CN109216539A - 磁阻效应元件、磁头、感应器、高频滤波器和振荡元件 - Google Patents

磁阻效应元件、磁头、感应器、高频滤波器和振荡元件 Download PDF

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Abstract

本发明提供一种改善了磁阻效应的磁阻效应元件。所述磁阻效应元件其特征在于，磁阻效应元件(MR)具备作为磁化固定层的第一铁磁性层(4)、作为磁化自由层的第二铁磁性层(6)、以及设置于第一铁磁性层(4)和第二铁磁性层(6)之间的非磁性间隔层(5)，所述非磁性间隔层(5)具有设置于非磁性间隔层(5)的下表面的第一插入层(5A)和设置于非磁性间隔层(5)的上表面的第二插入层(5C)中的至少一个，第一插入层(5A)和第二插入层(5C)是Fe2TiSi。

Description

磁阻效应元件、磁头、感应器、高频滤波器和振荡元件
技术领域
本公开涉及一种磁阻效应元件，并且涉及使用其的磁头、感应器、高频滤波器和振荡元件。
背景技术
现有的巨磁阻效应(GMR)元件具备作为磁化固定层的第一铁磁性层、作为磁化自由层的第二铁磁性层、设置在第一铁磁性层和第二铁磁性层之间的非磁性间隔层。即，GMR元件具有铁磁性层/非磁性间隔层/铁磁性层的结构。在GMR元件中，在上下铁磁性层的磁化方向一致的状态下，可以流通通过其的自旋。现有的CPP-GMR(面垂直通电型GMR)元件由于与TMR(隧道磁阻效应)元件相比，磁阻效应更低，因此，在专利文件1公开的GMR元件中，铁磁性层使用哈斯勒合金(Co2(Fe,Mn)Si)，非磁性间隔层使用Ag，来尝试改善磁阻效应。
现有技术文件
专利文件
专利文件1：日本特开2012-190914号公报
发明内容
发明想要解决的技术问题
然而，根据本发明者们的见解，在仅仅将哈斯勒合金和非磁性金属组合而成的磁阻效应元件的情况下，磁阻效应并不充分。此外，在使用了哈斯勒合金的磁阻效应元件的情况下，虽然低温下的磁阻比较高，但是由于温度依赖性较大，因此，室温下的磁阻比较低。
鉴于这样的技术问题，本发明的目的在于提供一种改善了磁阻效应的磁阻效应元件。
解决技术问题的技术方案
为了解决上述的技术问题，第1磁阻效应元件具备作为磁化固定层的第一铁磁性层、作为磁化自由层的第二铁磁性层、以及设置在第一铁磁性层和第二铁磁性层之间的非磁性间隔层，非磁性间隔层具有设置在该非磁性间隔层的下表面的第一插入层和设置在该非磁性间隔层的上表面的第二插入层中的至少一个，所述第一插入层和所述第二插入层为Fe2TiSi。
此时，Fe2TiSi与非磁性间隔层、与第一铁磁性层和第二铁磁性层中任意一个的晶格常数的差都变得充分小，缓和了界面的变形。由此，温度依赖性得到改善，室温下的磁阻比变大。
第一插入层和第二插入层优选厚度为3nm以下。插入层为了成为电阻，并且为了获得较大的磁阻比，需要是充分薄的膜。同时，为了作为插入层获得效果，需要是充分厚的膜。在3nm以下时，插入层的效果和由磁阻产生的输出平衡，由此能够获得高的磁阻比。
第二磁阻效应元件具备作为磁化固定层的第一铁磁性层、作为磁化自由层的第二铁磁性层、设置在第一铁磁性层和第二铁磁性层之间的非磁性间隔层、设置在第一铁磁性层的与非磁性间隔层接触的表面的相反侧的表面的第三插入层、以及设置在第二铁磁性层的与非磁性间隔层接触的表面的相反侧的表面的第四插入层，第三插入层和第四插入层为Fe2TiSi。
在该情况下，Fe2TiSi与第一铁磁性层和第二铁磁性层的任意一个的晶格常数的差都变得充分小，缓和了界面的变形。此外，由于是相互类似的结构，因此，铁磁性层的电子能带稳定化，由此，温度依赖性得到改善，室温下的磁阻比变大。
第三插入层和第四插入层的厚度为1nm以上。
第一铁磁性层和第二铁磁性层中的至少任意一个优选为包含哈斯勒合金的铁磁性材料。此时，与铁磁性层为哈斯勒合金以外的铁磁性材料的情况相比，能够获得更大的磁阻比。
第三磁阻效应元件具备作为磁化固定层的第一铁磁性层、作为磁化自由层的第二铁磁性层、以及设置在第一铁磁性层和第二铁磁性层之间的非磁性间隔层，第一铁磁性层和第二铁磁性层的至少一个具有与非磁性间隔层接触的第一哈斯勒层、以及与第一哈斯勒层接触且组成与第一哈斯勒层不同的第二哈斯勒层。
此时，由于第一哈斯勒层和第二哈斯勒层是相似的结构，因此，铁磁性层的电子能带稳定化，由此，温度依赖性得到改善，室温下的磁阻比变大。
第一哈斯勒层优选为Co2FeSi。此时，即使是400℃的退火也能够抑制磁阻比的劣化，能够获得高的磁阻比。
第二哈斯勒层优选为Co2MnSi。此时，即使是400℃的退火也能够抑制磁阻比的劣化，能够获得高的磁阻比。
非磁性间隔层也可以包含Ag、Au、Cu、Cr、V、Al、W和Pt中的至少一种金属元素。此时，能够获得高的磁阻比。
非磁性间隔层也可以为MgO、Al2O3、TiO2、HfO2或尖晶石结构的隧道势垒。此时，能够获得高的磁阻比。
尖晶石结构的隧道势垒也可以为MgAl2O4、ZnAl2O4、γ-Al2O3、MgGa2O4中的任意一个、或者是这些中的一个作为主成分的混晶结构。此时，与使用MgO、Al2O3、TiO2、HfO2的情况相比，能够获得更高的磁阻比。
此外，具有上述任意一个磁阻效应元件的磁头、感应器、高频滤波器或者振荡元件由于磁阻效应大，因此，能够发挥由其产生的优异的特性。
发明的效果
根据本发明的磁阻效应元件，能够改善磁阻效应。
附图说明
图1是实施方式1的磁阻效应元件100的截面图。
图2是实施方式2的磁阻效应元件200的截面图。
图3是实施方式3的磁阻效应元件300的截面图。
图4是表示具有磁阻效应元件的磁头的再生部的截面结构的图。
图5是表示具有磁阻效应元件的磁头的截面结构的图。
图6是表示具有多个磁阻效应元件的电流感应器的结构的图。
图7是表示具有多个磁阻效应元件的高频滤波器的结构的图。
图8是表示磁阻效应元件的材料与MR比的关系的图表。
图9是表示各种材料的晶格常数的图表。
图10是表示各种材料的晶格常数的图表。
图11是表示磁阻效应元件的材料与MR比的关系的图表。
图12是表示各种材料的晶格常数与晶格失配率的图表。
图13是表示磁阻效应元件的材料与MR比的关系的图表。
符号的说明：
1…第1基材层，2…第1非磁性金属层，3…第2非磁性金属层，4…第一铁磁性层，6…第二铁磁性层，5…非磁性间隔层，5B…非磁性材料，5A…第一插入层，5C…第二插入层，10…自旋扭矩振荡器，21、22、23…隔磁板，40A、60A…第一哈斯勒层，40B、60B…第二哈斯勒层，40C…第三插入层，60C…第四插入层，61…主磁极，62…回流磁极，63…线圈，80…磁记录介质，100…第一磁阻效应元件，200…第二磁阻效应元件，300…第三磁阻效应元件。
具体实施方式
下面对实施方式的磁阻效应元件进行说明。另外，对同一要素使用同一符号，省略重复的说明。使用三维正交坐标系时，将各层的厚度方向作为Z轴方向，将与Z轴垂直的2个正交轴作为X轴和Y轴。
图1是实施方式1的磁阻效应元件100的截面图。
磁阻效应元件100在基板1上依次具有第1非磁性金属层2和第2非磁性金属层3，在其上依次层叠有作为磁化固定层的第一铁磁性层4、非磁性间隔层5和作为磁化自由层的第二铁磁性层6。在第二铁磁性层6上依次形成有覆盖(cap)用非磁性金属层7和接触用金属层8。非磁性间隔层5被作为铁磁性材料的第一铁磁性层4和第二铁磁性层6夹持，如果在位于下部的第1非磁性金属层2或第2非磁性金属层3与位于上部的接触用金属层8之间施加偏压，则能够使具有特定方向的自旋的电子沿着垂直于膜面的方向流动。
