(57)【要約】【課題】非磁性層を介して一対の磁性層が積層された構造を含む磁気抵抗効果素子（ＭＲ素子）において、高温の熱処理プロセスおよびヒートサイクルなどに対応した耐熱性に優れた高出力のＭＲ素子を提供する。また、耐熱性に優れた磁気ヘッドおよび磁気メモリ（ＭＲＡＭ）、ならびに磁気記録装置を提供する。【解決手段】磁性層３の磁化反転磁界を変化させる磁化安定層４をさらに含み、磁化安定層４を構成する材料の結晶粒の平均粒径と、磁化安定層４と非磁性層１との距離を制御することで、耐熱性に優れたＭＲ素子を提供することができる。また、上記ＭＲ素子を用いることで、耐熱性に優れた磁気ヘッドおよびＭＲＡＭ、ならびに磁気記録装置を提供することができる。【選択図】　図１
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【特許請求の範囲】
【請求項１】
非磁性層を介して一対の磁性層が積層された構造を含む多層膜構造が基板上に形成され、双方の前記磁性層が有する磁化方向の相対角度によって抵抗値が異なる磁気抵抗効果素子であって、
前記磁性層の磁化反転磁界を変化させる磁化安定層をさらに含み、前記磁化安定層が以下の式に示す関係を満たすことを特徴とする磁気抵抗効果素子。
１ｎｍ≦Ｄ＜１０ｎｍ
ならびに、
Ｄ≧２×ＨまたはＨ≧１．４×Ｄ
ただし、Ｄは、前記磁化安定層を構成する材料の結晶粒の平均粒径であり、Ｈは、前記磁化安定層と前記非磁性層との間の距離である。
【請求項２】
非磁性層を介して一対の磁性層が積層された構造を含む多層膜構造が基板上に形成され、双方の前記磁性層が有する磁化方向の相対角度によって抵抗値が異なる磁気抵抗効果素子であって、
前記磁性層の磁化反転磁界を変化させる磁化安定層をさらに含み、前記磁化安定層が以下の式に示す関係を満たすことを特徴とする磁気抵抗効果素子。
Ｄ≧１０ｎｍ
ただし、Ｄは、前記磁化安定層を構成する材料の結晶粒の平均粒径である。
【請求項３】
磁化安定層が、高保磁力磁性材料を含むことを特徴とする請求項１または２に記載の磁気抵抗効果素子。
【請求項４】
磁化安定層が、反強磁性材料を含むことを特徴とする請求項１または２に記載の磁気抵抗効果素子。
【請求項５】
反強磁性材料が、Ｍｎ合金を含むことを特徴とする請求項４に記載の磁気抵抗効果素子。
【請求項６】
Ｍｎ合金が、式Ｍｎ−Ｚで示される組成を有することを特徴とする請求項５に記載の磁気抵抗効果素子。
ただし、Ｚは、Ｐｔ、Ｐｄ、Ｆｅ、Ｉｒ、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｒｈ、Ｏ、Ｃ、Ｆ、ＮおよびＢから選ばれる少なくとも１種の元素である。
【請求項７】
Ｍｎ合金が、Ｍｎの含有率が相対的に多い結晶（Ａ晶）とＭｎの含有率が相対的に少ない結晶（Ｂ晶）とからなり、Ａ晶のＭｎ含有率が６０ａｔ％以上、かつ、Ａ晶の体積比率が磁化安定層の２５ｖｏｌ％以下であることを特徴とする請求項６に記載の磁気抵抗効果素子。
【請求項８】
磁性層が、非磁性膜を介して一対の磁性膜が積層された構造を含むことを特徴とする請求項１または２に記載の磁気抵抗効果素子。
【請求項９】
非磁性膜が、Ｃｒ、Ｃｕ、Ａｇ、Ａｕ、Ｒｕ、Ｉｒ、ＲｅおよびＯｓから選ばれる少なくとも１種の元素からなることを特徴とする請求項８に記載の磁気抵抗効果素子。
【請求項１０】
非磁性層が、導電性材料からなることを特徴とする請求項１または２に記載の磁気抵抗効果素子。
【請求項１１】
導電性材料が、Ｃｕ、Ａｕ、Ａｇ、ＲｕおよびＣｒから選ばれる少なくとも１種の元素を含むことを特徴とする請求項１０に記載の磁気抵抗効果素子。
【請求項１２】
非磁性層が、絶縁性材料からなることを特徴とする請求項１または２に記載の磁気抵抗効果素子。
【請求項１３】
絶縁性材料が、Ａｌの酸化物、窒化物または酸窒化物を含むことを特徴とする請求項１２に記載の磁気抵抗効果素子。
【請求項１４】
磁化安定層に含まれる材料の結晶粒の粒径を変化させる粒径制御層をさらに含むことを特徴とする請求項１または２に記載の磁気抵抗効果素子。
【請求項１５】
粒径制御層が、磁化安定層と基板との間に配置されていることを特徴とする請求項１４に記載の磁気抵抗効果素子。
【請求項１６】
粒径制御層が、磁化安定層に接するように配置されていることを特徴とする請求項１４に記載の磁気抵抗効果素子。
【請求項１７】
磁化安定層に含まれる元素の拡散を抑制する拡散制御層をさらに含むことを特徴とする請求項１または２に記載の磁気抵抗効果素子。
【請求項１８】
拡散制御層が、磁化安定層と基板との間に配置されていることを特徴とする請求項１７に記載の磁気抵抗効果素子。
【請求項１９】
拡散制御層が、磁化安定層と非磁性層との間に配置されていることを特徴とする請求項１７に記載の磁気抵抗効果素子。
【請求項２０】
拡散制御層が、磁化安定層に接するように配置されていることを特徴とする請求項１７に記載の磁気抵抗効果素子。
【請求項２１】
拡散制御層が、式Ｍ−Ｘで示される組成を有する強磁性材料を含むことを特徴とする請求項１７に記載の磁気抵抗効果素子。
ただし、Ｍは、Ｆｅ、ＣｏおよびＮｉから選ばれる少なくとも１種の元素であり、Ｘは、ＩＶａ族〜ＶＩＩａ族、ＶＩＩＩ族、Ｉｂ族、ランタノイド、Ａｌ、Ｓｉ、Ｓｃ、Ｙ、Ｚｎ、Ｇａ、Ｇｅ、Ｂ、Ｃ、Ｎ、Ｏ、ＰおよびＳより選ばれる少なくとも１種の非磁性元素である。
【請求項２２】
請求項１〜２１のいずれか一項に記載の磁気抵抗効果素子と、前記磁気抵抗効果素子により検知すべき磁界以外の磁界の、前記素子への導入を制限するシールドとを備えたことを特徴とする磁気ヘッド。
【請求項２３】
請求項１〜２１のいずれか一項に記載の磁気抵抗効果素子と、前記磁気抵抗効果素子に検知すべき磁界を導入するヨ−クとを備えたことを特徴とする磁気ヘッド。
【請求項２４】
請求項１〜２１のいずれか一項に記載の磁気抵抗効果素子と、前記磁気抵抗効果素子に情報を記録するための情報記録用導体線と、前記情報を読み出すための情報読出用導体線とを備えたことを特徴とする磁気メモリ。
【請求項２５】
請求項２２または２３に記載の磁気ヘッドを備えたことを特徴とする磁気記録装置。
【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（以下、「ＭＲ素子」と記す）と、これを用いた磁気デバイスである磁気ヘッドおよび磁気メモリならびに磁気記録装置に関するものである。本発明のＭＲ素子は、磁気ディスク、光磁気ディスクおよび磁気テープなどの媒体に対して用いられる高密度磁気記録再生ヘッドや、自動車などに用いられる磁気センサー、および磁気ランダムアクセスメモリなどの用途に適している。
【０００２】
【従来の技術】
近年、電子のスピンに依存した伝導現象に基づく磁気抵抗効果（ＭＲ効果）を、磁気ヘッドや磁気メモリ（Ｍａｇｎｅｔｉｃ　Ｒａｎｄｏｍ　Ａｃｃｅｓｓ　Ｍｅｍｏｒｙ（ＭＲＡＭ））などに応用するための開発が盛んに行われている。ＭＲ効果は、［磁性層／非磁性層／磁性層］の構造を含む多層膜において、非磁性層を介して隣り合う磁性層同士の磁化方向の相対角度に応じて抵抗値が異なる現象である。一般に、磁化方向が平行の場合に抵抗値が最も小さく、逆に反平行の場合に抵抗値が最も大きくなる。このようなＭＲ効果を利用した素子を、ＭＲ素子と呼ぶ。ＭＲ素子のうち、非磁性層としてＣｕなどの導電性材料を用いたものをＧＭＲ素子という。ＧＭＲ素子には、電流を膜面に平行に流すもの（ＣＩＰ−ＧＭＲ：Ｃｕｒｒｅｎｔ　Ｉｎ　Ｐｌａｎｅ−ＧＭＲ）と、電流を膜面に垂直に流すもの（ＣＰＰ−ＧＭＲ：Ｃｕｒｒｅｎｔ　Ｐｅｒｐｅｎｄｉｃｕｌａｒ　ｔｏ　Ｐｌａｎｅ−ＧＭＲ）とがある。また、非磁性層にＡｌ２Ｏ３などの絶縁性材料を用いたＭＲ素子をＴＭＲ素子という。ＴＭＲ素子では、非磁性層を挟む磁性層のスピン分極率が高いほど大きな磁気抵抗変化率（ＭＲ比）を得ることができる。スピン分極率の大きな材料としては、これまで、Ｆｅなどの磁性金属や、Ｃｏ−Ｆｅ合金、Ｎｉ−Ｆｅ合金などの磁性金属合金、１００％のスピン分極率が期待されるハーフメタリック強磁性体などが報告されている（日本応用磁気学会誌　Ｖｏｌ．２０，　Ｎｏ．５　（１９９６）　８９６、日本応用磁気学会第１１２研究会資料　ｐ１１−１７、などに記載）。現在、大きなＭＲ比を発現するＭＲ素子として、このＴＭＲ素子が期待されている。
【０００３】
また、ＧＭＲ素子やＴＭＲ素子などのＭＲ素子を微小磁界で動作するデバイスとして利用するために、スピンバルブ型と呼ばれるＭＲ素子が提案されている。スピンバルブ型ＭＲ素子では、非磁性層を挟む一方の磁性層（固定磁性層）の磁化方向が、反強磁性体を含む反強磁性層からの交換結合磁界によって固定されている。これに対し、もう一方の磁性層（自由磁性層）の磁化方向は外部磁界に対して自由に動くことができるため、固定磁性層と自由磁性層との間の磁化方向の相対角度を容易に変化させることができる。このようなスピンバルブ型ＭＲ素子はＧＭＲ素子においてすでに磁気ヘッドに応用されているが、ＧＭＲ素子とともに、ＴＭＲ素子を用いたスピンバルブ型ＭＲ素子についても、次世代磁気ヘッドや高密度のＭＲＡＭなどに応用することが期待されている。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】
しかしながら、Ｆｅ、Ｎｉ、Ｃｏなどの磁性金属、あるいはこれらの磁性金属合金を磁性層に用いた従来のＭＲ素子では、ＭＲＡＭなどにデバイス化する際に必要とされる高温（例えば、４００℃以上）での熱処理の際に、磁気抵抗特性（ＭＲ特性）が劣化するという問題があった（Ｙ．　Ａｎｄｏ　ｅｔ．　ａｌ．，　Ｊｐｎ．　Ｊ．　Ａｐｐｌ．　Ｐｈｙｓ．，　３９（２０００）　５８３２．、Ｓ．　Ｃａｒｄｏｓｏ　ｅｔ．　ａｌ．，　Ｊ．　Ａｐｐｌ．　Ｐｈｙｓ．，　８９　（２００１）　６６５０．、などに記載）。ＭＲ特性の劣化は、素子を構成する多層膜内の元素が相互拡散することが原因の一つと考えられている。今後、磁気ヘッドやＭＲＡＭの高密度化が進み、また、デバイス化プロセスと半導体プロセスとのハイブリッド化が進むにつれて、より耐熱性に優れた高出力のＭＲ素子が必要とされる。しかし、これまで、４００℃以上の熱処理後も特性を保つことのできる、耐熱性に優れたＭＲ素子の報告はなされていない。
【０００５】
そこで、本発明は、従来の素子に比べて優れた耐熱性を有する高出力のＭＲ素子を提供することを目的とする。また、耐熱性に優れた磁気ヘッドおよび磁気メモリ、ならびに磁気記録装置を提供することを目的とする。
【０００６】
【課題を解決するための手段】
上記目的を達成するために、本発明のＭＲ素子は、非磁性層を介して一対の磁性層が積層された構造を含む多層膜構造が基板上に形成され、双方の上記磁性層が有する磁化方向の相対角度によって抵抗値が異なる磁気抵抗効果素子であって、上記磁性層の磁化反転磁界を変化させる磁化安定層をさらに含み、上記磁化安定層が以下の式に示す関係を満たすことを特徴としている。
【０００７】
１ｎｍ≦Ｄ＜１０ｎｍ
ならびに、
Ｄ≧２×ＨまたはＨ≧１．４×Ｄ
ただし、Ｄは、上記磁化安定層を構成する材料の結晶粒の平均粒径であり、Ｈは、上記磁化安定層と上記非磁性層との間の距離である。
【０００８】
また、本発明のＭＲ素子は、非磁性層を介して一対の磁性層が積層された構造を含む多層膜構造が基板上に形成され、双方の上記磁性層が有する磁化方向の相対角度によって抵抗値が異なる磁気抵抗効果素子であって、上記磁性層の磁化反転磁界を変化させる磁化安定層をさらに含み、上記磁化安定層が以下の式に示す関係を満たすことを特徴としていてもよい。
【０００９】
Ｄ≧１０ｎｍ
ただし、Ｄは、上記磁化安定層を構成する材料の結晶粒の平均粒径（以下、磁化安定層の平均粒径、と記載）である。
【００１０】
上記のように、磁化安定層の平均粒径および／または磁化安定層と非磁性層との距離を制御することで、磁化安定層に含まれる元素の拡散が抑制され、耐熱性に優れた安定したＭＲ素子を得ることができる。
【００１１】
上記ＭＲ素子において、磁化安定層に含まれる材料の結晶粒の粒径を変化させる粒径制御層をさらに含むことが好ましい。上記粒径制御層により、磁化安定層に含まれる材料の結晶粒の粒径や配向性などが変化し、磁化安定層に含まれる元素の拡散を抑制することができる。その際、粒径制御層が、磁化安定層と基板との間に配置されていることが好ましい。また、粒径制御層が、磁化安定層に接するように配置されていることが好ましい。
