CN113036032A - 磁阻效应元件 - Google Patents

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Abstract

本发明提供一种磁阻效应元件，包括：第一强磁性层、第二强磁性层和位于所述第一强磁性层和所述第二强磁性层之间的非磁性层，所述第一强磁性层和所述第二强磁性层中的至少一者从靠近所述非磁性层的一侧依次具有第一层和第二层，所述第一层包含结晶化了的Co基哈斯勒合金，所述第二层至少一部分结晶化，并含有强磁性元素、硼元素和添加元素，该添加元素是选自由Ti、V、Cr、Cu、Zn、Zr、Mo、Ru、Pd、Ta、W、Ir、Pt、Au构成的组中的任何元素。

Description

磁阻效应元件
技术领域
本发明涉及磁阻效应元件。
背景技术
磁阻效应元件是层叠方向上的电阻值因磁阻效应而发生变化的元件。磁阻效应元件包括：两个强磁性层和夹在它们之间的非磁性层。将导体用于非磁性层的磁阻效应元件称为巨磁阻(GMR)元件，而将绝缘层(隧道势垒层、阻挡层)用于非磁性层的磁阻效应元件称为隧道磁阻(TMR)元件。磁阻效应元件可应用于磁传感器、高频部件、磁头、以及非易失性随机存储器(MRAM)等各种用途。
在专利文献1中，记载了一种具有磁阻效应元件的磁传感器，其中将哈斯勒合金用于强磁性层。哈斯勒合金具有自旋极化率，可以期待磁传感器的输出信号增强。另一方面，在专利文献1中，记载了如果不在具有高温或具有预定的结晶度的厚的基底基板上成膜，则哈斯勒合金难以结晶。根据专利文献1的记载，高温下的成膜与厚的基底基板可谓是磁传感器的输出低下的原因。在专利文献1中，记载了通过将强磁性层设为非结晶层与结晶层的层叠结构，可使磁传感器的输出变大。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：美国专利第9412399号说明书
发明内容
磁传感器的输出信号的大小依赖于磁阻效应元件的磁阻变化率(MR比)。一般而言，夹着非磁性层的强磁性层的结晶度高，但存在MR比变大的倾向。在专利文献1中所记载的磁阻效应元件，与非磁性层接触的强磁性层为非晶态，难以获得充分大的MR比。
本发明鉴于上述问题而完成，其目的在于提供一种可以实现大的MR比的磁阻效应元件。
为解决上述问题，本发明提供以下技术方案。
(1)根据第一方式的磁阻效应元件，包括：第一强磁性层、第二强磁性层和位于所述第一强磁性层和所述第二强磁性层之间的非磁性层，所述第一强磁性层和所述第二强磁性层中的至少一者从靠近所述非磁性层的一侧依次具有第一层和第二层，所述第一层包含结晶化了的Co基哈斯勒合金，所述第二层的至少一部分结晶化，并含有强磁性元素、硼元素和添加元素，所述添加元素是选自由Ti、V、Cr、Cu、Zn、Zr、Mo、Ru、Pd、Ta、W、Ir、Pt、Au构成的组中的任何元素。
(2)根据上述方式的磁阻效应元件，可以使得：所述第一强磁性层和所述第二强磁性层皆具有所述第一层和所述第二层。
(3)根据上述方式的磁阻效应元件，可以使得：所述Co基哈斯勒合金具有化学计量组成，并记作CoYZ或Co2YZ，所述Co基哈斯勒合金的Co组成比小于化学计量组成比。
(4)根据上述方式的磁阻效应元件，可以使得：所述第二层是结晶化了的CoFeB-A，在所述第二层中，Fe的含量多于Co的含量。
(5)根据上述方式的磁阻效应元件，可以使得：在所述第二层中，所述所述添加元素的含量多于硼的含量。
(6)根据上述方式的磁阻效应元件，可以使得：所述第一层和所述第二层晶格匹配。
(7)根据上述方式的磁阻效应元件，可以使得：具有与所述第二层的远离所述非磁性层一侧的面相接触的硼吸收层，所述硼吸收层包含选自由Ti、V、Cr、Cu、Zn、Zr、Mo、Ru、Pd、Ta、W、Ir、Pt、Au构成的组的任何元素。
(8)根据上述方式的磁阻效应元件，可以使得：所述Co基哈斯勒合金为L21构造或B2构造。
(9)根据上述方式的磁阻效应元件，可以使得：所述Co基哈斯勒合金记作Co2YαZβ，所述Y是选自由Fe、Mn、Cr构成的组的一种以上的元素，所述Z是选自由Si、Al、Ga、Ge构成的组的一种以上的元素，满足α+β>2。
(10)根据上述方式的磁阻效应元件，可以使得：在所述第一强磁性层和所述非磁性层之间、所述第二强磁性层和所述非磁性层之间二者之间的至少一者中，具有缓冲层，所述缓冲层含有NiAl合金或Ni。
(11)根据上述方式的磁阻效应元件，可以使得：所述缓冲层的厚度为0.63nm以下。
