CN101331568A - 磁阻效应元件及其制造方法 - Google Patents

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Abstract

一种磁阻效应元件，通过下述方法制造：形成第一磁性层；在第一磁性层上形成的包括绝缘层和导电层的间隔层，该导电层穿过绝缘层并传导电流；和在形成的间隔层上形成的第二磁性层，该第二磁性层的全部或部分用离子、等离子体或加热来处理。

Description

磁阻效应元件及其制造方法
本发明的相互引用
本申请基于2005年12月21日申请的在先日本专利申请No.2005-368463并要求其优先权；其中全部内容引入本文以作参考。
技术领域
本申请涉及一种磁阻效应元件及其制造方法，该磁阻效应元件通过沿与磁阻效应膜表面相垂直的方向流入的感应电流来检测磁性。
背景技术
磁性器件，尤其磁头的性能通过利用巨磁阻效应(GMR)而得到显著提高。自旋阀膜(自旋阀：SV薄膜)在磁头、MRAM(磁性随机存取存储器)等中的应用已导致磁性器件领域发生了巨大的技术进步。
“自旋阀膜”是一种具有其中非磁性间隔层夹在两个铁磁层之间的结构的多层膜，它也被称为自旋相依散射单元。两个铁磁层中的一个层(称为“固定层”、“磁化固定层”等)的磁化用反铁磁层等固定，而另一铁磁层(称为“自由层”、“磁化自由层”等)的磁化则可随外磁场旋转。在自旋阀膜中，固定层和自由层的磁化方向的相对角随外磁场变化，从而能获得巨磁阻效应。
使用自旋阀膜的磁阻效应元件包括CIP(电流在平面内)-GMR元件、CPP(电流垂直于平面)-GMR元件、和TMR(隧道磁阻)元件。在CIP-GMR元件中，感应电流以与自旋阀膜表面平行的方向流入，而在CPP-GMR和TMR元件中，感应电流以与自旋阀膜表面基本垂直的方向流入。感应电流以与膜面垂直的方向流入的方法引起了更多的注意，这是因为该技术适用于未来的高记录密度磁头。
此处，在具有由金属层形成的自旋阀膜的金属CPP-GMR元件中，磁化导致的电阻变化量较小，从而难以检测弱磁场(例如，高记录密度磁盘中的磁场)。
至于间隔层，有人提出使用包括电流路径沿厚度方向的氧化层的CPP元件[NOL(纳米氧化层)](参见日本专利JP-A 2002-208744(KOKAI))。在该元件中，元件电阻和MR比率均能通过限定电流路径[CCP(限定电流路径)]效应来提高。在下文中，该元件被称为CCP-CPP元件。
目前，磁存储器比如HDD(硬盘驱动器)被用于个人电脑、便携式音乐播放器等。然而，如果随着将来的磁存储器的使用目的进一步提高并且高密度存储器进一步发展，那么对可靠性的要求将变得更加严格。例如，在更高温度和以更高速度运行的环境下，提高可靠性变得必需。为实现该目的，需要提高磁头的可靠性，使其超过磁头以前的可靠性。
与传统的TMR元件相比，CCP-CPP元件具有尤其低的电阻，从而适用于要求更高传送速度的服务器/企业中使用的高端磁存储器。为实现该高端使用，需要同时满足高表面密度和高可靠性。为实现这些使用目的，需要提高元件在更高温度下的可靠性。也就是说，在恶劣环境下(高温环境等)、严格的使用条件下(读取高速旋转磁盘中的信息等)使用CCP-CPP元件变得必需。
本发明的目的在于提供一种磁阻效应元件及其制造方法，该磁阻效应元件适用于高密度存储的磁存储器中，并且其可靠性得到提高。
发明内容
一种根据本发明的一个模式的磁阻效应元件的制造方法，包括：形成第一磁性层；在第一磁性层上形成包括绝缘层和导电层的间隔层，该导电层透过绝缘层并传导电流；以及在形成的间隔层上形成第二磁性层，第二磁性层的全部或部分用离子、等离子体或加热处理。
根据本发明的一个模式的磁阻效应元件包括：第一磁性层、间隔层，该层设置在上述第一磁性层上并具有绝缘层和导电层，该导电层沿绝缘层方向传导电流、以及在上述间隔层上形成的第二磁性层，该第二磁性层的全部或部分用离子、等离子体或加热处理。
附图说明
图1所示为根据本发明的第一实施方式的磁阻效应元件的透视图。
图2A所示为未进行应力控制处理(SCT)的自旋阀膜的示意图。
图2B所示为经过SCT处理的自旋阀膜的示意图。
图3所示为根据本发明的第一实施方式的磁阻效应元件的制造工艺的流程图。
图4所示为图3中的步骤S15的具体实施例的流程图。
图5所示为用图4中的工艺制造的自由层的透视图。
图6所示为图3中的步骤S15的具体实施例的流程图。
图7所示为用于制造磁阻效应元件的沉积装置的轮廓示意图。
图8是示意图，显示其中经过SCT处理的实施例的可靠性测试结果和其中未进行SCT处理的对照例的可靠性测试结果。
图9所示为根据第二实施方式的磁阻效应元件的透视图。
图10所示为根据第二实施方式的磁阻效应元件的制造工艺的流程图。
图11所示为其中根据本发明实施方式的磁阻效应元件被结合到磁头中的状态示意图。
图12所示为其中根据本发明实施方式的磁阻效应元件被结合到磁头中的状态示意图。
图13所示为作为例子的磁记录/再现装置的系统结构中的主要部分的透视图。
图14所示为其中从磁盘侧面观察驱动臂中的尖端的磁头悬架组件的放大透视图。
图15所示为例举的根据本发明实施方式的磁存储器的矩阵构造的示意图。
图16所示为另一例举的根据本发明实施方式的磁存储器的矩阵构造的示意图。
图17所示为根据本发明实施方式的磁存储器的主要部分的剖面图。
图18是沿图17中的A-A′线的剖面图。
具体实施方式
接下来，参照附图对本发明的实施方式进行详细说明。在如下实施方式中，合金中的组成用原子百分比表示。
(第一实施方式)
图1所示为根据本发明的第一实施方式的磁阻效应元件(CCP-CPP元件)的透视图。图1和其他附图均是示意图，附图中的薄膜厚度的比例与实际薄膜厚度的比例彼此间并非总是一致。
如图1所示，根据本实施方式的磁阻效应元件具有磁阻效应膜10、以及从上方和下方夹住磁阻效应膜10并形成在基片(图中未显示)上的下电极11及上电极20。
磁阻效应膜10包括顺序层叠的基层12、固定层13、受固定层14、下金属层15、间隔层(CCP-NOL)16(绝缘层161、电流路径162)、上金属层17、自由层18、和顶层19。其中，受固定层14、下金属层15、间隔层16、上金属层17和自由层18相当于通过将非磁性间隔层夹在两个铁磁层之间而形成的自旋阀膜。广义上，将下金属层15、间隔层(CCP-NOL)16和上金属层17统称为间隔层。为易于理解，将间隔层16表述成其中间隔层16与其上的层及其下的层(下金属层15和上金属层17)相分离的状态。
下面对磁阻效应元件中的组件进行说明。
下电极11是用于沿与自旋阀膜垂直的方向传导电流的电极。在下电极11和上电极20之间施加电压，于是，电流沿与自旋阀膜垂直的方向流经自旋阀膜内部。通过用电流检测因磁阻效应导致的电阻变化，有可能检测介质的磁化。至于下电极11，使用具有相对较小电阻的金属层以将电流传导到磁阻效应元件上。
基层12可分成，比如，缓冲层12a和晶种层12b。缓冲层12a是用于减缓下电极11表面的粗糙度的层。晶种层12b是用于控制在其上沉积的自旋阀膜的结晶取向和晶粒度的层。
至于缓冲层12a，可以使用Ta、Ti、W、Zr、Hf和Cr、或上述金属的合金。缓冲层12a的膜厚优选为约2～10nm，进一步优选为约3～5nm。当缓冲层12a的厚度太薄时，没有缓冲效应。另一方面，当缓冲层12a的厚度太大时，对MR比率无贡献的串联电阻增加。当沉积在缓冲层12a上的晶种层12b具有缓冲效应时，则并非总需设置缓冲层12a。作为上述例子中的优选例子，可使用Ta[3nm]作为缓冲层12a。
至于晶种层12b，可以使用任何能控制沉积在其上的层的结晶取向的材料。至于晶种层12b，优选具有fcc结构(面心立方结构)、hcp结构(六角密堆积结构)、或bcc结构(体心立方结构)的金属层等。例如，通过使用具有hcp结构的Ru和具有fcc结构的NiFe作为晶种层12b，可以使晶种层12b上的自旋阀膜的结晶取向成fcc(111)取向。可使固定层13(例如，PtMn)的结晶取向成规则的fct结构(面心四方晶体结构)或bcc(体心立方结构)(110)取向。
为充分显示作为晶种层12b增强结晶取向的功能，晶种层12b的膜厚优选为1～5nm，进一步优选为1.5～3nm。作为上述例子中的优选例子，可使用Ru[2nm]作为晶种层12b。
自旋阀膜和固定层13的结晶取向可用X射线衍射测定。可以使自旋阀膜的fcc(111)峰处或固定层13(PtMn)的bcc(110)峰处的摇摆曲线的半高宽为3.5～6°，从而可获得优选取向。取向散射角可通过使用横截面TEM由衍射斑点来确定。
至于晶种层12b，可以使用NiFe合金(例如，NixFe100-x(x＝90～50％，优选为75～85％)、通过在NiFe中掺杂第三种元素X使其成非磁性的(NixFe100-x)100-yXy(X＝Cr、V、Nb、Hf、Zr、Mo)。在NiFe晶种层12b中，相对较易获得优选的结晶取向，并且可以使如上所述测定的摇摆曲线的半高宽成3～5°。
晶种薄膜12b不仅具有提高自旋阀膜的结晶取向的作用，而且具有控制自旋阀膜的晶粒度的作用。更具体地说，自旋阀膜的晶粒度可被控制为5～40nm，并且即使磁阻效应元件的尺寸变小，也能获得较高的MR比率而不导致磁阻效应元件的性能发生改变。
此处，自旋阀膜的晶粒度可根据形成于晶种层12b上的晶粒的粒度确定，并可以通过横截面TEM等确定。在其中受固定层14位于间隔层16下面的底部型自旋阀膜的情况中，自旋阀膜的晶粒度可根据形成于晶种层12b上的固定层13(反铁磁层)和受固定层14(磁化固定层)的晶粒度确定。
在符合高密度记录的磁再现磁头中，元件尺寸是，例如，100nm以下。晶粒度与元件尺寸的比值较大，会导致元件的性能发生变化。不优选自旋阀膜的晶粒度大于40nm。更具体地说，自旋阀膜的晶粒度优选为5～40nm，进一步优选为5～20nm。
每单元元件面积上晶粒数目的降低成为元件的性能因较小数目的晶体而发生变化的原因，因此，不优选将晶粒度制造得较大。尤其在其中形成电流路径的CCP-CPP元件中，不优选将晶粒度制造得较大。另一方面，当粒度变得太小时，通常变得难以保持优选的结晶取向。考虑到晶粒度的上限和下限，晶粒度的优选范围为5～20nm。
然而，为用于MRAM等，元件尺寸有时是100nm以上，于是，即使晶粒度高达约40nm，有时也不成为严重的问题。也就是说，在有些情况中，通过使用晶种层12b，晶粒度尺寸变粗糙并未带来损害。
为获得上述5～20nm的晶粒度，在Ru 2nm、和(NixFe100-x)100-yXy(X＝Cr、V、Nb、Hf、Zr、Mo)层作为晶种层12b的情况中，优选将第三种元素X的含量y设定为约0～30％(包括其中y为0％的情况)。
同时，为使用晶粒度大于40nm的层，优选使用大量的额外元素。当晶种层12b的材料是，例如NiFeCr时，将Cr的量设定为约35～45％，并且优选通过使用显示更宽的fcc和bcc相的配方来使用具有bcc结构的NiFeCr层。
如上所述，晶种层12b的膜厚优选为1～5nm，进一步优选为1.5～3nm。如果晶种层12b的厚度太小，则失去控制结晶取向的效果等。另一方面，如果晶种层12b的厚度太大，则导致串联电阻增加，从而进一步导致自旋阀膜界面上的不规则性。
固定层13具有将单向各向异性施加给沉积于其上的作为受固定层14的铁磁层上、以固定磁化的作用。至于固定层13的材料，可以使用反磁性材料比如PtMn、PdPtMn、IrMn、和RuRhMn。其中，作为符合高密度记录的磁头的材料，IrMn是优选的。与PtMn相比，IrMn可以用更薄的膜厚来施加单向各向异性，从而适用于高密度记录所需的间隙狭窄性。
为用充足的强度施加单向各向异性，固定层13的膜厚被恰当地设定。当固定层13的材料是PtMn和PdPtMn时，其膜厚优选为约8～20nm，进一步优选为10～15nm。当固定层13的材料是IrMn时，可以用比PtMn更小的膜厚来施加单向各向异性，并且其膜厚优选为4～18nm，进一步优选为5～15nm。作为上述例子中的优选例子，可使用IrMn[10nm]。
至于固定层13，可以使用硬磁层代替反铁磁层。至于硬磁层，例如，可以使用CoPt(Co＝50～85％)、(CoxPt100-x)100-yCry(x＝50～85％，y＝0～40％)、和FePt(Pt＝40～60％)。由于硬磁层(尤其是CoPt)具有相对较小的比电阻，故可以抑制串联电阻和面积电阻RA的增加。
受固定层14的一个优选的例子是复合固定层，该复合固定层包括下受固定层141(例如，Co90Fe103.5nm)、磁化耦合层142(例如，Ru)、和上受固定层143(例如，Fe50Co50[1nm]/Cu[0.25nm])×2/Fe50Co50[1nm])。固定层13(例如，IrMn)和直接在其上的下受固定层141发生磁交换耦合从而具有单向各向异性。在磁化耦合层142下面的下受固定层141和在磁化耦合层142上面的上受固定层143彼此发生较强的磁耦合，于是其磁化方向变成反平行的。
至于下受固定层141的材料，例如，可以使用CoxFe100-x合金(x＝0～100％)、NixFe100-x合金(x＝0～100％)、或通过向上述合金中添加非磁性元素制得的材料。至于下受固定层141的材料，可以使用单元素的Co、Fe和Ni以及上述元素的合金。
下受固定层141的磁性膜的厚度(饱和磁化强度Bs×膜厚t(Bs与t的乘积))优选为与上受固定层143的磁性膜的厚度基本相同。也就是说，优选上受固定层143的磁性膜的厚度与下受固定层141的磁性膜的厚度彼此相当。作为一个例子，当上受固定层143是Fe50Co50[1nm]/Cu[0.25nm])×2/Fe50Co50[1nm]时，薄膜中的FeCo的饱和磁化强度约为2.2T，于是，磁性膜的厚度变为2.2T×3nm＝6.6Tnm。Co90Fe10的饱和磁化强度约为1.8T，于是，磁性膜的厚度与上述磁性膜厚度相同的下受固定层141的膜厚变为6.6Tnm/1.8T＝3.66nm。于是，优选使用膜厚约为3.6nm的Co90Fe10。
用于下受固定层141的磁性层的膜厚优选为约2～5nm。上述选择基于如下因素：即固定层13(例如，IrMn)的单向各向异性磁场强度、和下受固定层141与上受固定层143经由磁化耦合层142(例如，Ru)的反铁磁耦合磁场强度。作为优选的例子，使用膜厚为3.6nm的Co90Fe10。
磁化耦合层142(例如，Ru)具有造成上面的磁性层和下面的磁性层(下受固定层141和上受固定层143)发生反铁磁耦合、以形成复合固定结构的作用。作为磁化耦合层142的Ru层的膜厚优选为0.8～1nm。可以使用除Ru以外的材料，只要该材料使上面的磁性层和下面的磁性层发生足够的反铁磁耦合即可。可以使用与第一个RKKY耦合峰相对应的0.3～0.6nm的膜厚，来代替与第二个RKKY(Ruderman-Kittel-Kasuya-Yoshida)耦合峰相对应的0.8～1nm的膜厚。此处，使用0.9nm的Ru作为例子，用该Ru可使高度可靠的耦合稳定化从而能获得所需的性能。
作为上受固定层143的一个例子，可以使用磁性层比如(Fe50Co50[1nm]/Cu[0.25nm])×2/Fe50Co50[1nm]。上受固定层143形成部分自旋相依散射单元。上受固定层143是直接有助于MR效应的磁性层。于是，为了获得较大的MR比率，其组成材料和膜厚均是重要的。考虑到对自旋相依界面散射的贡献，上受固定层143与间隔层16的界面上的磁性材料是尤其重要的。
