(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
外部磁界により磁化方向が変化する第１の磁性層と、磁化が実質的に固着された第２の磁性層と、前記第１の磁性層と前記第２の磁性層との間に設けられた非磁性中間層と、を備えた磁気抵抗効果素子であって、
前記第１の磁性層の、前記非磁性中間層と隣接する面と反対側の面に隣接して設けられた金属バリア層と、
前記金属バリア層の、前記第１の磁性層に隣接する面と反対側の面に隣接して設けられ、酸化物、窒化物、炭化物、フッ化物、塩化物、硫化物及びホウ化物から選ばれた少なくともいずれかを含む第３の層と、をさらに備えたことを特徴とする磁気抵抗効果素子。
【請求項２】
前記第３の層の平均厚さが３ｎｍ以下であることを特徴とする請求項１記載の磁気抵抗効果素子。
【請求項３】
前記第３の層は、前記金属バリア層が含有する元素と同一の元素を含有す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４】
前記第２の磁性層は、相互に反強磁性的に結合された第１および第２の強磁性膜と、この２つの強磁性体膜を分離し、且つ反強磁性的に結合するカップリング層を含んでいることを特徴とする請求項１〜３のいずれか１つに記載の磁気抵抗効果素子。
【請求項５】
ニッケル（Ｎｉ）、鉄（Ｆｅ）、コバルト（Ｃｏ）、金（Ａｕ）、銀（Ａｇ）、銅（Ｃｕ）、ルテニウム（Ｒｕ）、ロジウム（Ｒｈ）、パラジウム（Ｐｄ）、イリジウム（Ｉｒ）、白金（Ｐｔ）から選ばれるｆｃｃ金属からなる単層または２種以上の層からなる下地層をさらに備えたことを特徴とする請求項１〜４のいずれか１つに記載の磁気抵抗効果素子。
【請求項６】
前記第１の磁性層の厚みと前記金属バリア層の厚みの合計は、１０ｎｍ以下であることを特徴とする請求項１〜５のいずれか１つに記載の磁気抵抗効果素子。
【請求項７】
外部磁界により磁化方向が変化する第１の磁性層と、金属反強磁性層と、前記金属反強磁性層により磁化が実質的に固着された第２の磁性層と、前記第１の磁性層と前記第２の磁性層との間に設けられた非磁性中間層と、を備え、
前記第２の磁性層は、酸化物、窒化物、炭化物、フッ化物、塩化物、硫化物及びホウ化物から選ばれた少なくともいずれかを含む第３の層を含んだことを特徴とする磁気抵抗効果素子。
【請求項８】
前記第２の磁性層は、相互に反強磁性的に結合された第１及び第２の強磁性体膜と、この２つの強磁性体膜を分離し、且つ反強磁性的に結合するカップリング膜を含んでいることを特徴とする請求項７記載の磁気抵抗効果素子。
【請求項９】
前記第３の層は、前記カップリング層と前記非磁性中間層との間に設けられたことを特徴とする請求項７または８に磁気抵抗効果素子。
【請求項１０】
前記第３の層は、前記非磁性中間層よりも前記カップリング層に近い位置に設けられたことを特徴とする請求項９記載の磁気抵抗効果素子。
【請求項１１】
前記第２の磁性層のうちで前記第３の層と前記非磁性中間層との間の部分の厚みは１０ｎｍ以下であることを特徴とする請求項７〜１０のいずれか１つに記載の磁気抵抗効果素子。
【請求項１２】
前記第２の磁性層のうちで前記非磁性中間層からみて前記第３の層よりも遠い側の部分は、コバルト（Ｃｏ）もしくはニッケル（Ｎｉ）を主成分とした合金にクロム（Ｃｒ）、ニオブ（Ｎｂ）、ホウ素（Ｂ）及びロジウム（Ｒｈ）から選ばれた少なくともいずれかを添加した材料からなることを特徴とする請求項７〜１１のいずれか１つに記載の磁気抵抗効果素子。
【請求項１３】
前記非磁性中間層からみて前記第３の層よりも遠い側において前記第３の層に隣接してタンタル（Ｔａ）、クロム（Ｃｒ）及びチタン（Ｔｉ）から選ばれた少なくともいずれかを主成分とする層が設けられたことを特徴とする請求項７〜１２のいずれか１つに記載の磁気抵抗効果素子。
【請求項１４】
前記第１の磁性層の非磁性中間層とは反対側の面において、酸化物、窒化物、炭化物、フッ化物、塩化物およびホウ化物から選ばれる少なくとも１種を含む第４の層が積層されていることを特徴とする請求項７〜１３のいずれか１つに記載の磁気抵抗効果素子。
【請求項１５】
前記第４の層の平均厚さが３ｎｍ以下であることを特徴とする請求項１４記載の磁気抵抗効果素子。
【請求項１６】
前記第１の磁性層と前記第４の層との間に設けられた金属バリア層をさらに備えたことを特徴とする請求項１４または１５に記載の磁気抵抗効果素子。
【請求項１７】
前記金属バリア層は、スカンジウム（Ｓｃ）、チタン（Ｔｉ）、銅（Ｃｕ）、亜鉛（Ｚｎ）、イットリウム（Ｙ）、ジルコニウム（Ｚｒ）、ルテニウム（Ｒｕ）、ロジウム（Ｒｈ）、パラジウム（Ｐｄ）、銀（Ａｇ）、カドミウム（Ｃｄ）、レニウム（Ｒｅ）、オスミウム（Ｏｓ）、イリジウム（Ｉｒ）、白金（Ｐｔ）、金（Ａｕ）、タリウム（Ｔｌ）、鉛（Ｐｂ）から選ばれる金属、またはこれらの少なくともいずれかを含む非磁性合金からなることを特徴とする請求項１〜５及び１６のいずれか１つに記載の磁気抵抗効果素子。
【請求項１８】
前記第４の層は、前記金属バリア層が含有する元素と同一の元素を含有することを特徴とする請求項１４〜１６のいずれか１つに記載の磁気抵抗効果素子。
【請求項１９】
ニッケル（Ｎｉ）、鉄（Ｆｅ）、コバルト（Ｃｏ）、金（Ａｕ）、銀（Ａｇ）、銅（Ｃｕ）、ルテニウム（Ｒｕ）、ロジウム（Ｒｈ）、パラジウム（Ｐｄ）、イリジウム（Ｉｒ）、白金（Ｐｔ）から選ばれるｆｃｃ金属からなる単層または２種以上の層からなる下地層をさらに備えたことを特徴とする請求項７〜１８のいずれか１つに記載の磁気抵抗効果素子。
【請求項２０】
前記第１の磁性層の前記第２の磁性層とは反対側の面に、磁化が実質的に固着された第３の磁性層と、前記第１の磁性層と前記第３の磁性層との間に設けられた第２の非磁性中間層と、をさらに備えたことを特徴とする請求項７記載の磁気抵抗効果素子。
【請求項２１】
前記第３の磁性層は、酸化物、窒化物、炭化物、フッ化物、塩化物、硫化物およびホウ化物から選ばれる少なくとも１種を含む第４の層を含むことを特徴とする請求項７記載の磁気抵抗効果素子。
【請求項２２】
前記第３の層の平均厚さは２ｎｍ以下であることを特徴とする請求項７記載の磁気抵抗効果素子。
【請求項２３】
前記第３の層は、遷移金属またはランタノイドの少なくともいずれかを含んでおり、かつその平均厚さが３ｎｍ以下であることを特徴とする請求項７記載の磁気抵抗効果素子。
【請求項２４】
前記第３の層は、室温において強磁性または反強磁性を有し、かつその平均厚さが１０ｎｍ以下であることを特徴とする請求項７記載の磁気抵抗効果素子。
【請求項２５】
前記第２の磁性層は、鉄（Ｆｅ）、コバルト（Ｃｏ）、マンガン（Ｍｎ）、アルミニウム（Ａｌ）、マグネシウム（Ｍｇ）、シリコン（Ｓｉ）及びランタン系列の元素のうちの少なくともいずれかを含有する電子反射層を有することを特徴とする請求項７記載の磁気抵抗効果素子。
【請求項２６】
外部磁界により磁化方向が変化する第１の磁性層と、
磁化が実質的に固着された第２の磁性層と、
前記第１の磁性層と前記第２の磁性層との間に設けられた非磁性中間層と、
前記非磁性中間層とは反対側において前記第１の磁性層と積層された導電層と、
前記導電層と積層された酸化物層と、
を備え、
前記導電層は、銅（Ｃｕ）、白金（Ｐｔ）、パラジウム（Ｐｄ）、ルテニウム（Ｒｕ）、ロジウム（Ｒｈ）、レニウム（Ｒｅ）、オスミウム（Ｏｓ）、イリジウム（Ｉｒ）、金（Ａｕ）及び銀（Ａｇ）から選ばれた少なくともいずれかの金属を含有し、
前記酸化物層は、鉄（Ｆｅ）、コバルト（Ｃｏ）及びニッケル（Ｎｉ）から選ばれた少なくともいずれかの元素を含有し、厚さが３ｎｍ以下であることを特徴とする磁気抵抗効果素子。
【請求項２７】
外部磁界により磁化方向が変化する第１の磁性層と、
磁化が実質的に固着された第２の磁性層と、
前記第１の磁性層と前記第２の磁性層との間に設けられた非磁性中間層と、
前記非磁性中間層とは反対側において前記第１の磁性層と積層された導電層と、
前記導電層と積層された酸化物層と、
を備え、
前記導電層は、銅（Ｃｕ）、白金（Ｐｔ）、パラジウム（Ｐｄ）、ルテニウム（Ｒｕ）、ロジウム（Ｒｈ）、レニウム（Ｒｅ）、オスミウム（Ｏｓ）、イリジウム（Ｉｒ）、金（Ａｕ）及び銀（Ａｇ）から選ばれた少なくともいずれかの金属を含有し、
前記酸化物層は、クロム（Ｃｒ）またはタンタル（Ｔａ）の少なくともいずれかの元素を含有することを特徴とする磁気抵抗効果素子。
【請求項２８】
前記導電層の厚さは、０．５ｎｍ以上３．０ｎｍ以下であることを特徴とする請求項２６または２７に記載の磁気抵抗効果素子。
【請求項２９】
外部磁界が印加されていない状態において、前記第１の磁性層の磁化の方向と前記第２の磁性層の磁化の方向とが略直交することを特徴とする請求項１〜２８のいずれか１つに記載の磁気抵抗効果素子。
【請求項３０】
請求項１〜２９のいずれか１つに記載の磁気抵抗効果素子を有する磁気ヘッドを備え、  磁気記録媒体に磁気的に記録された情報の読み取りを可能としたことを特徴とする磁気再生装置。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、磁気センサなどに用いられる磁気抵抗効果素子及び磁気再生装置に関する。
【０００２】
【従来の技術】
近年、磁気センサなどに用いられる磁気抵抗効果素子や電子素子などの機能デバイスでは、目覚しい勢いで微細化や高機能化が進められており、真空技術や成膜技術の技術レベルの向上に伴って、人工的に積層した積層薄膜が機能デバイスとして数多く用いられるようになってきている。このような積層薄膜機能デバイスの従来技術について、強磁性体薄膜を用いた磁気抵抗効果素子を例として説明する。
【０００３】
磁気抵抗効果は磁性体に磁場を印加すると電気抵抗が変化する現象であり、磁気センサ、磁気ヘッドなどに利用されている。Ｎｉ−Ｆｅ合金などの強磁性体薄膜は異方性磁気抵抗効果（ＡＭＲ）、すなわち磁性体に流す電流と磁化の向きの関係により電気抵抗が異なる現象を利用して、外部の磁界信号を読み取る磁気抵抗効果素子（ＭＲ素子）に応用されている。
【０００４】
さらに、近年、強磁性層と非磁性層とを交互に数ｎｍ〜数１０ｎｍの周期で積層した構造を持つ磁気抵抗効果膜が注目されている。このような積層薄膜においては、非磁性層を介して対向する強磁性層の磁化の向きが平行である場合と反平行である場合とで電気抵抗が異なる。このような現象は巨大磁気抵抗効果（Giant magneto Resistance：ＧＭＲ）と呼ばれ、異方性磁気抵抗効果と同様に外部の磁界信号を読み取る磁気抵抗効果素子（ＧＭＲ素子）としての応用などが進められている。
【０００５】
巨大磁気抵抗効果は、膜厚が薄い場合にも異方性磁気抵抗効果に比べて大きな低抗変化率が得られることから大きな期待がよせられている。巨大磁気抵抗効果を発現する具体的な膜構造としては、Ｆｅ／Ｃｒ人工格子膜（Phys． Rev．Lett．61(1988)2472）や、Ｃｏ／Ｃｕ人工格子膜（J．mag．mag．mater．94(1991)L1）などに代表されるような、強磁性層間に反強磁性結合型の磁気相互作用を持ち、外部磁界により強磁性層間の磁気モーメントの相対方向を変化させて抵抗変化を得るもの、あるいはＣｏ／Ｃｕ／ＮｉＦｅ人工格子膜（J．Phys．Soc．Jpn．60(1991)2827）のように、磁性層間の磁気相互作用が弱い強磁性層と非磁性層の 積層膜において、２種以上の異なる強磁性層を用いると共に、これら強磁性層の保磁力差を利用して、外部磁界により磁性層間の磁気モーメントの相対方向を変化させて抵抗変化を得るものなどが提案されている。
【０００６】
また、磁性層間の磁気相互作用が、弱い強磁性層／非磁性層／強磁性層のサンドイッチ膜において、一方の強磁性層に接して反強磁性層などを設けて交換異方性により強磁性層の磁気モーメントを固着し、もう一方の磁気モーメントのみを外部磁界で変化させて、抵抗を容易にスイッチできるようにしたスピンバルブ構造（ＮｉＦｅ／Ｃｕ／ＮｉＦｅ／ＦｅＭｎ膜など（J．Appl．Phys．69(1991)4774）なども提案されている。
【０００７】
上述したように、膜厚１００ｎｍ程度以下の非常に薄い層を積層した積層薄膜デバイスが磁気抵抗効果素子などの機能素子として用いられるようになってきている。このような積層薄膜機能デバイスにおいては、薄膜層間の界面における原子の相互拡散により機能素子の特性が変化することがしばしば起こり、特性の熱安定性が実用上大きな問題となっている。
【０００８】
例えば、２種類の異なる金属の積層膜の電気抵抗は、界面における原子の相互拡散により変化する。また、磁性層と非磁性層の界面における原子の相互拡散に、よって、磁性層の磁気ボリュームが減少し、磁化の大きさが減少してしまう。一方、巨大磁気抵抗効果を利用した素子においては、強磁性層と非磁性層との界面での電子のスピン依存散乱が磁気抵抗効果にとって本質的に重要である。このようなＧＭＲ素子において、強磁性層と非磁性層との界面における原子の相互拡散は磁気抵抗変化率に直接的に反映され、原子の相互拡散により磁気抵抗変化率が大幅に低下してしまう。
【０００９】
すなわち、膜厚１００ｎｍ程度以下の非常に薄い層を積層した積層薄膜機能デバイスにおいては、薄膜層間の界面での原子の相互拡散により機能素子の特性が変化しやすいという問題がある。特に、ＧＭＲ素子においては、強磁性層と磁性層との界面での原子の相互拡散により磁気抵抗変化率に大幅に低下してしまうという問題がある。
【００１０】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は、このような課題の認識に基づいてなされたものである。
【００１１】
すなわち、その目的は、磁気抵抗効果素子の強磁性層／非磁性層界面などにおける原子の相互拡散を抑制することによって熱安定性を向上させ、長期的な信頼性を向上させた磁気抵抗効果素子を提供することにある。
【００１２】
さらに、本発明の目的は、スピンバルブ膜中に存在させる電子反射層の機能を良好に維持しつつ、それに基づく磁気特性などへの悪影響やそれ自体の形成不良などの発生を有効に抑制し、良好な磁気抵抗効果特性や各種磁気特性を有すると共に、耐熱性に優れる磁気抵抗効果素子と、そのような磁気抵抗効果素子を再現性よく得ることを可能にした磁気抵抗効果素子の製造方法を提供し、さらには例えば磁気ヘッドとしての安定性などを高めることを可能にした磁気抵抗効果素子を提供することにある。
【００１３】
【課題を解決するための手段】
上述した目的を達成するため、本発明者は機能層内の薄膜層間での原子の相互拡散について研究を行った結果、結晶粒の粗大化や積層膜界面の凹凸が層間での原子の相互拡散の大きな誘因となることを見出した。結晶粒の粗大化は、例えば図２４に示すように、積層膜の形成時や成膜後の熱の印加により起こる。前者は膜成長過程における応力などにより生じるものであり、後者は例えばデバイス化プロセスやデバイスの実使用時に５０〜３００℃程度の温度環境に晒されるために生じるものである。本発明のひとつは、複数の層からなる機能層の結晶粒の粗大化を抑制する構造とすることによって、原子の粒界拡散を低減し、熱安定性の高い長期的な信頼性に優れた機能素子を提供するものである。
【００１４】
すなわち、本発明の一態様によれば、外部磁界により磁化方向が変化する第１の磁性層と、磁化が実質的に固着された第２の磁性層と、前記第１の磁性層と前記第２の磁性層との間に設けられた非磁性中間層と、を備えた磁気抵抗効果素子であって、
前記第１の磁性層に隣接して設けられた金属バリア層と、
前記金属バリア層に隣接して設けられ、酸化物、窒化物、炭化物、フッ化物、塩化物、硫化物及びホウ化物から選ばれた少なくともいずれかを含む第３の層と、をさらに備えたことを特徴とする磁気抵抗効果素子が提供される。
【００１５】
ここで、前記第３の層の平均厚さが３ｎｍ以下であるものとすることができる。
【００１６】
また、前記第３の層は、前記金属バリア層が含有する元素と同一の元素を含有するものとすることができる。
【００１７】
また、前記第２の磁性層は、相互に反強磁性的に結合された第１および第２の強磁性膜と、この２つの強磁性体膜を分離し、且つ反強磁性的に結合するカップリング層を含んでいるものとすることができる。
【００１８】
また、ニッケル（Ｎｉ）、鉄（Ｆｅ）、コバルト（Ｃｏ）、金（Ａｕ）、銀（Ａｇ）、銅（Ｃｕ）、ルテニウム（Ｒｕ）、ロジウム（Ｒｈ）、パラジウム（Ｐｄ）、イリジウム（Ｉｒ）、白金（Ｐｔ）から選ばれるｆｃｃ金属からなる単層または２種以上の層からなる下地層をさらに備えたものとすることができる。
【００１９】
また、前記第１の磁性層の厚みと前記金属バリア層の厚みの合計は、１０ｎｍ以下であるものとすることができる。
【００２０】
一方、本発明の他の一態様によれば、外部磁界により磁化方向が変化する第１の磁性層と、金属反強磁性層と、前記金属反強磁性層により磁化が実質的に固着された第２の磁性層と、前記第１の磁性層と前記第２の磁性層との間に設けられた非磁性中間層と、を備え、
前記第２の磁性層は、酸化物、窒化物、炭化物、フッ化物、塩化物、硫化物及びホウ化物から選ばれた少なくともいずれかを含む第３の層を含んだものとすることができる。
【００２１】
ここで、前記第２の磁性層は、相互に反強磁性的に結合された第１及び第２の強磁性体膜と、この２つの強磁性体膜を分離し、且つ反強磁性的に結合するカップリング膜を含んでいるものとすることができる。
【００２２】
また、前記第３の層は、前記カップリング層と前記非磁性中間層との間に設けられたものとすることができる。
【００２３】
また、前記第３の層は、前記非磁性中間層よりも前記カップリング層に近い位置に設けられたものとすることができる。
【００２４】
また、前記第２の磁性層のうちで前記第３の層と前記非磁性中間層との間の部分の厚みは１０ｎｍ以下であるものとすることができる。
【００２５】
また、前記第２の磁性層のうちで前記非磁性中間層からみて前記第３の層よりも遠い側の部分は、コバルト（Ｃｏ）もしくはニッケル（Ｎｉ）を主成分とした合金にクロム（Ｃｒ）、ニオブ（Ｎｂ）、ホウ素（Ｂ）及びロジウム（Ｒｈ）から選ばれた少なくともいずれかを添加した材料からなるものとすることができる。
【００２６】
また、前記非磁性中間層からみて前記第３の層よりも遠い側において前記第３の層に隣接してタンタル（Ｔａ）、クロム（Ｃｒ）及びチタン（Ｔｉ）から選ばれた少なくともいずれかを主成分とする層が設けられたものとすることができる。
【００２７】
また、前記第１の磁性層の非磁性中間層とは反対側の面において、酸化物、窒化物、炭化物、フッ化物、塩化物およびホウ化物から選ばれる少なくとも１種を含む第４の層が積層されているものとすることができる。
【００２８】
また、前記第４の層の平均厚さが３ｎｍ以下であるものとすることができる。
【００２９】
また、前記第１の磁性層と前記第４の層との間に設けられた金属バリア層をさらに備えたものとすることができる。
【００３０】
一方、前記金属バリア層は、スカンジウム（Ｓｃ）、チタン（Ｔｉ）、銅（Ｃｕ）、亜鉛（Ｚｎ）、イットリウム（Ｙ）、ジルコニウム（Ｚｒ）、ルテニウム（Ｒｕ）、ロジウム（Ｒｈ）、パラジウム（Ｐｄ）、銀（Ａｇ）、カドミウム（Ｃｄ）、レニウム（Ｒｅ）、オスミウム（Ｏｓ）、イリジウム（Ｉｒ）、白金（Ｐｔ）、金（Ａｕ）、タリウム（Ｔｌ）、鉛（Ｐｂ）から選ばれる金属、またはこれらの少なくともいずれかを含む非磁性合金からなるものとすることができる。
【００３１】
ここで、前記第４の層は、前記金属バリア層が含有する元素と同一の元素を含有するものとすることができる。
【００３２】
また、ニッケル（Ｎｉ）、鉄（Ｆｅ）、コバルト（Ｃｏ）、金（Ａｕ）、銀（Ａｇ）、銅（Ｃｕ）、ルテニウム（Ｒｕ）、ロジウム（Ｒｈ）、パラジウム（Ｐｄ）、イリジウム（Ｉｒ）、白金（Ｐｔ）から選ばれるｆｃｃ金属からなる単層または２種以上の層からなる下地層をさらに備えたものとすることができる。
【００３３】
また、前記第１の磁性層の前記第２の磁性層とは反対側の面に、磁化が実質的に固着された第３の磁性層と、前記第１の磁性層と前記第３の磁性層との間に設けられた第２の非磁性中間層と、をさらに備えたものとすることができる。
【００３４】
また、前記第３の磁性層は、酸化物、窒化物、炭化物、フッ化物、塩化物、硫化物およびホウ化物から選ばれる少なくとも１種を含む第４の層を含むものとすることができる。
【００３５】
ここで、前記第３の層の平均厚さは２ｎｍ以下であるものとすることができる。
【００３６】
また、前記第３の層は、遷移金属またはランタノイドの少なくともいずれかを含んでおり、かつその平均厚さが３ｎｍ以下であるものとすることができる。
【００３７】
また、前記第３の層は、室温において強磁性または反強磁性を有し、かつその平均厚さが１０ｎｍ以下であるものとすることができる。
【００３８】
また、前記非磁性中間層は、前記第２の磁性層の上に設けられ、
前記第１の磁性層は、前記非磁性中間層の上に設けられ、
前記金属バリア層は、前記第１の磁性層の上に設けられ、
前記第３の層は、前記金属バリア層の上に設けられたものとすることができる。
【００３９】
また、前記第２の磁性層は、鉄（Ｆｅ）、コバルト（Ｃｏ）、マンガン（Ｍｎ）、アルミニウム（Ａｌ）、マグネシウム（Ｍｇ）、シリコン（Ｓｉ）及びランタン系列の元素のうちの少なくともいずれかを含有する電子反射層を有するものとすることができる。
【００４０】
一方、本発明のさらに他の一態様によれば、
外部磁界により磁化方向が変化する第１の磁性層と、
磁化が実質的に固着された第２の磁性層と、
前記第１の磁性層と前記第２の磁性層との間に設けられた非磁性中間層と、
前記非磁性中間層とは反対側において前記第１の磁性層と積層された導電層と、
前記導電層と積層された酸化物層と、
を備え、
前記導電層は、銅（Ｃｕ）、白金（Ｐｔ）、パラジウム（Ｐｄ）、ルテニウム（Ｒｕ）、ロジウム（Ｒｈ）、レニウム（Ｒｅ）、オスミウム（Ｏｓ）、イリジウム（Ｉｒ）、金（Ａｕ）及び銀（Ａｇ）から選ばれた少なくともいずれかの金属を含有し、
前記酸化物層は、鉄（Ｆｅ）、コバルト（Ｃｏ）及びニッケル（Ｎｉ）から選ばれた少なくともいずれかの元素を含有し、厚さが３ｎｍ以下であることを特徴とする磁気抵抗効果素子が提供される。
【００４１】
一方、本発明のさらに他の一態様によれば、
外部磁界により磁化方向が変化する第１の磁性層と、
磁化が実質的に固着された第２の磁性層と、