(12)根据上述方式的磁阻效应元件，可以使得：所述非磁性层包含选自由Cu、Au、Ag、A1、Cr构成的组中的任何元素的金属或合金。
(13)根据上述方式的磁阻效应元件，可以使得：还具有基板，所述基板是供所述第一强磁性层和所述第二强磁性层和所述非磁性层层叠的基底，所述基板是非晶态。
根据本发明的磁阻效应元件，示出大的MR比。
附图说明
图1是根据第一实施方式的磁阻效应元件的剖视图；
图2是示出哈斯勒合金的晶体结构的图；
图3是用于说明根据第一实施方式的磁阻效应元件的制造方法的剖视图；
图4是根据第一实施方式的第一变形例的磁阻效应元件的剖视图；
图5是根据第一实施方式的第二变形例的磁阻效应元件的剖视图；
图6是根据第一实施方式的第三变形例的磁阻效应元件的剖视图；
图7是根据应用例1的磁记录元件的剖视图；
图8是根据应用例2的磁记录元件的剖视图；
图9是根据应用例3的磁记录元件的剖视图；
图10是根据应用例4的磁壁移动元件的剖视图；
图11是根据应用例5的高频装置的剖视图。
具体实施方式
下面，适当参照附图，对本实施方式进行详细说明。为了便于理解本实施方式的特征，以下说明中使用的附图有时为了方便而将成为特征的部分放大表示，各构成要素的尺寸比率等有时与实际的不同。以下说明中所例示的材料、尺寸等是一个例子，本发明不限定于此，可在不变更其主旨的范围内适当变更来实施。
【第一实施方式】
图1是根据第一实施方式的磁阻效应元件的剖视图。首先定义方向。可将各层所层叠的方向称作层叠方向。而且可将与层叠方向相交叉的各层的扩展方向称作面内方向。
图1所示的磁阻效应元件10包括：第一强磁(铁磁)性层1、第二强磁性层2和非磁性层3。非磁性层3位于第一强磁性层1和第二强磁性层2之间。
磁阻效应元件10将第一强磁性层1的磁化和第二强磁性层2的磁化的相对角的变化作为阻值变化而输出。第二强磁性层2的磁化例如比第一强磁性层1的磁化容易变动。在施加了预定外力的情况下，第一强磁性层1的磁化的方向(朝向)不发生变化(固定)，而第二强磁性层2的磁化的方向发生变化。通过第二强磁性层2的磁化的方向相对于第一强磁性层1的磁化的方向发生变化，磁阻效应元件10的阻值发生变化。在该情况下，第一强磁性层1可称为固定磁化层，而第二强磁性层2可称为自由磁化层。下面将第一强磁性层1作为固定磁化层，而第二强磁性层2作为自由磁化层来进行说明，二者之间的关系也可以反过来。
在施加了预定外力时，第一强磁性层1的磁化和第二强磁性层2的磁化的变动容易性之差，因第一强磁性层1和第二强磁性层2的保磁力的不同而产生。例如，如果使第二强磁性层2的厚度比第一强磁性层1的厚度薄，则第二强磁性层2的保磁力比第一强磁性层1的保磁力小。而且，例如，也可以在第一强磁性层1的与非磁性层3相反一侧的面上，隔着间隔层地设置反强磁性层。从而第一强磁性层1、间隔层、反强磁性层成为合成反强磁性构造(SAF构造)。合成反强磁性构造由夹着间隔层的两个磁性层构成。通过第一强磁性层1与反强磁性层的反强磁性耦合，与没有反强磁性层的情况相比，第一强磁性层1的保磁力变大。反强磁性层例如为IrMn、PtMn等。间隔层例如包含选自由Ru、Ir、Rh构成的组的至少之一。
第一强磁性层1和第二强磁性层2包含强磁性体。图1所示的磁阻效应元件10的第一强磁性层1和第二强磁性层2各具有第一层1A、2A和第二层1B、2B。第一强磁性层1从靠近非磁性层3的一侧依次具有第一层1A、第二层1B。第二强磁性层2从靠近非磁性层3的一侧依次具有第一层2A、第二层2B。
例如，第一层1A和第二层1B晶格匹配，第一层2A和第二层2B晶格匹配。晶格匹配意思是指在第一层1A和第二层1B的界面、第一层2A和第二层2B的界面中，原子在层叠方向上连续地排列。第一层1A和第二层1B、或第一层2A和第二层2B的晶格匹配度例如在5％以内。晶格匹配度是以第一层1A、2A的晶格常数为基准时的第二层1B、2B的晶格常数的偏离程度。当将第一层1A和第二层1B、以及第一层2A和第二层2B晶格匹配时，磁阻效应元件10的MR比变大。
第一层1A、2A皆包含结晶化了的Co基哈斯勒合金。第一层1A、2A分别例如由Co基哈斯勒合金构成，Co基哈斯勒合金至少一部分结晶化。第一层1A、2A也可以分别例如由全部结晶化了的Co基哈斯勒合金构成。