【００１２】
上記ＭＲ素子において、拡散制御層をさらに含むことが好ましい。拡散制御層により、磁化安定層に含まれる元素の拡散を抑制することができる。その際、拡散制御層は、磁化安定層と基板との間に配置されていても、磁化安定層と非磁性層との間に配置されていてもよい。また、拡散制御層が、磁化安定層に接するように配置されていることが好ましい。
【００１３】
本発明の磁気ヘッドは、上記に記載のＭＲ素子と、上記ＭＲ素子により検知すべき磁界以外の磁界の、上記素子への導入を制限するシールドとを備えたことを特徴としている。また、本発明の磁気ヘッドは、上記ＭＲ素子と、上記ＭＲ素子に検知すべき磁界を導入するヨ−クとを備えた構造であってもよい。本発明の磁気記録装置は、上記の磁気ヘッドを備えたことを特徴としている。
【００１４】
上記のような構造とすることで、耐熱性に優れた磁気ヘッドおよび磁気記録装置を得ることができる。
【００１５】
本発明の磁気メモリは、上記に記載のＭＲ素子と、上記ＭＲ素子に情報を記録するための情報記録用導体線と、上記情報を読み出すための情報読出用導体線とを備えたことを特徴としている。
【００１６】
上記のような構造とすることで、耐熱性に優れた磁気メモリを得ることができる。
【００１７】
【発明の実施の形態】
最初に、本発明におけるＭＲ素子について、図面を参照しながら説明する。
【００１８】
図１は、本発明におけるＭＲ素子の例を示す断面図である。図１に示す例では、基板９側から、磁化安定層４、磁性層３、非磁性層１および磁性層２が順に積層されている。この素子では、基板９と磁性層３との間に磁化安定層４を配置することにより、磁性層３の磁化反転磁界を、磁性層２に対して相対的に大きくしたり小さくしたりすることができる。このため、両磁性層の磁化方向の平行・反平行が明瞭になり、出力の安定したＭＲ素子を得ることができる。
【００１９】
図１に示す例では、磁化安定層４を基板９と磁性層３との間に配置しているが、磁化安定層を磁性層２上に配置することもできる。この場合は、磁性層２の磁化反転磁界を、磁性層３に対して相対的に変化させることが可能である。
【００２０】
図１に示すＭＲ素子において、磁化安定層として軟磁性層を用いた場合の例を図２に示す。図２に示す例では、軟磁性層４１を基板９と磁性層３との間に積層しており、磁性層３の磁化回転は磁性層２と比べて相対的に容易となる。よって、磁性層３および軟磁性層４１を自由磁性層５、磁性層２を固定磁性層６としたＭＲ素子を得ることができる。
【００２１】
軟磁性層に用いる材料としては、軟磁気特性に優れた材料であれば特に限定されないが、例えば、式ＮｉｐＣｏｑＦｅｒで示される組成を有する金属Ａを用いることができる。ｐ、ｑおよびｒは、０≦ｐ≦１、０≦ｑ≦１、０≦ｒ≦１、ｐ＋ｑ＋ｒ＝１の範囲で、必要な特性に応じて調整される。
【００２２】
なかでも、金属Ａとして、０．６≦ｐ≦０．９、０≦ｑ≦０．４、０≦ｒ≦０．３で示される範囲、または、０≦ｐ≦０．４、０．２≦ｑ≦０．９５、０≦ｒ≦０．５で示される範囲のものが好ましい。
【００２３】
図１に示すＭＲ素子において、磁化安定層として高保磁力磁性層を用いた場合の例を図３に示す。磁性層３と基板９との間に高保磁力磁性層４２を配置することによって、磁性層３は、磁性層２よりも保磁力が大きくなり、磁化回転が相対的に起きにくくなる。よって、図３に示す例では、磁性層２が自由磁性層５、磁性層３および高保磁力磁性層４２が固定磁性層６であるＭＲ素子となる。
【００２４】
高保磁力磁性層に用いる材料としては、保磁力が１００Ｏｅ（８×１０３Ａ／ｍ）以上の材料、例えば、Ｃｏ−Ｐｔ、Ｃｏ−Ｃｒ−Ｐｔ、Ｃｏ−Ｔａ−Ｐｔ、Ｃｏ−Ｓｍ、Ｆｅ−Ｔｂなどが好ましい。
【００２５】
図１に示すＭＲ素子において、磁化安定層として反強磁性層を用いた場合の例を図４に示す。図４に示すように、反強磁性層４３を磁性層３と基板９との間に積層した場合、反強磁性層４３と磁性層３との間に交換バイアス磁界が働くことで、磁性層３の磁化方向が磁気異方性を示すため、磁性層３の反転磁界を大きくすることができる。よって、磁性層３および磁化安定層４３が固定磁性層６、磁性層２が自由磁性層５であるスピンバルブ型ＭＲ素子を得ることができる。
【００２６】
磁化安定層として反強磁性層を用いた場合、磁性体端部より発する漏れ磁界を減少させることができ、磁界−磁化特性において、よりシフト磁界の小さいＭＲ素子を得ることができる。
【００２７】
反強磁性層の材料としては、磁気的性質の熱安定性に優れることから、Ｍｎを含む反強磁性材料（Ｍｎ系反強磁性合金）が好ましい。なかでも、式Ｍｎ−Ｚ（ただし、Ｚは、Ｐｔ、Ｐｄ、Ｆｅ、Ｉｒ、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｒｈ、Ｏ、Ｃ、Ｆ、ＮおよびＢから選ばれる少なくとも１種の元素）で示される組成を有する合金が好ましい。
【００２８】
上記したような磁化安定層を含むＭＲ素子において、高温での熱処理時などに磁化安定層中に含まれる元素が拡散し、素子のＭＲ特性を劣化させる可能性がある。なかでも、素子に多く用いられる元素である、Ｍｎ、Ｒｕ、Ｃｕなどのいくつかの元素は相互拡散しやすく、素子の特性をより劣化させる可能性が高い。また、上記元素の拡散が非磁性層内部にまで及ぶ場合、素子のＭＲ特性の劣化が特に著しいと考えられる。
【００２９】
図１〜４に示したようなＭＲ素子の各層は、実際には、図５（ａ）および（ｂ）に示すように複数の結晶粒１０１から構成されている。上記した元素の拡散は、各層の界面間で行われるだけでなく、結晶粒１０１の粒界１０２に沿うように行われると考えられる。また、一般に、各層の界面間で行われる元素の拡散よりも、結晶粒の粒界に沿った元素の拡散の方が起こりやすいといえる。
【００３０】
そこで、本発明では、高温時における、ＭＲ素子を構成する各層に含まれる元素の拡散などによる素子のＭＲ特性劣化を低減するために、磁化安定層の平均粒径と、磁化安定層−非磁性層間の距離とを制御することとした。
【００３１】
図５（ａ）および（ｂ）に示す、磁化安定層４の平均粒径Ｄ、および、非磁性層１と磁化安定層４との距離Ｈについて、以下の関係が成立することが好ましい。なお、本発明における磁化安定層の平均粒径Ｄは、厳密には図５に模式的に示されているような、素子を構成する各層に平行な方向における結晶粒１０１の大きさそのものではなく、その測定方法は実施例に後述する。
【００３２】
・平均粒径Ｄが１０ｎｍ以上である。
もしくは、
・平均粒径Ｄが１ｎｍ以上１０ｎｍ未満であって、
ＤおよびＨが、
Ｈ＝１．４×ＤまたはＤ≧２×Ｈ
を満たしている。
【００３３】
上記の関係は、磁化安定層の平均粒径が大きいか、磁化安定層と非磁性層との距離が、平均粒径により定められる特定の距離よりも離れていることが好ましいことを意味している。このような条件を満たす場合に、高温での熱処理時にもＭＲ特性の劣化の少ない、耐熱性に優れたＭＲ素子を得ることができる。
【００３４】
また、素子面積（ここで「素子面積」とは、素子を各層の厚さ方向から見たときの面積をいう）をＷとした場合、Ｗ≦２５×Ｄを満たす関係が成立することが特に好ましい。この条件を満たす場合に、より耐熱性に優れたＭＲ素子を得ることができる。
【００３５】
なお、図５（ａ）に示すように、結晶粒の粒界１０２は、複数の層にわたって連続して形成されやすいが、図５（ｂ）に示すような、各層間で粒界１０２が非連続に独立した構造を有する成膜を行えば、粒界１０２に沿った元素拡散が抑制されるために、より耐熱性に優れたＭＲ素子を得ることができる。
【００３６】
また、図６に示すように、図１に示したＭＲ素子の磁化安定層４と基板９との間に粒径制御層７をさらに配置することが好ましい。粒径制御層７をさらに配置することによって、磁化安定層４の結晶粒の平均粒径や、結晶構造の配向を制御することができ、より耐熱性に優れた安定したＭＲ素子を得ることができる。
【００３７】
粒径制御層７に用いる材料としては、Ｔａ、Ｎｂ、Ｈｆ、ＺｒおよびＣｒから選ばれる少なくとも１種の元素を含む合金材料や、Ｎｉ−ＦｅおよびＮｉ−Ｆｅ−Ｃｒなどの合金が好ましい。特に、Ｎｉ−Ｆｅ−Ｃｒを用いた場合、磁化安定層４だけでなく、磁性層３、場合によっては非磁性層１の結晶配向まで制御することができ、耐熱性に優れた、高出力のＭＲ素子を得ることができる。
【００３８】
なお、磁化安定層としてＭｎ系反強磁性合金を含むなどの場合には、磁化安定層に接するように粒径制御層を配置することが特に好ましい。
【００３９】
また、図７に示すように、図１に示したＭＲ素子の磁化安定層４と基板９との間に拡散制御層８をさらに付加することが好ましい。拡散制御層８をさらに付加することによって、磁性層３や非磁性層１への磁化安定層４に含まれる元素の拡散を抑制することができる。
【００４０】
拡散制御層８に用いる材料としては、式Ｍ−Ｘで示される組成を有する強磁性材料（以下、強磁性材料Ｍ−Ｘ、と表記）を含む材料が好ましい。ただし、Ｍは、Ｆｅ、ＣｏおよびＮｉから選ばれる少なくとも１種の磁性元素であり、Ｘは、ＩＶａ族〜ＶＩＩ
ａ族、ＶＩＩＩ族、Ｉｂ族、ランタノイド、Ａｌ、Ｓｉ、Ｓｃ、Ｙ、Ｚｎ、Ｇａ、Ｇｅ、Ｂ、Ｃ、Ｎ
、Ｏ、ＰおよびＳより選ばれる少なくとも１種の非磁性元素である。なかでも、非磁性元素Ｘが、Ｃｕ、Ｒｕ、Ｒｈ、Ｐｄ、Ａｇ、Ｏｓ、Ｉｒ、Ｐｔ、Ａｕ、Ａｌ、Ｓｃ、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｙ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｗ、Ｒｅ、Ｇａ、Ｇｅ、ランタノイド、Ｓｉ、Ｂ、Ｃ、Ｎ、Ｏ、ＰおよびＳから選ばれる少なくとも１種であることが好ましい。
【００４１】
拡散制御層として強磁性材料Ｍ−Ｘを含む材料を用いた場合、元素の拡散を抑制する効果を有するだけではなく、通常の磁性層としての役割も担うことができるため、より良好なＭＲ特性を示すＭＲ素子とすることができる。
【００４２】
図８に示すように、図１に示したＭＲ素子の非磁性層１と磁化安定層４との間に拡散制御層８を配置することもできる（図８では、磁性層３と磁化安定層４との間に拡散制御層８が配置されているが、例えば、磁性層３と非磁性層１との間でも構わない）。この場合、磁化安定層４に含まれる元素の拡散を抑制できるだけでなく、磁化安定層４と非磁性層１との距離をより大きくとることができる。
【００４３】
また、図９に示すように、図１に示したＭＲ素子の磁化安定層４と基板９との間、磁化安定層４と磁性層３との間の双方に拡散制御層８を付加させることもできる。磁化安定層としてＭｎ系反強磁性合金を含むなどの場合、このように拡散制御層８を配置することがより好ましい。
【００４４】
さらに、図１０に示すように、拡散制御層８と粒径制御層７とを同時に含むＭＲ素子であってもよい。拡散制御層と粒径制御層のいずれか一方のみを含む場合よりも、磁化安定層４に含まれる元素の拡散をさらに抑制することができ、より耐熱性に優れたＭＲ素子を得ることができる。
【００４５】
強磁性材料Ｍ−Ｘの組成を、磁性元素Ｍと非磁性元素Ｘとの比である式Ｍ１００−ａＸａで示した場合、ａは、０．０５≦ａ≦６０を満たす数値であることが好ましい。なお、本明細書において組成を示すために用いる数値はすべて原子％（ａｔ％）に基づくものとする。
【００４６】
また、非磁性元素Ｘのうち好ましいものについて、以下のＸ１、Ｘ２およびＸ３の３種類に分類し、その種類に応じて設定した適切な範囲で用いれば、よりＭＲ特性に優れたＭＲ素子を得ることができる。
【００４７】
Ｘ１は、Ｃｕ、Ｒｕ、Ｒｈ、Ｐｄ、Ａｇ、Ｏｓ、Ｉｒ、ＰｔおよびＡｕから選ばれる少なくとも一種の元素であり、Ｘ２は、Ａｌ、Ｓｃ、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｙ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｗ、Ｒｅ、Ｇａ、Ｇｅおよびランタノイドから選ばれる少なくとも一種の元素であり、Ｘ３は、Ｓｉ、Ｂ、Ｃ、Ｎ、Ｏ、ＰおよびＳから選ばれる少なくとも一種の元素である。
