(57)【要約】【課題】再生出力が高く、特にＣＰＰ−ＧＭＲとして用いると最適な磁気抵抗効果素子を提供する。【解決手段】第１の磁性層と、第２の磁性層と、該第１の磁性層と第２の磁性層との間に形成された非磁性中間層とを備える磁気抵抗効果素子において、上記第１の磁性層に含有される磁性体の伝導電子が属するエネルギーバンドと、上記第２の磁性層のうち少なくとも一方に含有される磁性体の伝導電子が属するエネルギーバンドとが同種の軌道とすることにより、磁気抵抗変化率が向上し、且つ電気抵抗が調整される。【選択図】　図１４
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【特許請求の範囲】
【請求項１】
第１の磁性層と、第２の磁性層と、該第１の磁性層と第２の磁性層との間に形成された非磁性中間層とを備える磁気抵抗効果素子において、
上記第１の磁性層に含有される磁性体の伝導電子が属するエネルギーバンドと、上記第２の磁性層のうち少なくとも一方に含有される磁性体の伝導電子が属するエネルギーバンドとが同種の軌道であることを特徴とする磁気抵抗効果素子。
【請求項２】
第１の磁性層と、第２の磁性層と、該第１の磁性層と第２の磁性層との間に形成された非磁性中間層とを備える磁気抵抗効果素子において、
上記第１の磁性層、第２の磁性層のうち少なくとも一方に含有される磁性体の伝導電子が属するエネルギーバンドと、上記中間層に含有される非磁性体の伝導電子が属するエネルギーバンドとが同種の軌道であることを特徴とする磁気抵抗効果素子。
【請求項３】
第１の磁性層と、第２の磁性層と、該第１の磁性層と第２の磁性層との間に形成された非磁性中間層とを備える磁気抵抗効果素子において、
上記第１の磁性層及び第２の磁性層は、ハーフメタル磁性体又は高分極率磁性体を含有することを特徴とする磁気抵抗効果素子。
【請求項４】
前記ハーフメタル磁性体として、酸化物磁性体、磁性半導体、ホイスラー合金のうち少なくとも１種を含有することを特徴とする請求項３に記載の磁気抵抗効果素子。
【請求項５】
上記第１の磁性層、第２の磁性層のうち少なくとも一方は、ｄ電子伝導体であるハーフメタル磁性体として、Ｆｅ３Ｏ４，　ＣｒＯ２，　ＬａＳｒＭｎＯのうち少なくとも１種を含有することを特徴とする請求項１〜３に記載の磁気抵抗効果素子。
【請求項６】
上記第１の磁性層、第２の磁性層のうち少なくとも一方は、ｓ電子伝導体であるハーフメタル磁性体として、（ＭＭｎ）２Ａｌ２（ＭはＣｕ，Ｎｉ，Ｃｏ，Ｆｅ）又はＣｏ２ＭｎＸ（Ｘ＝Ａｌ，Ｓｉ、Ｓｎ、Ｇｅ）なる組成を持つホイスラー合金を含有することを特徴とする請求項１〜３に記載の磁気抵抗効果素子。
【請求項７】
上記第１の磁性層、第２の磁性層のうち少なくとも一方は、ｄ電子伝導体であるハーフメタル磁性体として、ＣｒＡｓの磁性半導体を含有することを特徴とする請求項１〜３に記載の磁気抵抗効果素子。
【請求項８】
上記第１の磁性層、第２の磁性層のうち少なくとも一方は、ｄ電子伝導体である高分極率材料として、ＦｅあるいはＦｅを含有する３ｄ強磁性化合物ＦｅＸであり、ＸがＮｉ，Ｃｏ，Ｃ，Ｎ，Ｏを少なくとも一つ含有し、Ｆｅの含有率が５０％以上である材料を含有することを特徴とする請求項１〜３に記載の磁気抵抗効果素子。
【請求項９】
上記第１の磁性層、第２の磁性層のうち少なくとも一方は、ｓ電子伝導体である高分極率材料として、Ｎｉ、ＣｏあるいはＮｉ，Ｃｏを含有する３ｄ強磁性化合物（Ｎｉ，Ｃｏ）Ｘで、ＸがＦｅ，Ｃ，Ｎ，Ｏを少なくとも一つ含有し、（Ｎｉ，Ｃｏ）の含有率が５０％以上である材料を含有することを特徴とする請求項１〜３に記載の磁気抵抗効果素子。
【請求項１０】
上記非磁性中間層は、ｓ電子伝導体であるＡｕ，Ｃｕ、Ｐｔ，Ａｕ，Ｐｄ，Ａｇ，Ｒｈ，Ｒｕのうち少なくとも１種を含有する貴金属層であることを特徴とする請求項１〜３に記載の磁気抵抗効果素子。
【請求項１１】
上記非磁性中間層は、ｄ電子伝導体である貴金属、ペロブスカイト酸化物、ルチル構造酸化物のうち少なくとも１種を含有することを特徴とする請求項１〜３に記載の磁気抵抗効果素子。
【請求項１２】
上記ｄ電子伝導体である貴金属は、Ｐｔ，Ｐｄ，Ａｇ，Ｒｈ，Ｒｕのうち少なくとも１種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。
【請求項１３】
上記第１の磁性層、第２の磁性層が、ハーフメタル磁性体としてＦｅＯ３４を含有し、且つ中間層が、ペロブスカイト酸化物としてＳｒＴｉＯ又はルチル構造酸化物としてＴｉＯ２を含有することを特徴とする請求項１〜３に記載の磁気抵抗効果素子。
【請求項１４】
上記第１の磁性層はｄ電子伝導体である磁性体を含有し、上記第２の磁性層はｓ電子伝導体である磁性体を含有し、上記非磁性中間層はｄ電子伝導体である非磁性体を含有することを特徴とする請求項１〜３に記載の磁気抵抗効果素子。
【請求項１５】
上記第１の磁性層はｄ電子伝導体である磁性体を含有し、上記第２の磁性層はｄ電子伝導体である磁性体を含有し、上記非磁性中間層はｄ電子伝導体である非磁性体を含有することを特徴とする請求項１〜３に記載の磁気抵抗効果素子。
【請求項１６】
上記第１の磁性層はｄ電子伝導体である磁性体を含有し、上記第２の磁性層はｄ電子伝導体である磁性体を含有し、上記非磁性中間層はｓ電子伝導体である非磁性体を含有することを特徴とする請求項１〜３に記載の磁気抵抗効果素子。
【請求項１７】
上記第１の磁性層はｓ電子伝導体である磁性体を含有し、上記第２の磁性層はｓ電子伝導体である磁性体を含有し、上記非磁性中間層はｓ電子伝導体である非磁性体を含有することを特徴とする請求項１〜３に記載の磁気抵抗効果素子。
【請求項１８】
電流が膜厚方向に流れることにより磁気抵抗効果を生じることを特徴とする請求項１〜１７に記載の磁気抵抗効果素子。
【請求項１９】
上記非磁性中間層を通って上記第１の磁性層及び第２の磁性層間に電流が流れる状態で外部磁界が印加されると、上記第１の磁性層の磁化方向は変化することを特徴とする請求項１〜１７に記載の磁気抵抗効果素子。
【請求項２０】
上記第２の磁性層の非磁性中間層と対向する面とは反対側の面上に反強磁性層を形成し、上記第２の磁性層の磁化を固定することを特徴とする請求項１〜１７に記載の磁気抵抗効果素子。
【請求項２１】
上記第２の磁性層と上記反強磁性層との間に、貴金属層又は面心立方構造合金を含有する金属層が形成されていることを特徴とする請求項２０記載の磁気抵抗効果素子。
【請求項２２】
請求項１〜２１に記載の磁気抵抗効果素子を有する磁気ヘッド。
【請求項２３】
請求項１〜２１に記載の磁気抵抗効果素子と、
前記磁気抵抗効果素子に電流を供給する電極と、
障壁層を介して前記磁気抵抗効果素子に接続された完全分極スピン注入手段とを備えることを特徴とする磁気ヘッド。
【請求項２４】
磁気記録層を有する磁気記録媒体と、
前記磁気記録媒体を駆動する駆動部と、
請求項１〜２１に記載の磁気抵抗効果素子を有する磁気ヘッドと、
前記磁気ヘッドを前記磁気記録媒体上の所定の位置に移動させるアクチュエーターと、
前記磁気ヘッドからの出力信号再生を行う信号処理手段とを備える磁気記録装置。
【請求項２５】
前記磁気ヘッドは、記録部と再生部とを備えることを特徴とする請求項２４記載の磁気記録装置。
【請求項２６】
請求項１〜２１に記載の磁気抵抗効果素子を有する磁気センサと、
前記磁気センサに接続し、素子に電流を流すビット線と、
前記磁気センサ膜を挟んで前記ビット線と対抗した位置の、前記磁気センサ膜から離れた位置にあって、かつ、前記ビット線に直交し、前記磁気センサ膜に記録動作を行うワード線と、
記録信号を増幅する増幅系と、
読み出し、書き込みのスイッチをおこなう読み出しワード線を備えたセルが、複数個並列している構造を持つ磁気メモリ。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、磁気抵抗効果素子、それを備える磁気ヘッド及び磁気記録装置、並びに磁性メモリに関する。
【０００２】
【従来の技術】
磁気記録再生装置においては、記録密度の向上が著しい。この磁気記録再生装置が備える磁気記録再生ヘッドには、記録、再生の両特性に関し、高性能化が要求されている。
【０００３】
特に、磁気再生ヘッドに関しては、（１）高感度化、（２）トラック幅の狭小化技術向上、（３）再生ギャップ間隔の狭小化技術の向上という３点の技術向上が要求されている。
【０００４】
それぞれの高密度記録に対応した技術としては、（１）については、１〜１０（Ｇｂ／ｉｎ２）の記録密度では異方性磁気抵抗効果（ＡＭＲ）が知られ、１０〜２０（Ｇｂ／ｉｎ２）の高記録密度になると、より高感度の得られる巨大磁気抵抗効果（ＧＭＲ）が知られ、さらには、２０〜５０（Ｇｂ／ｉｎ２）記録密度の候補としては、高分極率材料又は酸化物層等をＧＭＲ構造の界面に挟み、電子のスピンの多重反射効果により出力の増大をねらったスペキュラーＧＭＲや、ＮＯＬ−ＧＭＲと呼ばれるアドバンスＧＭＲ効果が知られている。
【０００５】
ＧＭＲを用いた磁気ヘッドは、特開平４−３５８３１０号公報で、スピンバルブと呼ばれる構造が開示されている。この磁気ヘッドは、反強磁性層によって磁化が特定の方向に固定された磁性体からなる固定層と、この固定層に積層した非磁性薄膜と、この非磁性薄膜を介して積層した磁性膜からなる自由層で構成されており、固定層と自由層の磁化の相対的な角度で電気抵抗が変化する磁気抵抗効果素子を備えている。