前記第１の磁性層と前記第２の磁性層との間に設けられた非磁性中間層と、
前記非磁性中間層とは反対側において前記第１の磁性層と積層された導電層と、
前記導電層と積層された酸化物層と、
を備え、
前記導電層は、銅（Ｃｕ）、白金（Ｐｔ）、パラジウム（Ｐｄ）、ルテニウム（Ｒｕ）、ロジウム（Ｒｈ）、レニウム（Ｒｅ）、オスミウム（Ｏｓ）、イリジウム（Ｉｒ）、金（Ａｕ）及び銀（Ａｇ）から選ばれた少なくともいずれかの金属を含有し、
前記酸化物層は、クロム（Ｃｒ）またはタンタル（Ｔａ）の少なくともいずれかの元素を含有することを特徴とする磁気抵抗効果素子が提供される。
【００４２】
ここで、前記導電層の厚さは、０．５ｎｍ以上３．０ｎｍ以下であるものとすることができる。
【００４３】
また、外部磁界が印加されていない状態において、前記第１の磁性層の磁化の方向と前記第２の磁性層の磁化の方向とが略直交するものとすることができる。
【００４４】
一方、本発明のさらに他の一態様によれば、上記のいずれかの磁気抵抗効果素子を有する磁気ヘッドを備え、
磁気記録媒体に磁気的に記録された情報の読み取りを可能としたことを特徴とする磁気再生装置が提供される。
【００４９】
【発明の実施の形態】
以下、図面を参照しつつ本発明の実施の形態について説明する。
【００５０】
図１は本発明の積層薄膜機能デバイスの基本構造を模式的に示す図である。同図において、１は下地結晶層である。下地結晶層１上には結晶成長制御層２を介して、複数の機能薄膜３ａ、３ｂ、３ｃ…の積層膜からなる機能層３が設けられている。これらは積層薄膜機能デバイス４の基本要素である。なお、機能層３を構成する機能薄膜３ａ、３ｂ、３ｃ…の層数は特に限定されるものではなく、薄膜層間の界面での原子の相互拡散により特性が劣化する可能性を有する２層以上の層からなる機能層３であれば、本発明の効果が得られる。
【００５１】
下地結晶層１は単層構造もしくは２層以上の積層膜構造のいずれであってもよい。下地結晶層１が複数の層から構成される場合、これらは互いに格子整合していることが好ましく、また同じ結晶構造を持つことがさらに好ましい。また、下地結晶戸１は機能層３の結晶粒の大きさや結晶の配向などを制御するものであり、具体的な材質は機能層３に応じて適宜選択する。下地結晶層１で機能層３の配向制御などを行う場合には、機能層３（特に結晶成長制御層２と接する第１の機能薄膜３ａ）と格子整合するような材質を選択することが好ましい。
【００５２】
このような下地結晶層１の膜厚（積層膜の場合には総膜厚）は１５ｎｍ以下とされている。前述したように、下地結晶層１は機能層３の結晶粒の大きさを制御する上で、その結晶粒径を小さく保つ必要がある。下地結晶層１の結晶粒径が大きいと、機能層３の積層に伴って機能層３の結晶粒は粗大化し、層間における原子の相互拡散が起こりやすくなる。従って、下地結晶層１の初期成長過程における結晶粒径を揃えて比較的小さく保つために、下地結晶層１の膜厚は１５ｎｍ以下とする。下地結晶層１の膜厚は特に１０ｎｍ以下とすることが望ましい。なお、下地結晶層１としての機能を保つ上で、膜厚は０．２ｎｍ以上とすることが好ましい。
【００５３】
また、下地結晶層１の平均結晶粒径は、具体的には３０ｎｍ以下とすることが好ましい。機能層３の結晶粒の粗大化を防ぐ上で、下地結晶層１は比較的小さな結晶粒とすることが重要であり、実験結果から下地結晶層１の平均結晶粒径が３０ｎｍ以下であるときに、より良好な熱安定性が得られた。下地結晶層１の平均結晶粒径はさらに１０ｎｍ以下とすることが望ましい。
【００５４】
下地結晶層１は平滑な面上に成膜することが好ましい。下地結晶層１を基板５上に直接成膜する場合には、ガラス、Ｓｉ、ＧａＡｓ、Ａｌ2Ｏ3、ＭｇＯ、ＳｒＴｉＯ3、熱酸化Ｓｉ（Ｓｉ／ＳｉＯ2）、ＳｉＣ、ＴｉＣ、Ａｌ2Ｏ3・ＴｉＣの焼結体などに代表される平滑な基板５を使用する。
【００５５】
また、平滑性を高めるためにバッファ層６を設け、このバッファ層６上に下地結晶層１を形成するようにしてもよい。下地結晶層１は、その結晶構造の結晶成長の初期層として成長させることが重要であるため、バッファ層６にはアモルファス層を用いたり、また格子が非整合のバッファ層６を設ける場合には、Ｔａ、Ｔｉ、Ｃｒなどの濡れ性の良い結晶層とすることが好ましい。このようなアモルファス層や格子が整合しない濡れ性のよい平滑な結晶層からなるバッファ層６上に下地結晶層１を形成することによって、結晶粒径のバラツキが小さく、かつ結晶粒径の揃った下地結晶層１を得ることができる。バッファ層６としては、Ｔａ、Ｔｉ、Ｃｒなどの他に、Ｗ、Ｍｏ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｖなどを用いてもよい。
【００５６】
下地結晶層１上に形成された結晶成長制御層２は、下地結晶層１の構成元素のうちの少なくとも１種の元素と、Ｏ、Ｎ、Ｃ、Ｆ、ＢやよびＳから選ばれる少なくとも１種の元素との化合物、もしくはＴｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｒｕ、Ｒｈ、Ｐｄ、Ａｇ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｗ、Ｒｅ、Ｏｓ、Ｉｒ、Ｐｔ、Ａｕなどの遷移金属から選ばれる少なくとも１種の元素と、Ｏ、Ｎ、Ｃ、Ｆ、ＢおよびＳから選ばれる少なくとも１種の元素との化合物を含む層により構成されている。
【００５７】
上述したような化合物が下地結晶層１上に適切なネットワークを組んだ構造を有する結晶成長制御層２を用いることによって、下地結晶層１の結晶成長を一旦止めると共に、下地結晶層１の結晶成長の情報（結晶粒の大きさや結晶の配向などの情報）などを機能層３に伝えることができる。結晶成長制御層２が下地結晶層１の結晶成長を単に止めるだけで、下地結晶層１の結晶成長の情報などを機能層３に伝えることができない場合、あるいは下地結晶層１の結晶成長を止めることができない場合には、いずれも機能層３の結晶粒の粗大化（結晶粒界の移動）、ひいては界面での原子の相互拡散を防ぐことができない。
【００５８】
ここで、結晶成長制御層２はＯ、Ｎ、Ｃ、Ｆ、ＢおよびＳから還ばれる少なくとも１種の元素を４原子％以上含んでいることが好ましい。Ｏ、Ｎ、Ｃ、Ｆ、ＢおよびＳから選ばれる少なくとも１種の元素の含有量が４原子％未満であると、上記したような結晶成長制御層２の機能を十分に得ることができないおそれがある。また、結晶成長制御層２が遷移金属を含む場合、その含有量は３０原子％以上とすることが好ましい。遷移金属の含有量が３０原子％未満である場合においても、同様に結晶成長制御層２の機能を十分に得ることができないおそれがある。なお、上記した各元素の含有量は１ｎｍスポット径の組成分析に基づくものとする。これは結晶成長制御層２の膜厚が薄いためである。
【００５９】
また、結晶成長制御層２の膜厚は０．２〜２ｎｍの範囲であることが好ましい。結晶成長制御層２の膜厚が０．２ｎｍ未満であると、下地結晶層１の結晶成長を十分に止めることができず、下地結晶層１は機能層３の結晶成長の影響を受けやすくなり、下地結晶層１および機能層３共に結晶粒が粗大化してしまう。図２にこの様子を模擬的に示す。
【００６０】
ただしこの最適膜厚の範囲は材料によっては若干異なり、場合によっては０．２〜３ｎｍの範囲であることが好ましい。特に結晶性の結晶成長制御層を用いるときには上記範囲が好ましい。
【００６１】
一方、結晶成長制御層２の膜厚が２ｎｍを超えると、下地結晶層１の結晶粒の情報を保持して機能層３に伝えることができなくなり、この場合にも機能層３の結晶粒の粗大化を招いてしまう。図３にこの様子を模擬的に示す。
【００６２】
結晶成長制御層２の膜厚の最適な範囲は下地結晶層１や機能層３（特に第１の機能薄膜３ａ）の種類によって異なるが、結晶成長制御層２は０．５〜１．５ｎｍの範囲の膜厚を有することがより好ましい。
【００６３】
結晶成長制御層２の膜厚と積層薄膜機能デバイス４の特性の熱安定性との関係について、磁気抵抗効果素子を具体例として挙げて簡単に説明する。機能層３としての磁気抵抗効果薄膜は、Ｃｏ−Ｆｅ（３ｎｍ）／Ｃｕ（３ｎｍ）／Ｃｏ−Ｆｅ（３ｎｍ）／Ｉｒ−Ｍｎ（５．５ｎｍ）構造のスピンバルブ膜を用い、これをアモルファスＣｏＺｒＮｂバッファ層６（５ｎｍ）／Ｎｉ８０Ｆｅ２０下地結晶層１（２ｎｍ）／Ｆｅ酸化物を含む結晶成長制御層２（ｔ  ｎｍ）上に形成し、さらにスピンハルブ膜上には厚さ５ｎｍのＴａ保護層を設けた。
【００６４】
図４は結晶成長制御層２の膜厚ｔ（ｎｍ）と熱処理前後のＭＲ変化率との関係を示したものである、結晶成長制御層２の膜厚が０．２ｎｍ未満と薄い場合、および結晶成長制御層２の膜厚が２ｎｍを超えて厚い場合には、いずれも熱処理による特性劣化（ＭＲ変化率の低下）が大きいことが分かる。また、結晶成長制御層２の膜厚は、特に０．５〜１．５ｎｍの範囲であることが好ましいことが分かる。
【００６５】
ただしこの最適膜厚の範囲は材料によって若干異なり、場合によっては０．５〜３ｎｍの範囲であることが好ましい。特に結晶性の結晶成長制御層を用いるときには上記範囲が好ましい。
【００６６】
また、結晶成長制御層２と機能層３（具体的には第１の機能薄膜３ａ）との界面のラフネスは１．５ｎｍ以下とされている。このように、結晶成長制御層２と機能層３との界面ラフネスを１．５ｎｍ以下と小さくすることによって、すなわち結晶成長制御層２と機能層３との界面を平坦化することによって、下地結晶層１の結晶成長の情報（結晶粒の大きさや結晶の配向などの情報）などを効果的に機能層３に伝えることができる。
【００６７】
一方、各層の膜厚が１００ｎｍ程度以下では格子がほぼ整合する複数の層を積層した多層膜を作成した場合、積層膜界面の膜凹凸は、積層するほど増長されていく。このような傾向は、各層が同じ結晶構造をもち、各層の膜厚が１〜３０ｎｍ程度の積層膜のとき顕著である。また、スパッタで成膜した場合に特に顕著にみられる。
【００６８】
我々は、巨大磁気抵抗効果（ＧＭＲ）を示す積層膜において、上記のようにして増長された膜凹凸は、磁気特性に大きな影響を与えさらには積層界面における原子の相互拡散を誘発してデバイス特性の深刻な劣化を招くことを見いだすと同時に、結晶成長制御層挿入による膜凹凸の平坦化により劣化の制御効果が大であることを見いだした。すなわち、積層膜界面の一部に結晶成長制御層を挿入し、これより下層の積層膜の膜凹凸を平均化することにより、上層の積層膜の膜凹凸が低減され、磁気特性の劣化や（結晶成長制御層より上部の）積層界面における原子の相互拡散を抑制することが出来る。このように、結晶成長制御層の挿入による膜凹凸の平坦化により、磁気特性の劣化を防止して原子拡散に対してより一層熱安定性の高い積層薄膜機能デバイス構造を実現することが出来る。下層の積層膜界面の凹凸を効果的に埋めて平滑性を高める結晶成長制御層としては、上下層より原子半径が小さなＯ，Ｎ，Ｃ，Ｆ，Ｂ，Ｓから選ばれる少なくとも１種の元素を含む化合物を含有していることが望ましい。
【００６９】
結晶成長制御層２と機能層３との界面ラフネスを１．５ｎｍ以下とするために、下地結晶層１を平滑な面上に形成することも重要であるが、結晶成長制御層２自体が下地結晶層１表面の凹凸を埋めることによっても、結晶成長制御層２と機能層３との界面ラフネスを小さくすることができる。このように、結晶成長制御層２が下地結晶層１表面の凹凸を埋めることによって、結晶成長制御層２と機能層３との界面ラフネスは、下地結晶層１と結晶成長制御層２との界面ラフネスより小さくなる。
【００７０】
上記したような結晶成長制御層２の機能は、上下の層１、３の構成元素より原子半径が小さいＯ、Ｎ、Ｃ、Ｆ、ＢおよびＳから選ばれる少なくとも１種の元素の化合物を含む層（上下の層１、３より低密度の層）により結晶成長制御層２を構成することで、より効果的に得ることができる。結晶成長制御層２と機能層３との界面ラフネスを小さくし、これに基づいて機能層３内の積層膜界面の凹凸を小さくすることによって、原子の相互拡散をより効果的に抑制することが可能となる。
【００７１】
なお、本願明細書でいう「界面ラフネス」とは、図５に示すように、各界面での最大高さと最小高さとの差を示すものである、図５において、Ｌ１は下地結晶層１と結晶成長制御層２との界面ラフネスを、またＬ２は結晶成長制御層２と機能層３との界面ラフネスを表している。この定義は、後述する「平均粗さＲａ」とは異なる。
【００７２】
結晶成長制御層２と機能層３との界面ラフネスと積層薄膜機能デバイス４の特性の熱安定性との関係について、磁気抵抗効果素子を具体例として挙げて簡単に説明する、機能層３としての磁気抵抗効果膜には、以下の３種類のスピンバルブ構造を形成した：
タイプＡ：  Ｃｏ−Ｆｅ（３ｎｍ）／Ｃｕ（３ｎｍ）／Ｃｏ−Ｆｅ（２ｎｍ）／Ｉｒ−Ｍｎ（５．５ｎｍ）；
タイプＢ：  Ｃｏ−Ｆｅ（３ｎｍ）／Ｃｕ（３ｎｍ）／Ｃｏ−Ｆｅ（２ｎｍ）／Ｉｒ−Ｍｎ（８ｎｍ）；
タイプＣ：  Ｃｏ−Ｆｅ（ｌｎｍ）／Ｃｕ（２．５ｎｍ）／Ｃｏ−Ｆｅ（２ｎｍ）／Ｉｒ−Ｍｎ（１２ｎｍ）
これらの積層構造は結晶成長制御層２を有する下地結晶層１上に形成した。詳細な膜構造は表１に示す通りである。これら各種の磁気抵抗効果素子の熱処理前後におけるＭＲ変化率の劣化率を表１に示す。
【００７３】
【表１】
0004409656.tif 000002
表１から明らかなように、結晶成長制御層２と機能層３との界面ラフネスが１．５ｎｍ以下の場合には、優れた耐熱性が得られていることが分かる。また、１．５ｎｍ以下という結晶成長制御層２と機能層３との界面ラフネスは、結晶成長制御層２が下地結晶層１表面の凹凸を埋めることで、すなわち結晶成長制御層２と機能層３との界面ラフネスを下地結晶層１と結晶成長制御層２との界面ラフネスより小さくすることで、効果的に得られることが分かる。
【００７４】
上述したような結晶成長制御層２上に形成される機能層３は、積層薄膜機能デバイス４の使用目的に応じて適宜選択される。例えば、積層樽膜機能デバイス４を磁気抵抗効果素子として使用する場合には、磁気抵抗効果機能を有する積層膜、例えばスピンバルブ膜や人工格子膜などが機能層３として採用される。また、積層薄膜機能デバイス４に配線機能を持たせる場合には、各種金属や合金の積層膜が機能層３として用いられる。なお、図１において、７は保護膜であり、必要に応じて形成されるものである。
【００７５】
ここで、下地結晶層１上に結晶成長制御層２を設け、その上に機能層３を形成する場合、下地結晶層１の結晶粒の大きさや結晶の配向などが機能層３の結晶成長に大きく影響することは既に述べた。しかし、積層膜構造の機能層３のうちの結晶成長制御層２と接する第１の機能薄膜３ａの膜厚が極端に厚いと、下地結晶１一層１の影響は機能層３の結晶成長に十分に反映されなくなり、下地結晶層１の制御による機能層３の結晶成長の制御が十分に実現できなくなるおそれがある。
【００７６】
このようなことから、機能層３のうちの第１の機能薄膜３ａは膜厚３０ｎｍ以下の結晶層であることが好ましい。このような場合に、下地積晶層１による機能層３の第１の機能薄膜３ａの結晶成長の制御を効果的に行うことができ、ひいてはこれに接して設けられた機能層３全体の結晶成長を制御することが可能となる。すなわち結晶成長制御層２が、比較的小さな結晶粒径の下地結晶層１の結晶成長の情報を保持しているとき、結晶成長制御層２上に結晶成長する第１の機能薄膜３ａは比較的小さな結晶粒径を実現することができる。このような効果は、下地結晶層１と機能層３（特に第１の機能薄膜３ａ）とが格子整合する系であるときに、特に顕著に得られる。さらには、下地結晶層１と機能層３の第１の機能薄膜３ａとは同じ結晶構造を持ち、結晶の配向も同じであることが好ましい。第１の機能薄膜３ａの膜厚は１０ｎｍ以下であることがさらに好ましい。
【００７７】
上述したように、下地結晶層１と機能層３との間に結晶成長制御層２を設けると共に、下地結晶層１の膜厚を１５ｎｍ以下とし、さらに結晶成長制御層２と機能層３との界面ラフネスを１．５ｎｍ以下とすることによって、下地結晶層１の結晶成長を一旦止めて、例えば下地結晶層１の結晶粒を例えば平均結晶粒径で３０ｎｍ以下というように小さく保つことができると共に、このような下地結晶層１の結晶成長の情報などを機能層３に有効に伝えることができる。
【００７８】
従って、機能層３の粒界移動は結晶成長制御層２との界面で拘束されることにより抑制され、これに基づいて機能層３の結晶粒の粗大化を抑制することが可能となる。このように、機能層３の結晶粒の粗大化を抑制することによって、原子拡散の起こりやすい粒界の生成が抑制され、各層界面での原子の相互拡散が低減し、積層薄膜機能デバイス４の熱安定性を大幅に向上させることが可能となる。すなわち、長期的な信頼性に優れる積層薄膜機能デバイス４を提供することができる。
【００７９】
次に、機能層３が磁気抵抗効果機能を有する場合の積層薄膜機能デバイス４の具体的な構成について述べる。
【００８０】
磁気抵抗効果機能を有する機能層３の具体例としては、強磁性体と非磁性体とを交互に積層した積層膜、すなわち［強磁性層／（非磁性層／強磁性層）ｎ：（１≦ｎ）］の構造を有する磁気抵抗効果膜が挙げられる。
【００８１】
磁気抵抗効果膜中の強磁性体としては、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｆｅなどの単体金属、Ｃｏ−Ｆｅ合金、Ｎｉ−Ｆｅ合金、Ｃｏ−Ｎｉ合金、Ｃｏ−Ｎｉ−Ｆｅ合金、Ｎｉ−Ｍｎ−Ｓｂなどの合金や金属間化合物が挙げられる。これらは２０原子％以下の添加元素を加えることで、格子定数を調整して非磁性層との格子整合の最適化を図ったり、保磁力や軟磁気特性、磁歪などを調整することができる。
【００８２】
非磁性体としては、Ａｕ、Ａｇ、Ｃｕ、Ｐｄ、Ｐｔ、Ｒｕ、Ｉｒ、Ｒｈ、Ｈｆ、Ｚｒなどの非磁性金属、これらに５０原子％以下の添加元素を加えた非磁性合金などが用いられる。強磁性層と非磁性層との格子整合が悪いとき、界面での格子歪による電子散乱が増加するため、ＭＲ変化率は小さくなる。このため、強磁性層に２０原子％以下の添加元素を加えることで格子定数を調整して、非磁性層との格子整合の最適化を図ることは効果的である。
【００８３】
このような強磁性体と非磁性体とを交互に税層した機能層３の具体的な構造としては、強磁性層間が反強磁性の層間結合を持つ人工周期で積層した人工格子膜、２種以上の強磁性層の保磁力差を利用した磁気抵抗効果膜、強磁性層に接して反強磁性層を設け、反強磁性層に接した強磁性層の磁化を交換バイアスにより固着（交換バイアス磁界より小さな外部磁界では磁化の向きは変化しない）したスピンバルブ構造を持つ磁気抵抗効果膜などが挙げられる。
【００８４】
強磁性層間が反強磁性の層間結合を持つ磁気抵抗効果膜としては、Ｃｏ／Ｃｕ／Ｃｏ人工格子膜や、Ｎｉ−Ｆｅ／Ｃｕ／Ｎｉ−Ｆｅ人工格子膜、Ｆｅ／Ｃｒ／Ｆｅ人工格子膜などが挙げられる、保磁力差を利用した磁気抵抗効果膜とレては、Ｎｉ−Ｃｏ−Ｆｅ／Ｃｕ／Ｎｉ−Ｆｅ人工格子膜、Ｃｏ−Ｆｅ／Ｃｕ／Ｎｉ−Ｆｅなどが挙げられる。また、スピンバルブ構造を持つ磁気抵抗効果膜としては、Ｎｉ−Ｆｅ／Ｃｕ／Ｎｉ−Ｆｅ／Ｆｅ−Ｍｎ、Ｎｉ−Ｆｅ／Ｃｏ／Ｃｕ／Ｃｏ／Ｎｉ−Ｆｅ／Ｆｅ−Ｍｎ、Ｃｏ−Ｆｅ／Ｃｕ／Ｃｏ−Ｆｅ／Ｉｒ−Ｍｎなどが挙げられる。
【００８５】
本発明の積層薄膜機能デバイス４においては、前述したように、膜厚が１５ｎｍ以下（好ましくは０．２ｎｍ以上）の下地結晶層１上に、厚さ０．２〜２ｎｍ程度の結晶成長制御層２を設け、この結晶成長制御層２上に上述したような磁気抵抗効果機能を有する機能層３を形成する。
【００８６】
下地結晶層１は、バッファ層６上に形成することができる。その場合のバッファ層としては、Ｔａ、Ｔｉ、Ｃｒなどの濡れ性の高い金属や、ＣｏＺｒＮｂ、ＣｏＺｒＴａ、ＣｏＢなどのアモルファス金属、ＳｉＯｘ、Ａｌ2Ｏ3などのアモルファス酸化物などを用いることができる。
【００８７】
また、下地結晶層１としては、機能層３の第１の薄膜３ａと格子整合するようなものを選ぶことが望ましい。例えば、機能層３としてＣｏ／Ｃｕ／Ｃｏ人工格子膜やＮｉ−Ｃｏ−Ｆｅ／Ｃｕ／Ｎｉ−Ｆｅ、Ｎｉ−Ｆｅ／Ｃｕ／Ｎｉ−Ｆｅ／Ｆｅ−Ｍｎ、Ｃｏ−Ｆｅ／Ｃｕ／Ｃｏ−Ｆｅ／Ｉｒ−Ｍｎなどの磁気抵抗効果膜を用いる場合、機能層３の第１の薄膜３ａはｆｃｃ構造を持つため、下地結晶層１としてはＦｅやＮｉ−Ｆｅ合金、Ｎｉ−Ｃｏ−Ｆｅ合金などの中でｆｃｃ構造を持ち格子整合する組成のものを用いることが好ましい。
【００８８】
また、機能層３としてＦｅ／Ｃｒ／Ｆｅ人工格子膜などの磁気抵抗効果膜を用いる場合には、機能層３の第１の薄膜３ａはｂｃｃ構造を持つため、下地結晶層１としてはＦｅやＮｉ−Ｆｅ合金、Ｎｉ−Ｃｏ−Ｆｅ合金などの中でｂｃｃ構造を持ち格子整合する組成のものを用いることが好ましい、下地結晶層１は機能層３の第１の薄膜３ａと格子整合すれば、第１の薄膜３ａがｆｃｃ構造を持つ場合に下地結晶層１としてｂｃｃ構造を持つものを用いたり、あるいはその逆であっても構わない。
【００８９】
結晶成長制御層２は、下地結晶層１の構成元素のうちの少なくとも１種の元素と、Ｏ、Ｎ、Ｃ、Ｆ、ＢおよびＳから選ばれる１種または２種以上の元素との化合物を含む層である。例えば、下地結晶層１がＮｉの場合、結晶成長制御層２の具体例としてはＮｉおよびＮｉの酸化物から構成された層が挙げられる。また、下地結晶層１がＮｉ−Ｆｅ合金の場合、結晶成長制御層２の具体例としてはＮｉ−Ｆｅ合金、Ｎｉの酸化物、Ｆｅの酸化物から構成され、２０原子％以上がＦｅの酸化物である層が挙げられる。下地結晶層１がＣｏ−Ｎｉ合金の場合、結晶成長制御層２の具体例としてはＣｏ−Ｎｉ合金、Ｎｉの酸化物、Ｃｏの酸化物から構成され、２０原始％以上がＣｏの酸化物である層が挙げられる。さらに別の例として、下地結晶層１がＮｉ−Ｃｏ−Ｆｅ合金の場合、結晶成長制御層２はＦｅの酸化物、Ｃｏの酸化物、ＣｏＢ化合物を主な構成要素とする層が挙げられる。上述したような機能層３が磁気抵抗効果機能を有する積層薄膜機能デバイス４、すなわち磁気抵抗効果素子によれば、機能層３の結晶粒の粗大化抑制に基づいて界面での原子拡散（粒界拡散）を低減することができる、具体的には、機能層３としての磁気抵抗効果膜内の界面での原子拡散（粒界拡散）、すなわち強磁性層／非磁性層界面などでの原子の相互拡散を低減することができる。従って、強磁性層／非磁性層界面での原子拡散などに起因するＭＲ変化率の低下を抑制することが可能となり、熱安定性の高い長期信頼性に優れる磁気抵抗効果素子を提供することができる。