【００４８】
Ｘ１は、外殻電子数（ｄ電子数）がＦｅよりも多い白金族元素（Ｒｕ、Ｒｈ、Ｐｄ、Ｏｓ、Ｉｒ、Ｐｔ）と、ｄ電子数が１０個からなるＣｕ、Ａｇ、Ａｕである。特に、白金族元素は、磁性元素Ｍに添加すると顕著な磁性を示す性質があり、他の元素を用いた場合に比べて強磁性材料Ｍ−Ｘのスピン分極率を大きくすることができる。このため、良好なＭＲ特性を有したＭＲ素子を得ることができ、また、Ｍｎなどの拡散元素と固溶体を形成しやすいためＭＲ特性の劣化を抑制することができる。
【００４９】
Ｘ２は、外殻電子数がＦｅ未満である遷移金属元素の一部である。これらの元素を磁性元素Ｍに添加した場合にも、強磁性材料Ｍ−Ｘのスピン分極率を大きくすることができる。なお、ＣｄおよびＨｇを用いた場合にも同様の効果が期待されるが、環境問題の観点から本明細書では記載を省略することにした。
【００５０】
Ｘ３は、非金属元素であり、これらの元素を磁性元素Ｍに添加すると、強磁性材料Ｍ−Ｘを微結晶化したり、アモルファス化したりすることができる。この場合、拡散制御層の結晶粒界の構造が変化するため、磁化安定層に含まれる元素の熱拡散を抑制することができる。
【００５１】
強磁性材料Ｍ−Ｘの組成は、上記Ｘ１、Ｘ２およびＸ３を用いて式Ｍ１００−ａ（Ｘ１ｂＸ２ｃＸ３ｄ）ａで示すこともできる。この場合、ａ、ｂ、ｃおよびｄは、０．０５≦ａ≦６０、０≦ｂ≦６０、０≦ｃ≦３０、０≦ｄ≦２０、ａ＝ｂ＋ｃ＋ｄを満たす数値であることが好ましい。
【００５２】
磁性元素Ｍとしては、式Ｆｅ１−ｓ−ｔＣｏｓＮｉｔで示される元素を用いるとよい。したがって、強磁性材料Ｍ−Ｘは、式（Ｆｅ１−ｓ−ｔＣｏｓＮｉｔ）１００−ａ（Ｘ１ｂＸ２ｃＸ３ｄ）ａと示すこともできる。ｓおよびｔは、０≦ｓ≦１、０≦ｔ≦１、ｓ＋ｔ≦１の範囲で調整される。
【００５３】
磁性元素Ｍが３成分系である場合（０＜ｓ＜１、０＜ｔ＜１、ｓ＋ｔ＜１）、ｓおよびｔは、それぞれ、０＜ｓ＜１、０＜ｔ≦０．９が好ましい。また、０＜ｓ＜１および０＜ｔ≦０．６５がより好ましい。
【００５４】
磁性元素ＭがＦｅとＮｉの２成分系である場合（ｓ＝０、０＜ｔ＜１）、ｔは、０＜ｔ≦０．９５が好ましい。磁性元素ＭがＦｅとＣｏの２成分系である場合（ｔ＝０、０＜ｓ＜１）、ｓは、０＜ｓ≦０．９５の範囲であることが好ましい。
【００５５】
磁性元素Ｍによらず、より優れたＭＲ特性を得るためには、Ｘは、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｒｕ、Ｒｈ、Ｐｄ、Ｒｅ、Ｏｓ、ＩｒおよびＰｔから選ばれる少なくとも１種の元素が好ましい。また、上記元素群から選ばれる少なくとも２種の元素を用いることもできる。
【００５６】
Ｘが１種の元素からなる場合、Ｘは、Ｐｔ、Ｐｄ、Ｐｄ、ＲｈおよびＩｒから選ばれる１種の元素であることが好ましい。このとき、上記ａは、０．０５以上５０以下の範囲が好ましい。
【００５７】
また、ＸとしてＰｔを用いる場合、Ｍが式Ｆｅ１−ｔＮｉｔで示される組成を有するときには、ｔを０＜ｔ≦０．９の範囲内に、Ｍが式Ｆｅ１−ｓＣｏｓで示される組成を有するときには、ｓを０＜ｓ≦０．９の範囲内にそれぞれ制限すればよい。また、磁性元素Ｍは、Ｆｅからなる１成分系であっても構わない。
【００５８】
Ｘが２種の元素からなる場合、ＰｔとＲｅ、ＰｔとＰｄ、あるいは、ＲｈとＩｒの組み合わせが好ましい。
【００５９】
Ｘが、式ＰｔｂＲｅｃで示される組成を有する場合、ａ、ｂおよびｃは、以下の式を満たす数値であることが好ましい。
【００６０】
０＜ｂ＜５０、０＜ｃ≦２０、ａ＝ｂ＋ｃ、０．０５≦ａ≦５０
Ｘが、式Ｐｔｂ１Ｐｄｂ２または式Ｒｈｂ１Ｉｒｂ２で示される組成を有する場合、ａ、ｂ１およびｂ２は、以下の式を満たす数値であることが好ましい。
【００６１】
０＜ｂ１＜５０、０＜ｂ２＜５０、ａ＝ｂ１＋ｂ２、０．０５≦ａ≦５０
強磁性材料Ｍ−Ｘは、拡散制御層の厚み方向に組成勾配を有していても構わない。組成勾配の詳細について特に限定されない。磁性元素Ｍおよび非磁性元素Ｘの比率は、厚み方向に単調に減少または増加していてもよく、周期的に変化しても構わない。
【００６２】
強磁性材料Ｍ−Ｘが、磁性元素Ｍが常温常圧下で優先的にとる結晶構造とは異なる結晶構造を有する場合に、強磁性材料Ｍ−Ｘのスピン分極率が大きくなり良好なＭＲ特性が得られる場合がある。なお、異なる結晶構造として、ｆｃｃ、ｆｃｔ、ｂｃｃ、ｂｃｔ、ｈｃｐおよびｈｃｔから選ばれる少なくとも１種が含まれていることが好ましい。
【００６３】
Ｆｅはｂｃｃ構造をとりやすいが、ｆｃｃ構造をとりやすい元素（例えば、Ｐｔ、Ｐｄ、Ｒｈ、Ｉｒ、Ｃｕ、Ａｕ、Ａｇなど）を加えることで、ｆｃｃ構造のＦｅを含むＦｅ−Ｐｔ材料を得ることができる。また、ｆｃｃ構造をとるＮｉ−Ｆｅ合金に、ｂｃｃ構造をとりやすい元素（例えば、Ｃｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｔａ、Ｗ、Ｅｕなど）を加えることで、ｂｃｃ構造を含んだＮｉ−Ｆｅ−Ｃｒ材料を得ることができる。あるいは、ｈｃｐ構造をとりやすいＣｏに、ｆｃｃ構造をとるＰｄを加えることでｆｃｃ構造を含んだＣｏ−Ｐｄ材料を得ることができる。
【００６４】
強磁性材料Ｍ−Ｘは、２種以上の結晶構造の混晶であってもよく、例えば、ｆｃｃ、ｆｃｔ、ｂｃｃ、ｂｃｔ、ｈｃｐおよびｈｃｔから選ばれる少なくとも２種の結晶構造の混晶であてもよい。また、強磁性材料Ｍ−Ｘは、例えば、ｆｃｃとｂｃｃ、あるいは、ｆｃｃとｈｃｐの相境界領域の構造を有していても構わない。
【００６５】
結晶構造の変化によってスピン分極率が大きくなる理由は明確ではないが、インバー合金（例えば、Ｆｅ−Ｐｔ、Ｆｅ−Ｐｄ、Ｆｅ−Ｃｏ−Ｃｒ、Ｆｅ−Ｎｉ−Ｃｒ、Ｆｅ−Ｎｉ−Ｍｎ、Ｆｅ−Ｎｉ−Ｖ、Ｆｅ−Ｐｔ−Ｉｒ、Ｆｅ−Ｐｔ−Ｒｅ、Ｆｅ−Ｐｔ−Ｎｉ、Ｆｅ−Ｎｉ−Ｃｕなど。本発明における強磁性材料Ｍ−Ｘに含まれている）において指摘されているように、磁性スピンおよび電子構造と結晶構造との関係が影響している可能性がある。
【００６６】
Ｍｎ系反強磁性合金を含む磁化安定層において、作製方法や、積層後の熱処理過程によっては、Ｍｎの含有率が相対的に多い結晶（Ａ晶）とＭｎの含有率が相対的に少ない結晶（Ｂ晶）との混晶が生じる場合がある。混晶が生じた場合、粒界部分を中心にＡ晶が生成しやすい傾向がある。
【００６７】
このとき、Ａ晶のＭｎ含有率が原子百分率にして６０ａｔ％以上の場合、Ａ晶の体積比率は磁化安定層の２５ｖｏｌ％以下が好ましい。高温の熱処理時にもＭＲ特性の劣化が少ない、より耐熱性に優れたＭＲ素子を得ることができる。
【００６８】
本発明のＭＲ素子において、非磁性層が、導電性材料からなる非磁性層であっても、絶縁性材料からなる非磁性層であっても構わない（本発明のＭＲ素子は、ＧＭＲとしても、ＴＭＲとしても用いることができる）。
【００６９】
非磁性層として導電性材料を用いる場合、Ｃｕ、Ａｕ、Ａｇ、ＲｕおよびＣｒから選ばれる少なくとも１種の元素を用いることが好ましい。このとき、上記元素の単体膜を用いても、合金膜を用いても構わない。上記のような非磁性層とすることで、比較的低い接合抵抗を実現するＭＲ素子とすることができる。
【００７０】
非磁性層として絶縁性材料を用いる（非磁性層をトンネル絶縁層とする）場合、材料は絶縁体または半導体であれば特に限定されないが、Ｍｇ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｃｒ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｚｎ、Ｂ、Ａｌ、Ｇａ、Ｓｉ、ランタノイド、ＩＩａ〜ＶＩａ族およ
びＩＩｂ〜ＩＶｂ族から選ばれる少なくとも１種の元素と、Ｆ、Ｏ、Ｃ、ＮおよびＢ
から選ばれる少なくとも１種の元素との化合物を用いることが好ましい。特に、絶縁特性に優れ、かつ薄膜化が可能であり再現性にも優れていることから、Ａｌの酸化物、窒化物または酸窒化物が好ましい。
【００７１】
また、本発明におけるＭＲ素子において、図１１に示すように、図１に示したＭＲ素子の磁性層３が、非磁性膜３０１の両面に磁性膜３０２および３０３を積層した構造を含んでいてもよい。上記積層構造において、非磁性膜３０１の膜厚を適当な値（例えば、非磁性膜としてＲｕを用いた場合、０．２〜１．２ｎｍ）とすることで、磁性膜３０２と磁性膜３０３との間に反強磁性的な交換結合を発生させることができる。
【００７２】
磁性膜３０２と磁性膜３０３との間に反強磁性的な交換結合を発生させるためには、非磁性膜３０１の材料として、Ｃｒ、Ｃｕ、Ａｇ、Ａｕ、Ｒｕ、Ｉｒ、ＲｅおよびＯｓから選ばれる少なくとも１種の元素を含むことが好ましい。また、上記元素を含む合金や酸化物からなる単体膜や積層膜などを用いることもできる。このときの、非磁性膜３０１の膜厚は０．２〜１．２ｎｍが好ましい。
【００７３】
このように、非磁性膜を介して一対の磁性膜が積層され、上記磁性膜間に反強磁性的交換結合が発生している多層膜構造を積層フェリ構造（積層フェリ層）という。積層フェリ層を含むＭＲ素子とすることで、素子サイズが微細化された場合においても、自由磁性層の反磁界を小さく保つことができ、磁界応答性を良好にすることができる。
【００７４】
また、非磁性膜３０１の膜厚を調整することで、磁性膜３０２と磁性膜３０３との間に、静磁結合を発生させることもできる。磁性膜３０２と磁性膜３０３との間に静磁結合を発生させるためには、非磁性膜３０１の材質は非磁性体であれば特に限定されないが、その膜厚が、２ｎｍ以上である必要がある。
【００７５】
非磁性膜３０１と、磁性膜３０２および３０３との積層構造が、積層フェリ構造（積層フェリ層）である場合でも、静磁結合構造（静磁結合層）である場合でも、磁性膜３０２および３０３としてＣｏ−Ｆｅなどの飽和磁化量の大きな硬質磁性材料を用いれば、磁性層３の磁化反転磁界を磁性層２よりも相対的に大きくすることができ、磁性層３および磁化安定層４が固定磁性層、磁性層２が自由磁性層のＭＲ素子を得ることができる。なお、上記積層構造が、積層フェリ構造である場合、一般に「積層フェリ固定層」と呼ぶ。
【００７６】
一方、非磁性膜３０１と、磁性膜３０２および３０３との積層構造が、積層フェリ構造である場合でも、静磁結合構造である場合でも、磁性膜３０２および３０３としてＮｉ−Ｆｅなどの飽和磁化量の小さな軟磁性材料を用いれば、磁性層３の磁化反転磁界を磁性層２よりも相対的に小さくすることができ、磁性層３と磁化安定層４が自由磁性層、磁性層２が固定磁性層のＭＲ素子とすることができる。なお、上記積層構造が、積層フェリ構造である場合、一般に「積層フェリ自由層」と呼ぶ。
【００７７】
なお、図１１に示す例では、磁性層３のみが、非磁性膜３０１と、磁性膜３０２および３０３との積層構造を有しているが、磁性層２が上記積層構造を有していても構わない。例えば、磁性層２に、積層フェリ自由層を含ませれば、より軟磁気特性に優れた自由磁性層とすることができる。また、必要に応じて、磁性層３（および磁性層２）が、上記積層構造以外の磁性膜を含んでいても構わない。
【００７８】
また、図１２に示すように、図１１に示したＭＲ素子の磁化安定層として反強磁性層４３を用いた場合、ＭＲ素子をより高バイアス磁界化することが可能になる。図１２に示す例では、積層フェリ層３１０と反強磁性層４３とが固定磁性層、磁性層２が自由磁性層となる。なお、図１２に示す例では、反強磁性層４３と積層フェリ層３１０とが接しているが、必要に応じ、両者の間に磁性膜などの別の層をさらに配置しても構わない。また、積層フェリ層３１０は、上記した静磁結合層であってもよい。
【００７９】
また、本発明におけるＭＲ素子は、図１３に示すように、自由磁性層５である磁性層２の両側に、非磁性層１１および１２を挟んで固定磁性層６１および６２が配置されたデュアルスピンバルブ構造を有した素子であってもよい。図１３に示す例では、固定磁性層６１は磁性層３１と反強磁性層４３１とを含み、固定磁性層６２は磁性層３２と反強磁性層４３２とを含んでいる。ここで、反強磁性層４３１および４３２を含むことにより、固定磁性層６１および６２の磁化方向が固定される。また、図１４に示すように、固定磁性層６１および６２が、さらに積層フェリ層３１１および３１２を含んでいてもよい。