哈斯勒合金是具有XYZ或X2YZ的化学组成的金属间化合物。记作X2YZ的强磁性的哈斯勒合金称为全哈斯勒合金(Full Whistler alloy)，而记作XYZ的强磁性的哈斯勒合金称为半哈斯勒合金(Half Whistler alloy)。半哈斯勒合金是全哈斯勒合金的X晶位的原子的一部分成为了晶格空位后所得到的。二者皆为典型的基于bcc构造的金属间化合物。
图2是示出哈斯勒合金的晶体结构的一例。图2(a)～(c)是全哈斯勒合金的晶体结构的一例。图2(d)～(f)是半哈斯勒合金的晶体结构的一例。
图2(a)称为L21构造。L21构造中，进入X晶位的元素、进入Y晶位的元素、进入Z晶位的元素被固定。图2(b)称为得自L21构造的B2构造。B2构造中，进入Y晶位的元素和进入Z晶位的元素混在一起，而进入X晶位的元素被固定。图2(c)称为得自L21构造的A2构造。A2构造中，进入X晶位的元素、进入Y晶位的元素、进入Z晶位的元素混在一起。
图2(d)称为C1b构造。C1b构造中，进入X晶位的元素、进入Y晶位的元素、进入Z晶位的元素被固定。图2(e)称为得自C1b构造的B2构造。B2构造中，进入Y晶位的元素和进入Z晶位的元素混在一起，而进入X晶位的元素被固定。图2(f)称为得自C1b构造的A2构造。A2构造中，进入X晶位的元素、进入Y晶位的元素、进入Z晶位的元素混在一起。
在全哈斯勒合金中，按L21构造>B2构造>A2构造的顺序，结晶度依次变高，而在半哈斯勒合金中，按C1b构造>B2构造>A2构造的顺序，结晶度依次变高。这些晶体结构的结晶度的良好程度存在差异，但都是结晶。因此，第一层1A、2A各自例如具有上述的任一晶体结构。第一层1A、2A各自的晶体结构例如为L21构造或B2构造。
关于哈斯勒合金是否结晶化，可以通过透射型电子显微镜(TEM)像(例如高角度散射环形暗场扫描透射电子显微镜：HAADF-STEM像)或使用透射型电子束的电子束衍射像来判断。若哈斯勒合金已结晶化，则可以用例如TEM所拍摄的HAADF-STEM像确认原子呈规则状排列的状态。更具体地，在HAADF-STEM像的傅立叶变换像中，呈现源自哈斯勒合金的晶体结构的斑点。另外，若哈斯勒合金已结晶化，则可以确认在电子束衍射像中来自(001)面、(002)面、(110)面、(111)面中的至少一面的衍射斑点。在用至少一种手段可以确认结晶化的情况下，则可谓哈斯勒合金的至少一部分已结晶化。
构成磁阻效应元件的各层的组成分析可以用能量分散型X射线分析(EDS)进行。通过进行EDS射线分析，例如可以确认各材料的膜厚方向的组成分析。
Co基哈斯勒合金是上述的X晶位为Co的哈斯勒合金。Y是Mn、V、Cr、Ti族的过渡金属，或Co、Fe、Ni、Cu族的过渡金属或贵金属元素。Z是从Ⅲ族到Ⅴ族的典型元素。Y元素优选为选自由Fe、Mn、Cr构成的组的一种以上的元素。Z元素优选为选自由Si、Al、Ga、Ge构成的组的一种以上的元素。
全哈斯勒合金例如是Co2FeSi、Co2FeGe、Co2FeGa、Co2FeAl、Co2FeGexGa1-x、Co2MnSi、Co2MnGe、Co2MnGa、Co2MnSn、Co2MnAl、Co2CrAl、Co2VAl、Co2Mn1-aFeaAlbSi1-b等。半哈斯勒合金例如是CoFeSb、NiMnSe、NiMnTe、NiMnSb、PtMnSb、PdMnSb、CoFeSb、RhMnSb、CoMnSb、IrMnSb、NiCrSb。
构成第一层1A、2A的Co基哈斯勒合金例如记作Co2YαZβ。化学计量组成的Co基全哈斯勒合金记作Co2YZ。构成第一层1A、2A的Co基哈斯勒合金的Co组成比优选比化学计量组成比小。即，在Co基哈斯勒合金为全哈斯勒合金时，优选满足α+β>2。在Co基哈斯勒合金为半哈斯勒合金时，构成第一层1A、2A的Co基哈斯勒合金例如记作Co2YαZβ，优选满足α+β>1。
若Co组成比相比Y晶位的元素小，则可以避免Y晶位的元素置换为X晶位(Co所进入的晶位)的元素的反位。反位使得哈斯勒合金的费米能级发生变动。若费米能级发生变动，则哈斯勒合金的半金属性能降低，自旋极化率降低。自旋极化率低下是磁阻效应元件10的MR比低下的原因。
第二层1B、2B分别包含结晶化的部分。而且第二层1B、2B各自包含含有强磁性元素和硼和添加元素的合金。第二层也可以含有强磁性元素和硼和添加元素之外的其它元素。第二层1B、2B各自例如可由强磁性元素和硼和添加元素的合金构成，或者强磁性元素和硼和添加元素至少一部分发生了结晶化。第二层1B、2B各自例如可全部结晶化，或由强磁性元素和硼和添加元素的合金构成。
