）／ＮｉＦｅ（４）／Ａｌ２Ｏ３（Ｙ）／ＣｏＦｅ（３）／Ｒｕ（０．９）／ＣｏＦｅ（３）／ＰｔＭｎ（１５）／Ｔａ（３）
【０２５２】
なお、Ａｌ２Ｏ３の膜厚Ｙは、ＲＡが３００Ωμｍ程度となる膜厚とした。この多層膜を５ｋＯｅの磁場中、２８０℃で熱処理し、ＥＢとフォトリソグラフィーを用いて素子面積が０．１×０．３μｍ２になるようにメサ型に微細加工した。層間絶縁膜を形成し、上部電極を形成し、２つの中間層を持つ垂直電流型磁気抵抗素子とした。これらの素子の長手方向に磁界をかけＭＲを測定したところ、全ての素子で最適磁界において３０％程度の磁気抵抗変化を得た。但し、サンプル３では、低磁界でのＭＲの上昇が小さく、サンプル６では抗磁力が最も大きかった。また、サンプル２では図１４の左図、またサンプル４およびサンプル５で図１５の右図に類したＭＲ曲線を得た。サンプル３とサンプル４を比較した場合、サンプル３の自由磁性層構成が、ＮｉＦｅ（３）／Ｒｕ（０．９）／ＮｉＦｅ（５）／Ｒｕ（０．９）／ＮｉＦｅ（３）、またサンプル４の自由磁性層の構成が、ＮｉＦｅ（３）／Ｒｕ（０．９）／ＮｉＦｅ（６）／Ｒｕ（０．９）／ＮｉＦｅ（３）である。それぞれの磁性体層が完全に反強磁性結合を行っているとすると、構成からサンプル４では自由磁性層で完全な磁気的閉鎖が行われ、低磁界領域における外部磁界に対する応答が悪いように思われる。しかしながら下地をＡｌ２Ｏ３およびＲｕとして、膜厚を変えたＮｉＦｅの実効的な飽和磁化（ＭＲを測定する磁界レベルで到達する飽和磁化）をＶＳＭにより測定したところ、ＮｉＦｅの膜厚が薄いほど、実効的な飽和磁化が小さいことが分かった。この実効的な飽和磁化をもとに、サンプル３とサンプル４の膜厚×飽和磁化を比較すると、サンプル３においては、１層目と３層目の膜厚×飽和磁化の値の和が２層目の膜厚×飽和磁化とほぼ等しく、一方サンプル４では、１層目と３層目の和より２層目の値が大きいことが分かった。以上のことから、下地と磁性層の膜厚を考慮した実効的な飽和磁化等を考慮した膜構成が重要であることが分かる。
【０２５３】
以上の実施例では第１固定磁性層、第１中間層、第１磁性体層、第１非磁性体層、第２磁性体層、第２非磁性体層、第３磁性体層、第２中間層、第２固定磁性層が順に形成された構成で、磁性体層ｎの平均膜厚をｄｎ、平均飽和磁化をＭｎ（ｎ＝１、２、３）とすると、  Ｍ３×ｄ３＋Ｍ１×ｄ１≠Ｍ２×ｄ２である磁気抵抗素子について述べたが、自由磁性層が、（２ｎ＋１）層（ｎ＝１、２・・・）の磁性体層と、２ｎ層の非磁性体層が交互に積層された構成を持つ場合でも同様の効果がある。
【０２５４】
（実施例２２）
マグネトロンスパッタリング法により６インチサイズのＳｉ熱酸化基板上に以下の素子を作製した。
【０２５５】
（サンプル１）
Ｔａ（３）／Ｃｕ（５０）／Ｔａ（３）／ＰｔＭｎ（１５）／ＣｏＦｅ（３）／Ｒｕ（０．９）／ＣｏＦｅ（３）／Ａｌ２Ｏ３（Ｙ）／ＣｏＦｅ（３）／Ｒｕ（０．７）／ＣｏＦｅ（５）／Ｔａ（３）
（サンプル２）
Ｔａ（３）／Ｃｕ（５０）／Ｔａ（３）／ＰｔＭｎ（１５）／ＣｏＦｅ（３）／Ｒｕ（０．９）／ＣｏＦｅ（３）／Ａｌ２Ｏ３（Ｙ）／ＣｏＦｅ（３）／Ｒｕ（０．７）／ＮｉＦｅ（７）／Ｔａ（３）
【０２５６】
なお、Ａｌ２Ｏ３の膜厚Ｙは、ＲＡが１ｋΩμｍ程度となる膜厚とした。またここで、Ｒｕ下地上のＣｏＦｅ（５）とＮｉＦｅ（７）それぞれの飽和磁化×膜厚はほぼ同じとした。この多層膜を１０ｋＯｅの磁場中、２８０℃で熱処理し、Ｉ線ステッパを用いて素子面積が０．２×０．６μｍ２になるようにメサ型に微細加工した。層間絶縁膜を形成し、上部電極を形成し垂直電流型磁気抵抗素子とした。これらの素子を６インチのウエハ全体に渡ってＭＲを測定したところ、サンプル１での抗磁力のバラツキは１０％程度、サンプル２での抗磁力のバラツキは５％程度であることが分かった。