【０００６】
しかし、今後、さらなる高感度化の進展により、より高感度な再生方式が必要とされている。７０〜１５０（Ｇｂ／ｉｎ２）では、ＭＲ比が非常に高いトンネル磁気抵抗効果（ＴＭＲ）が、感度向上の面から有利である。そして、１５０（Ｇｂ／ｉｎ２）を超えた高記録密度世代では膜面に垂直な方向に検出電流を流す方式のＧＭＲ（ＣＰＰ−ＧＭＲ）等が主流になると考えられる。ＴＭＲは基本技術としてはＰ０３−１５４２１７にて公開されているほか、特開平１０−９１９２５等に公開されている。ただし、非常に薄い絶縁層が特性の重要な部分になっていることに起因した静電圧破壊や、Ｓ／Ｎ確保のための低抵抗化、高バイアス化が課題である。
【０００７】
従来、ＣＩＰ−ＧＭＲ（Ｃｕｒｒｅｎｔ　ｉｎ　Ｐｌａｎｅ　ＧＭＲ：検出電流を膜面内に流すタイプのＧＭＲ）の場合は、以下の問題点を持っている。一つは高線記録密度化に対応するためにＧＭＲ素子の上下に配した磁気シールド膜の間隔を縮めねばならず、素子とシールド間との間に配した絶縁層が薄膜化し、結果的に絶縁が保てないことである。また、再生トラック幅の縮小に伴って磁区制御が困難になり、出力信号の非対称化することも深刻な問題である。
【０００８】
これに対し、ＣＰＰ−ＧＭＲの場合、素子上下を電極とするためシールド間の絶縁特性は重要な問題ではない。したがって、静電圧電流による熱素子破壊や磁界による非線形化の影響も少ないと考えられる。また、素子面積が小さくなったときに出力が向上することが期待されるため、高記録密度に対して有望である。ＣＰＰ−ＧＭＲは多数報告されているが、代表的なものして特表平１１−５０９９５６や、特開平７−２２１３６３に記述がある。
【０００９】
【発明が解決しようとする課題】
将来の磁気再生素子の構造を考えた場合、電流の流れる方向が磁気抵抗効果素子の膜厚方向であり且つ高感度な磁気抵抗センサー、具体的にはＣＰＰ−ＧＭＲ（Ｃｕｒｒｅｎｔ−ｐｅｒｐｅｎｄｉｃｕｌａｒ　ｔｏ　ｐｌａｎｅ　ＧＭＲ）やＴＭＲ（トンネル磁気抵抗効果）等が有力である。これら磁気抵抗センサーの基本的構造は共に、膜面に垂直なセンス電流を流す構造（ＣＰＰ）を利用した磁界センサーであることから、ＣＰＰ方式のセンス電流を流す構造に移行するようになると考えられる。
【００１０】
ＴＭＲ素子は、絶縁体障壁を挟む一対の磁性体からなる素子であり、これの膜厚方向にセンス電流を流す構造である。ＴＭＲ素子では、絶縁障壁層を介した電気伝導のため抵抗が高い。このため、ＴＭＲ素子を再生ヘッドや磁界センサーに用いた場合、さまざまなノイズが発生し、信号対雑音特性（Ｓ／Ｎ）が低下するという問題がある。この問題の対策として、絶縁障壁層の薄膜化による低抵抗化の研究が盛んである。その一方、低抵抗化に伴う出力の低下が否めない。また、ＴＭＲ素子面積を小さくすると、素子抵抗が素子面積に比例して大きくなるという問題がある。
【００１１】
これに対し、ＣＰＰ−ＧＭＲでは、非磁性層を挟む一対の磁性体からなるＧＭＲ構造であり、膜厚方向に電流を流す構造である。膜面方向に電流を流すＣＰＰ−ＧＭＲでは、膜厚方向に垂直な方向に電流を流すＣＩＰ−ＧＭＲと比べると電流パスが短いため、従来のＧＭＲ膜を適用した場合の抵抗は数ミリΩ程度である。このため、ＣＰＰ−ＧＭＲを磁気再生素子に適用するには小さすぎるという特徴がある。さらに、従来型ＧＭＲ膜によるＣＰＰ方向の抵抗変化率は数％程度と高いが、素子面積１μｍ２あたりの出力では、従来型ＧＭＲ膜では抵抗が小さすぎるために、出力は非常に小さい。
【００１２】
したがって、ある程度の比抵抗を持った材料からなり、且つＧＭＲ出力が大きくなるような材料が求められている。
【００１３】
ＣＰＰ−ＧＭＲの大きな課題は、
（１）素子サイズを小さくするための作製プロセス
（２）素子の磁気抵抗変化率を高くするための材料選択と膜構造
（３）素子の電気抵抗を調整するための膜構造
と考えられる。
【００１４】
（１）は、現在のホトリソグラフィーを用いたアライナーやステッパ―を用いた素子作製では、０．５×０．５μｍ２程度の素子が限界である。通常のＧＭＲ膜をＣＰＰ―ＧＭＲタイプの素子にする場合、この程度の大きさでは出力は測定限界程度にしかならない。この原因は、ＧＭＲ膜が金属多層膜からなり、ＣＰＰ−ＧＭＲでは伝導パスが数十ｎｍの膜厚なので電気抵抗が低すぎることに起因する。したがって、ＣＰＰ−ＧＭＲでは、さらに小さくして０．１×０．１μｍ２未満の素子を作製するか、適当な素子面積で適当な素子抵抗になるように材料構成に変更を加えることが必要とされる。素子を小さくする技術としては、原子間力顕微鏡の技術を応用したリソグラフ法や、電子線描画法等が考えられるが、０．１×０．１μｍ２未満の素子を作製することは未解決技術の一つである。
【００１５】
そこで本発明では、素子サイズについては既存の技術で可能な範囲を考え、上記（２）、（３）のように材料や膜構造を最適化することにより、磁気抵抗変化率が高く、且つ電気抵抗が調整され、再生出力の向上した磁気抵抗効果素子、これを備える磁気ヘッド及び磁気記録装置、ならびに磁気メモリを提供することを目的とする。
【００１６】
【課題を解決するための手段】
上述の目的を達成するために、本発明に係る磁気抵抗効果素子は、第１の磁性層と、第２の磁性層と、該第１の磁性層と第２の磁性層との間に形成された非磁性中間層とを備える磁気抵抗効果素子において、上記第１の磁性層に含有される磁性体の伝導電子が属するエネルギーバンドと、上記第２の磁性層のうち少なくとも一方に含有される磁性体の伝導電子が属するエネルギーバンドとが同種の軌道であることを特徴とする。
【００１７】
また、第１の磁性層と、第２の磁性層と、該第１の磁性層と第２の磁性層との間に形成された非磁性中間層とを備える磁気抵抗効果素子において、上記第１の磁性層、第２の磁性層のうち少なくとも一方に含有される磁性体の伝導電子が属するエネルギーバンドと、上記中間層に含有される非磁性体の伝導電子が属するエネルギーバンドとが同種の軌道であることを特徴とする。
【００１８】
さらにまた、第１の磁性層と、第２の磁性層と、該第１の磁性層と第２の磁性層との間に形成された非磁性中間層とを備える磁気抵抗効果素子において、上記第１の磁性層及び第２の磁性層は、ハーフメタル磁性体又は高分極率磁性体を含有することを特徴とする。
【００１９】
また、本発明に係る磁気ヘッド、磁気記録装置、磁気メモリは、上述の磁気抵抗効果素子を有することを特徴とする。
【００２０】
以上のように構成された磁気抵抗効果素子、磁気ヘッド、磁気記録装置、磁気メモリによれば、磁気抵抗効果素子の膜構造、材料が最適化されているので、磁気抵抗変化率が高く、且つ電気抵抗が調整され、再生出力が向上する。
【００２１】
【発明の実施の形態】
以下、本発明を適用するのに好ましい磁気抵抗効果素子、磁気ヘッド、磁気記録装置、磁気メモリについて、詳細に説明する。
【００２２】
本発明を適用した磁気ヘッドは、第１の磁性層（自由層）と、第２の磁性層（固定層）と、第１の磁性層と第２の磁性層との間に形成された中間層とを有する磁気抵抗効果素子を備える。
【００２３】
また、この磁気抵抗効果素子は、第２の磁性層の中間層と対向する面とは反対側の面に形成された反強磁性層と、固定層と反強磁性層との間に形成された軟磁性層と、固定層と軟磁性層との間に形成された貴金属層とを有するものであってもよい。
【００２４】
固定層及び自由層は、それぞれ、ハーフメタルとよばれるＦｅ３Ｏ４、ＣｒＯ２若しくはＺｎＯに遷移金属を添加した材料、ホイスラー合金のうち少なくとも１種の材料を含有している。この磁気抵抗効果素子は、ハーフメタルと呼ばれる材料を中間層の両側に配していることが第一の特徴である。
【００２５】
ハーフメタルとは、その材料のもつ電子構造が、図１（ａ）のような特徴を持つものである。ここで、電子構造について簡単に説明する。なお、図１において、（ａ）はハーフメタル磁性体の電子密度状態を示し、（ｂ）は非磁性金属の電子密度状態を示し、（ｃ）は磁性金属の電子密度状態を示す。
【００２６】
一般に、金属（非磁性）の電子構造は図１（ｂ）ような形をとる。これらの図は、下から上へエネルギー準位の低い（安定）状態から高い状態になっていることを示し、図の横方向は中心をゼロとした電子密度を表すと考えられる。図の中心を境にした左右は、電子が２種類の電子スピンをもつことを区別するものである。なお、便宜的に、右側を上向きスピン（↑）、左側を下向きスピン（↓）と呼ぶこととする。
【００２７】
図中、点線で示したところは、フェルミ面と呼ぶ部分でここの電子が電気伝導の大半を担っている。金属は、フェルミ面のところに電子密度があるため、これが自由電子であり、電気伝導する。ハーフメタルとは、図１に示すようにフェルミ面における電子が、上下スピンのどちらか一方のスピンだけから成る物質のことである。
【００２８】
この電子スピンと磁性とは大きく関係している。磁性体の場合はフェルミ面から下側のバンド内にある電子総数が、上向きスピンと下向きスピンとで大きく異なるという特徴がある。一方、ハーフメタルでは、フェルミ面のスピン数が１００％片側スピンからなるという点が特徴である。
【００２９】