第一铁磁性层4(磁化固定层)的磁化方向被固定，第二铁磁性层6(磁化自由层)的磁化方向能够根据外部磁场而变化，因此，根据外部磁场的大小，通过电子量变化。通过电子量越多，则电阻越低，通过电子量越少，则电阻越高。作为磁化固定层的第一铁磁性层4的厚度大于第二铁磁性层6，此外，第二铁磁性层6由于微细加工后的形状磁各向异性不同等，难以根据外部磁场而改变磁化方向，因此，实际上作为磁化方向被固定的磁化固定层起作用。
作为基板1，优选可以使用MgO，此外，例如金属氧化物单晶、硅单晶、带热氧化膜的硅单晶、蓝宝石单晶、陶瓷、石英和玻璃等是具有适度的机械强度，并且适合热处理或微细加工的材料，只要是这样的材料，就没有特别限定。通过包含MgO单晶的基板，容易形成外延生长膜。该外延生长膜可以显示出较大的磁阻特性。
作为第1非磁性金属层2，优选可以使用Cr，此外，包括用于控制上部的层的晶体取向的例如Ag、Au、Cu、Cr、V、Al、W和Pt中的至少一种金属元素，也可以包括这些金属元素的合金、或者由2种以上的这些金属元素构成的材料的层叠体。金属元素的合金还包括例如立方晶系的AgZn合金、AgMg合金和NiAl合金等。
作为第2非磁性金属层3，优选可以使用Ag，此外，包括Ag、Au、Cu、Cr、V、Al、W和Pt中的至少一种金属元素，或者也可以包括这些金属元素的合金、或者由2种以上的这些金属元素构成的材料的层叠体。金属元素的合金中还包括例如立方晶系的AgZn合金、AgMg合金和NiAl合金。
作为第一铁磁性层4和第二铁磁性层6，优选可以使用作为哈斯勒合金的Co2MnSi，此外，还可以包括Co2MnGe、Co2MnGa、Co2FeGa、Co2FeSi、Co2MnSn、Co2MnAl、Co2FeAl、Co2CrAl、Co2VAl、Co2MnGaSn、Co2FeGeGa、Co2MnGeGa、Co2FeGaSi、Co2FeGeSi、Co2CrIn、Co2CrSn等哈斯勒合金；或者Fe3O4、CrO2、CoFeB等铁磁性材料，或者可以实质上由该铁磁性材料构成。
此外，铁磁性材料中，优选为具有半金属特性的哈斯勒合金。其中，Co系哈斯勒合金由于居里温度非常高，因此，即使在室温下也能够发挥半金属特性。
在第一铁磁性层4与第二铁磁性层6之间设置有非磁性间隔层5。非磁性间隔层5具有非磁性材料5B、以及设置在非磁性材料5B的下表面的第一插入层5A和设置在该非磁性材料5B的上表面的第二插入层5C中的至少一个。即，也可以省略第一插入层5A和第二插入层5C中的一个，中央的非磁性材料5B制成与上下任意一个铁磁性层接触的结构。
第一插入层5A和第二插入层5C由Fe2TiSi构成。
此外，作为非磁性材料5B，优选可以使用MgAl2O4，此外，可以包括MgO、Al2O3、TiO2、HfO2、或者ZnAl2O4、γ-Al2O3、MgGa2O4中的任意一个、或者这些中的一种作为主成分的混晶结构。进一步，作为非磁性金属材料，也可以为包含Ag、Au、Cu、Cr、V、Al、W和Pt中的至少一种金属元素的合金。
此时，包含Fe2TiSi的任意一个插入层(第一插入层5A、第二插入层5C)与非磁性材料5B之间的晶格匹配性变高，此外，插入层(第一插入层5A、第二插入层5C)与位于其外侧的铁磁性层(第一铁磁性层4、第二铁磁性层6)的晶格常数的差变得充分小，缓和了界面的变形。由此，温度依赖性得到改善，室温下的磁阻比变大。
作为覆盖用非磁性金属层7，优选可以使用Ag，此外，可以包括例如Ru、Ag、Al、Cu、Au、Cr、Mo、Pt、W、Ta、Pd和Ir中的一种以上的金属元素、这些金属元素的合金、或者由2种以上的这些金属元素构成的材料的层叠体。
作为接触用金属层8，优选可以使用Ru，此外，可以包括例如Ru、Ag、Al、Cu、Au、Cr、Mo、Pt、W、Ta、Pd、和Ir中的一种以上的金属元素、或者这些金属元素的合金、或者由2种以上的这些金属元素构成的材料的层叠体。
另外，各层的材料和厚度(优选范围)如下所示。
·接触用金属层8：Ru、5nm、(3nm以上8nm以下)
·覆盖用非磁性金属层7：Ag、5nm、(3nm以上8nm以下)
·第二铁磁性层6：Co2MnSi(钴锰硅合金)、6nm、(3nm以上20nm以下)
·第二插入层5C：Fe2TiSi、1nm、(0.2nm以上3nm以下)
·非磁性材料5B：MgAl2O4、2nm、(1nm以上10nm以下)
·第一插入层5A：Fe2TiSi、1nm、(0.2nm以上3nm以下)
·第一铁磁性层4：Co2MnSi(钴锰硅合金)、10nm、(3nm以上20nm以下)
·第2非磁性金属层3：Ag、50nm、(20nm以上100nm以下)
·第1非磁性金属层2：Cr、20nm、(10nm以上30nm以下)
·第1基材层1：MgO、0.5mm(0.1mm以上2mm以下)
接着，对实施方式1的优越性进行说明。
作为评价磁阻效应元件的性能的指标有MR比。MR比通过[(磁化方向反平行时的元件的电阻值-磁化方向平行时的元件的电阻值)/磁化方向平行时的元件的电阻值]而得到。
铁磁性层(第一铁磁性层4、第二铁磁性层6)与非磁性间隔层5之间的晶格不匹配高的磁阻效应元件中，难以提高这些层的结晶性，层叠界面的居里温度降低。其结果，难以充分地提高室温下的MR比。
实施方式1的第一磁阻效应元件100中，非磁性间隔层5与该非磁性间隔层整体仅由非磁性材料5B构成时相比，为了使该非磁性间隔层5与铁磁性层(第一铁磁性层4、第二铁磁性层6)之间的晶格不匹配变小，具有由Fe2TiSi构成的第一插入层5A和第二插入层5C中的至少一个。因此，根据该磁阻效应元件，由于提高了铁磁性层(第一铁磁性层4、第二铁磁性层6)和非磁性间隔层5的结晶性，因此，改善了温度特性，在室温下也可以充分地提高MR比。
另外，第一插入层5A和第二插入层5C优选厚度在3nm以下。为了成为电阻并且为了获得大的磁阻比，插入层需要为充分薄的膜。同时为了作为插入层获得效果，需要为充分厚的膜。在3nm以下时，插入层的效果和由磁阻产生的输出平衡，由此能够获得高的磁阻比。
此外，作为铁磁性层(第一铁磁性层4、第二铁磁性层6)，铁磁性材料中优选为具有半金属特性的哈斯勒合金。其中、Co系哈斯勒合金由于居里温度非常高，因此，即使在室温下也能够发挥半金属特性。
进一步，作为Co系哈斯勒合金，能够由Co2MnSi、Co2MnGe、Co2MnGa、Co2FeGa、Co2FeSi、Co2MnSn、Co2MnAl、Co2FeAl、Co2CrAl、Co2VAl、Co2MnGaSn、Co2FeGeGa、Co2MnGeGa、Co2FeGaSi、Co2FeGeSi、Co2CrIn、Co2CrSn等哈斯勒合金构成。这些与Fe2TiSi晶格匹配性良好，因此，即使在室温下也可以发挥半金属特性，获得高的MR比。
此外，认为如果将Fe2TiSi与哈斯勒合金接合，则哈斯勒合金的半金属的费米能级发生移动，移动至电子能带的中央，因此，能够发挥半金属特性，并减轻输出的温度依赖性。
此外，作为非磁性材料5B，优选为MgO、TiO2、HfO2等。这些与Fe2TiSi晶格匹配性良好，因此，即使在室温下也能够发挥半金属特性，获得高的MR比。
此外，作为非磁性材料5B，优选为MgAl2O4、ZnAl2O4、γ-Al2O3、MgGa2O4等。这些与Fe2TiSi晶格匹配性良好，因此，即使在室温下也能够发挥半金属特性，获得高的MR比。