【００９０】
次に、機能層３が配線機能を有する場合の積層薄膜機能デバイス４の具体的な構成について述べる。この場合の機能層３としては、Ａｇ、Ｃｕ、Ａｌ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｎｂなどから選ばれる少なくとも１種の非磁性金属を５０原子％以上含む層を２層以上積層した積層膜（異種金属膜の積層膜）などが用いられる。このような配線層の薄積層間の原子拡散を抑制することによって、電気抵抗の低下などを抑制することができる。
【００９１】
また本発明の磁気抵抗素子においては、磁気抵抗効果膜の一部に結晶成長制御層を挿入し、結晶成長制御層の上層の積層膜の界面の凹凸をそれより下層の積層膜の界面の凹凸より小さくすることができる。結晶成長制御層は１カ所でも複数カ所にもうけても良い。結晶成長制御層の位置は、磁気抵抗効果膜の積層膜界面のどの部分でもよく、膜構造や材料に応じて効果的な挿入位置を適宜選択することが出来る。例えば、基板上に、ある種の積層膜を介して、第１の磁性層（磁化自由層）／非磁性層／第２の磁性層（磁化固着層）／反強磁性層としたスピンバルブ構造や、反強磁性層／第１の磁性層（磁化固着層）／非磁性層／第２の磁性層（磁化自由層）とした反転スピンバルブ構造を有する磁気抵抗効果膜（例えばＣｏＦｅ／Ｃｕ／ＣｕＦｅ／ＩｒＭｎやＩｒＭｎ／ＣｏＦｅ／Ｃｕ／ＣｕＦｅ）を作成する場合、結晶成長制御層（Ｋ層）は、磁化自由層に挿入した構造（例えばＣｏＦｅ／Ｋ層／ＣｏＦｅ／Ｃｕ／ＣｏＦｅ／ＩｒＭｎ，ＩｒＭｎ／ＣｏＦｅ／Ｃｕ／ＣｏＦｅ／Ｋ層／ＣｏＦｅ）や、磁化固着層中に挿入した構造（例えばＣｏＦｅ／Ｃｕ／ＣｏＦｅ／Ｋ層／ＣｏＦｅ／ＩｒＭｎ，ＩｒＭｎ／ＣｏＦｅ／Ｋ層／ＣｏＦｅ／Ｃｕ／ＣｏＦｅ）などが挙げられる。磁気抵抗効果膜の下地の凹凸が大きい場合には、磁化自由層の軟磁気特性の劣化や反強磁性層による磁化固着の劣化など磁気特性の劣化がみられたり、磁気抵抗効果膜自体の積層膜界面の凹凸が増長されて界面における原子の相互拡散が誘発される。結晶成長制御層を第１の磁性層中に挿入した構造は、上記のような下地の凹凸が大きい場合に特に有効であり、結晶成長制御層挿入による平坦化により磁気特性が大きく改善され、原子の相互拡散も抑制される。またさらに、磁気抵抗効果膜自体が、積層と共に界面凹凸が増長されて行くが、第２の磁性層中に結晶成長制御層を挿入した構造とすることで、積層膜界面の凹凸が再平坦化し、磁気特性の改善や原子拡散に対する熱安定性の向上が図られる。
【００９２】
次に、以上説明した本発明の第１形態にかかる具体的な実施例およびその評価結果について述べる、
なお、本願明細書において紹介する各実施例において用いる合金系の最適な組成範囲は、以下の通りである。
【００９３】
まず、ＣｏＦｅ系合金の場合には、Ｃｏの組成を８０〜９９原子％の範囲内とすることが望ましく、９０原子％前後とすることがさらに望ましい。
【００９４】
ＮｉＦｅ系合金の場合には、Ｎｉの組成を７０〜９５原子％の範囲内とすることが望ましく、８０〜９０原子％の範囲内とすることがさらに望ましい。
【００９５】
ＩｒＭｎ系合金の場合には、Ｉｒの組成を１５〜２５原子％の範囲内とすることが望ましく、２２原子％前後とすることがさらに望ましい。
【００９６】
ＰｔＭｎ系合金の場合には、Ｐｔの組成を４０〜６０原子％の範囲内とすることが望ましく、５０原子％前後とすることがさらに望ましい。
【００９７】
ＦｅＭｎ系合金の場合には、Ｆｅの組成を４０〜６０原子％の範囲内とすることが望ましく、５０原子％前後とすることがさらに望ましい。
【００９８】
ＮｉＦｅＣｏ系合金の場合には、Ｃｏの組成を３原子％前後とすることが望ましい。
【００９９】
ＣｏＺｒＮｂ系合金の場合には、Ｃｏの組成を８０〜９５原子％の範囲内とし、Ｚｒの組成を５〜１０原子％の範囲内とすることが望ましい。
【０１００】
（実施例１）
まず、熱酸化Ｓｉ基板上に膜厚５ｎｍのＴａバッファ層を形成し、その上に膜厚２ｎｍ程度のＮｉ−Ｆｅ−Ｃｏ下地層を形成した。これに接して、Ｎｉ−Ｆｅ−Ｃｏ合金とＦｅの酸化物およびＣｏの酸化物を主な構成要素とする結晶成長制御層を０．８ｎｍ程度設けた。さらに、この結晶成長制御層上にＣｏ／（Ｃｕ／Ｃｏ）１６の人工格子を作製した。ＣｏおよびＣｕの膜厚はそれぞれ２ｎｍ、２．１ｎｍとした。
【０１０１】
（比較例１）
実施例１と同様に、熱酸化Ｓｉ基板上に膜厚５ｎｍのＴａバッファ層を形成し、その上に膜厚２ｎｍ程度のＮｉ−Ｆｅ−Ｃｏ下地層を形成した。続いて、Ｃｏ／（Ｃｕ／Ｃｏ）１６の人工格子を作製した。ＣｏおよびＣｕの膜厚はそれぞれ２ｎｍ、２．１ｎｍとした。
【０１０２】
上記実施例１および比較例１で作製した人工格子膜に対し、それぞれ１×１０-6Ｔｏｒｒ程度の真空中で２４０℃にて、２０時間、６０時間、１００時間の熱処理を施した。図６は実施例１と比較例１の人工格子膜（試料各２個）のＭＲ変化率を示したものである。図６から実施例１は比較例１に比べて熱安定性に優れていることが分かる。
【０１０３】
（実施例２）
熱酸化Ｓｉ基板上にバッファ層として膜厚１０ｎｍのＴａ層を成膜し、続いて膜厚２ｎｍ程度のＮｉ−Ｆｅ下地層を形成した。これに接して、Ｎｉ−Ｆｅ合金とＦｅの酸化物を主な構成要素とする結晶成長制御層を０．６ｎｍ程度設けた。さらに、この結晶成長制御層上にＮｉ−Ｆｅ（４ｎｍ）／Ｃｏ（１ｎｍ）／Ｃｕ（２．５ｎｍ）／Ｃｏ（１ｎｍ）／Ｎｉ−Ｆｅ（４ｎｍ）／Ｆｅ−Ｍｎ（１６ｎｍ）のスピンバルブ膜を作製した。また、この上に膜厚５ｎｍ程度のＴａ保護膜を形成した。断面ＴＥＭによる観察の結果、非常にフラットな膜が得られていることが確認された。
【０１０４】
（比較例２）
実施例２と同様に、熱酸化Ｓｉ基板上にバッファ層として膜厚１０ｎｍのＴａ層を成膜し、続いて膜厚２ｎｍ程度のＮｉ−Ｆｅ下地層を形成した。続いて、Ｎｉ−Ｆｅ（６ｎｍ）／Ｃｏ（１ｎｍ）／Ｃｕ（２．５ｎｍ）／Ｃｏ（１ｎｍ）／Ｎｉ−Ｆｅ（４ｎｍ）／Ｆｅ−Ｍｎ（１６ｎｍ）のスピンバルブ膜を作製した。また、この上に膜厚５ｎｍ程度のＴａ保護膜を形成した、断面ＴＥＭによる観察の結果、Ｎｉ−Ｆｅ／Ｆｅ−Ｍｎの界面の凹凸が非常に大きい（膜厚方向で１．５ｎｍを超える）ことが判明した。
【０１０５】
上記実施例２および比較例２で作製したスピンバルブ膜に対し、それぞれ１×１０-6Ｔｏｒｒ程度の真空中で２４０℃にて５０時間の熱処理を施した。図７は実施例２と比較例２のスピンバルブ膜（試料各３個）のＭＲ変化率を示したものである。図７から実施例２は比較例２に比べて熱安定性に優れていることが分かる。
【０１０６】
（実施例３〜７）及び（比較例３〜４）
アルチック（Ａｌ2Ｏ3とＴｉＣとの焼結体）基板上に厚さ数μｎｍのＡｌＯx絶 縁層を形成し、その上にバッファ層として膜厚５ｎｍのアモルファスＣｏ−Ｚｒ−Ｎｂ層を成膜した。続いて、ＮｉＦｅ下地層を形成した。ＮｉＦｅ下地層の膜厚は１ｎｍ（実施例３）、２ｎｍ（実施例４）、５ｎｍ（実施例５）、１０ｎｍ（実施例６）、１５ｎｍ（実施例７）、２０ｎｍ（比較例３）、３０ｎｍ（比較例４）とした。これに接して、Ｎｉ−ＦｅとＮｉの酸化物およびＦｅの酸化物を含む結晶成長制御層を０．５ｎｍ程度設けた。さらに、この結晶成長制御層上にＣｏ−Ｆｅ（３ｎｍ）／Ｃｕ（３ｎｍ）／Ｃｏ−Ｆｅ（２ｎｍ）／Ｉｒ−Ｍｎ（１．５ｎｍ）のスピンバルブ膜を形成し、その上に膜厚５ｎｍ程度のＴａ保護膜を設けた。
【０１０７】
（実施例８）
上記実施例４において、結晶成長制御層の厚さを０．８ｎｍ程度とする以外は、同一構造のスピンバルブ膜を作製した。
【０１０８】
（比較例５）
アルチック基板上に厚さ数μｎｍのＡｌＯｘ絶縁層を形成し、その上にバッファ層として膜厚５ｎｍのアモルファスＣｏ−Ｚｒ−Ｎｂ層を成膜した。続いて、厚さ２ｎｍ程度のＮｉＦｅ下地層を形成し、さらに続けてＣｏ−Ｆｅ（３ｎｍ）／Ｃｕ（３ｎｍ）／Ｃｏ−Ｆｅ（２ｎｍ）／Ｉｒ−Ｍｎ（５．５ｎｍ）のスピンバルブ膜を形成し、その上に膜厚５ｎｍ程度のＴａ保護膜を設けた。
【０１０９】
断面ＴＥＭ（transmission electron microscopy）による観察の結果、比較例５のスピンバルブ膜では、Ｎｉ−Ｆｅから上部のＣｏ−Ｆｅまで連続した粒成長が観察され、Ｃｏ−Ｆｅ／Ｉｒ−ＭｎやＩｒ−Ｍｎ／Ｔａの界面、および膜表面の凹凸が大きい（膜厚方向で１．５ｎｍを超える）ことが判明した。さらに、ＡＦＭ（原子間力顕微鏡）による観察の結果、膜表面の凹凸は、Ｒmaxで約２．２ 〜２．５ｎｍであることが確認された。比較例５のスピンバルブ膜の柱状晶粒径は１５〜５０ｎｍ程度であった。
【０１１０】
これに対して、実施例４や実施例８のスピンバルブ膜では、結晶成長制御層の上下で粒成長が不連続になっていることが確認された。また、実施例４および実施例８のどちらの膜においても、結晶成長制御層上のＣｏ−Ｆｅ／Ｃｕ界面は非常に平滑であり、膜厚方向の界面ラフネスは１ｎｍ以下（０．５ｎｍ程度）であることが確認された。膜表面の凹凸はＡＦＭ観察からＲmaxで約１．３ｎｍ程度 であることが誰認された、実施例４では、下地結晶層の結晶粒径は２〜１０ｎｍ程度、スピンバルブ膜の柱状晶粒径は１０〜２０ｎｍ程度であった。
【０１１１】
（比較例６）
アルチック基板上に厚さ数μｎｍのＡｌＯｘ絶縁層、続いてセンダストシールド（ＦｅＡｌＳｉ）を形成し、さらに厚さ１００ｎｍ程度の磁気ギャップ膜（ＡｌＯｘ）を形成した。その上にバッファ層として膜厚５ｎｍのアモルファスＣｏ一Ｚｒ−Ｎｂ層を成膜し、続いて厚さ２ｎｍ程度のＮｉＦｅ下地層を形成した。これに接して、Ｎｉ−ＦｅとＮｉの酸化物およびＦｅの酸化物を含む結晶成長制御層を０．１ｎｍ程度設けた。さらに、この結晶成長制御層上にＣｏ−Ｆｅ（３ｎｍ）／Ｃｕ（３ｎｍ）／Ｃｏ−Ｆｅ（２ｎｍ）／Ｉｒ−Ｍｎ（５．５ｎｍ）のスピンバルブ膜を形成し、その上に膜厚５ｎｍ程度のＴａ保護膜を設けた。断面ＴＥＭによる観察の結果、比較例６のスピンバルブ膜では、Ｃｏ−Ｆｅ／Ｉｒ−Ｍｎ界面の凹凸が大きい（膜厚方向で２ｎｍ以上）ことが判明した。
【０１１２】
（実施例９）
アルチック基板上に厚さ数μのＡｌＯｘ絶縁層、続いてセンダストシールド（ＦｅＡｌＳｉ）を形成し、さらに厚さｌ００ｎｍ程度の磁気ギャップ膜（ＡｌＯｘ）を形成した。その上にバッファ層として膜厚５ｎｍのアモルファスＣｏ−Ｚｒ−Ｎｂ層を成膜し、続いて厚さ２ｎｍ程度のＮｉＦｅ下地層を形成した、これに接して、Ｎｉ−ＦｅとＮｉの酸化物およびＦｅの酸化物を含む結晶成長制御層を１．４ｎｍ程度設けた。さらに、この結晶成長制御層上にＣｏ−Ｆｅ（３ｎｍ）／Ｃｕ（３ｎｍ）／Ｃｏ−Ｆｅ（２ｎｍ）／Ｉｒ−Ｍｎ（５．５ｎｍ）のスピンバルブ膜を形成し、その上に膜厚５ｎｍ程度のＴａ保護膜を設けた。
【０１１３】
断面ＴＥＭによる観察の結果、実施例９のスピンバルブ膜は、比較例６に比べて結晶成長制御層の厚さを１．４ｎｍ程度と厚くしているため、Ｃｏ−Ｆｅ／Ｉｒ−Ｍｎ界面の凹凸は小さくなっている（膜厚方向で１ｎｍ以下）ことが確認された。
【０１１４】
（実施例１０）
アルチック基板上に厚さ数μｎｍのＡｌＯｘ絶縁層、続いてセンダストシールド（ＦｅＡｌＳｉ）を形成し、さらに厚さ１００ｎｍ程度の磁気ギャップ膜（ＡｌＯｘ）を形成した。その上にバッファ層として膜厚５ｎｍのＴａ層および膜厚５ｎｍのアモルファスＣｏ−Ｚｒ−Ｎｂ層を成膜し、続いて厚さ２ｎｍ程度のＮｉＦｅ下地層を形成した。これに接して、Ｎｉ−ＦｅとＮｉの酸化物およびＦｅの酸化物を含む拷晶成長制御層を０．８ｎｍ程度設けた。さらに、この結晶成長制御層上にＣｏ−Ｆｅ（３ｎｍ）／Ｃｕ（３ｎｍ）／Ｃｏ−Ｆｅ（２ｎｍ）／Ｉｒ−Ｍｎ（５．５ｎｍ）のスピンバルブ膜を形成し、その上に膜厚５ｎｍ程度のＴａ保護膜を設けた。
【０１１５】
断面ＴＥＭによる観察の結果、実施例１０のスピンバルブ膜ではＣｏ−Ｆｅ／Ｉｒ−Ｍｎ界面の凹凸は小さくなっている（膜厚方向で１ｎｍ以下）ことが確認された。これは比較例６と比べて、バッファ層として膜厚５ｎｍのＴａ層と膜厚５ｎｍのアモルファスＣｏ−Ｚｒ−Ｎｂ層を設け、さらに結晶成長制御層の厚さを０．８ｎｍ程度と厚くしているため、膜の平滑性が改善されたものと考えられる。
【０１１６】
次に、上記した実施例３〜１０および比較例３〜６の各スピンバルブ膜に対し、それぞれ１×１０-6Ｔｏｒｒ程度の真空中で２４０℃にてｌ００時間の熱処理を施した。図８は実施例４、実施例８および比較例５のスピンバルブ膜のＭＲ変化率のアニール時間依存性を示したものである。ＭＲ変化率は成膜後１時間程度のｐｉｎｎｅｄアニール後のＭＲ変化率（イニシャルＭＲ変化率）を１としてノーマライズして示した。実施例４、８は比較例５に比べてアニールによる特性劣化が少なく、熱安定性に優れていることが確認された。
【０１１７】
さらに、図９は２７０℃で１００時間熱処理したときのＭＲ変化率がイニシャルＭＲ変化率から劣化した割合と下地結晶層の膜厚との関係を示した図である。図９から明らかなように、下地結晶層の膜厚が１５ｎｍを超えるとＭＲ変化率の特性劣化が急激に大きくなっていることが分かる。図１０は膜界面の凹凸が大きい比較例６と、膜界面の凹凸が小さい実施例４、９、１０のスピンバルブ膜のＭＲ特性の熱処理による変化を示している。アニールは２７０℃で１００時間施した。実施例４、９、１０では特性劣化が少なく、熱安定性に優れていることが分かる。また、２７０℃で１００時間熱処理後のＲＨループ（ＭＲ特性）においても、実施例４、１０のスピンバルブ膜は比較例６に比べて磁気的な保磁力が小さく、優れたＭＲ特性を示していることが分かる。図１１、図１２および図１３は実施例４、１０、比較例６のＲＨループである。
【０１１８】
（実施例１１）
熱酸化Ｓｉ基板上にバッファ層として膜厚１０ｎｍのアモルファスＣｏ−Ｚｒ−Ｎｂ層を成膜し、続いて厚さｌＯｎｍ程度のＮｉ−Ｆｅ下地層を形成した。これに接して、Ｎｉ−ＦｅとＮｉの酸化物およびＦｅの酸化物を含む結晶成長制御層を１．５ｎｍ程度設けた。さらに、この結晶成長制御層上にＣｏ−Ｆｅ（１０ｎｍ）／Ｃｕ（１０ｎｍ）／Ｃｏ−Ｆｅ（１０ｎｍ）／Ｉｒ−Ｍｎ（１０ｎｍ）のスピンバルブ膜を形成し、その上に膜厚１０ｎｍ程度のＴａ保護膜を設けた。
【０１１９】
（比較例７）
熱酸化Ｓｉ基板上にバッファ層として膜厚１０ｎｍのアモルファスＣｏ−Ｚｒ−Ｎｂ層を成膜し、続いて厚さ１０ｎｍ程度のＮｉ−Ｆｅ下地層を形成した。さらに、Ｃｏ−Ｆｅ（１０ｎｍ）／Ｃｕ（１０ｎｍ）／Ｃｏ−Ｆｅ（１０ｎｍ）／Ｉｒ−Ｍｎ（１Ｏｎｍ）のスビンパルブ膜を形成し、その上に膜厚１０ｎｍ程度のＴａ保護膜を設けた。
【０１２０】
これら実施例１１および比較例７のスピンバルブ膜について、断面ＴＥＭにより膜断面を観察した。その結果を図１４（実施例１１）および図１５（比較例７）に模式的に示す、比較例７（図１５）では下地から保護膜のＴａまで貫いた柱状晶の粒成長が見られるのに対し、実施例１１（図１４）では結晶成長制御層（上下の層より白っぽい低密度層）の上下で粒成長が不連続になっていることが確認された。結晶粒の大きさ（ここでは柱状晶の幅と定義する）は、比較例７では１５〜５０ｎｍ、実施例１１では下地結晶層、スピンバルブ膜（機能層）でそれぞれ５〜１５ｎｍ、１０〜３０ｎｍ程度であった、また、比較例７ではＣｏ−Ｆｅ／Ｉｒ−Ｍｎ界面の凹凸が大きく、膜厚方向に１．５ｎｍを超える大きな界面うねりが存在するのに対し、実施例１１ではＣｏ−Ｆｅ／Ｉｒ−Ｍｎ界面は非常に平滑であり、膜厚方向のうねりはｌｎｍ以下（０．５ｎｍ程度）であることが確認された。
【０１２１】
次に、これら実施例１１および比較例７の各スピンバルブ膜に対し、それぞれ１×１０-6Ｔｏｒｒ程度の真空中で２７０℃にて１００時間の熱処理を施した。実施例１１および比較例７のスピンバルブ膜において、熱処理前後のＭＲ変化率は実施例２および比較例２とよく似た振る舞いが見られ、実施例１１は熱安定性に優れることが確認された。
【０１２２】
これら熱処理後の実施例１１および比較例７の各スピンバルブ膜について、原子の拡散挙動を直接観察するために、ＦＥ（field emission）−ＴＥＭにより膜断面の組成分析を行った。組成分析は膜厚方向に、各層の界面付近および各層のほぼ中央部などの２５〜３０点の分析点に対して行った、組成分析点に当てる電子線のスポット径は約１ｎｍである。図１６に実施例１１および比較例７の主な構成元素の元素プロファイルを示す、比較例７のスピンバルブ膜ではＣｕ層のほぼ中央部から２０〜４０原子％のＣｏ元素が検出された。また、実施例１１のスピンバルブ膜においては、ＣｕではＭｎはほとんど検出されなかったが、比較例７ではＣｕ層から４〜８原子％のＭｎ元素が検出された。
【０１２３】
以上の結果から、実施例１１は比較例７に比べて原子の拡散に対して優れた熱安定性を有しており、その結果ＭＲ特性も安定であることが確認された。
【０１２４】
（実施例１２）
熱酸化Ｓｉ基板上にバッファ層として膜厚５ｎｍのＴａ層を成膜し、続いて厚さ１０ｎｍ程度のＮｉ−Ｆｅ下地層を形成した。これに接して、Ｎｉ−ＦｅとＮｉの酸化物およびＦｅの酸化物を含む結晶成長制御層を１．５ｎｍ程度設けた。さらに、この結晶成長制御層上にＣｏ−Ｆｅ（ｌｎｍ）／Ｃｕ（２．５ｎｍ）／Ｃｏ−Ｆｅ（２ｎｍ）／Ｉｒ−Ｍｎ（１２ｎｍ）のスピンバルブ膜を形成し、その上に膜厚５ｎｍ程度のＴａ保護膜を設けた。
【０１２５】
（比較例８）
熱酸化Ｓｉ基板上にバッファ層として膜厚５ｎｍのＴａ層を成膜し、続いて厚さ１０ｎｍ程度のＮｉ−Ｆｅ下地層を形成した。さらに、Ｃｏ−Ｆｅ（ｌｎｍ）Ｃｕ（２．５ｎｍ）／Ｃｏ−Ｆｅ（２ｎｍ）／Ｉｒ−Ｍｎ（１２ｎｍ）のスピンバルブ膜を形成し、その上に膜厚５ｎｍ程度のＴａ保護膜を設けた。
【０１２６】
これら実施例１２および比較例８のスピンバルブ膜について、断面ＴＥＭにより膜断面を観察した。その結果を図１７（実施例１２）および図１８（比較例８）に模式的に示す。比較例８（図１８）では下地から保護膜のＴａまで貫いた柱状晶の粒成長が見られるのに対し、実施例１２（図１７）では結晶成長制御層（上下の層より白っぽい低密度層）の上下で粒成長が不連続（柱状晶の粒界が不連続）になっていることが確認された。また、比較例８ではＣｏ−Ｆｅ／Ｉｒ−Ｍｎ界面に膜厚方向に２ｎｍを超える大きな界面うねりが存在するのに対し、実施例１２ではＣｏ−Ｆｅ／Ｉｒ−Ｍｎ界面は非常に平滑であり、膜厚方向のうねりは１ｎｍ以下（０．５ｎｍ程度）であることが確認された。
【０１２７】
実施例１２および比較例８のスピンバルブ膜について、ａｓ−ｄｅｐｏ．状態でＭＲ変化率を測定した。次いで、実施例１１および比較例７の各スピンバルブ膜に対し、それぞれ１×１０-6Ｔｏｒｒ程度の真空中で１時間の熱処理を施し、再びＭＲ変化率を測定した。熱処理後のＭＲ変化率は、ａｓ−ｄｅｐｏ状態のＭＲ変化率を基準として、実施例１２では４％、比較例８では２４％低下した。実施例１２は比較例８に比べて熱安定性に優れることが確認された。
【０１２８】
これら熱処理後の実施例１２および比較例８の各スピンバルブ膜について、原子の拡散挙動を直接観祭するため、ＦＥ−ＴＥＭにより膜断面の組成分析を行った。組成分析は、上部Ｃｏ−Ｆｅ層（Ｃｕ層とＩｒ−Ｍｎ層とに挟まれたＣｏ−Ｆｅ層）とＣｕ層の２層について行い、膜面に平行な方向に点分析を行った。図１９に実施例１２における分析点を模擬的に示す。組成分析点に当てる電子線のスポット径は約１ｎｍであるが、電子線の散乱や２次電子の放出などを考慮すると、実際の組成分析は約２ｎｍ程度の領域の情報を拾っているものと考えられる。
【０１２９】
図２０および図２１に実施例１２の主な構成元素の元素プロファイルを、また図２２および図２３に比較例８の主な構成元素の元素プロファイルを示す。比較例８のスピンバルブ膜では、Ｃｏ−Ｆｅ層から４〜１０原子％のＮｉ元素が（図２２）、Ｃｕ層から２〜７原子％のＭｎ元素が（図２３）検出された。すなわち、Ｎｉ原子はＣｏ−Ｆｅ層（１ｎｍ）およびＣｕ層（２．５ｎｍ）を乗り越えて上部Ｃｏ−Ｆｅ層まで拡散しており、Ｍｎ原子は上部Ｃｏ−Ｆｅ層（２ｎｍ）を乗り越えてＣｕ層まで拡散していることが確認された。また、これらは結晶の粒界部から多く検出され、ＮｉやＭｎ原子が顕著に粒界拡散していることを示している。一方、実施例１２のスピンバルブ膜においては、Ｃｕ層のＭｎ元素は非常に少なく（図２１）、Ｃｏ−Ｆｅ層からはＮｉ元素はほとんとど検出されなかった（図２０）。これらから実施例１２は原子拡散に対して優れた熱安定性を有していることが確認された。
【０１３０】
このように、比較例８では熱処理によるＮｉやＭｎ原子の顕著な粒界拡散がＭＲ変化率の２４％の低下を引き起こしているのに対し、実施例１２では結晶成長を制御して原子拡散の起こりにくい粒界構造としているため、ＭＲ変化率の優れた熱安定性が実現されている。
【０１３１】
（実施例１３、１４）
Ｓｉ基板上に膜厚２００ｎｍのアモルファスＡｌＯｘ層を形成し、続いて、
実施例１３：Ｉｒ−Ｍｎ（２０ｎｍ）／Ｃｏ−Ｆｅ（２ｎｍ）／Ｋ層／Ｒｕ（０．８ｎｍ）／Ｃｏ−Ｆｅ（１、５ｎｍ）／Ｃｕ（ｌｎｍ）／Ｃｏ−Ｆｅ（１．ｌｎｍ）／Ｎｉ−Ｆｅ（２ｎｍ）
実施例１４：Ｉｒ−Ｍｎ（２０ｎｍ）／Ｃｏ−Ｆｅ（２ｎｍ）／Ｒｕ（０．８ｎｍ）／Ｋ層／Ｃｏ−Ｆｅ（１．５ｎｍ）／Ｃｕ（３ｎｍ）／Ｃｏ−Ｆｅ（１．５ｎｍ）／Ｎｉ−Ｆｅ（２ｎｍ）
のスピンバルブ膜を形成し、その上に膜厚５ｎｍ程度のＴａ保護膜を設けた。
【０１３２】
ここで、Ｋ層は結晶成長制御層であり、実施例１３のＫ層はＣｏの酸化物およびＦｅの酸化物を含む層（厚さ１．５ｎｍ程度）であり、実施例１４のＫ層はＲｕの酸化物を含む層（厚さ１．５ｎｍ程度）である。この実施例１３、１４のスピンバルブ膜は、Ｉｒ−Ｍｎ層により磁化固着された磁化固着層を下層側に、また磁化フリー層を上層側に配置した反転構造のスピンバルブ膜である。
【０１３３】
（比較例９）
Ｓｉ基板上に膜厚２００ｎｍのアモルファスＡｌＯｘ層を形成し、続いてＩｒ−Ｍｎ（２０ｎｍ）／Ｃｏ−Ｆｅ（２ｎｍ）／Ｒｕ（０．８ｎｍ）／Ｃｏ−Ｆｅ（１．５ｎｍ）／Ｃｕ（３ｎｍ）／Ｃｏ−Ｆｅ（１．５ｎｍ）／Ｎｉ−Ｆｅ（２ｎｍ）のスピンバルブ膜を形成し、その上に膜厚５ｎｍ程度のＴａ保護膜を設けた。
【０１３４】
これら実施例１３、１４および比較例９のスピンバルブ膜について、熱処理による特性の変化を調べたところ、ＭＲ変化率（２７０℃ｘ３ｈ）／ＭＲ変化率（ａｓ−ｄｅｐｏ．）は、比較例９：０．７４、実施例１３：０．９０、実施例１４：０．８８であり、実施例１２、１３は熱安定性に優れていることが確認された。
【０１３５】