下面将对使用具有bcc结构的Fe50Co50作为上受固定层143的效果进行说明。当具有bcc结构的磁性材料用作上受固定层143时，自旋相依界面散射效应较大，于是，可获得较大的MR变化率。而具有bcc结构的FeCo合金，使用FexCo100-x(x＝30～100％)、和在FexCo100-x中添加了额外元素的合金。其中，满足所需各种特性的Fe40Co60～Fe90CO10是较易使用的材料例子。
当上受固定层143由具有较易获得较高MR比率的bcc结构的磁性层形成时，磁性层的总膜厚优选为1.5nm以上。这是为了保持bcc结构稳定。由于用于自旋阀膜的金属层在多数情况中具有fcc结构或fct结构，故仅上受固定层143能具有bcc结构。出于该原因，如果上受固定层143的膜厚太薄，那么变得难以保持bcc结构稳定，从而不能获得较高的MR比率。
在该情况中，使用包含超薄Cu层的Fe50Co50作为上受固定层143。在该情况中，上受固定层143包括总膜厚为3nm的FeCo和层叠在各个1nm厚的FeCo上的0.25nm的Cu，于是总的膜厚为3.5nm。
上受固定层143的膜厚优选为5nm以下。这是为了获得较大的固定磁场。为使较大的固定磁场和稳定的bcc结构相兼容，具有bcc结构的上受固定层143的膜厚优选为约2.0～4nm。
至于上受固定层143，可以使用广泛用于传统的磁阻效应元件中的具有fcc结构的Co90Fe10合金、和具有hcp结构的钴合金，来代替具有bcc结构的磁性材料。至于上受固定层143，可以使用单种金属比如Co、Fe或Ni、或包括上述任一金属的合金材料。按照作为上受固定层143的磁性材料的优选顺序列举材料，可按此顺序列举出具有bcc结构的FeCo合金材料、具有50％以上钴成分的钴合金、和具有50％以上Ni成分的镍合金。
此处用作例子的那些材料可以以该方式使用，即磁性层(FeCo层)与非磁性层(超薄Cu层)彼此交替层叠从而形成上受固定层143。在具有该结构的上受固定层143中，被称为自旋相关体散射效应的自旋相依散射效应可用超薄Cu层增强。
术语“自旋相关体散射效应”与自旋相依界面散射效应成对使用。自旋相关体散射效应是使磁性层内发生MR效应的现象。自旋相依界面散射效应是使间隔层和磁性层之间的界面中发生MR效应的现象。
下面将对通过磁性层和非磁性层的多层结构对相关体散射效应的增强进行说明。
在CCP-CPP元件中，电流被限制在间隔层16的附近，于是间隔层16的界面附近的电阻贡献是非常大的。也就是说，间隔层16与磁性层(受固定层14和自由层18)的界面处的电阻在整个磁阻效应元件的电阻中所占的比例较大。由此可见，在CCP-CPP元件中，自旋相依界面散射效应的贡献是非常大的并且是非常重要的。也就是说，与传统的CPP元件中的情况相比，位于间隔层16的界面上的磁性材料的选择具有重要意义。这是为何将具有bcc结构的具有较大自旋相依界面散射效应的FeCo合金层用作上受固定层143的原因。
然而，不能忽视具有大的相关体散射效应的材料的使用，该类材料对获得高的MR比率而言也是重要的。为获得相关体散射效应，超薄Cu层的膜厚优选为0.1～1nm，进一步优选为0.2～0.5nm。如果Cu层的膜厚太薄，那么其提高相关体散射效应的作用变弱。如果Cu层的膜厚太厚，那么相关体散射效应降低，于是上面的磁性层与下面的磁性层经由非磁性Cu层的磁化耦合变弱，从而使受固定层14的性能变得不足。因此，在一个例举的优选例子中，0.25nm的Cu被使用。
至于在磁性层之间的非磁性层的材料，可用Hf、Zr、Ti等代替Cu。当这些超薄的非磁性层被插入时，FeCo等磁性层中的每一层的膜厚优选为0.5～2nm，进一步优选为约1～1.5nm。
至于上受固定层143，可以用由合金化的FeCo和Cu制成的层来代替由FeCo层和Cu层交替形成的多层结构。至于该FeCoCu合金，例如，使用了(FexCo100-x)100-yCuy(x＝30～100％，y＝约3～15％)，但可以使用具有上述配比范围之外的其他配比的FeCoCu合金。此处，作为添加到FeCo中的元素，可使用其他元素比如Hf、Zr、和Ti代替Cu。
至于上受固定层143，可使用由Co、Fe、Ni、及它们的合金材料组成的单层薄膜。例如，作为具有最简单结构的上受固定层143，可以使用传统上广泛使用的2～4nm的Co90Fe10单层。可以向该材料中添加另一种元素。
接下来，将对形成广义上的间隔层的薄膜组成进行说明。下金属层15用于形成电流路径162，从而是所谓的电流路径162的电源。然而，在形成电流路径162之后，不一定必需保留下金属层15作为限定金属层。广义上说，下金属层15是形成间隔层中的一部分的材料。下金属层15具有阻止层的作用，当间隔层16在其顶部形成时，该金属层抑制位于其底部的磁性层143氧化。
间隔层(CCP-NOL)16具有绝缘层161和电流路径162。如上所述，从广义上说，间隔层16、下金属层15和上金属层17统称为间隔层。
绝缘层161由氧化物、氮化物、氮氧化物等构成。至于绝缘层161，可以使用非晶态结构比如Al2O3或晶体结构比如MgO。为显示间隔层的作用，绝缘层161的厚度优选为1～3nm，进一步优选为1.5～2.5nm。
至于用于绝缘层161的典型的绝缘材料，可以使用用作基体材料的具有Al2O3的材料、和其中掺杂了额外元素的Al2O3材料。至于额外的元素，可使用Ti、Hf、Mg、Zr、V、Mo、Si、Cr、Nb、Ta、W、B、C、V等。这些额外元素的掺杂量可在0％～约50％的范围内适当改变。作为一个例子，约2nm的Al2O3可用作绝缘层161。
至于绝缘层161，可使用Ti的氧化物、Hf的氧化物、Mg的氧化物、Zr的氧化物、Cr的氧化物、Ta的氧化物、Nb的氧化物、Mo的氧化物、Si的氧化物、V的氧化物等代替Al的氧化物比如Al2O3。在这些氧化物的情况中，上述材料可用作额外的元素。这些额外元素的掺杂量可在0％～约50％的范围内适当改变。
可以使用如上所述的具有Al、Si、Hf、Ti、Mg、Zr、V、Mo、Nb、Ta、W、B和C的氮氧化物和氮化物作为基体代替上述这些氧化物，只要该材料具有隔离电流的作用即可。
电流路径162是用于以与间隔层16的膜面相垂直的方向传导电流并限定电流的路径。电流路径162起到导体的作用，用于以与绝缘层161的膜面垂直的方向传导电流，并且该电流路径162可由Cu等的金属层组成。也就是说，间隔层16具有限定电流路径的结构(CCP结构)，从而能通过电流限定效应提高MR比。至于形成电流路径162(CCP)的材料，可使用除Cu之外的Au、Ag、Ni、Co或Fe的合金层或包括上述元素中的至少一种的合金层。作为一个例子，电流路径162可用包含Cu的合金层形成。可使用CuNi、CuCo、CuFe等合金层。此处，优选具有50％以上Cu的组合物以降低较高的MR比和层间耦合场、受固定层14和自由层18中的高强度噪声(Hin)。
与绝缘层161相比，电流路径162是具有极低氧含量和氮含量的区域(它们之间的氧含量和氮含量至少相差2倍)，并且电流路径162通常是晶相。晶相比非晶相具有更小的电阻，从而较易发挥作为电流路径162的作用。
广义上说，上金属层17构成间隔层中的一部分。上金属层17具有屏障层的作用，其保护沉积在其上的自由层18，使其免于因与间隔层16的氧化物接触而氧化，该金属层还具有使自由层18的结晶度有利的作用。例如，当绝缘层161的材料是非晶态材料(例如，Al2O3)时，沉积在其上的金属层的结晶度变差，但通过设置使fcc结晶度有利(约1nm以下的膜厚是合适的)的层(比如，Cu层)，可以显著改善自由层18的结晶度。
依赖于间隔层16的材料和自由层18的材料，并非必需设置上金属层17。通过优化退火条件、间隔层16中绝缘层161的材料选择、自由层18的材料选择等，避免了结晶度下降，从而不需要在间隔层16上形成金属层17。
然而，考虑到更大的制造边缘，优选在间隔层16上形成上金属层17。作为优选的例子，可用Cu[0.5nm]作为上金属层17。
至于上金属层17的组成材料，可以使用除Cu之外的Au、Ag、Ru等。上金属层17的材料优选与间隔层16中的电流路径162的材料相同。当上金属层17的材料不同于电流路径162的材料时，引起界面电阻增大，但如果它们是相同的材料时，则不会导致界面电阻增大。
上金属层17的膜厚优选为0～1nm，进一步优选为0.1～0.5nm。如果上金属层17太厚，那么被限定在间隔层16中的电流在上金属层17中扩散，从而具有不充足的电流限定效应，于是导致MR比降低。
自由层18是具有磁化方向随外磁场变化的铁磁物质的层。例如，使用由NiFe与插入界面中的CoFe形成的Co90Fe10[1nm]/Ni33Fe17[3.5nm]双层结构作为自由层18的一个例子。在该情况中，与NiFe合金相比，更优选在自由层18与间隔层16的界面中设置CoFe合金。为获得较高的MR比，位于间隔层16的界面中的自由层18磁性材料的选择是重要的。当NiFe层未被使用时，可使用Co90Fe10[4nm]单层。可以使用由三层组合物比如CoFe/NiFe/CoFe组成的自由层。
在CoFe合金中，Co90Fe10是优选的，这是因为其具有稳定的软磁性。当使用与Co90Fe10的组成相近的CoFe合金时，膜厚优选设定为0.5～4nm。除此之外，CoxFe100-x(x＝70～90)是优选的。
至于自由层18，可以使用由多个1～2nm的CoFe层或Fe层与多个约0.1～0.8nm的超薄Cu层交替层叠制成的层。
当间隔层16由Cu层形成时，与受固定层14一样，通过在自由层18中使用具有bcc结构的FeCo层作为其与间隔层16的界面材料，来获得较大的MR比。至于自由层18与间隔层16的界面材料，可使用具有bcc结构的FeCo合金代替具有fcc结构的CoFe合金。在该情况中，可使用FexCo100-x(x＝30～100)、和通过在FexCo100-x(x＝30～100)中掺杂额外的元素制成的材料，其中具有bcc结构的层较易形成。在这些组合物中，作为一个优选的例子，可使用Co90Fe10[1nm]/Ni83Fe17[3.5nm]。
此处，该实施方式的关键点在于形成于CCP-NOL上的磁性层，即，在此处用作例子的底部型自旋阀膜的情况中，将至少一部分自由层18制成应力受控部分21，从而显著地提高元件的可靠性。上述处理因形成于广义上的间隔层下的磁性层(受固定层14)的结晶度与形成于广义上的间隔层上的磁性层(自由层18)的结晶度之间的显著差异而产生巨大的效应。下面将对该处理进行详细说明。
顶层19具有保护自旋阀层的作用。顶层19可由多个金属层组成，例如，Cu层和Ru层(Cu[1nm]/Ru[10nm])的双层结构。至于顶层19，可使用具有设置在自由层18一侧上的Ru的Ru/Cu层。在该情况中，Ru的膜厚优选为约0.5～2nm。当自由层18由NiFe组成时，该结构中的顶层19是尤其优选的。这是因为形成于自由层18和顶层19之间的界面混合层的磁致伸缩可因Ru与Ni互不相溶而被降低。
当顶层19是Cu/Ru、或Ru/Cu时，Cu层的膜厚优选为约5～10nm，而Ru层的膜厚可设定为约0.5～5nm。由于Ru具有较高的比电阻值，故不优选使用太厚的Ru层，因此优选上述膜厚范围。
至于顶层19，可以提供其他的金属层代替Cu层和Ru层。顶层19的组成没有具体限定，可以使用其他的材料，只要它们能作为顶层保护自旋阀膜即可。然而，由于MR比和长期可靠性会因顶层的选择而变化，故应慎重选择顶层。从这些方面考虑，Cu和Ru也是优选的顶层的材料的例子。
上电极20是用于沿与自旋阀膜垂直的方向传导电流的电极。在下电极11和上电极20之间施加电压，于是，电流沿与自旋阀膜垂直的方向流过自旋阀膜内部。至于上电极层20，可使用具有较低电阻的材料(例如，Cu、Au、NiFe)。
(应力受控部分21的意义)
此处，将对作为该实施方式的特征的应力受控部分21进行详细说明。应力受控部分21是在制造形成于间隔层(CCP-NOL)16上的磁性层的工艺中对其进行应力控制处理(SCT)的区域。作为一个例子，当自由层18按如上所述由CoFe/NiFe形成时，可将整个自由层18看作应力受控部分21。
当自由层18中存在经过SCT处理的区域(应力受控部分21)和未经过SCT处理的区域时，两个区域之间通常没有明确的边界线。
在该实施方式中，受固定层14设置在广义上的间隔层的下层一侧处(底部型自旋阀膜)，于是，形成于间隔层(CCP-NOL)16上的磁性层变成自由层18(在顶部型自旋阀膜的情况中，形成于间隔层(CCP-NOL)16上的磁性层变成受固定层14)。
也就是说，在该实施方式中，对一部分(或全部)自由层18进行SCT处理。SCT处理是用于控制自由层18中的内应力的处理。通过进行该处理，与未进行该处理的状态相比，自由层18中的残余膜应力转移到压缩侧(压缩)，从而能提高磁阻效应元件的可靠性。例如，当自由层18中的残余膜应力具有较大的拉伸应力(拉伸应力)时，可降低拉伸应力的绝对值。
下面将对SCT处理进行详细说明，SCT处理是指在形成磁性层的薄膜时用离子、等离子体和加热中的任一种进行的处理。
A.自由层18中的内应力的产生
下面将对其中形成于广义上的限定电流的路径型间隔层上的磁性层中残余膜应力变大的机制进行说明。此处，作为一个例子，将对其中受固定层14设置在间隔层底层一侧处的底部型自旋阀膜进行说明。在底部型自旋阀膜的情况中，形成于间隔层上的磁性层变成自由层18，于是SCT处理被施加于自由层18上。在顶部型自旋阀膜的情况中，形成于间隔层上端一侧的磁性层变成受固定层14，于是其上进行SCT处理的层是受固定层14。
如上所述，在间隔层16的下面和上面的两个铁磁层(受固定层14、自由层18)由Fe、Co、Ni、或包括上述元素的合金层形成，以及通过使用类似的金属材料形成。
然而，结果发现这两个铁磁层具有不同的结晶度。更具体地说，自由层18的结晶度次于受固定层14的结晶度。申请人认为这是因为间隔层16中的绝缘层161由具有相对较差的结晶度的材料(典型地，非晶态材料比如氧化铝(Al2O3)等)构成。生长在非晶态材料上的薄膜通常结晶度较差。于是，如上所述，自由层18的结晶度次于受固定层14的结晶度。
这不仅是CCP-NOL中的问题，没有限定电流的路径结构并由均一的Al2O3、MgO、和TiOx层构成的TMR薄膜也存在这个问题。从这方面考虑，可将使用SCT的制造方法应用于TMR薄膜中。
在TMR薄膜的情况中，可使用该组成，其中固定层是2～3nm的CoFe合金层或CoFeB合金层、间隔层是1～2.5nm的Al2O3、TiOx或MgO、并且自由层是1～3nm的CoFe合金层/2～4nm的NiFe。与在受固定层、自由层中的一样，在间隔层中的绝缘层的界面中也可以使用CoFeB合金层。Ru下的受固定层、反铁磁层、以及除受固定层之外的底层、间隔层和自由层、以及自由层上的顶层与如上所述限定电流的路径CPP元件中所用的一样。在TMR元件的情况中，不存在以与膜面垂直的方向穿过间隔层的绝缘层材料的电流路径，于是以与膜面垂直的方向流入的电流通过隧道导引而传导流入。
在底部型自旋阀膜的情况中，形成于间隔层上的材料是自由层18，于是对自由层18进行SCT处理。在TMR元件中，形成于Al2O3、TiOx、MgO等的隧道屏障间隔层上的磁性层的结晶度次于形成于其下的磁性层的结晶度，于是，SCT处理发挥作用。
然而，申请人发现，在CCP-CPP元件中，作为比TMR元件中更严重的问题，在形成于CCP-NOL(限定电流的路径型NOL，间隔层)上的磁性层中，结晶度不仅较差而且在膜面内不均一。在自由层18中，金属材料的电流路径162设置在氧化物比如氧化铝(Al2O3)的绝缘层161中。作为电流路径162的金属材料穿过绝缘层161并与下受固定层14发生晶相连结，从而具有相对较好的反映受固定层14晶体结构的晶体结构。也就是说，自由层18具有矩阵结构，其中不同的晶体结构(由生长于CCP中的Cu等金属层(电流路径162)上相对较好的晶体结构构成的磁性层、和生长于非晶态Al2O3等绝缘层161上的结晶度较差的磁性层)混合存在于二维平面上。也就是说，在自由层18的表面上，分布有具有相对较好晶体结构的区域(相当于电流路径162)和晶体结构较差的区域(相当于绝缘层161)。