此外，作为非磁性材料5B，优选包含Ag、Au、Cu、Cr、V、Al、W和Pt中的至少一种金属元素而成。这些与Fe2TiSi晶格匹配性良好，因此，在将非磁性材料5B作为非磁性金属材料的GMR元件中也能够期待同样的效果，即使在室温下也能够发挥半金属特性，获得高的MR比。
如上所述，实施方式1中的磁阻效应元件100即使在室温下也能够获得高的MR比。
接着，对实施方式2进行说明。图2是实施方式2的磁阻效应元件200的截面图。实施方式2在第一铁磁性层的与非磁性间隔层接触的表面的相反侧的表面具备第三插入层，在第二铁磁性层的与非磁性间隔层接触的表面的相反侧的表面具备第四插入层，来取代图1的结构中的第一插入层和第二插入层。第三插入层和第四插入层为Fe2TiSi。并且，其它的材料和结构与实施方式1所示的相同。
对实施方式2的优越性进行说明。
实施方式2中的第二磁阻效应元件200具备作为磁化固定层的第一铁磁性层4、作为磁化自由层的第二铁磁性层6、设置在第一铁磁性层4和第二铁磁性层6之间的非磁性间隔层5、设置在第一铁磁性层4的与非磁性间隔层5接触的表面的相反侧的表面的第三插入层40C、以及设置在第二铁磁性层6的与非磁性间隔层5接触的表面的相反侧的表面的第四插入层60C，第三插入层40C和第四插入层60C为Fe2TiSi。
具有半金属特性的哈斯勒合金中，在层叠界面附近由晶格不匹配造成的晶格畸变或原子扩散等原子排列的混乱导致居里温度变低，电子能带容易变得不稳定。其结果，半金属特性受到损害，难以提高室温下的磁阻比。
实施方式2的磁阻效应元件200中，第一铁磁性层4和第二铁磁性层6采用分别与第三插入层40C和第四插入层60C接触的层叠结构。由此，第一铁磁性层4和第二铁磁性层6中，单面侧分别与晶格匹配性良好的第三插入层40C和第四插入层60C接触，因此，与没有插入层的单层的哈斯勒合金时相比，电子能带容易稳定化。由此，温度特性得到了改善，室温下的磁阻比变大。
此外，作为第三插入层和第四插入层的Fe2TiSi由于为与实施方式1中记载的Co系哈斯勒合金类似的晶体结构，因此，使铁磁性层的电子能带稳定化，由此，温度依赖性得到了改善，室温下的磁阻比变大。
此外，认为如果将Fe2TiSi与哈斯勒合金接合，则哈斯勒合金的半金属的费米能级发生移动，移动至电子能带的中央，因此，能够发挥半金属特性，并减轻输出的温度依赖性。
进一步，第三插入层和第四插入层的厚度优选在1nm以上。通过具有1nm以上的厚度，能够有效地实现与铁磁性层(第一铁磁性层4、第二铁磁性层6)良好的晶格匹配性，其结果，与没有插入层的单层的哈斯勒合金时相比，电子能带变得稳定化。由此，改善了温度特性，室温下的磁阻比变大。
接着，对实施方式3进行说明。图3是实施方式3的磁阻效应元件300的截面图。实施方式3是不设置图1的结构中的第一插入层5A和第二插入层5C，作为第二铁磁性层6制成与非磁性间隔层5(5B)接触的第一哈斯勒层60A、以及与第一哈斯勒层60A接触且组成与第一哈斯勒层60A不同的第二哈斯勒层60B的磁阻效应元件。另外，其它的材料和结构与实施方式1所示的相同。
对实施方式3的优越性进行说明。
实施方式3中的第三磁阻效应元件300具备作为磁化固定层的第一铁磁性层、作为磁化自由层的第二铁磁性层、以及设置在第一铁磁性层和第二铁磁性层之间的非磁性间隔层，第一铁磁性层和第二铁磁性层的至少一个具有与非磁性间隔层接触的第一哈斯勒层、以及与第一哈斯勒层接触且组成与第一哈斯勒层不同的第二哈斯勒层。
在此，具有半金属特性的哈斯勒合金中，在层叠界面附近由晶格不匹配造成的晶格畸变或原子扩散等原子排列的混乱导致居里温度变低，电子能带容易变得不稳定。其结果，半金属特性受到损害，难以提高室温下的磁阻比。
实施方式3的磁阻效应元件300中，第二铁磁性层6采用第一哈斯勒层60A和第二哈斯勒层60B层叠而成的结构。由此，第一哈斯勒层60A和第二哈斯勒层60B中，单面侧分别具有类似的晶体结构的第一哈斯勒层60A和第二哈斯勒层60B接触，因此，与将铁磁性层制成单层的哈斯勒合金时相比，铁磁性层的电子能带容易稳定化。由此，改善了温度特性，室温下的磁阻比变大。
此外，第一哈斯勒层60A优选为Co2FeSi。该Co2FeSi即使在Co系哈斯勒中居里温度也较高，也能够忍耐磁阻效应元件制造过程中的高温处理。此时，即使进行400℃的退火处理，也能够抑制磁阻比的劣化，获得高的磁阻比。
此外，第二哈斯勒层60B优选为Co2MnSi。该Co2MnSi与第一哈斯勒层60A同样地Co2FeSi在相同的Co系哈斯勒中居里温度也较高，也能够忍耐磁阻效应元件制造过程中的高温处理。此时，即使进行400℃的退火处理，也能够抑制磁阻比的劣化，获得高的磁阻比。
另外，虽然Co2MnSi和Co2FeSi能够忍耐400℃的高温退火，但是在必须在更高的温度下进行退火时，两者相比时，首先考虑到Co2MnSi的Mn有扩散的可能性。在该情况下，Co2MnSi与非磁性间隔层5接触时，Mn向非磁性间隔层扩散，结果预计磁阻效应降低。因此，通过使第一哈斯勒层60A为Co2FeSi、使第二哈斯勒层60B为Co2MnSi，能够防止第二哈斯勒层60B的Mn向非磁性间隔层5扩散。即，第一哈斯勒层60A的Co2FeSi起到Mn扩散防止层的作用。
因此，通过使第一哈斯勒层60A为Co2FeSi、使第二哈斯勒层60B为Co2MnSi，即使磁阻效应元件的制造过程中进行高温下的退火处理，也能够抑制磁阻比的劣化，室温下也能够获得高的磁阻比。
此外，在使Co2MnSi与Co2FeSi接合时，认为由于电子状态相互影响，哈斯勒合金的半金属的费米能级发生移动，移动至电子能带的中央，因此，也能够发挥半金属特性，并减轻输出的温度依赖性。
如上所述，实施方式3中的磁阻效应元件300即使在室温下也能够获得高的MR比。
另外，虽然没有图示，但实施方式3中公开了作为第二铁磁性层6制成与非磁性间隔层5(5B)接触的第一哈斯勒层60A、以及与第一哈斯勒层60A接触且组成与第一哈斯勒层60A不同的第二哈斯勒层60B的磁阻效应元件，但是第一铁磁性层4制成与非磁性间隔层5(5B)接触的第一哈斯勒层40A、以及与第一哈斯勒层40A接触且组成与第一哈斯勒层40A不同的第二哈斯勒层40B，也可以期待与实施方式3相同的效果。进一步，基于上述理由，在第一铁磁性层4和第二铁磁性层6两者设置第一哈斯勒层40A和60A、第二哈斯勒层40B和60B当然也能够期待效果。
图4是表示具有磁阻效应元件的磁头的再生部的截面结构的图。
该磁头具备图1所示的磁阻效应元件MR。详细地说，磁头具备下部隔磁板21、被固定在隔磁板(Magnetic shield)上的磁阻效应元件MR、被固定在磁阻效应元件MR的上部的上部隔磁板22、以及被固定在上部隔磁板22的周围的侧部隔磁板23。隔磁板由NiFe等构成。这样的结构的磁头为公知常识，记载在美国专利5,695,697号中，因此，能够参考该专利。
图5是表示具有磁阻效应元件MR的磁头的截面结构的图。
该磁记录头具备主磁极61、回流磁极62、以及与主磁极61并列放置的自旋扭矩振荡器(振荡元件)10。自旋扭矩振荡器10是与上述磁头相同的结构，并且成为在磁阻效应元件MR的上下配置作为电极的下部隔磁板21和上部隔磁板22的结构。
在主磁极61的基端部卷绕有线圈63，因此，如果向电源IR供给驱动电流，则主磁极61的周围产生写入磁场。产生的磁场通过磁极构成闭合磁路。