したがって、ハーフメタルであり，かつ、強磁性体である材料が実在する。これを、ハーフメタル磁性体というが、多くのハーフメタルは磁性体であることからここでは総称してハーフメタルと呼ぶことにする。ここで、このスピンの偏りを分極率Ｐという。分極率Ｐは、フェルミ面における上向きスピン電子数をｎ↑、下向きスピン電子数をｎ↓として下記数１であらわされる。
【００３０】
【数１】
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ハーフメタルに電子を流すと、ハーフメタルの電子スピンの向きと同じスピン成分の電子は保存しハーフメタル中を伝導するが、逆向きのスピンをもつ電子は反発力が働くため伝導できない。したがって，ハーフメタル磁性体と金属磁性体とを非磁性金属を介して接合したスピンバルブ構造では、磁性体金属を軟磁性にすれば、外部磁界でその金属磁性膜の磁化が反転したときに磁気抵抗が大きく変化する可能性がある。
【００３１】
原理的に、このようなスピンバルブ構造においては、ハーフメタル磁性体の分極率が１００％の場合、抵抗変化率は無限大となると考えられる。したがって、ハーフメタル磁性体を用いてスピンバルブ構造を構成すれば、抵抗変化率の増大すなわち出力の増加に有効であると考えられる。
【００３２】
さて、実際にはこれらの値は有限の値をとる。これは、フェルミ面に存在する電子の属するバンドが、他の物質への電子伝導の効率を支配していることによる。具体的には、電子の角運動量によって１ｓ、２ｐ、３ｄなどの軌道による電子の種類でわけられ、それぞれがバンドという同じ電子の集団を構成している。フェルミ面での電子が、ｓ電子の材料とｄ電子の材料を接合して電子を流した場合，ｓ電子のスピン情報は、ｄ電子に直接伝わらず反射されたり，わずかなｓ電子やその他複雑な経路を経てｄ電子に伝達されるため、電子伝導の効率は必ずしも良好でない。また、接合を介した二種の材料の抵抗が極端に異なる場合も、電子の流入が阻害されるため、反射損失が小さくない。
【００３３】
そこで、この界面を挟んだ膜構成は、ＧＭＲ膜についても同様で，固定層と中間層、中間層と自由層の界面における伝導電子を最適化させるような材料の組み合わせを選択することで、抵抗変化率の向上が期待できる。
【００３４】
上記のハーフメタル磁性体は、（Ａ）磁性半導体、（Ｂ）一部の酸化物磁性体、（Ｃ）ホイスラー合金に大別される。
【００３５】
（Ａ）磁性半導体としては、ＣｒＡｓ、ＣｒＳｂ、あるいは、閃亜鉛型の結晶構造をもつＩＩＩ―Ｖ族化合物半導体にＭｎなどの磁性体をドープした希薄磁性半導体（ＩｎＭｎＡｓ、ＧａＭｎＡｓ）等で、ＭＢＥ（ｍｏｌｅｃｕｌａｒ　ｂｅａｍ　ｅｐｉｔａｘｙ：分子線エピタキシ法）による単結晶エピタキシャル成長により作製される。
【００３６】
磁性半導体は一般に、ハーフメタル的な特性を示すのは１０Ｋ以下の低温度域である。また、ＺｎＯやＧａＮに遷移金属をドープした磁性半導体、その他の閃亜鉛型結晶構造をもつ磁性半導体については、室温で強磁性的挙動を示し、ハーフメタルである。なお、例外的に、ＣｒＳｂ（〜３５０Ｋ）やＣｒＡｓ（Ｔｃ＞１０００Ｋ）のように高温でも特性を示すものがある。
【００３７】
（Ｂ）の酸化物磁性体としては、例えばＦｅ３Ｏ４がよく知られている。また、ＣｒＯ２、ＬａＳｒＭｎＯ等もハーフメタル材料として使用可能である。Ｆｅ３Ｏ４はハーフメタル特性が室温でも得られる点と磁性体としても磁化が大きくかつ軟磁気特性を得られるので重要である。ただし、一般には単層膜を得るためには５００℃をこえる高温処理あるいは基板温度上の製膜が必要なためにこれまで実用化にはいたっていない。
【００３８】
酸化物ハーフメタル磁性体には、作製温度の問題が大きな課題となり、これまで一般に素子化あるいは実際の磁気ヘッドを作製するには至っていない。Ｆｅ３Ｏ４の場合、近い組成に安定相であるが磁化が低く、ハーフメタルではないＦｅ２Ｏ３という相があり、混層化しやすいのと、ＦｅとＦｅ３Ｏ４とも混相になりやすい傾向にある。ＣｒＯ２もＣｒ２Ｏ３という絶縁体と混相化しやすいため、酸素雰囲気中の高温作製など特別な作成法が必要である。
【００３９】
この問題に関して、Ｆｅ３Ｏ４の成長エネルギーを調整することで、単相化することが可能である。ＲＦスパッタリング法で基板上にこれらの貴金属膜を形成し、この上にＦｅ３Ｏ４を形成する方法である。この方法では、基板温度３００℃で製膜した場合に、ＸＲＤパターンから単層のＦｅ３Ｏ４であり、かつ、室温での飽和磁化が０．５５〜０．６テスラとなりバルクのＦｅ３Ｏ４（室温における飽和磁化は０．５〜０．６テスラ）と同じ値となり、かつ、Ｆｅ３Ｏ４の特徴である１２０Ｋ付近での飽和磁化の温度依存性異常（フェルベ−点）も確認できている。これは、基板温度２５０℃以上ではほぼ同様である。基板温度が１５０〜２００℃でも０．５テスラ以上の飽和磁化である。したがって、この方法でＦｅ３Ｏ４単層膜の形成ができていると考える。また、数ｎｍの薄膜化も可能である。
【００４０】
ホイスラー合金とはＣｕ２ＭｎＡｌといわれる構造を持つ特徴がある材料で、規則状態でＭｎ原子に局在する磁気モーメントに起因した強磁性を示すことで有名な材料である。一般には、（ＭＭｎ）２Ａｌ２（ＭはＣｕ，Ｎｉ，Ｃｏ，Ｆｅ）あるいは、Ｃｏ２ＭｎＳｉなどＡｌをＳｉやＳｎ、Ｇｅで置き換えた系がＴｃも高く磁性も大きい。この磁性はＭｎのｄ電子に起因しているが、伝導電子はＳ電子およびｐ電子によるとされておりＭｎのｄ電子による長距離相互作用でこれらが完全分極し、ハーフメタルになっていると考えられている。これらの材料は、ＭＢＥ装置あるいはスパッタリング装置を用いて基板温度３００℃で形成することで作製できる。さらに、５００−８００℃の温度で長時間熱処理することで完全規則化される。
【００４１】
次に、これらハーフメタル磁性体を含有する磁性膜を中間層を介してハーフメタルを含有する磁性体を含有する磁性膜と接合させた場合の磁気抵抗効果特性が、ハーフメタル磁性体を含有する磁性膜を中間層を介して他の磁性体を含有する磁性膜と接合させた場合の磁気抵抗効果特性と比較して、どの程度向上するかという点が重要である。これについては，界面における接合と電子トランスポートを考慮した計算を行ったところ、いかの結果を得た。
（１）片側がｄ電子ハーフメタルのＣＰＰ−ＧＭＲ構造、中間相の電子種がｓ電子、相手側磁性膜の電子種がｓ電子の場合、正または負の磁気抵抗変化
（２）片側がｄ電子ハーフメタルのＣＰＰ−ＧＭＲ構造、中間相の電子種がｄ電子、相手側磁性膜の電子種がｓ電子の場合、正の磁気抵抗変化
（３）片側がｄ電子ハーフメタルのＣＰＰ−ＧＭＲ構造、中間相の電子種がｓ電子、相手側磁性膜の電子種がｄ電子の場合、正の１００％近い磁気抵抗変化。但し電子が少ないため、反射や散乱による損失大。
（４）片側がｄ電子ハーフメタルのＣＰＰ−ＧＭＲ構造、中間相の電子種がｓ電子、相手側磁性膜の電子種がｓ電子とｄ電子が混成している場合、（１）と（３）との差し引きで小さな磁気抵抗変化。
（５）片側がｄ電子ハーフメタルのＣＰＰ−ＧＭＲ構造、中間相の電子種がｓ電子とｄ電子、相手側磁性膜の電子種がｓ電子の場合、（１）と（２）との差し引きの磁気抵抗変化。
（６）片側がｄ電子ハーフメタルのＣＰＰ−ＧＭＲ構造、中間相の電子種がｄ電子、相手側磁性膜の電子種がｄ電子の場合、ほぼ１００％の磁気抵抗変化。
【００４２】
これは、中間相および自由層の電子状態を最適化する条件としてこれらフェルミ面における電子種を基にした材料指定が可能ということを示唆している。
【００４３】
通常のＦｅ３Ｏ４／Ａｕ／ＮｉＦｅなどでは、Ｆｅ３Ｏ４層はｄ電子がフェルミ面を構成しているのに対して、Ａｕ層はｓ電子、ＮｉＦｅ層はｓ電子とｄ電子が混成している。これは、（４）の場合に相当するため、磁気抵抗変化率ΔＲ／Ｒは小さい値となる。
【００４４】
これに対し、例えば自由層であるＮｉＦｅ層をフェルミ面のｄ電子密度の大きいＦｅに変えることで（２）に近い構成としてΔＲ／Ｒが向上する。また、さらには自由層のＮｉＦｅ層を、やはり１００％ｄ電子ハーフメタルのＦｅ３Ｏ４に変えることで、ΔＲ／Ｒは高くなる。
【００４５】
さらに、中間層を構成しているＡｕ層を、ｄ電子成分がフェルミ面レベルにあるＰｔに変えた場合もΔＲ／Ｒは大きくなると考えられる。さらに、Ａｕ層をＴｉＯ２などの酸化物半導体で、フェルミ面の電子がｄ電子である材料にした場合は、（６）の構造になり、ΔＲ／Ｒはきわめて高い値をとると考えられる。また、この場合、素子を構成する各層の比抵抗がほぼ同じ値になることから、接合面でのインピーダンス不整合による反射損失が最小限となることが期待できる。
【００４６】
次に，磁気抵抗効果素子としては、ハーフメタル磁性体は自由層および固定相側の磁性膜になる。固定層の磁化固定の方法として、一般のＧＭＲ再生ヘッドで適用されている反強磁性結合方式を適用することを考えた場合、反強磁性膜は、下地膜としてＮｉＦｅなどの金属磁性膜上に形成する必要がある。酸化物磁性膜上に金属磁性膜／反強磁性膜を形成した場合に、酸化物磁性体（ハーフメタル磁性体）から金属磁性体膜へ酸素拡散が発生し、ハーフメタル特性の劣化、金属磁性膜の酸化、劣化が起きる可能性があり、信頼性が低下する可能性がある。
【００４７】
