CN1102283C - 铁磁性隧道结磁传感器 - Google Patents

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Abstract

一种铁磁性隧道结磁传感器，它包括一个第一铁磁性层，一个形成于前述第一铁磁性层之上的并在其中包括一层隧道氧化膜的绝缘阻挡层和一个形成于前述绝缘阻挡层之上的第二铁磁性层，其中，前述绝缘阻挡层包括一个带前述隧道氧化膜的金属层，前述隧道氧化膜由构成前述金属层的金属元素的氧化物组成，并且，该绝缘阻挡层的厚度约为1.7nm或更小，但大于组成前述隧道氧化膜的前述氧化物的一个分子层的厚度。

Description

铁磁性隧道结磁传感器
本发明总体上涉及到磁头，尤其是使用所谓的铁磁性隧道结的高灵敏度磁头。
磁头被广泛使用于从声像设备比如录像机或者磁带录音机到信息处理设备比如计算机的磁存储设备。尤其是在信息处理设备中，需要处理非常大量的与图象数据或者声音数据及其相关数据处理有关的信息，因而需要能够以非常大的记录密度记录信息的大容量高速度磁存储设备。
能够被磁头读出的信息记录密度，或者说分辨率极限，首先取决于磁头的缝隙宽度和磁头距记录介质的距离。在磁芯外缠绕线圈的感应型磁头中，当缝隙宽度为1μm时可达到高达65兆位/平方英寸的记录密度。另一方面，有预测说，在将来，将需要可对超过20吉位/平方英寸的记录密度进行读写的磁头。为了达到这一点，最基本的是要提供一种能够探测非常微弱的磁信号的超高灵敏度的磁传感器，但这种超高灵敏度、超高分辨率和超高速度的磁传感器不可能用基于电磁感应原理工作的感应型磁头来实现。
作为能够探测到由非常微细的磁记录点产生的这种非常微弱的磁信号的高灵敏度磁头，有这样一种方案，即，在磁头中使用一种所谓的MR(磁阻)磁传感器或者GMR(巨磁阻)磁传感器，前者使用一种各向异性磁阻，后者使用一种巨磁阻。
图1以横断面的方式示出了一种典型的传统超高分辨率读写磁头10的结构。
参图1，该磁头10是在通常由Al2O3·TiC或者类似物质组成的陶瓷衬底上构成的，该磁头包括一个在前述衬底11上形成的下部磁屏蔽层12，以及在下部磁屏蔽层12上形成的上部磁屏蔽层14，在两个磁屏蔽层之间夹有一层非磁性的绝缘膜13。前述上部和下部磁屏蔽层12和14在磁头10的前缘形成了一个读间隙15，在该读间隙15中安装一个磁传感器16。
而且，在上部磁屏蔽层14上有一磁极18，在前二者之间夹有非磁性的绝缘膜17。前述磁极18和上部磁屏蔽层14一起在磁头10的前缘形成一个写间隙19。另外，在前述绝缘膜12的内部有一个写线圈结构17。
在图1的磁头10中，有人提出用各种GMR磁传感器比如自旋阀(spin-valve)磁传感器作为前述磁传感器16。自旋阀磁传感器是一种含有约束层的磁传感器，该约束层是铁磁性材料的，比如NiFe或者Co，它与一层由FeMn、IrMn、RhMn、PtMn、PdPtMnN或类似材料构成的反铁磁性层相邻。一个反铁磁性材料比如NiFe或者Co的自由层与前述约束层交互耦合，二者间夹有一层非磁性层比如Cu层。应注意到，前述约束层具有由前述反铁磁性层所确定的磁化，而在外磁场的作用下，前述自由层可改变磁化方向。随着前述自由层和约束层的磁化所形成的角的变化，自旋阀磁传感器可改变其阻值。
但是，这种传统的GMR磁传感器存在一个共同的问题，这个问题与其“非磁性层与反铁磁性层相邻”的结构特征有关，这个问题就是，对于热处理过程，这种磁头比较脆弱。应当注意到，在图1所示的磁头10的制造过程中，一次通常是在250到300℃之间的温度下进行的热处理过程是不可避免的。
图2A到2E示出了图1所示的磁头10的典型的制造过程。
参图2A，在包括磁传感器16的磁结构及上部磁屏蔽层14形成之后，对应于写间隙19的一层薄的绝缘阻挡层形成于前述上部磁屏蔽层14之上，并进一步在前述绝缘阻挡层之上形成一层抗蚀图17A。
下一步，在图2B中，在250-300℃的温度下使图2A所示的结构退火，以使得前述抗蚀图17A的竖直前缘软熔，从而在该抗蚀图17A的前述前缘形成一个弧形斜面。
再下一步，在图2C中，在经过软熔的前述抗蚀图17A上形成前述线圈结构17C，并在抗蚀图17A上形成另一个抗蚀图17B，以掩盖住前述线圈结构17C。进一步，在图2D的步骤中，仍在250-300℃的温度下对图2C所示的结构进行与图2B的步骤相似的退火处理。图2D所示步骤的结果是使得抗蚀图17B同样具有与抗蚀图17A相似的弧形斜面。
最后，在图2E所示的步骤中，在图2D所示的结构上形成磁极18。
在磁传感器16形成之后抗蚀图17A和17B经历退火过程的前述图2A-2E所示的过程中，应当注意到，磁传感器经受250-300℃的热退火处理共两次，即在图2B和图2D所示的步骤中，而我们知道，这种热退火处理的结果，是使得GMR磁传感器丧失大部分作为其特征的大的磁阻变化。特别地，在使用PtMn、PdPtMnN或类似物质作为反铁磁性层的情况下，应当注意到，为了晶化前述反铁磁性层，需要在250℃或更高的温度下进行进一步的热退火处理。
另一方面，有人提出使用一种铁磁性隧道结磁传感器作为磁头10的磁传感器16，其中，在一对铁磁性层之间夹有一层隧道绝缘膜。人们希望这种铁磁性隧道结磁传感器对微弱的磁场产生非常大的磁阻变化，甚至比自旋阀GMR传感器更大的磁阻变化，据认为，这种磁传感器是一种大有前途的用于前述超高分辨率磁头10的磁传感器。
图3A和3B示出了用于前述磁传感器16的一种铁磁性隧道结传感器的原理。
参图3A和3B，磁传感器16包括一层NiFe或者Co的下部铁磁性层16A，以及一层也是NiFe或者Co质的上部铁磁性层16B，在两个铁磁性层16A和16B之间夹有厚度为几个纳米的成分为AlOx的隧道绝缘膜。自旋方向向上和自旋方向向下的电子通过隧道绝缘膜16C以隧道电流的形式流动，该隧道电流通常垂直于隧道绝缘膜的主表面。