如果在包含磁阻效应元件MR的自旋扭矩振荡器10的上下的电极间通入直流电流，则由自旋注入层产生的自旋扭矩使铁磁性共振产生，由自旋扭矩振荡器10产生高频磁场。仅通过由主磁极61产生的记录磁场和由自旋扭矩振荡器10产生的高频磁场重叠的部分对于与这些相对的磁记录介质80进行高密度磁记录。这样结构的磁记录头是公知常识，记载在日本专利第5173750号中，因此，能够参照该专利。
图6是表示具有多个磁阻效应元件的电流感应器的结构的图。
该电流感应器由将多个磁阻效应元件MR电连接而成的桥接电路构成。该图中，通过4个磁阻效应元件MR构成桥接电路，在地电位和电源电位Vdd之间串联连接有2个磁阻效应元件MR而成的电路列并列连接有2个。各自2个磁阻效应元件MR的连接点分别变成第1输出端子Out1和第2输出端子Out2，它们之间的电压变成输出信号。
如果被测定对象的电线沿着Z轴方向延伸，则在电线的周围产生磁场，根据磁场的大小，磁阻效应元件MR的电阻值发生变化。由于输出信号的大小服从磁场的大小、即流过电线的电流量，因此，该装置可以作为电流感应器发挥作用。另外，该装置也作为直接检测磁场大小的磁感应器发挥作用。
图7是表示具有多个磁阻效应元件的高频滤波器的结构的图。
高频滤波器是将多个磁阻效应元件MR并联电连接而成的。即，将磁阻效应元件MR的上部电极(保护电极或者接触电极)彼此连接或共通化，并且将磁阻效应元件MR的下部电极(保护电极或者第1非磁性金属层)彼此连接或共通化。
多个磁阻效应元件MR由于水平截面积(XY平面内截面积)分别不同，因此，共振频率不同。如果从输入端子In输入高频信号，则各磁阻效应元件MR吸收输入的高频信号中与各自共振频率相同频率的信号成分，剩余的高频信号成分从输出端子Out输出。因此，该装置作为高频滤波器发挥作用。这样结构的装置是公知常识，例如，记载于国际公开WO2011/033664号公报中，因此，可以参考该专利。
另外，图1的磁阻效应元件可以按照以下的方式进行制造。
首先，在基板1上依次堆积第1非磁性金属层2、第2非磁性金属层3、第一铁磁性层4、非磁性间隔层5、第二铁磁性层6、覆盖用非磁性金属层7、接触用金属层8。并且，对于非磁性间隔层5，在第一铁磁性层4上堆积第一插入层5A、非磁性材料5B、第二插入层5C而形成。
该堆积使用作为公知技术的溅射法进行。本实施例中，使用由各层的构成材料构成的溅射用靶，使用超高真空溅射装置，在室温下将各层成膜而形成，也可以同时使用2种以上的溅射用靶。即，通过使用不同材料A和B的2种(以上)的靶，将靶同时溅射，也能够调整A和B的合金膜或者各层的材料组成。另外，第一铁磁性层4成膜后在500℃下进行退火处理。第二铁磁性层6成膜后在450℃下进行退火处理。磁阻效应元件通过光刻或电子束光刻以及Ar离子铣削，微细加工成能够评价磁阻特性的形状。另外，使用了溅射装置的Co2MnSi等的制作方法记载于例如美国专利申请公开2007/0230070号公报、美国专利申请公开2013/0229895号公报、美国专利申请公开2014/0063648号公报、美国专利申请公开2007/0211391号公报、美国专利申请公开2013/0335847号公报等中。
如以上所说明书的，根据本发明的磁阻效应元件，能够改善温度依赖性，在室温下能够获得高的MR比，具有上述任一个磁阻效应元件的磁头、感应器、高频滤波器或者振荡元件由于具有大的磁阻效应，因此，能够发挥由其产生的优异的特性。
此外，第一插入层和/或第二插入层的晶体结构能够采用稳定的立方晶系的晶体结构。其结果，能够以更高的结晶品质层叠非磁性间隔层与第一铁磁性层和/或第二铁磁性层，因此，可以发挥更大的磁阻效应。另外，非磁性间隔层也可以包含Ag、Au、Cu、Cr、V、Al、W和Pt中的至少一种金属元素。此时，能够获得高的磁阻比。非磁性间隔层也可以是MgO、Al2O3、TiO2、HfO2或尖晶石结构的隧道势垒。此时，能够获得高的磁阻比。此外，尖晶石结构的隧道势垒也可以是MgAl2O4、ZnAl2O4、γ-Al2O3、MgGa2O4中的任意一个；或者这些中的一个作为主成分的混晶结构。此时，与使用MgO、Al2O3、TiO2、HfO2的情况相比，能够获得更高的磁阻比。
接着，对使用Fe2TiSi时的效果进行考察。
图8是表示磁阻效应元件的材料与MR比的关系的图表。
如上所述，图1所示的结构的磁阻效应元件具备第一铁磁性层4、第一插入层5A、非磁性材料5B、第二插入层5C和第二铁磁性层6。实验例的材料和厚度(括号内表示)如下所示。
(实施例1)
·接触用金属层8：Ru(5nm)
·覆盖用非磁性金属层7：Ag(5nm)
·第二铁磁性层6：Fe(6nm)
·第二插入层5C：Fe2TiSi(Xnm)
·非磁性材料5B：Ag(2nm)
·第一插入层5A：Fe2TiSi(Xnm)
·第一铁磁性层4：Fe(10nm)
·第2非磁性金属层3：Ag(50nm)
·第1非磁性金属层2：Cr(20nm)
·基板1：MgO(0.5mm)
另外，将第一插入层5A和第二插入层5C的厚度分别设定为Xnm，根据X的值，规定实施例1-1(X＝1的情况)、实施例1-2(X＝3的情况)、实施例1-3(X＝5的情况)。
(比较例1)
·接触用金属层8：Ru(5nm)
·覆盖用非磁性金属层7：Ag(5nm)
·第二铁磁性层6：Fe(6nm)
·第二插入层5C：无
·非磁性材料5B：Ag(2nm)
·第一插入层5A：无
·第一铁磁性层4：Fe(10nm)
·第2非磁性金属层3：Ag(50nm)
·第1非磁性金属层2：Cr(20nm)
·基板1：MgO(0.5mm)
(比较例2)
·接触用金属层8：Ru(5nm)
·覆盖用非磁性金属层7：Ag(5nm)
·第二铁磁性层6：Co2MnSi(6nm)
·第二插入层5C：无
·非磁性材料5B：Ag(2nm)
·第一插入层5A：无
·第一铁磁性层4：Co2MnSi(10nm)
·第2非磁性金属层3：Ag(50nm)
·第1非磁性金属层2：Cr(20nm)
·基板1：MgO(0.5mm)
(比较例3)
·接触用金属层8：Ru(5nm)
·覆盖用非磁性金属层7：Ag(5nm)
·第二铁磁性层6：Co2MnSi(6nm)
·第二插入层5C：无
·非磁性材料5B：MgO(2nm)
·第一插入层5A：无
·第一铁磁性层4：Co2MnSi(10nm)
·第2非磁性金属层3：Ag(50nm)
·第1非磁性金属层2：Cr(20nm)
·基板1：MgO(0.5mm)
另外，比较例1～比较例3中不具备第一插入层5A和第二插入层5C，比较例2与比较例1相比，第一和第二铁磁性层的材料不同，比较例3与比较例2相比，非磁性材料5B的材料不同。
(实施例2)
·接触用金属层8：Ru(5nm)
·覆盖用非磁性金属层7：Ag(5nm)
·第二铁磁性层6：Co2MnSi(6nm)
·第二插入层5C：Fe2TiSi(1nm)
·非磁性材料5B：金属材料M*(2nm)
·第一插入层5A：Fe2TiSi(1nm)
·第一铁磁性层4：Co2MnSi(10nm)
·第2非磁性金属层3：Ag(50nm)
·第1非磁性金属层2：Cr(20nm)
·基板1：MgO(0.5mm)
实施例2中，改变了非磁性材料5B的金属材料M*，根据金属材料M*，规定了实施例2-1(金属材料M*＝Ag的情况)、实施例2-2(金属材料M*＝Au的情况)、实施例2-3(金属材料M*＝Cu的情况)、实施例2-4(金属材料M*＝Cr的情况)、实施例2-5(金属材料M*＝Al的情况)、实施例2-6(金属材料M*＝Pt的情况)、实施例2-7(金属材料M*＝V的情况)、实施例2-8(金属材料M*＝W的情况)。