如上所述，上金属层17(例如，超薄Cu层)具有促使沉积在其上的自由层18的结晶度优化的作用。然而，仅用上金属层17难以促使自由层18的结晶取向优化。故提出一种方法，其试图通过使用3nm以上的Cu作为仅用于提高结晶度的上金属层17来提高磁性层的结晶度，但这是不现实的，因为这会使磁阻效应元件丧失其作为磁阻效应元件的初始功能。当上金属层17变得比1nm更厚时，用于提高MR比限定电流的路径效应明显丧失，从而不能提高MR比。为有效地获得限定电流的路径效应，上金属层17优选为1nm以下(进一步优选为0.6nm以下)。由于用该较薄的上金属层17很难提高形成于其上的磁性层的结晶度，故在该实施方式中需要进行SCT处理。
自由层18的较差的结晶取向是使自由层18中产生较大应力(尤其是拉伸应力)的原因。如下面所述的该种状态中，自由层18的内应力可能是导致磁阻效应元件的可靠性降低的一个因素。
此外，与TMR元件不同，在CCP-CPP元件中，以与膜面垂直的方向流入间隔层的电流均是使金属层导电的金属传导，从而不同于TMR元件中的经由绝缘层的隧道传导。由于在金属导电中，更显著地产生焦耳热，并且在CCP中，因较大电流密度产生的焦耳热局部集中，故其热状态变得比TMR元件更恶劣。
在CCP-CPP元件中，低电阻因以与膜面垂直的方向流入间隔层的电流的金属导电而较易获得，因此，CCP-CPP元件较易应用于高传导速率领域。CCP-CPP元件中不存在TMR元件中不可避免的因隧道传导而产生的发射噪声的问题，从而较易获得较好的S/N比(信噪比)。就这点来说，CCP-CPP元件适用于适合高表面密度和高传导速率的高密度磁头，从而具有比TMR元件更大的价值。然而，在CCP-CPP元件中，焦耳热因其内电流局部流过的CCP部分的金属传导而局部发生在该CCP部分中。局部发热是CCP所特有的问题，于是，为在高温环境下使用，在CCP-CPP元件中，需要进行比TMR元件中更完全的薄膜控制。
B.通过SCT处理增加磁阻效应元件的可靠性
下面将对自由层18的内应力对磁阻效应元件的可靠性的影响进行说明。
图2A和2B所示为未进行SCT处理的自旋阀膜、和经过SCT处理的自旋阀膜(受固定层14/间隔层16/自由层18)的示意图。此处，为显著地显示其状态，图中所示为在具有高应力(实际上并未使用)的环境下的状态。
在该情况中，其中受固定层14设置在间隔层16的底层一侧处的底部型自旋阀膜的例子被显示，但该状态与其中受固定层14设置在间隔层16的上层一侧处的顶部型自旋阀膜的状态一样。在顶部型自旋阀膜的情况中，对形成于间隔层16的上层一侧上的受固定层14进行SCT处理。如果在如下所述的顶部型自旋阀膜的情况中将自由层18和受固定层14互换，那么SCT处理的主要效果是完全相同的。
在图2A中的自旋阀膜中，未进行SCT处理，于是自由层18x中倾向于产生较大的拉伸应力T1。应力T1被施加于间隔层16x上，从而在间隔层16x尤其与自由层18x的界面(自旋相依散射界面)上产生应力。当运行具有处于应力状态中的间隔层16x的磁阻效应元件时，自旋阀膜可能随其运行时间的延长而发生可逆劣化和不可逆劣化，于是，例如，磁阻效应元件的灵敏度可能下降。当通常的记录密度和使用环境与传统所用的相当时，这不是问题，但在恶劣的高温环境和高速旋转状态下，则可能成为问题。近年来，HDD的用途日益增多，故需要其具有比传统上的可靠性更高的可靠性。
另一方面，在图2B中的自旋阀膜中，进行了SCT处理，于是，自由层18的拉伸应力T2变得较小(大的拉伸应力被减小)。因为降低了拉伸应力T2，故间隔层16和自旋相依散射界面中的应力变小。因此，当磁阻效应元件运行时，自旋阀膜随运行时间的劣化变小。
如上所述，通过对自由层18的SCT处理可提高磁阻效应元件的可靠性。进行SCT处理的可以是自由层18中的部分层。这是因为如果根据SCT处理的条件对自由层18中的一部分进行SCT处理，可降低间隔层16和自旋相依散射界面中的应力。
如上所述，将全部或部分自由层18制成进行SCT处理的应力受控部分21，从而提高磁阻效应元件的高可靠性。
C.与隧道磁阻元件的比较
作为一种磁阻效应元件，可使用隧道磁阻(TMR(隧道磁阻))元件。TMR元件具有在两个铁磁体之间的超薄绝缘体(在下文中，称为“TMR薄膜”)，从而通过隧道磁阻效应(TMR效应)检测磁性。
TMR元件在如下方面类似于CCP-CPP元件，即其具有绝缘体从而使在其上生长的薄膜的结晶取向变差。然而，由于如下原因(1)和(2)，在具有间隔层16的自旋阀膜中，比TMR更严格的残余应力控制被认为是需要的。
(1)如上所述，在CCP-CPP元件中，自由层18具有复杂的结构，其中具有较好结晶度的部分和具有较差结晶度的部分以矩阵形式设置。自由层18中的一部分形成于电流路径162上，从而具有与受固定层14相连的相对优选的结晶取向。自由层18中的其他部分形成于绝缘层161上，从而具有较差的结晶取向。该种不均一的结晶度是使自由层18中的应力增加的因素。
(2)与TMR薄膜中的电流密度相比，间隔层16中的电流密度较高，于是元件对发热量是敏感的。在间隔层16中，电流局部集中(被限定)。于是，当施加相同的应力时，相对于TMR元件，CCP-CPP元件对发热量更为敏感。另一方面，在TMR元件中，电流均一地流经膜面，于是，相对于CCP部分中的局部电流密度，其电流密度值较小。
如上所述，在CCP-CPP元件中，薄膜的应力、以及应力对可靠性的影响均倾向于较大。(磁阻效应元件的制造方法)
下面将对本实施方式中的磁阻效应元件的制造方法进行说明。
图3所示为根据本发明的第一实施方式的磁阻效应元件的制造工艺的流程图。
如该流程图所示，底层12～顶层19被顺序形成(步骤S11～S17)。在自由层18的形成中，将应力控制处理(SCT)施加于自由层18中的全部或部分上，从而使其形成应力受控部分21。
A.在薄膜沉积之后/在薄膜沉积期间的SCT处理
SCT处理是用于控制自由层18中的残余应力的处理。下面将对SCT处理进行说明。
至于SCT，在薄膜沉积之后的SCT处理和在薄膜沉积期间的SCT处理均是可行的。
(1)在薄膜沉积之后的SCT处理
下面将对薄膜沉积之后的SCT处理进行说明。
图4所示为图3中的步骤S15的一个具体例子的流程图，显示薄膜沉积之后的SCT处理的一个例子。
在薄膜沉积之后的SCT处理中，在形成自由层18的全部或一部分(步骤S151)之后，进行SCT处理(步骤S152)。重复进行该处理，直到不需要额外的薄膜沉积或额外的SCT处理为止。例如，如图5所示，通过将其分成第一层181和第二层182而形成自由层18，并进行与该分层相应的SCT处理。可以对第一层181和第二层182的各自表面进行SCT处理。此处，可以设想使第一层181中的SCT处理的强度低于第二层182中的SCT处理的强度，这将在下面进行说明。上述过程用于降低对间隔层16等的不利影响。
在图5中的第一层181和第二层182中，整个第一层181可以不用相同的材料形成。例如，在CdFe/NiFe的双层自由层中，在形成CoFe层和NiFe层中的一部分之后进行SCT处理，接着在沉积NiFe层的其余部分之后进行SCT处理时，将第一CoFe/NiFe层处理为第一层181，将NiFe层的其余部分处理为第二层182。
在该例子中，自由层18通过两次单独的沉积形成，但该沉积可以是一次或三次或更多次。
下面将用具体的例子对薄膜沉积之后的SCT处理进行说明。
将作为自由层18界面材料的CoFe合金层形成于上金属层17(超薄Cu层)上。至于CoFe合金层，可以使用Co90Fe10。至于CoFe合金层，可以使用包含30％以上Fe的具有bcc结构的CoFe组合物，更具体地说，可以使用CoxFe100-x(x＝95～0)。CoFe合金层的膜厚优选为约1～2nm。
用于使自由层18的软磁性较好保持的NiFe层形成于CoFe合金层上。至于NiFe层的组成，可以使用NixFe100-x(x＝75～95原子％)等。至于膜厚，优选为约1～4nm。由该多层磁性层形成的自由层18的应力控制工艺变得重要。
下面将对自由层的形成进行顺序说明。作为自由层18中的一部分，形成与间隔层16间的界面层的CoFe层被形成。
为改善界面层的应力，进行SCT处理。具体地说，SCT是将较弱的能量(具体地说，射频(RF)等离子体、离子束、加热等)施加到至少一部分自由层18上的工艺。
在进行SCT处理之后，在CoFe层上沉积其余部分的NiFe层(例如，1.5nm的NiFe)，然后，进行SCT处理以控制自由层18的应力。
随后，沉积2nm的NiFe作为其余的NiFe层。然后，通过进行SCT处理，控制自由层18的拉伸应力。在该例子中，进行了三次SCT处理。
通过进行SCT处理，降低了自由层的拉伸应力，从而可制造更稳定的磁阻效应元件。通过一种称为SCT的能量处理，提高了自由层18的结晶度，从而降低了应力。
通过SCT处理，提高了自由层18的结晶度。也就是说，通过输入能量，至少提高了自由层18的薄膜密度、取向、和粒度中的一种。在其结晶度得到提高的薄膜中，应力回到压缩一侧，从而使较大的拉伸应力降低。
当Ar离子束、或Ar的RF等离子体作为SCT处理被发射时，Ar离子进入自由层18中，从而提高了不足的薄膜密度。通过提高薄膜的密度，使应力回到压缩一侧，从而改善了拉伸应力。
在该情况中，Ar进入待进行SCT处理的部分(应力受控部分21)中，于是，该部分具有较高的比其他层含有更多Ar的可能性。更具体地说，在某些情况中，应力受控部分21中所包含的Ar不低于未进行SCT处理的层中所含Ar的两倍。例如，在底部型自旋阀膜的情况中，与设置在间隔层16下侧的受固定层14相比，进行SCT处理的自由层18中的一部分(应力受控部分21)所包含的Ar含量有时不低于受固定层14中所含Ar含量的两倍。通过组合使用横截面透射电子显微术、在用SIMS(二次离子质谱)对薄膜表面进行打磨的同时进行的用于分析薄膜组成的深度剖面、三维原子探针显微等进行的成分分析，可对该状态(Ar含量的差异)进行分析。
当用其它气体的离子和等离子体代替Ar时，很可能形成气体组分的含量分布。
在该例子中，对自由层18进行了三次SCT处理。SCT处理的次数视需要改变，但优选为1次～4次。依赖于状况，可以仅进行一次SCT处理。
在SCT处理之间形成的磁性层的膜厚优选为约1～2nm。在该情况中，在形成CoFe界面层之后进行第一次SCT处理，但这不是必需的。例如，在形成CoFe之后、并在形成NiFe层中的一部分或全部之后，可以进行SCT处理。例如，当希望最后形成CoFe[1nm]/NiFe[3.5nm]的自由层18时，在沉积了1nm的CoFe、并沉积了2.5nm的NiFe之后，进行SCT处理。通过SCT处理，极小量的0.4nm的NiFe因刻蚀效应而被除去，于是，考虑到该差异，其余的1.4nm的NiFe被沉积。如果在沉积NiFe之后未进行SCT处理，则仅进行一次SCT处理。
如果需要，可以在沉积NiFe之后，进一步进行SCT处理。在该情况中，可以设想从开始就使沉积的NiFe膜包含因SCT的极小刻蚀量，于是在第二次沉积NiFe时，增加沉积0.4nm的NiFe以沉积1.8nm的NiFe，而不是沉积1.4nm的NiFe。
SCT处理包括两种处理，它们是用粒子束和RF等离子体的处理、以及热处理，前种处理方式是优选的。这是因为前者能控制处理范围。也就是说，在用离子束和RF等离子体的处理中，通过选择处理条件，可以仅对薄膜表面进行处理，而不对薄膜表面下的层进行处理。另一方面，在热处理中，对处理范围的控制是困难的。通过热处理，间隔层16下的多层膜的界面中可能发生扩散，从而使自旋阀膜的性能变差。
在进行SCT处理时，应当注意不对直接在自由层18下的间隔层16产生不利影响。在较强条件下的SCT处理会导致间隔层16中的绝缘层161和电流路径162的粘附力降低、并导致间隔层16、上金属层17和自由层18之间的界面互相干扰、导致MR比率降低、可靠性降低等。
在形成了待经SCT处理的自由层18之后，形成顶层19，从而完成自旋阀膜的沉积。
为充分显示作为受固定层14的作用、以及为提高薄膜的结晶度，进行热处理，并对元件产品进行微处理。
(2)在沉积期间的SCT处理
下面将对沉积期间的SCT处理进行说明。
图6所示为图3中的步骤S15的一个具体例子的流程图，其显示了在沉积期间的SCT处理的例子。此处，在沉积自由层18的同时，进行应力控制。
此时，作为SCT处理，例如，可使用偏压溅射、基片加热沉积等。
在偏压溅射中，在将自由层18沉积到间隔层16上时，施加直流(DC)偏压或射频(RE)偏压。于是，自由层18中的内应力从拉伸侧向压缩侧偏移。
在沉积CoFe和NiFe层作为自由层18时，将30～200V的DC偏压、和30～200W的RF偏压施加到基片上。
当在沉积时对基片进行加热时，优选温度为100～300℃。当温度过低时，SCT的效果可能不充分。当温度过高时，可能在间隔层16的下层中的金属多层膜的界面中发生扩散。
此处，可以设想，在沉积时施加到自由层18上的SCT的强度在沉积开始时较低，并随着沉积的进行而变得更高(例如，偏压值在开始时较低(也包括未施加电压的情况)，之后变得更高)。这是为了降低SCT处理对间隔层16等的不利影响。
B.用离子、等离子体和加热作为SCT的具体处理条件
如上所述，在形成自由层18期间或形成自由层18之后，通过离子束、RF等离子体或加热进行处理。下面将对作为SCT的离子处理、等离子体处理和热处理的具体处理条件进行说明。
(1)离子/等离子体处理
作为SCT处理的一个例子，稀有气体的离子束、或等离子体被发射。作为稀有气体，可使用Ar、Xe、Kr、He、Ne等，但考虑到制造成本，Ar是优选的。视需要，通过使用更大质量的Xe等代替Ar有时可获得特别的效果。
*离子束处理
离子束处理是指通过使用离子枪等将离子束射入待处理的物体上。气体在离子枪中发生电离，并被电压(加速电压)加速，从而从离子枪中发出离子束。为进行离子化，可使用ICP(耦合感应电荷)等离子体等。在该情况中，等离子体的数量通过RF功率等控制，发射到试样上的离子数量通过射束电流量控制。离子束处理的能量由加速电压值控制。
SCT处理中的离子束的发射条件优选设定为使加速电压V+为30～150V，射束电流Ib为20～200mA，RF功率为10～300W。RF功率是用离子源激发等离子体以保持恒定射束电流的电源。与其中进行离子束刻蚀的情况中的条件相比，上述这些条件非常容易实现。SCT处理中的显著刻蚀可能导致自由层18中的组成材料(比如，CoFe和NiFe)发生损失。
此处，通过按如下(a)和(b)制造元件，使其留有待刻蚀厚度的余量，从而可设想在比上述条件恶劣的条件下进行SCT处理。
(a)为使元件留有待刻蚀厚度的余量，例如，2nm以上，使第二金属层的沉积厚度比预期厚度更厚。
(b)在比上述条件恶劣的条件下进行离子束处理，从而留下其中一部分被刻蚀掉的具有预期厚度的第二金属层。
然而，刻蚀会导致一些问题比如粗糙的薄膜表面，因此，不优选在恶劣条件下进行离子处理。
在如上所述条件下的SCT处理中，薄膜厚度的减小值典型地为0～0.5nm，这是一个极小量，并且不同于用于制造器件的普通刻蚀。磁性层因SCT而减小的约0～0.5nm极小量的膜厚可被恰当地调节。比如，通过在随后的磁性层沉积中进行额外沉积来弥补上述减小量、或在SCT处理之前预先额外沉积0～0.5nm的磁性层。