また、それぞれの試料を断面ＴＥＭで観察したところ、比較例９では各界面のラフネスは下層から上層に向けて大きくなる傾向が見られ、Ｉｒ−Ｍｎ／Ｃｏ−Ｆｅ界面のラフネスは１．６ｎｍ程度、Ｃｏ−Ｆｅ／Ｃｕ界面のラフネスは２．０ｎｍ程度であった、これに対して、実施例１３および実施例１４ではＩｒ−Ｍｎ／Ｃｏ一Ｆｅ界面のラフネスは１、６ｎｍ程度と比較例８と同様であったが、Ｃｏ−Ｆｅ／Ｃｕ界面のラフネスは１．２ｎｍ、１．３ｎｍ程度と小さかった。このように、結晶成長制御層を中間に挟むことによって、下層から上層に向けての界面ラフネスの増加を抑制し、界面のラフネスが低減されていることが分かる。
【０１３６】
また、Ｉｒ−Ｍｎ（２０ｎｍ）に代えてＰｔ−Ｍｎ（２０ｎｍ）を用いた場合にも、同様な効果が得られた。他の例として、反強磁性膜が上部に設けられた通常のスピンパルプ膜構造で、スピンバルブ膜の中間に結晶成長制御層を挟む（例えばＳｉ基板／ＡｌＯｘ／Ｎｉ−Ｆｅ／Ｃｏ一Ｆｅ／Ｃｕ／Ｃｏ−Ｆｅ／Ｋ層／Ｎｉ−Ｆｅ／Ｐｔ−Ｍｎ／Ｔａ）ことにより、Ｋ層の下層の界面凹凸より上層の界面凹凸を低減することができ、Ｎｉ−Ｆｅ／Ｐｔ−Ｍｎ界面における原子の相互拡散の抑制効果や磁気特性の改善効果を得ることができる。
【０１３７】
さらに他の構造としては、
Ｓｉ基板／ＡｌＯｘ／Ｎｉ−Ｆｅ／Ｃｏ−Ｆｅ／Ｃｕ／Ｃｏ−Ｆｅ／Ｋ層／Ｃｏ−Ｆｅ／Ｉｒ−Ｍｎ／（またはＰｔ−Ｍｎ）／Ｔａや、
Ｓｉ基板／ＡｌＯｘ／Ｎｉ−Ｆｅ／Ｃｏ−Ｆｅ／Ｃｕ／Ｃｏ−Ｆｅ／Ｋ層／Ｃｏ−Ｆｅ／Ｎｉ−Ｆｅ／Ｐｔ−Ｍｎ／Ｔａ
などが挙げられる。
【０１３８】
以上、本発明の機能薄膜素子について、第１〜第１４実施例を例示しつつ説明した。すなわち、前述したように、基板上に独特の構成を有する下地層１と結晶成長制御層２を設け、その上に所定の構造を有する機能層３を設けることにより、機能層の結晶性を積極的に制御することができる。その結果として、機能層内の薄膜層間での原子の相互拡散を和制することができるため、熱安定性を大幅に向上させることが可能となり、長期的な信頼性を高めることができる。特に、磁気抵抗効果膜に適用した場合においては、ＭＲ変化率が極めて低く、熱安定性に優れたＧＭＲ素子を実現することができる。
【０１３９】
なお、上述した各実施例は、一例に過ぎず、機能層３の構造は、本発明を適用する機能薄膜素子の種類に応じて適宜変更することができる。
【０１４０】
次に、本発明者がさらに独自の検討を進めて発明するに至った独特の構成を有する一連の磁気抵抗効果素子及びその製造方法について説明する。
【０１４１】
まず、以下に説明する一連の磁気抵抗効果素子を発明するに至った経過について説明する。
【０１４２】
上述したように、磁気抵抗効果素子としては、強磁性層／非磁性層／強磁性層のサンドイッチ構造を持っスピンバルブ膜を用いたＧＭＲ素子が有望視されている。スピンバルブ膜では、一方の強磁性層の磯化を反強磁性膜や強磁性膜などによる交換バイアス磁界で固定しておき、他方の強磁性層を外部磁界により磁化反転させ、強磁性層の磁化を相対的に並行、反並行とすることにより大きな磁気抵抗効果を得ている。
【０１４３】
そして、さらに、金属下地層と強磁性層との間に酸化物、窒化物、炭化物、フッ化物、ホウ化物などの金属化合物を拡散防止層として介在させることが提案されている（特開平１０−６５２３２号公報参照）。この原子拡散防止層は金属下地層の表面に酸化や窒化などの処理を施すことにより形成されるものである。このような金属化合物からなる拡散防止層を有するスピンバルブ膜は、高ＭＲ変化率と高耐熱性とを併せ持つものとして期待されている。
【０１４４】
ここで、本発明者の検討によれば、このような金属化合物からなる拡散防止層は、単に層間の原子の拡散を抑制する機能だけでなく、電子を鏡面反射させる役割も担っていることがわかった。この電子反射効果により、電子の有効的な平均自由行程が長くなり、ＭＲ変化率の増大が期待できることが分かった。
【０１４５】
磁気記録密度が上昇している現在、ＭＲ変化率のさらなる向上は非常に重要な課題となっており、ＭＲ変化率向上のために、金属化合物を電子反射層として介在させることが高ＭＲ変化率と高耐熱性とを併せ持たせるために期待される。
【０１４６】
しかしながら、本発明者のさらなる研究によれば、例えばＮｉＦｅ合金層の表面を酸化して形成した拡散防止層はＮｉＯのような磁性酸化物を含むことから、その上に形成したＣｏやＣｏ合金からなる強磁性層の磁歪や誘導磁気異方性が増大するおそれがあることが明らかになった。拡散防止層に酸化物以外の化合物を使用した場合においても、強磁性層の磁歪や誘導磁気異方性が増大するおそれがある。
【０１４７】
スピンバルブ膜を実際に磁気抵抗効果素子として使用する場合、誘導磁気異方性は考慮に入れなければならない特性である。しかし、誘導磁気異方性はその物質に固有の最大値から０までの値をとることができ、しかも高温で磁場を受けると容易に増大する。従って、設計段階で誘導磁気異方性の経時変化を考慮しなければならないが、その初期値が大きいと増加量自体も大きくなり、磁気ヘッドにおけるバイアスポイントの設定が困難になるなど、その設計が非常に困難になる、このような事情から、強磁性層の誘導磁気異方性は最大値をとる場合でも１０Ｏｅ以下程度に抑えることが望ましい。
【０１４８】
また、磁歪はバルクハウゼンノイズの原因となり得ると同時に、機械的な強度の劣化原因となることから、例えば１ｐｐｍ以下程度に抑えることが望ましい。しかし、従来の拡散防止層を用いたスピンバルブ膜では、このような条件を満足させることができない場合が生じる。
【０１４９】
一方、例えば金属下地層の表面の自然酸化や成膜室内への酸素導入などにより形成した拡散防止層、さらには一般的なプラズマ酸化などを適用して形成した拡散防止層では、安定かつ均一な膜を得ることが困難であり、その表面粗さが大きくなるという問題がある。拡散防止層は元々数ｎｍ程度の厚さで形成するため、その表面粗さが大きくなるとその機能が損われたり、また前述した電子の鏡面反射層としての機能も低下してしまう。
【０１５０】
また、鏡面反射層を用いたスピンバルブ膜においては、磁性体／非磁性体／磁性体サンドイッチ構造の両方の磁性体層の表面において電子反射効果をおこすことにより、より大きなＭＲ効果の増大が得られることが知られている。しかしながら、特に磁化固着に反強磁性体を用いるタイプのスピンバルブ膜では、良好な電子反射効果と良好な磁化固着特性とを両立する反強磁性体がなく、これまでは実用的な両面電子反射効果を用いたスピンバルブの実現は困難であった。
【０１５１】
例えば、良好な磁気固着特性を示すＩｒＭｎ、ＮｉＭｎ、ＦｅＭｎなどの金属反強磁性体を用いた場合、磁化固着層／反強磁性体界面での電子反射効果を得ることが困難となる。一方、ＮｉＯ、Ｆｅ2Ｏ3などの酸化物反強磁性体層を用いた場合、良好な電子反射効果を得ることができるが、ブロッキング温度、一方向異方性磁界、磁化固着層の保磁力などの点で実用化は困難である。このため、良好な電子反射特性と良好な磁化固着特性とを両立した磁化固着層を実現することが強く望まれる。
【０１５２】
また、スピンバルブ膜をハードディスクなどの再生用磁気ヘッドに用いる場合、磁気記録密度の高密度化に対応するためには、再生出力感度を向上させる必要があり、そのためには、外部磁界に対して磁化方向が変化する層（以下、「フリー層」と呼ぶ）の飽和磁化と膜厚との積（以下「Ｍｓｔ積」と呼ぶ）をできるだけ小さくしたい。
【０１５３】
しかしながら、単にフリー層のＭｓｔ積を小さくしていくと、磁化固着層との間の静磁カップリングの効果が増大し、外部磁界が零の状態で、磁化固着層とフリー層の磁化を直交した状態にすることが困難となってくる。このことは、スピンバルブ膜を再生用磁気ヘッドとして用いる場合に、再生出力の対称性の劣化を招いてしまい、大きな問題となる。
【０１５４】
この問題を解決するための方法として、磁化固着層として、相互に反強磁性的に結合された第１および第２の強磁性膜と、この２つの強磁性膜を分離する反強磁性的に結合する膜を含んだ積層膜、例えばＣｏ／Ｒｕ／Ｃｏなどを用いることができる。以下、この構成を「シンセティック反強磁性構造」と呼ぶ。このような構成を用いることにより、磁化固着層内で磁化をうち消し合い、フリー層に対する静磁結合の効果を低減し、零磁場中で磁化固着層とフリー層の磁化を直交させることがより容易になる。
【０１５５】
しかしながら、こうしたシンセティック反強磁性構造では、良好な電子反射効果を得ることが難しく、シンセティック反強磁性構造を用いながら電子反射効果による大きなＭＲ変化率を得ることは困難である。
【０１５６】
ところで、スピンバルブ膜においては、磁化固着のための反強磁性層を基板に近い磁性体の側に配置した「ボトム・スピンバルブ膜」と、基板から遠い磁性体側に配置した「トップ・スピンバルブ膜」との２つのタイプがあり、磁気ヘッドの構造によって両タイプのうち、より好ましい方が用いられる。このため、両方のタイプのスピンバルブ膜において、良好な電子反射効果を得られるようにしておくことが望ましい。
【０１５７】
しかしながら、従来、電子反射効果が得られているＮｉＯ、Ｆｅ2Ｏ3などの酸化物反強磁性体をボトム・スピンバルブに用いた場合、フリー層が酸化物反強磁性体の上に配置されるため、結晶性のコントロールが難しく、良好な軟磁気特性を得ることがむずかしいという問題がある。特にフリー層として、大きなＭＲ効果が得られるＣｏ系合金を用いた場合に、軟磁気特性が得られにくくにっている。また、フリー層のＭｓｔ積を小さくした場合にも、より結晶性が劣化し、軟磁気特性が劣化してしまう。
【０１５８】
上述したように、例えば金属下地層と強磁性層との間に金属化合物層を拡散防止および電子反射のための層として介在させたスピンバルブ膜は、高耐熱性と高ＭＲ変化率とを併せ持つＧＭＲ素子材料として期待されているものの、例えば金属化合物層の存在が強磁性層の磁歪や誘導磁気異方性の増大原因となる点でさらなる改善の余地がある。
【０１５９】
また、従来の拡散防止来電子反射層の形成方法では、その表面粗さが大きくなりやすいために、原子拡散の防止効果が低下したり、また電子の鏡面反射層としての機能が低下してしまうというような問題も起こりうる。
【０１６０】
また、良好な磁化固着特性と、良好な電子反射特性とを両立する磁化固着層がなく、両面電子反射効果を用いた実用的なスピンバルブ膜の実現は困難であった。また、シンセティック反強磁性構造と電子反射効果の両立が困難となっている。また、ＮｉＯ、Ｆｅ3Ｏ4などの絶縁物反強磁性体を用いたボトム・スピンバルブ膜では、良好な軟磁気特性を得ることが困難であった。
【０１６１】
このようなことから、スピンバルブ膜などを用いた磁気抵抗効果素子においては、例えばスピンバルブ膜中に存在させる電子反射層の機能を良好に維持しつつ、それに基づく磁気特性などへの悪影響やそれ自体の形成不良などの発生を有効に抑制することが求められている。
【０１６２】
以下に詳述する磁気抵抗効果素子及びその製造方法は、このような課題の認識に基づいて発明されたものである。すなわち、以下に説明する発明は、良好な磁気抵抗効果特性や各種磁気特性を有すると共に、耐熱性に優れる磁気抵抗効果素子と、そのような磁気抵抗効果素子を再現性よく得ることを可能にした磁気抵抗効果素子の製造方法および製造装置を提供することを目的としており、さらには例えば磁気ヘッドとしての安定性などを高めることを可能にした磁気抵抗効果素子を提供することを目的としている。
【０１６３】
まず、本発明の第２の実施形態による磁気抵抗効果素子（ＭＲ素子）について説明する。図２５は、本発明の第２実施形態にかかるＭＲ素子の要部構造を示す断面図である。同図において、１１は絶縁体基板Ｓの上に形成された、信号磁界などの外部磁界により磁化方向が変化する第１の磁性層、いわゆるフリー層である。第１の磁性層１１上には非磁性中間層１２を介して第２の磁性層１３が積層されている。
【０１６４】
第２の磁性層１３は、その上に積層形成されたＩｒＭｎ、ＰｔＭｎ、ＮｉＭｎ、ＦｅＭｎなどの反強磁性合金やＮｉＯ、ＣｏＯ、Ｆｅ2０3などの酸化物系反強磁性材料からなる反強磁性層１４により、バイアス磁界が付与されて磁化固着されており、いわゆるピン層である。
【０１６５】
ここで、第１の磁性層１１はＣｏＦｅ磁性層の様に単一の磁性層から構成されていても良くまた、ＮｉＦｅ／ＣｏＦｅの様に複数の磁性層が積層された構造になっていても良い。このとき、Ｃｕとの界面でのスピン依存散乱効果を大きくするためには、Ｃｕ層に接する界面にはＣｏやＣｏＦｅ等のＣｏ合金が配置してあることが望ましく、その膜厚は０．５ｎｍ以上あることが望ましい。
【０１６６】
第１および第２の磁性層１１、１３は、例えばＣｏやＣｏ合金のようなＣｏを含む．強磁性体、あるいはＮｉＦｅ合金のような強磁性体などにより構成されている。これらのうち、特に大きなＭＲ変化量が得られるＣｏ合金を用いることが好ましい、このようなＣｏ合金としては、ＣｏにＦｅ、Ｎｉ、Ａｕ、Ａｇ、Ｃｕ、Ｐｄ、Ｐｔ、Ｉｒ、Ｒｈ、Ｒｕ、Ｏｓ、Ｈｆなどの１種または２種以上を５〜５０原子％程度の範囲で添加した合金が挙げられる。添加元素は大きなＭＲ変化量を得る上で、特にＦｅ及び／またはＮｉを用いることが好ましい。第１および第２の磁性層１１、１３の膜厚は、大きなＭＲ変化量が得られ、かつバルクハウゼンノイズの発生を抑制し得る１〜３０ｎｍの範囲とすることが好ましい。
【０１６７】
上述した磁性層１１、１３間に配置される非磁性中間層１２には、Ｃｕ、Ａｕ、Ａｇ、あるいはこれらと磁性元素とを含む常磁性合金、Ｐｄ、Ｐｔおよびこれらを主成分とする合金などが用いられる。非磁性中間層１２の膜厚は２〜５ｎｍ程度の範囲に設定することが好ましい、非磁性中間層１２の膜厚が５ｎｍを超えると抵抗変化感度を十分に得ることができず、また２ｎｍ未満であると磁性層１１、１３間の交換結合を十分に小さくすることが困難となる。
【０１６８】
ここで、上述した磁性層１１、１３のうち、特にフリー層としての第１の磁性層１１には、ｆｃｃ結晶構造をとるＣｏ合金を用い、かつ膜面に対して垂直な方向に（１１１）配向させることが好ましく、これによりＣｏ合金の膜質改善および軟磁気特性の向上が図れる、このような事から、金属下地層１５としてはｆｃｃ構造を有する金属材料、例えばＮｉＦｅ合金、ＮｉＦｅＣｏ合金、これらにＴｉ，Ｖ，Ｃｒ，Ｍｎ，Ｚｎ，Ｎｂ，Ｍｏ，Ｔｃ，Ｈｆ，Ｔａ，Ｗ，Ｒｅ等の添加物を添加して高抵抗化した合金、或いは、Ｔａ，Ｔｉ，Ｃｒ，Ｃｕ，Ａｕ，Ａｇ，Ｒｕ，Ｒｈ，Ｐｄ，Ｉｒ，Ｐｔ及びこれらの合金等を用いることが望ましい。
【０１６９】
こうすることによりその上に形成された電子反射層の平滑性、結晶性を向上させることが可能となる。その為その上に形成される磁性層１１の（１１１）配向性を向上させ、全体としての膜質改善及び軟磁気特性の改善を実現することが出来る。
【０１７０】
また、これら金属下地の下に更に基板との濡れ性を向上させ、かつｆｃｃ構造を安定化させるために、Ｔａ，Ｔｉ，Ｃｒ等の材料を下地として敷くことが望ましい。具体的には、Ｔａ／Ｃｕ，Ｔａ／ＮｉＦｅ，Ｔａ／Ａｕ，Ｔａ／Ｒｕ，Ｔａ／Ｐｄ，Ｔａ／Ｐｔ，Ｔａ／Ｉｒ，Ｔａ／Ａｇ等、２層以上の積層構造を下地として使うことができる。ここでＴａ層の方がより基板に近い側に積層されている必要がある。
【０１７１】
また、フリー層の軟磁気特性を向上させ、磁歪を小さくするためには、フリー層の結晶格子の歪みをコントロールすることが重要である。このためには下地層の格子定数を制御する必要がある。そこで、Ｔａ／Ａｕ／Ｃｕ，Ｔａ／Ｒｕ／Ｃｕ，Ｔａ／Ｒｕ／Ａｕなどの３層構造の積層構造を下地として使う事もできる。このような格子定数の異なる２種のｆｃｃ材料を積層し、その膜厚比を変えることにより金属下地層トータルの格子定数を制御することが可能となる。これによって電子反射層自体の格子定数を制御し、隣接して成膜されるフリー層の格子定数を制御することが可能となる。
【０１７２】
具体的にはＴａ５ｎｍ／Ｒｕ１ｎｍ／Ｃｕ１ｎｍの積層構造を下地層として用いることが出来る。この構成にすることにより、基板との良好な濡性を確保し、連続膜を形成しながら、Ｒｕ／Ｃｕによって格子の歪みを制御し、電子反射層をとおして軟磁気特性を得ることが可能となる。
【０１７３】
また格子の歪みを制御し、軟磁気特性を得るためには必ずしも積層構造とする事は必須でなく、合金化によって格子定数を制御しても良い。この為下地層としてはＴａ／ＲｕＣｕ等のｆｃｃ合金膜を用いる事も出来る。
【０１７４】
またこれらの下地構成は第１の磁性層１１にＮｉＦｅ合金等の強磁性体を用いる場合においても用いることが出来る。
【０１７５】
電子反射層１６には非金属材料を使用することが好ましく、これにより良好な原子の拡散防止効果が得られる。さらに、金属とのポテンシャルの違いが大きくなるため、電子の鏡面反射効果をより効果的に取り入れることが可能となる。さらに、結晶質の非金属材料を使用することによって、その上に形成される金属層との界面を整合性よく平坦化することができ、場合によってはエピタキシャル成長させることができる。これにより、電子の鏡面反射効果が増大するのみならず、結晶性が上がって耐熱性をさらに向上させることができる。
【０１７６】
このような電子反射層１６の構成材料としては、例えば酸化物、窒化物、炭化物、ホウ化物、フッ化物、硫化物、塩化物などが挙げられる。これらは単体として用いる場合に限らず、混合物や複合化合物などの形態で用いてもよい。これらのうち、特に形成が容易でかつ原子の拡散抑制機能に優れる自己酸化膜、表面酸化膜、不動態膜などが好ましく用いられる。上記したような化合物は金属的に振る舞うものもあるが、一般に室温以上では絶縁体もしくは高抵抗であり、電子反射層１６として有効に機能する。
【０１７７】
また電子反射層１６を構成する化合物は化学量論的に正確な組成となっていてもいいが、化学量論的に正確な組成で無くてもよい。またきれいな結晶格子を組んでいても良いが、きれいな結晶格子を組んでいなくてもよく、またアモルファス状態であっても良い。ただし全体の結晶性を向上させるためには、きれいな結晶格子を組んでおり、かつ隣接する金属層と部分的なエピタキシャル関係を保っていることが望ましい。さらに、電子反射層１６の形態は、一様に金属バッファ層４の表面を覆っていなければならないものではなく、例えばピンホールが形成された状態、上記した酸化物、窒化物、炭化物、ほう化物、ふっ化物等が島上に存在した状態、非連続状態で形成されていてもよい。また電子反射効果に悪影響を及ぼさない程度に、ピンホール等があってもよい。ピンホールの平均サイズは互い隣接するピンホール間の距離と同程度か、それより小さいことが好ましい。
【０１７８】
上述したような化合物からなる電子反射層１６は、例えば金属下地層１５を形成した後に、その表面を一旦大気に晒したり、あるいは酸素、窒素、炭素、ホウ素、フッ素、塩素などを含む雰囲気中に晒すことによって容易に形成することができる。また、イオン注入法を用いたり、プラズマに晒すなどによっても形成することができる。このような方法を用いて電子反射層１６を形成してもよいが、特に後に詳述するラジカルを用いた形成方法を適用することが望ましい。ラジカルを用いた方法によれば、均質でかつ表面の平坦性に優れた電子反射層１６を再現性よく得ることができる。
【０１７９】
電子反射層１６の表面（具体的には後述する金属バリア層７との界面）は、電子の鏡面反射効果をより有効に得るために、平坦性に優れることが望ましい。具体的な表面粗さ（界面粗さ）は、平均粗さＲａで２ｎｍ以下であることが好ましい。上記したラジカルを用いた形成方法によれば、このような平坦性に優れた電子反射層１６を再現性よく得ることができる。
【０１８０】
ここで、例えばＮｉＦｅ合金からなる金属下地層５の表面を酸化して電子反射層１６を形成した場合、電子反射層１６がＮｉＯやＦｅＯなどの磁性体を含むことから、第１の磁性層１１の誘導磁気異方性が１０Ｏｅ以上となったり、また磁歪が１ｐｐｍ以上になるおそれがある。特に、第１の磁性層１１をＣｏ合金などで構成した場合、そのおそれが大きい。
【０１８１】
そこで、電子反射層１６とフリー層としての第１の磁性層１１との間には、金属バリア層１７が挿入されている。このように、電子反射層１６と第１の磁性層１１との間に金属バリア層１７を介在させて、これらの間の磁気的な相互作用を切ることによって、第１の磁性層１１の誘導磁気異方性や磁歪の増大を抑制することが可能となる。
【０１８２】
上記したように、電子反射層１６と第１の磁性層１１との間の磁気的な相互作用を切るためには、金属バリア層１７は非磁性金属材料で構成することが好ましい。金属バリア層１７を構成する非磁性金属材料は特に限定されるものではなく、各種の非磁性金属材料を使用することができるが、特にＳｃ、Ｔｉ、Ｃｕ、Ｚｎ、Ｙ、Ｚｒ、Ｒｕ、Ｒｈ、Ｐｄ、Ａｇ、Ｃｄ、Ｒｅ、Ｏｓ、Ｉｒ、Ｐｔ、Ａｕ、Ｔｌ、Ｐｂなどの金属、もしくはそれらを含む非磁性合金を使用することが好ましい。
【０１８３】
このような金属バリア層１７は、電子鏡面反射を有効に取り込むため、平均自由行程の長い低抵抗の物質がよいが、その厚さ（平均厚さ）はシャント分流による抵抗変化量の減少を低減する上で３ｎｍ以下とすることが好ましい。一方、あまり薄いと上記したような効果を十分に得ることができないおそれがあるために、０．５ｎｍ以上とすることが好ましい。ただし、高抵抗化元素などを添加して金属バリア層１７の抵抗を高めた場合、シャント分流については有利となるが、電子鏡面反射に対しては不利であるため、この限りではない。金属バリア層１７の平均厚さは１〜３ｎｍの範囲とすることがさらに好ましく、特に１〜２ｎｍの範囲が望ましい。
【０１８４】
さらに、金属バリア層１７は電子反射層１６と第１の磁性層１１との間に配置されるため、電子反射層１６による電子の鏡面反射効果を有効に生かす上で、金属バリア層１７と第１の磁性層１１との膜厚（平均厚さ）の和は１０ｎｍ以下とすることが好ましい。
【０１８５】
また金属バリア層の材質、厚さ、構成を最適化することにより、フリー層にかかる電流磁界を制御する事もできる。
【０１８６】
スピンバルブ膜をヘッド等のセンサーデバイスとして用いる場合、ノイズを小さくし高感度化するために、フリー層を単磁区化し、バルクハウゼンノイズを押さえ、磁化に対して直角方向に外部磁場を加える様に構成することが望ましい。このとき磁場の方向の判別を可能とし、かつ高感度化し、外部磁場に対する直線性を良くするためには、外部磁場が零の時にピン層の磁化とフリー層の磁化がほぼ直交した状態にしておくことが望ましい。