强磁性元件例如是选自由Cr、Mn、Co、Fe和Ni构成的组中的至少一种磁性元素。添加物A元素是选自由Ti、V、Cr、Cu、Zn、Zr、Mo、Ru、Pd、Ta、W、Ir、Pt、Au构成的组中的任何元素。
包含强磁性元素和硼和添加元素的合金例如是CoFeB-A、CoFeGaGeB-A。CoFeB-A是将添加元素作为A元素添加到CoFeB合金中而得到的。此外，CoFeGaGeB-A是将添加元素作为A元素添加到CoFeGaGeB合金中而得到的。即，A元素是添加元素的一个例子。即使A元素侵入了CoFeB的晶体结构，也可以被置换为CoFeB晶体的任何元素。A元素优选为选自由Ti、Ru和Ta构成的组中的任何元素，并且特别优选为Ta。
A元素具有吸引硼的性质。在A元素中，Ti、Ru和Ta具有特别强的该性质。如稍后将详细描述的，由于第二层1B、2B包含A元素，所以硼在加热期间在第二层1B、2B中移动，从而促进第二层1B、2B的结晶化。
第二层1B、2B中A元素的含量高于例如硼的含量。A元素的含量例如在CoFeB-A的组成比中为0.1以上。当存在足够量的A元素时，A元素不会过多或过少地吸附第二层1B、2B内的硼。结果，可以抑制硼从第二层1B、2B扩散到第一层1A、2A。如果第一层1A、2A中包含硼，则第一层1A、2A的结晶度降低，这可能导致MR比降低。
在第二层1B、2B结晶化了的CoFeB-A的情况下，第二层1B、2B中的Fe的含量例如多于Co的含量。当第二层1B、2B中的Fe的含量增加时，在退火时可以抑制第一层1A、2A中的Co元素扩散到第二层1B、2B中。通过使得第一层1A，2A中的Co元素不从X晶位扩散，第一层1A、2A的晶体结构成为L21结构、C1b结构和B2结构之一。L21结构、C1b结构和B2结构是高度结晶的、并且具有该晶体结构的第一层1A、2A的磁阻效应元件10呈现出大的MR比。
非磁性层3例如由非磁性金属制成。非磁性层3是例如包含选自由Cu、Au、Ag、A1、Cr构成的组中的任何元素的金属或合金。非磁性层3包含例如选自作为主要构成元素由Cu、Au、Ag、A1和Cr构成的组的任何元素。主要构成元素是指组成式中Cu、Au、Ag、A1和Cr占50％以上的比例。非磁性层3优选包含Ag，并且优选包含Ag作为主要构成元素。由于Ag的自旋扩散长度长，所以使用Ag的磁阻效应元件10的MR比大。
非磁性层3的厚度例如在1nm以上且10nm以下的范围内。非磁性层3抑制第一强磁性层1和第二强磁性层2之间的磁力耦合。
非磁性层3可以是绝缘体或半导体。非磁性绝缘体例如为A12O3、SiO2、MgO、MgA12O4、以及将它们的A1、Si、Mg的一部分置换为Zn、Be等的材料。这些材料具有大的带隙并且绝缘性能优异。当非磁性层3由非磁性绝缘体制成时，非磁性层3是隧道势垒层。非磁性半导体例如是Si、Ge、CuInSe2、CuGaSe2、Cu(In，Ga)Se2等。
接下来，将说明制造磁阻效应元件10的方法。磁阻效应元件10的制造方法包括各层的成膜步骤和成膜后的退火步骤。在退火步骤中，强磁性元素、硼和A元素结晶。
图3是用于说明制造根据第一实施方式的磁阻效应元件10的方法的示意图。首先，准备基板Sub作为成膜的基底。基板Sub可以是结晶性的或非晶态的。结晶性的基板的实例包括金属氧化物单晶体、硅单晶体和蓝宝石单晶体。非晶态基板的实例包括具有热氧化膜的硅单晶、陶瓷和石英玻璃。
接下来，在基板Sub上依次层叠第二层11B、第一层11A、非磁性层13、第一层12A和第二层12B。这些层例如通过溅射法形成膜。
第二层11B、12B均由包含上述强磁性元素、硼和A元素的合金制成。在成膜之后，第二层11B、12B均为非晶态。第一层11A、12A均为上述的Co基哈斯勒合金。由于第一层11A、12A在非晶态的基底上生长，因此它们沿自身容易生成的(110)方向生长。因此，第一层11A、12A是结晶度低的晶体。非磁性层13由与上述非磁性层3相同的材料制成。
接下来，对层叠在基板Sub上的层叠体进行退火。退火温度为例如300℃以下，例如250℃以上300℃以下。
当对层叠体进行退火时，在第二层11B、12B中，强磁性元素、硼和A元素中所包含的硼被A元素吸引。硼被A元素吸引而在第二层11B、12B内扩散。当硼在第二层11B、12B内扩散时，将第二层11B、12B内的原子混合。被混合的原子重新排列，从而第二层11B、12B结晶化。