当离子束以与膜面垂直的方向入射时，将离子束的入射角定义为0°，当离子束以与膜面平行的方向入射时，将离子束的入射角定义为90°，并且离子束的入射角可在0～80°的范围内适当变化。考虑到可控性等，通过SCT处理的处理时间优选为约15～180秒，进一步优选为30秒以上。如果处理时间太长，那么CCP-CPP元件的生产率下降，从而是不优选的。考虑到这些，处理时间优选为约30～180秒。
*等离子体处理
等离子体处理是指通过使用等离子枪等将等离子体射入待处理的物体上。通过RF功率将气体比如Ar、Xe和Kr制成等离子体并发射到试样表面上。电流量和能量通过RF功率值控制。RF等离子处理的强度由RF功率值确定。此处，加速电压和射束电流由RF功率确定，从而难以如离子束一样对电流和能量进行独立控制。
即使用RF等离子体代替离子束，其能量范围、时间等也是相同的，并且优选将加速电压V+设定为30～150V，将射束电流Ib设定为20～200mA，将RF功率(用离子源激发等离子体以使射束电流保持恒定)设定为10～300W。为用其中不发生刻蚀的弱能量进行SCT处理，进一步优选RF功率值为10～100W。至于RF功率值，就可控性来说，优选其为10～50W，这是因为其是较弱的功率，从而是进一步优选的。
在RF等离子体的情况中，考虑到可控性等，处理时间优选为约15～180秒，进一步优选为30秒以上。当处理时间太长时，因CCP-CPP元件的生产率下降，从而是不优选的。就这点来说，处理时间最优选为30～180秒。这些条件范围与离子束中的情况一样。
由于离子束和RF等离子体各自具有如下优缺点，故可根据情况恰当地选用它们。也就是说，RF等离子体方法具有出色的重复性，从而适合批量生产。另一方面，RF等离子体的可控性次于离子束的可控性。在RF等离子体中，当加速电压、RF功率和电流中的一个参量固定时，其他参量被自动地确定，从而不能彼此独立地控制这些参量。
*偏压溅射处理
偏压溅射处理是指在溅射沉积期间将直流DC电压或RF电压(偏压)施加到基片上，从而被认为是一种等离子处理。
在溅射中，在沉积材料靶附近发生放电，放电中产生的离子入射到靶材上，于是沉积材料发生散射，从而在基片上形成薄膜。当将偏压施加到基片上时，放电中的等离子体被引向基片，从而入射到基片上(等离子体入射到待被处理的物体上)。也就是说，在偏压溅射中，同时进行基片上的沉积和等离子体的入射。当偏压溅射用作SCT处理时，不需要重复进行如上所述的沉积和SCT处理，从而具有出色的生产率。此时，偏压条件优选为具有30～200V的DC偏压、和约30～200W的RF偏压。
(2)热处理
可以用热处理代理离子束、和RF等离子体进行SCT处理。在该情况中，温度优选为200～400℃，进一步优选为250～300℃。如果温度低于该温度范围，那么其作为SCT的效果降低。如果温度高于该温度范围，那么原子扩散到自旋阀膜中的底层中，从而可能对其产生不利的影响。至于热处理时间，优选为约10～180秒，进一步优选为约15～60秒。
至于加热方法，可使用通过灯的加热、通过位于衬底座处的加热器的基片加热处理等。除上述这些热处理方法之外，可以使用快速热退火处理等。
快速热退火处理是进行瞬时高温热处理的方法，并且是至多不超过1～约60秒的处理。例如，通过使用具有高亮度的灯在短时间内发射红外线，可实现快速热退火处理。
在快速热处理中，温度可迅速升高和降低，从而可以减少处理时间(例如，至多60秒，通常在10秒以内)。于是，可使用更高的温度范围(例如，200～400℃)。也就是说，在快速热处理中，以相对较高的温度进行短时间的热处理，从而可以通过高温发挥其作为SCT的效果，并通过短时间的处理防止间隔层16下层的界面中发生扩散。
通过用离子束、RF等离子体、或加热对间隔层16上的磁性层进行SCT处理，改善了间隔层16上的磁性层的较差的结晶状态和不足状态，从而可降低拉伸应力。
待进行SCT处理的位置可以是部分自由层18被沉积时该自由层的表面、和全部自由层18被沉积时该自由层的最上层表面中的任何一处、以及上述两处位置。更具体地说，在作为自由层18的界面材料的CoFe层被沉积之后，进行SCT处理，以及在进一步沉积NiFe之后，可进行SCT处理。可仅对NiFe的表面进行处理。
此外，在整个自由层18的处理中，多次进行SCT处理有时是有效的。例如，在NiFe薄膜中，在沉积了约1nm的NiFe之后进行SCT处理，在接着沉积1nm的NiFe之后进行SCT处理，在沉积了最后一层的NiFe之后进一步进行SCT处理。该种处理考虑了SCT中的处理深度与自由层18的膜厚之间的关系。由于SCT处理用弱能量进行以防止对刻蚀和其他层的不利影响，故其处理范围为表面向下约1nm以内的深度，从而难以对表面下几纳米的深度进行处理。另一方面，在大多数情况中，自由层18的总膜厚为约3～5nm。于是，通过多次进行1～2nm的SCT处理，整个3～5nm的自由层18被处理。
在该情况中，作为自由层18，可用典型的CoFe/NiFe多层结构作为例子进行说明，但可以使用除其之外的薄膜组成。例如，当自由层具有包括Co、Fe和Ni中的至少一种元素的磁性层时，可进行SCT处理。
C.用于制造磁阻效应元件的装置
图7所示为用于制造磁阻效应元件的沉积装置轮廓的示意图。图8所示为沉积装置中的氧化层/氮化物层的形成室60的示意图。
如图7所示，经由阀门分别设置了作为中心的转移室(TC)50、真空隔绝室51、预清洁室52、第一金属层沉积室(MC1)53、第二金属沉积室(MC2)54、和氧化层/氮化物层的形成室(OC)60。在该沉积装置中，可经由阀门将基片送至彼此相连的各个室之间的真空中，从而可使基片表面保持清洁。
金属沉积室53和54具有多个(5个～10个)靶。至于沉积方法，可使用溅射法比如直流(DC)磁控溅射和射频(RF)磁控溅射、离子束溅射法、气相沉积法、CVD(化学气相沉积)法、MBE(分子束外延)法等。
至于SCT，可以使用具有RF等离子装置、离子束装置或加热装置的室。更具体地说，具有射频偏压装置的金属沉积室53和54、预清洁室52等是适合的。RF等离子装置是相对简单的装置，从而较易安装到金属沉积室53和54中。金属膜沉积和SCT处理均能通过金属沉积室53和54进行。
不优选在氧气层/氮气层的形成室60中进行SCT处理。在氧化室中进行SCT处理时，被吸入该室中的氧气脱吸附，并进入自由层18中，从而可能导致自由层18的劣化。在沉积期间不使用氧气的作为金属沉积室53和54的室中，几乎没有氧气被吸入到该室中，从而较易保持良好的真空品质。
上述真空室中的真空度的典型值在10-9Torr范围内，并且真空度为10-8Torr的一半也是允许的。
D.磁阻效应元件的制造方法的概述
在下文中，将对磁阻效应元件的所有制造方法进行详细说明。
顺序在基片(图中未显示)上形成下电极11、底层12、固定层13、受固定层14、下金属层15、间隔层16、上金属层17、自由层18、顶层19和上电极20。
在真空隔绝室51处设置基片，在金属沉积室53和54中进行金属沉积，并且在氧化层/氮化物层的形成室60中进行氧化。金属沉积室的最终压强优选设定为1×10-8Torr以下，通常为约5×10-10～5×10-9Torr。转移室50的最终压强为10-9Torr的数量级。氧化层/氮化物层的形成室60的最终压强为8×10-8Torr以下。
(1)底层12的形成(步骤S11)
通过微组装工艺预先在基片(图中未显示)上形成下电极11。
例如，Ta[5nm]/Ru[2nm]在下电极11上形成作为底层12。如上所述，Ta是用于降低下电极的粗糙度的缓冲层12a。Ru是用于控制在其上沉积的自旋阀膜的结晶取向和晶粒度的晶种层12b。
(2)固定层13的形成(步骤S12)
在底层12上沉积固定层13。至于固定层13的材料，可以使用反铁磁性材料比如PtMn、PdPtMn、IrMn、和RuRhMn。
(3)受固定层14的形成(步骤S13)
在固定层13上形成受固定层14。受固定层14可以是复合受固定层，其包括，例如，下受固定层141(Co90Fe10)、磁化耦合层142(Ru)和上受固定层143(Co90Fe10[4nm])。
(4)间隔层16的形成(步骤S14)
接下来，形成限定电流的路径结构(CCP结构)的间隔层(CCP-NOL)16。为形成间隔层16，使用了氧化层/氮化物层的形成室60。
为形成间隔层16，使用如下方法。此处，将包括绝缘层161中的电流路径162的间隔层16作为例子进行说明，其中，电流路径162具有金属晶体结构并由Cu组成，绝缘层161具有非晶态结构并由Al2O3组成。
1)在将作为电流路径供应源的下金属层15(例如，Cu)沉积在上受固定层143之后，将因氧化而将被转变为绝缘层161的金属层(例如，AlCu和Al)沉积在下金属层15上。
通过向待氧化的金属层发射稀有气体(例如，Ar)的离子束进行预处理。该预处理被称为PIT(离子预处理)。作为PIT处理的结果，一部分下金属层处于被吸入从而进入待氧化的金属层的状态。在象这样沉积了第二金属层之后进行能量处理作为PIT处理是重要的。
在沉积的时间点，第一金属层(下金属层15：Cu层)以二维薄膜的状态存在。通过PIT处理，第一金属层中的Cu被吸入从而进入AlCu层。即使在进行后面的氧化处理之后，进入AlCu层的Cu仍保持金属状态，从而形成电流路径162。PIT处理是重要的处理过程，用于获得具有高纯度Cu的限定电流的路径结构(CCP)。
在该处理中，在30～150V的加速电压、20～200mA的射束电流、和30～180秒的处理时间的条件下发射Ar离子。在上述加速电压中，电压优选为40～60V。在电压比上述更高的情况中，MR比率有时因PIT处理后的影响比如表面粗糙度而降低。可以使用30～80mA的电流值、和60～150秒的发射时间。
作为PIT处理的替代方法，在AlCu、Al等转变为绝缘层161之前可以通过偏压溅射形成金属层。在该情况中，偏压溅射的能量在直流偏压的情况中可设定为30～200V，在射频偏压的情况中可设定为30～200W。
2)接下来，通过供应氧化气体(例如，氧)以氧化待氧化的金属层，从而形成绝缘层161。此时，选择条件使得电流路径162不被直接氧化。通过氧化，待氧化的金属层转变为由Al2O3构成的绝缘层161，并形成穿过绝缘层161的电流路径162，从而形成间隔层16。
例如，通过供应氧化气体(例如，氧)同时发射稀有气体(Ar、Xe Kr、He等)的离子束，待氧化的金属层被氧化(离子束辅助氧化(IAO))。通过氧化处理，形成具有由Al2O3组成的绝缘层161和由Cu组成的电流路径162的间隔层16。这是利用氧化能量差异的处理，也就是说，Al易于氧化，而Cu很难氧化。
在该处理中，在40～200V的加速电压、30～200mA的射束电流、和15～300秒的处理时间的条件下，发射Ar离子，同时提供氧气。在上述加速电压中，优选50～100V的电压。如果加速电压高于上述范围，那么MR比可能因PIT处理之后对表面粗糙度等的影响而降低。可以使用40～100mA的射束电流、和30～180秒的发射时间。
至于在IAO处理中氧化时间处的供氧量，优选2000～4000L。如果在IAO处理期间，不仅Al被氧化而且下磁性层(受固定层14)也被氧化，那么CCP-CPP元件的耐热性和可靠性降低，这是不优选的。为提高可靠性，位于间隔层16下的磁性层(受固定层14)不发生氧化并保持金属状态是重要的。为实现上述目的，需要将供氧量设定在上述范围内。
为通过供应氧形成稳定的氧化物，优选仅在离子束发射到基片表面上时供应氧气。也就是说，优选在离子束未发射到基片表面上时，不供应氧气。
根据AlCu层的膜厚，控制下金属层15中的Cu层的膜厚。也就是说，如果AlCu层的膜厚制备得较厚，那么在PIT处理中进入AlCu层的Cu的量必需增加，于是，Cu层的膜厚需要较厚。例如，当AlCu的膜厚为0.6～0.8nm时，将Cu层的膜厚制备成约0.1～0.5nm。当AlCu的膜厚为0.8～1nm时，将Cu层的膜厚制备成约0.3～1nm。如果Cu层太薄，那么在PIT处理期间，没有充足量的Cu被供应给AlCu层，于是难以使Cu的电流路径162渗入AlCu层的上面部分。于是，区域电阻RA变得过高，从而使MR比的值变得不充足。
另一方面，如果下金属层15中的Cu层太厚，那么在进行PIT处理的情况中，充足量的Cu被供应到AlCu层内，但较厚的Cu层可能保留在受固定层14和间隔层16之间。为在CCP-CPP元件中获得较高的MR比，在间隔层16中限定的电流需要到达磁性层(受固定层14或自由层18)，同时使该电流始终被限定。如果较厚的Cu层保留在受固定层14和间隔层16之间，那么在间隔层16中限定的电流发生会扩展，直到其到达受固定层14为止，从而导致MR比降低。至于在完成磁阻效应元件的制备之后最终保留的Cu的膜厚，优选为1nm以下。这是因为，如果膜厚超过该值，那么会丧失限定电流效应，从而丧失增加MR比的效果。最终保留的Cu的膜厚进一步优选为0.6nm以下。
至于形成电流路径的第一金属层(下金属层15)的材料，可以使用Au、Ag等代替Cu。然而，与Au和Ag相比，Cu具有更高的耐热处理的稳定性，从而是优选的。至于第一金属层的材料，可以使用磁性材料代替这些非磁性材料。至于磁性材料，可以使用Co、Fe、Ni、和它们的合金。
当用于受固定层14的磁性材料和用于电流路径162的磁性材料相同时，不一定需要在受固定层14上沉积电流路径162的供应源(第一金属层)。也就是说，在将转变为绝缘层161的第二金属层沉积在受固定层14上之后，通过进行PIT处理，使受固定层14的材料进入第二金属层，从而可形成由磁性材料组成的电流路径162。
通过使用Al90Cu10作为第二金属层，在PIT处理中，不仅第一金属层中的Cu被吸入而且AlCu中的Cu与Al分离。也就是说，电流路径162由第一金属层和第二金属层形成。当在PIT处理之后进行离子束辅助氧化时，进行氧化的同时，Al与Cu的分离因离子束的辅助效应而被促进。
至于第二金属层，可以使用不包含作为电流路径162组成材料的Cu的单一Al金属以代替Al90Cu10。在该情况中，作为电流路径162组成材料的Cu仅由第一金属层提供。当AlCu用作第二金属层时，在PIT处理期间，作为电流路径162材料的Cu还由第二金属层提供。因此，当形成较厚的绝缘层161时，可以相对较易地形成电流路径162。当Al用作第二金属层时，Cu几乎不进入通过氧化形成的Al2O3，于是较易形成具有较高容许电压的Al2O3。由于Al和AlCu具有它们各自的优点，故可以根据情况恰当地使用它们。
第二金属层的膜厚在AlCu的情况中是0.6～2nm，在Al的情况中是约0.5～1.7nm。由发生氧化的这些第二金属层形成的绝缘层161的膜厚变为约0.8～3.5nm。氧化后具有1.3～2.5nm膜厚的绝缘层161较易制造，从而有利于限定电流效应。穿过绝缘层161的电流路径162的直径为约1～10nm，优选为约2～6nm。当以更小尺寸形成元件时，直径大于10nm的金属路径162导致各个元件的性能发生变化，从而是不优选的，并且优选不存在直径大于6nm的金属路径162。
作为第二金属层的AlCu优选具有用AlxCu100-x(x＝100～70％)表示的组成。可以向AlCu中添加元素比如Ti、Hf、Zr、Nb、Mg、Mo或Si。在该情况中，添加元素的含量优选为约2～30％。如果添加这些元件，那么可能较易形成CCP结构。如果这些元素在Al2O3绝缘层161和Cu电流路径162的边缘区的分布高于其在其他区域的分布，那么绝缘层161和电流路径162的粘附性提高，从而可能提高电子迁移电阻。在CCP-CPP元件中，流入间隔层16中金属路径内的电流密度变成107～1010A/cm2这一极高值。于是，电子迁移电阻较高从而在电流流过时可确保Cu电流路径162的稳定性是重要的。然而，如果形成了恰当的CCP结构，则可实现足够优选的电子迁移电阻而不用向第二金属层中添加元素。