【０１８７】
もしこの条件が満たされないと、ダイナミックレンジが減ったり、外部磁場に対する直線性が劣化したりする。またその状態でヘッドのセンサーデバイスに用いた場合、正負の信号に対して、得られる出力の絶対値が異なってしまい、出力対称性が劣化してしまう。そして出力対称性が劣化すると、ディスクからの信号読みとりのエラーが増加してしまう。この為、外部磁場が零の時にピン層の磁化とフリー層の磁化がほぼ直交した状態にしておく事は非常に重要である。このように外部磁場零で直交関係が成り立つ様に設計する事を一般にバイアスポイントの設計と呼ぶ。
【０１８８】
微細化したスピンバルブ素子においてバイアスポイントを設計するためには、ピン層からの静磁結合によりフリー層にかかるトルクと、ピン層とフリー層の中間非磁性層を介した交換結合によってかかるトルクと、センス電流によって発生する電流磁場からのトルクと、単磁区化用のハード膜からの磁場によって発生するトルクを全て小さくし、かつ相殺した状態にすることが望ましい。
【０１８９】
その為にはセンス電流による電流磁界の大きさを最適化出来ることが望ましい。そこでスピンバルブ膜を流れる電流の膜厚方向の分布を適正に設計する必要がある。具体的にはフリー層よりも基板側を流れる電流の発生する磁界と、フリー層よりも基板から遠い側を流れる電流の発生する磁界は逆方向であるため、両者は打ち消しあうことが出来る。この為フリー層にかかる電流磁界を零に近づけるには、この２つの電流量がほぼ同じになるように設計することが望ましい。ただし一般的なフリー層構成では、フリー層側からみてピン層側を流れる電流量の方が多いため、どうしても大きな電流磁界が発生してしまう。
【０１９０】
電流磁界によるバイアスポイントのズレはフリー層の膜厚が薄くなるほど顕著になるため、高感度化の為にフリー層のＭｓｔを薄くして行くに従って、電流磁場の相殺は重要になってくる。
【０１９１】
そこで金属バリア層はフリー層からみてピン層よりも遠い側の電流量を増やす為に用いることが出来る。特に電子反射層に接している事により、界面散乱が押さえられる為、金属バリア層には薄くても十分な電流を流すことが可能になる。この為金属バリア層は良好な電流磁場制御層として用いることが出来る。
【０１９２】
この目的に用いる場合には、材料としてはＣｕ，Ａｕ，Ａｇ等の平均自由工程の長い金属を用いることが可能である。その厚さはフリー層にかかる電流磁界を、ヘッド構成において動作時のセンス電流を流して、ちょうど直交関係が成り立つ様に設計することが出来る。具体的にはその厚さは０．５ｎｍから５ｎｍの範囲にすることが望ましい。
【０１９３】
電子反射層１６の厚さは、例えば金属下地層１５の結晶成長の情報（結晶の配向性や結晶粒の大きさなどの情報）をある程度保持して金属バリア層１７、ひいては第１の磁性層１１に伝える役割を持たせるために、例えば平均厚さで３ｎｍ以下とすることが好ましい。ただし、あまり薄すぎると原子拡散バリヤとしての機能や電子の鏡面反射層としての機能が損われるため、平均厚さで０．５ｎｍ以上とすることが好ましい。
【０１９４】
さらに、上述したような厚さの拡散防止電子反射層１６によれば、電子反射層１６が磁性体を含んでいても磁気的に不安定になり、磁性が弱くなるため、場合によっては金属バリア層１７に磁性金属材料を使用することが可能となる。このような磁性金属材料からなる金属バリア層１７としては、誘導磁気異方性および磁歪の増大を抑制する上で、ＮｉやＮｉＦｅのようなＮｉ合金、もしくはこれらに他の元素（Ｃｏを除く）を添加した合金を使用することが好ましい。
【０１９５】
上述したような各構成層によりスピンバルブ膜１８が構成されており、このようなスピンバルブ膜１８を具備するＭＲ素子においては、第２の磁性層１３は磁化固着されているのに対して、第１の磁性層１１は外部磁界によって磁化方向が変化するため、非磁性中間層１２を挟んで配置された２つの磁性層１１、１３の磁化方向の相対的な角度が変化して磁気抵抗効果が得られる。
【０１９６】
なお、上述したスピンバルブ膜１８は熱酸化Ｓｉ基板やＡｌ2Ｏ3付きＡｌ2Ｏ3・ＴｉＣ基板などの絶縁体基板上に形成されるが、これらの絶縁体基板の表面酸化層と本発明の拡散防止電子反射層とは区別されるものである。つまり、本発明によれば、基板の表面酸化層とは別に拡散防止電子反射層が形成され、スピンバルブ膜１８の一部を構成する。
【０１９７】
上記実施形態のＭＲ素子においては、第１の磁性層１１と金属下地層１５との間に、酸化物、窒化物、炭化物、ホウ化物、フッ化物などからなる拡散防止兼電子反射層１６を形成しているため、例えば直交アニールや結晶性向上のためのアニール処理を施した際に、第１の磁性層１１と金属下地層１５との間の原子相互拡散を安定して抑制することができ、さらには電子の鏡面反射効果によりＭＲ変化率を向上させることができる。
【０１９８】
その上で、第１の磁性層１１と拡散防止電子反射層１６の間に金属バリア層１７を介在させているため、電子反射層１６と第１の磁性層１１との間の磁気的な相互作用を切ることができ、第１の磁性層１１の磁歪や誘導磁気異方性の増大を抑制することが可能となる。これはＭＲ素子を磁気ヘッドなどに適用する場合の安定性向上などに大きく寄与する。
【０１９９】
また、本発明においては、図２６に示したように、ピン層としての第２の磁性層１３の磁化固着層は、相互に反強磁性的に結合された第１及び第２の強磁性体膜１３ａ、１３ｂと、この２つの強磁性体膜を分離する反強磁性的に結合する膜１３ｃから構成される、シンセティック構造を含んでいても良い。このように、シンセティック構造と組み合わせることにより、ピン層１３とフリー層１１との間の静磁結合を小さくすることが可能となり、フリー層１１のＭｓｔ積が小さい高感度な構造を再生用磁気ヘッドなどのセンサとして用いることが可能となる。なお、図２６において層１９は、オプショナルな保護層である。
【０２００】
特にピン層にシンセティック構造を用いた場合には、バイアスポイントの設計から考えると、ピンからの漏洩磁界が小さく出来る。この為、金属バリア層によってフリー層にかかる電流磁界の大きさを制御する事により、より小さいＭｓｔのフリー層を用いて高感度化を計りながら、安定なバイアスポイント設計を行うことが可能になる。
【０２０１】
また、本発明においては、図２５または図２６に示したように、フリー層１１がピン層１３よりも基板Ｓに近接したトップ構造に形成することが可能であるが、図２７および図２８に示したように逆にピン層１３がフリー層１１よりも基板Ｓに近接したボトム型の構造にすることも可能である。このように、ヘッドの構造に応じて最適な構造を選択することができる。
【０２０２】
以上、本発明の第２の実施形態にかかる磁気抵抗効果素子について説明した。ここで、本第２実施形態においても、第１実施形態において前述した結晶成長制御層２を設けることがさらに望ましいことはいうまでもない。
【０２０３】
次に、本発明の第３の実施形態にかかる磁気低抗効果素子（ＭＲ素子）について途べる。図２９は、本発明の第３実施形態のＭＲ素子の要部構造を示す断面図である。同図において、１１は絶縁体基板Ｓの上に形成された信号磁界等の外部磁界により磁化方向が変化する第１の磁性層、いわゆるフリー層である。第１の磁性層１１上には非磁性中間層１２を介して第２の磁性層１３が積層されている。第２の磁性層１３は、その上に積層形成されたＩｒＭｎ、ＰｔＭｎ、ＮｉＭｎ、ＦｅＭｎなどの反強磁性合金やＮｉＯ、ＣｏＯ、Ｆｅ2Ｏ3等の酸化物系反強磁性材料からなる反強磁性層１４により、バイアス磁界が付与されて磁化固着されており、いわゆるピン層である。また全体の結晶性を向上させるために金属下地層１５が基板Ｓに接して形成されいる。
【０２０４】
本実施形態の磁気抵抗効果素子では、ピン層としての第２の磁性層１３の中間に電子反射層１６を介在させていることを特徴としている。すなわち図２９に示すスピンバルブ膜においては、ピン層としての第２の磁性層１３は磁性層１３ａ／電子反射層１６／磁性層１３ｂの積層構造により構成されている。ここで磁性層１３ａは非磁性中間層と接しており、ＧＭＲ効果を起こすピン層として機能している。電子反射層１６は、熱による原子拡散に伴う磁気低抗効果の劣化を抑制するだけでなく、磁性層１３ａから入射してきた伝導電子を鏡面反射し、見掛け上電子の平均自由行程を増大させ、ＭＲ変化率を増大させる役割をになっている。磁性層１３ｂは反強磁性体と接しており、一方向異方性磁界により固着される役割をになっている。
【０２０５】
本構成により良好な磁化固着特性が得られる金属系の反強磁性体を用いながら、電子反射効果によるＭＲの増大効果をえることが可能となる。第１の磁性層１１、第２の磁性層１３ａは、例えばＣｏやＣｏ合金のようなＣｏを含む強磁性体、或はＮｉＦｅ合金のような強磁性体等により構成されている。これらのうち、特に大きなＭＲ変化率がえられるＣｏ合金を用いることが好ましい。このようなＣｏ合金としては、ＣｏにＦｅ、Ｎｉ、Ａｕ、Ａｇ、Ｃｕ、Ｐｄ、Ｐｔ、Ｉｒ、Ｒｈ、Ｒｕ、Ｏｓ、Ｈｆなどの１種または２種以上を５〜５０原子％程度の範囲で添加した合金があげられる。添加元素は大きなＭＲ変化率を得る上で、特にＦｅ、Ｎｉを用いることが好ましい。
【０２０６】
また大きなＭＲ効果を得ながらピン層の磁化を余り大きくしないためには磁性層１３ａはＮｉＦｅ／ＣｏＦｅやＮｉＦｅ／Ｃｏの様に多層構造になっていても良い。このとき、Ｃｕとの界面でのスピン依存散乱効果を大きくするためには、Ｃｕ層に接する界面にはＣｏやＣｏＦｅ等のＣｏ合金が配置してあることが望ましく、その膜厚は０．５ｎｍ以上あることが望ましい。またピン層の磁化を余り大きくしないためには３ｎｍ以下であることが望ましい。トータルの１３ａの膜厚は電子反射層による電子反射効果を有効に用いるためには、その磁性体の平均自由行程以下であることが望ましく、具体的には１０ｎｍ以下であることが望ましい。
【０２０７】
また反強磁性体に接している磁性層１３ｂと１３ａの材料は同一であっても良いが、必ずしも同一である必要はない。磁性層１３ｂはＭＲ効果には寄与せずセンス電流の分流に寄与するため、できるだけ磁性層１３ｂの面抵抗は高くしておく方が好ましい。このため磁性層１３ｂの材料としてはＣｏもしくはＮｉ合金に、Ｃｒ、Ｎｂ、Ｂ、Ｒｈ等を添加し、高抵抗化した材料を用いることが好ましい。また磁性層１３ｂはＧＭＲ効果には寄与しないため必ずしも飽和磁化の大きなＣｏ系合金を用いる必要はなく、より飽和磁化の小さいＮｉ系合金を用いることができる。そうすることにより、ピン層の一方向異方性磁界をできるだけ大きくし、スピンバルブの動作を安定にすることが可能になる。
【０２０８】
また磁性層１３ｂはＧＭＲ効果には寄与せず、またセンス電流の分流には寄与するため、全体のＭＲ変化率を減少させる効果を持っている。出来るだけセンス電流の分流を押さえ、ＭＲ変化率の減少を無くすためには、磁性層１３ｂと電子反射層１６の間では出来るだけ電子反射率を小さくしておくことが望ましい。この界面において電子反射効果が起きると、有効的な電子の平均自由行程が増大するため、分流する電流の量が増大してしまうためである。このためにはこの界面にＴａ、Ｃｒ、Ｔｉ等の電子反射効果の小さい材料をはさみ電子反射率を劣化させる事もできる。
【０２０９】
ここで、第１の磁性層１１はＣｏＦｅ磁性層の様に単一の磁性層から構成されていても良くまた、ＮｉＦｅ／ＣｏＦｅの様に複数の磁性層が積層された構造になっていても良い。このとき、Ｃｕとの界面でのスピン依存散乱効果を大きくするためには、Ｃｕ層に接する界面にはＣｏやＣｏＦｅ等のＣｏ合金が配置してあることが望ましく、その膜厚は０．５ｎｍ以上あることが望ましい。
【０２１０】
また、第１の磁性層１１の膜厚は、大きなＭＲ変化率が得られ、かつバルクハウゼンノイズの発生を抑制し得る１〜３０ｎｍの範囲とすることが好ましい。また磁性層１３ａの膜厚は、ＭＲ効果をできるだけ大きくするためには、有効に電子反射効果を利用できるように薄くすることがのぞましい。具体的には磁性体中の電子の平均自由行程よりも薄くする必要がある。このためＣｏ合金、Ｎｉ合金を用いている場合、膜厚を１０ｎｍ以下にすることが望ましい。またより望ましくは３ｎｍ以下にすることにより大きなＭＲ効果を得ることが可能となる。
【０２１１】
また磁性層１３ｂの膜厚は、センス電流の分流効果をできるだけ小さくするとともにＭＲ効果を大きくするために、できるだけ薄くすることが望ましい。またピン層のＭｓｔ積をできるだけ小さくし、一方向異方性磁界を大きくするためにもできるだけ薄くすることがのぞましい。このため５ｎｍ以下にすることが望ましく、３ｎｍ以下にすることがより望ましい。
【０２１２】
電子反射層１６には非金属材料を使用することが望ましく、これにより良好な原子の拡散防止効果がえられる。さらに、金属とのポテンシャルの違いが大きくなるため、電子の鏡面反射効果をより効果的に利用することが可能となる。さらに、結晶質の非金属材料を使用することによって、その上に形成される金属層との界面を整合性良く平坦化することができ、場合によってはエピタキシャル成長させることができる。これにより、電子の鏡面反射効果が増大するのみならず、結晶性が上がって耐熱性をさらに向上させることができる。
【０２１３】
電子反射層の構成材料としては、例えば酸化物、窒化物、炭化物、ホウ化物、弗化物、硫化物、塩化物などがあげられる。これらは単体として用いる場合に限らず、混合物や複合化物などの形態で用いてもよい、これらのうち、特に形成が容易でかつ原子の拡散抑制機能に優れる自己酸化膜、表面酸化膜、不動体膜等が好ましく用いられる。
【０２１４】
特に電子反射膜として非磁性体を用いる場合には拡散防止層の平均厚さは２ｎｍ以下とする必要がある。この電子反射層の平均厚さが２ｎｍを越えると、ピン層を構成する磁性層１３ａと磁性層１３ｂとの間の磁気的結合が切れ、スピンバルブ膜のピン層としての効果が失われてしまう。このような非磁性体の電子反射膜としてはＡｌ2Ｏ3、ＭｇＯ、ＳｉＯ2等の材料を用いることができる。
【０２１５】
特に、電子反射層として３ｄ遷移元素もしくはランタノイドを含む非金属材料を用いる場合には電子反射層の厚さは３ｎｍ以下とする。この場合にはピン層を構成する磁性層１３ａと磁性層１３ｂとの間の磁気的な結合は電子反射層自体がスピンを持っていることにより、厚さとしては２ｎｍを越えても、磁気的結合はきれない。ただしこの電子反射層の厚さが３ｎｍをこえると、ピン層を構成する磁性層１３ａと磁性層１３ｂとの間の磁気的結合がきれ、スピンバルブ膜のピン層としての効果が失われてしまう。このような３ｄ遷移元素もしくはランタノイドを含む非金属材料としてはＣｏＯ、ＦｅＯ、ＧｄＯ等を用いることが出来る。
【０２１６】
特に、電子反射膜として強磁性体、または反強磁性体を用いる場合には電子反射層の平均厚さは１０ｎｍ以下とする。この場合にはピン層を構成する磁性層１３ａと磁性層１３ｂとの間の磁気的な結合は電子反射層の磁性を通して保持されるため電子反射層の厚さとしては２ｎｍを越えても、磁気的結合は切れない。しかしながら１０ｎｍ以上になると磁気的な安定性が劣化し、電子反射層の磁気特性が顕著にあらわれてくるため、実用素子として使う場合には好ましくない。また望ましくは５ｎｍ以下にすることにより安定な磁気的結合を得ることができる。このような強磁性をもった電子反射膜としては、Ｆｅ3Ｏ4に代表されるフェライト、それにＣｏ、Ｎｉ、Ｍｎ、Ｃｕ等を添加したフェライト合金、ＣｒＯ2、 Ｃｒ2Ｏ3等を用いることができる。また反強磁性をもつ電子反射膜としては、ＮｉＯ、ＣｏＯ、Ｆｅ2Ｏ3などの材料を用いることができる。
【０２１７】
また、上記電子反射層１６を構成する化合物は化学量論的に正確な組成となっていてもいいが、化学量論的に正確な組成で無くてもよい。またきれいな結晶格子を組んでいても良いが、きれいな結晶格子を組んでいなくてもよく、またアモルファス状態であっても良い。ただし全体の結晶性を向上させるためには、きれいな結晶格子を組んでおり、かつ隣接する金属層と部分的なエピタキシャル関係を保っていることが望ましい。さらに、電子反射層１６の形態は、一様に金属バッファ層４の表面を覆っていなければならないものではなく、例えばピンホールが形成された状態、上記した酸化物、窒化物、炭化物、ほう化物、ふっ化物等が島上に存在した状態、非連続状態で形成されていてもよい。また電子反射効果に悪影響を及ぼさない程度に、ピンホールなどがあってもよい。ピンホールの平均サイズは互いに隣接するピンホール間の距離と同程度か、それより小さいことが好ましい。
【０２１８】
上述したような化合物からなる電子反射層１６は、例えば、磁性層１３ａを形成したあとに、その表面を一旦大気にさらしたり、或は酸素、窒素、炭素、硼素、フッ素、硫黄、塩素等を含む雰囲気にさらす事によって容易に形成することができる。また、イオン注入法を用いたり、プラズマにさらす等によっても形成することができる。このような方法を用いて電子反射層１６を形成しても良いが、特に後に詳述するラジカルを用いた形成方法を適用することが望ましい。ラジカルを用いた方法によれば、均質でかつ表面の平坦性に優れた電子反射層１６を再現性よく得ることができる。電子反射層１６の表面は、電子の鏡面反射効果をより有効に得るために、平坦性に優れることが望ましい。具体的な表面粗さ（界面粗さ）は、平均粗さＲａで２ｎｍ以下であることが好ましい。
【０２１９】
上述した磁性層１１、１３間に配置される非磁性中間層１２には、Ｃｕ、Ａｕ、Ａｇ、或はこれらの合金等が用いられる。非磁性中間層１２の膜厚は２〜５ｎｍ程度の範囲に設定することが好ましい。非磁性中間層１２の膜厚が５ｎｍを超えると抵抗変化感度を十分に得ることができず、また２ｎｍ未満であると磁性層１１、１３間の交換結合を十分に小さくすることが困難となる。
【０２２０】
ここで、上述した磁性層１１、１３ａ、１３ｂのうち、特にフリー層としての第１の磁性層１１には、ｆcc結晶構造をとるＣｏ合金を用い、かつ膜面垂直方向に（１１１）配向させることが好ましく、これによりＣｏ合金の膜質改善、および軟磁気特性の向上が図れる。このような事から、金属下地層１５としてはｆｃｃ構造を有する金属材料、例えばＮｉＦｅ合金、ＮｉＦｅＣｏ合金、これらにＴｉ，Ｖ，Ｃｒ，Ｍｎ，Ｚｎ，Ｎｂ，Ｍｏ，Ｔｃ，Ｈｆ，Ｔａ，Ｗ，Ｒｅ等の添加物を添加して高抵抗化した合金、或いは、Ｔａ，Ｔｉ，Ｃｒ，Ｃｕ，Ａｕ，Ａｇ，Ｒｕ，Ｒｈ，Ｐｄ，Ｉｒ，Ｐｔ及びこれらの合金等を用いることが望ましい。
【０２２１】
また、これら金属下地の下に更に基板との濡れ性を向上させ、かつｆｃｃ構造を安定化させるために、Ｔａ，Ｔｉ，Ｃｒ等の材料を下地として敷くことが望ましい。具体的には、Ｔａ／Ｃｕ，Ｔａ／ＮｉＦｅ，Ｔａ／Ａｕ，Ｔａ／Ｒｕ，Ｔａ／Ｐｄ，Ｔａ／Ｐｔ，Ｔａ／Ｉｒ，Ｔａ／Ａｇ等、２層以上の積層構造を下地として使うことができる。ここでＴａ層の方がより基板に近い側に積層されている必要がある。
【０２２２】
また、フリー層の軟磁気特性を向上させ、磁歪を小さくするためには、フリー層の結晶格子の歪みをコントロールすることが重要である。この為には下地層の格子定数を制御する必要がある。この為、Ｔａ／Ａｕ／Ｃｕ，Ｔａ／Ｒｕ／Ｃｕ，Ｔａ／Ｒｕ／Ａｕなどの３層構造の積層構造を下地として使う事もできる。
【０２２３】
具体的にはＴａ５ｎｍ／Ｒｕ１ｎｍ／Ｃｕ１ｎｍの積層構造を下地層として用いることが出来る。この構成にすることにより、基板との良好な濡性を確保し、連続膜を形成しながら、Ｒｕ／Ｃｕによって格子の歪みを制御し、軟磁気特性を得ることが可能となる。
【０２２４】
また格子の歪みを制御し、軟磁気特性を得るためには必ずしも積層構造とする事は必須でなく、合金化によって格子定数を制御しても良い。この為下地層としてはＴａ／ＲｕＣｕ等のｆｃｃ合金膜を用いる事も出来る。
【０２２５】
またこれらの下地構成は第１の磁性層１１にＮｉＦｅ合金等の強磁性体を用いる場合においても用いることが出来る。
【０２２６】
またこうした非磁性のバッファ層は、フリー層からみてピン層よりも遠い側の電流量を増やす為に用いる事も出来る。この為金属バリア層は良好な電流磁場制御層として用いることが出来る。適切な材料と適切な膜厚を選ぶことにより、フリー層からみてピン層に近い側の電流によって生じる電流磁界をキャンセルし、電流磁界フリーなＳＶ膜にすることができる。
【０２２７】
また、本発明においては、図２９に示したようにフリー層１１がピン層１３よりも基板Ｓに近接したトップ構造に形成することも可能であるが、図３０に示したように逆にピン層１３がフリー層１１よりも基板に近接したボトム構造に形成することも可能である。ヘッドの構造に応じて最適な構造を選択することができる。
【０２２８】
ここでボトム構造のときの反強磁性体の下地層である金属下地１５ａは、膜全体を（１１１）配向させ、膜質の向上、軟磁気特性を向上させるような材料を用いることが望ましい。このような事から、金属下地層１５としてはｆｃｃ構造を有する金属材料、例えばＮｉＦｅ合金、ＮｉＦｅＣｏ合金、これらにＴｉ，Ｖ，Ｃｒ，Ｍｎ，Ｚｎ，Ｎｂ，Ｍｏ，Ｔｃ，Ｈｆ，Ｔａ，Ｗ，Ｒｅ等の添加物を添加して高抵抗化した合金、或いは、Ｔａ，Ｔｉ，Ｃｒ，Ｃｕ，Ａｕ，Ａｇ，Ｒｕ，Ｒｈ，Ｐｄ，Ｉｒ，Ｐｔ及びこれらの合金等を用いることが望ましい。
【０２２９】
また、これらの金属下地の下に更に基板との濡れ性を向上させ、かつｆｃｃ構造を安定化させるために、Ｔａ，Ｔｉ，Ｃｒ等の材料を下地として敷くことが望ましい。具体的には、Ｔａ／Ｃｕ，Ｔａ／ＮｉＦｅ，Ｔａ／Ａｕ，Ｔａ／Ｒｕ，Ｔａ／Ｐｄ，Ｔａ／Ｐｔ，Ｔａ／Ｉｒ，Ｔａ／Ａｇ等、２層以上の積層構造を下地として使うことができる。ここでＴａ層の方がより基板に近い側に積層されている必要がある。
【０２３０】
また、良好なピン固着特性、小さなピン層とフリー層の交換結合、良好な軟磁性を実現するためには、反強磁性層の結晶格子の歪みをコントロールすることが重要である。この為には下地層の格子定数を制御する必要がある。この為、Ｔａ／Ａｕ／Ｃｕ，Ｔａ／Ｒｕ／Ｃｕ，Ｔａ／Ｒｕ／Ａｕなどの３層構造の積層構造を下地として使う事もできる。
【０２３１】
具体的には、Ｔａ５ｎｍ／Ｒｕ１ｎｍ／Ｃｕ１ｎｍの積層構造を下地層として用いることが出来る。この構成にすることにより、基板との良好な濡性を確保し、連続膜を形成しながら、Ｒｕ／Ｃｕによって格子の歪みを制御し、良好な総合特性を得ることが可能となる。
【０２３２】