第二层11B、12B均具有bcc型晶体结构。在第二层11B、12B分别形成为bcc型晶体结构的过程中，第一层11A、12A内所包含的各自的原子也重新排列。第一层11A，12A内所包含的各原子在相邻的第二层11B或第二层12B的晶体结构的影响下重新排列，从而第一层11A、12A分别结晶化。即，第一层11A、12A中的各层都由于第二层11B、12B中的各层的结晶而受到拖曳，进一步规则化而成为具有高结晶度的晶体。
如上所述，通过使层叠体退火，使第二层11B、12B结晶化而成为第二层1B、2B，使第一层11A、12A结晶化而成为第一层1A、2A。非磁性层13成为非磁性层3。结果，获得了图1所示的磁阻效应元件10。
如上所述，通过使用根据本实施方式的磁阻效应元件10的制造方法，可以与基底的晶体结构无关地使哈斯勒合金结晶化。在此，作为磁阻效应元件10的制造方法的过程之一进行了介绍，但是上述方法也可以应用于单个强磁性层的结晶化方法。例如，通过层叠包含强磁性元素、硼和A元素的合金的层和包含哈斯勒合金的强磁性层并对其进行加热，可以得到具有结晶性的哈斯勒合金。
在根据本实施方式的磁阻效应元件10的制造方法中，第一强磁性层1和第二强磁性层2在300℃以下的低温下结晶。如果温度为300℃或更低，则即使例如在制造磁头的其他构成元件之后进行退火，也可以减少对其他构成元件(例如，磁屏蔽)的不利影响。因此，退火的时机不受限制，并且诸如磁头等的元件的制造变得容易。
在根据本实施方式的磁阻效应元件10中，夹着非磁性层3的第一强磁性层1和第二强磁性层2结晶化。因此，第一强磁性层1和第二强磁性层2显示出高的自旋极化率。结果，根据本实施方式的磁阻效应元件10显示出高的MR比。
尽管已经参考附图详细说明了本发明的实施方式，但是在每个实施方式中的构成及其组合等都是一示例，在不脱离本发明的要旨的范围内，可以对其构成进行添加、省略、替换以及其他更改。
例如，图4是根据第一变形例的磁阻效应元件10A的剖视图。在图4所示的磁阻效应元件10A中，仅第一强磁性层1具有第一层1A和第二层1B。在图4中，示出了仅第一强磁性层1具有第一层和第二层的例子，但是也可以仅第二强磁性层2具有第一层和第二层。在这种情况下，剩余的一个强磁性层可以是例如选自由Cr、Mn、Co、Fe和Ni构成的组的金属，包含这些金属中的一种以上的合金，包含这些金属和B、C和N中的至少一种元素的合金，或可以是哈斯勒合金。例如，剩余的一个强磁性层的组成为Co-Fe、Co-Fe-B。
例如，磁阻效应元件可以具有除第一强磁性层1、第二强磁性层2和非磁性层3之外的层。
图5是根据第二变形例的磁阻效应元件10B的剖视图。图5所示的磁阻效应元件10B与图1所示的磁阻效应元件10的不同之处在于，其具有硼吸收层4、5。
硼吸收层4、5是非磁性层。硼吸收层4、5各包含硼，和选自由Ti、V、Cr、Cu、Zn、Zr、Mo、Ru、Pd、Ta、W、Ir、Pt、Au构成的组的任何元素。在以下，Ti、V、Cr、Cu、Zn、Zr、Mo、Ru、Pd、Ta、W、Ir、Pt、Au与上述A元素相同，但是，硼吸收层4、5中包含的A元素和第二层1B、2B中所含的A元素不必相同。
硼吸收层4、5例如是将硼添加到由A元素构成的金属或合金中而得到的。硼吸收层4、5优选包含选自由Ti、Ru和Ta构成的组中的任何A元素。硼吸收层4、5例如是将硼或碳添加到包含选自由Ti、Ru和Ta构成的组中的任何元素的金属或合金中而得到的。
硼吸收层4、5例如在成膜步骤中不包含硼。即，退火步骤前的硼吸收层4、5例如是A元素的金属或合金。如上所述，A元素具有吸引硼的性质。在硼吸收层4、5中，因A元素在退火时吸引硼而含有硼。
硼吸收层4、5在退火期间抑制硼扩散到第一层1A、2A以及非磁性层3中。当第一层1A、2A包含硼时，第一层1A、2A的结晶度降低，磁阻效应元件10的MR比降低。当非磁性层3包含硼时，非磁性层3的结晶度降低，磁阻效应元件10B的MR比降低。即，硼吸收层4、5防止第二层1B、2B中所包含的硼扩散到第一层1A、2A以及非磁性层3中，抑制磁阻效应元件10B的MR比降低。
图6是根据第三变形例的磁阻效应元件10C的剖视图。图6所示的磁阻效应元件10C与图1所示的磁阻效应元件10的不同之处在于，具有缓冲层6、7。
缓冲层6、7是分别包含NiA1合金或Ni的层。缓冲层6是缓和第一强磁性层1和非磁性层3之间的晶格失配的缓冲层。缓冲层7是缓和非磁性层3与第二强磁性层2之间的晶格失配的缓冲层。