【００８０】
このようなデュアルスピンバルブ構造を有することによって、例えば、非磁性層１１および１２が導電性材料からなるＧＭＲ素子では、電子が磁気的散乱を受ける磁性層／非磁性層界面が増加するために、より大きなＭＲ比を得ることができる。非磁性層１１および１２が絶縁性材料からなるＴＭＲ素子では、ＭＲ比はそれほど変化しないものの、２つの障壁を有することになるため、バイアス電圧依存性を向上させることができる。また、積層フェリ層３１１および３１２は、上記した静磁結合層であってもよい。
【００８１】
なお、図１３および１４に示す例においても、自由磁性層５にも積層フェリ層（積層フェリ自由層）を含ませることができる。この場合、自由磁性層５の軟磁気特性を向上させることができる。
【００８２】
また、本発明におけるＭＲ素子は、図１５に示すように、自由磁性層５に、非磁性層１３をさらに積層しても構わない。なお、図１５に示す例は、図１３に示したＭＲ素子の自由磁性層５である磁性層２上に、非磁性層１３をさらに付加した素子である。
【００８３】
非磁性層１３を積層することで、例えば、ＣＩＰ−ＧＭＲ素子では、非磁性層１３が電子の反射層となりＭＲ特性の向上が可能となり、ＣＰＰ−ＧＭＲ素子やＴＭＲ素子では、素子内を流れる電子にフェルミ準位よりも高エネルギーのものが含まれるため、素子の高出力化が可能になり、バイアス電圧依存性も改善することができる。
【００８４】
次に、本発明におけるＭＲ素子の製造方法について説明する。
【００８５】
ＭＲ素子を構成する各薄膜の形成には、パルスレーザデポジション（ＰＬＤ）、イオンビームデポジション（ＩＢＤ）、クラスターイオンビーム、およびＲＦ、ＤＣ、ＥＣＲ、ヘリコン、誘導結合プラズマ（ＩＣＰ）、対向ターゲットなどの各種スパッタリング法、ＭＢＥ、イオンプレーティング法などを適用することができる。これらＰＶＤ法の他に、ＣＶＤ法、メッキ法あるいはゾルゲル法などを用いることもできる。
【００８６】
スッパッタリング法を用いて、本発明における強磁性材料Ｍ−Ｘを作製する例について説明する。様々な手順が考えられるが、例えば、Ｍからなる合金ターゲット上に、Ｘからなるペレットを配置してスパッタ成膜したり、ＭからなるターゲットとＸからなるターゲットとを同時にスパッタ成膜したりしてもよい。あるいは、ＭからなるターゲットとＸからなるターゲットとをあらかじめ交互に積層した後にスパッタ成膜を行ったり、Ｘの一部をガス状態で装置内に導入した上で反応性スパッタを行ったりすることによっても成膜できる。
【００８７】
非磁性層としてトンネル絶縁層を作製する場合には、例えば、Ａｌの薄膜前駆体を作製し、Ｆ、Ｏ、Ｃ、ＮおよびＢのいずれかを、分子、イオン、ラジカルなどとして含む雰囲気中において、温度および時間を制御しながら、上記薄膜前駆体と、Ｆ、Ｏ、Ｃ、ＮおよびＢのいずれかとを反応させればよい。薄膜前駆体は、ほぼ完全に、フッ化、酸化、炭化、窒化または硼化され、トンネル絶縁層を得ることができる。また、薄膜前駆体として、Ｆ、Ｏ、Ｃ、ＮおよびＢのいずれかを化学両論比以下含んだ不定比化合物を作製し、Ｆ、Ｏ、Ｃ、ＮおよびＢのいずれかを、分子、イオン、ラジカルなどとして含む雰囲気中において、温度および時間を制御しながら、反応させてもよい。Ａｌ以外の他の元素を用いる場合も同様である。
【００８８】
例えば、スパッタリング法を用いて、Ａｌ２Ｏ３からなるトンネル絶縁層を作製する場合、ＡｌまたはＡｌＯｘ（ｘ≦１．５）を、ＡｒまたはＡｒ＋Ｏ２雰囲気中で成膜し、これをＯ２またはＯ２＋不活性ガス中で酸化させることを繰り返せばよい。なおプラズマやラジカルの作製には、ＥＣＲ放電、グロ−放電、ＲＦ放電、ヘリコン、誘導結合プラズマ（ＩＣＰ）などの通常の手段を用いればよい。
【００８９】
以下、本発明におけるＭＲ素子を用いたデバイスについて説明する。
【００９０】
膜面垂直方向に電流を流すＭＲ素子を含む磁気デバイスを作製するには、半導体プロセスやＧＭＲヘッド作製プロセスなどで一般的に用いられている手法である、イオンミリング、ＲＩＥ、ＦＩＢなどの物理的または化学的エッチング法、微細パターン形成のためのステッパー、ＥＢ法などを用いたフォトリソグラフィー技術を組み合わせて微細加工すればよい。
【００９１】
このような方法で作製されたＭＲ素子の例を図１６に示す。図１６に示した素子では、基板５０４上に、下部電極５０３、ＭＲ素子５０５、上部電極５０２が順に積層され、ＭＲ素子５０５の周囲の電極間には層間絶縁膜５０１が配置されている。層間絶縁膜５０１には、上部電極５０２と下部電極５０３との電気的な短絡を防ぐ働きがある。この素子では、上部電極５０２と下部電極５０３とに挟まれたＭＲ素子５０５に電流を流して電圧を読みとる。このような素子構成とすることで、ＭＲ素子５０５の膜面に対して垂直方向に電流を流して出力を読み出すことが可能となる。なお、電極などの表面を平坦化するために、ＣＭＰやクラスターイオンビームエッチングなどを用いることができる。
【００９２】
電極５０２、５０３の材料としては、Ｐｔ、Ａｕ、Ｃｕ、Ｒｕ、Ａｌ、ＴｉＮなどの低抵抗材料（抵抗率が１００μΩｃｍ以下）を用いればよい。層間絶縁膜５０１としては、Ａｌ２Ｏ３、ＳｉＯ２などの絶縁性に優れた材料を用いればよい。
【００９３】
本発明におけるＭＲ素子を用いた磁気ヘッドの一例を図１７に示す。図１７は、ＭＲ素子により検知すべき磁界以外の磁界をＭＲ素子へ導入することを制限するシールドを備えたシールド型磁気ヘッドを示す断面図である。
【００９４】
図１７に示す例において、ヘッド部５１１は、記録用の書き込みヘッド部５１２と、再生用の再生ヘッド部５１３とを備えている。情報を記録する際には、コイル５１４に流した電流により発生した磁束が、上部記録コア５１５と上部シールド５１６との間の空隙である記録ギャップ５１７より漏れることで、磁気記録媒体に記録が行われる。情報の再生は、磁気記録媒体に記録されている情報に対応した磁束が、上部シールド５１６と下部シールド５２２との間の空隙である再生ギャップ５２１を通してＭＲ素子５２０に作用し、ＭＲ素子５２０の抵抗値が変化することで行われる。このとき、シールド５１６および５２２により、ＭＲ素子によって検知されるべき磁界以外の磁界が制限されるため、高感度の磁気ヘッドとすることができる。また、本発明におけるＭＲ素子を備えることで、耐熱性に優れた高出力の磁気ヘッドとすることができる。なお、上部シールド５１６および下部シールド５２２の材料として、Ｎｉ−Ｆｅ、Ｆｅ−Ａｌ−Ｓｉ、Ｃｏ−Ｎｂ−Ｚｒ合金などの軟磁性材料を用いることができる。
【００９５】
また、ＭＲ素子５２０の上下には、ＭＲ素子５２０の抵抗値の変化を読みとるための電極部５２３が配置されている。電極部５２３をシールド５１６および５２２と接続し、シールドが電極部を兼ねる構造とすることもできる。この構造では、再生ヘッド部を、より狭ギャップ化することができる。
【００９６】
本発明におけるＭＲ素子を用いた磁気ヘッドの別の例を図１８に示す。図１８に示す例では、検知すべき信号磁界をＭＲ素子５３１にガイドするためのヨーク５３２を備えている。ヨーク５３２は、一般に、軟磁性材料によって構成される。記録媒体からの信号磁界は、ヨーク５３２によりＭＲ素子５３１に導かれるが、ヨーク５３２は、また、ＭＲ素子５３１に対して外部からの磁界が影響を与えないようにするためのシールドとしての役割も果たしている。なお、ヨーク５３２は、ＭＲ素子５３１の磁性層の一部（スピンバルブ型ＭＲ素子の場合、自由磁性層の一部）とすることもできる。このようなヨーク型磁気ヘッドにおいて、本発明のＭＲ素子を用いることで、耐熱性に優れた高出力の磁気ヘッドとすることができる。
【００９７】
なお、このようなヨーク型磁気ヘッドは、一般に、図１７に示すようなシールド型磁気ヘッドに対し、感度では劣るものの、シ−ルドギャップ中にＭＲ素子を配置する必要がないため、狭ギャップ化では有利である。また、ＭＲ素子５３１が記録媒体に対して露出している構造ではないため、ヘッドの破損や摩耗が少なく、信頼性の面で優れている。
【００９８】
これら本発明における磁気ヘッドを用いて、ＨＤＤなどの磁気記録装置を構成することができる。図１９に、本発明における磁気記録装置の一例を示す。図１９に示す磁気記録装置５４５は、磁気ヘッド５４１、駆動部５４２、情報を記録する磁気記録媒体５４３および信号処理部５４４を備えており、磁気ヘッド５４１として本発明の磁気ヘッドを用いることで、熱に対する耐久性のある安定した磁気記録装置とすることができる。
【００９９】
次に、本発明のＭＲ素子をメモリ素子として用いたＭＲＡＭの一例を図２０に示す。ＭＲ素子６０１は、ＣｕやＡｌなどからなるビット（センス）線６０２とワ−ド線６０３との交点にマトリクス状に配置される。ビット線は情報再生用導体線に、ワード線は情報記録用導体線にそれぞれ相当する。これらの線に信号電流を流した時に発生する合成磁界により、ＭＲ素子６０１に信号が記録される。信号は、「ｏｎ」状態となったラインが交差する位置に配置された素子（図１３では、ＭＲ素子６０１ａ）に記録される（２電流一致方式）。
【０１００】
また、ＭＲＡＭの高速化のために各導体線を流れる信号電流の切り替え速度を高速化したり、高密度化のために各導体線間の間隔を狭めたりすることによって、クロストークが生じる場合がある。この場合は、図２１に示すように、接地された結合線６０４を各導体線の間に設ければよい。
【０１０１】
図２２〜図２４を参照してＭＲＡＭの動作についてさらに説明する。これらの図には、書き込み動作および読み込み動作の基本例が示されている。ＭＲ素子７０１は、本発明におけるＭＲ素子である。図２２に示すＭＲＡＭでは、ＭＲ素子７０１の磁化状態を個別に読みとるために、素子ごとに、ＦＥＴなどのスイッチ素子７０５が配置されている。このＭＲＡＭは、ＣＭＯＳ基板上への作製に適している。図２３に示すＭＲＡＭでは、素子ごとに、非線形素子７０６が配置されている。非線形素子７０６としては、バリスタ、トンネル素子、または上記した３端子素子などを用いればよい。非線形素子の代わりに整流素子を用いることもできる。このＭＲＡＭは、ダイオ−ドの成膜プロセスを用いれば、安価なガラス基板上にも作製できる。図２４に示すＭＲＡＭでは、図１４および図１５に示したスイッチ素子や非線形素子などを用いず、ワ−ド線７０４とビット線７０３との交点に、ＭＲ素子７０１が直接配置されている。このＭＲＡＭでは、読み出し時に複数の素子に電流が流れることになるため、読み出しの精度から、素子数を１００００以下に制限することが好ましい。
【０１０２】
図２２〜図２４に示す例では、ビット線７０３が、素子に電流を流して抵抗変化を読みとるセンス線としても用いられている。しかし、ビット電流による誤動作や素子破壊を防ぐため、センス線とビット線とを別途配置してもよい。この場合、ビット線は、素子と電気的な絶縁を保ちながら、かつ、センス線と平行に配置することが好ましい。なお、書き込み時における消費電力の観点から、ワ−ド線、ビット線とＭＲ素子との間隔は、５００ｎｍ以下であることが好ましい。
【０１０３】
【実施例】
以下、実施例を用いて本発明をさらに詳細に説明するが、本発明は以下の例に限定されるものではない。
【０１０４】
熱酸化膜付Ｓｉ基板（３インチφ）上に、多元マグネトロンスパッタリング法を用いて、各実施例に記載の膜構成のＭＲ素子を作製し、ＭＲ特性を調べた。
【０１０５】
（実施例１）
［サンプルａ０（従来例）］
熱酸化膜付Ｓｉ基板／
Ｔａ（３）／Ｃｕ（５０）／Ｔａ（３）／Ｐｔ−Ｍｎ（２５）／Ｃｏ−Ｆｅ（３）／Ａｌ−Ｏ（０．７）／Ｃｏ−Ｆｅ（２）／Ｎｉ−Ｆｅ（３）／Ｔａ（２０）［サンプルａ１］
熱酸化膜付Ｓｉ基板／
Ｔａ（３）／Ｃｕ（５０）／Ｔａ（３）／ＮｉＦｅＣｒ（Ｘ１）／Ｐｔ−Ｍｎ（２５）／Ｃｏ−Ｆｅ（３）／Ａｌ−Ｏ（０．７）／Ｃｏ−Ｆｅ（２）／Ｎｉ−Ｆｅ（３）／Ｔａ（２０）
［サンプルａ２］
熱酸化膜付Ｓｉ基板／
Ｔａ（３）／Ｃｕ（５０）／Ｔａ（３）／ＮｉＦｅＣｒ（４）／Ｐｔ−Ｍｎ（２５）／Ｃｏ−Ｆｅ（Ｈ１）／Ａｌ−Ｏ（０．７）／Ｃｏ−Ｆｅ（２）／Ｎｉ−Ｆｅ（３）／Ｔａ（２０）
［サンプルａ３］
熱酸化膜付Ｓｉ基板／