６インチウエハ内のＣｏＦｅ、ＮｉＦｅの膜厚分布は何れも３％程度であり、上記のバラツキを単純には説明できない。抗磁力のバラツキの原因の一つとして、実効飽和磁化の膜厚依存性が考えられる。実際、Ｒｕ下地上にＣｏＦｅとＮｉＦｅとをそれぞれ膜厚を変えて実効的な飽和磁化を求めたところ、５ｎｍのＣｏＦｅ薄膜は膜厚が１ｎｍ変化したときの実効的な飽和磁化の変動は２０％、ＮｉＦｅのそれは５％であった。また、同様に膜厚に対するＣｏＦｅ単層及びＮｉＦｅ単層の保磁力の変動は、ＣｏＦｅで１５％程度、ＮｉＦｅで２％程度であった。以上のことから、大面積化したときの抗磁力のバラツキを押さえるために、多層構造を持つ自由磁性層に飽和磁化の異なる磁性体層、あるいは保磁力が異なる磁性体層を用いることが有効であると言える。
【０２５７】
（実施例２３）
マグネトロンスパッタリング法により６インチサイズのＳｉ熱酸化基板上に以下の素子を作製した。
【０２５８】
（サンプル１）
Ｔａ（３）／Ｃｕ（５０）／Ｔａ（３）／ＰｔＭｎ（１５）／ＣｏＦｅ（３）／Ａｌ２Ｏ３（Ｙ）／ＣｏＦｅ（３）／Ｒｕ（０．９）／ＮｉＦｅ（５）／Ｔａ（３）
（サンプル２）
Ｔａ（３）／Ｃｕ（５０）／Ｔａ（３）／ＰｔＭｎ（１５）／ＣｏＦｅ（３）／Ｒｕ（０．９）／ＣｏＦｅ（３）／Ａｌ２Ｏ３（Ｙ）／ＣｏＦｅ（３）／Ｒｕ（０．９）／ＮｉＦｅ（５）／Ｔａ（３）
（サンプル３）
Ｔａ（３）／Ｃｕ（５０）／Ｔａ（３）／ＰｔＭｎ（１５）／ＣｏＦｅ（２）／Ｒｕ（０．９）／ＣｏＦｅ（３．５）／Ｒｕ（０．９）／ＣｏＦｅ（２）／Ａｌ２Ｏ３（Ｙ）／ＣｏＦｅ（３）／Ｒｕ（０．９）／ＮｉＦｅ（５）／Ｔａ（３）
【０２５９】
なお、Ａｌ２Ｏ３の膜厚Ｙは、ＲＡが１ｋΩμｍ程度となる膜厚とした。これらの多層膜を１０ｋＯｅの磁場中、２８０℃で熱処理し、リソグラフィーを用いて素子面積が０．２×０．６μｍ２になるようにメサ型に微細加工した。層間絶縁膜を形成し、上部電極を形成し垂直電流型磁気抵抗素子とした。熱処理方向に対し、外部磁場印加方向が一定となるようにし、それぞれの素子のＭＲを測定した。サンプル１及びサンプル３は同じ何れも印加磁場の正負とＭＲの最大値と最小値をとる方向が一致し、サンプル２ではこれらとは反対の磁場特性を示した。サンプル１及びサンプル２、またはサンプル２とサンプル３を組み合わせて図１０に示すように、２素子の作動出力を測定したところ、サンプル１とサンプル３の組み合わせでは、低磁界領域で、出力電圧が非対称となった。これは、サンプル１では固定磁性層が積層フェリ構造ではないため、非対称成分が生じたためであると思われる。従って、ヘッドやＭＲＡＭ等で望まれる対称性がよい作動出力を得るためには、固定磁性層が中間層側より、２ｎ層の磁性体層と（２ｎ−１）層の非磁性体層が交互に積層された磁気抵抗素子と、固定磁性層が中間層側より、（２ｎ＋１）層の磁性体層と２ｎの非磁性体層が交互に積層された磁気抵抗素子を組み合わせることが重要であると言える。
【０２６０】
（実施例２４）
マグネトロンスパッタリング法によりＣＭＯＳ基板上に以下の素子を作製した。
【０２６１】
（サンプル１）
Ｔａ（３）／Ｃｕ（５０）／Ｔａ（３）／ＰｔＭｎ（１５）／ＣｏＦｅ（３）／Ａｌ２Ｏ３（Ｙ）／ＣｏＦｅ（５）／Ｔａ（３）／ＣｏＦｅ（３）
（サンプル２）
Ｔａ（３）／Ｃｕ（５０）／Ｔａ（３）／ＮｉＦｅＣｒ（４）／ＰｔＭｎ（１５）／ＣｏＦｅ（３）／Ａｌ２Ｏ３（Ｙ）／ＣｏＦｅ（５）／Ｔａ（３）／ＣｏＦｅ（３）
【０２６２】
なお、Ａｌ２Ｏ３の膜厚Ｙは、ＲＡが１ｋΩμｍ程度となる膜厚とした。これらの多層膜を１０ｋＯｅの磁場中、２６０℃で熱処理し、リソグラフィーを用いて素子面積が０．２×０．６μｍ２になるようにメサ型に微細加工した。層間絶縁膜を形成し、上部電極を形成し、垂直電流型磁気抵抗素子とした。これらのＭＲを測定後、続いて５％の水素雰囲気中で無磁界条件の下、４００℃、３０分の熱処理の後、ＭＲを測定することを繰り返した。