缓冲层6、7的厚度t例如分别为0<t≤0.63nm。如果厚度t变得太厚，则在从第一强磁性层1(或第二强磁性层2)移动到第二强磁性层2(或第一强磁性层1)的电子中可能发生自旋散射。当厚度t在该范围内时，在移动的电子中自旋散射被抑制，第一强磁性层1和非磁性层3之间的晶格失配减小，非磁性层3和第二强磁性层2之间的晶格失配减小。随着各层的晶格失配变小，磁阻效应元件10C的MR比提高。在图6中，示出了磁阻效应元件10C具有缓冲层6、7这两者的例子，但也可以是磁阻效应元件具有缓冲层6、7中的至少一者。
尽管上面示出了第一变形例至第三变形例，但是它们也是根据本实施方式的磁阻效应元件的一例。例如，可以将第一变形例至第三变形例的特征性构造进行组合。
上述磁阻效应元件10、10A、10B、10C可以用于各种用途。磁阻效应元件10、10A、10B、10C可以应用于例如磁头、磁传感器、磁存储器、高频滤波器等。
接下来，将说明根据本实施方式的磁阻效应元件的应用例。在下面的应用例中，将磁阻效应元件10用作磁阻效应元件，但是磁阻效应元件不限于此。
图7是根据应用例1的磁记录元件100的剖视图。图7是沿着层叠方向切开磁阻效应元件10的剖视图。
如图7所示，磁记录元件100具有磁头MH和磁记录介质W。在图7中，磁记录介质W延伸的一个方向设为X方向，垂直于X方向的方向是Y方向。XY平面平行于磁记录介质W的主面。连接磁记录介质W和磁头MH并垂直于XY平面的方向是Z方向。
在磁头MH中，空气轴承表面(Air Bearing Surface：面对介质的表面)S面对磁记录介质W的表面。磁头MH沿着磁记录介质W的表面在箭头+X和箭头-X的方向上与磁记录介质W相距一定距离地移动。磁头MH具有用作磁传感器的磁阻效应元件10和磁记录部(未示出)。电阻测定器21测定磁阻效应元件10在层叠方向上的电阻值。
磁记录部将磁场施加到磁记录介质W的记录层W1以确定记录层W1的磁化方向。即，磁记录部执行磁记录介质W的磁记录。磁阻效应元件10读取与由磁记录部写入的记录层W1的磁化有关的信息。
磁记录介质W具有记录层W1和背衬层W2。记录层W1是用于进行磁记录的部分，背衬层W2是用于使用于写入的磁通量再次返回到磁头MH的磁路(磁通量的通路)。记录层W1记录磁信息作为磁化方向。
磁阻效应元件10的第二强磁性层2例如是自由磁化层。因此，暴露在空气轴承表面S上的第二强磁性层2受到在相对的磁记录介质W的记录层W1上记录的磁化的影响。例如，在图7中，由于受到朝向记录层W1的+Z方向的磁化的影响，第二强磁性层2的磁化方向朝向+z方向。在这种情况下，作为固定磁化层的第一强磁性层1和第二强磁性层2的磁化方向是平行的。
这里，第一强磁性层1和第二强磁性层2的磁化方向平行时的电阻，不同于第一强磁性层1和第二强磁性层2的磁化方向为反平行时的电阻。平行情况下的电阻值与反平行情况下的电阻值之差越大，磁阻效应元件10的MR比越大。根据本实施方式的磁阻效应元件10包含结晶的哈斯勒合金并且具有大的MR比。因此，可以由电阻测定器21准确地读取与记录层W1的磁化有关的信息作为电阻值的变化。
对磁头MH的磁阻效应元件10的形状没有特别限制。例如，第一强磁性层1可以被设置在远离磁记录介质W的位置，以避免磁记录介质W的泄漏磁场对磁阻效应元件10的第一强磁性层1的影响。
图8是根据应用例2的磁记录元件101的剖视图。图8是沿着层叠方向切开磁记录元件101的剖视图。
如图8所示，磁记录元件101包括磁阻效应元件10、电源22和测定部23。电源22在磁阻效应元件10的层叠方向上产生电势差。电源22例如是直流电源。测定部23测量磁阻效应元件10在层叠方向上的电阻值。
当通过电源22在第一强磁性层1和第二强磁性层2之间产生电势差时，电流沿磁阻效应元件10的层叠方向流动。电流在通过第一强磁性层1时发生自旋极化，成为自旋极化电流。自旋极化电流经由非磁性层3到达第二强磁性层2。通过接收由于自旋极化电流而产生的自旋传递转矩(STT)，第二强磁性层2的磁化被反转。通过改变第一强磁性层1的磁化方向和第二强磁性层2的磁化方向之间的相对角度，改变磁阻效应元件10在层叠方向上的电阻值。通过测定部23读出磁阻效应元件10的在层叠方向上的电阻值。即，图8所示的磁记录元件101是自旋传递转矩(STT)型磁记录元件。
图8所示的磁记录元件101由于包括包含结晶的哈斯勒合金并且具有大MR比的磁阻效应元件10，因此可以精确地记录数据。
图9是根据应用例3的磁记录元件102的剖视图。图9是沿着层叠方向切开磁记录元件102的剖视图。