在图3A所示的状态中，不存在显著的外部磁场，可以看出，铁磁性层16A中和铁磁性层16B中的磁化方向是反向平行的，这是铁磁性层16A和16B之间的交互作用的结果。相反，在图3B所示的存在外部磁场H的情况下，铁磁性层16A中和铁磁性层16B中的磁化方向是平行的。
在这种结构的铁磁性隧道结磁传感器中，应当注意到，电子隧道效应概率随前述上部和下部磁性层16A和16B的磁化强度而变化，并且，磁头的隧道电阻R随外部磁场H而变化，变化关系如下：
R＝RS+(1/2)·ΔR(1-cosθ)    (1)其中，Rs代表在一基准态下的隧道电阻，在该基准态下磁性层16A和16B中的磁化方向平行，θ代表磁性层16A和16B中的磁化方向所形成的角度，ΔR则代表隧道电阻R在前述磁化方向平行和和反平行两种状态之间的变化。应当注意到，ΔR总是取正值。由之可以确定一个隧道电阻变化比或者说MR比即ΔR/R。
从公式(1)可以推断，当磁性层16A中的磁化方向与磁性层16B中的磁化方向为如图3A所示的平行关系时，隧道电阻R最小。而当磁性层16A中的磁化方向和磁性层16B中的磁化方向为如图3B所示的反向平行关系时，该隧道电阻R最大。
应当注意到，磁阻的这种变化是由于下述事实，即：电子电流通常包括两种电子，即自旋方向向上和向下的电子。在一个非磁体中，自旋向上和向下的电子数目通常是相等的，因此非磁体不表现出磁性。而在铁磁性体中，相反，自旋向上和向下的电子数目不同，这就是铁磁性体表现出磁性的原因。
当单个电子穿过前述隧道绝缘阻挡层16C(隧道效应)从铁磁性层16A到16B时，或者反向穿过时，在隧道效应前后，该电子的自旋状态不变。这还意味着，为了使电子成功地从一层铁磁性层穿到另一层铁磁性层，该另一层铁磁性层需要具有与前述电子的自旋状态相应的空位。如果没有前述空位，就不能发生该电子的隧道效应。
应当注意到，根据下述关系式，前述隧道电阻的MR比ΔR/R是电子在源铁磁性层16B中的自旋极化和电子在目标铁磁性层16A中的自旋极化的积：
ΔR/R＝2P1·P2/(1-P1·P2)其中，P1和P2用下式表示：
P1，P2＝2(NUP-NDOWN)/(NUP+NDOWN)其中，NUP表示在铁磁性层16A或者铁磁性层16B中向上自旋的电子数或者电子自旋方向向上的位置的数目，NOWN表示在铁磁性层16A或者铁磁性层16B中向下自旋的电子数或者电子自旋方向向下的位置的数目。
自旋极化P1或者P2的值通常取决于铁磁性材料，当选择合适的材料体系时，从理论上预测，可以达到高达50％的MR比。与用传统的GMR传感器相比，这个MR比的值要大得多。因此，铁磁性隧道结传感器被认为是用于传统分辨率磁头的有前途的磁传感器。例如，参看日本专利公开说明书4-103014。
与前述预测相反，在传统的铁磁性隧道结传感器中所达到的MR比远远小于前述理论预测。事实上，仅仅报导过少数几个MR比成功地达到20％的例子(室温环境下)。即使在这些成功的例子中，也有MR比随时间下降的趋向，或者是，设备的耐压太低，不足以完成对磁阻变化的可靠探测。这种不理想的结果据认为是由于形成于铁磁性层16A或16B与极薄的隧道绝缘膜16C之间的界面上的缺陷造成的，而这种缺陷是由于微粒的污染造成的。
实践上通常通过下述方式来形成前述极薄的隧道绝缘膜16C，即，在前述下部磁性层16A上镀一层Al膜，镀膜方法为溅射镀膜处理，膜厚度约为5nm，然后进行氧化处理，将Al镀层的组分转化为AlOx(T.Miyazaki和N.Tezuka，J.Magn.Mater，139，1995，L231)。但是，这种传统结构的铁磁性隧道结具有一个缺点，即所获得的MR比较小，这与被覆绝缘膜16C的前述非磁性Al镀层具有相当大的厚度这一事实有关。
而且，在含有作为磁传感器16的铁磁性隧道结传感器，并按照图2A到2E所示的过程制造的传统的磁头10中，存在一个问题，这就是，前述Al镀层可能在图2B或者图2D的热退火处理中与下伏的铁磁性层16A发生反应。当发生这种反应时，就在前述铁磁性层16A中形成非磁性的固溶体，而在铁磁性层16A中这种非磁性区域的存在将显著降低前述MR比。因此，前述传统的铁磁性隧道结传感器同样地受到与传统的GMR磁传感器相似的对热退火处理的脆弱性的问题的困扰。
图4示出了一种结构的磁化强度Ms随热退火温度的变化情况。在该结构中，厚度为10nm的Al层镀在厚度为3nm的Co层上。
参图4，可以看到，随着热退火温度的升高，磁化强度Ms就升高，这种现象表明，有非磁性的Al原子从Al镀层溶入了Co层。
图4的数据表明，在图3A和3B所示的铁磁性隧道结传感器16中，当由于热退火处理的结果而有大量的非磁性原子从隧道绝缘膜16C溶入下伏的铁磁性层16A时，上部铁磁性层16A中的电子就发生隧道效应，不顾下部铁磁性层16B的磁化强度而穿到下部铁磁性层16B中。从而使得MR比显著降低。
为了改善铁磁性隧道结传感器的抗热性能，日本专利公开说明书4-103014建议使用III到V键(IIIb-Vb)化合物来作为隧道绝缘膜。但是，前述现有技术中的铁磁性隧道结传感器在4.2K时仅能提供5％的MR比。
因此，本发明总的目的是提供一种消除了前述问题的新而有用的铁磁性隧道结传感器及其制造方法。
本发明的另一个具体的目的是提供一种对热退火处理具有改善了的抗性、并具有大而稳定的MR比的铁磁性隧道结传感器及其制造方法。
本发明的另一个目的是提供一种铁磁性隧道结磁传感器，它包括：
一个第一铁磁性层；
一个形成于前述第一铁磁性层之上的绝缘阻挡层(insulation barrierlayer)，该绝缘阻挡层包括一层隧道氧化膜；和