また格子の歪みを制御し、良好な総合特性を得るためには必ずしも積層構造とする事は必須でなく、合金化によって格子定数を制御しても良い。この為下地層としてはＴａ／ＲｕＣｕ等のｆｃｃ合金膜を用いる事も出来る。
【０２３３】
また、これらの下地構成は第１の磁性層１１にＮｉＦｅ合金等の強磁性体を用いる場合においても用いることが出来る。
【０２３４】
また、本発明においては、図３１に示したようにフリー層１１にも隣接して電子反射膜１６を形成することも可能である。このようにピン層１３、フリー層１１の両方に電子反射層１６を形成することにより、両面で電子反射を起こすことが可能となり、より大きなＭＲ変化率をえながら、良好な磁化固着特性を両立することが可能となる。
【０２３５】
この時、フリー層１１に隣接して設ける電子反射層１６の膜厚は３ｎｍ以下であることが望ましい。電子反射層１６の膜厚が３ｎｍを超えると格子歪みの効果により、軟磁気特性が劣化してしまう。またボトム構造の時には、電子反射膜１６の膜厚が３ｎｍを超えると、フリー層１１の上部に形成されるセンス電流用の電極とのコンタクト抵抗が大きくなり、良好な電気接触を得ることが困難になってしまう。このため、センサーとしての性能が劣化してしまう。またトップ構造の時には電子反射層１６の膜厚が３ｎｍをこえると、結晶成長の情報がそこで切れてしまうため、膜全体としての良好な結晶性や、（１１１）配向性等を得ることが難しくなってしまい、軟磁気特性等が劣化してしまう。
【０２３６】
フリー層１１の側には、図３２に示したように金属バリア層１７を組み合わせて設けることもできる。このようにすることで、良好なＭＲ特性と軟磁気特性とを両立することが可能となる。
【０２３７】
この場合、フリー層からみてピン層よりも遠い側の電流量を増やすために、金属バッファ層と、金属バリア層の２つを用いることが出来る。この二つの層からのトータルの電流磁界によって、フリー層からみてピン層に近い側の電流によって生じる電流磁界をキャンセルし、電流磁界フリーなＳＶ膜にすることができる。
【０２３８】
ただし、場合によっては、磁区の安定化の為にピン層側からの電流磁界を積極的に用いたい場合もある。その場合にはなるべくこの２層の膜厚は薄くして、電流が流れない様にすることが望ましい。その場合、特に金属バッファ層の材料としては高抵抗な材料を用いることが望ましい。また金属バッファ層と電子反射層との界面では電子反射効果が小さい方がより電流のシャントを小さくすることが出来る。この為金属バッファ層と電子反射層の界面にはＴａ、Ｃｒ、Ｔｉ等の電子反射効果の小さい材料をはさみ電子反射率を劣化させる事も出来る。
【０２３９】
また、本実施形態においては、図３３に示したようにピン層としての第２の磁性層１３の磁化固着層は、相互に反強磁性的に結合された第１および第２の強磁性体膜１３ｂ、１３ｄと、これら２つの磁性体膜を分離する反強磁性的に結合する膜１３ｃとから構成されるシンセティック構造を含んでいてもよい。
【０２４０】
すなわち、図３３に示すスピンバルブ膜においては、ピン層としての第２の磁性層１３は磁性層１３ａ／電子反射層１６／磁性層１３ｂ／Ｒｕ層１３ｃ／磁性層３ｄの積層構造により構成されている。ここで磁性層１３ａは非磁性中間層１２と接しており、ＧＭＲ効果を起こすピン層として機能している。電子反射層１６は、熱による原子拡散に伴う磁気抵抗効果の劣化を抑制するだけでなく、磁性層１３ａから入射してきた伝導電子を鏡面反射し、見掛け上電子の平均自由行程を増大させ、ＭＲ変化率を増大させる役割をになっている。磁性層１３ｂはＲｕと接しており、Ｒｕ層１３ｃを介して磁性層１３ｄと反強磁性的に結合する役割をになっている。磁性層１３ｄは反強磁性層１４と接しており一方向異方性磁界により固着される役割をになっている。
【０２４１】
Ｒｕ層１３ｃと電子反射層１６との位置関係は、図３３に示したように電子反射層１６がより中間非磁性層１２に近い位置に配置することが望ましい。これにより電子反射のおこる位置をより中間非磁性層１２に近づけて、大きな電子反射効果を得ることができる様になる。また、このように配置することによりＲｕ層１３ｃや、磁性層／Ｒｕ層界面での不要な電子散乱を起すことなく電子反射を起すことができるため、より大きなＭＲ変化率を得ることができる。ただしＲｕ層１３ｃをより中間非磁性層１２に近い位置に配置することも不可能ではない。
【０２４２】
このようにシンセティック構造と組み合わせることにより、ピン層１３とフリー層１１との間の静磁結合を小さくすることが可能となり、フリー層１１のＭｓｔ積が小さい高感度な構造を再生用磁気ヘッドなどのセンサーとして用いることが可能となる。
【０２４３】
ピン層からの静磁界をできるだけ小さくするためには磁性層１３ａのＭｓｔ積と磁性層１３ｂのＭｓｔ積との和が、磁性層１３ｄのＭｓｔ積となるべく等しくなる様にすることが望ましい。
【０２４４】
磁性層１３ｂ、１３ｄと１３ａの材料は同一であっても良いが、必ずしも同一である必要はない。磁性層１３ｂ、１３ｄはＭＲ効果には寄与せずセンス電流の分流に寄与するため、できるだけ面抵抗は高くしておく方が好ましい。このため磁性層１３ｂ、１３ｄの材料としてはＣｏもしくはＮｉ合金に、Ｃｒ、Ｎｂ、Ｂ、Ｒｈ等を添加し、高低抗化した材料を用いることが好ましい。また磁性層１３ｂ、１３ｄはＧＭＲ効果には寄与しないため必ずしも飽和磁化の大きなＣｏ系合金を用いる必要はなく、より飽和磁化の小さいＮｉ系合金を用いることができる。そうすることにより、シンセティック構成の磁化のバランスを良好に保ち、スピンバルブの動作を安定にすることが可能になる。
【０２４５】
また、磁性層１３ａの膜厚は、ＭＲ効果をできるだけ大きくするためには、有効に電子反射効果を利用できるように薄くすることがのぞましい。具体的には磁性体中の電子の平均自由行程よりも薄くする必要がある。このためＣｏ合金、Ｎｉ合金を用いている場合、膜厚を１０ｎｍ以下にすることが望ましい。またより望ましくは３ｎｍ以下にすることにより大きなＭＲ効果を得ることが可能となる。
【０２４６】
また、磁性層１３ｂの膜厚は、センス電流の分流効果をできるだけ小さくしＭＲ効果を大きくするためにはできるだけ薄くすることが望ましい。また磁性層１３ｂの膜厚は、できるだけ小さい磁性層１３ｄのＭｓｔ積で静磁界の漏れを小さくすることうができるように、なるべく薄くすることがのぞましい。このため磁性層１３ｂ膜厚ば、５ｎｍ以下にすることが望ましく、３ｎｍ以下にすることがより望ましい。
【０２４７】
また、磁性層１３ｂによる電流の分流効果を押さえるためには、磁性層１３ｂと電子反射層１６の界面における電子反射効果は出来るだけ小さくすることが望ましい。この界面において電子反射効果が起きると、有効的な電子の平均自由行程が増大するため、分流する電流の量が増大してしまう。このためこの界面にはＴａ、Ｃｒ、Ｔｉ等の電子反射効果の小さい材料をはさみ電子反射率を劣化させる事もできる。
【０２４８】
また、磁性層１３ｄの膜厚は、センス電流の分流効果をできるだけ小さくし、ＭＲ効果を大きくするためには、できるだけ薄くすることが望ましい。ただし磁性層１３ａ、１３ｂからの静磁界をキャンセルする必要があるため、Ｍｓｔ積を考慮して膜厚を設定する必要がある。
【０２４９】
また、図３４に示したように、図３３の構成に加えてさらにフリー層１１に隣接して電子反射膜１６を形成することも可能である。このようにピン層１３、フリー層１１両方に電子反射層を形成することにより、両面で電子反射を起こすことが可能となり、より大きなＭＲ変化率を得ることが可能となる。本発明を利用することにより両面で電子反射を起し、大きなＭＲ変化率をえながら、良好な磁化固着特性と、シンセティック樽成による、ピン層、フリー層間の静磁結合の小さいスピンバルブ膜を得ることができる。
【０２５０】
また、図３５に示したように、図３４の構成に加えてさらにフリー層１１に隣接して金属バリア層１７と組み合わせることもできる。このようにすることで、良好なＭＲ特性と軟磁気特性を両立することが可能となる。
【０２５１】
上記したようなシンセティックピン構造を用いた膜では、特にピン層からの静磁結合によるトルクの効果が小さいため、電流磁界の効果が小さくなるようにバッファ層、金属バリア層の膜厚と材料を制御する事により、低Ｍｓｔ積のフリー層を用い、高感度化を実現しながら安定なバイアスポイント設計を行うことが可能になる。
【０２５２】
また、図３１〜図３５に示した構造は、すべてトップタイプとなっているが、この構造を引っくり返したボトムタイプのスピンバルブ膜を形成することも可能である。対応する構造を図３６〜図４０にしめした。これらの図面に関しては、前述したものと同一の部分には、同一の符号を付して詳細な説明は省略する。これらトップタイプとボトムタイプの選択はヘッドの構造に併せて最適な方を選ぶことができる。
【０２５３】
また、図４１に示したようにピン層１３が２つあるデュアルタイプのスピンバルブ膜においても、ピン層１３に電子反射膜１６を挿入することが可能である。このようなデュアルタイプにすることで、大きなＭＲ変化率を得ることが可能となる。
【０２５４】
また、本発明においては、図４１の構造に加えて図４２に示したようにピン層としての第２の磁性層１３の磁化固着層は、相互に反強磁性的に結合された第１および第２の強磁性体膜１３ｂ、１３ｄと、この２つの磁性体膜を分離する反強磁性的に結合する膜１３ｃから構成される、シンセティック構造を含んでいても良い。
【０２５５】
すなわち、図４２に示すデュアルスピンバルブ膜においては、ピン層としての第２の磁性層１３は磁性層１３ａ／電子反射層１６／磁性層１３ｂ／Ｒｕ層１３ｃ／磁性層１３ｄの積層構造により構成されている。
【０２５６】
このようにシンセティック構造と組み合わせることにより、ピン層１３とフリー層１１との間の静磁結合を小さくすることが可能となり、フリー層１１のＭｓｔ積が小さい高感度な構造を再生用磁気ヘッドなどのセンサーとして用いることが可能となる。
【０２５７】
次に、本発明の第４の実施形態にかかる磁気抵抗効果素子について図４３を参照して説明する。図４３に示すスピンバルブ膜２９は、反強磁性層１４／第２の磁性層（ピン層）１３／非磁性中間層１２／第１の磁性層（フリー層）１１／金属バリア層１７／拡散防止電子反射層１６が積層された構造を有している。なお、同図においては、基板や下地層あるいは結晶成長制御層などは省略した。
【０２５８】
この場合の各層の構成材料としては、前述した実施形態のスピンバルブ膜１８の各層と同様な材料が使用される。他の条件についても同様とすることが好ましい。
【０２５９】
反転構造のスピンバルブ膜２９においては、例えば金属バリア層１７を形成した、後に、その表面を一旦大気に晒したり、あるいは酸素、窒素、炭素、ホウ素、フッ素などを含む雰囲気中に晒すことによって容易に形成することができる。また、イオン注入法を用いたり、プラズマに晒すなどによっても形成してもよいし、さらにはラジカルを用いた形成方法を適用することができる。拡散防止電子反射層１６は金属バリア層１７の酸化などに限らず、前述した拡散防止電子反射層１６と同様に金属バリア層１７上に直接形成することも可能である。
【０２６０】
なお、反転構造のスピンバルブ膜２９においては、図４４に示すように、第１の磁性層（フリー層）１１の上に電子反射層１６を直接形成してもよく、この場合には前述したように、電子反射層１６の膜厚を３ｎｍ以下、さらには２ｎｍ以下とすることが好ましい。
【０２６１】
このような反転構造のスピンバルブ膜２９においても、電子の鏡面反射効果によりＭＲ変化率を向上させることができると共に、第１の磁性層１１と電子反射層１６の間に介在させた金属バリア層１７によりこれらの間の磁気的な相互作用を切ることができ、第１の磁性層１１の磁歪や誘導磁気異方性の増大を抑制することができる。
【０２６２】
本発明の磯気抵抗効果素子は、磁気ヘッドの再生素子などとして使用されるものである。また、磁気ヘッドに限らず、磁気抵抗効果メモリ（ＭＲＡＭ）などの磁気記憶装置に適用することも可能である。
【０２６３】
次に、本発明の第５の実施形態にかかる磁気抵抗効果素子について図４５を参照しつつ説明する。同図に関しても、前述した各実施形態と同様の部分には同一の符号を付して詳細な説明は省略する。図４５に示したように、ＮｉＯ、α−Ｆｅ2Ｏ3、ＣｏＯなどからなる拡散防止電子反射層１６ａを直接形成し、その上に金属バリア層１７を介して第１の磁性層１１を形成することも可能である。
【０２６４】
この場合、ＮｉＯ、α−Ｆｅ2Ｏ3、ＣｏＯなどからなる拡散防止電子反射層１６ａは、電子の鏡面反射効果をもたらすだけでなく、その表面は平坦性に優れることから、前述したようにその上に形成される金属バリア層１７との界面を整合性よく平坦化することができ、場合によってはエピタキシャル成長させることができる。これにより、各層の結晶性を向上させて耐熱性を向上させることができる。このように、拡散防止電子反射層は界面の平坦性および結晶性の向上に基づいて、各層間の原子拡散を防止するものであってもよい。
【０２６５】
このような拡散防止電子反射層１６ａとしては、、ＮｉＯ、α−Ｆｅ2Ｏ3、ＣｏＯなどに限られるものではなく、Ｃｏ、Ｎｉおよび、Ｆｅから選ばれる少なくとも１種を含む合金の酸化物、さらにはこれらの合金に添加元素を加えたものの酸化物などを使用することもできる。またさらに、上記しえような酸化物に代えて、絶縁体や高抵抗金属として振る舞う窒化物を使用することもできる。このような窒化物としては、Ｓｃ、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎおよび、Ｆｅから選ばれるいずれか１種の金属の窒化物、あるいはこれら金属を含む合金の窒化物が挙げられる。
【０２６６】
さらに、ＩｒＭｎ合金、ＲｈＭｎ合金、ＰｔＭｎ合金および、ＲｈＲｕＭｎ合金から選ばれる少なくとも１種の磁性金属材料は、ＮｉＯ、α−Ｆｅ2Ｏ3、ＣｏＯなどと同様に、その上に形成される金属バリア層１７との界面を整合性よく平坦化することができ、場合によってはエピタキシャル成長させることができる。従って、上述したような磁性金属下地層を拡散防止電子反射層として使用することも可能である。
【０２６７】
なお、拡散防止電子反射層１６ａにＮｉＯ、α−Ｆｅ2Ｏ3、ＣｏＯなどの酸化物系磁性体、あるいはＩｒＭｎ合金などの磁性金属材料を使用する場合には、それと第１の磁性層１１との間の磁気的な交換相互作用を断絶するために、非磁性金属材料からなる金属バリア層１７を使用する。その際の金属バリア層１７の厚さは１ｎｍ以上とすることが好ましい。他の条件については前述した通りとすることが好ましい。
【０２６８】
次に、本発明の磁気抵抗効果素子の製造方法および製造装置について説明する。まず、図４６、および図４７を参照しつつ、本発明の磁気抵抗効果素子の製造工程について説明する。
【０２６９】
図４６および図４７は、本発明の製造方法によって製造される磁気抵抗効果素子の断面構造を例示する概略図である。すなわち、これらの図において、Ｓは基板、１１１は金属下地層であり、図４６ではこの金属下地層１１１上に拡散防止電子反射層１１２を形成し、その上にフリー層としての第１の磁性層１１３を形成している。また、図４７では、金属下地層１１１上に磁性下地層１１４を形成し、この磁性下地層１１４上に拡散防止電子反射層１１２を介して強磁性層１１５を形成しており、これらの積層膜によりフリー層としての第１の磁性層１１３が構成されている。
【０２７０】
上記した第１の磁性層１１３上には、非磁性中間層１１６を介して、ピン層としての第２の磁性層１１７が形成されており、その上に反強磁性層１１８が積層形成されている。図中１１９は保護層である。これら各構成層によって、スピンバルブ膜１２０が構成されている。なお、このスピンバルブ膜１２０を構成する各層の材料などは前述した各実施形態のいずれかと同様とすることが好ましい。
【０２７１】
上記した拡散防止電子反射層１１２は、層間の原子拡散を抑制する効果と、電子反射によるＭＲ変化率の増大効果がある。原子拡散は、主に粒内拡散と粒界拡散が考えられる。上記の拡散防止電子反射層１１２は、層間の粒界の一致を阻害して粒界拡散経路を絶つと同時に、層間の結晶粒の接触を遮断して粒内拡散経路を絶つもので、熱による原子拡散を抑制する効果が著しい。また、電子反射効果により電子の平均自由行程を大幅に伸ばすことができ、抵抗変化に寄与する電子数が増えるためにＭＲ変化率は増大すると考えられる。
【０２７２】
この実施形態では、上記したような拡散防止電子反射層１１２を、ラジカルを含むガス、あるいはオゾンを含むガスを用いて形成する。ここで、ラジカルを含むガスを用いた形成方法とは、ラジカルを含むガス流を膜上に照射して形成する方法や、ラジカルを含むガス流を照射しながらのスパックソング法、蒸着法あるいはＭＢＥ（molecular beam epitaxy）などにより成膜する方法などが含まれる。オゾンを含むガスを用いた形成方法も同様である。
【０２７３】
ここで、一般的にプラズマはイオンおよび電子から構成される。その他にも、様々な励起状態とったラジカル、中性原子、中性分子が存在している。一般的なプラズマ照射処理では、イオンと電子とが主成分であり、電界を印加することにより、それらを引き出して試料に照射することにより改質処理を行う。このような一般的なプラズマ処理では、イオンが主成分であるために、高エネルギを持ちイオンが膜に衝突することになり、形成される拡散防止電子反射層が損傷を受けることがある。よって、表面粗さが増大してしまうと同時に、形成される層が不均一となり、拡散防止電子反射層としての効力が低下してしまう。
【０２７４】
拡散防止電子反射層１１２の形成をラジカルを含むガス流を用いて行うことによって、拡散防止電子反射層１１２の損傷を小さくすることができる。また、化学的に活性なラジカルにより膜表面での化学反応が促進され、その化学反応熱により膜表面での原子の表面拡散が促進されることにより、表面粗さの小さい、非常に平坦でかつ約３．０ｎｍ以下程度の非常に薄い拡散防止電子反射層１１２の形成が可能となる。具体的には、拡散防止電子反射層１１２は、上下の界面において、Ｒａで２．０ｎｍ以下の平坦性を有する。
【０２７５】
さらに活性種であるラジカルが照射供給されるために、物理吸着よりも化学吸着が主流となり、吸着確率が上昇する。その結果として、成長核が多くなり、緻密な拡散防止電子反射層１１２の形成を容易にする。従って、膜厚が均一で上下界面が平坦でピンホールなどの欠陥の少ない拡散防止電子反射層１１２が形成できる。従って、優れた耐熱性を有すると同時に、電子反射効果の増大により、大きなＭＲ変化率（磁気抵抗変化量）を付与することができる。
【０２７６】
上述したようなラジカル処理に用いるガスは、酸素、窒素、炭素、水素、フッ素および塩素から選ばれる少なくとも１種の元素から構成されるラジカルを含むガスが用いられる、このようなラジカルを含むガスの原料ガスとしては、上記した元素を含む反応性ガスを用いられる。このような反応性原料ガスとしては、Ｏ2、Ｎ2、Ｆ、ＮＨ4、Ｈ2Ｏ蒸気、Ｈ2Ｏ2蒸気、ＮＯ、Ｎ2Ｏなどの酸化系、窒化 系、フッ化系、塩化系ガスが挙げられる。
【０２７７】
これらの反応性ガスは励起しなくても化合物を形成するが、励起種であるラジカルを用いると速やかに化学吸着、化学反応を起こし、酸化物、窒化物、炭化物、塩化物、フッ化物などの化合物相から構成される、上記したような平坦で均一な拡散防止鏡面反射層１１２を容易に形成する。これらの化合物は化学反応吸着により形成されているために、物理的吸着物とは異なり、熱的に容易に解離することはなく、熱的に安定な拡散防止鏡面反射層となる。
【０２７８】
特に、酸素ラジカルは拡散防止電子反射層１１２の形成に有効である。酸化系ガスとしては、Ｏ2、Ｈ2Ｏ蒸気、Ｈ2Ｏ2蒸気、アルコール系蒸気、Ｎ2Ｏ、ＮＯ 、ＣＯ2などが挙げられる。これらの原料ガスを用いた場合の種々の電子配置を 有する酸素ラジカルとしては、Ｏ（３ｐ）、Ｏ（１Ｄ）、Ｏ（１Ｓ）などが挙げられる。中でも、Ｏ（１Ｄ）、Ｏ（１Ｓ）はＯ（３Ｐ）より活性度が高いために化学結合しやすく、酸化物系拡散防止電子反射層１１２の形成には好ましい。
【０２７９】
また、多くの酸化物は電気的に絶縁物質であるために、真空準位とのギャップ、が大きく、そのために電子反射効果が大きいととが考えられる。この場合でも、界面での電子散乱を小さくし、電子の平均自由行程を長くするには、界面の平坦化は必須である。酸素ラジカルを用いて酸化物系拡散防止電子反射層１１２を形成することにより、酸化膜形成などでは得られないような界面の平坦化が可能であり、十分な鏡面反射効果の発現が期待でき、大きな磁気抵抗効果を導出することが可能となる。さらに、一般的に酸化物相は熱的に安定であるので、拡散防止電子反射層１１２としては量適である。
【０２８０】
なお、本発明で使用するラジカルを主とするガスとは、例えば通常のプラズマに比べてラジカル量を増大させたものであり、ラジカル含有比率は多いほど好ましい。ラジカルを含むガスを生成するには、一般的にプラズマを発生させる必要がある。プラズマ中にはイオン、電子、ラジカルおよび中性原子（分子）が含まれる。従って、ラジカルを主とするガスを生成するには、プラズマ発生状態で少なくともラジカルが存在すればよい。イオン、電子は正負電界印加などの装置の工夫により最適値に調整できる。
【０２８１】
ラジカルの存在の有無は、プラズマ発光分光法にその強度で確認できる。ラジカルとイオンの励起発光強度（Ｉラジカル／Ｉイオン）は、それぞれのラジカルおよびイオンに対して０．０１以上であることが好ましい。さらに、ラジカル密度に関しては、レーザー誘起発光法や出現質量分析法（ＡＭＳ：Appearance Mass Spectrometry）などの粒子的方法により定量的に決定できる。この場合、イオン密度がラジカル密度より低いことが好ましい。
【０２８２】
前述したように、拡散防止電子反射層１１２の形成はＯ3（オゾン）を含むガ スを用いて実施してもよい、オゾンは上記と同様なプラズマ発生の過程で生成される。オゾンは酸素ラジカルと同様に非常に活性であり、酸化性に優れている。また、酸素ラジカルと同様に中性であるために、膜に損傷を与えることは少ない。従って、酸素ラジカルと同様の効果が期待できる。
【０２８３】