これに対して、反強磁性膜と、酸化物磁性膜（ハーフメタル）とを積層フェリ構造を介して結合する構造を用いた。これを用いることにより、反強磁性膜が中中間層の上側でも下側でも、積層フェリの中間膜（貴金属膜）が酸化防止膜の働きをするために信頼性の高い膜を作製することが可能である。この場合も、積層フェリ結合が、金属磁性膜と酸化物磁性体膜の間で形成されるために、従来にない新しい構造である。
【００４８】
なお、反強磁性膜としては、ＭｎＰｔ，　ＣｒＭｎＰｔ，　ＰｄＭｎＰｔ，　ＭｎＩｒ等の材料を適用することが可能である。
【００４９】
また、磁区制御については、ＣＦＳ（Ｃｌｏｓｅｄ　Ｆｌｕｘ　Ｓｔｒｕｃｔｕｒｅ）構造やハードバイアス構造が候補である。ＣＦＳ構造とは、自由層の、中間層と接する面と反対側の面に接して、非磁性中間層を形成し、この上に軟磁性膜と反強磁性膜を順次形成したものである。素子形状にしたときに、素子端部で上記軟磁性膜の端部の磁極と、自由層の端部に生じる磁極が静磁結合し中和されることで磁区発生を抑止する方法である。大面積では、面内結合の影響等無視できなかったが、素子面積が小さくなった場合に有効になると考えられる。
【００５０】
ハードバイアス方式とは、素子のトラック幅方向の断面において素子と接した形に永久磁石材料を配し、永久磁石の端部磁極で自由層の磁区発生を抑止する方法で比較的実績のある方法である。ただし、非対称性の影響を考慮すると永久磁石が精度良く素子に対して対称に接することが必要である点と、素子面積が小さくなると精度および磁区制御の強度の点で課題がある。
【００５１】
［実施例１］
まず、基板上に、ハーフメタル磁性体としてＦｅ３Ｏ４を含有する磁性膜を形成した。なお、基板としては、ガラス基板、酸化マグネシウム基板、ＧａＡｓ基板、ＡｌＴｉＣ基板、ＳｉＣ基板、Ａｌ２Ｏ３基板又はＳｉＯ２基板等を用いることができる。
【００５２】
膜作製法としては、ＲＦスパッタリング法を用いた。到達真空度は５×１０−３Ｐａ以下であり、ターゲットはＦｅ３Ｏ４の燒結体ターゲットである。Ａｒ雰囲気中で、約１〜０．１Ｐａの圧力、５０Ｗ〜１５０Ｗのパワーで膜成長させた。膜の成長速度は０．１Ａ／ｓ未満である。あるいは、分子線エピタキシー法（ＭＢＥ）でＦｅを蒸着源とし、これを蒸着しながら、雰囲気中に酸素を入れる方法によっても、０．１〜０．０１Ａ／ｓ程度の非常にゆっくりとした膜形成速度で膜形成した場合にＦｅ３Ｏ４の形成が確認された。
【００５３】
これらの基板上に直接Ｆｅ３Ｏ４を形成した場合は、室温成膜した膜の飽和磁化は０．１テスラ未満であり、基板温度４００℃における飽和磁化も０．２テスラ〜０．３テスラだった。この値は、Ｆｅ３Ｏ４単層としては低い値である。
【００５４】
また、このようにして作製した膜は非晶質傾向の強い膜になった。これをほぼ完全なＦｅ３Ｏ４単層膜にするためには、基板温度を５４０℃以上の高温にし、結晶化を促進する手段を施すことが必要であった。ただし、上述の単結晶基板を用い、スパッタ室雰囲気のＨ２Ｏ分率を低減し、低レート、低エネルギで膜形成する新規な作成法により、２５０℃以上の基板温度において膜厚１０〜５０ｎｍの膜において飽和磁化０．４テスラ以上をもつＦｅ３Ｏ４膜を作製することができた。
【００５５】
この膜の抵抗が、図２に示すような１２０Ｋ以上の高温側の半導体的な温度依存性から、１２０Ｋ未満の絶縁体へと転移するＦｅ３Ｏ４に特有の現象（フェルベー転移）を１２０Ｋ付近に確認できることや、図３のＸＲＤの回折ピークからＦｅ３Ｏ４であることが確認された。このＦｅ３Ｏ４は、ハーフメタリックな特性を持つことが理論および過去の分光分析等から知られている材料であり、膜厚５ｎｍまで結晶性は確認可能である。
【００５６】
図４に飽和磁化の膜厚依存性を示す。図４から、薄膜化が進むと膜の飽和磁化は急激に減少する傾向にあるが、１ｎｍ程度では磁化は確保されている。この図から、Ｆｅ３Ｏ４膜の膜厚が１０ｎｍを超えた領域ではＦｅ３Ｏ４膜の飽和磁化は０．５テスラ程度だが、膜厚０．８ｎｍ未満ではやや減少し０．４テスラ程度に低下したが、マグネタイトとしての強磁性的特性は維持されていると考える。これより薄い場合は厚さによる特性の変化が急峻なため、磁気再生ヘッドの構造材料としてはあまり適さない。
【００５７】
次に、基板上に貴金属下地層を形成し、この貴金属層上にハーフメタルＦｅ３Ｏ４を含有する磁性膜を形成した。
【００５８】
ハーフメタルＦｅ３Ｏ４を磁気再生ヘッドの磁気抵抗素子に適用する場合、素子の下部に電極兼下地膜となる導電性膜が必要である。また、適当な下地膜を選択することで成長温度を低減できる可能性が高いと考えた。そこで、上述の基板上に貴金属であるＰｔ，Ｐｄ，Ｒｈ，Ｒｕ，Ｉｒ，Ａｕ，Ａｇの膜をそれぞれ厚さ２ｎｍで形成した。この膜上にＦｅ３Ｏ４膜を、先に述べた作製法で厚さ５０ｎｍ成長し、磁気的性質の温度依存性を調べた結果、Ｐｔ，Ｐｄ，Ｒｈ，Ｒｕ，Ｉｒ，Ａｕ，Ａｇ，Ｃｕでほぼ良好なＦｅ３Ｏ４成長が確認された。特に、Ａｕ、Ｐｄ、Ｐｔ下地膜を適用した場合、基板温度２００℃でも、Ｆｅ３Ｏ４膜の飽和磁化は約０．５テスラが得られている。また、この膜の保磁力は約１Ａ／ｍであり良好な軟磁性膜である。
【００５９】
また、これら下地の貴金属膜が５０ｎｍ〜１００ｎｍの厚さとなった場合、表面粗さＲａを０．４ｎｍ以下にすることにより、同様の値が得られることを確認した。また、これら貴金属の下に、ＣｒやＴａなどの適当な下地膜を数ｎｍから数十ｎｍ挿入することにより、この上に成長した貴金属膜の表面構造が平滑化し、Ｆｅ３Ｏ４膜の成長が促進される。
【００６０】
再生ヘッドに適用するためには、ハーフメタルの膜厚〜１ｎｍ程度で上記の特性を示すことが必要である。薄膜化の課題は、薄くすると膜を構成する磁性粒子の磁化スピンの磁気エネルギーよりも、温度エネルギーが高くなるために、磁化の向きがばらばらになる超常磁性になる点がある。このため、いわゆる超常磁性限界膜厚よりも膜厚が厚いことが必要である。ただし、固定層の場合には薄膜化したハーフメタル層に反強磁性膜や強磁性膜を接触させることで磁化をサポートし、磁化特性を高い状態に保つことが可能である。
【００６１】
また、Ｆｅ３Ｏ４以外の酸化物ハーフメタル材料であるＣｒＯ２、ＺｎＯ、ＧａＮについても、上述のＦｅ３Ｏ４の場合と同様に下地貴金属膜を形成して、その上に成長させたところ基板温度が２５０℃でも単層膜が形成されていることを確認した。ＺｎＯは、Ｖ，Ｃｒ，Ｆｅ，Ｃｏ，Ｎｉの強磁性金属を約２５％ドープすると、強磁性ハーフメタルの状態になる。また、ＧａＮについてもＭｎを２５％ドープすると強磁性ハーフメタルになる。これらの材料についても下地貴金属膜上の形成は有効である。
【００６２】
ホイスラー合金とはＣｕ２ＭｎＡｌといわれる構造を持つ特徴がある材料で、規則状態でＭｎ原子に局在する磁気モーメントに起因した強磁性を示すことで有名な材料である。一般には、（ＭＭｎ）２Ａｌ２（ＭはＣｕ，Ｎｉ，Ｃｏ，Ｆｅ）あるいは、Ｃｏ２ＭｎＳｉなどＡｌをＳｉやＳｎ、Ｇｅで置き換えた系がＴｃも高く磁性も大きい。この磁性はＭｎのｄ電子に起因しているが、伝導電子はｓ電子およびｐ電子によるとされておりＭｎのｄ電子による長距離相互作用でこれらが完全分極し、ハーフメタルになっていると考えられている。これらの材料は、ＭＢＥ装置あるいはスパッタリング装置を用いて基板温度２００℃〜３００℃で形成することで作製できる。さらに、５００−８００℃の温度で長時間熱処理することで完全規則化される。
【００６３】
［実施例２］
ハーフメタル材料を中間層を介して他の磁性体と接合させた場合に磁気抵抗効果特性が従来型ＧＭＲなどと比べて向上するかどうかは重要な課題である。これを明らかにするため，界面における接合を電子トランスポートを考慮したモデルにより計算した。具体的には，図５にあるように、同じ電子軌道間における電子の飛び移りが大きいことを考慮してＦｅ３Ｏ４（５０２）／中間層（ｓ電子系）（５０３）／ＣｏＦｅ（ｓ電子系と仮定）（５０４）についてモデル計算した。コンダクタンスＣは、飛び移り確率（ｔｒａｎｓｍｉｓｓｉｏｎ　ｒａｔｅ）をＴ，左（右）側電極の界面状態密度をＤＬ（Ｒ）とすると以下の数２のように表される。
【００６４】
【数２】
2004039941.tif 000004
電子状態として図６のようなモデル的な電子密度分布の接合を考えた。この電子密度分布は、第一原理や局所密度汎関数法によるバンド計算で得られた結果を簡略化したものである。このとき、以下の結果を得た。
（１）図７に示すように、片側がｄ電子伝導ハーフメタル（７０１）のＣＰＰ−ＧＭＲ構造で、ｓ電子伝導中間層（７０２）、相手側磁性膜がｓ電子伝導ハーフメタル（７０３）の場合は、正または負の磁気抵抗変化
（２）図８に示すように、片側がｄ電子伝導ハーフメタル（８０１）のＣＰＰ−ＧＭＲ構造で、ｄ電子伝導中間層（８０２）、相手側磁性膜がｓ電子伝導ハーフメタル（８０３）の場合は、正の磁気抵抗変化
（３）図９に示すように、片側がｄ電子伝導ハーフメタル（９０１）のＣＰＰ−ＧＭＲ構造で、ｓ電子伝導中間層（９０２）、相手側磁性膜がｄ電子伝導ハーフメタル（９０３）の場合は、正の１００％近い磁気抵抗変化。但し電子が少ないため、反射や散乱による損失大。
（４）図１０に示すように、片側がｄ電子伝導ハーフメタル（１００１）のＣＰＰ−ＧＭＲ構造で、ｓ電子伝導中間層（１００２）、相手側磁性膜の電子種がｓ電子伝導とｄ電子伝導が混成しているｓ＋ｄ電子伝導ハーフメタル（１００３）の場合は、（１）と（３）との差し引きで小さな磁気抵抗変化。