一个形成于前述绝缘阻挡层之上的第二铁磁性层；
前述绝缘阻挡层包括一个带前述隧道氧化膜的金属层，前述隧道氧化膜由构成前述金属层的金属元素的氧化物组成；
前述绝缘阻挡层的厚度约为1.7nm或更小，大于组成前述隧道氧化膜的前述氧化物的一个分子层的厚度。
本发明的另一个目的是提供一种磁记录和复制设备，包括：
一种磁记录介质；
一个扫描前述磁记录介质表面的磁头；
前述磁头包括一个铁磁性磁传感器，后者包括：一个第一铁磁性层；一个形成于前述第一铁磁性层之上的绝缘阻挡层，该绝缘阻挡层包括一层隧道氧化膜；和一个形成于前述绝缘阻挡层之上的第二铁磁性层；前述绝缘阻挡层包括一个带前述隧道氧化膜的金属层，前述隧道氧化膜由构成前述金属层的金属元素的氧化物组成；前述绝缘阻挡层的厚度约为1.7nm或更小，大于组成前述隧道氧化膜的前述氧化物的一个分子层的厚度。
本发明的另一个目的是提供一种制造铁磁性隧道结磁传感器的方法，前述铁磁性隧道结传感器包括一个第一铁磁性层、一个形成于前述第一铁磁性层之上、包括一层隧道氧化膜的绝缘阻挡层，和一个形成于前述绝缘阻挡层之上的第二铁磁性层，前述方法包括下列步骤：
在前述第一铁磁性层上镀一厚度为1.7nm或更小的金属层，使该金属层的厚度大于形成前述金属层的金属的氧化物的一个分子层的厚度；和
通过氧化前述金属层的一个表面而在前述金属层上形成前述隧道氧化膜；和
在前述金属层的前述被氧化的表面上形成前述第二铁磁性层。
根据本发明，通过将形成绝缘阻挡层时用作起始材料的非磁性金属层的厚度减小到约1.7nm或者更小，绝缘阻挡层中自旋极化的破坏被有效抑制。成功抑制自旋极化的破坏，或者说在隧道效应前后电子自旋状态的维持的改善，其结果是使得本发明的磁传感器表现出得以改善的MR比。通过使前述非磁性金属层的厚度大于前述非磁性金属层的氧化层的一个分子层的厚度，成功地避免了前述隧道氧化膜内的短路问题。
对于前述非磁性层，通过使用与氧的结合能大于构成前述下伏铁磁性层的金属元素与氧的结合能的金属元素，当在200-300℃，最好是在约300℃的温度下进行热处理时，前述非磁性金属层就从前述下伏铁磁性层中吸收氧。从而，前述铁磁性层中的自旋极化就进一步得到改善，磁传感器的MR比也进一步得到改善。进一步，鉴于热退火处理所得到的性能的前述改善，本发明的磁传感器也具有改善了的抗热性能。这样，即使在包含前述铁磁性隧道结磁传感器的磁头的制造过程中进行抗蚀膜的软熔处理(reflowing)，本发明的磁传感器的性能也几乎没有下降。而且，即使在对形成于前述上部铁磁性层之上的反铁磁性层进行热退火处理时，本发明的磁传感器的性能也几乎没有下降，前述反铁磁性层是为了约束前述上部铁磁性层的磁化的。
通过阅读下文结合附图所作的详细描述，本发明的其它目的和进一步的特征将愈加明晰。
图1图解了一种传统的磁头结构；
图2A到2E图解了图1中磁头的制造过程；
图3A到3B用来解释一种传统的铁磁性隧道结传感器的原理；
图4是一个曲线图，用来解释在传统的铁磁性隧道结传感器中发生的金属相互扩散的问题；
图5A和5B用来解释本发明的铁磁性隧道结磁传感器的原理；
图6是一个图表，用来解释本发明的铁磁性隧道结磁传感器的原理；
图7是一个曲线图，用来解释本发明的铁磁性隧道结磁传感器的原理；
图8A和8B还是曲线图，用来解释本发明的铁磁性隧道结磁传感器的原理；
图9A和9B还是曲线图，用来解释本发明的铁磁性隧道结磁传感器的原理；
图10还是曲线图，用来解释本发明的铁磁性隧道结磁传感器的原理；
图11图解了根据本发明的第一实施例的铁磁性隧道结磁传感器的结构；
图12是一个曲线图，示出了图11中的铁磁性隧道结磁传感器的工作特性曲线；
图13是一个图表，示出了在隧道氧化膜是通过等离子体氧化处理形成的情况下，图11中的铁磁性隧道结磁传感器的隧道电阻；
图14是一个图表，示出了在进行了热退火处理的情况下，具有图13中的隧道氧化膜的图11中的铁磁性隧道结磁传感器的MR比的变化；
图15图解了根据本发明的第二实施例的铁磁性隧道结磁传感器的结构；
图16是一个图表，示出了图15中的铁磁性隧道结磁传感器所具有的扩散障碍层的效果；
图17图解了根据本发明的第三实施例的铁磁性隧道结磁传感器的结构；
图18A和18B图解了当对一个铁磁性隧道结磁传感器进行热退火处理时所产生的晶粒生长及其有关问题；
图19图解了根据本发明的第四实施例的铁磁性隧道结磁传感器的结构；
图20A和20B示出了图19中的铁磁性隧道结磁传感器所达到的对晶粒生长的抑制效果；
图21图解了根据本发明的第五实施例的铁磁性隧道结磁传感器的结构；
图22A和22B图解了根据本发明的第五实施例的铁磁性隧道结磁传感器的结构；
图23A和23B图解了具有使用了本发明的铁磁性隧道结磁传感器的磁头的磁记录与复制设备的结构。
〖原理〗
图5A和5B分别以平面图和剖面图示出了在本发明中用于磁传感器或者磁头的一个铁磁性隧道结20。
首先参照图5B，铁磁性隧道结20形成于由SiO2膜20B覆盖的Si衬底20A上，包括一个对应于图3A和3B中的铁磁性层16A的下部铁磁性层21A，该铁磁性层21A包括一个厚度为17.1nm的NiFe层21A1和形成于该NiFe层21A1之上、厚度为3.3nm的Co层21A2。在前述下部铁磁性层21A上，形成了一层对应于图3A和3B中的绝缘阻挡层16C的绝缘阻挡层21C，并且在该绝缘阻挡层21C之上形成了一层对应于图3A和3B中的铁磁性层16B的上部铁磁性层21B，该铁磁性层21B包括一个厚度为3.3nm的Co层21B1和形成于该Co层21B1之上、厚度为17.1nm的NiFe层21B2。另外，在前述NiFe层21B2之上形成有一层反铁磁性层22，以约束前述上部铁磁性层21B的磁化方向，在前述FeMn层22之上，有另一个厚度为6.6nm的NiFe层。