【０２６３】
サンプル１では、素子加工直後のＭＲは３０％で４００℃の熱処理１回目で１２％まで減少し、４００℃の熱処理２回目では１０％程度まで低下した。一方、サンプル２では、素子加工直後のＭＲは３０％で４００℃の熱処理１回目で２０％まで減少し、４００℃の熱処理２回目では１９％程度まで低下した。固定磁性層の一軸異方性形成熱処理の後、さらに高温で無磁界中の熱処理であるにも関わらず、何れのサンプルも優れた耐熱性を示した。また特に反強磁性体の下地層にＮｉＦｅＣｒを用いたサンプル２では、ＭＲの劣化が少なかった。さらに様々なサンプルで調べたところ、還元雰囲気且つ無磁界中熱処理での耐熱性は４５０℃程度であることが分かった。また、素子の配線抵抗を調べたところ、通常の磁場中熱処理の後に、還元雰囲気での再熱処理をほどこすことで、配線抵抗が著しく低下することが分かった。
【０２６４】
（実施例２５）
マグネトロンスパッタリング法によりＳｉ熱酸化基板上に基板側から以下の素子を作製した。
【０２６５】
（サンプル１）
Ｔａ（３）／Ｃｕ（５０）／Ｔａ（３）／ＮｉＦｅＣｒ（４）／ＰｔＭｎ（１５）／ＣｏＦｅ（３）／Ｒｕ（０．９）／ＣｏＦｅ（３）／Ａｌ（０．４）−Ｏ／Ａｌ（０．３）−Ｏ／ＮｉＦｅ（５）／Ｒｕ（０．９）／ＮｉＦｅ（３）／Ｔａ（３）
（サンプル２）
Ｔａ（３）／Ｃｕ（５０）／Ｔａ（３）／ＮｉＦｅＣｒ（４）／ＰｔＭｎ（１５）／ＣｏＦｅ（３）／Ｒｕ（０．９）／ＣｏＦｅ（３）／Ａｌ（０．４）−Ｏ／Ａｌ（０．３５）−Ｏ／ＮｉＦｅ（５）／Ｒｕ（０．９）／ＮｉＦｅ（３）／Ｔａ（３）
（サンプル３）
Ｔａ（３）／Ｃｕ（５０）／Ｔａ（３）／ＮｉＦｅＣｒ（４）／ＰｔＭｎ（１５）／ＣｏＦｅ（３）／Ｒｕ（０．９）／ＣｏＦｅ（３）／Ａｌ（０．４）−Ｏ／Ａｌ（０．３）−Ｏ．／ＮｉＦｅ（５）／Ｒｕ（０．９）／ＮｉＦｅ（６）／Ｒｕ（０．９）／ＮｉＦｅ（５）／Ａｌ（０．４）−Ｏ／Ａｌ（０．３）−Ｏ．／ＣｏＦｅ（３）／Ｒｕ（０．９）／ＣｏＦｅ（３）／ＰｔＭｎ（１５）／Ｔａ（３）
（サンプル４）
Ｔａ（３）／Ｃｕ（５０）／Ｔａ（３）／ＮｉＦｅＣｒ（４）／ＰｔＭｎ（１５）／ＣｏＦｅ（３）／Ｒｕ（０．９）／ＣｏＦｅ（３）／Ａｌ（０．４）−Ｏ／Ａｌ（０．３）−Ｏ．／ＮｉＦｅ（５）／Ｒｕ（０．９）／ＮｉＦｅ（３）／Ｃｕ（５）／ＮｉＦｅ（３）／Ｒｕ（０．９）／ＮｉＦｅ（５）／Ａｌ（０．４）−Ｏ／Ａｌ（０．３）−Ｏ．／ＣｏＦｅ（３）／Ｒｕ（０．９）／ＣｏＦｅ（３）／ＰｔＭｎ（１５）／Ｔａ（３）
（サンプル５）
Ｔａ（３）／Ｃｕ（５０）／Ｔａ（３）／ＮｉＦｅＣｒ（４）／ＰｔＭｎ（１５）／ＣｏＦｅ（３）／Ｒｕ（０．９）／ＣｏＦｅ（３）／Ａｌ（０．４）−Ｏ／Ａｌ（０．３）−Ｏ．／ＮｉＦｅ（５）／Ｒｕ（０．９）／ＮｉＦｅ（３）／Ｃｕ（５）／ＮｉＦｅ（５）／Ｒｕ（０．９）／ＮｉＦｅ（３）／Ａｌ（０．４）−Ｏ／Ａｌ（０．３）−Ｏ．／ＣｏＦｅ（３）／Ｒｕ（０．９）／ＣｏＦｅ（３）／ＰｔＭｎ（１５）／Ｔａ（３）
ここでＣｏＦｅは、Ｃｏ７５Ｆｅ２５を、ＮｉＦｅは、Ｎｉ６０Ｆｅ４０を用いた。またＮｉＦｅＣｒは、Ｎｉ４９Ｆｅ１２Ｃｒ３９、ＰｔＭｎはＰｔ５０Ｍｎ５０を用いた。
【０２６６】
またＡｌ（０．４）−０／Ａｌ（０．３）−Ｏとは、Ａｌを０．４ｎｍ成膜後、１００ｍＴｏｒｒ、１分の酸素雰囲気中で酸化させた後、さらにＡｌを０．３ｎｍ成膜後、１００ｍＴｏｒｒ、１分の酸素雰囲気で酸化して形成したＡｌ２Ｏ３（トンネル絶縁層）を意味している。尚、Ａｌ（０．４）−０／Ａｌ（０．３５）−Ｏも同様にそれぞれの膜厚のＡｌを成膜後１００ｍＴｏｒｒで酸化した。尚、これらの酸化条件は、酸化時間が１分程度である場合、１０ｍＴｏｒｒの圧力から、６００ｍＴｏｒｒの圧力まで、大きな差は見られなかった。
【０２６７】
