(57)【要約】【課題】  真熱処理温度を過度に上昇させることなく、高いスピン偏極率を有するホイスラー合金薄膜を提供すること。【解決手段】  化学組成がＣｏ２ＹＺ（Ｙ＝Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｆｅ、Ｚ＝Ａｌ、Ｓｉ、Ｇａ、Ｇｅ）であるホイスラー合金薄膜に、Ａｇを５ａｔ．％以下にホイスラー合金薄膜中にドープし、熱処理することを特徴とするホイスラー合金薄膜。【選択図】  図３
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【特許請求の範囲】
【請求項１】
化学組成がＣｏ２ＹＺ（Ｙ＝Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｆｅ、Ｚ＝Ａｌ、Ｓｉ、Ｇａ、Ｇｅ）であるホイスラー合金薄膜に、Ａｇを５ａｔ．％以下にホイスラー合金薄膜中にドープし、熱処理することを特徴とするホイスラー合金薄膜。
【請求項２】
前記熱処理は、基板にホイスラー合金薄膜を形成した後に熱処理を行うポストアニール法であることを特徴とする請求項１に記載のホイスラー合金薄膜。
【請求項３】
前記ポストアニール法の熱処理温度は、３５０〜６００℃であることを特徴とする請求項２に記載のホイスラー合金薄膜。
【請求項４】
前記熱処理は、基板にホイスラー合金薄膜を形成する際に、前記基板を加熱して熱処理を行う基板加熱法であることを特徴とする請求項１に記載のホイスラー合金薄膜。
【請求項５】
前記基板加熱法の熱処理温度は、２５０〜３００℃であることを特徴とする請求項４に記載のホイスラー合金薄膜。
【請求項６】
スパッタリング装置において、化学組成がＣｏ２ＹＺ（Ｙ＝Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｆｅ、Ｚ＝Ａｌ、Ｓｉ、Ｇａ、Ｇｅ）ターゲットとＡｇターゲットを同時に放電させることによって、Ａｇを５ａｔ．％以下含んだ膜厚１ｎｍ以上のホイスラー合金薄膜を形成する工程と、
前記Ａｇをドープしたホイスラー合金薄膜を熱処理する工程と、
を備えることを特徴とするホイスラー合金薄膜の製造方法。
【請求項７】
請求項１ないし５に記載のホイスラー合金薄膜を有することを特徴とする磁気抵抗効果素子。
【請求項８】
請求項１ないし５に記載のホイスラー合金薄膜を有することを特徴とする磁気メモリ。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、磁気抵抗効果素子や磁気メモリに用いて好適なホイスラー合金薄膜およびその製造方法に関する。
また本発明は上記のホイスラー合金薄膜を用いた磁気抵抗効果素子、磁気メモリに関する。
【背景技術】
【０００２】
Ｃｏ２ＭｎＳｉなどに代表されるＣｏ基のＬ２１型規則合金（ホイスラー合金）は、例えば本出願人の提案に係る特許文献１、２、３等で公知である。Ｃｏ基のＬ２１型規則合金は、フェルミ準位においてアップスピンかダウンスピン電子の電子状態どちらかにのみエネルギーギャップを有し、高いスピン偏極率を持つことが実験と理論の両面から実証される材料である。このような電子構造を持つ材料はハーフメタルと呼ばれ、次世代ＨＤＤ用磁気センサーや磁気ランダムアクセルメモリなどへの応用が期待されている。
【０００３】
例えば、Ｃｏ２ＹＺ（Ｙ＝Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｆｅ、Ｚ＝Ａｌ、Ｓｉ、Ｇａ、Ｇｅ）組成を有するＬ２１型の規則合金（ホイスラー合金）は、第一原理計算によりフェルミ準位の片方のスピンバンドにのみエネルギーギャップを有することが予測されている。このような電子構造を持つ材料は、伝導に寄与する電子が完全にスピン偏極しているために、トンネル磁気抵抗素子や巨大磁気抵抗素子の強磁性電極として利用することにより、極めて大きな磁気抵抗効果が得られることが予測されている。
【０００４】
また、過去の実験によりＣｏ２ＭｎＳｉ、Ｃｏ２Ｆｅ０．４Ｍｎ０．６Ｓｉ、Ｃｏ２ＦｅＧａ０．５Ｇｅ０．５等のホイスラー合金薄膜を電極とした面直通電型巨大磁気抵抗（ＣＰＰ−ＧＭＲ）素子においては、５０％を超える巨大な磁気抵抗比が観測されている。このように、ホイスラー合金薄膜は、通常の３ｄ遷移型強磁性体（Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉ）よりも大きなスピン偏極率を有することが実証されている（非特許文献１、２、３参照）。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００５】
【特許文献１】特開２０１０−３７５８０号公報
【特許文献２】特開２０１０−５６２８８号公報
【特許文献３】特開２０１０−１２６７３３号公報
【非特許文献】
【０００６】
【非特許文献１】T. Iwase, Y. Sakuraba, S. Bosu, K. Saito, S. Mitani, and K. Takanashi, Appl. Phys. Express 2, 063003 (2009).