参图5A的平面图，下部铁磁性层21A和上部铁磁性层21B分别形成在图5A的平面图中相互交叉的两个导电带，其中，在前述两个导电带的交汇处形成有前述绝缘阻挡层21C。而且，其上的FeMn层22和NiFe层23的型式与下伏的上部铁磁性层21B的形状相吻合。
如图5A所示，一电流源使驱动电流在下部铁磁性层21A和上部铁磁性层21B之间穿过前述绝缘阻挡层21C而流动，通过检测铁磁性层21A和21B之间出现的电压差，可以测定绝缘阻挡层21C的隧道电阻。应当注意到，前述上部铁磁性层21B中的磁化方向被反铁磁性层22固定了，而下部铁磁性层21A中的磁化方向随外部磁场而自由变化。随着铁磁性层21A中的磁化方向的改变，铁磁性隧道结20改变其电阻。
图6示出了在前述绝缘阻挡层20C由各种厚度的Al膜构成的情况下图5A和5B中的铁磁性隧道结20的MR比。前述Al膜镀在前述铁磁性层20A上，以在其上通过Al膜的自然氧化而形成隧道氧化膜。
参图6，其上带有自然(氧化)的Al2O3膜的Al膜21C的组成通常表示为AlOx，其中可以推知，当Al膜21C的厚度为0.5-1.7nm时，铁磁性隧道结20可达到约10-15％的大MR比。应当注意到，前述自然Al2O3膜通常是通过对Al膜21C的表面进行持续100小时或更长时间的自然氧化处理而形成的。当前述自然氧化处理的时间小于100小时时，由于未完全形成Al2O3膜，就有可能在Al2O2膜内发生短路。
另一方面，当前述Al2O3自然氧化膜的厚度超过1.7nm达到2.1nm时，前述MR比急剧下降到5％或者更低。我们认为，这种不良效果是在电子流经厚度增加的Al膜21C的过程中发生的自旋极化被破坏所造成的。另一方面，当前述Al膜21C的厚度降到小于Al2O3的一个分子层厚度0.5nm时，前述自然Al2O3膜的形成就变得不稳定，并且出现上面提到的隧道结有可能导致短路的问题。因此，从前述试验结果和分析可以得出这样的结论：前述绝缘阻挡层21C的厚度最好大于约0.5nm而小于约1.7nm。
应当注意到，图6的试验数据还表明，所获得的MR比值相当分散。鉴于观察到的MR值的这种分散性，本发明的发明人在真空环境中于不同的温度下对前述铁磁性隧道结进行了热退火处理，并且测量了其MR比。
图7示出了这样在本图所示的不同温度下于1×10-5乇的真空压下被热退火约1小时所得到的铁磁性隧道结20的MR比。
参图7，可以看到，当热退火温度从室温到200℃时，大多数被测试的隧道结的MR比为5-10％。另一方面，当热退火处理的温度在200-300℃时，可以观察到，一部分被测试的隧道结的MR比值升高到15-20％，而其余的MR值几乎降至0％。
接着，对那些由于热退火处理而MR值升高的铁磁性隧道结被试件进行导电测试，结果表明，以5mA的驱动电流作用10天之后，故障率仅有2％。而另一方面，对那些MR值降低的铁磁性隧道结被试件进行同样的导电测试，结果表明，10天之后的故障率达32％。前述试验结果意味着，前述MR比值降低的被试件在形成隧道结时就已经存在潜在的缺陷，这样的热退火处理无论对加强铁磁性隧道结的性能还是剔除有潜在缺陷的隧道结都很有效果。
图8A示出了没有经过前述热退火处理的铁磁性隧道结20的磁阻变化，其中，施加的外部磁场为H，磁场强度从-100奥斯特变化到+100奥斯特，又从+100奥斯特变到-100奥斯特。图中，左边的竖直轴代表隧道结20的电阻率，右边的竖直轴代表对应的MR比值。应当注意到，图8A中的两条曲线分别对应于外部磁场H从-100奥斯特升到+100奥斯特和从+100奥斯特降到-100奥斯特的情况。参图8A，可以看到，没有经过热退火处理的铁磁性隧道结达到了约10-11％的MR比。
图8B示出了在300℃下经过了前述热退火处理的铁磁性隧道结20的磁阻变化。与图8A相似，图8B用两条曲线分别示出了外部磁场H从-100奥斯特升到+100奥斯特和从+100奥斯特降到-100奥斯特两种情况下的磁阻R。参图8B，可以看到，现在的MR比达到了23-24％，二倍于图8A情况下的MR比。
在本发明的图7或者图8A和8B中的试验中所发现的MR比的提高与传统上所预计的恰恰相反。我们认为，这种意想不到的结果是由下面参照附图9A和9B所解释的机理所造成的。
参图9A，构成下部铁磁性层21A一部分的Co层21A2通常在其表面有一层非常薄的、非磁性的钴的自然氧化膜。这种钴的自然氧化膜可以在通过溅射镀膜形成Co层21A2时形成。应当注意到，当用来形成具有理想形状的前述Co层21A2的溅镀罩被另一溅镀罩所取代以通过进一步的溅射镀膜处理镀上绝缘阻挡层21C时，前述Co的自然氧化层21A2的形成是不可避免的。
当一层Al金属层形成于前述Co层21A2之上作为绝缘阻挡层21C，并当该层21C的表面被一自然氧化处理氧化而使其组成变为AlOx时，应当注意到，金属Al仍然存在于层21C的底部，并与形成于下伏Co层21A2表面的自然氧化钴直接接触。
当包含这种接触结构的铁磁性隧道结20在200-300℃的温度下经过热退火处理时，我们认为，由于铝氧之间的结合能大于钴氧之间的结合能，如图9A中的箭头所示，自然钴氧化膜中的氧原子被Al层21C所吸收，从而使Co层21A2中的氧原子浓度降低，如图9B所示。与此相联系，我们认为层21C中的氧的浓度在该层底部有升高。当Co层21A2中的氧浓度在其表面部分降低时，就可以成功地抑制流经Co层21A2的自然氧化膜的电子的自旋极化被破坏的问题。据信，这就是为什么热退火处理的结果导致隧道结20的MR比的提高。
为了实现氧原子在铁磁性隧道结20中的这种转移，最基本的是金属Al要与带自然氧化层或者一个富氧层的Co层21A2的表面直接接触。而我们注意到，在铁磁性隧道结20中，在绝缘阻挡层21C上有另一个Co层21B1，氧从在其上表面具有富氧组分(Al2O3)的层21向Co层21A2的转移大体上不发生，因为铝氧之间的结合能大于钴氧之间的结合能。