如图9所示，磁记录元件102具有磁阻效应元件10、自旋轨道转矩配线8、电源22和测定部23。自旋轨道转矩配线8例如与第一强磁性层1的第二层1B接触。自旋轨道转矩配线8在面内方向上沿一个方向延伸。电源22连接到自旋轨道转矩配线8的第一端和第二端。在平面图中，磁阻效应元件10被夹在第一端和第二端之间。电源22使写入电流沿自旋轨道转矩配线8流动。测定部23测量磁阻效应元件10在层叠方向上的电阻值。
当通过电源22在自旋轨道转矩配线8的第一端和第二端之间产生电势差时，电流沿自旋轨道转矩配线8的面内方向流动。自旋轨道转矩配线8具有通过当电流流动时的自旋孔效应产生自旋流的功能。自旋轨道转矩配线8例如是包含具有通过在电流流动时的自旋孔效应产生自旋流的功能的金属、合金、金属间化合物、金属硼化物、金属碳化物、金属硅酸盐和金属磷化物中的任一种。例如，配线包含在最外壳具有d电子或f电子的、原子序数为39以上的非磁性金属。
当电流沿自旋轨道转矩配线8的面内方向流动时，通过自旋轨道相互作用产生自旋孔效应。自旋孔效应是移动的自旋在与电流流动方向正交的方向上弯曲的现象。自旋孔效应在自旋轨道转矩配线8中产生自旋的不均匀分布，并且在自旋轨道转矩配线8的厚度方向上引起自旋流。自旋通过自旋流从自旋轨道转矩配线8注入到第一强磁性层1中。
注入到第一强磁性层1中的自旋将自旋轨道转矩(SOT)赋予第一强磁性层1的磁化。第一强磁性层1接收自旋轨道转矩(SOT)并使其磁化反转。在这种情况下，第一强磁性层1成为自由磁化层，第二强磁性层2成为固定磁化层。通过改变第一强磁性层1的磁化方向和第二强磁性层2的磁化方向，改变磁阻效应元件10在层叠方向上的电阻值。通过测定部23读出磁阻效应元件10的在层叠方向上的电阻值。即，图9所示的磁记录元件102是自旋轨道转矩(SOT)型磁记录元件。
图9中所示的磁记录元件102由于包括包含结晶的哈斯勒合金并且具有大MR比的磁阻效应元件10，因此可以精确地记录数据。
图10是根据应用例4的磁壁移动元件(磁壁移动型磁记录元件)的剖视图。磁壁移动元件103具有磁阻效应元件10、第一固定磁化层24和第二固定磁化层25。磁阻效应元件10由第一强磁性层1、第二强磁性层2和非磁性层3构成。在图10中，第一强磁性层1延伸的方向设为X方向，垂直于X方向的方向是Y方向，垂直于XY平面的方向是Z方向。
第一固定磁化层24和第二固定磁化层25连接到第一强磁性层1的第一端和第二端。第一端和第二端在X方向上夹着第二强磁性层2和非磁性层3。
第一强磁性层1是能够通过改变内部磁状态来磁记录信息的层。第一强磁性层1在内部具有第一磁性区域MD1和第二磁性区域MD2。在Z方向上与第一固定磁化层24或第二固定磁化层25重叠的位置处的第一强磁性层1的磁化被固定在一个方向上。例如，在Z方向上与第一固定磁化层24重叠的位置处的磁化固定在+Z方向上，例如，在Z方向上与第二固定磁化层25重叠的位置处的磁化固定在-Z方向上。结果，在第一磁性区域MD1和第二磁性区域MD2之间的边界处形成磁壁DW。第一强磁性层1可以在内部具有磁壁DW。在图10所示的第一强磁性层1中，第一磁性区域MD1的磁化MMD1沿+Z方向取向，第二磁性区域MD2的磁化MMD2沿-Z方向取向。
磁壁移动元件103可以根据第一强磁性层1的磁壁DW的位置的不同以多个值或连续地记录数据。当施加了读出电流时，记录在第一强磁性层1中的数据作为磁壁移动元件103的电阻值的变化而读出。
第一强磁性层1中的第一磁性区域MD1与第二磁性区域MD2的比率随着磁壁DW的移动而变化。第二强磁性层2的磁化M2例如在与第一磁区MD1的磁化MMD1相同的方向上(平行)，并且在与第二磁区MD2的磁化MMD2相反的方向上(反平行)。当磁壁DW在+X方向上移动并且从Z方向俯视时与第二强磁性层2重叠的部分中的第一磁区MD1的面积变大时，磁壁移动元件103的电阻值将变低。相反，当磁壁DW在-X方向上移动并且从Z方向俯视时与第二强磁性层2重叠的部分中的第二磁区MD2的面积变大时，磁壁移动元件103的电阻值将变高。
磁壁DW使写入电流沿第一强磁性层1的X方向流动或通过施加外部磁场而移动。例如，当在第一强磁性层1的+X方向上施加写入电流(例如，电流脉冲)时，电子在与电流相反的-X方向上流动，从而磁壁DW在-X方向上移动。当电流从第一磁性区域MD1流向第二磁性区域MD2时，在第二磁性区域MD2自旋极化了的电子使第一磁性区域MD1的磁化MMD1磁化反转。由于第一磁区MD1的磁化MMD1的磁化反转，磁壁DW在-X方向上移动。
由于图10中所示的磁壁移动元件103包括包含结晶的哈斯勒合金并且具有大的MR比的磁阻效应元件10，因此可以精确地记录数据。