また、電子反射層の形成時に、基板に光を照射してもよい。光を照射することによって、膜表面に分子吸着したガスを解離するエネルギを与え、反応性を高めることができる。例えば、Ｏ2分子が表面吸着していたような場合でも、紫外線 エキシマランプで照射することにより、Ｏ2をＯ原子に解離させて反応を促進す ることが可能となる。その結果として、緻密で平坦な酸化膜を形成することができる。さらに、物理吸着よりも化学吸着が多くなるため、安定な電子反射層を形成することができる。
【０２８４】
照射する光としては、キセノンランプなどを用いて膜の表面から熱エネルギも併せて与えるように光を照射しても良い。この場合は、膜の表面の分子が熱エネルギも得るために、反応が促進され、緻密で平坦な電子反射膜を形成することが可能となる。
【０２８５】
上述したようなラジカル処理やオゾン処理により形成した拡散防止電子反射層１２は、その上下の界面もしくは一方の界面のＲａを２．０ｎｍ以下とすることができる。平均粗さＲａは、ＡＦＭ（interatomic force microscopy）やＳＴＭ（scanning tunneling microscopy）などで容易に測定できる。また、電子顕微 鏡による断面からの観察によっても求められる。
【０２８６】
拡散防止電子反射層１１２の上下の界面のＲａは２．０ｎｍ以下とすることが好ましい。特に、磁性層側の界面のＲａが２．０ｎｍ以下であることが好ましい。界面でのＲａが２．０ｎｍを超えると、界面での電子の非弾性散乱により電子反射効果が薄れるだけでなく、ＭＲ変化率が著しく低下してしまうからである。また、拡散防止電子反射層１２が３．０ｎｍ以下というような非常に薄い膜の場合は、Ｒａが２．０ｎｍを超えるとピンホールが形成されることになり、拡散防止効果が小さくなる。
【０２８７】
なお、本発明の磁気抵抗効果素子の製造方法は、図４６や図４７に示した膜構成に限らず、例えば図４８に示したように、第２の磁性層１１７を強磁性層１２１／拡散防止電子反射層１１２／強磁性層１２２なる積層構成する場合や、図４９に示したように反転構造のスピンバルブ膜１２３の第１の磁性層１１３を強磁性層１２４／拡散防止電子反射層１１２／強磁性層１２５で構成する場合、さらにはこれらを組み合わせた膜構成に対しても適用することができる。またさらに、前述した各実施形態のスピンバルブ膜に対しても同様に適用することができる。
【０２８８】
また、本発明の製造方法は、トンネル現象を利用した磁気抵抗効果素子のトンネリング層の形成にも応用が可能である。３．０ｎｍ以下の極薄で均一な膜厚を有し、かつピンホールなどのないＳｉＯｘ層やＡｌＯｘ層、あるいはその他の酸化物からなるトンネリング層の形成が可能である。
【０２８９】
次に、本発明の磁気抵抗効果素子の製造方法および製造装置について、図５０および図５１を参照しつつ説明する。
【０２９０】
図５０および図５１は、本発明において用いることができる製造装置の構成を例示する概念図である。これらの製造装置はラジカルを用いずに拡散防止電子反射層を除く磁気抵抗効果素手の構成層を形成する第１の膜形成室１３１と、ラジカルを用いて拡散防止電子反射層を形成する第２の膜形成室１３２とをそれぞれ有している。図５０に示す製造装置は個々にターゲットが配置された複数の第１の膜形成室１３１を有し、図５１に示す製造装置は複数のターゲットが配置された第１の膜形成室１３１を有している。
【０２９１】
第１の膜形成室１３１から第２の膜形成室１３２への基板の搬送は、搬送室１３３を経由して機械的に運ばれる。図中１３４はロードロック室である。このような異なる２種類の膜形成室１３１、１３２を有することにより、ラジカルなどの界面処理の際に流すガスによるターゲット表面への影響をなくすことができる。
【０２９２】
特に、酸素性ガスを用いた場合、Ｍｎ系のＭｎ系反強磁性膜形成用のターゲットなどは、表面が著しく酸化し、膜特性の劣化が懸念される。また、チャンバ側壁からの吸着ガスの影響を小さくすることができる。さらに、ターゲット表面の無効層を除去するためのプレスパッタなどを短縮できることから、製造のスループットを向上することができる。また、それと同時に、ターゲットヘの悪影響を低減でき、歩留まりのよい高性能なＭＲ素子を作製することが可能となる。さらに、異なるガス種あるいは異なるターゲットを用いる場合は、不純物の影響を考慮して、それぞれ個々の形成室を具備することが望ましい。
【０２９３】
ラジカルを使用する第２の膜形成室１３２は、例えば図５２に示すように、ラジカル生成領域１３５Ａとラジカル照射領域１３６Ａとを有している。プラズマを発生させるラジカル生成領域１３５Ａで拡散防止電子反射層を形成すると、高エネルギのイオン、電子などの粒子が膜に衝突することになり、膜に損傷を与えてしまう。上記したように、ラジカル生成領域１３５Ａとラジカル照射領域１３６Ａとを分けることにより、膜への損傷を量小限に押さえることができる。
【０２９４】
さらに、ラジカル照射領域１３６Ａは、ラジカル誘導管１３７Ａ、ラジカル照射口１３８および基板テーブル１３９を有し、ラジカル照射口１３８は基板テーブル１３９の法線上に配置されている。図中１４０はシャッタ、１４１は真空ポンブ、１４２はバルブである。このような構成は、基板内のラジカル照射量の分布を低減し、ウエハ内で均一な拡散防止電子反射層を形成するために望ましい。
【０２９５】
ラジカル生成領域１３５Ａからラジカル誘導管１３７Ａヘプラズマ流を誘導することにより、電荷を有するイオンと電子を消滅、再結合させ、選択的にラジカルのみを取り出すことが可能となる。プラズマ発生に用いられるガス種によりラジカル誘導管１３７Ａの長さを変えることにより、ラジカルのみの選択的取り出しが可能となる。例えば、酸素ラジカルの場合、プラズマ源から基板表面までの距離を１００ｍｍ以上１０００ｍｍ以下となるように設定するのが好ましい。１００ｍｍ未満であるとプラズマ源からのイオンの影響を受けることになり、また１０００ｍｍを超えるとラジカルが消失するおそれがある。
【０２９６】
さらに、ラジカル誘導管１３７Ａの内壁には、ＳｉＯｘ、ＡｌＯｘ、ＢＮなどの絶縁物材料をコーティングすることが好ましい。これは、ラジカル誘導管１３７の内壁を正または負の電荷でチャージアップさせることにより、イオンあるいは電子をラジカル生成領域１３５Ａに閉じ込めたり、チャージアップした内壁との衝突によりイオンおよび電子を消滅させる効果がある。
【０２９７】
また、第２の膜形成室は、必ずしもラジカル発生源を備えていなくても良く、代わりにオゾン源を備えていてもよい。
【０２９８】
図５３は、オゾン源１３５Ｂを備えた膜生成室を表す概念図である。すなわち、同図においては、オゾン源１３５Ｂから供給されたオゾンは、オゾン誘導管１３７Ｂを介してオゾン照射領域１３６Ｂに誘導されて、基板テーブル１３９の上にある基板に照射される。
【０２９９】
また、光を照射することによっても、同様の効果が得られる。
【０３００】
図５４は、光照射源１３５Ｃを備えた膜生成室を表す概念図である。すなわち、同図においては、光照射源１３５Ｃから放出された光は、光照射室１３６Ｃにおいて、基板テーブル１３９の上に設置された基板に照射される。
【０３０１】
以上説明したラジカル源、オゾン源あるいは光照射源は、そのいずれか２つを組み合わせても良く、または、これら全てを同時に用いても良い。
【０３０２】
次に、前述した第２実施形態乃至第５実施形態にかかる磁気抵抗効果素子について、本発明の製造方法も交えつつ具体的な実施例を紹介する。
【０３０３】
（実施例１５）
熱酸化シリコン基板上にＤＣマグネトロンスパッタ法によって、膜厚５ｎｍのＴａを形成し、その上に膜厚６ｎｍのＮｉＦｅ合金を形法した。この後、成膜室内に酸素を導入し、ＮｉＦｅ合金層の表面に不動態膜を形成した（試料１）。これは原子拡散をバリヤする層および電子を鏡面反射する層として機能する。この膜をＴＥＭで観察したところ、平均厚さは約２ｎｍであり、面内方向に連続した膜を形成していた。一方、同様にして形成した、ＮｉＦｅ合金層の表面にＯ2ラ ジカルを３０秒間照射し、拡散防止電子反射層を形成した（試料２）。この際、ラジカルのみを取り出すために、プラズマ源とチャンバ内の差圧により発生するガス流のみでラジカルを引き出して表面改質処理を行った。改質処理を施した直後にその膜表面をＸＰＳおよびＸ線回折で分析したところ、Ｆｅ2Ｏ3、Ｆｅ3Ｏ4、ＮｉＯからなる酸化物を含む層が形成されていた。また、その平均厚さは約２ｎｍであった。
【０３０４】
次に、これら酸化層上にＮｉＦｅ合金を金属バリア層として２ｎｍ形成し、さらにＣｏＦｅ合金（２ｎｍ）、Ｃｕ（３ｎｍ）、ＣｏＦｅ合金（２ｎｍ）およびＩｒＭｎ合金（１０ｎｍ）を順に成膜し、最後に保護層として５ｎｍのＴａを形成した。
【０３０５】
また、本実施例との比較例として、金属バリア層のない膜構成（試料３）、および酸化膜も金属バリア層もない膜構成（試料４）のスピンバルブ膜を、それぞれ上記実施例と同様にして形成した。
【０３０６】
これら各スピンバルブ膜をパターニングした後、それぞれ２７０℃でアニール処理し、このアニール前後のＭＲ変化率を測定した。その結果を表１に示す。さらに、実施例１５の試料１、２および比較例の試料３の各スピンバルブ膜について、５ｋＯｅの磁場中で２７０℃で１時間のアニール処理した後、誘導磁気異方性および磁歪の測定を行った。その結果も併せて表２に示す。
【０３０７】
0004409656.tif 000003
表２から明らかなように、本実施例の各試料は金属バリア層のない比較例の試料３に比べて若干耐熱性で劣るものの、酸化膜がない比較例の試料４に比べて良好な耐熱性が得られていることが分かる。一方、誘導磁気異方性および磁歪については、金属バリア層の導入により改善され、実施例１５の各試料は比較例の試料３に比べて誘導磁気異方性および磁歪共に小さいことが分かる。
【０３０８】
（実施例１６）
上記した実施例１５の試料１および比較例の試料４と同じ成膜条件で、第２の磁性層であるＣｏＦｅ層を３ｎｍ成膜した時点で、一旦酸素ラジカルを含むガスを導入し、１ｎｍ程度の酸化物の層を形成した。その上に、２ｎｍのＣｏＦｅ層を成膜し、その後は実施例１５と同様に１０ｎｍのＩｒＭｎと５ｎｍのＴａを成膜した。
【０３０９】
これら実施例１６の各試料のスピンバルブ膜の構成は、
５Ｔａ／５ＮｉＦｅ／Ｏ2／２ＮｉＦｅ／２ＣｏＦｅ／３Ｃｕ／３ＣｏＦｅ／ Ｏ2／２ＣｏＦｅ／１０ＩｒＭｎ／５Ｔａ（試料１）および、
５Ｔａ／５ＮｉＦｅ／２ＣｏＦｅ／３Ｃｕ／３ＣｏＦｅ／Ｏ2／２ＣｏＦｅ／ １０ＩｒＭｎ／５Ｔａ（試料２）
である。なお、膜構成中の数値は、平均膜厚（ｎｍ）であり、以下同様である。
【０３１０】
上記した実施例１６の各試料のａｓ−ｄｅｐｏ．状態のＭＲ変化率は、試料１で８．７％、試料２で８．５％であった。これら各試料を２７０℃で１時間のアニール処理した後のＭＲ変化率は、試料１で８、５％、試料２で６．５％となり、実施例１５およびその比較例に比べて鏡面反射によるＭＲ変化率の増大が見られ、アニール後にも良好な特性を得ることができた。
【０３１１】
（実施例１７）
熱酸化シリコン基板上に、ＤＣマグネトロンスパッタ法によって、膜厚５ｎｍのアモルファスＴａ下地を形成した後、Ｃｏを５ｎｍ成膜した。次いで、ラジカル酸素処理によりＣｏを酸化した。ＸＰＳによりＣｏが完全に酸化されていることを確認した。
【０３１２】
このＣｏ酸化物上にＣｕを金属バリア層として１ｎｍ形成した後、ＣｏＦｅ（４ｎｍ）、Ｃｕ（３ｎｍ）、ＣｏＦｅ（２ｎｍ）、ＩｒＭｎ（１０ｎｍ）および、Ｔａ（５ｎｍ）を順に成膜した。膜断面のＴＥＭ観察によると、Ｃｏ酸化物層とＣｕ層との界面の凹凸はＲａで１ｎｍ以下であった。さらに、Ｃｏ酸化物層は配向性をもった結晶質であり、Ｃｕ／ＣｏＦｅ／Ｃｕ／ＣｏＦｅ／ＩｒＭｎの部分はエピタキシャルに成長していた。上記した実施例１７のスピンバルブ膜は、ＭＲ変化率が１０％、誘導磁気異方性が５Ｏｅ、磁歪が０．６ｐｐｍであった。
【０３１３】
比較のために、熱酸化Ｓｉ基板上に５Ｔａ／２Ｃｕ／４ＣｏＦｅ／３Ｃｕ／２ＣｏＦｅ／１０ＩｒＭｎ／５Ｔａを形成した試料（比較例−試料１）と、熱酸化Ｓｉ基板上に５Ｔａ／５ＣｏＯ／４ＣｏＦｅ／３Ｃｕ／２ＣｏＦｅ／ｌ０ＩｒＭｎ／５Ｔａを形成した試料（比較例−試料２）を作製した。これら比較例の各試料において、試料１はＭＲ変化率が７．８％、誘導磁気異方性が５Ｏｅ、磁歪が０．６ｐｐｍ、試料２はＭＲ変化率が１０．５％、誘導磁気異方性が２５Ｏｅ、磁歪が３ｐｐｍであった。
【０３１４】
このように、結晶質のＣｏ酸化物下地は電子鏡面反射層として磁気抵抗効果の向上に寄与し、Ｃｕバリア層により酸化膜とフリー層との構造的な歪が緩和されたこと、また磁気的な結合も切られたことから同時に良好なフリー層の磁気特性も得られた。
【０３１５】
また、実施例１７の試料と比較例の試料１を２７０℃で真空中２０時間アニール処理したところ、実施例１７は９．５％のＭＲ変化率を示したのに対し、比較例では６％に劣化した。これにより、Ｃｏ酸化物下地は原子拡散を起しにくい膜質に改善することに寄与することが確認された。
【０３１６】
同様な評価をＣｏ酸化物に代えて、Ｎｉの場合とＦｅの場合について実施した。ＸＰＳの結果から、それぞれ、ＮｉＯとα−Ｆｅ2Ｏ3が生成していることを確認した。断面ＴＥＭから、結晶性はＣｏ酸化膜下地の場合と同様に、酸化膜との界面の平坦性、結晶の成長性（エピタキシャル成長）共に、同様な傾向を示した。表３に結果を示す。
【０３１７】
0004409656.tif 000004
【０３１８】
以上のように、Ｆｅ、Ｎｉ、Ｃｏで同様な効果が得られた。このことから、こ れらの合金に酸化処理することでも同様な効果が得られることが容易に類推できる。また、これらの金属や合金に、他の遷移金属元素であるＴｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｃｕなどを添加しても、同様な結果を得ることができる。
【０３１９】
さらに、熱酸化Ｓｉ基板上に、５Ｔａ／３Ｃｏ０／２ＮｉＦｅ／４ＣｏＦｅ／３Ｃｕ／２ＣｏＦｅ／１０ＩｒＭｎ／５Ｔａを形成した試料Ａと、５Ｔａ／１０ＣｏＯ／２ＮｉＦｅ／４ＣｏＦｅ／３Ｃｕ／２ＣｏＦｅ／１０ＩｒＭｎ／５Ｔａを形成した試料Ｂをそれぞれ作製した。ＭＲ変化率は、試料Ａで９．８％、試料Ｂで９．７％でそれぞれ良好な値を示したが、試料Ａの誘導磁気異方性は１０Ｏｅであったのに対し、試料Ｂでは３０Ｏｅとなった。試料Ａのように、ＣｏＯの膜厚が３ｎｍ以下と薄いと、その磁気特性が不完全でＮｉＦｅとのカップリングは弱くなり、良好な軟磁気特性が達成できると考えられる。
【０３２０】
（実施例１８）
ＤＣマグネトロンスパッタによって、５Ｔａ／５ＩｒＭｎ／２Ｃｕ／４ＣｏＦｅ／３Ｃｕ／２ＣｏＦｅ／１０ＩｒＭｎ／５Ｔａの膜を作製した。ＩｒＭｎはＡｒガス圧５ｍＴｏｒｒで０．２ｎｍ／秒の速さで成膜した。断面ＴＥＭによると、界面の凹凸はＲａで０．５ｎｍ以下に抑えられており、非常に平坦な膜を得ることができた。このスピンバルブ膜のＭＲ変化率は９．１％で、ＩｒＭｎ下地がない場合に比べて、非常に良好な値を示した、このように、ＩｒＭｎなどの磁性金属下地を上記のような成膜条件で形成することにより、非常に平坦で電子鏡面反射の効果が強い膜が得られる。また、ＲｈＭｎ、ＲｈＲｕＭｎ、ＮｉＭｎ、ＦｅＭｎ、ＰｔＭｎなどでも同様な効果が得られた。
【０３２１】
（実施例１９）
ＤＣマグネトロンスパッタによって、５Ｔａ／２０ＩｒＭｎ／２ＣｏＦｅ／３Ｃｕ／４ＣｏＦｅ／２ＮｉＣｒ／５（ＮｉＣｒ）Ｏ／５Ｔａの膜を作製した。まず、最初に５Ｔａ／２０ＩｒＭｎ／２ＣｏＦｅ／３Ｃｕ／４ＣｏＦｅ／７ＮｉＣｒまで成膜した後、ラジカル酸素処理を行い、ＮｉＣｒ層を５ｎｍまで酸化した。断面ＴＥＭにより、酸化Ｎｉ０．８Ｃｒ０．２層とＮｉ０．８Ｃｒ０．２層との界面は、ほぼモノレイヤーのレベルで平坦化できていることが確認された。
【０３２２】
この膜ではＭＲ変化率は９．５％を示し、実施例１７などと比べて磁気抵抗効果に寄与しない膜によるシャント分流が大きいにもかかわらず、非常に大きなＭＲ変化率をが得られた。これは、反射膜とフリー層との界面の平坦化による鏡面反射効果が顕著にきいていると考えられる。また、Ｎｉ０．８Ｃｒ０．２は非磁性であるため、酸化物との磁気的な結合を切ることができ、良好な軟磁気特性を達成することができた。ラジカル処理は酸化進行面が非常に平坦で、電子鏡面反射膜を作るのに有効であり、ここに実施したもの以外の非磁性金属でも同様な効果が得られる。
【０３２３】
さらに、酸化物が反強磁性およびフェリ磁性を示す場合として、５Ｔａ／２０ＩｒＭｎ／２ＣｏＦｅ／３Ｃｕ／４ＣｏＦｅ／２ＮｉＦｅ／３（ＮｉＦｅ）Ｏ／５Ｔａ（試料Ｃ）と、５Ｔａ／２０ＩｒＭｎ／２ＣｏＦｅ／３Ｃｕ／４ＣｏＦｅ／２ＮｉＦｅ／１０（ＮｉＦｅ）Ｏ／５Ｔａ（試料Ｄ）を作製した。ＭＲ変化率は、試料Ｃで１０％、試料Ｄで１０．３％とそれぞれ良好な値を示したが、試料Ｃの誘導磁気異方性は１０Ｏｅであったのに対し、試料Ｄでは３０Ｏｅとなった。このように、酸化物が強磁性、反強磁性、フェリ磁性を示す場合でも、ラジカル処理を３ｎｍ以下に抑えることにより、磁気的に不完全な膜を作ることができ、磁気的な結合によるフリー層の磁気特性の劣化を抑制することができる。これと同じ効果はＦｅ、Ｎｉ、Ｃｏの任意の合金をラジカル処理する場合についても得ることができる。
【０３２４】
（実施例２０〜２３）
表４に作製した実施例２０〜２３及び比較例Ａ〜Ｄのスピンバルブ膜の膜構成を示す。
【０３２５】
【表２】
0004409656.tif 000005
全ての試料は熱酸化Ｓｉ基板上にＤＣマグネトロンスパッタ法により成膜した。それぞれの実施例の作製方法を以下に示す。
【０３２６】
まず、熱酸化Ｓｉ基板上に金属下地膜として膜厚５．０ｎｍのＴａ膜を形成後、磁性金属下地層として膜厚１０．０ｎｍのＮｉＦｅ合金膜を成膜した。ＮｉＦｅ合金膜を形成した後に、界面処理室に搬送室を経由して搬送した後、ＮｉＦｅ合金膜の表面にＯ2ラジカルを３０秒間照射し、界面改質層を形成した。この場 合、ラジカルのみを取り出すために、プラズマ源とチャンバー内の差圧により発生するガス流のみでラジカルを引き出して界面改質処理を行った。また、ラジカル発生源と基板までは約２０ｃｍの距離を与えた。
【０３２７】
界面改質処理を施した直後にその膜表面をＸＰＳおよびＸ線回折で分析したところ、Ｆｅ2０3、Ｆｅ3０4、ＮｉＯからなる酸化物を含む層が形成されていた、また、その時、ＡＦＭおよび断面ＴＥＭにより界面改質層の形態を調べたところ、平均層厚は約２．０ｎｍであり、ＲａはＯ．２ｎｍ以下であった。
【０３２８】
次に、表面を改質したＮｉＦｅ合金膜上に第１の強磁性体として膜厚３．０ｎｍのＣｏＦｅ合金膜、非磁性中間層として膜厚３．０ｎｍのＣｕ膜、第２の磁性層として膜厚２．０ｎｍのＣｏＦｅ合金膜、反強磁性膜として膜厚１０．０ｎｍのＩｒＭｎ合金膜、保護膜として膜厚５．０ｎｍのＴａ膜を順に形成し、スピンバルブ膜を作製した。なお、上記の成膜工程が終了後に、ＮｉＦｅ合金膜とＣｏＦｅ合金膜との界面の化学結合状態をＸＰＳで調べたところ、上記のＦｅとＮｉの酸化物以外にも、ＣｏＯを主成分とするＣｏ酸化物も含まれていることが分かった。
【０３２９】
実施例２１では、ＮｉＦｅ上を実施例２０と同様なラジカル処理を施した後、再度２０ｎｍのＮｉＦｅ合金膜をバリア層として形成した。実施例２２は実施例２１と同様な膜構成であるが、ＮｉＦｅ上をオゾンを用いて処理している。実施例２３は反強磁性膜としてのＮｉＯをラジカルを照射しながらのスパッタリングにより形成した。また、ＮｉＦｅ合金膜上を酸素ラジカルにより実施例２０と同様の方法で処理した。
【０３３０】
一方、本発明との比較例Ａとして、ＮｉＦｅ合金膜を形成した後、その表面に一界面改質処理を施すことなく、全層を真空チャンバ内で連続成膜する以外は、上記の実施例２０で示されるものと同様の方法で、スピンバルブ膜を作製した。
【０３３１】
本発明との比較例Ｂとして、ＮｉＦｅ合金膜を形成した後、その表面に酸素を２０％混合したアルゴンガスを６０秒間照射して界面酸化処理を行い、拡散防止電子反射層を形成した。その後、上記の実施例２０で示されるものと同様の方法でスピンバルブを作製した。界面改質直後にＡＦＭにより平均表面粗さを調べたところ、約０．５ｎｍであった。
【０３３２】
本発明との比較例Ｃとして、実施例２１と同様の膜構成で、酸素ラジカル処理の代わりに、前述の比較例Ｂと同様のアルゴン、酸素混合ガスを用いて界面酸化処理を行い、スピンバルブ膜を作製した。
【０３３３】
本発明との比較例Ｄとして、ＮｉＦｅ合金膜を形成した後、その表面を酸素プラズマ中で３０秒間処理して界面改質処理を行い、拡散防止電子反射層を形成した。この場合、基板側に電圧をかけた。界面改質処理直後にＡＦＭにより、界面改質層の平均表面粗さを測定したところ、約２．５ｎｍであった。
【０３３４】
上記したそれぞれの実施例とそれぞれの比較例における各スピンバルブ積層膜をパターニングした後、それぞれを２５０℃で熱処理した。このようにして得たＭＲ素子のＭＲ変化率を測定した。ＭＲ変化率の測定は、熱処理直前と１時間、５時間、１０時間、５０時間、１００時間のそれぞれ熱処理を経た後に行われた。その測定結果を表５に示す。
【０３３５】
【表３】
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表５から分かるように、連続成膜した界面改質処理を施していない比較例では、成膜直後のＭＲ変化率は６．５％と良好であるが、１時間熱処理後にはＭＲ変化率がかなり減少していることが分かる。その後も、熱処理時間の増大に伴い、ＭＲ変化率も減少し続けている。これは、ＮｉＦｅとＣｏＦｅとの界面に原子の熱拡散を防止する界面改質層が形成されていないことにより、原子拡散が進行し、ＭＲ変化率が減少したものと考えられる。
【０３３６】
また、比較例Ｂ、Ｃでは、成膜直後のＭＲ変化率は約７．５％前後と大きい。しかし、長期に渡って熱処理を加えると５０時間を超えるあたりからＭＲ変化率が劣化し始めることが分かった。これは、界面改質層の層厚の不均一性が原因で、長期の熱処理を加えると原子拡散を防止する役目を果たしていた界面改質層が劣化し始めるためであると考えられる。すなわち、ＮｉＦｅ表面における改質処理の一部が化学吸着ではなく、物理的な吸着として進行しているため、熱処理により劣化すると考えられる。
【０３３７】
さらに、比較例Ｄでは、ＮｉＦｅとＣｏＦｅの界面をイオンを含むプラズマ流により界面改質処理し、界面改質層を形成した。この場合、熱処理後のＭＲの劣化は小さいものの、熱処理前のＭＲ変化率が実施例のものよりかなり小さいことが分かった。これは、プラズマ流中に合まれるイオンの衝突によるＮｉＦｅの平均表面粗さの増加により、ＣｏＦｅ層の配向が低下しているためだと考えられる。このことは、ＮｉＦｅとＣｏＦｅ層の保持力が３Ｏｅと、軟磁気特性の劣化が起きていることからも推察される。