（５）図１１に示すように、片側がｄ電子伝導ハーフメタルのＣＰＰ−ＧＭＲ構造（１１０１）で、ｓ＋ｄ電子伝導中間層（１１０２）、相手側磁性膜がｓ電子伝導ハーフメタル（１１０３）の場合は、（１）と（２）との差し引きの磁気抵抗変化。
（６）図１２に示すように、片側がｄ電子ハーフメタルのＣＰＰ−ＧＭＲ構造（１２０１）で、ｄ電子伝導中間層（１２０２）、相手側磁性膜がｄ電子伝導中間層（１２０３）の場合は、ほぼ１００％の磁気抵抗変化。
【００６５】
具体的には、（１）の場合、図１３の中間層がｓ電子伝導体とされている曲線に相当する抵抗変化が予想される。これは、中間層の膜厚に依存して正や負に振動する磁気抵抗変化である。また、計算値でも磁気抵抗変化率が±３０％程度で低い。
【００６６】
これに対して（２）の場合は、図１３の中間層ｄ電子と示された曲線で、正の磁気抵抗で、かつ、磁気抵抗変化率が９０％近い値になっている。実際は、中間層の電子密度が低い点と、磁性膜と中間層とのインピーダンスの問題がありこれよりも値が小さくなるが高い値である。
【００６７】
これに対して、（３）の構造では、図１４に示すように、ｄ電子ハーフメタル膜／ｓ電子中間層膜／ｄ電子膜でも高いＧＭＲになることがわかる。この場合も、インピーダンスの問題がありこれよりも値が小さくなる。
【００６８】
また、（４）、（５）は、それぞれ、（１）と（２）あるいは、（１）と（３）が混ざった状態である。計算値からこれらの状態でも、磁気抵抗変化率は従来のタイプよりも高くなる。ただし、実際にはｓ電子の影響を強く受ける場合が多く、各値の差し引きか、それ以下の値となるため、抵抗変化率は計算で予想される値よりは低くなると考えられる。
【００６９】
最後に，（６）にて述べた、ｄ電子ですべて接合したｄ電子ハーフメタル膜／ｄ電子中間層膜／ｄ電子膜では、図１４の中間層がｄ電子伝導体と表記した曲線で示されるように１００％近い高い抵抗変化率が得られる。このとき、中間層のフェルミ面との交叉も大きく、電子密度が高い。また、ｄ電子伝導体は、酸化物半導体のような高抵抗体が多く、インピーダンスの接合が良好であり、反射損失が小さい。したがって、この方式は最適である。これは、中間相および自由層の電子状態を最適化する条件としてこれらフェルミ面における電子種を基にした材料指定が可能ということを示唆している。
【００７０】
以上の結果から、Ｆｅ３Ｏ４などのｄ電子をフェルミ面の電子状態にもつハーフメタルを使用する場合は、（Ａ）相手側磁性体をｄ電子系とする。少なくともｄ電子が主の伝導電子である磁性体を配する。または、（Ｂ）中間層をｄ電子伝導系の材料に変更する。ことが重要な条件である。
【００７１】
上記（Ａ）にて述べたｄ電子系の材料として、通常の磁性体としては、Ｆｅ、およびＦｅを含有する３ｄ強磁性化合物ＦｅＸで、ＸがＮｉ，Ｃｏ，Ｃ，Ｎ，Ｏを少なくとも一つ含有し、Ｆｅの含有率が５０％以上である材料が考えられる。例えばＦｅではフェルミ面で３ｄ電子とｓ電子が混成しているものの、両者のスピンは上向きで同一である。これに対して、ＮｉやＣｏが主となる系においては、３ｄ電子とｓ電子とのスピンが逆向きで、ｄ電子が下向きスピンとなっているために磁気抵抗は低くなる。
【００７２】
また、ｄ電子系のハーフメタル材料であるＦｅ３Ｏ４、ＣｒＯ２、ＬａＳｒＭｎＯはｄ電子系のハーフメタル磁性体である。ハーフメタルであることにより伝導は１００％偏極した電子であり、上記（Ａ）でのべた材料として有効である。例えばＦｅ３Ｏ４の場合は下向きｄ電子がフェルミ面を構成していることがわかっている。
【００７３】
また、これ以外のホイスラー合金は、ハーフメタルであるが、フェルミ面においてはｓおよびｐ電子が接合しているのでｄ電子系としては効果が小さい。ＣｒＡｓなどの磁性半導体では、ｄ電子がフェルミ面で主要な電子となっており、有効である。また、ＧａＭｎＡｓなどの希薄磁性半導体やＺｎ−Ｏでは、フェルミ面の電子がｄ電子とｐ電子の混成となっており、ｄ電子で接合された部分では有効と考えられる。
【００７４】
また、中間層としては、Ｐｔ，Ａｕ，Ｐｄ，Ａｇ，Ｃｕ，Ｒｈ，Ｒｕなどの貴金属ではｓ電子伝導であるが、上述した（５）以外のｓ電子系の中間層として有効である。さらに、Ｐｔ，Ｐｄ，Ａｇは、フェルミ面近傍にｄ電子状態が多数存在するため、ｄ電子接合を形成しやすいため、ｄ電子中間層の効果が期待できる。また、ＳｒＴｉＯなどのペロブスカイト酸化物、ＴｉＯ２などのルチル構造酸化物からなる中間層材料では、フェルミ面の電子状態としてｄ電子密度が高い。例えばＴｉＯ２では、計算および光電子スペクトルによる実測によりｄε軌道がフェルミ面に出ていることがわかっている。また、ＳｒＴｉＯもＴＭＲの中間層に用いた場合の極性変化の挙動などから、ｄ電子系の伝導が確認されている。
【００７５】
第一の磁性層がｓ電子系のハーフメタル（１５０１）だった場合には、図１５の構造となる。中間層（１５０２）、磁性層（１５０３）をｓ電子伝導体で接合したものが有効である。第二の磁性層にはホイスラー合金、あるいは、Ｎｉ，Ｃｏなどを多く含有した材料。中間層には、、Ｐｔ，Ａｕ，Ｐｄ，Ａｇ，Ｃｕ，Ｒｈ，Ｒｕなどの貴金属ｓ電子伝導材料が有効である。
【００７６】
［実施例３］
従来のスピンバルブタイプのＧＭＲ素子は、少なくとも図１６に示すように、自由層１６０１と固定層１６０３との間にＧＭＲ中間層１６０２が形成されている構造を含む多層膜構造となっている。
【００７７】
図１７に、基板／Ｆｅ３Ｏ４（４０ｎｍ）　／Ａｕ（５ｎｍ）／ＮｉＦｅ（５ｎｍ）の構成でのＣＩＰ−ＧＭＲの状態を示す。これによると、基板／Ｆｅ３Ｏ４／Ｐｔ／ＮｉＦｅでは下に凸の負のＧＭＲが観察されている。通常の基板／ＣｏＦｅ／Ｃｕ／ＣｏＦｅなどでは正のＧＭＲになる。この極性は、磁性層、および、中間層の伝導電子と相関する傾向にある。すなわち、Ｆｅ３Ｏ４はｄ電子伝導体であり、Ａｕはｓ電子伝導体、ＮｉＦｅはｓとｄが混成した状態である。このとき、ｄ／ｓ／ｓ＋ｄの組み合わせは、正のＧＭＲと負のＧＭＲの混成となると予想されるが、実際もそのような結果になっている。基板／ＣｏＦｅ／Ｃｕ／ＣｏＦｅなどでは、ｓ／ｓ／ｓの組み合わせなので、正のＧＭＲとなる。ところが、中間層の材料としてＰｔを考えると、Ａｕよりもｄ電子の状態数が多く、ｄ電子伝導性が高い。このため、ｄ／ｓ／ｓ＋ｄの組み合わせ成分が現れて、正のＧＭＲになる。同様に、ＧＭＲの値も基板／Ｆｅ３Ｏ４／Ｐｔ／ＮｉＦｅのほうが基板／Ｆｅ３Ｏ４／Ａｕ／ＮｉＦｅよりも倍近く高くなる。
【００７８】
一方、ＣＰＰ−ＧＭＲは、図１８に示すように基体１８０１上に下部電極１８０２を備え、その上に固定層（１８０３）、中間層（１８０４）、自由層（１８０５）、保護膜等（１８０６）、電極（１８０８）を備え、上部電極と下部電極は絶縁膜１８０７で絶縁された構造を少なくとも持っている。この固定層（１８０３）、中間層（１８０４）、自由層（１８０５）の位置関係は、後に述べるＧＭＲ素子構造であるＡＦ上置き、ＡＦ下置き等いずれにも適用することが可能である。下部電極１８０２はＡｕ，Ｃｕ，ＮｉＦｅ、Ｃｒ、Ｒｕを少なくとも含有する材料からなる。基板／Ａｕ（１００ｎｍ）／Ｆｅ３Ｏ４（４０ｎｍ）　／Ａｕ（５ｎｍ）／ＮｉＦｅ（５ｎｍ）の構成でのの場合、図１９のようなＣＰＰ−ＧＭＲ特性を確認できる。
【００７９】
この相手側の自由層にＮｉＦｅではなくＦｅにした場合は、膜構成としては図８に近い状態である。このとき、磁気抵抗変化率は観察され基板／Ａｕ／Ｆｅ３Ｏ４（４０ｎｍ）／Ａｕ（５ｎｍ）／Ｆｅ　（２．５ｎｍ）では、０．２％以上のＣＰＰ−ＧＭＲ変化率となり、基板／Ａｕ／Ｆｅ３Ｏ４／Ａｕ／ＮｉＦｅの約２倍以上の高いＧＭＲが確認できた。また、基板／Ｆｅ３Ｏ４（４０ｎｍ）／Ａｕ（５ｎｍ）／Ｆｅ３Ｏ４（１０ｎｍ）でも約２倍以上のＧＭＲ向上が見られた。この中間層材料を変えて、上下磁性膜を同じハーフメタルとした基板／Ｆｅ３Ｏ４（４０ｎｍ）／Ｐｔ（５ｎｍ）／Ｆｅ３Ｏ４（１０ｎｍ）では、約３倍〜１０倍の出力（１％）を確認した。
【００８０】
また、図１２に相当する構造として、中間層にＴｉＯ２を用いた基板／Ｆｅ３Ｏ４（４０ｎｍ）／ＴｉＯ２（５ｎｍ）／Ｆｅ３Ｏ４（１０ｎｍ）では、基板／Ｆｅ３Ｏ４／Ａｕ／ＮｉＦｅをはるかに超える抵抗変化率となり、１０％を超える抵抗変化率をＣＰＰ−ＧＭＲで確認できると考えられる。
【００８１】
上記のようなＧＭＲ構造の膜を磁気再生ヘッドあるいはＧＭＲセンサとして用いる場合には、固定層は、自由層との保磁力の差を用いる保磁力差型のＧＭＲ素子もあるが、磁気特性を最大効率で用いるためには、固定層に、さらに反強磁性膜が接し、その交換結合磁界によって磁化を固定するタイプが望ましい。
【００８２】
また、固定層の薄膜化を促進するために、従来のＧＭＲでは、固定層の中間層と接している面とは反対側の面に、Ｒｕ膜、金属軟磁性膜、反強磁性膜を積層した膜構造とすることがある。この場合、Ｒｕ膜の膜厚を制御することで、固定層と金属軟磁性膜が反強磁性的な結合をする積層フェリと呼ばれる構造であり、一般的な構造である。
【００８３】