【非特許文献２】Y. Sakuraba, M. Ueda, Y. Miura, K. Sato, S. Bosu, K. Saito, M. Shirai, T.J. Konno, and K. Takanashi, Appl. Phys. Lett. 101, 252408 (2012).
【非特許文献３】S. Li, Y. K. Takahashi, T. Furubayashi, and K. Hono, Appl. Phys. Lett. 103, 042405 (2013).
【非特許文献４】Y. Sakuraba, K. Izumi, T. Iwase, S. Bosu, K. Saito, K. Takanashi, Y. Miura, K. Futatsukawa, K. Abe, and M. Shirai, Phys. Rev. B 82, 094444 (2010).
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００７】
上記ＣＰＰ−ＧＭＲ素子においてはＬ２１規則度が高いほど、より大きな磁気抵抗比が得られることが確認されており、高いスピン偏極率を得るためには、ホイスラー合金薄膜中のＬ２１規則度を高めることが必須である。このため、通常Ｌ２１規則構造を得るためには作製した薄膜を成膜後に熱処理するか、あるいは基板を加熱した状態で成膜する必要がある。しかし、高いＬ２１規則度を得るために高温での熱処理をすることは、ＣＰＰ−ＧＭＲ素子のような積層膜においては層間の相互拡散や結晶の粒成長促進による界面ラフネスの増大の原因となることが大きな課題である。即ち、デバイス応用上、ホイスラー合金薄膜をできるだけ低い温度の熱処理により高いＬ２１規則度を実現することが求められている。
【０００８】
本発明は、上述した課題を解決するもので、熱処理温度を過度に上昇させることなく、Ｌ２１規則度を高め、スピン偏極率の高いホイスラー合金薄膜を提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【０００９】
本発明者は、ハーフメタル性を持つとされるＣｏ２ＹＺ（Ｙ＝Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｆｅ、Ｚ＝Ａｌ、Ｓｉ、Ｇａ、Ｇｅ）ホイスラー合金の構成元素との固溶性が極めて小さい元素であるＡｇを、所定量以下ホイスラー合金薄膜中にドープし、熱処理することにより、Ａｇがホイスラー合金薄膜中から排出される過程においてホイスラー合金薄膜のＬ２１規則化と高い配向性を有する結晶成長を促進できることを発見して、本発明の端緒としたものである。即ち、本発明は、ハーフメタル性を有するＣｏ基ホイスラー合金薄膜中に微量（５ａｔ．％以下）のＡｇ元素を添加することにより、Ａｇ原子が母相であるホイスラー相から排出される際にホイスラー相に受け渡す運動エネルギーによって、ホイスラー合金相のＬ２１規則度と結晶配向性を改善させるという性質を利用するものである。
【００１０】
本発明のホイスラー合金薄膜は、化学組成がＣｏ２ＹＺ（Ｙ＝Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｆｅ、Ｚ＝Ａｌ、Ｓｉ、Ｇａ、Ｇｅ）であるホイスラー合金薄膜に、Ａｇを５ａｔ．％以下にホイスラー合金薄膜中にドープし、熱処理することを特徴とする。具体的なＣｏ２ＹＺの組み合わせは、Ｃｏ２ＶＡｌ、Ｃｏ２ＶＳｉ、Ｃｏ２ＶＧａ、Ｃｏ２ＶＧｅ、Ｃｏ２ＣｒＡｌ、Ｃｏ２ＣｒＳｉ、Ｃｏ２ＣｒＧａ、Ｃｏ２ＣｒＧｅ、Ｃｏ２ＭｎＡｌ、Ｃｏ２ＭｎＳｉ、Ｃｏ２ＭｎＧａ、Ｃｏ２ＭｎＧｅ、Ｃｏ２ＦｅＡｌ、Ｃｏ２ＦｅＳｉ、Ｃｏ２ＦｅＧａ、Ｃｏ２ＦｅＧｅ、Ｃｏ２ＺＡｌ、Ｃｏ２ＺＳｉ、Ｃｏ２ＺＧａ、Ｃｏ２ＺＧｅである。
【００１１】