これらの多層膜を５ｋＯｅの磁場中、２８０℃で熱処理し、ＥＢとフォトリソグラフィーを用いて素子面積が０．８×１．２μｍ２になるようにメサ型に微細加工した。層間絶縁膜を形成後、上部電極を形成し、垂直電流型磁気抵抗素子とした。
【０２６８】
これらの素子の長手方向に磁界をかけＭＲを測定したところ、全ての素子で最適磁界において素子バイアスを１ｍＶ程度で測定するとサンプル１が４０％、サンプル２が４３％、サンプル３、サンプル４及びサンプル５がそれぞれ３９％、４０％、４２％程度のＭＲを示した。また素子バイアスを５００ｍＶ程度で測定すると、サンプル１が２３％、サンプル２が２０％で、バイアス依存によりほぼ半減している。一方、サンプル３、４及び５は３５％、３６％、３５％であった。それぞれのＲＡはサンプル１が３０Ωμｍ２、サンプル２が７０Ωμｍ２、サンプル３、４、５が６０Ωμｍ２であった。サンプル３、４及び５のＲＡは、サンプル１に比べ倍の値を示し、さらに、５００ｍＶの高バイアスにおけるＭＲに著しい改善がみられる。これは、サンプル３、４及び５が２つのトンネル絶縁層が直列に接続されているためと考えられる。さらにサンプル３、４及びサンプル５の外部磁界に対する非対称性を調べたところ、サンプル５、サンプル４、サンプル３の順に対称性が高かった。これは外部磁界に対して応答する、Ａｌ２Ｏ３近傍の磁性体層が、サンプル３では互いに隣接し、且つ平行を保ったまま磁化回転を行うのに対し、サンプル４で非磁性導電層により、外部磁界に対して応答する磁性体層間の距離が開くこと、またサンプル５では非磁性体導電層を介して隣り合う磁化が互いに反平行を保ったまま磁化回転を行うことができるために、静磁エネルギーが減少したためであると思われる。また、またサンプル４またはサンプル５の構成で、図１７に示すような２電流一致方式による書き込み実験を行ったところ、同一書き込み電流で、高いＭＲを得たのはＣｕの厚みが２．６ｎｍ〜５０ｎｍであった。またＣｕ以外、Ａｌ、ＴｉＮ．、ＴｉＷＮ、ＣｕＡｌ、ＣｕＡｌＴｉ、Ａｇ、Ａｕ、Ｐｔ等の通常導電性電極材料として用いられる非磁性体であれば同様の結果を得ることができる。
【０２６９】
（実施例２６）
マグネトロンスパッタリング法によりＳｉ熱酸化基板上に以下の素子を作製した。
【０２７０】
（サンプル１）
Ｔａ（３）／Ｃｕ（５００）／Ｔａ（３）／ＮｉＦｅＣｒ（４）／ＰｔＭｎ（１５）／ＣｏＦｅ（３）／Ｒｕ（０．９）／ＣｏＦｅ（３）／Ｃｕ（５）／ＣｏＦｅ（１）／ＮｉＦｅ（３）／Ｒｕ（０．９）／ＮｉＦｅ（３）／Ｔａ（３）
（サンプル２）
Ｔａ（３）／Ｃｕ（５００）／Ｔａ（３）／ＮｉＦｅＣｒ（４）／ＰｔＭｎ（１５）／ＣｏＦｅ（３）／Ｒｕ（０．９）／ＣｏＦｅ（３）／Ｃｕ（１０）／ＣｏＦｅ（１）／ＮｉＦｅ（３）／Ｒｕ（０．９）／ＮｉＦｅ（３）／Ｔａ（３）
（サンプル３）
Ｔａ（３）／Ｃｕ（５００）／Ｔａ（３）／ＮｉＦｅＣｒ（４）／ＰｔＭｎ（１５）／ＣｏＦｅ（３）／Ｒｕ（０．９）／ＣｏＦｅ（３）／Ｃｕ（５）／ＣｏＦｅ（１）／ＮｉＦｅ（３）／Ｒｕ（０．９）／ＮｉＦｅ（６）／Ｒｕ（０．９）／ＮｉＦｅ（３）／ＣｏＦｅ（１）／Ｃｕ（５）／ＣｏＦｅ（３）／Ｒｕ（０．９）／ＣｏＦｅ（３）／ＰｔＭｎ（１５）／Ｔａ（３）
（サンプル４）
Ｔａ（３）／Ｃｕ（５００）／Ｔａ（３）／ＮｉＦｅＣｒ（４）／ＰｔＭｎ（１５）／ＣｏＦｅ（３）／Ｒｕ（０．９）／ＣｏＦｅ（３）／Ｃｕ（５）／ＣｏＦｅ（１）／ＮｉＦｅ（３）／Ｒｕ（０．９）／ＮｉＦｅ（３）／Ｃｕ（５）／ＮｉＦｅ（３）／Ｒｕ（０．９）／ＮｉＦｅ（５）／ＣｏＦｅ（１）／Ｃｕ（５）／ＣｏＦｅ（３）／Ｒｕ（０．９）／ＣｏＦｅ（３）／ＰｔＭｎ（１５）／Ｔａ（３）
（サンプル５）