第二金属层的材料不限于用于形成Al2O3的Al合金，而可以是用Hf、Mg、Zr、Ti、TaMo、W、Nb、Si等作为主要组分的合金。待转变为第二金属层的绝缘层161不限于氧化物，而可以是氮化物和氮氧化物。
在使用上述任一材料作为第二金属层的情况中，沉积时的膜厚优选为0.5～2nm，当其转变为氧化物、氮化物或氮氧化物时的膜厚优选为约0.8～3.5nm。
绝缘层161不限于各自包括单种金属元素的氧化物，而可以是合金材料的氧化物、氮化物和氮氧化物。例如，可以使用包含0～50％的Ti、Mg、Zr、Ta、Mo、W、Nb、Si等中任何一种金属元素的具有作为基材的Al2O3的材料的氧化物等、或在Al中包含0～50％的多种上述金属元素的材料的氧化物等。
(5)上金属层17和自由层18的形成(步骤S15)
例如，在间隔层16上沉积Cu[0.25nm]作为上金属层17。膜厚优选为约0.2～0.6nm。使用约0.4nm的膜厚具有较易提高自由层18的结晶度的优点。对间隔层上的磁性层进行SCT处理是有效的，但在某些情况下，需要对上金属层17的表面进行极弱的SCT处理。
在上金属层17上形成自由层18，比如，Co90Fe10[1nm]/Ni83Fe17[3.5nm]。由于其是间隔层上的层，故对该层进行SCT处理。
首先，为获得高MR比，位于自由层18与间隔层16的界面中的自由层18中的磁性材料的选择是重要的。在该情况中，与NiFe合金相比，更优选在其与间隔层16的界面中设置CoFe合金。在CoFe合金中，可以使用具有特别稳定的软磁性的Co90Fe10[1nm]。可以使用具有其他配比的CoFe合金。
当使用与Co90Fe10配比相近的合金时，膜厚优选设定为0.5～4nm。当使用另一配比的Co90Fe10合金(例如，Co50Fe50)时，膜厚优选设定为0.5～2nm。例如，当Fe50Co50(或FexCO100 -x(x＝45～85))用于自由层18以提高自旋相依界面散射效应时，难以使用具有较大膜厚的受固定层14以保持自由层18的软磁性。于是，膜厚优选为0.5～1nm。当使用不包含Co的Fe时，可以提供相对较好的软磁性，于是，膜厚可以设定为约0.5～4nm。
设置在CoFe层上的NiFe层由软磁性稳定的材料组成。CoFe合金的软磁性不是很稳定，当可以通过在其上设置NiFe合金来弥补其软磁性。用NiFe作为自由层18使其可以在与间隔层16的界面中使用能获得较高MR比的材料，从而对自旋阀膜的总体性能来说是优选的。
NiFe合金的组成优选为NixFe100-x(x＝约78～85％)。在该情况中，与通常使用的NiFe中的Ni81Fe19相比，优选使用具有更多Ni含量的NiFe(例如，Ni83Fe17)。这是为了实现零磁致伸缩。在沉积于CCP结构的间隔层16上的NiFe中，其磁致伸缩比沉积于金属Cu间隔层上的NiFe中的磁致伸缩向正极侧偏移得更多。为抵消其磁致伸缩向正极侧的偏移，负极侧使用的NiFe组合物比通常使用的NiFe具有更多的Ni含量。
NiFe层的总膜厚优选为约2～5nm(例如，3.5nm)。当未使用NiFe时，可以使用自由层18，该自由层18由1～2nm的多个CoFe层或Fe层与各个约0.1～0.8nm的超薄Cu层交替层叠而成。
对如上所述的自由层18的组成材料进行SCT处理是本实施方式的关键点。如上所述，例如，用离子、等离子体或加热处理CoFe层和NiFe层。
作为一个具体的实施例，在沉积了1nm的CoFe之后，沉积2.5nm的NiFe，并且作为SCT处理，用10～100W的射频进行等离子体处理60～120秒。接着，沉积2nm的NiFe，并且作为SCT处理，用10～100W的射频进行等离子体处理60～120秒。
(6)顶层19和上电极20的形成(步骤S16)
例如，在自由层18上层叠Cu[1nm]/Ru[10nm]作为顶层19。在顶层19上形成使电流以与自旋阀膜垂直的方向流过的上电极20。
[实施例]
接着，对本发明的实施例进行说明。根据本发明的实施例的磁阻效应膜10的组成如下所示。
·下电极11
·基层12：Ta[5nm]/Ru[2nm]
·固定层13：Pt50Mn50[15nm]
·受固定层14：Co90Fe10[3.6nm]/Ru[0.9nm]/(Fe50Co50[1nm]/Cu[0.25nm])×2/Fe50Co50[1nm]
·金属层15：Cu[0.5nm]
·间隔层(CCP-NOL)16：Al2O3绝缘层161和Cu电流路径162(在沉积Al90Cu10[1nm]之后，进行PIT/IAO处理)
·金属层17：Cu[0.25nm]
·自由层18：Co90Fe10[1nm]/Ni83FeI7[0.7nm]/SCT/Ni83Fe17[1.8nm]/SCT/Ni83Fe17[1.8nm]/SCT
·顶层19：Cu[1nm]/Ru[10nm]
·上电极20
将对自由层18的制造工艺进行说明。其他制造工艺用已描述的方法进行，故在此省略对它们的说明。
沉积1nm的Co90Fe10，接着在其上沉积0.7nm的Ni83Fe17，然后对其表面进行第一次SCT处理。在该情况中，RF等离子体处理用作SCT处理。在具有射频偏压装置的金属沉积室中，用流速为40sccm的Ar、20W的射频功率、80V的偏压进行第一次射频等离子处理，共处理120秒。通过射频等离子体处理，刻蚀掉0.2nm的NiFe，从而实际保留0.5nm的NiFe作为薄膜。
此处，RF等离子体处理施加于0.7nm的NiFe表面上，但可以在沉积CoFe之后对其表面进行RF等离子体处理。然而，CoFe是1nm的薄层，于是，如果RF等离子体处理太强，那么可能损伤间隔层16和金属层17的界面，从而降低MR比。考虑到易于控制，在该情况中，在沉积了0.7nm的NiFe之后，进行RF等离子体处理。由于相同的原因，该RF功率弱于随后的第二次和第三次RF等离子体处理的功率。
在RF等离子体处理之后，沉积2.0nm的Ni83Fe17，然后进行RF等离子体处理。接着用流速为40sccm的Ar、40W的RF功率、110V的偏压进行第二次RF等离子体处理，共处理120秒。通过该RF等离子体处理，除去0.5nm的NiFe，从而实际保留2.0nm的NiFe作为薄膜。
在第二次RF等离子体处理之后，沉积2.0nm的Ni83Fe17，接着用流速为40sccm的Ar、40W的RF功率进行第三次RF等离子体用处理，共处理120秒。通过该RF等离子体处理，除去0.5nm的NiFe，从而实际保留3.5nm的NiFe作为薄膜。
如上所述，形成进行了SCT处理的磁性层(自由层18)，更具体地说，形成CoFe[1nm]/NiFe[3.5nm]。
(实施例的评估)
用对照例评估实施例。实施例和对照例均是通过使用CoFe[1nm]/NiFe[3.5nm]的多层结构的自由层18而制得的各自为0.4μm×0.4μm的元件。在该实施例中，对自由层18进行SCT处理；而在对照例中，未对自由层18x进行SCT处理，从而使自由层18x保持其沉积时的状态。
当对根据实施例的CCP-CPP元件的性能进行评估时，RA＝500mΩμm2，MR比＝9％，ΔRA＝45mΩμm2。与未经SCT处理的元件相比，RA、和MR比率的值没有发生较大的变化，但其可靠性明显提高。
图8是示意图，显示其中进行了SCT处理的实施例中的可靠性测试结果、和未进行SCT处理的对照例中的可靠性测试结果。横轴代表应力时间，纵轴代表MR比的归一化劣化量。也就是说，MR比的劣化量用测试开始时设为1的值为标准进行归一化。
可靠性测试的条件是130℃的温度和140mV的偏压。通过设置比通常使用条件恶劣的条件，在短期测试中，出现可靠性差异。电流方向为从受固定层14向自由层18流动。也就是说，由于电子以相反方向流动，故电子从自由层18向受固定层14流动。该电流方向是优选的方向，以降低自旋转移噪声。当电流从自由层18流向受固定层14(至于电子流，则从固定层到自由层)时，自旋转移矩效应变大，这导致磁头中的噪声大于相反方向时的噪声。就这点来说，电流方向优选为其中电流从受固定层流向自由层的方向。
在该情况的测试条件中，因为加速测试，温度设定的高于标准状态下的温度。因为元件的尺寸，偏压也为相对较强的条件。在该实施例中，元件尺寸制造的大于实际磁头中的元件尺寸(实际情况中的元件尺寸小于0.1μm×0.1μm)。如果元件尺寸较大，即使用相同的偏压，电流量也变大，于是元件的放热性能变低。因此，在恶劣条件下对实施例的元件进行测试，其中焦耳热对其的影响比其对实际磁头中元件的影响大得多。此外，偏压大于实际使用的电压值，温度也高于实际温度，从而将所有的条件设置得更恶劣，该条件为用以在短时间内确定可靠性的加速测试条件。
如图8所示，在使用SCT处理的实施例中，与对照例的情况相比，其可靠性明显提高。如果加速测试条件变宽松，那么劣化量也变得很小，于是，即使在对照例中也具有较高的可靠性。因此，在极苛刻的条件下进行测试。
实施例中的元件在该恶劣条件下的高可靠性意味着根据该实施方式的磁阻效应元件可在要求高可靠性的环境下使用。在适用于高密度记录的磁头中，可获得具有比先前更高可靠性的磁头。适用于高密度记录的磁头可用于在恶劣使用条件下具有可靠性规范的HDDs(硬盘驱动器)，该HDDs适用于，比如在高温环境下使用的汽车导航系统、和以高速使用的服务器、以及企业等。
在该测试中，电流方向是电流从受固定层14流向自由层18的方向，与反向电流相比，该电流方向具有更大的提高可靠性的效果。该电流方向也是有利于降低自旋转移噪声从而获得具有较低噪声、更高可靠性的磁头的电流方向。
(第二实施方式)
图9所示为根据本发明的第二实施方式的磁阻效应元件(CCP-CPP元件)的透视图。图10所示为根据本发明的第二实施方式的磁阻效应元件的制造工艺的流程图。该磁阻效应元件是其中受固定层14设在自由层18上的顶部型CCP-CPP元件。也就是说，不仅可对其中受固定层14位于自由层18下面的底部型CCP-CPP元件进行SCT处理，而且可对顶部型CCP-CPP元件进行SCT处理。
在顶部型自旋阀膜的情况中，需要SCT处理的层不是自由层18，而是受固定层14。由于生长在间隔层16上的磁性层的结晶取向降低，故需要对磁性膜进行SCT处理。在图9中，下受固定层141具有应力受控部分21A。
受固定层14由下受固定层141、磁化耦合层142、和上受固定层143组成，从而可以对其中的任何一层或两层、或所有的三层进行SCT处理。即使SCT处理限于受固定层14中的一部分，也能通过降低内应力来提高元件的可靠性。在这些三层中，具有最高SCT处理效果的层被认为是下受固定层141。下受固定层141与间隔层16最近，从而对其与间隔层16的边界线中的应力具有较大的影响。
与底部型一样，在顶部型CCP-CPP元件中，可以恰当地使用通过离子、等离子体或加热的处理作为SCT处理。用等离子体的处理包括通过偏压溅射形成受固定层14。当受固定层14由FeCo/Cu多层膜构成时，例如，沉积1～2nm的具有bcc结构的FeCo层，之后，进行SCT处理，对1～2nm的FeCo层重复进行2～3次SCT处理。视场合需要，可以通过仅进行一次SCT处理完成该处理。
如图10所示，当顶部型CCP-CPP元件被制造时，底层12和顶层19之间的层以与图3中的顺序基本相反的顺序沉积。然而，下金属层15和上金属层17与间隔层16等的制备顺序不倒置。受固定层14的内部组成的制备顺序不直接倒置。
在顶部型CCP-CPP元件中，在间隔层16下的下金属层15和在间隔层16上的上金属层17(Cu层)的作用与它们在底部型CCP-CPP元件中的作用相同。也就是说，在间隔层16下的下金属层15(Cu层)是电流路径162的供应源，从而是必需的，而在间隔层16上的上金属层17(Cu层)则不是必需的。
(磁阻效应元件的应用)
在下文中，将对根据本发明的实施方式的磁阻效应元件(CCP-CPP元件)的应用进行说明。
在本实施方式中，考虑到适用于高密度，CPP元件的元件电阻RA优选为500mΩμm2以下，进一步优选为300mΩμm2以下。当计算元件电阻RA时，将CPP元件的电阻R与自旋阀膜中电流流经部分的有效面积A相乘。此处，可直接测定元件电阻R。另一方面，自旋阀膜中的电流流经部分的有效面积A的值取决于元件结构，从而应慎重确定其值。
例如，当将自旋阀膜制成有效进行感应的面积时，整个自旋阀膜的面积是有效面积A。在该情况中，考虑到恰当地设置元件电阻，将自旋阀膜的面积设定为至少0.04μm2以下，在200Gbpsi以上的记录密度处，将其设定为0.02μm2以下。
然而，当具有比自旋阀膜更小面积的下电极11或上电极20以与自旋阀膜接触的形式形成时，下电极11或上电极20的面积变成自旋阀膜的有效面积A。当下电极11的面积和上电极20的面积不同时，较小电极的面积为自旋阀膜的有效面积A。在该情况中，考虑到恰当地设置元件电阻，较小电极的面积设定为至少0.04μm2以下。
在下面将进行具体说明的图11和12所示的实施例的情况中，图11中的自旋阀膜10的最小面积是与上电极20接触的部分，从而将其宽度视为磁道宽Tw。至于高度方向，与图12中的上电极20接触的部分最小，从而将其宽度视为高度长度D。自旋阀膜的有效面积A被认为是A＝Tw×D。
在根据本发明的实施方式的磁阻效应元件中，电极间的电阻R可设置为100Ω以下。电阻R是测定的再现磁头部分中的两个电极板之间的电阻值，该磁头部分安装于比如磁头悬架组件(HGA)的尖端。
在根据本发明的实施方式的磁阻效应元件中，当受固定层14或自由层18是fcc结构时，优选其具有fcc(111)取向。当受固定层14或自由层18具有bcc结构时，优选其具有bcc(110)取向。当受固定层14或自由层18具有hcp结构时，优选其具有hcp(001)取向或hcp(110)取向。
根据本发明的实施方式的磁阻效应元件的结晶取向优选为其取向变化角在4.0°以内，进一步优选为在3.5°以内，进一步优选为在3.0°以内。其可以作为通过X射线衍射的θ-2θ测定获得的峰位处摇摆曲线的半高宽来获得。其可以作为来自元件截面的纳米衍射点中的斑点处的散射角来检测。
虽然取决于反铁磁性膜的材料，但反铁磁性膜和受固定层14/间隔层16/自由层18通常具有不同的晶格间距，从而可分别计算各层的取向变化角。例如，在多数情况中，铂锰(PtMn)和受固定层14/间隔层16/自由层18具有不同的晶格间距。铂锰(PtMn)是相对较厚的薄膜，从而是用于测定结晶取向变化的合适材料。固定层14/间隔层16/自由层18有时不同，从而使受固定层14和自由层18具有bcc结构和fcc结构的晶体结构。在该情况中，受固定层14和自由层18分别具有不同结晶取向的分布角。
(磁头)
图11和图12所示为其中根据本发明的实施方式的磁阻效应元件被结合到磁头中的状态的示意图。图11所示为以与介质相对表面基本平行的方向剖开磁阻效应元件的剖面图，该介质相对表面面向磁记录介质(图中未显示)。图12所示为以与介质相对表面ABS垂直的方向剖开磁阻效应元件的剖面图。
如图11和12的实施例所示的磁头具有所谓的紧邻接结构。磁阻效应膜10是上述CCP-CPP薄膜。下电极11和上电极20分别形成于磁阻效应膜10的上端和下端。在图11中，在磁阻效应膜10的两侧面上层叠并设置有用于施加偏置磁场的膜41和绝缘膜42。如图12所示，在磁阻效应膜10的介质相对表面上形成有保护层43。