このように構成されたホイスラー合金薄膜においては、Ａｇはホイスラー合金の構成元素との固溶性が極めて小さい元素であり、熱処理することにより、Ａｇがホイスラー合金薄膜中から排出される過程においてホイスラー合金薄膜のＬ２１規則化と高い配向性を有する結晶成長を促進させることができる。
【００１２】
本発明のホイスラー合金薄膜の製造方法は、スパッタリング装置において、化学組成がＣｏ２ＹＺ（Ｙ＝Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｆｅ、Ｚ＝Ａｌ、Ｓｉ、Ｇａ、Ｇｅ）ターゲットとＡｇターゲットを同時に放電させることによって、Ａｇを５ａｔ．％以下含んだ膜厚１ｎｍ以上のホイスラー合金薄膜を形成する工程と、前記Ａｇをドープしたホイスラー合金薄膜を熱処理する工程とを備えるものである。
【００１３】
本発明のホイスラー合金薄膜またはその製造方法において、好ましくは、前記熱処理は、基板にホイスラー合金薄膜を形成した後に熱処理を行うポストアニール法であるとよい。
本発明のホイスラー合金薄膜またはその製造方法において、好ましくは、前記ポストアニール法の熱処理温度は、３５０〜６００℃であるとよい。またポストアニール時間はＡｇの十分の排出を行うため３０分以上維持することが好ましい。
本発明のホイスラー合金薄膜またはその製造方法において、好ましくは、前記熱処理は、基板にホイスラー合金薄膜を形成する際に、前記基板を加熱して熱処理を行う基板加熱法であるとよい。
本発明のホイスラー合金薄膜またはその製造方法において、好ましくは、前記基板加熱法の熱処理温度は、２５０〜３００℃であるとよい。
【００１４】
本発明の磁気抵抗効果素子は、上記のホイスラー合金薄膜を有することを特徴とする。
【発明の効果】
【００１５】
本発明のホイスラー合金薄膜においては、比較的低い熱処理温度においても、高い結晶性と高いＬ２１規則度を有するホイスラー合金薄膜を作製することができる。そこで、本発明のホイスラー合金薄膜を用いたＣＰＰ−ＧＭＲ素子のような積層膜においては、層間の相互拡散や結晶の粒成長促進による界面ラフネスの増大を防止でき、高い磁気抵抗比を示す磁気抵抗効果素子の作製に適しており、磁気メモリ、磁気センサーに用いて好適である。
【図面の簡単な説明】
【００１６】
【図１】ＭｇＯ基板上に成長させたＣｏ２ＭｎＳｉ（Ａｇ）薄膜（試料群Ａ）のＸ線回折実験の２次元回折イメージ図で、（Ａ）はＡｇドープ量が４．５ａｔ．％、（Ｂ）はＡｇドープ量が３．０ａｔ．％、（Ｃ）はＡｇドープ量が１．５ａｔ．％、（Ｄ）はＡｇドープ量が０ａｔ．％の場合を示している。各Ａｇドープ量において、例えば（Ａ１）はＭｉｉｌｅｒ指数が（００２）方向と（００４）方向、（Ａ２）は（１１１）方向を示している。
【図２】図１に示す試料群ＡのＸ線回折実験に基づく各試料について、（Ａ）はピークのχ方向の半値全幅のＡｇドープ量依存性、（Ｂ）はＩ（１１１）／Ｉ（００４）比を示している。
【図３】ＭｇＯ基板／Ｃｒ／Ａｇ上に成長させたＣｏ２ＭｎＳｉ（Ａｇ）薄膜（試料群Ｂ）におけるＩ（１１１）／Ｉ（００４）比のポストアニール温度（Ｔａｎｎ）および基板加熱成膜の成膜温度（Ｔｓ）依存性を示す図である。
【図４】Ａｇドープ量が４．５ａｔ．％、６００℃でポストアニール行った試料Ｃｏ２ＭｎＳｉについて、（Ａ）は断面透過顕微鏡像、（Ｂ）は組成マッピングの測定結果を示す図である。
【図５】Ａｇドープ量が４．５ａｔ．％、基板温度３００℃で成膜を行った試料Ｃｏ２ＭｎＳｉについて、（Ａ）は断面透過顕微鏡像、（Ｂ）は組成マッピングの測定結果を示す図である。
【図６】本発明のホイスラー合金薄膜を用いた磁気抵抗素子の積層状態を説明する構成図である。
【発明を実施するための形態】
【００１７】
以下、本発明の実施形態を、図面を参照して説明する。
＜各試料の創製過程＞