これをこれまで述べてきたＧＭＲ構造を備えたＣＰＰ構造に適用し、固定層磁化を反強磁性結合させる場合の構造と特性について以下に述べる。まず、反強磁性膜（ＡＦ膜）が下側になる構造として図２０に示す構造を示す。一例として、自由層２００８（膜厚３ｎｍ）／ＧＭＲ中間層２００７（膜厚２ｎｍ）／固定層２００６（ｎｍ）／貴金属層２００５（ｎｍ）／軟磁性層２００４／反強磁性膜２００３（膜厚１２ｎｍ）／Ｃｒを含む下地膜／基板を順次積層した構造を実際に作製したところ、これらの膜の固定層２００６の磁化は、下地層の貴金属層膜２００５を構成する材料や膜厚によっては、軟磁性層２００４の磁化（反強磁性膜２００４による磁化固定のため磁化している）と磁気的に結合し、結合磁界による磁化ループのシフトが生じ、スピンバルブ的挙動を示す。例えば、Ｒｕならば膜厚約０．８〜１．２ｎｍで、酸化物磁性体（Ｆｅ３Ｏ４）を含む固定層２００６／貴金属（Ｒｕ）を含む貴金属層２００５／金属磁性体（ＮｉＦｅ）を含む軟磁性膜２００４の構造／反強磁性膜２００３で、積層フェリ構造と呼ばれる反強磁性結合が形成されていることを確認した。この貴金属層を構成する材料はＰｔ，Ｐｄ，Ｒｈ，Ｒｕ，Ｉｒ，Ａｕ，Ａｇのいずれかで、膜厚が０ｎｍ〜１．８ｎｍの範囲で結合が得られた。実際は、この貴金属層が無くても結合はえられる。ただし、貴金属層があるほうが効果が大きい。
【００８４】
反強磁性材料は、結合定数が高いのはＣｒＭｎＰｔやＭｎＰｔ系の反強磁性体材料である。ただし、これには熱処理が必要である。ＰｄＭｎＰｔ，　ＭｎＩｒ，　ＭｎＲｈ，ＮｉＯあるいはこれを含有する反強磁性材料も、保磁力の低い材料系では有効である。ＭｎＩｒは室温で結合がえら得るため有用である。反強磁性体の膜厚は、Ｆｅ３Ｏ４膜の場合、Ｆｅ３Ｏ４膜厚が５ｎｍのときＣｒＭｎＰｔやＭｎＰｔ系では結合磁界が最大９００Ｏｅ程度、ＭｎＩｒでは５５０Ｏｅ程度である。
【００８５】
このことから、ＣＰＰ―ＧＭＲ構造としての出力である磁気抵抗変化率の高い磁気抵抗効果膜が得られることがわかった。また、これは、Ｆｅ３Ｏ４以外のハーフメタル酸化物磁性体膜を固定層に用いた磁気抵抗効果膜についても同様に有効な構造である。
【００８６】
この構造について、例に挙げたものの他に、軟磁性層２００４にもちいる磁性金属は、Ｎｉ８０Ｆｅ２０あるいはＣｏ９０Ｆｅ１０に代表される軟磁性金属材料である。
【００８７】
一方、反強磁性膜が上側に配置する構造を図２１に示す。この構造の一例として、Ｔａを含む保護膜２１０９（ｎｍ）／ＭｎＰｔを含む反強磁性膜２１０８（１２ｎｍ）／ＮｉＦｅを含む軟磁性膜２１０７／貴金属層２１０６／Ｆｅ３Ｏ４固定層２１０５（ｎｍ）／ＧＭＲ中間層２１０４（ｎｍ）／ＣｏＦｅを含む自由層２１０３／Ｃｒを含む下地層２１０２／基板２１０１膜を順次積層した膜を作成した。これについても、同様の磁気抵抗効果特性が得られることがわかった。各構成要素に対する詳細は、上に述べたものと同じである。
【００８８】
［実施例４］
ここで、ＣＰＰ−ＧＭＲ構造の磁気抵抗効果素子として、図２０、図２１にある構造をもつ膜を適用する。膜の材料構成は、図８、９、１０、１１、１２、１５の構造である。ＣＰＰ−ＧＭＲ膜に要求される基本的特性としては、
（ａ）膜の面積抵抗が１Ωｕｍ２以下（素子面積によって変わる）
（ｂ）磁気抵抗変化率２％以上
（ｃ）磁性体の保磁力
がある。
（ａ）の面積抵抗ＲＡについては、素子中のハーフメタルにＦｅ３Ｏ４などの酸化物磁性体を用いた場合には、貴金属層２００５，２１０６／酸化物ハーフメタルを含有する固定層２００５，２１０６／貴金属を含有する中間層２００７，２１０４／自由層２００８，２１０３という基本構造を仮定し、Ｐｔ（膜厚１０ｎｍ）／Ｆｅ３Ｏ４（膜厚Ｘｎｍ）／Ａｕ（膜厚３ｎｍ）／　Ｆｅ３Ｏ４（膜厚５ｎｍ）についてＦｅ３Ｏ４層の膜厚を変えたときの面積抵抗の変化を１２０ｎｍ×１２０ｎｍの形状をもつ素子について計算する。Ｆｅ３Ｏ４の抵抗率は約３５００μΩｃｍ〜３５０００μΩｃｍ、その他Ｐｔの抵抗率は３０μΩｃｍ、Ａｕは２μΩｃｍである。
【００８９】
Ｆｅ３Ｏ４の膜厚が２０ｎｍと１０ｎｍのとき、Ｆｅ３Ｏ４の抵抗率は３５００μΩｃｍとすると、素子抵抗は約７３Ω、ＲＡは１．０５Ωｕｍ２となり、また、Ｆｅ３Ｏ４の膜厚が１０ｎｍと５ｎｍのとき、素子抵抗は約３６Ω、ＲＡは０．５Ωｕｍ２となる。Ｆｅ３Ｏ４の膜厚が５ｎｍと２．５ｎｍのとき、素子抵抗は約１８Ω、ＲＡは０．２５Ωｕｍ２となる。
【００９０】
１４０Ｇｂ／ｉｎ２の記録密度に対応する再生ヘッドのＣＰＰ−ＧＭＲの特性の仕様目標は、面積抵抗ＲＡが１Ωｕｍ２以下なので、Ｆｅ３Ｏ４の膜厚が３０ｎｍ以下で１Ωｕｍ２以下の値が達成可能である。相手側の磁性体に、Ｆｅなどの３ｄ金属材料を用いると、面積抵抗はさらに低下させることが可能である。
【００９１】
素子面積が２５０ｎｍ×２５０ｎｍの場合、Ｆｅ３Ｏ４の膜厚が３０ｎｍで、素子抵抗は約１８Ωとなる。Ｆｅ３Ｏ４の膜厚が５０ｎｍのとき、ＲＡは１．７５Ωｕｍ２となり、素子抵抗は約３０Ωとなる。実際には、Ｆｅ３Ｏ４の抵抗率は作成法によって異なるため、抵抗は最大でこの１０倍に上昇する。ただし、その場合でも素子面積や膜厚を制御することで、素子抵抗が２０〜１００Ω程度にする磁気抵抗効果膜を作製することは十分可能である。
【００９２】
Ｆｅ３Ｏ４／ＴｉＯ２／Ｆｅ３Ｏ４では、ＴｉＯ２の比抵抗も約１００００μΩｃｍ程度なので、１２０ｎｍ×１２０ｎｍの形状で考えるとトータル膜厚が３０ｎｍ程度であれば十分使用可能である。このとき、５％のΔＲ／Ｒであると、面積出力ＡΔＲは約５０ｍΩｕｍ２で、１２０ｎｍ×１２０ｎｍの形状でΔＲが約５Ωとなり十分大きな出力が得られる。これに対して、従来のＴａ１ｎｍ／ＮｉＦｅ３ｎｍ／ＭｎＰｔ１５ｎｍ／ＣｏＦｅ３．５ｎｍ／Ｃｕ３ｎｍ／ＣｏＦｅ３ｎｍ　／Ｔａ１ｎｍの膜では、素子面積を０．１＊０．１ｕｍ２まで小さくしてもＲ＝０．５Ω程度で，ΔＲ／Ｒが２％であっても、出力ΔＲは０．０１Ω程度で、上記発明と比較すると小さい。先の構造による出力は、２００Ｇｂ／ｉｎ２に対応可能な高出力となっている。
【００９３】
［実施例５］
本発明を磁気ヘッドに応用した場合の実施例を以下に示す。磁気抵抗効果素子に用いるＣＰＰ−ＧＭＲ膜は、図２０や図２１に示すような構造をもつ膜であり、例えば実施例２にて提示した構造をもつ。膜の材料構成は、図８、９、１０、１１、１２、１５の構造である。これらの磁気抵抗効果素子を適用した磁気ヘッド構造は、インギャップタイプとよばれる構造と、ヨーク構造と呼ばれるヘッド構造のどちらについても適用が考えられる。
【００９４】
ここで、インギャップ構造とは、磁気センサ膜が一対のシールドとシールドとの間に挟まれ、媒体に対向する面に断面が露出した形状のヘッド構造である。また、ヨーク構造とは、センサーが媒体対向面に露出せず、例えばアルファベットのＣ文字型形状の軟磁性体からなるヨーク膜の奥にセンサーを配置した構造である。これらは、電極をシールドと兼用し、かつ、磁区制御機構のある構造になると考えられる。但し、素子サイズが十分小さいときには素子中に磁壁が生じなくなる場合があり、この場合は、本構造における磁区制御不要になる場合があると考えられる。
【００９５】
図２２に、上記の電極をシールドと兼用したインギャップ形状の再生ヘッドの媒体対向面から見た図を示す。例えば、下部シールド＋電極膜面２２０１上にリフトオフ材料を塗布し、膜形成後に感磁部となる場所２２０５を残す形状でリフトオフパタンを形成した後、イオンミリング法などの方法で磁気抵抗効果膜２２０５をエッチングする。エッチング後にＣｏＣｒＰｔ、ＣｏＣｒＰｔＺｒＯ２などの硬質磁性材料によってなる磁区制御膜２２０３を、絶縁膜２２０４、２２０３で挟んだ膜を形成する。この磁区制御膜は、ＣＰＰ−ＧＭＲセンサー膜の磁区挙動によるノイズを防ぐため、磁界測定精度を高めることができる。ここでＣｒやＴａなどの適当な下地上に磁区制御膜２２０３を形成すると磁区制御膜の特性に関し有効である場合があった。但し、素子サイズが十分小さいときには素子中に磁壁が生じなくなる場合があり、この場合は、本構造における磁区制御不要になる場合がある。
【００９６】
磁区制御膜２２０３，２２０４形成後、リフトオフマスクを除去する。その後、上部シールド膜＋電極膜２２０７を形成する。この後、この上に保護絶縁膜２２０８として例えばＡｌ２Ｏ３とＳｉＯ２の混合膜を１００ｎｍ以上の厚い膜として形成した。
【００９７】
磁区制御の方式として、ＣＦＳという方式を導入した場合は、センサー膜構造に変化を生じる。ＣＦＳを導入した場合のセンサー膜構造を図２３に示す。図２３（ａ）は、反強磁性膜下置きの図２０の構造の自由層側の、中間層と反対側の面に、非磁性磁性膜２３０７／軟磁性膜２３０８／反強磁性膜２３０９の構造が付与された構造である。この２３０７の非磁性膜は、３−１０ｎｍ程度で、反強磁性結合にもちいる貴金属層より膜厚が厚い。このため、軟磁性膜の端部の磁界だけが自由層に働き、磁区制御する方式である。これは、反強磁性膜が上側になった、（ｂ）の構造でも同様である。この構造で、素子面積が小さい場合でも良好な磁区制御が可能である。
【００９８】
この場合、ヘッド構造も変化し、図２４に示すように、上述のハードバイアス構造が無くなった構造になっている。すなわち、下部シールド＋電極膜２４０１上にＧＭＲセンサ膜２４０５があり、上部電極２４０７がその上に配されているが、素子２４０５の両側には絶縁膜のみが存在する構造となる。
【００９９】