另外，根据在图6中的发现，通过在这种热退火处理中将层21C的厚度设定为小于1.7nm，这个层21C就被氧化，由层21C中剩余的金属Al造成的自旋极化的破坏问题就被有效地抑制。
而且，当热退火处理的温度过高时，就有Al原子可能扩散进相邻的Co层21A2或21B1从而在后者中形成固溶体的危险。如果形成了这种钴和铝的固溶体，Co层21A2或21B1的磁特性就受到破坏。〖第一个实施例〗
图11示出了根据本发明的第一实施例的铁磁性隧道结磁传感器30的结构。
参图11，铁磁性隧道结磁传感器30具有与前面已描述的铁磁性隧道结20相似的结构，其Si衬底31被厚度约为3nm的SiO2膜覆盖，其中，磁传感器30包括一个下部铁磁性层30A，该层是由厚度为17.1nm的NiFe铁磁性层32A以及一个厚度为3.3nm、形成于该NiFe铁磁性层32A之上的Co铁磁性层32构成的。在前述下部铁磁性层31A上，有一层对应于图5B中的绝缘阻挡层21C的绝缘阻挡层31C，并且在绝缘阻挡层30C之上形成了一层对应于图5B中的铁磁性层21B的上部铁磁性层30B，该铁磁性层30B包括一个厚度为3.3nm的Co铁磁性层33A和形成于该Co铁磁性层33A之上、厚度为17.1nm的NiFe铁磁性层33B。另外，在前述NiFe铁磁性层33B之上形成有一层FeMn反铁磁性层34，以约束前述上部铁磁性层30B的磁化方向，在前述FeMn反铁磁性层34之上，有另一个厚度为8.6nm的FeNi铁磁性层35。
应当注意到，前述NiFe铁磁性层32A与Co铁磁性层32B是通过溅射处理在SiO2膜31A上顺序形成的，而绝缘阻挡层30C则是通过溅射处理在前述Co铁磁性层32B上镀一层金属Al层，而后通过一自然氧化处理将这样得到的金属Al层的表面氧化100小时或更长时间而形成的。前述金属Al层自然氧化处理的结果是，在前述绝缘阻挡层30C的表面部分形成了一个Al2O3隧道氧化膜。
在形成前述绝缘阻挡层30C之后，通过溅射处理在层30C上顺序镀上Co铁磁性层33A与NiFe铁磁性层33B，以形成上部铁磁性层30B。通过在溅射处时使用合适的溅镀罩，可以使磁传感器30形成任意的平面形状，比如图5A的平面图所示的形状。
应当注意到，在NiFe层32A或者33B上有Co层33A或者32B，用来改善通过铁磁性层30A或30B并进入绝缘阻挡层30C的电子的自旋极化。当形成下部铁磁性层30A时，应当注意到，磁性层32A和32B的溅射处理是在存在一个外部磁场的条件下进行的，该磁场垂直作用于图11的图平面。另外，磁性层33A和33B的溅射处理也是在存在一个外部磁场的条件下进行的，该磁场在图11的图平面内为从左到右或者从右到左。
如参照图8A所说明的那样，这样形成的图11中的铁磁性隧道结磁传感器30的MR比在刚刚形成时超过10％。另一方面，如参照图8B所说明的那样，通过在200-300℃的温度下于真空环境中对刚形成的磁传感器30进行热退火处理，前述MR比可以升高到20％或更高。
当在200-300℃的温度下对磁传感器30进行了热退火处理之后，除了前述的提高MR比的优点之外，还可以使用PdPtMn合金取代FeMn作为反铁磁性层34。尽管在约200℃或更低的温度下进行热退火处理时PdPtMn合金不能产生足够强的磁场使铁磁性层33A和33B得到理想的约束，但在约300℃或更高的温度下进行的热退火处理却可以成功地导致在合金晶体结构中形成CuAu I型有序点阵结构，这样形成的有序点阵结构产生强度达200奥斯特的约束磁场，足以约束前述铁磁性层33A和33B。前述有序点阵结构的形成可用X射线衍射分析来予以确认。应当注意到，长期以来，因为其产生适于交互耦合的强磁场的潜力，PdPtMn系合金就被认为是在现有技术的自旋阀GMR磁传感器中用作约束层的理想材料，但由于必需在至少300℃的温度下进行热退火处理，这种理想材料在传统的GMR磁传感器中的应用一直不成功。在本实施例的铁磁性隧道结磁传感器中，这种理想材料的使用毫无问题，因为它具有改善了的抗热性能，足以抵抗在超过300℃的温度下进行的热退火处理。
图12示出了本发明的铁磁性隧道结磁传感器30的磁探测性能。
参图12，可以看到，外部磁场变动±60奥斯特时，磁传感器30能够产生高达2mV的电压输出。
同时，应当注意到，在绝缘阻挡层30C上形成的前述隧道氧化膜决不限于Al的自然氧化膜，还包括用等离子体氧化处理形成的等离子体氧化膜。
图13示出了在通过等离子体氧化处理在前述下伏Al层的表面上形成Al2O3隧道氧化膜的情况下，前述绝缘阻挡层30C的电阻率。
参图13，可以看到，当等离子体氧化处理持续时间在约60秒之内时，前述隧道氧化膜的厚度就可以允许一显著的隧道电流从中流过。另一方面，当等离子体氧化处理的时间被继续延长时，前述隧道氧化膜的厚度就太大，隧道电阻就有有害的增加。
图14示出了在用等离子体氧化处理形成前述Al2O3隧道氧化膜的情况下，等离子体氧化处理持续时间与MR比之间的关系。
参图14，可以看出，当未进行热退火处理而且等离子体氧化处理时间约为40秒时，磁传感器30的MR比变为10-15％。另一方面，当等离子体氧化处理进行120秒时，MR比就降到了1-7％。而在经过300℃的热退火处理后，当等离子体氧化处理进行40秒时，MR比可以增加到20-25％。随着等离子体氧化处理时间的延长，磁传感器30的MR比就急剧降低，如果等离子体氧化处理超过60秒，MR比将降至仅1-5％。