Ｔａ（３）／Ｃｕ（５０）／Ｔａ（３）／Ｐｔ−Ｍｎ（２５）／Ｃｏ−Ｆｅ（Ｈ２）／Ａｌ−Ｏ（０．７）／Ｃｏ−Ｆｅ（２）／Ｎｉ−Ｆｅ（３）／Ｔａ（２０）
【０１０６】
ここで、括弧内の数値は膜厚を示している。単位はｎｍであり、以下、同様にして膜厚を表示する。ただし、Ａｌ−Ｏ層の膜厚の値は、酸化処理前のＡｌの設計膜厚値（合計値）を示している。Ａｌ−Ｏ層は、Ａｌを０．３〜０．７ｎｍ成膜した後、酸素含有雰囲気中において酸化を繰り返して作製した（特に記載のない限り、以降の実施例においても同様である）。Ｘ１、Ｈ１およびＨ２は、Ｎｉ−Ｆｅ−Ｃｒ層およびＣｏ−Ｆｅ層について膜厚が異なるサンプルを数通り準備したことを示しており、その具体的な数値については後述する。
【０１０７】
基板上のＴａ（３）／Ｃｕ（５０）／Ｔａ（３）は下部電極であり、Ｐｔ−Ｍｎ（２５）は反強磁性層からなる磁化安定層である。このＰｔ−Ｍｎ層に隣接するＮｉＦｅＣｒ（４）は粒径制御層である。また、基板から最も遠いＴａ（２０）は保護層（上部電極の一部を兼ねている）である。なお、Ｐｔ−Ｍｎ層、Ｎｉ−Ｆｅ−Ｃｒ層、Ｃｏ−Ｆｅ層およびＮｉ−Ｆｅ層の組成は、それぞれＰｔ４９Ｍｎ５１、Ｎｉ６０Ｆｅ１５Ｃｒ２５、Ｃｏ５０Ｆｅ５０およびＮｉ８０Ｆｅ２０であった。
【０１０８】
各サンプル成膜後、フォトリソグラフィー法を用いて、図１６に示すようなメサ型に微細加工し、層間絶縁膜としてＡｌ２Ｏ３を用いて周囲を絶縁した後、上部にスルーホールを開け、この上にＣｕ（５０）／Ｔａ（３）の上部電極を形成してＭＲ素子を作製した。作製したＭＲ素子を、２８０℃、５ｋＯｅ（４．０×１０５Ａ／ｍ）の真空磁界中で５時間熱処理し、Ｐｔ−Ｍｎ層に磁気異方性を付与した。なお、各サンプルの素子サイズは１．５μｍ×３μｍであった。
【０１０９】
上記のようにして準備した各サンプルに対し、熱処理を加えた場合のＭＲ特性の変化（ＭＲ特性の熱処理温度依存性）を調べた。まず、無磁界、水素雰囲気下において各サンプルを所定の熱処理温度にまで加熱し、３０分保持した後に、室温まで冷却し、ＭＲ特性としてＭＲ比を求めた。サンプルによっては熱処理前のＭＲ比も同じく測定した。
【０１１０】
サンプルａ０およびａ１については、図２５のグラフに示す各温度における熱処理を行い、サンプルａ２およびａ３については、４００℃の熱処理を行った。
【０１１１】
ＭＲ比は、ＭＲ素子に最高５ｋＯｅ（４．０×１０５Ａ／ｍ）の磁界を印加しながら直流４端子法を用いて磁気抵抗を測定することにより求めた。具体的なＭＲ比の算出は、素子の磁気抵抗測定によって得られた最大抵抗値をＲｍａｘ、最小抵抗値をＲｍｉｎとして、次式（１）により行った（以降の実施例においても同様である）。
【０１１２】
ＭＲ比＝｛（Ｒｍａｘ−Ｒｍｉｎ）／Ｒｍｉｎ｝×１００（％）　　　（１）
【０１１３】
また、各サンプルの磁化安定層であるＰｔ−Ｍｎ層の結晶粒の平均粒径Ｄを上記熱処理前に測定した。ここで、平均粒径Ｄは、磁化安定層の約１０ｎｍ×約１０ｎｍ〜約５００ｎｍ×約５００ｎｍのエリアを断面透過型電子顕微鏡により観察し、得られた顕微鏡像から求めた粒界間距離の平均値とした。また、磁化安定層の約１μｍ×約１μｍのエリアについて、ＳＴＭ（走査型トンネル顕微鏡）およびＡＦＭ（原子間力顕微鏡）を用いた平面観察を行い、得られた平均粒径Ｄの妥当性を確認した（以降の実施例においても同様である）。
【０１１４】
なお、素子サイズＷ（本実施例では、１．５μｍ×３μｍ）はＳＥＭ（走査型電子顕微鏡）による観察から確認したサイズであり、各層の膜厚は断面透過電子顕微鏡による観察結果と各層の成膜レートとから算出したものである（以降の実施例においても同様である）。
【０１１５】
まず、従来例であるサンプルａ０と、粒径制御層が設けられたサンプルａ１（Ｘ１＝４）との各熱処理温度におけるＭＲ比の測定結果を図２５に示す。図２５に示すように、サンプルａ１は、サンプルａ０に比べて、同じ熱処理温度で得られるＭＲ比が向上していることがわかる。サンプルａ１は粒径制御層を設けた一例であるが、従来例に比べて、耐熱性の向上に効果があることを示している。なお、サンプルａ０およびａ１ともに、同じ膜構成のサンプルをそれぞれ１５個準備して同様の測定を行ったが、すべて同様の結果となった。
【０１１６】
両サンプルの磁化安定層（Ｐｔ−Ｍｎ（２５））の平均粒径Ｄを測定したところ、サンプルａ０の平均粒径Ｄが約０．５〜２．５ｎｍであったのに対して、サンプルａ１の平均粒径Ｄは約１０〜２５ｎｍと大きく増加していた。図２６に、それぞれのサンプルにおける磁化安定層表面のＡＦＭ像を示す。図２６（ａ）に示すサンプルａ０に比べて、図２６（ｂ）に示すサンプルａ１では、磁化安定層の結晶粒が成長していることがわかる。両サンプルにおけるＭＲ比の熱処理温度依存性の結果とあわせて考えると、サンプルａ１では、粒径制御層を設けることにより磁化安定層であるＰｔ−Ｍｎ層の粒径が増加し、素子の耐熱性が大きく向上した可能性がある。
【０１１７】
次に、サンプルａ１について、粒径制御層であるＮｉ−Ｆｅ−Ｃｒ層の膜厚Ｘ１を変化させたサンプルを６種類準備し（Ｘ１＝１、２、３、４、５および１０ｎｍ）、それぞれ磁化安定層の平均粒径Ｄと、素子のＭＲ特性として熱処理（４００℃）後のＭＲ比とを測定した。その測定結果を、比較例であるサンプルａ０とともに、表１に示す。サンプルａ０およびａ１において、磁化安定層と非磁性層との距離Ｈは３ｎｍである。なお、６種類の各サンプルは、すべて、同構成のサンプル数ｎ＝１５で測定を行った。ＭＲ比は、ｎ＝１５で得られたすべての値の平均値で示し、平均粒径Ｄは、ｎ＝１回の測定での粒界間距離の平均値をまず求め、ｎ＝１５のそれぞれで得られた上記平均値の範囲で示す。
【０１１８】
【表１】
2004047583.tif 000003
【０１１９】
表１に示すように、Ｎｉ−Ｆｅ−Ｃｒ層の膜厚Ｘ１が大きくなるにつれて、Ｎｉ−Ｆｅ−Ｃｒ層に隣接する磁化安定層の平均粒径Ｄが増加し、熱処理後のＭＲ比が向上することがわかる。このとき、平均粒径Ｄの全範囲がＤ≧２×Ｈの関係を満たして、ＭＲ比の向上が得られていることがわかる。
【０１２０】
表１に示した平均粒径Ｄおよび熱処理後のＭＲ比について、Ｎｉ−Ｆｅ−Ｃｒ層の膜厚Ｘ１を横軸に用いて表したグラフを図２７に示す。図２７において、平均粒径Ｄの値を示す棒線は、得られた平均粒径Ｄの値の範囲を反映したものである（以降の図２８および図２９においても同様である）。
【０１２１】
図２７によれば、粒径制御層を設けることにより、熱処理後の素子のＭＲ比を向上できる（粒径制御層を有さない従来例では、熱処理後のＭＲ比＝０％）が、なかでも、膜厚Ｘ１が４ｎｍ以上（即ち、平均粒径Ｄが１０ｎｍ以上）において特にＭＲ比が向上していることがわかる。
【０１２２】
続けて、サンプルａ２について、磁化安定層と非磁性層との距離Ｈを変化させたサンプルを６種類準備し（Ｈ＝Ｈ１＝２、３、４、５、６および８ｎｍ）、それぞれ磁化安定層の平均粒径Ｄと、素子のＭＲ特性として熱処理（４００℃）後のＭＲ比とを測定した。その測定結果を表２に示す。なお、サンプルａ１と同様、ｎ＝１５で測定を行い、ＭＲ比は、ｎ＝１５で得られたすべての値の平均値で示し、平均粒径Ｄは、ｎ＝１回の測定での粒界間距離の平均値をまず求め、ｎ＝１５のそれぞれで得られた上記平均値の範囲で示す。
【０１２３】
【表２】
2004047583.tif 000004
【０１２４】
粒径制御層（Ｎｉ−Ｆｅ−Ｃｒ（４））を設けることで、平均粒径Ｄはすべて１０ｎｍ以上となり、従来例に比べて大きくＭＲ比が向上した。さらに、距離Ｈが増加することで得られるＭＲ比がより向上し、距離Ｈが５ｎｍ以上では約４０％のＭＲ比を得ることができた。平均粒径Ｄおよび距離Ｈを制御することで、より耐熱性に優れたＭＲ素子が得られることがわかる。なお、表２に示した平均粒径Ｄおよび熱処理後のＭＲ比について、距離Ｈを横軸に用いて表したグラフを図２８に示す。
【０１２５】
次に、サンプルａ３について、磁化安定層と非磁性層との距離Ｈを変化させたサンプルを６種類準備し（Ｈ＝Ｈ２＝２、３、４、５、８および１０ｎｍ）、それぞれ磁化安定層の平均粒径Ｄと、素子のＭＲ特性として熱処理（４００℃）後のＭＲ比とを測定した。その測定結果を表３に示す。なお、サンプルａ１と同様、ｎ＝１５で測定を行い、ＭＲ比は、ｎ＝１５で得られたすべての値の平均値で示し、平均粒径Ｄは、ｎ＝１回の測定での粒界間距離の平均値をまず求め、ｎ＝１５のそれぞれで得られた上記平均値の範囲で示す。
【０１２６】
【表３】
2004047583.tif 000005
【０１２７】
表３に示すように、素子の膜構成に粒径制御層を含まないため、磁化安定層の平均粒径Ｄの値は０．５〜２．５ｎｍと小さく、従来例と同様であった。しかし、距離Ｈが４ｎｍ以上（即ち、距離Ｈが、Ｈ≧１．４×Ｄの関係を満たす）において、熱処理後のＭＲ比を向上させることができた。なお、表３に示した平均粒径Ｄおよび熱処理後のＭＲ比について、距離Ｈを横軸に用いて表したグラフを図２９に示す。
【０１２８】
ここで、４００℃の熱処理後における平均粒径Ｄが、１ｎｍ≦Ｄ＜１０ｎｍの結果となったサンプルを含む、サンプルａ１とサンプルａ３における各サンプル（それぞれ６種類づつの計１２サンプル）について、１．４×Ｄ／Ｈを横軸に、２×Ｈ／Ｄを縦軸にプロットしたグラフを図３０に示す。図３０のグラフにおいて、各サンプルのプロットに分布がみられるのは、各サンプルの測定で得られた平均粒径Ｄの値に分布があることに対応している。なお、グラフの凡例における「ａ１」および「ａ３」は、それぞれ、「サンプルａ１」および「サンプルａ３」を、「Ｘ１」は、サンプルａ１における「Ｎｉ−Ｆｅ−Ｃｒ層の膜厚Ｘ１」を、「Ｈ」は、サンプルａ３における「磁化安定層と非磁性層との距離Ｈ」を意味している。
【０１２９】
図３０と、表１および表３との結果を比較すると、１．４×Ｄ／Ｈ≦１または２×Ｈ／Ｄ≦１の関係を満たす場合（即ち、Ｈ≧１．４×ＤまたはＤ≧２×Ｈの関係を満たす場合）にＭＲ素子の耐熱性が向上していることがわかる。このとき、各サンプルのプロットの分布すべてが（即ち、得られた平均粒径Ｄの範囲すべてが）、上記の関係を満たすことが好ましいといえる。
【０１３０】
上記の表１〜表３に示したように、磁化安定層の平均粒径Ｄが１０ｎｍ以上の場合、あるいは、平均粒径Ｄと距離Ｈとが、Ｄ≧２×ＨまたはＨ≧１．４×Ｄの関係を満たす場合に、耐熱性に優れたＭＲ素子を得ることができる。なかでも、平均粒径Ｄが１０ｎｍ以上の場合、ＭＲ特性が特に向上したＭＲ素子を得ることができる。
【０１３１】
このように、高温の熱処理前後におけるＭＲ特性の変化は、反強磁性層などの磁化安定層の結晶粒サイズや、磁化安定層と非磁性層との距離に依存している可能性がある。本実施例では、磁化安定層である反強磁性層の結晶粒サイズがより大きいほど、あるいは、反強磁性層と、ＭＲ特性に大きく寄与していると考えられる非磁性層との距離がより離れているほど、高温時におけるＭＲ特性劣化が抑制される傾向が示された。上記のような構成の素子とすることで、反強磁性層中の拡散元素種であるＭｎの非磁性層への拡散が抑制されていることが考えられる。
【０１３２】
また、本実施例の各サンプルにおけるＰｔ−Ｍｎ層について、ＩＣＰおよびＥＰＭＡ（電子線マイクロアナリシス）を用いて、その組成偏在を評価した。従来例であるサンプルａ０のＰｔ−Ｍｎ層では、結晶粒界周辺部を中心に、Ｍｎ含有量が６０ａｔ％以上の領域が偏在しているのが確認されたが、上記組成偏在領域は、Ｐｔ−Ｍｎ層のおよそ２５ｖｏｌ％を占めていることがわかった。
【０１３３】
このような組成偏在は、スパッタ法による膜作製時に組成ずれが起き、そのずれが結晶粒界周辺に偏析することによって発生する可能性がある。特にＰｔ−Ｍｎ層の薄膜作製条件が不適切である場合、上記組成ずれが顕著に現われ、Ｐｔ−Ｍｎ層の組成が磁化安定層としての最適組成からずれるに伴って、Ｍｎの偏在がより強くなり、熱処理後のＭＲ特性が劣化する傾向にある。明確ではないが、このような組成偏在が、従来例であるサンプルａ０における高温の熱処理に伴うＭＲ特性劣化の原因である可能性がある。
【０１３４】
一方、サンプルａ１やサンプルａ２においても、結晶粒界周辺部を中心に、Ｍｎ含有量が６０ａｔ％以上の領域が偏在しているのが確認されたが、その領域は、Ｐｔ−Ｍｎ層のおよそ２５ｖｏｌ％以下であった。粒径制御層の存在によってＰｔ−Ｍｎ層の結晶粒径が大きくなったことで、Ｐｔ−Ｍｎ層に存在する粒界自体が少なくなっていることに起因している可能性がある。