用于磁阻效应膜10的感应电流通过设置在磁阻效应膜10的上端和下端的下电极11和上电极20沿前头A所示的与膜面近似垂直的方向传导。通过一对设置在磁阻效应膜的右侧和左侧处的用于施加偏置磁场的膜41和41，将偏置磁场施加到磁阻效应膜10上。通过用该偏置磁场控制磁阻效应膜10中的自由层18的磁各向异性、以使其成单个磁畴，来稳定磁畴结构，并且可以控制伴随有磁畴壁移动的巴克豪森(Barkhausen)噪声。
磁阻效应膜10的S/N比得到提高，于是当将磁阻效应膜10应用到磁头时，高灵敏的磁性再现变得可能。
(硬盘和磁头悬架组件)
通过与记录/再现整合型磁头装置相结合，可以将图11和12中所示的磁头安装在磁记录/再现装置上。
图13所示为磁记录/再现装置的示意结构主要部分的透视图。即，本实施方式的磁记录/再现装置150是其内使用旋转致动器的装置。在同一图中，磁盘200被安装在轴芯152上，通过由驱动系统控制器(图中未显示)中响应控制信号的马达(图中未显示)驱动，沿箭头A方向旋转。本实施方式的磁记录/再现装置150可以包括多个磁盘200。
进行记录/再现存储在磁盘200中的信息的磁头滑动块153呈薄膜形，安装在悬架154的尖部。在磁头滑动块153的尖部附近，在磁头滑动块153上装有磁头，该磁头包括根据上述任何一个实施方式的磁阻效应元件。
当磁盘200旋转时，磁头滑动块153的介质相对面(ABS)持有来自磁盘200表面的预定浮动量。此外，可以使用其中滑块与磁盘200接触的所谓的“接触运转型”。
悬浮体154连接到驱动臂155的一个末端上。将作为直线电机中一种的音圈马达156设置在驱动臂155的另一末端。音圈马达156包括环绕线轴部的驱动线圈(图中未显示)、用永磁体构成的磁路、和面对面设置以夹住驱动线圈的对磁轭。
驱动臂155被图中未显示的滚珠轴承支撑，该轴承设置在轴芯157的上端和下端的两个位置处，从而通过音圈马达156使旋转滑动得尽可能灵活。
图14所示为其中从磁盘侧面观察驱动臂155尖端的磁头悬架组件的放大透视图。即，组件160具有驱动臂155，悬架154安装在驱动臂155的一个末端上。具有磁头的磁头滑动块153安装在悬架154的尖部，该磁头包括根据上述任何一种实施方式的磁阻效应元件。悬架154具有用于写入和读取信号的铅线164，这些铅线164和结合在磁头滑动块153中的磁头中的各个电极是电连接的。附图中的附图标记165表示组件160中的电极板。
根据本实施方式，通过具有包括上述磁阻效应元件的磁头，可以可靠地读取记录在具有较高记录密度的磁盘200上的磁信息。
(磁存储器)
接下来，将对安装了根据本发明的实施方式的磁阻效应元件的磁存储器进行说明。也就是说，通过使用根据本发明的实施方式的磁阻效应元件，例如，可以获得磁存储器，比如，其中存储单元呈矩阵形状设置的磁性随机存取存储器(MRAM)。
图15是示意图，显示根据本发明的实施方式的磁存储器矩阵构造的一个例子。图15显示存储单元以阵列形状设置时的电路构造。为了在阵列中选择为1的位(bit)，该电路结构包括列解码器350和行解码器351，通过位线334和字线332接通开关晶体管330从而唯一地选择一个位，接着通过用灵敏放大器352检测该位，从而可读取记录在磁阻效应膜10中的磁记录层(自由层)中的位信息。当写入位信息时，写入电流流过特定的写入字线323和位线322，从而施加产生的磁场。
图16是示意图，显示根据本发明的实施方式的磁存储器矩阵构造的另一例子。在该情况中，设置成矩阵形状的位线322和字线334分别通过解码器360和361选择，从而在阵列中选择特定的存储单元。各个存储单元具有该结构，其中磁阻效应元件10与二极管D顺序连接。此处，二极管D具有抑制感应电流在选取的除磁阻效应元件10之外的存储单元中形成回路的作用。通过磁场进行写入，该磁场通过分别流过特定位线322和写入字线323的写入电流产生。
图17是剖面图，显示根据本发明的实施方式的磁存储器的主要部分。图18是沿图17中的A-A′线选取的剖面图。这些附图中显示的结构对应于如图15或16所示的磁存储器中所包含的1位的存储单元。存储单元具有存储单元部分311和选址晶体管部分312。
存储单元部分311具有磁阻效应元件10、和一对与其相连的电线322和324。该磁阻效应元件10是根据上述实施方式的磁阻效应元件(CCP-CPP元件)。
同时，选址晶体管部分312具有经由通道326和埋地电线328相连的晶体管330。晶体管330根据施加于门332上的电压进行切换操作，从而控制磁阻效应元件10和电线334的电流路径的开关。
在磁阻效应元件10下面，写入线323以与电线322近似垂直的方向设置。这些写入线322和323可以由比如铝(Al)、铜(Cu)、钨(W)、钽(TA)或包括上述任何一种元素的合金形成。
在具有该组成的存储单元中，当将位信息写入磁阻效应元件10时，写入脉冲电流流过电线322和323，于是通过施加由电流诱发的合成磁场，使磁阻效应元件中记录层的磁化恰当地反转。
当读取位信息时，感应电流流过电线322、包括磁记录层的磁阻效应元件10、和下电极324，并且对磁阻效应元件10的电阻值或电阻变化值进行测定。
根据上述实施方式的磁存储器能可靠地控制记录层的磁畴，于是，即使晶胞尺寸被微型化，该磁存储器也能通过使用根据上述实施方式的磁阻效应元件(CCP-CPP元件)来确保可靠地写入和进行可靠地读取。
在MRAM的使用中，可使用如下例子：
Ta[5nm]/Ru[2nm]/PtMn[15nm]/CoFe[3.5nm]/Ru[0.9nm]/CoFeB[3.5nm]/MgO[1.5nm]/CoFe[1nm]/NiFe[1nm]/Al2O3-NiFe的CCP结构/NiFe[1nm]/SCT/NiFe[1nm]。
在用于MRAM的应用中，建议通过隧道元件实现磁阻效应，并且使用CCP结构用于提高MRAM的开关技术等(H.Meng和J-P.Wang，IEEE Trans Magn.41(10)，2612(2005))。在该情况中，需要在自由层或受固定层内设置CCP结构，但如果在形成于CCP上的自由层和固定层中设置CCP结构，那么形成于CCP顶部的层的结晶度降低，从而导致开关性能等的变化。
就这问题来说，在沉积形成于Al2O3-NiFe的CCP结构上的NiFe时，进行SCT处理，可改善自由层的应力。在用于MRAM的使用中，可以类似地对沉积于插入自由层中的CCP上的磁性层进行SCT处理。当CCP被插入自由层中时，优选上磁性层和下磁性层经由CCP发生较强的磁性耦合，于是，对于将形成电流路径的金属来说，优选用Ni、Co、Fe和它们的合金材料来代替Cu。
在该情况中，上述PIT/IAO处理优选作为用于实现插入自由层的CCP结构形成工艺进行。在该情况中，形成电流路径的材料包括较大量的磁性元素(包括50％以上的Fe、Co、和Ni中的任何一种元素)，于是，不特别需要下金属层15和上金属层17，并且可直接使用可形成自由层16的材料。
(其它实施方式)
本发明的实施方式可以扩展/改变而不限于上述实施方式，该扩展/改变的实施方式也被包括在本发明要求保护的技术范围内。
至于除上述之外的磁阻效应膜的具体结构、和电极的形状和材料、施加偏压的薄膜、绝缘膜等，本领域的技术人员可通过从已知的范围内恰当地选择它们，类似地实施本发明并可获得类似的效果。
例如，在磁阻效应元件在再现磁头中的应用中，通过在元件的顶端和底部上涂覆磁性屏蔽物，可确定磁头的检测分辨率。
本发明的实施方式不仅可应用于纵向磁记录方法中的磁头或磁性再现装置，而且可应用于垂直磁记录方法中的磁头或磁性再现装置。
此外，本发明的磁性再现装置是恒定地包括特定记录介质的所谓的固定型，其可以是其中记录介质是可替换的所谓的“可更换型”。
此外，根据如上所述的根据本发明的实施方式的磁头和磁记录/再现装置，本领域技术人员通过适当地改变设计制造的所有磁阻效应元件、磁头、磁记录/再现装置和磁存储器，均在本发明的保护范围内。

Claims (22)

1.一种磁阻效应元件的制造方法，包括：
形成第一磁性层；
在所述第一磁性层上形成包括绝缘层和导电层的间隔层，所述导电层透过绝缘层并传导电流；以及
在形成的所述间隔层上形成第二磁性层，所述第二磁性层的全部或部分用离子、等离子体或加热来处理。
2.如权利要求1所述的方法，其特征在于，
形成所述第二磁性层的步骤包括：
沉积所述第二磁性层的材料；
以及用离子、等离子体或加热来处理至少一部分所述材料。
3.如权利要求2所述的方法，其特征在于，
包括的所述处理用离子或等离子体进行，所述离子或等离子体用30～150V的电压加速。
4.如权利要求2所述的方法，其特征在于，
包括的所述处理通过将处理层的温度设定为200～400℃的温度来加热进行。
5.如权利要求1所述的方法，其特征在于，
形成所述第二磁性层的步骤包括：
形成作为所述第二磁性层一部分的第一层；
用离子、等离子体或加热来处理所述第一层；
在所述第一层上形成作为所述第二磁性层一部分的第二层；以及
用离子、等离子体或加热来处理所述第二层；
6.如权利要求5所述的方法，其特征在于，
形成所述第二磁性层的步骤还包括：
在所述第二层上形成作为所述第二磁性层一部分的第三层；以及
用离子、等离子体或加热来处理所述形成的第三层；
7.如权利要求5所述的方法，其特征在于，
包括的各个所述第一层和所述第二层的厚度为0.5～3nm。
8.如权利要求1所述的方法，其特征在于，
形成所述第二磁性层的步骤包括：沉积所述第二磁性层的材料，同时用离子、等离子体或加热进行处理。
9.如权利要求8所述的方法，其特征在于，
包括的所述处理用等离子体进行，所述等离子体通过施加30～200V的偏压而产生。
10.如权利要求8所述的方法，其特征在于，
包括的所述处理用等离子体进行，所述等离子体通过施加30～200W的功率而产生。
11.如权利要求8所述的方法，其特征在于，
包括的所述处理通过将所述材料的温度设定为100～300℃的温度来加热进行。
12.如权利要求1所述的方法，其特征在于，
所述第二磁性层用包括Ar(氩)、Kr(氪)、Xe(氙)和Ne(氖)中任何一种的稀有气体的离子或等离子体处理。
13.如权利要求1所述的方法，其特征在于，
所述第一磁性层和所述第二磁性层中的一个是磁化方向基本固定为一个方向的磁化固定层，而另一个是磁化方向随外磁场变化的磁化自由层，并且电流沿所述第一磁性层和第二磁性层沉积的方向流过。
14.如权利要求1所述的方法，其特征在于，
所述第二磁性层包括CoFe层和NiFe层，并且对至少一部分NiFe层进行处理。
15.如权利要求1所述的方法，其特征在于，
所述第二磁性层包括具有bcc结构的FeCo层、或具有fcc结构的CoFe层，并且对至少一部分FeCo层或CoFe层进行处理。
16.如权利要求1所述的方法，其特征在于，
形成所述间隔层的步骤包括：
形成由第一金属材料构成的第一层；
在所述形成的第一层上形成由不同于所述第一金属材料的第二金属材料所构成的第二层；
用离子或等离子体处理所述形成的第二层的表面；以及
通过对所述第二层的表面进行氧化、氮化、或氮氧化处理，形成所述间隔层。
17.如权利要求16所述的方法，其特征在于，
所述处理包括用离子或等离子体处理。
18.如权利要求1所述的方法，其特征在于，
所述绝缘层是包括选自于Al(铝)、Si(硅)、Hf(铪)、Ti(钛)、Ta(钽)、Mo(钼)、W(钨)、Nb(铌)、Mg(镁)、Cr(铬)和Zr(锆)中至少一种的氧化物、氮化物或氮氧化物。
19.如权利要求16所述的方法，其特征在于，
所述第一层是包括选自于Cu(铜)、Au(金)和Ag(银)中任何一种元素的金属层。
20.一种磁阻效应元件，包括：
第一磁性层；
间隔层，所述间隔层设在所述第一磁性层上并具有绝缘层和导电层；和
第二磁性层，所述第二磁性层在所述间隔层上生长，并且所述第二磁性层的全部或部分用离子、等离子体或加热来处理。
21.如权利要求20所述的磁阻效应元件，其特征在于，
感应电流经所述间隔层从所述第一磁性层流向所述第二磁性层。
22.如权利要求20所述的磁阻效应元件，其特征在于，
电子经所述间隔层从所述第二磁性层流向所述第一磁性层。
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Cited By (8)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN103137858A (zh) * 2011-12-02 2013-06-05 中芯国际集成电路制造(上海)有限公司 磁性材料层的形成方法及形成装置
CN103310804A (zh) * 2012-03-14 2013-09-18 希捷科技有限公司 磁传感器制造
CN107958953A (zh) * 2016-10-14 2018-04-24 中电海康集团有限公司 磁性隧道结的自由层的制备方法及磁性隧道结的制备方法
CN107958954A (zh) * 2016-10-14 2018-04-24 中电海康集团有限公司 磁性隧道结的参考层的制备方法、磁性隧道结的制备方法
CN107958951A (zh) * 2016-10-14 2018-04-24 中电海康集团有限公司 Mtj器件的制作方法、mtj器件及stt-mram
CN110224062A (zh) * 2018-03-01 2019-09-10 三星电子株式会社 磁性结、提供磁性结的方法以及磁存储器
CN112750945A (zh) * 2019-10-31 2021-05-04 上海磁宇信息科技有限公司 一种具双自由层的磁性随机存储器存储单元
CN112913003A (zh) * 2019-10-03 2021-06-04 Tdk株式会社 磁记录层、磁畴壁移动元件和磁记录阵列

Families Citing this family (55)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP4786331B2 (ja) 2005-12-21 2011-10-05 株式会社東芝 磁気抵抗効果素子の製造方法
US7646568B2 (en) * 2005-12-23 2010-01-12 Headway Technologies, Inc. Ultra thin seed layer for CPP or TMR structure
JP4514721B2 (ja) * 2006-02-09 2010-07-28 株式会社東芝 磁気抵抗効果素子の製造方法、磁気抵抗効果素子、磁気抵抗効果ヘッド、磁気記録再生装置及び磁気記憶装置
JP2007299880A (ja) 2006-04-28 2007-11-15 Toshiba Corp 磁気抵抗効果素子，および磁気抵抗効果素子の製造方法
JP4550777B2 (ja) 2006-07-07 2010-09-22 株式会社東芝 磁気抵抗効果素子の製造方法、磁気抵抗効果素子、磁気ヘッド、磁気記録再生装置及び磁気メモリ
JP4388093B2 (ja) 2007-03-27 2009-12-24 株式会社東芝 磁気抵抗効果素子、磁気ヘッド、磁気記録再生装置
FR2918761B1 (fr) * 2007-07-10 2009-11-06 Commissariat Energie Atomique Capteur de champ magnetique a faible bruit.
FR2918762B1 (fr) 2007-07-10 2010-03-19 Commissariat Energie Atomique Capteur de champ magnetique a faible bruit utilisant un transfert de spin lateral.