Ｔａ（３）／Ｃｕ（５００）／Ｔａ（３）／ＮｉＦｅＣｒ（４）／ＰｔＭｎ（１５）／ＣｏＦｅ（３）／Ｒｕ（０．９）／ＣｏＦｅ（３）／Ｃｕ（５）／ＣｏＦｅ（１）／ＮｉＦｅ（３）／Ｒｕ（０．９）／ＮｉＦｅ（３）／Ｃｕ（５）／ＮｉＦｅ（５）／Ｒｕ（０．９）／ＮｉＦｅ（３）／ＣｏＦｅ（１）／Ｃｕ（５）／ＣｏＦｅ（３）／Ｒｕ（０．９）／ＣｏＦｅ（３）／ＰｔＭｎ（１５）／Ｔａ（３）
【０２７１】
ここでＣｏＦｅは、Ｃｏ９０Ｆｅ１０を、ＮｉＦｅは、Ｎｉ６０Ｆｅ４０を用いた。またＮｉＦｅＣｒは、Ｎｉ４９Ｆｅ１２Ｃｒ３９、ＰｔＭｎはＰｔ５０Ｍｎ５０を用いた。
【０２７２】
これらの多層膜を５ｋＯｅの磁場中、２８０℃で熱処理し、ＥＢとフォトリソグラフィーを用いて素子面積が０．５×０．５μｍ２になるようにメサ型に微細加工した。層間絶縁膜を形成後、上部電極を形成し、垂直電流型磁気抵抗素子とした。
【０２７３】
これらの素子の長手方向に磁界をかけＭＲを測定したところ、全ての素子で最適磁界において素子バイアスを１ｍＶ程度で測定するとサンプル１が２８％、サンプル２が１５％、サンプル３、サンプル４及びサンプル５がそれぞれ４９％、４７％、４２％程度のＭＲを示した。サンプル３、４及びサンプル５の外部磁界に対する非対称性を調べたところ、サンプル５、サンプル４、サンプル３の順に対称性が高いことがわかった。
【０２７４】
（実施例２７）
マグネトロンスパッタリング法によりＳｉ熱酸化基板上に以下の素子を作製した。
【０２７５】
Ｔａ（３）／Ｃｕ（５０）／Ｔａ（３）／ＮｉＦｅＣｒ（４）／ＰｔＭｎ（１５）／ＣｏＦｅ（３）／Ｒｕ（０．９）／ＣｏＦｅ（３）／Ａｌ２Ｏ３（Ｙ）／ＮｉＦｅ（５）／Ｒｕ（０．９）／ＮｉＦｅ（３）／Ｒｕ（０．９）／ＮｉＦｅ（５）／Ａｌ２Ｏ３（Ｙ）／ＣｏＦｅ（３）／Ｒｕ（０．９）／ＣｏＦｅ（３）／ＰｔＭｎ（２０）／ＣｏＦｅ（３）／Ｒｕ（０．９）／ＣｏＦｅ（３）／Ａｌ２Ｏ３（Ｙ）／ＮｉＦｅ（５）／Ｒｕ（０．９）／ＮｉＦｅ（３）／Ｒｕ（０．９）／ＮｉＦｅ（５）／Ａｌ２Ｏ３（Ｙ）／ＣｏＦｅ（３）／Ｒｕ（０．９）／ＣｏＦｅ（３）／ＰｔＭｎ（１５）／Ｔａ（３）
ここでＣｏＦｅは、Ｃｏ７６０Ｆｅ２４を、ＮｉＦｅは、Ｎｉ６０Ｆｅ４０を用いた。またＮｉＦｅＣｒは、Ｎｉ４９Ｆｅ１２Ｃｒ３９、ＰｔＭｎはＰｔ５０Ｍｎ５０を用いた。なお、Ａｌ２Ｏ３の膜厚Ｙは、ＲＡが１ｋΩμｍ程度となる膜厚とした。
【０２７６】
これらの多層膜を５ｋＯｅの磁場中、２８０℃で熱処理し、ＥＢとフォトリソグラフィーを用いて素子面積が０．５×０．５μｍ２になるようにメサ型に微細加工した。層間絶縁膜を形成後、上部電極を形成し、垂直電流型磁気抵抗素子とした。
【０２７７】
これらの素子の長手方向に磁界をかけＭＲを測定したところ、全ての素子で最適磁界において素子バイアスを１ｍＶ程度で測定するとサンプル１が４１％であり、５００ｍＶでの測定は４０％、１Ｖでの測定は３７％と著しくバイアス依存性が改善されていることがわかった。
【０２７８】
（実施例２８）
（サンプル１）
Ｔａ（３）／Ｃｕ（５０）／Ｔａ（３）／ＮｉＦｅＣｒ（４）／ＰｔＭｎ（１５）／ＣｏＦｅ（３）／Ｒｕ（０．９）／ＣｏＦｅ（３）／Ａｌ２Ｏ３（Ｙ）／ＮｉＦｅ（２）／Ｔａ（３）
（サンプル２）
Ｔａ（３）／Ｃｕ（５０）／Ｔａ（３）／ＮｉＦｅ（２）／Ａｌ２Ｏ３（Ｙ）／ＣｏＦｅ（３）／Ｒｕ（０．９）／ＣｏＦｅ（３）／ＰｔＭｎ（１５）／Ｔａ（３）
（サンプル３）
Ｔａ（３）／Ｃｕ（５０）／Ｔａ（３）／ＮｉＦｅＣｒ（４）／ＰｔＭｎ（１５）／ＣｏＦｅ（３）／Ｒｕ（０．９）／ＣｏＦｅ（３）／Ａｌ２Ｏ３（Ｙ）／ＮｉＦｅ（２）ＮｉＦｅＣｒ（４）／Ｔａ（３）
（サンプル４）
Ｔａ（３）／Ｃｕ（５０）／Ｔａ（３）／ＮｉＦｅＣｒ（４）／ＮｉＦｅ（２）／Ａｌ２Ｏ３（Ｙ）／ＣｏＦｅ（３）／Ｒｕ（０．９）／ＣｏＦｅ（３）／ＰｔＭｎ（１５）／Ｔａ（３）
【０２７９】
ここでＣｏＦｅは、Ｃｏ７６０Ｆｅ２４を、ＮｉＦｅは、Ｎｉ８１Ｆｅ１９を用いた。またＮｉＦｅＣｒは、（Ｎｉ８１Ｆｅ１９）１００−ＸＣｒＸを、ＰｔＭｎはＰｔ５０Ｍｎ５０を用いた。なお、Ａｌ２Ｏ３の膜厚Ｙは、ＲＡが１ｋΩμｍ程度となる膜厚とした。