さらに、図２５は、代表的なヨーク構造と、磁区制御膜を模式的に表した立体図である。２５０９、２５１０、２５１１は図の各方向を示したもので、２５１０は膜厚方向、２５１１は素子高さ方向、２５０９はトラック幅方向である。この構造は、媒体に対抗した面に磁気抵抗センサ膜２５０５が露出しない構造をとっている。ここで、図に示すＮｉ８１Ｆｅ１９からなる下部磁気シールド２５０３と上部磁気シールド２５０７に挟まれたギャップ内に、同様の軟磁性材料からなるヨーク膜２５０６および２５０２が挟まれている構造を作製し、動作を確認した。該ヨーク膜２５０６および２５０２は、図２６では上部ヨーク２５０６と下部ヨーク２５０２が絶縁体を介して接近したＣリング形状になっている。上部ヨークは素子上面と接合し、さらに、上部シールドの電極に信号を通す働きをしている。また、下部ヨークは素子下面に接合し、下部シールドの電極に通じる構造となっている。このほかにも、下部ヨーク２５０６を媒体面近傍の先端でトラック幅方向に絞った形状のものや、ヨーク膜厚を厚膜にした形式、ヨークが磁気センサ下で不連続になっている構造がある。図中には磁区制御膜２５０１が示されている。これによって、少なくとも下部ヨーク２５０２と磁気抵抗センサ膜は磁区制御され、かつ、周囲の分流は無い。この磁区制御膜の構造としては、上下ヨーク膜と磁気抵抗センサ膜を同時に磁区制御する形式と、それぞれを磁区制御する構造のいずれでも、良好な磁区制御が可能である事を確認した。
【０１００】
上記図２５は、図２６に示すように、磁気抵抗センサにセンスされる磁束の量を増すために、該ヨークの磁気センサ膜に接する部分を不連続にした構造でも、磁区制御膜の材料を高抵抗膜にすることによって、磁区制御膜を形成する事が可能である。これらの磁界センサーは、半導体をセンサ膜として使用した場合に比べて、センサ膜の透磁率が１０００倍程度になるために、媒体からの磁界を効率良く活用することが可能である。
【０１０１】
本構造ではセンスする磁界は膜面に垂直に印加される成分であることから、磁気記録されたものからの記録の漏洩磁界、また、面内記録されたものでは記録端部の漏洩磁束をセンスする構造になっている。
【０１０２】
本実施の形態では上記記載の磁気抵抗センサをもちい、再生シールド間隔（ギャップ間距離）が８０ｎｍ以下でも磁気抵抗変化膜と磁区制御膜の導通による再生特性の劣化は認められなかった。
【０１０３】
また、ここで示した再生ヘッド構造部分に加えて、上部磁気シールド２５０７上に絶縁膜２５０１を形成し、この上に、記録ヘッド機構を搭載したヘッドについても、記録、再生ともに問題無く可能であることを確認した。
【０１０４】
［実施例６］
図２７は本発明によるヘッドを用いた一実施例の磁気デイスク装置を示す図である。図示した磁気デイスク装置は，同心円状のトラックとよばれる記録領域にデータを記録するための，デイスク状に形成された磁気記録媒体としての磁気デイスク２７０１と，磁気トランスデユーサーからなり，上記データの読み取り，書き込みを実施するための本発明による磁気ヘッド２７０６と，該磁気ヘッド２７０６を支え磁気デイスク２７０１上の所定位置へ移動させるアクチュエーター手段２７１１と，磁気ヘッドが読み取り，書き込みするデータの送受信及びアクチェータ手段の移動などを制御する制御手段とを含み構成される。
【０１０５】
さらに，構成と動作について以下に説明する。少なくとも一枚の回転可能な磁気デイスク２７０１が回転軸２７０２によって支持され，駆動用モーター２７０３によって回転させられる。少なくとも一個のスライダー２７０６が，磁気デイスク２７０１上に設置され，該スライダー２７０９は，一個以上設けられており，読み取り，書き込みするための本発明による磁気ヘッド２７１０を支持している。
【０１０６】
磁気デイスク２７０１が回転すると同時に，スライダー２７０６がデイスク表面を移動することによって，目的とするデータが記録されている所定位置へアクセスされる。スライダ２７０６は，サスペンション２７０７によってアーム２７０８にとりつけられる。サスペンション２７０７はわずかな弾力性を有し，スライダー２７０６を磁気デイスク２７０１に密着させる。アーム２７０８はアクチュエーター２７１１に取り付けられる。
【０１０７】
アクチュエータ２７１１としてはボイスコイルモーター（以下，ＶＣＭと称す。）がある。ＶＣＭは固定された磁界中に置かれた移動可能なコイルからなり，コイルの移動方向および移動速度等は，制御手段２７１２からライン２７０４を介して与えられる電気信号によって制御される。したがって，本実施例によるアクチュエーター手段は，例えば，スライダ２７０６とサスペンション２７０７とアーム２７０８とアクチュエーター２７１１とライン２７０４を含み構成されるものである。
【０１０８】
磁気デイスクの動作中，磁気デイスク２７０１の回転によってスライダー２７０６とデイスク表面の間に空気流によるエアベアリングが生じ，それがスライダー２７０６を磁気デイスク２７０１の表面から浮上させる。したがって，磁気デイスク装置の動作中，本エアベアリングはサスペンション２７０７のわずかな弾性力とバランスをとり，スライダー２７０６は磁気デイスク表面にふれずに，かつ磁気デイスク２７０１と一定間隔を保って浮上するように維持される。
【０１０９】
通常，制御手段２７１２はロジック回路，メモリ，及びマイクロプロセッサなどから構成される。そして，制御手段２７１２は，各ラインを介して制御信号を送受信し，かつ磁気デイスク装置の種々の構成手段を制御する。例えば，モーター２７０３はライン２７０４を介し伝達されるモーター駆動信号によって制御される。
【０１１０】
アクチュエーター２７１１はライン２７０４を介したヘッド位置制御信号及びシーク制御信号等によって，その関連する磁気デイスク２７０１上の目的とするデータートラックへ選択されたスライダー２７０６を最適に移動，位置決めするように制御される。
【０１１１】
そして，制御信号は，磁気ヘッド２７１０が磁気デイスク２７０１のデータを読み取り変換した電気信号を，ライン２７０４を介して受信し解読する。また，磁気デイスク２７０１にデータとして書き込むための電気信号を，ライン２７０４を介して磁気ヘッド２７１０に送信する。すなわち，制御手段２７１２は，磁気ヘッド２７１０が読み取りまたは書き込みする情報の送受信を制御している。
【０１１２】
なお，上記の読み取り，書き込み信号は，磁気ヘッド２７１０から直接伝達される手段も可能である。また，制御信号として例えばアクセス制御信号およびクロック信号などがある。さらに，磁気デイスク装置は複数の磁気デイスクやアクチュエーター等を有し，該アクチュエーターが複数の磁気ヘッドを有してもよい。
【０１１３】
このような複数の機構を兼ね備えることによって、いわゆるデイスクアレイ装置を形成することが可能である。本発明の磁気抵抗効果素子を本磁気記録装置に搭載することにより、再生密度が１５０Ｇｂ／ｉｎ２を超える領域の磁気記録再生が可能となる。
【０１１４】
［実施例７］
図２８に本実施例の一つを示す。
【０１１５】
基体２８０１上に完全分極スピン注入手段２８０２が形成されており、障壁層２８０３を介して巨大磁気抵抗効果素子２８１４が配置されている。巨大磁気抵抗効果素子２８１４は下から順に強磁性自由層２８０４、導電性非磁性層２８０５、強磁性固定層２８０６、反強磁性層２８０７を積層してなる。外部磁界（Ｈ）により強磁性自由層２８０４の磁化は自由に回転し、その回転角に応じて膜面垂直方向の電気抵抗が変化し磁気抵抗効果が発生する。この巨大磁気抵抗効果素子に、材料構成が、図８、９、１０、１１、１２、１５の構造である、図２０、２１にて示したＧＭＲ素子が適用されている。
【０１１６】
巨大磁気抵抗効果素子２８１４の端部には電極２８０８と電極２８１０の間の電気的なリークを阻止するために層間絶縁層２８１３が形成されている。
【０１１７】
電極２８０８は反強磁性層２８０７上、電極２８１１及び電極２８１１０は強磁性自由層２８０４上、電極２８１２及び電極２８０９は完全分極スピン注入層２８０２上にそれぞれ配置され、電極２８１０、２８１２間に電流を流し、電極２８０８と電極２８１０の間の抵抗変化率を巨大磁気抵抗効果２８１４の出力とする。
【０１１８】
次に、上記磁気抵抗効果センサーの作製方法と各種材料についての代表例を説明する。Ｓｉ基体２８０１上に完全分極スピン注入層２８０２であるＣｏ（５ｎｍ）／Ｃｕ（２）−２層膜を、障壁層２８０３としてＡｌ２Ｏ３を２ｎｍ、強磁性自由層１１としてＦｅ３Ｏ４を１０ｎｍ、導電性非磁性層１２としてＰｔを２．２ｎｍ、強磁性固定層としてＦｅ３Ｏ４を２ｎｍ、反強磁性層としてＲｕ／ＣｏＦｅ／ＰｔＭｎをＰｔＭｎ　厚さ１２ｎｍで順次ｒｆスパッタリングにより形成し、所定の形状にパターニングする。ここで、Ａｌ２Ｏ３はＡｌを１．５ｎｍ成膜し自然酸化させた。これはプラズマ酸化でもかまわない。次に、フォトレジストを塗布し、フォトリソグラフィーを用いて規定の形状にパターニングした。この際加工した素子の面積は強磁性自由層２８０４部は２０×２０μｍ２、反強磁性層２８０７部は５×５μｍ２である。電極２８０８を所定の形状に、電極２８１１、２８１０は強磁性自由層２８０４上に電極２８１０、２８１２は完全分極スピン注入層２８０２上に配置するように加工して、素子を作製する。
【０１１９】