图14的数据表明，当等离子体氧化处理时间很长，超过40秒时，形成前述绝缘阻挡层30C的整个Al层都被氧化；数据还表明，在高温比如约300℃下进行前述热退火处理后的结果，是使得氧原子从绝缘阻挡层30C透入下伏的Co铁磁性层32B。另一方面，当等离子体氧化处理限制在约40秒之内时，据信在绝缘阻挡层30C的底部还保留有相当多的金属Al层，如果进行前述热退火处理，氧原子的转移就是从Co铁磁性层32B的表面区域到绝缘阻挡层30C中尚存的金属Al层。〖第二实施例〗
如同已参照图9A和9B所解释的，下部铁磁性层的磁性被破坏的问题，尤其是该下部铁磁性层的自旋极化被破坏的问题，是由于在该下部铁磁性层的表明存在氧化物造成的，通过对铁磁性隧道结磁传感器进行热退火处理，这个问题被成功地抵消，只要在前述绝缘阻挡层的底部仍存在金属Al层。
另一方面，这还意味着，在前述下部铁磁性层和前述绝缘阻挡层之间可以夹有一薄层氧化膜，条件是前述绝缘阻挡层在其底部含有金属Al层。应当注意到，这样的薄层氧化膜可以用作扩散障碍层，来阻止绝缘阻挡层中的Al和前述下部铁磁性层中Co的相互扩散。当这种扩散障碍层的使用成为可能时，本发明的铁磁性隧道结传感器的制造就得到了相当的简化。
图15示出了根据本发明的第二实施例的铁磁性隧道结磁传感器40的结构。
参图15，本实施例的铁磁性隧道结磁传感器40具有与前一实施例的铁磁性隧道结30相似的结构，其Si衬底41被一SiO2膜(图中未示出)覆盖，其中，磁传感器40包括一个下部铁磁性层40A，该层是由厚度为17.1nm的NiFe铁磁性层42A以及一个厚度为3.3nm、形成于该NiFe铁磁性层42A之上的Co铁磁性层42B构成的。在前述Co铁磁性层42B上，形成有一个Co氧化物的扩散障碍层42C，在该扩散障碍层42C上有一层对应于图11中的绝缘阻挡层30C的绝缘阻挡层40C。另外，在绝缘阻挡层40C之上形成了一层对应于图11中的铁磁性层30B的上部铁磁性层40B，该上部铁磁性层40B包括一个厚度为3.3nm的Co铁磁性层43A和形成于该Co铁磁性层43A之上、厚度为17.1nm的NiFe铁磁性层43B。另外，在前述FeNi铁磁性层43B之上形成有一层FeMn反铁磁性层44，以约束前述上部铁磁性层40B的磁化方向，在前述FeMn反铁磁性层44之上，有另一个厚度为8.6nm的FeNi铁磁性层45。
同样，在本实施例中，前述NiFe铁磁性层42A与Co铁磁性层42B，或者NiFe铁磁性层43A与Co铁磁性层43B，都是通过溅射处理形成的，而绝缘阻挡层40C则是通过溅射处理镀一层厚度约为1.3nm的金属Al层，而后类似于前一实施例对该金属Al层进行自然氧化处理或等离子体氧化处理而形成的。前述金属Al层自然氧化处理的结果，是在前述绝缘阻挡层40C的表面部分形成了一层Al2O3隧道氧化膜。
另外，构成前述扩散障碍层的Co氧化膜42C也是通过对前述Co铁磁1642B和铁磁性层43A之间向绝缘阻挡层40C继续加进了一个CoO层42C这样的结构特征，由于加进非磁性的CoO层42C的结构，电子的自旋极化有可能下降。当这种情况发生时，磁传感器40的MR比就会产生不希望有的降低。为了避免这种问题，本实施例的磁传感器40将用来形成绝缘阻挡层40C的Al层的厚度限定在小于约1.7nm，最好是小于约1.3nm的范围内。
还可以预计，由于已参照图9A和9B或者图14解释的氧向金属Al层的转移的结果，在实施了热退火处理后，如前述加进图15的结构中的CoO层42C的厚度将下降，或者完全消失。当CoO层42C的这种厚度的减小或者完全消失发生时，如参照图14所作的解释那样的MR比的升高而不是降低同样可以在图15的磁传感器中观测到。事实上，对于在CoO层21A2上形成自然氧化膜的结构，可以获得前面所解释的图7中的关系，前述自然氧化膜对应于图15中的膜42C，是在更换溅镀罩时CoO层21A2暴露于空气中的结果。
这样，图15中的铁磁性隧道结磁传感器40通过在Co层42B上形成CoO膜42C，就能够抑制绝缘阻挡层40C和下伏Co层42B之间Al、Co的相互扩散，同时使其MR比值最大。前述CoO膜42C的形成是通过在200-300℃的温度下进行热退火处理而实现的。〖第三实施例〗
图17示出了根据本发明的第三实施例的铁磁性隧道结磁传感器50的结构。其中，对应于前面已描述部分的部分标以同样的编号，并省略其描述。
参图17，本发明用一系列绝缘阻挡层40Ca-40Cc取代了绝缘阻挡层40C，其中，每一绝缘阻挡层都是通过镀Al膜并氧化而形成的，厚度不大于0.4nm，化学组成为AlOx。
在本实施例中，通过以多层40Ca-40Cc构成层40C，绝缘阻挡层40C的内部变为AlOx。从而成功地减少了由于在绝缘阻挡层40C内部仍存在金属Al层而造成的自旋极化下降的问题。
应当注意到，前述绝缘阻挡层40Ca-40Cc并不必需具有同样的化学组成，而可以分别具有不同的组成。例如，层40Ca和40Cc可以由AlOx组成，而层40Cb可以由NbOx组成。另外，层40Ca-40Cc的数目也不限于三层，而可以是两层或四层或者更多层。〖第四实施例〗
在图15的铁磁性隧道结传感器中，最好在200-300℃的温度下进行一次热退火处理。另一方面，这种热退火处理可能导致在夹有示于图18A中的插入绝缘阻挡层40C的铁磁性层42和43中的晶粒生长，从而使得图18A的结构在经过热退火处理后可能变成一种示于图18B中的粗晶结构。在图18B所示的粗晶结构中，应当注意，层42中的粗晶粒有可能与层43中的一个粗晶粒相接触，从而导致隧道结中的短路。我们认为，这是参照图7的热退火处理所说明的缺陷的可能原因之一。
在本实施例中，提出了一种消除了前述问题的如图19所示的铁磁性隧道结磁传感器60。在图19中，应当注意，那些与前面已描述部分相对应的部分以同样的编号标出，并省略其描述。