本発明の実施例としての各試料の創製過程を説明する。本発明者は、複数のスパッタリングカソードを有するマグネトロンスパッタ装置を利用し、Ｃｏ２ＭｎＳｉターゲットおよびＡｇターゲットからの同時スパッタ法によりＡｇ濃度を最大で５ａｔ．％含んだＣｏ２ＭｎＳｉ薄膜を作製した。成膜は、室温に膜の堆積を行い堆積後に３００〜６００℃で３０分間熱処理する手法（ポストアニール法）と基板を２５０〜３００℃で加熱した状態で成膜する方法（基板加熱法）の２通りを試みた。また、基板にはＭｇＯ（００１）単結晶基板を用い、Ｃｏ２ＭｎＳｉ（Ａｇ）膜をＭｇＯ基板上に直接堆積させた試料（試料群Ａ）と、ＭｇＯ基板上にＣｒ（１０ｎｍ）／Ａｇ（１００ｎｍ）を堆積させた後にＣｏ２ＭｎＳｉ（Ａｇ）膜を成膜した試料（試料群Ｂ）の２種類の積層膜構成で作製した。
【００１８】
＜各試料のＸ線回折法による構造解析＞
続いて、本発明者は、作製した試料薄膜のＸ線回折法による構造解析を行い、Ｌ２１構造の規則状態を示す（１１１）超格子回折ピークと（００４）基本格子回折線の強度の比Ｉ（１１１）／Ｉ（００４）の熱処理温度依存性を調べた。
【００１９】
図１は、ＭｇＯ基板上に成長させたＣｏ２ＭｎＳｉ（Ａｇ）薄膜（試料群Ａ）のＸ線回折実験の２次元回折イメージ図で、横軸は角度（２θ）、縦軸は強度χを示している。図１では、（Ａ）はＡｇドープ量が４．５ａｔ．％、（Ｂ）はＡｇドープ量が３．０ａｔ．％、（Ｃ）はＡｇドープ量が１．５ａｔ．％、（Ｄ）はＡｇドープ量が０ａｔ．％の場合を示している。各Ａｇドープ量において、例えば（Ａ１）はＭｉｉｌｅｒ指数が（００２）方向と（００４）方向の輝点、（Ａ２）は（１１１）方向の輝点を示している。ここでは、２次元回折イメージ図で、（００２）方向と（００４）方向の輝点の角度（２θ）は、同じ図面（Ａ１）に示してあるが、（１１１）方向は異なる図面（Ａ２）としてある。試料群Ａにおいてポストアニール法によって６００℃の熱処理をした試料では、Ａｇドープによって、（１１１）回折線のピーク強度が大きくなる。
【００２０】
図２は、図１に示す試料群ＡのＸ線回折実験に基づく各試料について、（Ａ）はピークのχ方向の半値全幅(ＦＷＨＭ、full width at half maximum)のＡｇドープ量依存性、（Ｂ）はＩ（１１１）／Ｉ（００４）比を示している。
図２（Ｂ）に示すように、試料群Ａにおいてポストアニール法によって６００℃の熱処理をした試料では、Ａｇドープによって（１１１）回折線のピーク強度が大きくなり、Ｉ（１１１）／Ｉ（００４）比は最大で１．４倍まで大きくなった。他方、Ｉ（００２）／Ｉ（００４）比はまた、図２（Ａ）に示すように、結晶の配向性を示すピークのχ軸方向への広がりもＡｇドープによって急激に狭くなり、Ａｇ５ａｔ．％ドープした試料のピーク半値幅はＡｇドープなしの試料の１／１０まで狭くなり、Ａｇドープが結晶配向性を改善させることが確認された。
【００２１】
次に、試料群ＢであるＭｇＯ基板／Ｃｒ／Ａｇ上に成長させたＣｏ２ＭｎＳｉ（Ａｇ）薄膜について、図３を参照して説明する。図３に示すように、Ｉ（１１１）／Ｉ（００４）比に関して、ポストアニール法により３００℃の熱処理をした場合は、Ａｇドープなしの試料がＡｇドープした試料よりも高い値を示している。しかし、ポストアニール法により３５０℃の熱処理をした場合は、Ａｇドープ量が２．７ａｔ．％が最も高い値を示しているが、Ａｇドープ量が４．５ａｔ．％の試料はＡｇドープなしの試料よりも低くなっている。ポストアニール法により４００℃の熱処理をした場合は、Ａｇドープ量が２．７ａｔ．％が最も高い値を示しており、続いてＡｇドープ量が４．５ａｔ．％の試料であり、Ａｇドープなしの試料は最も低くなっている。ポストアニール法により５００℃以上の熱処理をした場合は、Ａｇドープ量が４．５ａｔ．％の試料が最も高く、Ａｇドープ量が２．７ａｔ．％が中間値で、Ａｇドープなしの試料は最も低くなっている。ポストアニール法により６００℃の熱処理をしたＣｏ２ＭｎＳｉ薄膜については、Ａｇ４．５ａｔ．％をドープした試料においてＡｇドープなしの試料よりも２倍のＩ（１１１）／Ｉ（００４）比を観測した。このように、ポストアニール法により３５０〜６００℃の熱処理温度においては、Ａｇ２．７ないし４．５ａｔ．％をドープした試料は明瞭に大きなＬ２１規則度が得られることが分かった。