【０１３５】
以上の結果から、磁化安定層が式Ｍｎ−Ｚ（ただし、Ｚは、Ｐｔ、Ｐｄ、Ｆｅ、Ｉｒ、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｒｈ、Ｏ、Ｃ、Ｆ、ＮおよびＢから選ばれる少なくとも１種の元素）で示される組成を有する合金からなる反強磁性層である場合（本実施例において、ＺはＰｔ）、Ｍｎ含有率が６０ａｔ％以上である組成偏在領域が、磁化安定層全体の２５ｖｏｌ％以下であることが好ましいといえる。このような条件では、高温の熱処理におけるＭＲ特性劣化がより抑制され、熱処理後により高いＭＲ比を確保することができる。また、この条件は、粒径制御層を配置することによって実現可能である。
【０１３６】
なお、本実施例では、粒径制御層としてＮｉ−Ｆｅ−Ｃｒ層を用いたが、その他、Ｐｔ、Ｔａ、Ｎｂ、Ｈｆ、Ｚｒ、Ｃｒ、Ｎｉ−Ｆｅなどを用いても同様の結果を得ることができた。また、粒径制御層としてＰｔを用いる場合、１００〜４００℃程度の加熱条件下でＰｔ層を作製すると、Ｐｔ層の結晶性が向上し、磁化安定層の平均粒径をより大きくすることが可能であった。
【０１３７】
（実施例２）
［サンプルｂ０（従来例）］
熱酸化膜付Ｓｉ基板／
Ｔａ（３）／Ｃｕ（５０）／Ｔａ（３）／Ｐｔ−Ｍｎ（２５）／Ｃｏ−Ｆｅ（３）／Ａｌ−Ｏ（０．７）／Ｃｏ−Ｆｅ（２）／Ｎｉ−Ｆｅ（３）／Ｔａ（２０）［サンプルｂ１］
熱酸化膜付Ｓｉ基板／
Ｔａ（３）／Ｃｕ（５０）／Ｔａ（３）／Ｐｔ−Ｍｎ（２５）／Ｃｏ−Ｆｅ（Ｈ３）／Ｒｕ（０．７）／Ｃｏ−Ｆｅ（Ｈ３）／Ａｌ−Ｏ（０．７）／Ｃｏ−Ｆｅ（２）／Ｎｉ−Ｆｅ（３）／Ｔａ（２０）
［サンプルｂ２］
熱酸化膜付Ｓｉ基板／
Ｔａ（３）／Ｃｕ（５０）／Ｔａ（３）／ＮｉＦｅＣｒ（４）／Ｐｔ−Ｍｎ（２５）／Ｃｏ−Ｆｅ（Ｈ４）／Ｒｕ（０．７）／Ｃｏ−Ｆｅ（Ｈ４）／Ａｌ−Ｏ（０．７）／Ｃｏ−Ｆｅ（２）／Ｎｉ−Ｆｅ（３）／Ｔａ（２０）
［サンプルｂ３］
熱酸化膜付Ｓｉ基板／
Ｔａ（３）／Ｃｕ（５０）／Ｔａ（３）／ＮｉＦｅＣｒ（４）／Ｐｔ−Ｍｎ（２５）／Ｃｏ−Ｆｅ（３）／Ｒｕ（０．７）／Ｃｏ−Ｆｅ（３）／Ａｌ−Ｏ（０．７）／Ｃｏ−Ｆｅ（１）／Ｎｉ−Ｆｅ（３）／Ｒｕ（０．７）／Ｎｉ−Ｆｅ（２）／Ｔａ（２０）
【０１３８】
基板上のＴａ（３）／Ｃｕ（５０）／Ｔａ（３）は下部電極であり、Ｐｔ−Ｍｎ（２５）は反強磁性層からなる磁化安定層である。このＰｔ−Ｍｎ層に隣接するＮｉＦｅＣｒ（４）は粒径制御層である。また、基板から最も遠いＴａ（２０）は保護層（上部電極の一部を兼ねている）である。Ｈ３およびＨ４は、Ｃｏ−Ｆｅ層について膜厚の異なるサンプルを数通り準備したことを示しており、Ｈ３、Ｈ４ともに、２、３、４および５ｎｍの４通りを準備した。なお、Ｐｔ−Ｍｎ層、Ｎｉ−Ｆｅ−Ｃｒ層、Ｃｏ−Ｆｅ層およびＮｉ−Ｆｅ層の組成は、それぞれＰｔ４９Ｍｎ５１、Ｎｉ６０Ｆｅ１５Ｃｒ２５、Ｃｏ５０Ｆｅ５０およびＮｉ８０Ｆｅ２０であった。
【０１３９】
各サンプルとも実施例１と同様に成膜、上部電極の形成を行った後、２８０℃、５ｋＯｅ（４．０×１０５Ａ／ｍ）の磁場中で５時間熱処理し、Ｐｔ−Ｍｎ層に磁界異方性を付与した。なお、サンプルの素子サイズは、いずれも１．５μｍ×３μｍとした。
【０１４０】
上記のようにして準備した各サンプルに対し、磁化安定層の平均粒径Ｄを測定した後、熱処理を加えた場合のＭＲ特性の変化（ＭＲ特性の熱処理温度依存性）を調べた。まず、無磁界、水素雰囲気下において各サンプルを熱処理温度（４００℃）にまで加熱し、３０分保持した後に、室温まで冷却し、ＭＲ特性としてＭＲ比を求めた。
【０１４１】
従来例であるサンプルｂ０の熱処理前のＭＲ比は約４０％であったが、熱処理によってＭＲ特性が大きく劣化し、熱処理後のＭＲ比は０％となった。サンプルｂ０について、同じ膜構成のサンプルを１５個準備して同様の測定を行ったが、すべて同じ結果となった。なお、サンプルｂ０における磁化安定層の平均粒径Ｄの範囲は、０．５〜２．５ｎｍであった。
【０１４２】
次に、積層フェリ固定層を導入することで、磁化安定層である反強磁性層と非磁性層との距離Ｈを大きくしたサンプルｂ１の測定結果を表４に示す。なお、他のサンプルと同様に、測定はｎ＝１５で行い、ＭＲ比は、ｎ＝１５で得られたすべての値の平均値で示し、平均粒径Ｄは、ｎ＝１回の測定での粒界間距離の平均値をまず求め、ｎ＝１５のそれぞれで得られた上記平均値の範囲で示す。
【０１４３】
【表４】
2004047583.tif 000006
【０１４４】
表４に示すように、サンプルｂ１では４００℃の熱処理後もＭＲ比が０％となることはなく、従来例に比べて素子の耐熱性が向上していることがわかる。また、距離Ｈが大きくなるに伴い、より大きなＭＲ比を得ることができた。
【０１４５】
次に、サンプルｂ１にさらに粒径制御層を配置した膜構成のサンプルｂ２の測定結果を表５に示す。なお、他のサンプルと同様に、測定はｎ＝１５で行い、ＭＲ比は、ｎ＝１５で得られたすべての値の平均値で示し、平均粒径Ｄは、ｎ＝１回の測定での粒界間距離の平均値をまず求め、ｎ＝１５のそれぞれで得られた上記平均値の範囲で示す。
【０１４６】
【表５】
2004047583.tif 000007
【０１４７】
粒径制御層を有するサンプルｂ２では、サンプルｂ１に比べて、さらに耐熱性に優れる高出力のＭＲ素子となった。粒径制御層を設けることにより、磁化安定層の平均粒径Ｄが１０ｎｍ以上となった効果が大きいと考えられる。
【０１４８】
また、サンプルｂ１とｂ２について、ＭＲ比を求めるための磁気抵抗測定におけるマイナー曲線を比較したところ、図３１に示す結果となった。図３１（ａ）がサンプルｂ２のマイナー曲線、図３１（ｂ）がサンプルｂ１のマイナー曲線である。
【０１４９】
図３１（ｂ）に示すように、サンプルｂ１では、熱処理後のＭＲ比が向上し、ＭＲ素子としての使用には問題がないものの、スピンバルブ特性が乱れる結果となった。それに対し、サンプルｂ２では、ＭＲ比がより向上しただけではなく、スピンバルブ特性に全く乱れが生じなかった。粒径制御層を設けることにより、磁化安定層の平均粒径Ｄが１０ｎｍ以上となった効果による可能性が考えられる。
【０１５０】
次に、サンプルｂ２にさらに積層フェリ自由層を導入したサンプルｂ３では、４００℃の熱処理後もサンプルｂ２とほぼ同様のＭＲ比を得ることができ、スピンバルブ特性にも全く乱れが生じなかった。また、積層フェリ自由層を設けることで、自由磁性層の磁化反転磁界の低下も同時に実現することができた。
【０１５１】
本実施例においても実施例１と同様に、磁化安定層である反強磁性層の結晶粒サイズがより大きいほど、あるいは、反強磁性層と、ＭＲ特性に大きく寄与すると考えられる非磁性層との距離がより離れているほど、高温時におけるＭＲ特性劣化が抑制される傾向が示された。上記のような構成の素子とすることで、反強磁性層中の拡散元素種であるＭｎの非磁性層への拡散が抑制されていることが考えられる。
【０１５２】
（実施例３）
本実施例では、さらに拡散制御層が設けられた例について示す。
【０１５３】
［サンプルｃ０−Ａ（比較例）］
熱酸化膜付Ｓｉ基板／
Ｔａ（３）／Ｃｕ（５０）／Ｔａ（３）／Ｉｒ−Ｍｎ（２５）／Ｃｏ−Ｆｅ（３）／Ｒｕ（０．７）／Ｃｏ−Ｆｅ（３）／Ａｌ−Ｏ（０．７）／Ｃｏ−Ｆｅ（２）／Ｎｉ−Ｆｅ（３）／Ｔａ（２０）
［サンプルｃ０−Ｂ（比較例）］
熱酸化膜付Ｓｉ基板／
Ｔａ（３）／Ｃｕ（５０）／Ｔａ（３）／Ｎｉ−Ｆｅ（３）／Ｃｏ−Ｆｅ（２）／Ａｌ−Ｏ（０．７）／Ｃｏ−Ｆｅ（３）／Ｒｕ（０．７）／Ｃｏ−Ｆｅ（３）／Ｉｒ−Ｍｎ（２０）／Ｔａ（２０）
［サンプルｃ１］
熱酸化膜付Ｓｉ基板／
Ｔａ（３）／Ｃｕ（５０）／Ｔａ（３）／Ｉｒ−Ｍｎ（２５）／Ｍ−Ｘ（２）／Ｃｏ−Ｆｅ（１）／Ｒｕ（０．７）／Ｃｏ−Ｆｅ（３）／Ａｌ−Ｏ（０．７）／Ｃｏ−Ｆｅ（２）／Ｎｉ−Ｆｅ（３）／Ｔａ（２０）
［サンプルｃ２］
熱酸化膜付Ｓｉ基板／
Ｔａ（３）／Ｃｕ（５０）／Ｔａ（３）／Ｎｉ−Ｆｅ（３）／Ｃｏ−Ｆｅ（２）／Ａｌ−Ｏ（０．７）／Ｃｏ−Ｆｅ（３）／Ｒｕ（０．７）／Ｃｏ−Ｆｅ（１）／Ｍ−Ｘ（２）／Ｉｒ−Ｍｎ（２０）／Ｔａ（２０）
［サンプルｃ３］
熱酸化膜付Ｓｉ基板／
Ｔａ（３）／Ｃｕ（５０）／Ｔａ（３）／ＮｉＦｅＣｒ（４）／Ｉｒ−Ｍｎ（２５）／Ｍ−Ｘ（２）／Ｃｏ−Ｆｅ（１）／Ｒｕ（０．７）／Ｃｏ−Ｆｅ（３）／Ａｌ−Ｏ（０．７）／Ｃｏ−Ｆｅ（２）／Ｎｉ−Ｆｅ（３）／Ｔａ（２０）
［サンプルｃ４］
熱酸化膜付Ｓｉ基板／
Ｔａ（３）／Ｃｕ（５０）／Ｔａ（３）／ＮｉＦｅＣｒ（４）／Ｉｒ−Ｍｎ（２５）／Ｍ−Ｘ（２）／Ｃｏ−Ｆｅ（２）／Ｒｕ（０．７）／Ｃｏ−Ｆｅ（４）／Ａｌ−Ｏ（０．７）／Ｃｏ−Ｆｅ（２）／Ｎｉ−Ｆｅ（３）／Ｔａ（２０）
［サンプルｃ５］
熱酸化膜付Ｓｉ基板／
Ｔａ（３）／Ｃｕ（５０）／Ｔａ（３）／Ｍ−Ｘ（２）／Ｉｒ−Ｍｎ（２５）／Ｃｏ−Ｆｅ（３）／Ｒｕ（０．７）／Ｃｏ−Ｆｅ（３）／Ａｌ−Ｏ（０．７）／Ｃｏ−Ｆｅ（２）／Ｎｉ−Ｆｅ（３）／Ｔａ（２０）
［サンプルｃ６］
熱酸化膜付Ｓｉ基板／
Ｔａ（３）／Ｃｕ（５０）／Ｔａ（３）／Ｍ−Ｘ（２）／Ｉｒ−Ｍｎ（２５）／Ｍ−Ｘ（２）／Ｃｏ−Ｆｅ（１）／Ｒｕ（０．７）／Ｃｏ−Ｆｅ（３）／Ａｌ−Ｏ（０．７）／Ｃｏ−Ｆｅ（２）／Ｎｉ−Ｆｅ（３）／Ｔａ（２０）
【０１５４】
基板上のＴａ（３）／Ｃｕ（５０）／Ｔａ（３）は下部電極であり、Ｉｒ−Ｍｎ（２５）およびＩｒ−Ｍｎ（２０）は反強磁性層からなる磁化安定層である。このＩｒ−Ｍｎ層に隣接するＮｉＦｅＣｒ（４）は粒径制御層である。また、基板から最も遠いＴａ（２０）は保護層（上部電極の一部を兼ねている）である。なお、Ｉｒ−Ｍｎ層、Ｎｉ−Ｆｅ−Ｃｒ層、Ｃｏ−Ｆｅ層およびＮｉ−Ｆｅ層の組成は、それぞれＩｒ２０Ｍｎ８０、Ｎｉ６０Ｆｅ１５Ｃｒ２５、Ｃｏ５０Ｆｅ５０およびＮｉ８０Ｆｅ２０であった。
【０１５５】
また、各サンプルのＭ−Ｘ層は、強磁性材料Ｍ−Ｘからなる拡散制御層である。
【０１５６】
各サンプルとも実施例１と同様に成膜、上部電極の形成を行った後、２８０℃、５ｋＯｅ（４．０×１０５Ａ／ｍ）の磁場中で５時間熱処理し、Ｉｒ−Ｍｎ層に磁界異方性を付与した。なお、サンプルの素子サイズは、いずれも１．５μｍ×３μｍとした。
【０１５７】
上記のようにして準備した各サンプルに対し、磁化安定層の平均粒径Ｄを求めた後、熱処理を加えた場合のＭＲ特性の変化（ＭＲ特性の熱処理温度依存性）を調べた。まず、無磁界、水素雰囲気下において各サンプルを熱処理温度（４００℃）にまで加熱し、３０分保持した後に、室温まで冷却し、ＭＲ特性としてＭＲ比を求めた。
【０１５８】
サンプルｃ０Ａ、ｃ０Ｂ、ｃ１〜ｃ４における測定結果を表６に示す。なお、実施例１および２と同様に、測定はｎ＝１５で行い、ＭＲ比はその平均値、平均粒径Ｄは得られた値の範囲で示す。
【０１５９】
【表６】
2004047583.tif 000008
【０１６０】
比較例であるサンプルｃ０Ａは、磁化安定層としてＩｒ−Ｍｎ層が用いられていることを除けば、実施例２におけるサンプルｂ１と同様の膜構成を有するサンプルである。サンプルｃ０Ａは、熱処理前には３５％のＭＲ比を示していたが、熱処理後に得られたＭＲ比は４％であった。また、同じく比較例であるサンプルｃ０Ｂは、磁化安定層であるＩｒ−Ｍｎ層を、素子の上部（非磁性層を挟んで基板と反対側）に配置した素子であり、熱処理前には３０％のＭＲ比を示していたが、熱処理後に得られたＭＲ比は２％であった。磁化安定層の平均粒径Ｄは、サンプルｃ０Ａ、サンプルｃ０Ｂともに０．５〜２．５ｎｍであった。しかし両サンプルとも、磁化安定層と非磁性層との距離Ｈを、Ｈ≧１．４×Ｄの関係を満たす値としたため、サンプルａ０やサンプルｂ０のような従来例とは異なり、４００℃での熱処理後においてもＭＲ出力を得ることができた。ただし、サンプルｃ０Ａ、ｃ０Ｂともに、スピンバルブ特性は乱れる結果となった。
【０１６１】
サンプルｃ１は、サンプルｃ０Ａに、強磁性材料Ｍ−Ｘからなる拡散制御層を導入した膜構成のサンプルである。
【０１６２】