このように作製した３端子型磁気抵抗効果素子において得られた抵抗変化率は２００％であった。この特性は従来の巨大磁気抵抗効果素子の抵抗変化率（３０％）よりも約７倍大きい値であった。これは、完全分極スピン注入層にて形成されたＣｕのｓ電子バンドがフェルミ準位近傍で完全に分極した状態になり、巨大磁気抵抗効果素子２８１４に上向きスピンのみ流れることによって出力が増大したためである。
【０１２０】
本実施例では強磁性自由層１１及び強磁性固定層１３に本実施例では障壁層２１にＡｌ２Ｏ３を用いたが、障壁層２１の材料はＭｇＯ，　ＳｒＴｉＯ３，　ＨｆＯ２，　ＴａＯ，　ＮｂＯ，　ＭｏＯ，であってもよい。
【０１２１】
上記完全分極スピン注入層は、Ｓｒ２ＦｅＭｏＯ７、Ｌａ０．７Ｓｒ０．３ＭｎＯ３、ＭｎＳｂ、ＣｒＯ２、ＭｎＡｓ、Ｃｏ−ＴｉＯ２、ＣｒＡｓなどのいわゆるハーフメタル強磁性体を用いてもよい。さらにはＭｎ、Ｃｏ、Ｎｉ、及びＦｅの単体やそれらを１つでも含む金属間化合物を強磁性層として、この強磁性層にＡｕ、Ａｇ、Ｐｔ、Ｐｄ、Ｉｒ、Ｃｒ、Ｒｕなどの非磁性層を隣接させた多層膜であってもよい。
【０１２２】
これらを磁気ヘッドとして組みこむことで非常に高い出力の磁気ヘッドを作製することが可能である。
【０１２３】
［実施例８］
図２９は本発明の磁気抵抗効果素子を搭載した磁気メモリの例の一つを示す。巨大磁気抵抗効果素子に材料構成が、図８、９、１０、１１、１２、１５の構造である、図２０、２１にて示したＧＭＲ素子が適用されている。この磁気抵抗効果素子に接してビット線２９０５とワード線２９０６を備えている。
【０１２４】
図３０に示すのは、磁気メモリ、いわゆるＭＲＡＭの代表的構造を示すものである。３００１はこの場合、基体となるＣＭＯＳである。これはエミッタ３００３、ベース３０１０、コレクタ３００２と呼ばれる端子をもったトランジスタである。３００４は半導体基板上に形成した反応層で、ここを介して電子が伝導する。
【０１２５】
情報を記録する磁気センサ３００９および、３００９を挟む電極膜構造を含めた構造３００６と、該磁気センサに接続し、素子に電流を流すビット線３００７と、磁気センサ構造３００６を挟んで該ビット線３００７と対抗した位置の、磁気センサ構造３００６から離れた位置にあって、かつ、該ビット線に直交し、磁気センサ膜に記録動作を行うワード線３００５と、記録信号を増幅する増幅系と、読み出し、書き込みのスイッチをおこなう読み出しワード線３０１１を備えたセルが、複数個並列している構造を持つ磁気記憶素子において、該磁気センサ３００６の膜が、発明の実施の形態１、２、３、４に示すような磁性体を含む磁気センサからなる。そうすると、電流は膜面垂直方向に流れるか、あるいは膜面の一方向に流れるので同様の磁気センサの使用法になる。
【０１２６】
また、磁気センサー素子３００９の大きさは、素子形状を正方形とすると、一辺が０．１―０．２５μｍである。加工は、電子線描画を用いた。磁気センサー膜３００９には、図２０あるいは図２１の構造の膜を適用した。磁気センサー膜の周囲は、絶縁膜で覆われた構造である。素子形状は、電流を垂直方向に流すため四角形、多角形あるいは円形が有効である。このとき、磁気センサ膜の磁化は、ワード線３００５とビット線３００７を流れる電流の方向で、磁気センサ部分に発生する合成磁界の方向をかえることによって回転させる。この磁気センサ膜の自由層の磁化方向を回転させる時に、自由層に磁区が発生すると、磁界に対する抵抗値が変動し、Ｓ／Ｎが低下するために、記憶が読み出せなくなる。これを制御性良く行うためには磁区制御膜を必要とする。この磁区制御膜を３００６のように磁気センサ構造の両端に配置することにより、磁区制御膜への分流損失無しに磁区制御することが可能である。
【０１２７】
図３１は図２９、３０に示した磁気抵抗効果素子を１セルとする集積回路の例の一つを示す。ビット線２９０５とワード線２９０６が交わる位置に磁気抵抗効果素子が備えられている。目的とするセルに交差しているビット線とワード線を選択し、情報の読み書きを行う。
【０１２８】
該素子を磁気メモリに組み込むことによりメモリセルの面積を小さくできるとともに、大容量の集積化が可能である。
【０１２９】
【発明の効果】
以上の説明から明らかなように、本発明に係る磁気抵抗効果素子は、ハーフメタル磁性体（酸化物磁性体）と金属磁性体とを組み合わせて利用したＣＰＰ−ＧＭＲ用センサー膜であり、磁気抵抗変化率や電気抵抗が高く、ＧＭＲ出力が大きいものとなる。
【０１３０】
また、この磁気抵抗効果素子を備える磁気記録装置は面記録密度が２００（Ｇｂ／ｉｎ２）を越える磁気記録媒体と組み合わせて使用可能であり、
更にまた、この磁気抵抗効果素子を備える磁気メモリは、現状を超える高密度化が可能である。
【図面の簡単な説明】
【図１】磁性体の電子密度状態（ＤＯＳ）の模式図。
【図２】貴金属膜（Ａｕ）上に形成したＦｅ３Ｏ４膜のの飽和磁化の温度依存性を示す特性図。
【図３】貴金属膜（Ａｕ）上に形成したＦｅ３Ｏ４膜のＸ線回折パターンの膜厚依存性。
【図４】貴金属膜（Ａｕ）上に形成したＦｅ３Ｏ４膜のの飽和磁化の膜厚依存性を示す特性図。
【図５】抵抗変化率の計算の素子構造モデルを可視化した図。
【図６】抵抗変化率のモデル計算における各層の電子状態をモデル化した図
【図７】本発明の計算を適用した磁気抵抗効果素子の模式図。
【図８】本発明の計算を適用した磁気抵抗効果素子の模式図。
【図９】本発明の計算を適用した磁気抵抗効果素子の模式図。
【図１０】本発明の計算を適用した磁気抵抗効果素子の模式図。
【図１１】本発明の計算を適用した磁気抵抗効果素子の模式図。
【図１２】本発明の計算を適用した磁気抵抗効果素子の模式図。
【図１３】本発明の磁気抵抗効果素子についての計算結果と模式図。
【図１４】本発明の磁気抵抗効果素子についての計算結果と模式図。
【図１５】本発明の計算を適用した磁気抵抗効果素子の模式図。
【図１６】基本的な磁気抵抗効果素子の構造を示す模式図。
【図１７】本発明の磁気抵抗効果素子についての測定結果。
【図１８】本発明を適用したＣＰＰ−ＧＭＲ素子の構造図。
【図１９】本発明の磁気抵抗効果素子についての測定結果。
【図２０】本発明を適用した磁気抵抗効果素子の模式図。
【図２１】本発明を適用した磁気抵抗効果素子の模式図。
【図２２】本発明を適用したインギャップ型ＣＰＰ−ＧＭＲ再生ヘッドの媒体対向面側からの断面図。
【図２３】本発明を適用した磁気抵抗効果素子の模式図。
【図２４】本発明を適用したインギャップ型ＣＰＰ−ＧＭＲ再生ヘッドの媒体対向面側からの断面図。
【図２５】本発明を適用した磁気抵抗効果素子とヨークとの位置関係を示す模式図。
【図２６】本発明を適用した磁気抵抗効果素子とヨークとの位置関係を示す模式図。
【図２７】本発明を適用した磁気記録再生装置を示す模式図。
【図２８】本発明を適用した磁気メモリの模式図。
【図２９】本発明を適用した磁気メモリの模式図。
【図３０】本発明を適用した磁気メモリの模式図。
【図３１】本発明を適用した磁気メモリの模式図。
【符号の説明】
６０１：Ｆｅ，　６０２：Ｆｅ３Ｏ４，　６０２：中間層、６０３：磁性膜、７０１：ｄ電子伝導体ハーフメタル磁性層、７０２：ｓ電子伝導体中間層、７０３：ｓ電子伝導ハーフメタル磁性層。
【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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【図１８】
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【図１９】
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【図２０】
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【図２１】
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【図２２】
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【図２３】
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【図２４】
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【図２５】
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【図２６】
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【図２７】
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【図２８】
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【図２９】
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【図３０】
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【図３１】
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