(实施例3)
·接触用金属层8：Ru(5nm)
·覆盖用非磁性金属层7：Ag(5nm)
·第二铁磁性层6：Co2MnSi(6nm)
·第二插入层5C：Fe2TiSi(1nm)
·非磁性材料5B：金属氧化物材料O*(2nm)
·第一插入层5A：Fe2TiSi(1nm)
·第一铁磁性层4：Co2MnSi(10nm)
·第2非磁性金属层3：Ag(50nm)
·第1非磁性金属层2：Cr(20nm)
·基板1：MgO(0.5mm)
在实施例3中，改变了非磁性材料5B的金属氧化物材料O*，根据金属氧化物材料O*，规定了实施例3-1(金属氧化物材料O*＝MgO的情况)、实施例3-2(金属氧化物材料O*＝TiO2的情况)、实施例3-3(金属氧化物材料O*＝HfO2的情况)。另外、这些Ti、Zr、Hf都属于IVB族的过渡金属元素，具有相似的化学性质。
(实施例4)
·接触用金属层8：Ru(5nm)
·覆盖用非磁性金属层7：Ag(5nm)
·第二铁磁性层6：Co2MnSi(6nm)
·第二插入层5C：Fe2TiSi(1nm)
·非磁性材料5B：含有ⅢA族金属的氧化物材料C*(2nm)
·第一插入层5A：Fe2TiSi(1nm)
·第一铁磁性层4：Co2MnSi(10nm)
·第2非磁性金属层3：Ag(50nm)
·第1非磁性金属层2：Cr(20nm)
·基板1：MgO(0.5mm)
在实施例4中，改变了非磁性材料5B的含有ⅢA族金属的氧化物材料C*，根据含有IIIA族金属的氧化物材料C*，规定了实施例4-1(含有ⅢA族金属的氧化物材料C*＝MgAl2O4的情况)、实施例4-2(含有ⅢA族金属的氧化物材料C*＝ZnAl2O4的情况)、实施例4-3(含有ⅢA族金属的氧化物材料C*＝γ-Al2O3的情况)、实施例4-4(含有ⅢA族金属的氧化物材料C*＝MgGa2O4的情况)。
图8中与MR比和评价一并示出了各层之间的晶格不匹配率R1、R2、R3。如下设定各材料的晶格常数。
·第二铁磁性层6：晶格常数对应标准值aF
·第二插入层5C：晶格常数对应标准值aI
·非磁性材料5B：晶格常数对应标准值aN
·第一插入层5A：晶格常数对应标准值aI
·第一铁磁性层4：晶格常数对应标准值aF
另外，晶格不匹配率＝((A2-A1)/A1)×100(％)，A1是一个的晶格常数对应标准值，A2是另一个的晶格常数对应标准值，晶格常数对应标准值在各层的结晶面倾斜0度匹配时是指晶格常数a的n倍(n为正整数)或者a的1/n倍(n为正整数)，在倾斜45度匹配时是指对a乘以2的平方根后的值。总而言之，在相邻的层接触的情况下，存在各层的XY平面内的原子间距离D1、各层的XY平面内的原子间距离D2时，是取得D1和D2的差最小的组合时的晶格不匹配率。
具体来说，晶格不匹配率R1、R2、R3的定义如下所示。
·R1＝((aN-aF)/aF)×100(％)
·R2＝((aI-aF)/aF)×100(％)
·R3＝((aN-aI)/aI)×100(％)
此外，评价A、B的定义如下所示。
·评价A：相对于R1的格子匹配率有提高，MR比与比较例1相比得到提高。
·评价B：MR比与比较例1相比也得到提高。
另外，在使用哈斯勒合金等，费米能级移动至电子能带的中央的情况下，MR比也因该影响而提高。
观察以上的实施例1～实施例4，实施例1的MR比高于比较例1，因此，可知通过使用插入层从而改善了MR比(MR比＝1.9％～2.8％)。
实施例1的情况下，为评价B，认为其理由是由于通过作为第一(第二)插入层5A(5C)的Fe2TiSi改善了第一(第二)铁磁性层4(6)和非磁性材料5B的电子能带的界面性。
实施例2的MR比高于比较例2，因此，可知通过使用插入层，改善了MR比(MR比＝10.1％～19.1％)。认为其理由是由于关于评价A的情况，除了格子匹配率提高以外，如果使Fe2TiSi与哈斯勒合金接合，则哈斯勒合金的半金属的费米能级发生移动，移动至电子能带的中央，因此，能够发挥半金属特性，并减轻输出的温度依赖性。评价B的情况认为是由于如果使Fe2TiSi与哈斯勒合金接合，则哈斯勒合金的半金属的费米能级发生移动，移动至电子能带的中央，因此，能够发挥半金属特性，并减轻输出的温度依赖性。
实施例3的MR比高于实施例2和比较例3，因此，可知除了插入层，通过使用金属氧化物的非磁性材料，能够改善MR比(MR比＝38％～73％)。认为其理由是由于关于评价A的情况，除了格子匹配率提高以外，如果使Fe2TiSi与哈斯勒合金接合，则哈斯勒合金的半金属的费米能级发生移动，移动至电子能带的中央，因此，能够发挥半金属特性，并减轻输出的温度依赖性。评价B的情况认为是由于如果使Fe2TiSi与哈斯勒合金接合，则哈斯勒合金的半金属的费米能级发生移动，移动至电子能带的中央，因此，能够发挥半金属特性，并减轻输出的温度依赖性。
实施例4的MR比高于实施例3，因此，可知通过将非磁性材料5B变更为含有ⅢA族金属的氧化物材料，从而改善了MR比(MR比＝39％～74％)。认为其理由是由于关于评价A的情况，除了格子匹配率提高以外，如果使Fe2TiSi与哈斯勒合金接合，则哈斯勒合金的半金属的费米能级发生移动，移动至电子能带的中央，因此，能够发挥半金属特性，并减轻输出的温度依赖性。评价B的情况认为是由于如果使Fe2TiSi与哈斯勒合金接合，则哈斯勒合金的半金属的费米能级发生移动，移动至电子能带的中央，因此，能够发挥半金属特性，并减轻输出的温度依赖性。
另外，如果比较实施例1-1～实施例1-3，则插入层越薄，MR比越高。各插入层的厚度分别超过3nm时，MR比下降。这是因为发生了自旋扩散。另外，第一插入层的厚度优选在1nm以上。第一插入层的厚度对MR比产生影响，越厚则MR比越大。该厚度超过3nm时，MR比下降。这是因为发生了自旋扩散。另外，第二插入层的厚度优选在1nm以上。第二插入层的厚度对MR比产生影响，越厚则MR比越大。该厚度超过3nm时，MR比下降。这是因为发生了自旋扩散。
如果比较实施例2-1～实施例2-8，则可知在作为非磁性材料5B使用Ag时，MR比最高，但其它金属也有MR比提高效果。
如果比较实施例3-1～实施例3-3，则可知在作为非磁性材料5B使用MgO时，MR比最高，但其它金属氧化物也有MR比提高效果。
如果比较实施例4-1～实施例4-4，则可知在作为非磁性材料5B使用MgAl2O4时，MR比最高，但其它含有ⅢA族金属的氧化物材料也具有MR比提高效果。
另外，图9示出了表示各种材料的晶格常数a的图表。作为非磁性材料5B，除了Ag以外，还能够使用Au、Cu、Cr、Al、Pt、V、W、Fe2TiSi、Fe、MgO、TiO2、HfO2、MgAl2O4、ZnAl2O4、γ-Al2O3或MgGa2O4。
图10是表示各种材料的晶格常数的图表。作为第一铁磁性层4和第二铁磁性层6，能够使用Co2MnSi、Co2MnGe、Co2MnGa、Co2FeGa、Co2FeSi、Co2MnSn、Co2MnAl、Co2FeAl、Co2CrAl、Co2VAl、Co2MnGa0.5Sn0.5、Co2FeGeGa或Fe2TiSi等。另外，认为在铁磁性层包含与相邻的插入层共同的元素时，该元素的移动量变少。
图11是表示磁阻效应元件的材料和MR比的关系的图表。