強磁性材料Ｍ−Ｘとして、例えば、Ｆｅ−Ｐｔ（Ｐｔの組成が５〜１０ａｔ％）を用いた場合、４００℃における熱処理後のＭＲ比は３５％を越え、比較例であるサンプルｃ０Ａよりもさらに耐熱性の向上した素子となった。しかし、図３２に示すように、ＭＲ素子として使用するには問題ないものの、スピンバルブ特性は乱れてしまった。図３２（ａ）が熱処理前のマイナー曲線、図３２（ｂ）が熱処理後のマイナー曲線である。
【０１６３】
サンプルｃ２は、サンプルｃ０Ｂに、強磁性材料Ｍ−Ｘからなる拡散制御層を導入した膜構成のサンプルである。同じく強磁性材料Ｍ−Ｘとして、例えば、Ｆｅ−Ｐｔ（Ｐｔの組成が５〜１０ａｔ％）を用いた場合、４００℃における熱処理後のＭＲ比は２７％と比較例（サンプルｃ０Ｂ）に対して大幅に向上する結果となった。ただし、サンプルｃ２においても、サンプルｃ１と同様に、スピンバルブ特性が乱れる結果となった。
【０１６４】
サンプルｃ１にさらに粒径制御層を付加したサンプルｃ３（強磁性材料Ｍ−Ｘはサンプルｃ１と同じ）では、平均粒径Ｄが１０ｎｍ以上になるとともに、４００℃における熱処理後のＭＲ比がサンプルｃ１に比べてさらに上昇し、より耐熱性に優れたＭＲ素子を得ることができた。また、スピンバルブ特性も乱れることなく維持することができた。
【０１６５】
サンプルｃ３の距離Ｈをさらに大きくしたサンプルであるサンプルｃ４（強磁性材料Ｍ−Ｘはサンプルｃ３と同じ）では、さらにＭＲ比の向上が認められた。
【０１６６】
また、サンプルｃ５（強磁性材料Ｍ−Ｘはサンプルｃ１〜ｃ４と同じ）のように、磁化安定層であるＩｒ−Ｍｎ層と基板との間に、強磁性材料Ｍ−Ｘからなる拡散制御層を配置したサンプルにおいても、４００℃の熱処理後に１０％以上のＭＲ比を得ることができ、サンプルａ０やサンプルｂ０などの従来例に比べて耐熱性に優れたＭＲ素子とすることができた。サンプルｃ６（強磁性材料Ｍ−Ｘはサンプルｃ１〜ｃ５と同じ）のように、磁化安定層の両面に強磁性材料Ｍ−Ｘからなる拡散制御層を配置したサンプルにおいても、４００℃の熱処理後に３５％以上のＭＲ比を示し、耐熱性に優れたＭＲ素子とすることができた。
【０１６７】
上記の結果から、磁化安定層の平均粒径Ｄと距離Ｈとを制御し、拡散制御層および／または粒径制御層をさらに配置することによって、より耐熱性に優れたＭＲ素子が得られることがわかる。
【０１６８】
なお、本実施例では、強磁性材料Ｍ−ＸとしてＦｅ−Ｐｔ（Ｐｔの組成が５〜１０ａｔ％）を用いた例を示したが、その他、Ｍとして、Ｆｅ、ＣｏおよびＮｉから選ばれる少なくとも１種の磁性元素を、Ｘとして、Ｃｕ、Ｒｕ、Ｒｈ、Ｐｄ、Ａｇ、Ｏｓ、Ｉｒ、Ｐｔ、Ａｕ、Ａｌ、Ｓｃ、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｙ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｗ、Ｒｅ、Ｇａ、Ｇｅ、ランタノイド、Ｓｉ、Ｂ、Ｃ、Ｎ、Ｏ、ＰおよびＳから選ばれる少なくとも１種の非磁性元素を用いた場合においても耐熱性に優れたＭＲ素子を得ることができた。
【０１６９】
サンプルｃ０３において、強磁性材料Ｍ−Ｘの組成を変化させ、他のサンプルと同じ４００℃の熱処理後に得られたＭＲ比を表７〜表１１に示す。
【０１７０】
【表７】
2004047583.tif 000009
【０１７１】
【表８】
2004047583.tif 000010
【０１７２】
【表９】
2004047583.tif 000011
【０１７３】
【表１０】
2004047583.tif 000012
【０１７４】
【表１１】
2004047583.tif 000013
【０１７５】
表７〜表１１に示すように、上記した強磁性材料Ｍ−Ｘからなる拡散制御層を配置することで、より耐熱性に優れたＭＲ素子が得られることがわかる。
【０１７６】
（実施例４）
［サンプルｄ０（従来例）］
熱酸化膜付Ｓｉ基板／
Ｔａ（３）／Ｃｕ（５０）／Ｔａ（３）／Ｐｔ−Ｍｎ（２０）／Ｃｏ−Ｆｅ（３）／Ｒｕ（０．８）／Ｃｏ−Ｆｅ（３）／Ａｌ−Ｏ（１．０）／Ｎｉ−Ｆｅ（３）／Ａｌ−Ｏ（１．０）／Ｃｏ−Ｆｅ（３）／Ｒｕ（０．８）／Ｃｏ−Ｆｅ（３）／Ｐｔ−Ｍｎ（２０）／Ｔａ（１５）
［サンプルｄ１］
熱酸化膜付Ｓｉ基板／Ｔａ（３）／Ｃｕ（５０）／Ｔａ（３）／ＮｉＦｅＣｒ（５）／Ｐｔ−Ｍｎ（２０）／Ｆｅ−Ｐｔ（２）／Ｃｏ−Ｆｅ（１）／Ｒｕ（０．８）／Ｃｏ−Ｆｅ（１）／Ｆｅ−Ｐｔ（２）／Ａｌ−Ｏ（１．０）／Ｎｉ−Ｆｅ（３）／Ａｌ−Ｏ（１．０）／Ｆｅ−Ｐｔ（２）／Ｃｏ−Ｆｅ（１）／Ｒｕ（０．８）／Ｃｏ−Ｆｅ（１）／Ｆｅ−Ｐｔ（２）／Ｐｔ−Ｍｎ（１５）／Ｔａ（１５）
【０１７７】
基板上のＴａ（３）／Ｃｕ（５０）／Ｔａ（３）は下部電極であり、Ｐｔ−Ｍｎ（２０）およびＰｔ−Ｍｎ（１５）は反強磁性層からなる磁化安定層である。このＰｔ−Ｍｎ層に隣接するＮｉＦｅＣｒ（５）は粒径制御層である。また、基板から最も遠いＴａ（１５）は保護層（上部電極の一部を兼ねている）であり、Ｆｅ−Ｐｔ層は強磁性材料Ｍ−Ｘからなる拡散制御層である。なお、Ｐｔ−Ｍｎ層、Ｎｉ−Ｆｅ−Ｃｒ層、Ｃｏ−Ｆｅ層、Ｎｉ−Ｆｅ層およびＦｅ−Ｐｔ層の組成は、それぞれＰｔ４９Ｍｎ５１、Ｎｉ６０Ｆｅ１５Ｃｒ２５、Ｃｏ５０Ｆｅ５０、Ｎｉ８０Ｆｅ２０、Ｆｅ０．８５Ｐｔ０．１５であった。
【０１７８】
各サンプルとも実施例１と同様に成膜、上部電極の形成を行った後、２８０℃、５ｋＯｅ（４．０×１０５Ａ／ｍ）の磁場中で５時間熱処理し、Ｐｔ−Ｍｎ層に磁界異方性を付与した。なお、サンプルの素子サイズは、いずれも０．５μｍ×１μｍとした。
【０１７９】
上記のようにして準備した各サンプルに対し、磁化安定層の平均粒径Ｄを求めた後、熱処理を加えた場合のＭＲ特性の変化（ＭＲ特性の熱処理温度依存性）を調べた。まず、無磁界、水素雰囲気下において各サンプルを熱処理温度（４００℃）にまで加熱し、３０分保持した後に、室温まで冷却し、ＭＲ特性としてＭＲ比を求めた。
【０１８０】
従来例であるサンプルｄ０は、熱処理前にＭＲ比約３５％以上を示していたが、熱処理によって大きくＭＲ特性が劣化し、得られるＭＲ比が０％となった。同じ膜構成のサンプルを１５個準備して同様の測定を行ったが、すべて同じ結果となった。なお、サンプルｄ０における磁化安定層の平均粒径Ｄは、０．５〜２．５ｎｍであった。
【０１８１】
サンプルｄ１は、従来例であるサンプルｄ０に拡散制御層および粒径制御層を付加した一例であるが、熱処理後に得られたＭＲ比は５０％を越える結果となり、従来例と比較して大幅に耐熱性の向上が認められた。磁化安定層の平均粒径Ｄは、１０ｎｍ〜２５ｎｍであり、スピンバルブ特性も乱れることなく維持可能であった。
【０１８２】
次に、熱処理前後におけるサンプルｄ０およびサンプルｄ１のバイアス電圧依存性を求めた。一般にＭＲ素子において、バイアス電圧の印加に伴い素子のＭＲ比は低下する。バイアス電圧を印加しない（厳密には、バイアス電圧が０に近い）状態での素子のＭＲ比を基準として、ＭＲ比が半分になったときのバイアス電圧Ｖｈを、熱処理前と熱処理後、それぞれについて求めた。
測定結果を表１２に示す。
【０１８３】
（表１２）
――――――――――――――――――――――――――――
サンプルＮｏ．　　　　　　熱処理前Ｖｈ（ｍＶ）　　　熱処理後Ｖｈ（ｍＶ）
――――――――――――――――――――――――――――
サンプルｄ０　　　　　　９５０　　　　　　　　　　　　　　　　６９０
サンプルｄ１　　　　　　１５００　　　　　　　　　　　　　　　１６４０
――――――――――――――――――――――――――――
【０１８４】
表１２に示すように、従来例であるサンプルｄ０では、熱処理によりＶｈが低下している。一方、サンプルｄ１では、熱処理後もＶｈは低下せず、むしろ増加する結果となった。この結果からも、サンプルｄ１が従来例に比べより耐熱性に優れた素子であることがわかる。
【０１８５】
（実施例５）
［サンプルｅ０（従来例）］
熱酸化膜付Ｓｉ基板／
Ｔａ（３）／Ｃｕ（５０）／Ｔａ（３）／Ｐｔ−Ｍｎ（２５）／Ｃｏ−Ｆｅ（３）／Ｒｕ（０．７）／Ｃｏ−Ｆｅ（３）／Ａｌ−Ｏ（０．７）／Ｃｏ−Ｆｅ（２）／Ｎｉ−Ｆｅ（３）／Ｔａ（２０）
［サンプルｅ１］
熱酸化膜付Ｓｉ基板／
Ｔａ（３）／Ｃｕ（５０）／Ｔａ（３）／ＮｉＦｅＣｒ（４）／Ｐｔ−Ｍｎ（２５）／Ｃｏ−Ｆｅ−Ｂ（１）／Ｃｏ−Ｆｅ（２）／Ｒｕ（０．７）／Ｃｏ−Ｆｅ（３）／Ａｌ−Ｏ（０．７）／Ｃｏ−Ｆｅ（２）／Ｎｉ−Ｆｅ（３）／Ｔａ（２０）
【０１８６】
基板上のＴａ（３）／Ｃｕ（５０）／Ｔａ（３）は下部電極であり、Ｐｔ−Ｍｎ（２５）は反強磁性層からなる磁化安定層である。このＰｔ−Ｍｎ層に隣接するＮｉＦｅＣｒ（４）は粒径制御層である。また、基板から最も遠いＴａ（２０）は保護層（上部電極の一部を兼ねている）である。なお、Ｐｔ−Ｍｎ層、Ｎｉ−Ｆｅ−Ｃｒ層、Ｃｏ−Ｆｅ層およびＮｉ−Ｆｅ層の組成は、それぞれＰｔ４９Ｍｎ５１、Ｎｉ６０Ｆｅ１５Ｃｒ２５、Ｃｏ５０Ｆｅ５０、Ｎｉ８０Ｆｅ２０であった。
【０１８７】
各サンプルとも実施例１と同様に成膜、上部電極の形成を行った後、２８０℃、５ｋＯｅ（４．０×１０５Ａ／ｍ）の磁場中で５時間熱処理し、Ｐｔ−Ｍｎ層に磁界異方性を付与した。なお、サンプルの素子サイズは、いずれも０．５μｍ×１μｍとした。
【０１８８】
サンプルｅ１におけるＰｔ−Ｍｎ（２５）に接するＣｏ−Ｆｅ−Ｂ（１）は、微結晶体あるいはアモルファス体を多く含む磁性層の一例である。
【０１８９】
上記のようにして準備した各サンプルに対し、磁化安定層の平均粒径Ｄを測定した後、熱処理を加えた場合のＭＲ特性の変化（ＭＲ特性の熱処理温度依存性）を調べた。まず、無磁界、水素雰囲気下において各サンプルを熱処理温度（４００℃）にまで加熱し、３０分保持した後に、室温まで冷却し、ＭＲ特性としてＭＲ比を求めた。
【０１９０】
従来例であるサンプルｅ０において、熱処理前のＭＲ比は４５％以上であったが、４００℃の熱処理によって素子のＭＲ特性は大きく劣化し、熱処理後に得られるＭＲ比は０％であった。サンプルｅ０について、同じ膜構成のサンプルを１５個準備して同様の測定を行ったが、すべて同じ結果となった。なお、サンプルｄ０の磁化安定層の平均粒径Ｄは、０．５〜２．５ｎｍであった。
【０１９１】
それに対して、サンプルｅ１では、熱処理によって素子のＭＲ特性が大きく劣化することはなく、４００℃の熱処理を経た後も２０％以上のＭＲ比を得ることができた。
【０１９２】
サンプルｅ１のように、磁化安定層と非磁性層との間に、Ｃｏ−Ｆｅ−Ｂ層のように、微結晶あるいはアモルファスを主構造とする層を少なくとも１層配置することで、磁化安定層に含まれる拡散元素種の拡散防止に効果があると考えられる。このことは、拡散元素がある程度、各層の粒界周辺を拡散経路としてしていることを示唆しており、微結晶あるいはアモルファスを主構造とする層によって拡散経路が分断された効果が出ているのではないかと推察される。なお、ここで主構造とは、層の約５０ｖｏｌ％以上を占める構造のことであり、微結晶とは、少なくとも１μｍ径以下の結晶が、一方向に配向せずに、分散した状態のことを意味している。
【０１９３】
なお、本実施例ではＣｏ−Ｆｅ−Ｂ層を用いた例を示したが、その他、Ｃｏ−Ｆｅ−Ｂと同様に、微結晶あるいはアモルファスとして安定であるＮｉ−Ｆｅ−Ｂを用いても同様な結果が得られた。
【０１９４】
（実施例６）
実施例１で作製したサンプルａ０と、実施例３で作製したサンプルｃ３とを用い、図１７に示すようなシールドを備えた磁気ヘッドを作製し、その特性を評価した。ただし、本実施例では、サンプルｃ３の磁化安定層である反強磁性層Ｉｒ−Ｍｎ（２５）の代わりにＰｔ−Ｍｎ（２５）（組成はＰｔ４９Ｍｎ５１）を用い、Ｍ−Ｘ層としてＦｅ−Ｐｔ層（組成はＦｅ８５Ｐｔ１５）を用いた。
【０１９５】
磁気ヘッドの基板としてＡｌ２Ｏ３−ＴｉＣ基板を用い、上部記録コア、上部シールドおよび下部シールドとして組成がＮｉ８０Ｆｅ２０であるＮｉ−Ｆｅ合金を用いた。また、ＭＲ素子を狭持する電極として、Ａｕの積層膜を用い、絶縁膜にはＡｌ２Ｏ３を用いた。
【０１９６】