【０２８０】
これらの多層膜を５ｋＯｅの磁場中、２８０℃で熱処理し、ＥＢ及びフォトリソグラフィーを用いて素子面積が０．３×０．９μｍ２になるようにメサ型に微細加工した。層間絶縁膜を形成後、上部電極を形成し、垂直電流型磁気抵抗素子とした。
【０２８１】
これらの素子の長手方向に磁界をかけＭＲを測定したところ、サンプル１およびサンプル２ではスピンバルブ型のＭＲが観測されず、これは、薄膜化によるＮｉＦｅ層の磁気と思われる。一方、サンプル２およびサンプル３においては３０％程度のＭＲが得られた。次に、（Ｎｉ８１Ｆｅ１９）１００−ＸＣｒＸでＸを変化させて調べたところ、スピンバルブ型のＭＲが得られたのはＸが５０以下の時であった。但し、Ｘが１０以下では抗磁力の増大が著しく、これはＮｉＦｅＣｒの磁化が大きくなり反磁界が増大したためである。この境界でのＮｉＦｅＣｒの飽和磁化は約０．２Ｔであった。またＸが２５で飽和磁化はほぼゼロとなった。同様効果はＣｒの他、Ｍｏ、Ｗでもみられた。また本実施例では自由磁性層が単層で、組成がＮｉ８１Ｆｅ１９の場合を示したが、Ｎｉ６０Ｆｅ４０では、（Ｎｉ６０Ｆｅ４０）１００−Ｘ  （Ｃｒ，  Ｍｏ，  Ｗ）Ｘ、またＣｏ７５Ｆｅ２５では（Ｃｏ７５Ｆｅ２５）１００−Ｘ  （Ｃｒ，  Ｍｏ，  Ｗ）Ｘ  から選ばれる組成をもつバッファ層でそれぞれの自由磁性層の薄膜化時（４〜１ｎｍ程度）のＭＲ特性の向上がみられた。
【０２８２】
（実施例２９）
マグネトロンスパッタリング法によりＳｉ熱酸化基板上に基板側から以下の素子を作製した。
【０２８３】
（サンプル１）
Ｔａ（３）／Ｃｕ（５０）／Ｔａ（３）／ＣｏＦｅ（１．２５）／Ｒｕ（０．８）／ＣｏＦｅ（２．２５）／Ａｌ２Ｏ３（Ｙ）／ＣｏＦｅ（３）／Ｒｕ（０．９）／ＣｏＦｅ（３）／ＰｔＭｎ（２０）／Ｔａ（３）
（サンプル２）
Ｔａ（３）／Ｃｕ（５０）／Ｔａ（３）／ＣｏＦｅ（１．５）／Ｒｕ（０．８）／ＣｏＦｅ（２．５）／Ａｌ２Ｏ３（Ｙ）／ＣｏＦｅ（３）／Ｒｕ（０．９）／ＣｏＦｅ（３）／ＰｔＭｎ（２０）／Ｔａ（３）
（サンプル３）
Ｔａ（３）／Ｃｕ（５０）／Ｔａ（３）／ＣｏＦｅ（２）／Ｒｕ（０．８）／ＣｏＦｅ（３）／Ａｌ２Ｏ３（Ｙ）／ＣｏＦｅ（３）／Ｒｕ（０．９）／ＣｏＦｅ（３）／ＰｔＭｎ（２０）／Ｔａ（３）
（サンプル４）
Ｔａ（３）／Ｃｕ（５０）／Ｔａ（３）／ＣｏＦｅ（２）／Ｒｕ（０．８）／ＣｏＦｅ（４）／Ｒｕ（０．８）／ＣｏＦｅ（３）／Ａｌ２Ｏ３（Ｙ）／ＣｏＦｅ（３）／Ｒｕ（０．９）／ＣｏＦｅ（３）／ＰｔＭｎ（２０）／Ｔａ（３）
（サンプル５）
Ｔａ（３）／Ｃｕ（５０）／Ｔａ（３）／ＣｏＦｅ（３）／Ｒｕ（０．８）／ＣｏＦｅ（５）／Ｒｕ（０．８）／ＣｏＦｅ（３）／Ａｌ２Ｏ３（Ｙ）／ＣｏＦｅ（３）／Ｒｕ（０．９）／ＣｏＦｅ（３）／ＰｔＭｎ（２０）／Ｔａ（３）
ここでＣｏＦｅは、Ｃｏ７５Ｆｅ２５を用いた。
【０２８４】
なお、Ａｌ２Ｏ３の膜厚Ｙは、ＲＡが１００Ωμｍ程度となる膜厚とした。これらの多層膜を５ｋＯｅの磁場中、２８０℃で熱処理し、ＥＢとフォトリソグラフィーを用いて素子面積が０．１×０．２μｍ２になるようにメサ型に微細加工した。層間絶縁膜を形成後、上部電極を形成し、さらに保護膜を形成し、垂直電流型磁気抵抗素子とした。
【０２８５】
作製した素子数は一つの多層膜につき１０素子とした。これらの素子の長手方向に磁界をかけＭＲを測定したところ、何れの素子の磁化反転磁界（抗磁力）もほぼ同じであった。これの素子をＭＲが最大になる方向に磁化反転を行い、不活性ガス中で、素子温度を２００℃および３００℃まで上昇させ、２４時間放置し、それぞれの温度でのメモリ安定性を調べた。その結果、２００℃ではサンプル１では、２割の素子が初期のメモリを失ったが、その他のサンプルは初期メモリを保った。次に、３５０℃では、サンプル１では４割、サンプル２では１割の素子がメモリを失ったものの、その他のサンプルは初期メモリを保った。