【０３３８】
一方、ＮｉＦｅとＣｏＦｅの界面をラジカルにより処理し、拡散防止電子反射層を形成した本発明の実施例、およびラジカル照射により形成したＮｉＯ反強磁性膜を用いた実施例では、熱処理後でもほとんどＭＲ変化率は劣化しなかった。これは、酸素ラジカルにより形成された拡散防止電子反射層が、酸素の化学吸着により形成されているために拡散防止電子反射層の劣化がなく、かつ、ラジカルによるソフトな表面改質効果により表面粗さの低減に成功したためであると考えられる。このように、本発明における製造方法により製造したＭＲ素子は優れた耐熱性と高性能を有したＭＲ素子であることが分かった。
【０３３９】
（実施例２４）
次に、上記と同様に以下の方法でスピンバルブ膜を形成した。まず、熱酸化Ｓｉ基板上にＤＣマグネトロンスパッタ法により、まず金属下地膜として膜厚５．０ｎｍのＴａ膜を形成後、磁性金属下地層として膜厚１０．０ｎｍのＮｉＦｅ合金膜を成膜した。
【０３４０】
上記ＮｉＦｅ合金膜を形成した後に、ラジカル処理室に搬送室を経由して搬送した後、ＮｉＦｅ合金膜の表面にＮ2ラジカルを６０秒間照射し、拡散防止電子 反射層を形成した、この場合、ラジカルのみを取り出すために、実施例２０と同様にプラズマ源とチャンバ内の差圧により発生するガス流のみでラジカルを引き出しラジカル処理を行った。また、ラジカル生成傾城と基板までは、約２０ｃｍの距離を与えた。
【０３４１】
ラジカル処理を施した直後のＮｉＦｅ合金膜表面の拡散防防止電子反射層は、ＸＰＳでの測定の結果、ＦｅＮ、Ｆｅ３Ｎ、ＮｉＮを含む磁性あるいは非磁性のＮｉおよびＦｅの窒化物から形成されていた。また、その際にＡＦＭおよび断面ＴＥＭにより拡散防止電子反射層の形態を調べたところ、平均層厚は約１．５ｎｍであり、平均表面粗さは約０．５ｎｍであった。
【０３４２】
次に、表面をラジカル処理したＮｉＦｅ合金膜上に第１の強磁性体として膜厚３．０ｎｍのＣｏＦｅ合金膜、非磁性中間層として膜厚３．０ｎｍのＣｕ膜、第２の磁性層として膜厚２．０ｎｍのＣｏＦｅ合金膜、反強磁性膜として膜厚１０．０ｎｍのＩｒＭｎ合金膜、保護膜として膜厚５．０ｎｍのＴａ膜を順に形成し、スピンバルブ膜を作製した。なお、上記の成膜工程が終了後に、ＮｉＦｅ合金膜とＣｏＦｅ合金膜との界面の化学結合状態をＸＰＳで調べたところ、上記のＦｅとＮｉの窒化物以外にも、Ｃｏ窒化物も含まれていることが分かった。
【０３４３】
本実施例との比較例Ｅとして、ＮｉＦｅ合金膜を形成した後、その表面に窒素ガスを６０秒間照射して窒化処理を行った。その後は、上記の実施例２４で示されるものと同様の方法でスピンバルブを作製した。ラジカル処理直後にＡＦＭにより平均表面粗さを調べたところ、約０．３ｎｍであった。
【０３４４】
本発明との比較例Ｆとして、ＮｉＦｅ合金膜を形成した後、その表面をイオンを含むＮ２プラズマ流を３０秒間照射してプラズマ処理を行った。この場合、基板側に電圧をかけることによりプラズマ流を引き出した。プラズマ処理直後にＡＦＭにより、拡散防止重子反射層の平均表面粗さを測定したところ、約３．５ｎｍであった。その後は、上記の実施例１０で示されるものと同様の方法でスピンバルブを作製した。
【０３４５】
その後、それぞれのスピンバルブ膜について、パターニングした後、実施例６と同様の熱処理を施した。ＭＲ変化率の測定結果を表６に示す。
【０３４６】
0004409656.tif 000007
表６から分かるように、比較例Ｅでは成膜直後のＭＲ変化率は７．０％と大きい。しかし、長期に渡って熱処理を加えるとＭＲ劣化挙動を示した。これは、Ｎ2ガスのみの照射ではＮ2ガスが活性でないため、拡散防止電子反射層が十分に形成されていないためであると考えられる。
【０３４７】
比較例Ｆでは、ＮｉＦｅとＣｏＦｅの界面をイオンを含むＮ2プラズマ流によ りプラズマ処理し、拡散防止電子反射層を形成した。この場合、初期のＭＲ変化率は極端に小さい。これは、プラズマ流中に含まれるイオンの衝突によるＮｉＦｅの平均表面粗さの増加により、ＣｏＦｅ層の配向が低下しているためだと考えられる。このことは、ＮｉＦｅとＣｏＦｅ層の保持力が４．５Ｏｅと大きく、軟磁気特性の劣化が起きていることからも推察される。また、１時間の熱処理以降のＭＲの劣化は比較例Ａで示される連続膜と同様の傾向を示した。これは、界面改質効果よりもエッチング効果の方が上回っているために、原子拡散を抑制するほど十分な拡散防止電子反射層が形成されていないためと考えられる。
【０３４８】
一方、ＮｉＦｅとＣｏＦｅの界面をＮ2ラジカルにより処理し、拡散防止電子 反射層を形成した本発明の実施例２４では、熱処理後でもほとんどＭＲ変化率は劣化しなかった。これは、窒素ラジカルにより形成された拡散防止電子反射層が、窒素ラジカルの化学吸着により形成されているために拡散防止電子反射層の表面粗さの低減に成功したためであると考えられる。このように、本発明における製造方法により製造した場合、Ｎ2ラジカルでも効果があり、優れた耐熱性と高 性能を有したＭＲ素子の製造が可能であることが分かった。
【０３４９】
（実施例２５）
熱酸化シリコン基板上に、マグネトロン・スパッタ法によって、Ｔａ５／ＮｉＦｅ２／ＩｒＭｎ７／ＣｏＦｅ１／ＣｏＦｅＯ１／ＣｏＦｅ２／Ｃｕ２／ＣｏＦｅ２／Ｃｕ１／ＣｕＴａＯ１／Ｔａ２を作成した。酸化層はラジカル照射、または酸素フロウによって形成した。酸素フローで１５％のＭＲ変化率が得られた。ラジカル照射して作成したサンプルではＭＲ１７％が得られた。
【０３５０】
（実施例２６）
熱酸化シリコン基板上に、マグネトロン・スパッタ法によって、Ｔａ５／Ｒｕ１．５／Ｃｕ１／ＣｏＦｅＯ１／Ｃｕ１／ＣｏＦｅ２／Ｃｕ２／ＣｏＦｅ２／ＣｏＦｅ１．５／ＩｒＭｎ７／Ｔａ５を作成した。酸化層はラジカル照射で作成した。ＭＲ１８％が得られた。１μｍのストライプに加工し、ピン層をストライプの幅方向に固着し、フリー層の長手方向にハード膜バイアスをかけた素子を作成した。センス電流による直交磁化配列のバイアスポイントの変化を測定した所、フリー層にかかる電流磁界は２０ｅ／ｍＡ以下になっていることがわかった。
【０３５１】
（実施例２７）
アルチック基板上に、マグネトロン・スパッタ法によって、Ｔａ３／Ｒｕ１．５／Ｃｕ１／ＣｏＦｅＯ１／Ｃｕ１／ＮｉＦｅ２／Ｃｏ１／Ｃｕ２／Ｃｏ２／ＣｏＯ１／Ｃｏ１／Ｒｕ０．９／ＣｏＣｒ３／ＰｔＭｎ１０／Ｔａ５を作成した。酸化層はラジカル照射で作成した。ＭＲ１７％が得られた。微細パターンに加工して、バイアスポイントを測定した所、良好な直交磁化配列が実現できていることがわかった。またヘッドに加工した所ノイズのない出力が得られた。
【０３５２】
（実施例２８）
アルチック基板上に、マグネトロン・スパッタ法によってＴａ３／Ｒｕ２／ＰｔＭｎ１０／ＣｏＦｅＣｒ２．５／Ｒｕ０．９／ＣｏＦｅ１／ＣｏＦｅＯ１／ＣｏＦｅ２／Ｃｕ２／ＣｏＦｅ１／ＮｉＦｅ２／Ｃｕ０．５／ＣｏＴａＯ１／Ｔａ２を作成した。酸化層はラジカル照射で作成した。ＭＲ１７％が得られた。微細パターンに加工して、バイアスポイントを測定した所、良好な直交磁化配列が実現できていることがわかった。またヘッドに加工した所、ノイズのない出力が得られた。
【０３５３】
（実施例２９）
熱酸化シリコン基板上に、マグネトロン・スパッタ法によってＴａ５／ＮｉＦｅ２／ＦｅＭｎ１０／ＣｏＦｅ１／ＮｉＯ５／ＣｏＦｅ２／Ｃｕ２／ＣｏＦｅ２／Ｃｕ１／ＣｕＴａＯ１／Ｔａ２を作成した。ＮｉＯはリアクティブ・スパッタによって作成した。ＭＲ１８％が得られた。また８００  Ｏｅの安定な一方向異方性が得られた。
【０３５４】
（実施例３０）
熱酸化シリコン基板上に、マグネトロン・スパッタ法によって、Ｔａ５／ＮｉＦｅ２／ＰｅＭｎ１０／ＣｏＦｅ１／Ａｌ2 Ｏ3 １／ＣｏＦｅ２／Ｃｕ２／ＣｏＦｅ２／Ｃｕ１／ＣｕＴａＯ１／Ｔａ２を作成した。Ａｌ2 Ｏ3 はＡｌのラジカル処理によって作成した。ＭＲ１８％が得られた。また８００  Ｏｅの安定な一方向異方性が得られた。
【０３５５】
（実施例３１）
熱酸化シリコン基板上に、マグネトロン・スパッタ法によって、Ｔａ５／Ｒｕ１．５／Ｃｕ１／Ａｌ2 Ｏ3 １／Ｃｕ１／ＣｏＦｅ２／Ｃｕ２／ＣｏＦｅ２／Ｆｅ2 Ｏ3 ３／ＣｏＦｅＣｒ１／ＰｔＭｎ１０／Ｔａ５を作成した。Ａｌ2 Ｏ3 ，Ｆｅ2 Ｏ3 はそれぞれＡｌ，Ｆｅのラジカル処理によって形成した。ＭＲ１８％が得られた。また８００  Ｏｅの安定な一方向異方性が得られた。
【０３５６】
最後に、本発明の磁気抵抗効果素子を用いた磁気記録装置について説明する。
以上説明した各実施形態の磁気抵抗効果素子は、例えば、記録再生一体型の磁気ヘッドに組み込まれ、磁気記録装置に搭載される。
【０３５７】
図５５は、このような磁気記録装置の概略構成を例示する要部斜視図である。すなわち、本発明の磁気記録装置１５０は、ロータリーアクチュエータを用いた形式の装置である。同図において、磁気ディスク１５１は、スピンドル１５２に装着され、図示しない駆動装置制御部からの制御信号に応答する図示しないモータにより回転する。磁気ディスク１５１が浮上した状態で情報の記録再生を行うヘッドスライダ１５３は、薄膜状のサスペンション１５４の先端に取り付けられている。ここで、ヘッドスライダ１５３は、例えば、前述したいずれかの実施の形態にかかる磁気抵抗効果素子を磁気ヘッドの一部として搭載している。
【０３５８】
磁気ディスク１５１が回転すると、ヘッドスライダ１５３の媒体対向面（ＡＢＳ）は磁気ディスク１５１の表面から所定の浮上量をもって保持される。
【０３５９】
サスペンション１５４は、図示しない駆動コイルを保持するボビン部などを有するアクチュエータアーム１５５の一端に接続されている。アクチュエータアーム１５５の他端には、リニアモータの一種であるボイスコイルモータ１５６が設けられている。ボイスコイルモータ１５６は、アクチュエータアーム１５５のボビン部に巻き上げられた図示しない駆動コイルと、このコイルを挟み込むように対向して配置された永久磁石および対向ヨークからなる磁気回路とから構成される。
【０３６０】
アクチュエータアーム１５５は、固定軸１５７の上下２箇所に設けられた図示しないボールベアリングによって保持され、ボイスコイルモータ１５６により回転摺動が自在にできるようになっている。
【０３６１】
本発明によれば、前述した各実施形態にかかる磁気抵抗効果素子を磁気ヘッドの要部として採用することにより、高記録密度で記録再生特性が極めて安定した磁気記録装置を実現することができる。
【０３６２】
また、本発明によれば、大きな再生出力信号と、良好な熱安定性とを得ることができる。さらに、その結果として、再生出力の経時変化を解消することもできる。また、アセンブリの際に印加されうるＥＳＤ（electro-static discharge：静電気）に対する耐性も改善され、組立の際の歩留まりも向上する。
【０３６３】
以上の効果から、狭トラック化、低素子ハイト化が可能となり、高密度磁気記録に対応した磁気記録装置を実現することができる。
【０３６４】
【発明の効果】
本発明は、以上説明した形態で実施され、以下に説明する効果を奏する。
【０３６５】
まず、本発明によれば、磁気抵抗効果膜などの各種の積層薄膜型の機能素子において、機能層内の薄膜層間での原子の相互拡散を和制することができるため、熱安定性を大幅に向上させることが可能となり、長期的な信頼性を高めることができる。特に、磁気抵抗効果膜においては、ＭＲ変化率に優れた熱安定性を実現することができる。
【０３６６】
また、本発明によれば、例えばスピンバルブ膜のような積層膜中に設けられ拡散防止電子反射層の機能を良好に維持しつつ、それに基づく磁気特性などへの悪影響を排除することができる。従って、良好な磁気抵抗効果特性や各種磁気特性を有すると共に、耐熱性に優れる磁気抵抗効果素子を提供することができる。
【０３６７】
また、本発明によれば、界面が平坦で鏡面反射効果が大きく、かつ均一で緻密な拡散防止電子反射層を再現性よく形成することができることから、高性能でかつ熱安定性に優れた磁気抵抗効果素子を安定して製造できる製造方法を提供することができる。
【図面の簡単な説明】
【図１】本発明の積層薄膜機能デバイスの基本構造を模式的に示す図である。
【図２】晶成長制御層が極めて薄い場合の機能層の結晶成長状態を説明するための図である。
【図３】結晶成長制御層が極めて厚い場合の機能層の結晶成長状態を説明するための図である。
【図４】磁気抵抗効果素子における結晶成長制御層の膜厚とＭＲ変化率との関係を示す図である。
【図５】本発明における界面ラフネスを説明するための図である。
【図６】本発明の実施例１および比較例１によるスピンバルブ膜のアニール時間とＭＲ変化率との関係を示す図である。
【図７】本発明の実施例２および比較例２によるスピンバルブ膜のアニール時間とＭＲ変化率との関係を示す図である。
【図８】本発明の実施例４、８および比較例５によるスピンバルブ膜のアニール時間とＭＲ変化率との関係を示す図である。
【図９】本発明の実施例によるスピンバルブ膜の下地結晶層の膜厚とＭＲ劣化率との関係を示す図である。
【図１０】本発明の実施例４、９、１０および比較例６によるスピンバルブ膜のアニール時間とＭＲ変化率との関係を示す図である。
【図１１】本発明の実施例４によるスピンバルブ膜のＲ−Ｈループを示す図である。
【図１２】本発明の実施例１０によるスピンバルブ膜のＲ−Ｈループを示す図である。
【図１３】比較例６によるスピンバルブ膜のＲ−Ｈループを示す図である。
【図１４】本発明の実施例１１によるスピンバルブ膜の断面ＴＥＭ像を模式的に示す図である。
【図１５】比較例７によるスピンバルブ膜の断面ＴＥＭ像を模式的に示す図である。
【図１６】本発明の麦施例１１および比較例によるスピンバルブ膜の主な構成元素の元素プロファイルを示す図である。
【図１７】本発明の実施例１２によるスピンバルブ膜の断面ＴＥＭ像を模式的に示す図である。
【図１８】比較例８によるスピンバルブ膜の断面ＴＥＭ像を模式的に示す図である。
【図１９】本発明の実施例１２のスピンバルブ膜における分析点を模擬的に示す図である。
【図２０】本発明の実施例１２によるスピンバルブ膜の主な構成元素の元素プロファイルを示す図である。
【図２１】本発明の実施例１２によるスピンバルブ膜の主な構成元素の元素プロファイルを示す図である。
【図２２】比較例８によるスピンバルブ膜の主な構成元素の元素プロファイルを示す図である。
【図２３】比較例８によるスピンバルブ膜の主な構成元素の元素プロファイルを示す図である。
【図２４】積層機能層の成膜時の結晶成長を模式的に示す図である。
【図２５】本発明による磁気抵抗効果素子の断面構造を表す概念図である。
【図２６】本発明による磁気抵抗効果素子の断面構造を表す概念図である。
【図２７】本発明による磁気抵抗効果素子の断面構造を表す概念図である。
【図２８】本発明による磁気抵抗効果素子の断面構造を表す概念図である。
【図２９】本発明による磁気抵抗効果素子の断面構造を表す概念図である。
【図３０】本発明による磁気抵抗効果素子の断面構造を表す概念図である。
【図３１】本発明による磁気抵抗効果素子の断面構造を表す概念図である。
【図３２】本発明による磁気抵抗効果素子の断面構造を表す概念図である。
【図３３】本発明による磁気抵抗効果素子の断面構造を表す概念図である。
【図３４】本発明による磁気抵抗効果素子の断面構造を表す概念図である。
【図３５】本発明による磁気抵抗効果素子の断面構造を表す概念図である。
【図３６】本発明による磁気抵抗効果素子の断面構造を表す概念図である。
【図３７】本発明による磁気抵抗効果素子の断面構造を表す概念図である。
【図３８】本発明による磁気抵抗効果素子の断面構造を表す概念図である。
【図３９】本発明による磁気抵抗効果素子の断面構造を表す概念図である。
【図４０】本発明による磁気抵抗効果素子の断面構造を表す概念図である。
【図４１】本発明による磁気抵抗効果素子の断面構造を表す概念図である。
【図４２】本発明による磁気抵抗効果素子の断面構造を表す概念図である。
【図４３】本発明による磁気抵抗効果素子の断面構造を表す概念図である。
【図４４】本発明による磁気抵抗効果素子の断面構造を表す概念図である。
【図４５】本発明による磁気抵抗効果素子の断面構造を表す概念図である。
【図４６】本発明により製造できる磁気抵抗効果素子の断面構造を表す概念図である。
【図４７】本発明により製造できる磁気抵抗効果素子の断面構造を表す概念図である。
【図４８】本発明により製造できる磁気抵抗効果素子の断面構造を表す概念図である。
【図４９】本発明により製造できる磁気抵抗効果素子の断面構造を表す概念図である。
【図５０】本発明において用いることができる製造装置の構成を例示する概念図である。
【図５１】本発明において用いることができる製造装置の構成を例示する概念図である。
【図５２】ラジカルを使用する第２の膜形成室１３２を表す概念図である。
【図５３】オゾン源１３５Ｂを備えた膜生成室を表す概念図である。
【図５４】光照射源１３５Ｃを備えた膜生成室を表す概念図である。
【図５５】磁気記録装置の概略構成を例示する要部斜視図である。
【符号の説明】
Ｓ  基板
１１  第１の磁性層
１２  非磁性中間層
１３  第１の磁性層
１４  反強磁性層
１５  金属下地層
１６  電子反射層
１７  金属バリア層
１９  保護層
１１１  金属下地層
１１２  拡散防止電子反射層
１１３  第１の磁性層
１１６  非磁性中間層
１１７  第２の磁性層
１１８  反強磁性層
１１９  保護層
１３１  第１の膜形成室
１３２  第２の膜形成室
１３３  搬送室
１３５Ａ  ラジカル生成室
１３５Ｂ  オゾン生成室
１３５Ｃ  光源
１３６Ａ  ラジカル照射室
１３６Ｂ  オゾン照射室
１３６Ｃ  光照射室
１３７Ａ  ラジカル誘導管
１３８  ラジカル照射口
１３９  基板テーブル
１４０  シャッタ
１４１  真空ポンプ
１４２  バルブ
１５０  磁気記録装置
１５１  磁気ディスク
１５２  スピンドル
１５３  ヘッドスライダ
１５４  薄膜状のサスペンション
１５５  アクチュエータアーム
１５６  ボイスコイルモータ
１５７  固定軸
【図１】
0004409656.tif 000008
【図２】
0004409656.tif 000009
【図３】
0004409656.tif 000010
【図４】
0004409656.tif 000011
【図５】
0004409656.tif 000012
【図６】
0004409656.tif 000013
【図７】
0004409656.tif 000014
【図８】
0004409656.tif 000015
【図９】
0004409656.tif 000016
【図１０】
0004409656.tif 000017
【図１１】
0004409656.tif 000018
【図１２】
0004409656.tif 000019
【図１３】
0004409656.tif 000020
【図１４】
0004409656.tif 000021
【図１５】
0004409656.tif 000022
【図１６】
0004409656.tif 000023
【図１７】
0004409656.tif 000024
【図１８】
0004409656.tif 000025
【図１９】
0004409656.tif 000026
【図２０】
0004409656.tif 000027
【図２１】
0004409656.tif 000028
【図２２】
0004409656.tif 000029
【図２３】
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【図２４】
0004409656.tif 000031
【図２５】
0004409656.tif 000032
【図２６】
0004409656.tif 000033
【図２７】
0004409656.tif 000034
【図２８】
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【図２９】
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【図３０】
0004409656.tif 000037
【図３１】
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【図３２】
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【図３３】
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【図３４】
0004409656.tif 000041
【図３５】
0004409656.tif 000042
【図３６】
0004409656.tif 000043
【図３７】
0004409656.tif 000044
【図３８】
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【図３９】
0004409656.tif 000046
【図４０】
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【図４１】
0004409656.tif 000048
【図４２】
0004409656.tif 000049
【図４３】
0004409656.tif 000050
【図４４】
0004409656.tif 000051
【図４５】
0004409656.tif 000052
【図４６】
0004409656.tif 000053
【図４７】
0004409656.tif 000054
【図４８】
0004409656.tif 000055
【図４９】
0004409656.tif 000056
【図５０】
0004409656.tif 000057
【図５１】
0004409656.tif 000058
【図５２】
0004409656.tif 000059
【図５３】
0004409656.tif 000060
【図５４】
0004409656.tif 000061
【図５５】
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