上述图2的结构中，在第一铁磁性层的与非磁性间隔层接触的表面的相反侧的表面具备第三插入层40C，并且在第二铁磁性层的与非磁性间隔层接触的表面的相反侧的表面具备第四插入层60C，来代替图1的结构中的第一插入层和第二插入层。第三插入层和第四插入层为Fe2TiSi。
实施例5～8的材料和厚度(括号内表示)如下所示。
(实施例5)
·接触用金属层8：Ru(5nm)
·覆盖用非磁性金属层7：Ag(5nm)
·第四插入层60C：Fe2TiSi(Xnm)
·第二铁磁性层6：Fe(6nm)
·非磁性材料5(5B)：Ag(2nm)
·第一铁磁性层4：Fe(10nm)
·第三插入层40C：Fe2TiSi(Xnm)
·第2非磁性金属层3：Ag(50nm)
·第1非磁性金属层2：Cr(20nm)
·基板1：MgO(0.5mm)
另外，将第三插入层40C和第四插入层60C的厚度分别设定为Xnm，按照X的值，规定实施例5-1(X＝0.2的情况)、实施例5-2(X＝0.5的情况)、实施例5-3(X＝1的情况)、实施例5-4(X＝2的情况)、实施例5-5(X＝3的情况)。
(实施例6)
·接触用金属层8：Ru(5nm)
·覆盖用非磁性金属层7：Ag(5nm)
·第四插入层60C：Fe2TiSi(2nm)
·第二铁磁性层6：Co2MnSi(6nm)
·非磁性材料5(5B)：金属材料M*(2nm)
·第一铁磁性层4：Co2MnSi(10nm)
·第三插入层40C：Fe2TiSi(2nm)
·第2非磁性金属层3：Ag(50nm)
·第1非磁性金属层2：Cr(20nm)
·基板1：MgO(0.5mm)
在实施例6中，对非磁性材料5B的金属材料M*进行了改变，按照金属材料M*，规定实施例6-1(金属材料M*＝Ag的情况)、实施例6-2(金属材料M*＝Au的情况)、实施例6-3(金属材料M*＝Cu的情况)、实施例6-4(金属材料M*＝Cr的情况)、实施例6-5(金属材料M*＝Al的情况)、实施例6-6(金属材料M*＝Pt的情况)、实施例6-7(金属材料M*＝V的情况)、实施例6-8(金属材料M*＝W的情况)。
(实施例7)
·接触用金属层8：Ru(5nm)
·覆盖用非磁性金属层7：Ag(5nm)
·第四插入层60C：Fe2TiSi(2nm)
·第二铁磁性层6：Co2MnSi(6nm)
·非磁性材料5(5B)：金属氧化物材料O*(2nm)
·第一铁磁性层4：Co2MnSi(10nm)
·第三插入层40C：Fe2TiSi(2nm)
·第2非磁性金属层3：Ag(50nm)
·第1非磁性金属层2：Cr(20nm)
·基板1：MgO(0.5mm)
实施例7中，对非磁性材料5B的金属氧化物材料O*进行了改变，按照金属氧化物材料O*，规定实施例7-1(金属氧化物材料O*＝MgO的情况)、实施例7-2(金属氧化物材料O*＝TiO2的情况)、实施例7-3(金属氧化物材料O*＝HfO2的情况)。另外，这些Ti、Zr、Hf都属于IVB族的过渡金属元素，具有相似的化学性质。
(实施例8)
·接触用金属层8：Ru(5nm)
·覆盖用非磁性金属层7：Ag(5nm)
·第四插入层60C：Fe2TiSi(2nm)
·第二铁磁性层6：Co2MnSi(6nm)
·非磁性材料5(5B)：含有ⅢA族金属的氧化物材料C*(2nm)
·第一铁磁性层4：Co2MnSi(10nm)
·第三插入层40C：Fe2TiSi(2nm)
·第2非磁性金属层3：Ag(50nm)
·第1非磁性金属层2：Cr(20nm)
·基板1：MgO(0.5mm)
实施例8中，对非磁性材料5B的含有ⅢA族金属的氧化物材料C*进行了改变，根据含有ⅢA族金属的氧化物材料C*，规定实施例8-1(含有ⅢA族金属的氧化物材料C*＝MgAl2O4的情况)、实施例8-2(含有ⅢA族金属的氧化物材料C*＝ZnAl2O4的情况)、实施例8-3(含有ⅢA族金属的氧化物材料C*＝γ-Al2O3的情况)、实施例8-4(含有ⅢA族金属的氧化物材料C*＝MgGa2O4的情况)。
图12是表示各种材料的晶格常数和晶格不匹配率的图表。
在实施例5～实施例8中，插入层Fe2TiSi与铁磁性层接触。如上所述，作为铁磁性层的材料，能够使用Co2MnSi、Co2MnGe、Co2MnGa、Co2FeGa、Co2FeSi、Co2MnSn、Co2MnAl、Co2FeAl、Co2CrAl、Co2VAl、Co2MnGa0.5Sn0.5、Co2FeGeGa或者Fe2TiSi等。使用这些材料时，可以将晶格不匹配率的绝对值控制在0.0％以上～4.2％以下。
图11和图12中记载了各层间的晶格不匹配率R4。
·第四插入层60C：晶格常数对应标准值aI
·第二铁磁性层6：晶格常数对应标准值aF
·第一铁磁性层4：晶格常数对应标准值aF
·第三插入层40C：晶格常数对应标准值aI
另外，晶格不匹配率＝((A2-A1)/A1)×100(％)，A1是一个的晶格常数对应标准值，A2是另一个的晶格常数对应标准值，晶格常数对应标准值在各层的结晶面倾斜0度匹配时是指晶格常数a的n倍(n为正整数)或者a的1/n倍(n为正整数)，在倾斜45度匹配时是指对a乘以2的平方根后的值。总而言之，在相邻的层接触的情况下，存在各层的XY平面内的原子间距离D1、各层的XY平面内的原子间距离D2时，是取得D1和D2的差最小的组合时的晶格不匹配率。
具体来说，晶格不匹配率R4的定义如下所示。
·R4＝((aI-aF)/aF)×100(％)
观察图11所示的实施例5～实施例8，实施例5的MR比高于比较例1，因此，可知使用插入层，改善了MR比(MR比＝1.7％～2.6％)。第三插入层的厚度对MR比产生影响，越厚则MR比越大。另外，第三插入层的厚度优选在1nm以上。第四插入层的厚度对MR比产生影响，越厚则MR比越大。另外，第四插入层的厚度优选在1nm以上。
实施例6的MR比高于比较例2，因此，可知通过使用插入层改善了MR比(MR比＝9.0％～15.1％)。另外，第一铁磁性层4的材料(Co2MnSi)对MR比产生影响。此外，第二铁磁性层6的材料(Co2MnSi)对MR比产生影响。与Fe相比，这些材料能够提高MR比的原因是由于其是自旋极化率大的材料。
实施例7的MR比高于实施例6和比较例3，因此，可知除了插入层以外，通过使用金属氧化物的非磁性材料，从而改善了MR比(MR比＝40％～52％)。
实施例8的MR比除了实施例8-3(非磁性材料5B＝氧化铝)，都高于实施例7的MR比，因此，可知通过将非磁性材料5B变更为含有ⅢA族金属的氧化物材料，从而改善了MR比(MR比＝43％～74％)。
实施例7和实施例8中记载的非磁性材料为氧化物，这些材料相比Ag更能提高MR比。这是由于使用MgO、TiO2、HfO2、MgAl2O4、ZnAl2O4、γ-Al2O3、MgGa2O4等氧化物时，获得了相干隧道效应。
另外，如果比较实施例5-1～实施例5-5，则插入层越厚，MR比越高。
如果比较实施例6-1～实施例6-8，则可知在作为非磁性材料5B使用Au时，MR比最高，但其它金属也具有提高MR比的效果。
如果比较实施例7-1～实施例7-3，则可知在作为非磁性材料5B使用MgO时，MR比最高，但其它金属氧化物也具有提高MR比的效果。
如果比较实施例8-1～实施例8-4，则可知在作为非磁性材料5B使用MgAl2O4时，MR比最高，但其它含有ⅢA族金属的氧化物材料也具有提高MR比的效果。
图13是表示磁阻效应元件的材料和MR比的关系的图表。上述图3的结构是不设置图1结构中的第一插入层5A和第二插入层5C，而作为第二铁磁性层6制成与非磁性间隔层5(5B)接触的第一哈斯勒层60A和与第一哈斯勒层60A接触且组成与第一哈斯勒层60A不同的第二哈斯勒层60B的磁阻效应元件。另外，其它的材料和结构与实施方式1所示的相同。