【００２２】
また図３に示すように、基板加熱法によって作製した試料においては、Ａｇドープの有無に関わらず、基板温度２５０〜３００℃でも高いＩ（１１１）／Ｉ（００４）比が観測され、ポストアニール法よりも優れた物性値が得られている。また基板加熱法の熱処理温度が３００℃においては、Ａｇドープがある試料ではＡｇドープなしの試料の１．１倍のＩ（１１１）／Ｉ（００４）比が得られることが分かった。
【００２３】
次に、Ａｇ４．５ａｔ．％を含む試料を６００℃でポストアニールした試料の断面透過電子顕微鏡観察を行ない、その結果を図４（Ａ）に示す。図４（Ｂ）に示す組成マッピングの測定結果図において、カラー図面では、Ａｇ原子は青色、Ｃｏ原子は赤色、Ｍｎ原子は緑色、Ｒｕ原子は赤紫色である。Ｃｏ２ＭｎＳｉは、Ｃｏ原子とＭｎ原子の混合したものなので、橙色となっている。
図４に示すように、Ｃｏ２ＭｎＳｉ中に存在した多くのＡｇ原子はＣｏ、Ｍｎ、Ｓｉ層から排出されＣｏ２ＭｎＳｉ層上にＡｇ層として析出した状態になっていることが確認された。ＡｇとＣｏ２ＭｎＳｉはほとんど固溶性のない系であることが知られており、ＡｇがＣｏ２ＭｎＳｉ層から排出されることは公知の知見からも合理的であると考えられる。従って、Ｃｏ２ＭｎＳｉとＡｇ原子が排出される過程において、Ｃｏ２ＭｎＳｉ層のＬ２１規則性と結晶性が改善された。
【００２４】
次に３００℃の基板温度で成膜したＣｏ２ＭｎＳｉ薄膜の透過電子顕微鏡観察を行った。図５（Ａ）、（Ｂ）に示すように、基板温度を上昇させて成膜することにより、Ａｇ原子は成膜中にＡｇ下地層側に排出され、Ｃｏ２ＭｎＳｉ層上に析出することなくＬ２１規則度が高まることが確認された。
【００２５】
なお、上記の実施の形態においてはホイスラー合金としてＣｏ２ＭｎＳｉの場合を例に説明したが、本発明はこれに限定されるものではなく、Ｃｏ２ＹＺ（Ｙ＝Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｆｅ、Ｚ＝Ａｌ、Ｓｉ、Ｇａ、Ｇｅ）ホイスラー合金全体に対して応用することが可能である。Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、ＦｅとＡｇの２元系合金は固溶しない系であることが知られており、ＹサイトがＴｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｆｅのホイスラー合金においてもＡｇドープによって同様の効果が得られる。
【００２６】
またＺサイトがＧｅの場合においても、ＡｇとＧｅは全く固溶しない系であることが知られており、Ａｇドープにより同様の効果が得られる。ＺサイトがＡｌとＧａの場合においては、Ａｇ-Ａｌ、Ａｇ-Ｇａ系は固溶しやすい系であることが知られているが、ＺサイトがＡｌ／ＧａとＳｉ／Ｇｅで混成された組成の合金（例えばＣｏ２ＦｅＧａ０．５Ｇｅ０．５など）においてはＡｌ／Ｇａ全体に対する組成比が１２．５ａｔ．％未満と微量であるため、Ａｇドープによって同様の効果が得られると考えられる。
【００２７】
また、本発明はドープしたＡｇがホイスラー相から排出される過程が本質的な起源となっているため、ＭｇＯ基板以外の基板（Ｓｉ基板、ガラス基板など）を用い、ホイスラー合金薄膜が多結晶成長した場合においても同様の効果が得られると考えることは合理的である。
【００２８】
続いて、本発明のホイスラー合金薄膜を用いた磁気抵抗素子を説明する。