参图19，图15中的铁磁性层42A和43B分别被层42A′和43B′所取代，其中，在层42A′和43B′的每一层中，厚度约为2nm的NiFe层和厚度约为2nm的Fe层交替叠置。在图示的例子中，在层42A′和43B′的每一层中，NiFe层和Fe层重复了五次。
在这种分层结构中，晶粒生长被有效抑制，分别如图20A和图20B所示，它们分别表示了热退火处理前后的状态。参照图18B所描述的隧道结内的短路问题被成功地消除了。由于这种层42A′和43A′的堆叠结构，即使在磁传感器的制造工序中包括在200-300℃下的热退火处理，铁磁性隧道结传感器60的合格率也可以提高。〖第五实施例〗
图21示出了根据本发明的第五实施例的铁磁性隧道结磁传感器70的结构，其中，那些与前面已描述部分相对应的部分以同样的编号标出，并省略其描述。
参图21，磁传感器70具有与图19中的磁传感器60相似的结构，只是前面所描述的具有NiFe/Ni堆叠结构的铁磁性层43B′现在被具有Co/Cu堆叠结构的铁磁性层40B″所取代了，在后一堆叠结构中，厚度约为1.5nm的Co层和厚度约为1.0nm的Cu层交替叠置。
在具有这种堆叠结构的铁磁性层40B″中，应当注意，在铁磁性Co层和非磁性Cu之间，产生了一种反铁磁性交互作用。从而，层43B″中的磁化方向就被与其相邻的反铁磁性层44所固定，而层43B″又决定了下面的Co铁磁性层43A中的磁化方向。通过形成具有前述堆叠结构的铁磁性层40B″，即使对磁传感器进行了热退火处理，也可以成功地抑制层40B″中的晶粒生长(类似于前面参照图20A和20B所述的晶粒生长)，从而避免隧道结中的短路问题。〖第六实施例〗
图22A和22B分别以平面图和前视图的方式示出了根据本发明第五种实施例的铁磁性隧道结磁传感器80的结构。
参图22A和22B，铁磁性隧道结传感器80是在Al2O3·TiC衬底81上构成的，包括一个对应于图1中磁头10的下部磁屏蔽层12的NiFe或FeN下部磁屏蔽层82，其中，对应于图1中磁头10的非磁性层13，在前述下部磁屏蔽层82上有一间隙层83。在该Al2O3间隙层83上有一个下部铁磁性层84，其模宽(pattern width)WL约为0.8μm。应当注意到，该下部铁磁性层84对应于图11中的铁磁性层30A或者图15中的铁磁性层40A，在前述铁磁性层84的两个侧面，均形成有CoCrPt反铁磁性层85A和85B，并与层84电接触。反铁磁性层85A和85B被磁化，并磁化插在其中的铁磁性层84，以使得铁磁性层84只含有单个磁畴。
在反铁磁性层85A和85B上，分别形成有Ta、Ti、Cu或者W的电极结构86A和86B，并提供了一个对应于前述实施例中的绝缘阻挡层30C或40C的绝缘阻挡层87，以便覆盖住前述电极结构86A和86B以及前述下部铁磁性层84。另外，对应于前述上部铁磁性层30B或40B，在绝缘阻挡层87之上有一个上部铁磁性层88，其宽度WH通常约为0.5μm，在该上部铁磁性层88上，还有一个Ta、Ti、Cu或者W的上部电极89。
另外，在绝缘阻挡层87上镀有一层Al2O3层90，以覆盖住前述上部铁磁性层88和89，在其上，还有一层NiFe磁屏蔽层91，对应于图1中的上部磁屏蔽层14。
如图22A所示，装在一个磁头中的磁传感器80扫描一种磁记录介质100比如磁盘的表面，读出以磁点形式记录在该磁记录介质100上的信息信号。在这种磁头的读方式操作中，连续的驱动电流从电极86A流向上部电极89或反之，从而可以检测到在电极89和电极86B间产生的电压。或者在另一种情况下，可以检测到电极89和电极86A间产生的电压。
应当注意到，在图22B沿A-A′线的剖面中，磁传感器80可以具有第一到第五实施例中的任何实施例的剖面结构。〖第七实施例〗
图23A以平面图示出了根据本发明第七实施例的一个硬盘驱动器的内部结构，其中，虚线的左边示出了上盖未打开的硬盘驱动器，虚线的右边示出了一个磁盘111的结构和与该磁盘配合的臂组件112，其中，磁盘111和臂组件112构成磁盘装置110的一部分，在该磁盘装置110中，有一系列的磁盘叠在一起。
参图23A，每一磁盘111都安装在一个轴111a上，该轴由一图中未示出的马达驱动，前述臂组件112包括一个装在摆轴112a上的摆臂112b，其自由端装有一个磁头112c。另外，构成音圈马达113一部分的一个线圈112d被装在臂112b与前面安装磁头112c的第一自由端相对的另一自由端上，其中，线圈112d的缠绕平行于臂112b的扫描面。还有，构成前述音圈马达113另一部分的磁铁113a和113b分别安装在线圈112d的上面和下面。这样，在线圈112d中的能量作用下，臂112就可以绕摆轴112a自由转动。前述音圈马达113由这样的伺服控制机构控制，以使得带在臂112b上的磁头112c能够正确地寻找磁道柱面或者磁盘111上的磁道111b。
图23B是一个透视图，示出了图23A中的硬盘驱动器的内部结构。
参图23B，磁盘装置110包括一系列磁盘1111、1112……，它们都安装在旋转轴111a上，臂组件112也包括一系列与各个磁盘对应的臂。每一个臂112b都安装在一个公共旋转件112e上，后者又可旋转地安装在摆轴112a上，从而，随着旋转件112e的转动，所有的臂112b都同时摆动。当然，旋转件112e是由音圈马达113的能量驱动的。另外，前述硬盘设备的整个结构都放置在一个密封罩100A中。
通过使用第一到第六实施例中任何实施例的铁磁性隧道结磁传感器来作为磁头112c的读磁头，硬盘驱动器能够进行信息的超高密度记录和复制。
在任何前述实施例中，应当注意到，用来构成绝缘阻挡层的金属决不限于Al，任何金属元素，比如Nb、Hf或者Zr都可以使用。
另外，本发明不限于前面所描述的实施例，可以作出不同的调整和改进而并不超出本发明的范围。

Claims (23)