实施例9～13的材料和厚度(括号内表示)如下所示。
(实施例9)
·接触用金属层8：Ru(5nm)
·覆盖用非磁性金属层7：Ag(5nm)
·第二哈斯勒层60B：NiMnSb(3nm)
·第一哈斯勒层60A：Co2MnSi(3nm)
·非磁性材料5B：Ag(2nm)
·第一铁磁性层4：Fe(10nm)
·第2非磁性金属层3：Ag(50nm)
·第1非磁性金属层2：Cr(20nm)
·基板1：MgO(0.5mm)
(实施例10)
·接触用金属层8：Ru(5nm)
·覆盖用非磁性金属层7：Ag(5nm)
·第二哈斯勒层60B：NiMnSb(3nm)
·第一哈斯勒层60A：Co2FeSi(3nm)
·非磁性材料5B：Ag(2nm)
·第一铁磁性层4：Fe(10nm)
·第2非磁性金属层3：Ag(50nm)
·第1非磁性金属层2：Cr(20nm)
·基板1：MgO(0.5mm)
(实施例11)
·接触用金属层8：Ru(5nm)
·覆盖用非磁性金属层7：Ag(5nm)
·第二哈斯勒层60B：Co2MnSi(3nm)
·第一哈斯勒层60A：Co2FeSi(3nm)
·非磁性材料5(5B)：金属材料M*(2nm)
·第一铁磁性层4：Fe(10nm)
·第2非磁性金属层3：Ag(50nm)
·第1非磁性金属层2：Cr(20nm)
·基板1：MgO(0.5mm)
在实施例11中，改变了非磁性材料5B的金属材料M*，根据金属材料M*，规定了实施例11-1(金属材料M*＝Ag的情况)、实施例11-2(金属材料M*＝Au的情况)、实施例11-3(金属材料M*＝Cu的情况)、实施例11-4(金属材料M*＝Cr的情况)、实施例11-5(金属材料M*＝Al的情况)、实施例11-6(金属材料M*＝Pt的情况)、实施例11-7(金属材料M*＝V的情况)、实施例11-8(金属材料M*＝W的情况)。
(实施例12)
·接触用金属层8：Ru(5nm)
·覆盖用非磁性金属层7：Ag(5nm)
·第二哈斯勒层60B：Co2MnSi(3nm)
·第一哈斯勒层60A：Co2FeSi(nm)
·非磁性材料5(5B)：金属氧化物材料O*(2nm)
·第一铁磁性层4：Fe(10nm)
·第2非磁性金属层3：Ag(50nm)
·第1非磁性金属层2：Cr(20nm)
·基板1：MgO(0.5mm)
在实施例12中，对非磁性材料5B的金属氧化物材料O*进行了变化，根据金属氧化物材料O*，规定实施例12-1(金属氧化物材料O*＝MgO的情况)、实施例12-2(金属氧化物材料O*＝TiO2的情况)、实施例12-3(金属氧化物材料O*＝HfO2的情况)。另外，这些Ti、Zr、Hf都属于IVB族的过渡金属元素，具有相似的化学性质。
(实施例13)
·接触用金属层8：Ru(5nm)
·覆盖用非磁性金属层7：Ag(5nm)
·第二哈斯勒层60B：Co2MnSi(3nm)
·第一哈斯勒层60A：Co2FeSi(3nm)
·非磁性材料5(5B)：含有ⅢA族金属的氧化物材料C*(2nm)
·第一铁磁性层4：Fe(10nm)
·第2非磁性金属层3：Ag(50nm)
·第1非磁性金属层2：Cr(20nm)
·基板1：MgO(0.5mm)
在实施例13中，对非磁性材料5B的含有ⅢA族金属的氧化物材料C*进行了改变，根据含有ⅢA族金属的氧化物材料C*，规定实施例13-1(含有ⅢA族金属的氧化物材料C*＝MgAl2O4的情况)、实施例13-2(含有ⅢA族金属的氧化物材料C*＝ZnAl2O4的情况)、实施例13-3(含有ⅢA族金属的氧化物材料C*＝γ-Al2O3的情况)、实施例13-4(含有ⅢA族金属的氧化物材料C*＝MgGa2O4的情况)。
(比较例4)
比较例4将比较例1中的第二铁磁性层6的Fe(6nm)改变为Co2MnSi(6nm)，其它结构相同。
(比较例5)
比较例5将比较例4中的非磁性材料5B由Ag改变为MgO(2nm)，其它结构相同。
观察图13所示的实施例9～实施例13，实施例9的MR比高于具有1种哈斯勒层的比较例4，因此，可知通过使用2种哈斯勒层作为铁磁性层6，改善了MR比(MR比＝4.5％)。其理由认为是由于，第一哈斯勒层60A和第二哈斯勒层60B中，单面侧分别具有类似的晶体结构的第一哈斯勒层60A和第二哈斯勒层60B接触，因此，与将铁磁性层设为单层的哈斯勒合金时相比，铁磁性层的电子能带容易稳定化。由此，温度特性得到了改善，室温下的磁阻比变大。
实施例10的MR比高于实施例9，因此，可知通过作为哈斯勒层的材料从Co2MnSi改变为Co2FeSi从而改善了MR比(MR比＝5.5％)。认为这是因为Co2FeSi在Co系哈斯勒中居里温度高，即使在磁阻效应元件的制造过程中高温下进行退火处理，也能够抑制磁阻比的劣化，室温下也能够获得高的磁阻比。
实施例11的MR比高于比较例4，因此，可知即使将非磁性材料5B改变为其它金属，与比较例4相比，仍能够改善MR比(MR比＝6.2％～9.5％)。认为这是因为虽然Co2MnSi和Co2FeSi能够忍耐400℃的高温退火，但是在必须要在更高的温度下进行退火时，将两者相比，首先有Co2MnSi的Mn扩散的可能性。此时，Co2MnSi与非磁性间隔层5接触时，Mn向非磁性间隔层扩散，结果预计磁阻效应降低。因此，通过使第一哈斯勒层60A为Co2FeSi，并且使第二哈斯勒层60B为Co2MnSi，能够防止第二哈斯勒层60B的Mn向非磁性间隔层5扩散。即，第一哈斯勒层60A的Co2FeSi起到Mn扩散防止层的作用。
实施例12的MR比高于实施例11和比较例5，因此，可知除了插入层以外，通过使用金属氧化物的非磁性材料5B，可以改善MR比(MR比＝31％～35％)。认为这是由于获得了相干隧道效应。
对于实施例13的MR比(MR比＝25％～38％)，除去实施例13-3(非磁性材料5B＝氧化铝)和实施例13-4(非磁性材料5B＝MgGa2O4)的实施例13-1、13-2的MR比高于实施例12，因此，可知通过将非磁性材料5B变更为含有ⅢA族金属的氧化物材料，能够改善MR比。认为这是因为实施例13-1(非磁性材料5B＝MgAl2O4)、13-2(非磁性材料5B＝ZnAl2O4)与作为第一哈斯勒层的Co2FeSi的晶格匹配性好于实施例13-3(非磁性材料5B＝氧化铝)和实施例13-4(非磁性材料5B＝MgGa2O4)。另外，实施例13-3、13-4的情况下也获得了高于比较例5的MR比。
如果比较实施例11-1～实施例11-8，则在作为非磁性材料5B使用Au时，MR比最高，但其它金属也具有提高MR比的效果。
如果比较实施例12-1～实施例12-3，则在作为非磁性材料5B使用MgO时，MR比最高，但其它金属氧化物也具有提高MR比的效果。
如果比较实施例13-1～实施例13-4，则作为非磁性材料5B使用MgAl2O4时，MR比最高，但其它含有ⅢA族金属的氧化物材料也具有提高MR比的效果。
根据上述实验，可以认为作为第一铁磁性层4和第二铁磁性层6的材料，即使是Fe或Co2MnSi以外，是如图10中记载的自旋极化率大的材料时，也具有提高MR比的效果。