【０２８６】
以上のことから、少なくとも自由磁性層を構成する磁性体の厚みの合計が４ｎｍ以上必要であることがわかる。また、本実験ではＣｏＦｅを磁性体層に用いたが、ＮｉＦｅを用いた実験では少なくとも７ｎｍ以上、さらにＦｅ３Ｏ４を用いたときは少なくとも１０ｎｍ以上必要であった。
【０２８７】
全ての素子で最適磁界において素子バイアスを１ｍＶ程度で測定するとサンプル１が４０％、サンプル２が４３％、サンプル３、サンプル４及びサンプル５がそれぞれ３９％、４０％、４２％程度のＭＲを示した。また素子バイアスを５００ｍＶ程度で測定すると、サンプル１が２３％、サンプル２が２０％で、バイアス依存によりほぼ半減している。一方、サンプル３、４及び５は３５％、３６％、３５％であった。それぞれのＲＡはサンプル１が３０Ωμｍ２、サンプル２が７０Ωμｍ２、サンプル３、４、５が６０Ωμｍ２であった。サンプル３、４及び５のＲＡは、サンプル１に比べ倍の値を示し、さらに、５００ｍＶの高バイアスにおけるＭＲに著しい改善がみられる。これは、サンプル３、４及び５が２つのトンネル絶縁層が直列に接続されているためと考えられる。さらにサンプル３、４及びサンプル５の外部磁界に対する非対称性を調べたところ、サンプル５、サンプル４、サンプル３の順に対称性が高かった。これは外部磁界に対して応答する、Ａｌ２Ｏ３近傍の磁性体層が、サンプル３では互いに隣接し、且つ平行を保ったまま磁化回転を行うのに対し、サンプル４で非磁性導電層により、外部磁界に対して応答する磁性体層間の距離が開くこと、またサンプル５では非磁性体導電層を介して隣り合う磁化が互いに反平行を保ったまま磁化回転を行うことができるために、静磁エネルギーが減少したためであると思われる。また、またサンプル４またはサンプル５の構成で、図１７に示すような２電流一致方式による書き込み実験を行ったところ、同一書き込み電流で、高いＭＲを得たのはＣｕの厚みが５０ｎｍ以下の場合であった。
【０２８８】
以上のことから、少なくとも自由磁性層を構成する磁性体の厚みの合計が４ｎｍ以上必要であることがわかる。また、本実験ではＣｏＦｅを磁性体層に用いたが、ＮｉＦｅを用いた実験では少なくとも７ｎｍ以上、さらにＦｅ３Ｏ４を用いたときは少なくとも１０ｎｍ以上必要であった。
【０２８９】
【発明の効果】
本発明の垂直電流型磁気抵抗素子により、従来困難であった抵抗磁力、高ＭＲと高耐熱性が実現できる。高ＭＲは、磁気センサーの感度向上、抵抗磁力化はＭＲＡＭ等の磁気メモリーの書き込み消費電力低減、さらに高耐熱性は、ＭＲＡＭを作製するＣＭＯＳや配線の特性バラツキを抑制するポストアニール温度の向上が可能になるという効果がある。この結果、ＨＤＤ、光ディスク、ＤＤＳなどの磁気記録媒体の記録密度向上、ビットエラーレイトの向上に効果があり、さらに、ＭＲＡＭの高密度化と、ＭＲＡＭの低消費電力化に効果がある。また本発明の垂直電流型磁気抵抗素子を用いたＭＲＡＭは、低消費電力かつ大容量メモリとして携帯機器等への搭載が可能になるという顕著な効果もある。
【図面の簡単な説明】
【図１】本発明の垂直電流型磁気抵抗素子の一形態の断面図である。
【図２】（ａ）（ｂ）とも（実施例１）のサンプル▲１▼のＭＲ曲線を示す図である。
【図３】（ａ）（ｂ）とも（実施例１）のサンプル▲２▼のＭＲ曲線を示す図である。
【図４】（ａ）（ｂ）とも（実施例１）のサンプル▲３▼のＭＲ曲線を示す図である。
【図５】自由磁性層内の外部磁場に対する磁化の応答の例を示す図である。
【図６】素子幅と抗磁力の関係の例を示す図である。
【図７】本発明の垂直電流型磁気抵抗素子の別の一形態の断面図である。
【図８】本発明の垂直電流型磁気抵抗素子のまた別の一形態の断面図である。