US8325449B2 (en) * 2007-08-27 2012-12-04 Headway Technologies, Inc. CPP device with improved current confining structure and process
US20090278396A1 (en) * 2008-05-12 2009-11-12 Gm Global Technology Operations, Inc. Corrosion isolation of magnesium components
JP4634489B2 (ja) * 2008-06-19 2011-02-16 株式会社日立製作所 磁気ヘッド
KR101435590B1 (ko) 2008-08-18 2014-08-29 삼성전자주식회사 자기 기억 소자 및 그 형성방법
JP5032429B2 (ja) * 2008-09-26 2012-09-26 株式会社東芝 磁気抵抗効果素子の製造方法、磁気抵抗効果素子、磁気ヘッドアセンブリ及び磁気記録再生装置
JP5039007B2 (ja) * 2008-09-26 2012-10-03 株式会社東芝 磁気抵抗効果素子の製造方法、磁気抵抗効果素子、磁気ヘッドアセンブリ及び磁気記録再生装置
JP5032430B2 (ja) * 2008-09-26 2012-09-26 株式会社東芝 磁気抵抗効果素子の製造方法、磁気抵抗効果素子、磁気ヘッドアセンブリ及び磁気記録再生装置
JP5039006B2 (ja) * 2008-09-26 2012-10-03 株式会社東芝 磁気抵抗効果素子の製造方法、磁気抵抗効果素子、磁気ヘッドアセンブリ及び磁気記録再生装置
JP2010080839A (ja) * 2008-09-29 2010-04-08 Toshiba Corp 磁気抵抗効果素子の製造方法、磁気抵抗効果素子、磁気ヘッドアセンブリおよび磁気記録再生装置
US7957182B2 (en) * 2009-01-12 2011-06-07 Micron Technology, Inc. Memory cell having nonmagnetic filament contact and methods of operating and fabricating the same
US8779538B2 (en) * 2009-08-10 2014-07-15 Samsung Electronics Co., Ltd. Magnetic tunneling junction seed, capping, and spacer layer materials
US8259420B2 (en) 2010-02-01 2012-09-04 Headway Technologies, Inc. TMR device with novel free layer structure
JP5460375B2 (ja) * 2010-02-22 2014-04-02 株式会社東芝 磁気抵抗効果素子の製造方法
US9054298B2 (en) * 2010-12-10 2015-06-09 Avalanche Technology, Inc. Magnetic random access memory (MRAM) with enhanced magnetic stiffness and method of making same
CN102179340A (zh) * 2011-04-25 2011-09-14 张家港市佳龙真空浸漆设备制造厂 改进了烘干装置的真空压力浸漆集群设备
FR2976396B1 (fr) * 2011-06-07 2013-07-12 Commissariat Energie Atomique Empilement magnetique et point memoire comportant un tel empilement
US9007818B2 (en) 2012-03-22 2015-04-14 Micron Technology, Inc. Memory cells, semiconductor device structures, systems including such cells, and methods of fabrication
JP5579218B2 (ja) * 2012-03-28 2014-08-27 株式会社東芝 圧力検知素子の製造方法
US9194045B2 (en) * 2012-04-03 2015-11-24 Novellus Systems, Inc. Continuous plasma and RF bias to regulate damage in a substrate processing system
US10312433B2 (en) 2012-04-06 2019-06-04 Taiwan Semiconductor Manufacturing Company, Ltd Reduction of capping layer resistance area product for magnetic device applications
US20130288078A1 (en) * 2012-04-30 2013-10-31 Seagate Technology Llc Thin Film with Reduced Stress Anisotropy
KR102130054B1 (ko) * 2012-06-07 2020-07-06 삼성전자주식회사 자기 터널링 접합 시드, 캡핑 및 스페이서 막 물질들
US9054030B2 (en) 2012-06-19 2015-06-09 Micron Technology, Inc. Memory cells, semiconductor device structures, memory systems, and methods of fabrication
US8923038B2 (en) 2012-06-19 2014-12-30 Micron Technology, Inc. Memory cells, semiconductor device structures, memory systems, and methods of fabrication
RU2522714C2 (ru) * 2012-08-09 2014-07-20 Федеральное государственное унитарное предприятие федеральный научно-производственный центр "Научно-исследовательский институт измерительных систем им. Ю.Е. Седакова" Способ формирования магниторезистивного элемента памяти на основе туннельного перехода и его структура
US8970996B2 (en) * 2012-09-27 2015-03-03 HSGT Netherlands B.V. Spin-torque oscillator for microwave assisted magnetic recording
US10026432B1 (en) 2012-11-20 2018-07-17 Seagate Technology Llc Interlayer structure for heat assisted magnetic recording
US8852963B2 (en) 2013-02-12 2014-10-07 HGST Netherlands B.V. Method for making a current-perpendicular-to-the-plane (CPP) magnetoresistive sensor having a low-coercivity reference layer
KR102078849B1 (ko) * 2013-03-11 2020-02-18 삼성전자 주식회사 자기저항 구조체, 이를 포함하는 자기 메모리 소자 및 자기저항 구조체의 제조 방법
US9379315B2 (en) 2013-03-12 2016-06-28 Micron Technology, Inc. Memory cells, methods of fabrication, semiconductor device structures, and memory systems
US9368714B2 (en) 2013-07-01 2016-06-14 Micron Technology, Inc. Memory cells, methods of operation and fabrication, semiconductor device structures, and memory systems
US9466787B2 (en) 2013-07-23 2016-10-11 Micron Technology, Inc. Memory cells, methods of fabrication, semiconductor device structures, memory systems, and electronic systems
US9461242B2 (en) 2013-09-13 2016-10-04 Micron Technology, Inc. Magnetic memory cells, methods of fabrication, semiconductor devices, memory systems, and electronic systems
US9608197B2 (en) 2013-09-18 2017-03-28 Micron Technology, Inc. Memory cells, methods of fabrication, and semiconductor devices
US9145607B2 (en) 2013-10-22 2015-09-29 Lam Research Corporation Tandem source activation for cyclical deposition of films
US10454024B2 (en) 2014-02-28 2019-10-22 Micron Technology, Inc. Memory cells, methods of fabrication, and memory devices
US9281466B2 (en) 2014-04-09 2016-03-08 Micron Technology, Inc. Memory cells, semiconductor structures, semiconductor devices, and methods of fabrication
US9269888B2 (en) 2014-04-18 2016-02-23 Micron Technology, Inc. Memory cells, methods of fabrication, and semiconductor devices
KR20160011069A (ko) * 2014-07-21 2016-01-29 삼성전자주식회사 자기 소자의 제조 방법
US9378760B2 (en) 2014-07-31 2016-06-28 Seagate Technology Llc Data reader with tuned microstructure
US9349945B2 (en) 2014-10-16 2016-05-24 Micron Technology, Inc. Memory cells, semiconductor devices, and methods of fabrication
US9768377B2 (en) 2014-12-02 2017-09-19 Micron Technology, Inc. Magnetic cell structures, and methods of fabrication
US10439131B2 (en) 2015-01-15 2019-10-08 Micron Technology, Inc. Methods of forming semiconductor devices including tunnel barrier materials
US9852755B2 (en) * 2016-04-28 2017-12-26 Tdk Corporation Thin film magnetic head, head gimbals assembly, head arm assembly, and magnetic disk unit
EP3442042B1 (en) * 2017-08-10 2020-12-09 Commissariat à l'Energie Atomique et aux Energies Alternatives Synthetic antiferromagnetic layer, magnetic tunnel junction and spintronic device using said synthetic antiferromagnetic layer
JP7005452B2 (ja) * 2018-07-30 2022-01-21 株式会社東芝 磁気記憶装置
JP7155425B2 (ja) * 2019-06-06 2022-10-18 株式会社日立ハイテク 走査電子顕微鏡

Family Cites Families (153)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US5304975A (en) 1991-10-23 1994-04-19 Kabushiki Kaisha Toshiba Magnetoresistance effect element and magnetoresistance effect sensor
FR2685489B1 (fr) 1991-12-23 1994-08-05 Thomson Csf Capteur de champ magnetique faible a effet magnetoresistif.
US5448515A (en) 1992-09-02 1995-09-05 Mitsubishi Denki Kabushiki Kaisha Magnetic thin film memory and recording/reproduction method therefor
US5780176A (en) * 1992-10-30 1998-07-14 Kabushiki Kaisha Toshiba Magnetoresistance effect element
US5549978A (en) 1992-10-30 1996-08-27 Kabushiki Kaisha Toshiba Magnetoresistance effect element
JP3184352B2 (ja) 1993-02-18 2001-07-09 松下電器産業株式会社 メモリー素子
EP0629998A2 (en) 1993-06-18 1994-12-21 International Business Machines Corporation Magnetoresistive film, method of its fabrication and magnetoresistive sensor
EP0672303B1 (en) 1993-10-06 1997-12-03 Koninklijke Philips Electronics N.V. Magneto-resistance device, and magnetic head employing such a device
US6002553A (en) 1994-02-28 1999-12-14 The United States Of America As Represented By The United States Department Of Energy Giant magnetoresistive sensor
US5583725A (en) 1994-06-15 1996-12-10 International Business Machines Corporation Spin valve magnetoresistive sensor with self-pinned laminated layer and magnetic recording system using the sensor
US5874886A (en) 1994-07-06 1999-02-23 Tdk Corporation Magnetoresistance effect element and magnetoresistance device
US5900324A (en) * 1994-10-27 1999-05-04 Hoya Corporation Magnetic recording media, methods for producing the same and magnetic recorders
DE69611804D1 (de) 1995-04-17 2001-03-29 Read Rite Corp Bildung eines isolierenden dünnen Filmes durch eine Vielzahl von Ionenstrahlen
US5777542A (en) 1995-08-28 1998-07-07 Kabushiki Kaisha Toshiba Magnetoresistance effect device and manufacturing method thereof
US5923504A (en) * 1995-09-21 1999-07-13 Tdk Corporation Magnetoresistance device
FR2742571B1 (fr) 1995-12-15 1998-01-16 Commissariat Energie Atomique Structure et capteur multicouches et procede de realisation
JP3293437B2 (ja) 1995-12-19 2002-06-17 松下電器産業株式会社 磁気抵抗効果素子、磁気抵抗効果型ヘッド及びメモリー素子
US6084752A (en) 1996-02-22 2000-07-04 Matsushita Electric Industrial Co., Ltd. Thin film magnetic head
TW367493B (en) * 1996-04-30 1999-08-21 Toshiba Corp Reluctance component
US5668688A (en) 1996-05-24 1997-09-16 Quantum Peripherals Colorado, Inc. Current perpendicular-to-the-plane spin valve type magnetoresistive transducer
WO1997047982A2 (en) 1996-06-12 1997-12-18 Philips Electronics N.V. A magneto-resistive magnetic field sensor
US5768183A (en) 1996-09-25 1998-06-16 Motorola, Inc. Multi-layer magnetic memory cells with improved switching characteristics
US5768181A (en) 1997-04-07 1998-06-16 Motorola, Inc. Magnetic device having multi-layer with insulating and conductive layers
EP0877398B1 (en) 1997-05-09 2003-12-17 Kabushiki Kaisha Toshiba Magnetic element and magnetic head and magnetic memory device using thereof
JP3472087B2 (ja) 1997-06-30 2003-12-02 Ｔｄｋ株式会社 膜構造体、電子デバイス、記録媒体および酸化物導電性薄膜の製造方法
JP3182399B2 (ja) 1997-09-17 2001-07-03 株式会社東芝 軟磁性合金膜とその製造方法、磁気ヘッド、および磁気ディスク
EP0905802B1 (en) 1997-09-29 2004-11-24 Matsushita Electric Industrial Co., Ltd. Magnetoresistance effect device, magnetoresistance head and method for producing magnetoresistance effect device
US6033584A (en) 1997-12-22 2000-03-07 Advanced Micro Devices, Inc. Process for reducing copper oxide during integrated circuit fabrication
JP3679593B2 (ja) 1998-01-28 2005-08-03 キヤノン株式会社 磁性薄膜素子および磁性薄膜メモリ素子およびその記録再生方法
JP4409656B2 (ja) 1998-03-20 2010-02-03 株式会社東芝 磁気抵抗効果素子及び磁気再生装置
US6303218B1 (en) 1998-03-20 2001-10-16 Kabushiki Kaisha Toshiba Multi-layered thin-film functional device and magnetoresistance effect element
US6127045A (en) * 1998-05-13 2000-10-03 International Business Machines Corporation Magnetic tunnel junction device with optimized ferromagnetic layer
US6117569A (en) * 1998-05-27 2000-09-12 International Business Machines Corporation Spin valves with antiferromagnetic exchange pinning and high uniaxial anisotropy reference and keeper layers
US6313973B1 (en) * 1998-06-30 2001-11-06 Kabushiki Kaisha Toshiba Laminated magnetorestrictive element of an exchange coupling film, an antiferromagnetic film and a ferromagnetic film and a magnetic disk drive using same
JP3234814B2 (ja) * 1998-06-30 2001-12-04 株式会社東芝 磁気抵抗効果素子、磁気ヘッド、磁気ヘッドアセンブリ及び磁気記録装置
JP2000091667A (ja) 1998-09-09 2000-03-31 Read Rite Smi Kk スピンバルブ磁気抵抗センサ及び薄膜磁気ヘッド
JP2000099922A (ja) 1998-09-17 2000-04-07 Sony Corp 磁気トンネル素子及びその製造方法
JP2000228004A (ja) 1998-11-30 2000-08-15 Nec Corp 磁気抵抗効果素子、再生ヘッド、および記録再生システム
US6542342B1 (en) 1998-11-30 2003-04-01 Nec Corporation Magnetoresistive effect transducer having longitudinal bias layer directly connected to free layer
JP2000188435A (ja) 1998-12-22 2000-07-04 Sony Corp 磁気トンネリング接合素子およびその製造方法、これを用いた磁気ヘッド、磁気センサ、磁気メモリならびに磁気記録再生装置、磁気センサ装置、磁気メモリ装置
US6348274B1 (en) 1998-12-28 2002-02-19 Kabushiki Kaisha Toshiba Magnetoresistive element and magnetic recording apparatus
JP2000215414A (ja) 1999-01-25 2000-08-04 Hitachi Ltd 磁気センサ―
JP3601690B2 (ja) 1999-03-02 2004-12-15 松下電器産業株式会社 磁気抵抗効果素子とその製造方法、磁気抵抗効果型ヘッド、磁気記録装置、磁気抵抗効果メモリ素子
US6567246B1 (en) 1999-03-02 2003-05-20 Matsushita Electric Industrial Co., Ltd. Magnetoresistance effect element and method for producing the same, and magnetoresistance effect type head, magnetic recording apparatus, and magnetoresistance effect memory element
JP2000293982A (ja) 1999-04-08 2000-10-20 Victor Co Of Japan Ltd 磁性メモリ
US6330137B1 (en) 1999-06-11 2001-12-11 Read-Rite Corporation Magnetoresistive read sensor including a carbon barrier layer and method for making same
JP3589346B2 (ja) 1999-06-17 2004-11-17 松下電器産業株式会社 磁気抵抗効果素子および磁気抵抗効果記憶素子