また、ＭＲ素子には、自由磁性層にあたる磁性層（Ｃｏ−Ｆｅ（２）／Ｎｉ−Ｆｅ（３））の磁化容易方向が検知すべき信号磁界方向と垂直になるように、固定磁性層にあたる磁性層（Ｐｔ−Ｍｎ（２５）／Ｆｅ−Ｐｔ（２）／Ｃｏ−Ｆｅ（１）／Ｒｕ（０．７）／Ｃｏ−Ｆｅ（３））の磁化方向が検知すべき信号磁界方向と平行になるように異方性を付与した。この異方性の付与は、ＭＲ素子を実施例１と同様に作製後、まず、３００℃、５ｋＯｅ（４．０×１０５Ａ／ｍ）の磁界中熱処理を行うことで固定磁性層の磁化方向を規定した後、２００℃、１０ｋＯｅ（８．０×１０５Ａ／ｍ）の磁界中熱処理を行い、自由磁性層の磁化容易方向を規定することで行った。
【０１９７】
なお、再生部のＭＲ素子のトラック幅は０．１μｍ、ＭＲ高さも０．１μｍとした。
【０１９８】
上記のように作製した磁気ヘッドに対し熱処理（４００℃、真空中、３０分）を加えて特性評価を行った。センス電流として１Ａの直流電流を流し、５０Ｏｅ（４．０×１０３Ａ／ｍ）の交流信号磁界を印加してヘッドの出力を評価したところ、ＭＲ素子として従来例であるサンプルａ０を用いた磁気ヘッドでは出力が得られなかったのに対し、サンプルｃ３を用いた磁気ヘッドでは、１５ｍＶ／μｍ以上の出力を得ることができた。
【０１９９】
また、ＭＲ素子としてサンプルｃ３を含む上記磁気ヘッドを用いて図１９に示すような磁気記録装置（ＨＤＤ）を作製したところ、１００Ｇｂｉｔ／ｉｎ２以上の面記録密度を達成できた。さらに作製した磁気記録装置に対し、外部温度１５０℃、対応内部温度４００℃の環境試験（試験時間３０分）を行ったところ、上記の出力を維持しており、耐熱性に優れた磁気記録装置を得ることができた。
【０２００】
（実施例７）
実施例３で作製したサンプルｃ３を用い、図１８に示すようなヨークを備えた磁気ヘッドを作製し、その特性を評価した。ただし、本実施例では、サンプルｃ３の磁化安定層である反強磁性層Ｉｒ−Ｍｎ（２５）の代わりにＰｔ−Ｍｎ（２５）（組成はＰｔ４９Ｍｎ５１）を用い、Ｍ−Ｘ層としてＦｅ−Ｐｔ層（組成はＦｅ８５Ｐｔ１５）を用いた。
【０２０１】
ヨークには、組成がＮｉ８０Ｆｅ２０であるＮｉ−Ｆｅメッキ合金を用いた。本磁気ヘッドでは、ヨークであるＮｉ−Ｆｅ面をＣＭＰ研磨した後に、ＭＲ素子を形成し、最後にＡｕからなる電極膜を積層して作製した。再生ヘッド部のＭＲ素子の素子サイズは０．３μｍ×０．３μｍとした。
【０２０２】
ＭＲ素子には、実施例６と同様に、自由磁性層にあたる磁性層の磁化容易方向が検知すべき信号磁界方向と垂直になるように、固定磁性層にあたる磁性層の磁化方向が検知すべき信号磁界方向と平行になるように異方性を付与した。
【０２０３】
上記のように作製したヘッドに対し熱処理（４００℃、真空中、３０分）を加えて特性評価を行った。センス電流として１Ａの直流電流を流し、５０Ｏｅ（４．０×１０３Ａ／ｍ）の交流信号磁界を印加してヘッドの出力を評価したところ、１０ｍＶ／μｍ以上の出力を得ることができた。
【０２０４】
（実施例８）
実施例３で作製したＭＲ素子（従来例ｃ０Ａおよび実施例ｃ３）を用いて、図２０に示すようなＭＲＡＭを作製した。ただし、サンプルｃ３のＭ−Ｘ層としてＦｅ−Ｐｔ層（組成はＦｅ８５Ｐｔ１５）を用いた。
【０２０５】
ＭＲＡＭの作製は以下のように行った。まず、３００ｎｍの熱酸化膜を有するＳｉ基板上に、Ｃｕからなるワード線を形成し、その表面にＡｌ２Ｏ３絶縁膜を成膜して形成した後、Ｃｕからなる下部電極を形成した。ここでいったんＣＭＰにより下部電極表面の平滑化を行った後、サンプルｃ０Ａおよびサンプルｃ３に示す膜構成のＭＲ素子を積層させた。
【０２０６】
次に、反強磁性層であるＩｒ−Ｍｎ層と固定磁性層とが交換結合磁界を生じるように、２８０℃、５ｋＯｅ（４．０×１０５Ａ／ｍ）の磁界中熱処理を５時間行った。その後、実施例１と同様に、メサ型加工などを行って、ＭＲ素子を形成した。最後に、上部電極としてビット線を形成し、図２４に示すようなスイッチ素子を持たない単一磁気メモリを作製した。
【０２０７】
作製した磁気メモリに対し、ワード線とビット線に電流を流して磁界を発生させ、ＭＲ素子の自由磁性層（本実施例における、Ｃｏ−Ｆｅ（２）／Ｎｉ−Ｆｅ（３））の磁化方向を反転させて情報「０」を記録した。また、次に、ワード線とビット線に対して先程とは逆方向の電流を流して磁界を発生させ、自由磁性層を磁化反転させて情報「１」を記録した。その後、それぞれの状態のＭＲ素子に対してバイアス電圧を印加することでセンス電流を流し、情報「０」と情報「１」の状態における素子電圧の差を測定したところ、実施例、従来例ともに、同程度の出力差が得られた。よって、実施例、従来例ともに、自由磁性層を情報記録層とした磁気メモリとなっていることがわかった。
【０２０８】
次に、上記のＭＲ素子をＣＭＯＳ基板上に配置し、図２０に示すような集積磁気メモリを作製した。素子配列は、１６×１６素子のメモリを１ブロックとして、合計８ブロックとした。ＭＲ素子の配置は、次のように行った。まずＣＭＯＳ基板上に、スイッチ素子としてＦＥＴをマトリックス状に配置し、ＣＭＰで表面を平坦化した後、上記実施例ｃ３と従来例ｃ０ＡのＭＲ素子を、ＦＥＴに対応してマトリックス状に配置した。それぞれの素子サイズは０．２μｍ×０．３μｍとした。各ブロック中１素子は、配線抵抗や素子最低抵抗、ＦＥＴ抵抗などをキャンセルするためのダミー素子とした。なお、ワード線、ビット線などは全てＣｕを用いた。磁気メモリ形成後、水素シンター処理を４００℃にて行った。
【０２０９】
このように作製した磁気メモリに対し、ワード線とビット線の合成磁界により、各ブロックそれぞれ８素子の自由磁性層の磁化反転を同時に行い、信号を記録させた。次に、ＦＥＴのゲートを、それぞれのブロックに付き１素子づつＯＮし、素子にセンス電流を流した。このとき、各ブロック内でのビット線、素子およびＦＥＴに発生する電圧とダミー電圧とをコンパレータにより比較して、それぞれの素子の出力を読みとった。
【０２１０】
結果、実施例ｃ３のＭＲ素子を用いたＭＲＡＭでは、単一磁気メモリの場合と同様に良好な素子出力が得られたが、従来例ｃ０ＡのＭＲ素子を用いたＭＲＡＭでは、全く素子出力が得られなかった。このことから、従来例ｃ０ＡのＭＲ素子は、４００℃の熱処理に耐えられないのに対し、実施例ｃ３のＭＲ素子は、４００℃の熱処理に対しても十分な耐熱性を持っていることがわかる。
【０２１１】
【発明の効果】
以上説明したように、本発明によれば、磁化安定層の平均粒径と、磁化安定層と非磁性層との距離とを制御することにより、耐熱性に優れた高出力のＭＲ素子とすることができる。また、本発明のＭＲ素子を用いることで、耐熱性に優れた磁気ヘッドおよび磁気メモリ素子、ならびに磁気記録装置を得ることができる。
【図面の簡単な説明】
【図１】本発明における磁気抵抗効果素子の例を示す断面図である。
【図２】本発明における磁気抵抗効果素子の例を示す断面図である。
【図３】本発明における磁気抵抗効果素子の例を示す断面図である。
【図４】本発明における磁気抵抗効果素子の例を示す断面図である。
【図５】本発明の磁気抵抗効果素子における結晶粒の状態の例を説明するための断面図である。
【図６】本発明における磁気抵抗効果素子の例を示す断面図である。
【図７】本発明における磁気抵抗効果素子の例を示す断面図である。
【図８】本発明における磁気抵抗効果素子の例を示す断面図である。
【図９】本発明における磁気抵抗効果素子の例を示す断面図である。
【図１０】本発明における磁気抵抗効果素子の例を示す断面図である。
【図１１】本発明における磁気抵抗効果素子の例を示す断面図である。
【図１２】本発明における磁気抵抗効果素子の例を示す断面図である。
【図１３】本発明における磁気抵抗効果素子の例を示す断面図である。
【図１４】本発明における磁気抵抗効果素子の例を示す断面図である。
【図１５】本発明における磁気抵抗効果素子の例を示す断面図である。
【図１６】電極をさらに配置した本発明における磁気抵抗効果素子の例を示す断面図である。
【図１７】本発明における磁気ヘッドの例を示す模式図である。
【図１８】本発明における磁気ヘッドの例を示す模式図である。
【図１９】本発明における磁気記録装置の例を示す模式図である。
【図２０】本発明における磁気メモリの例を示す模式図である。
【図２１】本発明における磁気メモリの例を示す模式図である。
【図２２】本発明における磁気メモリの動作の基本例を示す模式図である。
【図２３】本発明における磁気メモリの動作の基本例を示す模式図である。
【図２４】本発明における磁気メモリの動作の基本例を示す模式図である。
【図２５】実施例により測定した、熱処理温度とＭＲ比との関係を示す図である。
【図２６】実施例により測定した、磁化安定層表面の結晶粒の大きさを示す図である。
【図２７】実施例により測定した、粒径制御層の膜厚Ｘ１と、ＭＲ比および平均粒径Ｄとの関係を示す図である。
【図２８】実施例により測定した、距離Ｈと、ＭＲ比および平均粒径Ｄとの関係を示す図である。
【図２９】実施例により測定した、距離Ｈと、ＭＲ比および平均粒径Ｄとの関係を示す図である。
【図３０】実施例により測定した、距離Ｈと平均粒径Ｄとの関係を示す図である。
【図３１】実施例により測定した、熱処理前後におけるＭＲ素子のマイナー曲線を示す図である。
【図３２】実施例により測定した、熱処理前後におけるＭＲ素子のマイナー曲線を示す図である。
【符号の説明】
１、１１、１２、１３　非磁性層
２、３、３１、３２　磁性層
４　磁化安定層
５　自由磁性層
６、６１、６２　固定磁性層
７　粒径制御層
８　拡散制御層
９　基板
４１　軟磁性層
４２　高保磁力磁性層
４３　反強磁性層
１０１　結晶粒
１０２　粒界
３０１　非磁性膜
３０２、３０３　磁性膜
３１０　積層フェリ層
５０１　層間絶縁膜
５０２　上部電極
５０３　下部電極
５０４　基板
５０５、５２０、５３１、６０１、６０１ａ、７０１　ＭＲ素子
５１１　ヘッド部
５１２　書き込みヘッド部
５１３　再生ヘッド部
５１４　コイル
５１５　上部記録コア
５１６　上部シールド
５１７　記録ギャップ
５２１　再生ギャップ
５２２　下部シールド
５２３　電極部
５３２　ヨーク
５４１　磁気ヘッド
５４２　駆動部
５４３　磁気記録媒体
５４４　信号処理部
５４５　磁気記録装置
６０２、７０３　ビット線
６０３　ワード線
６０４　結合線
７０５　スイッチ素子
７０６　非線形素子
【図１】
2004047583.tif 000014
【図２】
2004047583.tif 000015
【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】
2004047583.tif 000020
【図８】
2004047583.tif 000021
【図９】
2004047583.tif 000022
【図１０】
2004047583.tif 000023
【図１１】
2004047583.tif 000024
【図１２】
2004047583.tif 000025
【図１３】
2004047583.tif 000026
【図１４】
2004047583.tif 000027
【図１５】
2004047583.tif 000028
【図１６】
2004047583.tif 000029
【図１７】
2004047583.tif 000030
【図１８】
2004047583.tif 000031
【図１９】
2004047583.tif 000032
【図２０】
2004047583.tif 000033
【図２１】
2004047583.tif 000034
【図２２】
2004047583.tif 000035
【図２３】
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【図２４】
2004047583.tif 000037
【図２５】
2004047583.tif 000038
【図２６】
2004047583.tif 000039
【図２７】
2004047583.tif 000040
【図２８】
2004047583.tif 000041
【図２９】
2004047583.tif 000042
【図３０】
2004047583.tif 000043
【図３１】
2004047583.tif 000044
【図３２】
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