【図９】フラックスガイドを用いた磁気センサの一例を示す断面図である。
【図１０】フラックスガイドを用いた磁気センサの動作原理を示す図である。
【図１１】ＭＲの熱処理特性の例を示す図である。
【図１２】本発明の垂直電流型磁気抵抗素子を用いたメモリの例を示す図（ａ）と、自由磁性層の素子形状の例を幅ａ、ｂを用いて示した図（ｂ）である。
【図１３】フラックスガイドを用いた磁気センサの別の例を示す断面図である。
【図１４】（ａ）（ｂ）とも自由磁性層の膜厚構成を変えたＭＲ曲線の例を示す図である。
【図１５】本発明の非破壊読み出し磁気抵抗素子の例の動作原理を示す図である。
【図１６】本発明の非破壊読み出し磁気抵抗素子の別の例の動作原理を示す図である。
【図１７】本発明の非破壊読み出しメモリの構成の例を示す図
【符合の説明】
１０１  上部電極
１０２  層間絶縁膜
１０３  下部電極兼下地層
１０４  基板
１０５  自由磁性層
１０６  中間層
１０７  固定磁性層
２０１  下部シールド
２０２  下地層兼磁気分離層
２０３、２１３  層間絶縁膜
２０５  第１磁性体層
２０６  中間層
２０７  固定磁性層
２１０  フラックスガイド
２１１  上部シールド
２１２  磁気分離層
２１５  非磁性体層／第３磁性体層
２１６  中間層
２１７  固定磁性層
４０１  固定磁性層
４０２  中間層
４０３  第１磁性体層
４０４  非磁性層
４０５  第２磁性体層
４０６  第２非磁性体
４０７  第３磁性体層（メモリ層）
【図１】
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【図２】
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【図３】
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【図４】
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【図５】
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【図６】
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【図７】
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【図８】
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【図９】
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【図１０】
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【図１１】
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【図１２】
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【図１３】
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【図１４】
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【図１５】
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【図１６】
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【図１７】
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