1、一种铁磁性隧道结磁传感器，它包括：
一个第一铁磁性层(21A，30A)；
一个形成于前述第一铁磁性层之上的绝缘阻挡层(21C，30C)，该绝缘阻挡层包括一个隧道氧化膜；
一个形成于前述绝缘阻挡层之上的第二铁磁性层(21B，30B)；
前述绝缘阻挡层包括一个带前述隧道氧化膜的金属层，前述隧道氧化膜由构成前述金属层的表面的金属元素的氧化物组成；
其特征在于，前述绝缘阻挡层的厚度为1.7nm或更小，大于组成前述隧道氧化膜的前述氧化物的一个分子层的厚度。
2、如权利要求1所述的铁磁性隧道结磁传感器，其特征在于，前述金属元素从Al、Hf、Zr和Nb中选取。
3、如权利要求1所述的铁磁性隧道结磁传感器，其特征在于，前述隧道氧化膜是前述金属层的自然氧化膜。
4、如权利要求1所述的铁磁性隧道结磁传感器，其特征在于，前述隧道氧化膜是前述金属层的等离子体氧化膜。
5、如权利要求1所述的铁磁性隧道结磁传感器，其特征在于，前述金属层含有氧，氧的浓度在金属层内向与前述第一铁磁性层的界面方向增加。
6、如权利要求1所述的铁磁性隧道结磁传感器，其特征在于，前述金属元素与氧的结合能大于构成任何前述第一和第二铁磁性层的金属元素与氧的结合能。
7、如权利要求1所述的铁磁性隧道结磁传感器，其特征在于，它还包括在前述绝缘阻挡层(40C)和前述第一铁磁性层(40A)之间的一个扩散障碍层(42C)，其厚度允许一个相当大的隧道电流从中流过。
8、如权利要求7所述的铁磁性隧道结磁传感器，其特征在于，前述扩 散障碍层(42C)是一层形成于前述第一铁磁性层的一个表面上的氧化膜。
9、如权利要求1所述的铁磁性隧道结磁传感器，其特征在于，前述绝缘阻挡层包括一系列金属层(40Ca-40Cc)和一系列相应的隧道氧化膜，前述相互邻接的金属层是由不同的金属元素组成的。
10、如权利要求1所述的铁磁性隧道结磁传感器，其特征在于，前述第一和第二铁磁性层(42A′，43B′)中的至少一层包括一系列堆叠的磁性层，且这些相互邻接的磁性层具有不同的成分。
11、如权利要求1所述的铁磁性隧道结磁传感器，其特征在于，它还包括一层反铁磁性层(22，34，44)，与前述第一和第二铁磁性层之一相邻接。
12、如权利要求11所述的铁磁性隧道结磁传感器，其特征在于，前述反铁磁性层(22，34，44)包括从Pd、Pt、Mn、Ir和Rh中选取的至少两种元素。
13、如权利要求11所述的铁磁性隧道结磁传感器，其特征在于，前述反铁磁性层(22，34，44)具有一种结晶的有序点阵结构。
14、一种磁头，它包括一种铁磁性隧道结磁传感器(20，30，40，50，60，70，80)，前述铁磁性隧道结磁传感器包括：
一个第一铁磁性层(21A，30A，40A)；
一个形成于前述第一铁磁性层之上的绝缘阻挡层(21C，30C，40C)，该绝缘阻挡层包括一个隧道氧化膜；和
一个形成于前述绝缘阻挡层之上的第二铁磁性层(21B，30B，40B)；
前述绝缘阻挡层包括一个带前述隧道氧化膜的金属层，前述隧道氧化膜由构成前述金属层的表面的金属元素的氧化物组成；
其特征在于，前述绝缘阻挡层的厚度为1.7nm或更小，大于组成前述隧道氧化膜的前述氧化物的一个分子层的厚度。
15、一种磁记录和复制设备，包括：
  一种磁记录介质(110)；
  一个扫描前述磁记录介质的一个表面的磁头(112c)；
  前述磁头包括一个铁磁性磁传感器，后者包括：一个第一铁磁性层(21A，30A，40A)；一个形成于前述第一铁磁性层之上的绝缘阻挡层(21C，30C，40C)，该绝缘阻挡层包括一层隧道氧化膜；和一个形成于前述绝缘阻挡层之上的第二铁磁性层(21B，30B，40B)；前述绝缘阻挡层包括一个带前述隧道氧化膜的金属层，前述隧道氧化膜由构成前述金属层的表面的金属元素的氧化物组成；
其特征在于，前述绝缘阻挡层的厚度为1.7nm或更小，大于组成前述隧道氧化膜的前述氧化物的一个分子层的厚度。
16、一种制造铁磁性隧道结磁传感器的方法，前述铁磁性隧道结传感器包括一个第一铁磁性层，一个形成于前述第一铁磁性层之上、包括一层隧道氧化膜的绝缘阻挡层，和一个形成于前述绝缘阻挡层之上的第二铁磁性层，其特征在于下列步骤：
在前述第一铁磁性层(21A，30A，40A)上镀一厚度为1.7nm或更小的金属层(21C，30C，40C)，使该金属层的厚度大于形成前述金属层的金属的氧化物的一个分子层的厚度；和
通过氧化前述金属层的一个表面而在前述金属层上形成前述隧道氧化膜；和
在前述金属层的前述被氧化的表面上形成前述第二铁磁性层(21B，30B，40B)。
17、如权利要求16所述的方法，其特征在于，前述金属层的前述表面的前述氧化步骤这样进行，使得在前述隧道氧化膜下仍保留有前述金属层，并且，在前述金属层的前述表面的前述氧化步骤之后，前述方法还包括下面的步骤：在200-300℃的温度下将前述金属层退火。
18、如权利要求17所述的方法，其特征在于，前述退火步骤在300℃的温度下进行。
19、如权利要求17所述的方法，其特征在于，前述退火步骤在真空环境下进行。
20、如权利要求16所述的方法，其特征在于，形成前述隧道氧化膜的前述步骤包括前述金属层的前述表面的自然氧化步骤。
21、如权利要求16所述的方法，其特征在于，形成前述隧道氧化膜的前述步骤包括前述金属层的前述表面的等离子体氧化步骤。
22、如权利要求16所述的方法，其特征在于，它还包括下列步骤：在形成前述金属层之前，在前述第一铁磁性层的一个表面上形成一层氧化膜，其厚度使得电子可发生显著的隧道效应，穿过该氧化膜。
23、如权利要求22所述的方法，其特征在于，前述氧化膜是用等离子体处理形成的。
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