図６は、本発明のホイスラー合金薄膜を用いた磁気抵抗素子の積層状態を説明する構成図である。磁気抵抗素子は、典型的には基板Ｅに対して反強磁性層Ｄ、強磁性層Ｃ、非磁性層Ｂ、ホイスラー層Ａを有する。さらに、磁気抵抗素子では、基板Ｅと反強磁性層Ｄとの間に下地層や電極層を設けたり、ホイスラー層Ａの上に電極層やキャップ層、保護層等が適宜に設けられる。
【００２９】
磁気抵抗素子の動作としては、強磁性層Ｃは磁化方向が固定されていて固定層となり、ホイスラー層Ａは磁化方向が可変であって記録層となる。そこで、磁気抵抗素子は強磁性層Ｃとホイスラー層Ａの磁化方向が互いに平行のとき低抵抗に、反平行のとき高抵抗になる。磁気ランダムアクセスメモリ（ＭＲＡＭ）に磁気抵抗素子を用いる場合は、この抵抗変化をビット情報の「０」と「１」に対応させる。ビット情報は、磁気抵抗素子を流れる電流によるスピントルク磁化反転によって書込む。電流が固定層から記録層に流れるとき、記録層の磁化は固定層の磁化に対して反平行になり、ビット情報は「１」となる。電流が記録層から固定層に流れるとき、記録層の磁化は固定層の磁化に対して平行になり、ビット情報は「０」となる。電流による磁化反転の速さは１ナノ秒程度であるため、ＭＲＡＭは非常に高速な書込みが可能である。また、記録層の磁化の向きによってビット情報を記録するため、ＭＲＡＭは不揮発性を有し、待機時電力消費を抑えることができる。
【００３０】
次に、磁気抵抗素子の各層を構成する組成材料について説明する。
基板Ｅには、例えばガラス基板やＭｇＯ基板が用いられるが、Ｓｉ基板等でもよい。反強磁性層Ｄはピン層とも呼ばれるもので、強磁性層Ｃの磁化方向が膜面に対して安定化する作用を担い、例えばイリジウムマンガン（ＩｒＭｎ）や白金マンガン（ＰｔＭｎ）などが挙げられるが、Ｍｎ、Ｃｒ、ランタノイド元素であるユウロピウム、テルビウム、ジスプロシウム、エルビウム等でも良い。強磁性層Ｃは、Ｃｏ、Ｆｅなどの３ｄ遷移金属元素を少なくとも１種類含む強磁性材料がよい。非磁性層Ｂは、ＭｇＯ、Ａｌ２Ｏ３、ＳｉＯ２などの酸素を含む化合物やＣｕ,Ａgなどの金属などが候補であり、磁気抵抗変化率が大きくなる材料が望ましい。ホイスラー層Ａは、上述したＣｏ２ＹＺ（Ｙ＝Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｆｅ、Ｚ＝Ａｌ、Ｓｉ、Ｇａ、Ｇｅ）ホイスラー合金を用いるのが良い。
【００３１】
各層の膜厚については、適宜の膜厚でよいが、例えば強磁性層Ｃとホイスラー層Ａについては、１〜２ｎｍ程度にすると、垂直磁化に適している。反強磁性層Ｄや非磁性層Ｂについては、例えば１０〜２０ｎｍ程度とすることができるが、磁気抵抗素子としての動作に適する他の膜厚でもよい。
また、図６では非磁性層Ｂ、ホイスラー層Ａを各々単層設ける場合を示しているが、これらは二層以上設けても差し支えない。また図６の構成は基板Ｅにまずホイスラー層Ａを作製し、その上に非磁性層Ｂ／強磁性層Ｃ／反強磁性層Ｄという逆の積層構造にしても磁気抵抗素子として動作する。
【産業上の利用可能性】
【００３２】
本発明のＣｏ基のＬ２１型規則合金は、高いスピン偏極率を有する為、次世代ＨＤＤ用磁気センサーや磁気ランダムアクセスメモリなどに利用できる。
【図１】
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【図２】
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【図３】
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【図４】
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【図５】
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【図６】
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