US6275363B1 (en) 1999-07-23 2001-08-14 International Business Machines Corporation Read head with dual tunnel junction sensor
JP2001094173A (ja) 1999-09-22 2001-04-06 Fujitsu Ltd 磁気センサー、磁気ヘッド及び磁気ディスク装置
KR100373473B1 (ko) * 1999-09-24 2003-02-25 가부시끼가이샤 도시바 자기 저항 효과 소자, 자기 저항 효과 헤드, 자기 재생장치 및 자성 적층체
US6556390B1 (en) 1999-10-28 2003-04-29 Seagate Technology Llc Spin valve sensors with an oxide layer utilizing electron specular scattering effect
JP2001143227A (ja) 1999-11-18 2001-05-25 Fujitsu Ltd 磁気センサ
US6770382B1 (en) 1999-11-22 2004-08-03 Headway Technologies, Inc. GMR configuration with enhanced spin filtering
JP3623417B2 (ja) 1999-12-03 2005-02-23 アルプス電気株式会社 スピンバルブ型薄膜磁気素子及び薄膜磁気ヘッド
JP2001176027A (ja) 1999-12-14 2001-06-29 Nec Corp 磁気抵抗効果ヘッド及びこれを用いた磁気記憶装置
US6560077B2 (en) * 2000-01-10 2003-05-06 The University Of Alabama CPP spin-valve device
US6639762B2 (en) 2000-01-24 2003-10-28 Alps Electric Co., Ltd. Spin valve thin-film magnetic device having free magnetic layer in ferrimagnetic state and manufacturing method therefor
JP2001216612A (ja) 2000-01-31 2001-08-10 Alps Electric Co Ltd スピンバルブ型薄膜磁気素子およびこのスピンバルブ型薄膜磁気素子を備えた薄膜磁気ヘッド
JP2001229511A (ja) 2000-02-10 2001-08-24 Fujitsu Ltd 磁気抵抗効果膜、磁気抵抗効果型ヘッド、情報再生装置、および磁気抵抗効果膜製造方法
US6353318B1 (en) 2000-03-10 2002-03-05 Read-Rite Corporation Magnetoresistive sensor having hard biased current perpendicular to the plane sensor
US6603642B1 (en) 2000-03-15 2003-08-05 Tdk Corporation Magnetic transducer having a plurality of magnetic layers stacked alternately with a plurality of nonmagnetic layers and a fixed-orientation-of-magnetization layer and thin film magnetic head including the magnetic transducer
US6469926B1 (en) 2000-03-22 2002-10-22 Motorola, Inc. Magnetic element with an improved magnetoresistance ratio and fabricating method thereof
JP3462832B2 (ja) 2000-04-06 2003-11-05 株式会社日立製作所 磁気抵抗センサ並びにこれを用いた磁気ヘッド及び磁気記録再生装置
US6522507B1 (en) 2000-05-12 2003-02-18 Headway Technologies, Inc. Single top spin valve heads for ultra-high recording density
US6473275B1 (en) 2000-06-06 2002-10-29 International Business Machines Corporation Dual hybrid magnetic tunnel junction/giant magnetoresistive sensor
US6452763B1 (en) 2000-06-06 2002-09-17 International Business Machines Corporation GMR design with nano oxide layer in the second anti-parallel pinned layer
JP2001358380A (ja) 2000-06-13 2001-12-26 Alps Electric Co Ltd スピンバルブ型薄膜磁気素子およびこのスピンバルブ型薄膜磁気素子を備えた薄膜磁気ヘッド
US6661622B1 (en) * 2000-07-17 2003-12-09 International Business Machines Corporation Method to achieve low and stable ferromagnetic coupling field
US6517896B1 (en) 2000-08-07 2003-02-11 Headway Technologies, Inc. Spin filter bottom spin valve head with continuous spacer exchange bias
US6767655B2 (en) 2000-08-21 2004-07-27 Matsushita Electric Industrial Co., Ltd. Magneto-resistive element
US6853520B2 (en) 2000-09-05 2005-02-08 Kabushiki Kaisha Toshiba Magnetoresistance effect element
JP3559513B2 (ja) 2000-09-05 2004-09-02 株式会社東芝 磁気抵抗効果素子、その製造方法及び製造装置並びに磁気再生装置
JP3618654B2 (ja) 2000-09-11 2005-02-09 株式会社東芝 磁気抵抗効果素子、磁気ヘッド及び磁気記録再生装置
US6937446B2 (en) * 2000-10-20 2005-08-30 Kabushiki Kaisha Toshiba Magnetoresistance effect element, magnetic head and magnetic recording and/or reproducing system
JP3833512B2 (ja) * 2000-10-20 2006-10-11 株式会社東芝 磁気抵抗効果素子
JP4896587B2 (ja) 2000-10-20 2012-03-14 株式会社東芝 磁気抵抗効果素子、磁気ヘッド及び磁気再生装置
JP2002150512A (ja) 2000-11-08 2002-05-24 Sony Corp 磁気抵抗効果素子および磁気抵抗効果型磁気ヘッド
US7059201B2 (en) 2000-12-20 2006-06-13 Fidelica Microsystems, Inc. Use of multi-layer thin films as stress sensors
US6771473B2 (en) 2001-01-22 2004-08-03 Matsushita Electric Industrial Co., Ltd. Magnetoresistive element and method for producing the same
US6809900B2 (en) 2001-01-25 2004-10-26 Seagate Technology Llc Write head with magnetization controlled by spin-polarized electron current
US6905780B2 (en) 2001-02-01 2005-06-14 Kabushiki Kaisha Toshiba Current-perpendicular-to-plane-type magnetoresistive device, and magnetic head and magnetic recording-reproducing apparatus using the same
JP2004022614A (ja) 2002-06-13 2004-01-22 Alps Electric Co Ltd 磁気検出素子及びその製造方法
US6992869B2 (en) 2001-02-06 2006-01-31 Yamaha Corporation Magnetic resistance device
US6686068B2 (en) * 2001-02-21 2004-02-03 International Business Machines Corporation Heterogeneous spacers for CPP GMR stacks
US6704175B2 (en) 2001-03-28 2004-03-09 Tdk Corporation Current perpendicular-to-the-plane magnetoresistance read head
JP3590006B2 (ja) 2001-06-22 2004-11-17 株式会社東芝 磁気抵抗効果素子、磁気ヘッド及び磁気再生装置
US6636389B2 (en) 2001-08-03 2003-10-21 International Business Machines Corporation GMR magnetic transducer with nano-oxide exchange coupled free layers
JP2003086866A (ja) 2001-09-13 2003-03-20 Anelva Corp スピンバルブ型巨大磁気抵抗薄膜の製造方法
JP3958947B2 (ja) 2001-09-14 2007-08-15 アルプス電気株式会社 磁気検出素子及びその製造方法
US6888703B2 (en) 2001-09-17 2005-05-03 Headway Technologies, Inc. Multilayered structures comprising magnetic nano-oxide layers for current perpindicular to plane GMR heads
US6937447B2 (en) 2001-09-19 2005-08-30 Kabushiki Kaisha Toshiba Magnetoresistance effect element, its manufacturing method, magnetic reproducing element and magnetic memory
JP3967237B2 (ja) 2001-09-19 2007-08-29 株式会社東芝 磁気抵抗効果素子及びその製造方法、磁気再生素子並びに磁気メモリ
JP2003110168A (ja) 2001-10-01 2003-04-11 Alps Electric Co Ltd 磁気検出素子及びその製造方法
FR2830971B1 (fr) * 2001-10-12 2004-03-12 Commissariat Energie Atomique Dispositif magnetoresistif a vanne de spin a performances ameliorees
JP2003162806A (ja) 2001-11-27 2003-06-06 Hitachi Ltd 垂直磁気記録媒体および磁気記憶装置
JP2003198004A (ja) 2001-12-27 2003-07-11 Fujitsu Ltd 磁気抵抗効果素子
JP4184668B2 (ja) 2002-01-10 2008-11-19 富士通株式会社 Ｃｐｐ構造磁気抵抗効果素子
JP3749873B2 (ja) 2002-03-28 2006-03-01 株式会社東芝 磁気抵抗効果素子、磁気ヘッド及び磁気再生装置
JP4382333B2 (ja) * 2002-03-28 2009-12-09 株式会社東芝 磁気抵抗効果素子、磁気ヘッド及び磁気再生装置
JP2004031545A (ja) * 2002-06-25 2004-01-29 Alps Electric Co Ltd 磁気検出素子及びその製造方法
JP2004095110A (ja) * 2002-09-03 2004-03-25 Hitachi Ltd 部分的な電流絞込層を備えたスピンバルブ型磁気ヘッド及びその製造方法、ならびにその電流絞込方法
JP3648504B2 (ja) 2002-09-06 2005-05-18 株式会社東芝 磁気抵抗効果素子、磁気ヘッドおよび磁気再生装置
JP4435521B2 (ja) 2002-09-11 2010-03-17 株式会社東芝 磁気抵抗効果素子の製造方法
US7218484B2 (en) 2002-09-11 2007-05-15 Kabushiki Kaisha Toshiba Magnetoresistance effect element, magnetic head, and magnetic reproducing apparatus
JP4284049B2 (ja) 2002-09-25 2009-06-24 株式会社日立グローバルストレージテクノロジーズ 磁気抵抗効果センサー及び磁気抵抗効果型ヘッド及びその製造方法
JP3836788B2 (ja) 2002-12-26 2006-10-25 株式会社東芝 磁気抵抗効果素子、磁気抵抗効果型ヘッドおよび磁気記録再生装置
US6800565B2 (en) 2003-01-13 2004-10-05 Veeco Instruments, Inc. Method of forming thin oxidation layer by cluster ion beam
JP3673796B2 (ja) 2003-01-14 2005-07-20 Ｔｄｋ株式会社 磁気抵抗効果素子の製造方法、磁気ヘッド、ヘッドサスペンションアセンブリ及び磁気ディスク装置
US6929957B2 (en) 2003-09-12 2005-08-16 Headway Technologies, Inc. Magnetic random access memory designs with patterned and stabilized magnetic shields
JP4336753B2 (ja) 2003-09-26 2009-09-30 富山県 超薄膜の作製方法
JP3954553B2 (ja) 2003-09-30 2007-08-08 富士通株式会社 記録媒体およびその製造方法
JP2005116703A (ja) 2003-10-06 2005-04-28 Alps Electric Co Ltd 磁気検出素子
JP2005136309A (ja) 2003-10-31 2005-05-26 Toshiba Corp 磁気抵抗効果素子、磁気ヘッド、ヘッドサスペンションアッセンブリ、磁気再生装置、磁気抵抗効果素子の製造方法、および、磁気抵抗効果素子製造装置
US20050141148A1 (en) * 2003-12-02 2005-06-30 Kabushiki Kaisha Toshiba Magnetic memory
JP2005166896A (ja) * 2003-12-02 2005-06-23 Toshiba Corp 磁気メモリ
JP4776164B2 (ja) * 2003-12-25 2011-09-21 株式会社東芝 磁気抵抗効果素子、磁気ヘッド、磁気再生装置および磁気メモリ
JP3993175B2 (ja) 2004-02-26 2007-10-17 株式会社東芝 電流狭窄型垂直通電ｇｍｒヘッドアセンブリ、磁気記録再生装置、電流狭窄型垂直通電ｇｍｒヘッドの適正センス電流方向の特定方法
US7390529B2 (en) 2004-05-26 2008-06-24 Headway Technologies, Inc. Free layer for CPP GMR having iron rich NiFe
JP2005353236A (ja) 2004-06-14 2005-12-22 Fujitsu Ltd 磁気記録媒体およびその製造方法、磁気記憶装置
US7611912B2 (en) 2004-06-30 2009-11-03 Headway Technologies, Inc. Underlayer for high performance magnetic tunneling junction MRAM
US7331100B2 (en) 2004-07-07 2008-02-19 Headway Technologies, Inc. Process of manufacturing a seed/AFM combination for a CPP GMR device
US7576956B2 (en) 2004-07-26 2009-08-18 Grandis Inc. Magnetic tunnel junction having diffusion stop layer
JP2006049426A (ja) 2004-08-02 2006-02-16 Toshiba Corp 磁気抵抗効果素子とその製造方法、およびそれを用いた磁気ヘッドと磁気再生装置
JP4822680B2 (ja) 2004-08-10 2011-11-24 株式会社東芝 磁気抵抗効果素子の製造方法
JP4594679B2 (ja) 2004-09-03 2010-12-08 株式会社東芝 磁気抵抗効果素子、磁気ヘッド、磁気記録再生装置、および磁気メモリ
KR100698413B1 (ko) * 2004-09-28 2007-03-23 야마하 가부시키가이샤 거대 자기저항 소자를 이용한 자기 센서 및 그 제조 방법
JP5095076B2 (ja) 2004-11-09 2012-12-12 株式会社東芝 磁気抵抗効果素子
US20060114620A1 (en) 2004-11-30 2006-06-01 Tdk Corporation Granular type free layer and magnetic head
JP4521316B2 (ja) 2005-05-26 2010-08-11 株式会社東芝 磁気抵抗効果素子、磁気ヘッド、および磁気記録再生装置
US7583481B2 (en) 2005-09-23 2009-09-01 Headway Technologies, Inc. FCC-like trilayer AP2 structure for CPP GMR EM improvement
JP4550713B2 (ja) 2005-10-21 2010-09-22 株式会社東芝 磁気抵抗効果素子の製造方法
JP4786331B2 (ja) 2005-12-21 2011-10-05 株式会社東芝 磁気抵抗効果素子の製造方法
JP4864464B2 (ja) 2006-01-11 2012-02-01 株式会社東芝 磁気抵抗効果素子とその製造方法、およびそれを用いた磁気ヘッドと磁気再生装置と磁気メモリ
KR100790978B1 (ko) 2006-01-24 2008-01-02 삼성전자주식회사 저온에서의 접합 방법, 및 이를 이용한 반도체 패키지 실장 방법
JP4514721B2 (ja) * 2006-02-09 2010-07-28 株式会社東芝 磁気抵抗効果素子の製造方法、磁気抵抗効果素子、磁気抵抗効果ヘッド、磁気記録再生装置及び磁気記憶装置
US7610674B2 (en) 2006-02-13 2009-11-03 Headway Technologies, Inc. Method to form a current confining path of a CPP GMR device
US7599157B2 (en) 2006-02-16 2009-10-06 Hitachi Global Storage Technologies Netherlands B.V. Current-perpendicular-to-the-plane (CPP) magnetoresistive sensor with high-resistivity amorphous ferromagnetic layers
JP2007299880A (ja) 2006-04-28 2007-11-15 Toshiba Corp 磁気抵抗効果素子，および磁気抵抗効果素子の製造方法
JP4550778B2 (ja) 2006-07-07 2010-09-22 株式会社東芝 磁気抵抗効果素子の製造方法
JP4550777B2 (ja) 2006-07-07 2010-09-22 株式会社東芝 磁気抵抗効果素子の製造方法、磁気抵抗効果素子、磁気ヘッド、磁気記録再生装置及び磁気メモリ
JP4490950B2 (ja) 2006-07-07 2010-06-30 株式会社東芝 磁気抵抗効果素子の製造方法、及び磁気抵抗効果素子
JP5044157B2 (ja) 2006-07-11 2012-10-10 株式会社東芝 磁気抵抗効果素子，磁気ヘッド，および磁気再生装置
JP2008085220A (ja) 2006-09-28 2008-04-10 Toshiba Corp 磁気抵抗効果素子、磁気ヘッド、および磁気再生装置
US7872838B2 (en) 2007-02-09 2011-01-18 Headway Technologies, Inc. Uniformity in CCP magnetic read head devices
JP4388093B2 (ja) 2007-03-27 2009-12-24 株式会社東芝 磁気抵抗効果素子、磁気ヘッド、磁気記録再生装置
US8031441B2 (en) 2007-05-11 2011-10-04 Headway Technologies, Inc. CPP device with an enhanced dR/R ratio
US8325449B2 (en) 2007-08-27 2012-12-04 Headway Technologies, Inc. CPP device with improved current confining structure and process
US7978442B2 (en) 2007-10-03 2011-07-12 Tdk Corporation CPP device with a plurality of metal oxide templates in a confining current path (CCP) spacer
US8014109B2 (en) 2007-10-04 2011-09-06 Hitachi Global Storage Technologies Netherlands B.V. Current-perpendicular-to-the-plane (CPP) magnetoresistive sensor with antiparallel-pinned layer containing silicon
JP5039007B2 (ja) 2008-09-26 2012-10-03 株式会社東芝 磁気抵抗効果素子の製造方法、磁気抵抗効果素子、磁気ヘッドアセンブリ及び磁気記録再生装置
JP5032430B2 (ja) 2008-09-26 2012-09-26 株式会社東芝 磁気抵抗効果素子の製造方法、磁気抵抗効果素子、磁気ヘッドアセンブリ及び磁気記録再生装置
JP5032429B2 (ja) 2008-09-26 2012-09-26 株式会社東芝 磁気抵抗効果素子の製造方法、磁気抵抗効果素子、磁気ヘッドアセンブリ及び磁気記録再生装置
JP5039006B2 (ja) 2008-09-26 2012-10-03 株式会社東芝 磁気抵抗効果素子の製造方法、磁気抵抗効果素子、磁気ヘッドアセンブリ及び磁気記録再生装置

Cited By (10)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN103137858A (zh) * 2011-12-02 2013-06-05 中芯国际集成电路制造(上海)有限公司 磁性材料层的形成方法及形成装置
CN103137858B (zh) * 2011-12-02 2016-01-06 中芯国际集成电路制造(上海)有限公司 磁性材料层的形成方法及形成装置
CN103310804A (zh) * 2012-03-14 2013-09-18 希捷科技有限公司 磁传感器制造
CN107958953A (zh) * 2016-10-14 2018-04-24 中电海康集团有限公司 磁性隧道结的自由层的制备方法及磁性隧道结的制备方法
CN107958954A (zh) * 2016-10-14 2018-04-24 中电海康集团有限公司 磁性隧道结的参考层的制备方法、磁性隧道结的制备方法
CN107958951A (zh) * 2016-10-14 2018-04-24 中电海康集团有限公司 Mtj器件的制作方法、mtj器件及stt-mram
CN107958954B (zh) * 2016-10-14 2021-07-13 中电海康集团有限公司 磁性隧道结的参考层的制备方法、磁性隧道结的制备方法
CN110224062A (zh) * 2018-03-01 2019-09-10 三星电子株式会社 磁性结、提供磁性结的方法以及磁存储器
CN112913003A (zh) * 2019-10-03 2021-06-04 Tdk株式会社 磁记录层、磁畴壁移动元件和磁记录阵列
CN112750945A (zh) * 2019-10-31 2021-05-04 上海磁宇信息科技有限公司 一种具双自由层的磁性随机存储器存储单元

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