如上所说明书的，在实施例1～实施例4中，磁阻效应元件包括作为磁化固定层的第一铁磁性层4、作为磁化自由层的第二铁磁性层6、以及设置在第一铁磁性层4和第二铁磁性层6之间的非磁性间隔层(非磁性材料5B)，非磁性间隔层具有设置在该非磁性间隔层的下表面的第一插入层5A和设置在该非磁性间隔层的上表面的第二插入层5C中的至少一个，第一插入层5A和第二插入层5C为Fe2TiSi，该结构的情况下，第一插入层5A与第二插入层5C与非磁性材料5B和铁磁性层(第一铁磁性层4、第二铁磁性层6)的晶格常数的差充分小，起到缓和界面的变形的缓冲层的作用，MR比变高。图1所示的结构中，基于所述原理，只要第一插入层5A和第二插入层5C的任意一个存在，就能够得到该效果。如上所述，即使改变非磁性材料的种类、插入层的材料或厚度也有提高MR比的效果，但是第一插入层5A和第二插入层5C分别优选厚度在3nm以下。是由于如果超过3nm，则产生自旋扩散，MR比降低。
此外，在实施例5～实施例8中，磁阻效应元件具备作为磁化固定层的第一铁磁性层4、作为磁化自由层的第二铁磁性层6、设置在第一铁磁性层和第二铁磁性层之间的非磁性间隔层(非磁性材料5B)、设置在第一铁磁性层的与非磁性间隔层接触的表面的相反侧的表面的第三插入层40C、以及设置在第二铁磁性层的与非磁性间隔层接触的表面的相反侧的表面的第四插入层60C，第三插入层和所述第四插入层为Fe2TiSi。该结构的情况下，第一铁磁性层4和第二铁磁性层6采取分别与第三插入层40C和第四插入层60C接触的层叠结构。由此，第一铁磁性层4和第二铁磁性层6中由于单面侧分别与晶格匹配性良好的第三插入层40C和第四插入层60C接触，因此，与没有插入层的单层的哈斯勒合金时相比，电子能带容易稳定化。由此，温度特性得到了改善，室温下的磁阻比变大。图2所示的结构中，通过存在两个插入层，与单侧插入层存在时相比，在室温下能够获得更大的磁阻比。此外，如上所述，即使改变非磁性材料的种类、插入层的材料或厚度，也有提高MR比的效果，但是第三插入层40C和第四插入层60C的厚度分别优选在1nm以上。认为这是因为，通过具有1nm以上的厚度，能够有效地实现与铁磁性层(第一铁磁性层4、第二铁磁性层6)良好的晶格匹配性，其结果，与没有插入层的单层哈斯勒合金时相比，电子能带容易稳定化，由此，温度特性得到了改善，室温下的磁阻比变大。
认为在上述铁磁性层为哈斯勒合金时，自旋极化率变高，MR比变高。只要第一铁磁性层和第二铁磁性层中的至少任意一个是包含哈斯勒合金的铁磁性材料，就能够获得提高MR比的效果。
此外，实施例9～实施例13中，磁阻效应元件包括作为磁化固定层的第一铁磁性层4、作为磁化自由层的第二铁磁性层6、以及设置在第一铁磁性层和第二铁磁性层之间的非磁性间隔层(非磁性材料5B)，第一铁磁性层4和第二铁磁性层6的至少一个具有与非磁性间隔层接触的第一哈斯勒层60A、以及与第一哈斯勒层60A接触且组成与第一哈斯勒层60A不同的第二哈斯勒层60B，通过使用2种哈斯勒层，并且由于第一哈斯勒层和第二哈斯勒层是相似的结构，因此，铁磁性层的电子能带稳定化，由此，温度依赖性得到了改善、室温下的磁阻比变大(上述实验的温度均为室温)。实施例9～实施例13中，示出了构成哈斯勒合金的第一哈斯勒层为Co2FeSi、第二哈斯勒层为Co2MnSi，能够得到高的MR比。作为其它的哈斯勒合金，特别是Co系哈斯勒合金，认为如果在Co2MnSi、Co2MnGe、Co2MnGa、Co2FeGa、Co2FeSi、Co2MnSn、Co2MnAl、Co2FeAl、Co2CrAl、Co2VAl、Co2MnGaSn、Co2FeGeGa、Co2MnGeGa、Co2FeGaSi、Co2FeGeSi、Co2CrIn、Co2CrSn等中，选择这些中的任意的2种以上并进行层叠，由于其结构的类似性，因此，铁磁性层的电子能带稳定化，MR比提高。
上述实施例2、实施例6、实施例11中，作为非磁性间隔层示出了包含Ag、Au、Cu、Cr、V、Al、W和Pt中的至少一种金属元素的情况，但在任一种情况下都观察到MR比的提高。
此外，实施例3、实施例7、实施例12中，关于非磁性间隔层(非磁性材料5B)，MgO、Al2O3、TiO2、HfO2构成尖晶石结构的隧道势垒，使用这些中的任一种材料时，能够获得高的MR比。实施例4、实施例8、实施例13中，关于非磁性间隔层(非磁性材料5B)，尖晶石结构的隧道势垒为MgAl2O4、ZnAl2O4、γ-Al2O3、MgGa2O4中的任一种，观察到MR比的提高。认为该效果是基于相干隧道效应，因此，认为即使是这些中的一种作为主成分的混晶结构也产生提高MR比的效果。

Claims (15)

1.一种磁阻效应元件，其特征在于，
包括：
作为磁化固定层的第一铁磁性层；
作为磁化自由层的第二铁磁性层；以及
设置于所述第一铁磁性层和所述第二铁磁性层之间的非磁性间隔层，
所述非磁性间隔层具有设置于该非磁性间隔层的下表面的第一插入层和设置于所述非磁性间隔层的上表面的第二插入层中的至少一个，
所述第一插入层和所述第二插入层为Fe2TiSi。
2.如权利要求1所述的磁阻效应元件，其特征在于，
所述第一插入层以及所述第二插入层的厚度为3nm以下。
3.一种磁阻效应元件，其特征在于，
包括：
作为磁化固定层的第一铁磁性层；
作为磁化自由层的第二铁磁性层；
设置于所述第一铁磁性层和所述第二铁磁性层之间的非磁性间隔层；
设置于所述第一铁磁性层的与所述非磁性间隔层接触的表面的相反侧的表面的第三插入层；以及
设置于所述第二铁磁性层的与所述非磁性间隔层接触的表面的相反侧的表面的第四插入层，
所述第三插入层和所述第四插入层为Fe2TiSi。
4.如权利要求3所述的磁阻效应元件，其特征在于，
所述第三插入层和所述第四插入层的厚度为1nm以上。
5.如权利要求1～4中任一项所述的磁阻效应元件，其特征在于，
所述第一铁磁性层和所述第二铁磁性层中的至少任意一个为包含哈斯勒合金的铁磁性材料。
6.一种磁阻效应元件，其特征在于，
包括：
作为磁化固定层的第一铁磁性层；
作为磁化自由层的第二铁磁性层；以及
设置在所述第一铁磁性层和所述第二铁磁性层之间的非磁性间隔层，
所述第一铁磁性层和所述第二铁磁性层中的至少一个具有第一哈斯勒层和第二哈斯勒层，
所述第一哈斯勒层与所述非磁性间隔层接触；所述第二哈斯勒层与所述第一哈斯勒层接触且组成与所述第一哈斯勒层不同。
7.如权利要求6所述的磁阻效应元件，其特征在于，
所述第一哈斯勒层为Co2FeSi。
8.如权利要求6或7所述的磁阻效应元件，其特征在于，
所述第二哈斯勒层为Co2MnSi。
9.如权利要求1～8中任一项所述的磁阻效应元件，其特征在于，
所述非磁性间隔层包含Ag、Au、Cu、Cr、V、Al、W和Pt中的至少一种金属元素。
10.如权利要求1～8中任一项所述的磁阻效应元件，其特征在于，
所述非磁性间隔层为MgO、Al2O3、TiO2、HfO2或尖晶石结构的隧道势垒。
11.如权利要求10所述的磁阻效应元件，其特征在于，
所述尖晶石型结构的隧道势垒为MgAl2O4、ZnAl2O4、γ-Al2O3、MgGa2O4中的任意一个，或者是这些中的一个作为主成分的混晶结构。
12.一种磁头，其特征在于，
具备权利要求1～11中任意一项所述的磁阻效应元件。
13.一种感应器，其特征在于，
具备权利要求1～11中任意一项所述的磁阻效应元件。
14.一种高频滤波器，其特征在于，
具备权利要求1～11中任意一项所述的磁阻效应元件。
15.一种振荡元件，其特征在于，
具备权利要求1～11中任意一项所述的磁阻效应元件。
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