图11是根据应用例5的高频装置104的示意图。如图11所示，高频装置104具有磁阻效应元件10、直流电源26、电感器27、电容器28、输出端口29和配线30、31。
配线30连接磁阻效应元件10和输出端口29。配线31从配线30分支出来，并通过电感器27和直流电源26到达接地G。直流电源26、电感器27和电容器28可以使用已知的。电感器27截断电流的高频分量，并允许电流的不变分量通过。电容器28使电流的高频分量通过并且截断电流的不变分量。电感器27配设于要抑制高频电流的流动的部分，而电容器28配设于要抑制直流电流的流动的部分。
当对磁阻效应元件10中所包含的强磁性层施加交流电流或交流磁场时，第二强磁性层2的磁化进行旋进运动。当施加到第二强磁性层2的高频电流或高频磁场的频率接近第二强磁性层2的强磁性共振频率时，第二强磁性层2的磁化强烈振动，而在远离第二强磁性层2的强磁性共振频率的频率处振动不大。该现象称为强磁性共振现象。
磁阻效应元件10的电阻值由于第二强磁性层2的磁化的振动而改变。直流电源26向磁阻效应元件10施加直流电流。直流电流在磁阻效应元件10的层叠方向上流动。直流电流通过配线30、31和磁阻效应元件10流向接地G。磁阻效应元件10的电势根据欧姆定律变化。响应于磁阻效应元件10的电势的变化(电阻值的变化)，从输出端口29输出高频信号。
图11所示的高频装置104包括包含结晶的哈斯勒合金、并且电阻值的变化范围大的磁阻效应元件10，从而可以发送大输出的高频信号。
【实施例】
(实施例1)
作为实施例1，制造了图1所示的磁阻效应元件10。第一强磁性层1和第二强磁性层2分别由第一层1A、2A和第二层1B、2B构成。第一层1A、2A是结晶化了的Co基哈斯勒合金，组成比为Co2FeGa0.5Ge0.5。第二层1B、2B是结晶化了的CoFeB-A，且组成比为(Co0.4Fe0.4B0.2)0.9Ta0.1。非磁性层3为Ag。
通过以下步骤制造根据实施例1的磁阻效应元件10。首先，在非晶态基板上，通过溅射法对具有上述组成的第二层1B、第一层1A、非磁性层3、第一层2A、第二层2B依次进行溅射成膜。在成膜后，第一层1A、2A成为结晶度低的晶体，第二层1B、2B是非晶态的。
然后，对层叠的层叠体退火。在300℃的条件下进行10小时退火。通过退火使第二层1B、2B结晶化，并且通过第二层1B、2B的结晶也提高了第一层1A、2A的结晶度。
测量所制造的磁阻效应元件10的MR比和RA(表面电阻)。MR比是通过在使恒定电流沿着磁阻效应元件10的层叠方向流动的状态下，在从外部向磁阻效应元件10扫描磁场的同时，用电压计监视施加于磁阻效应元件10的电压，来测量磁阻效应元件10的电阻值的变化。通过测量第一强磁性层1和第二强磁性层2的磁化方向平行时的电阻值，以及第一强磁性层1和第二强磁性层2的磁化方向反平行时的电阻值，根据所获得的电阻值通过下式计算出该值。MR比的测量是在300K(室温)下进行的。
MR比(％)＝(RAP-RP)/RP×100
RP是第一强磁性层1和第二强磁性层2的磁化方向平行时的电阻值，RAP是第一强磁性层1和第二强磁性层2的磁化方向反平行时的电阻值。
RA通过当第一强磁性层1和第二强磁性层2的磁化方向平行时的电阻Rp乘以磁阻效应元件10的面内方向上的面积A后的乘积而得到。
实施例1中所涉及的磁阻效应元件10的MR比为11％，RA为0.8Ω·μm2。
(实施例2)
实施例2与实施例1的不同之处仅在于第一层1A、2A的组成为Co2FeGa0.6Ge0.8。构成根据实施例2的第一层1A、2A的Co基哈斯勒合金的Co组成比小于化学计量组成比。
实施例2中所涉及的磁阻效应元件10的MR比为14％，RA为0.09Ω·μm2。
(实施例3)
实施例3与实施例1的不同之处仅在于第二层1B、2B的组成为(Co0.2Fe0.6B0.2)0.9Ta0.1。实施例3的第二层1B、2B的Fe的含量比Co的含量高。
实施例3中所涉及的磁阻效应元件10的MR比为13％，RA为0.07Ω·μm2。
(实施例4)
实施例4与实施例1的不同之处仅在于，第一层1A、2A的组成为Co2FeGa0.6Ge0.8，第二层1B、2B的组成为(Co0.2Fe0.6B0.2)0.9Ta0.1。构成根据实施例4的第一层1A、2A的Co基哈斯勒合金的Co组成比小于化学计量组成比。第二层1B、2B的Fe的含量比Co的含量高。
实施例4中所涉及的磁阻效应元件10的MR比为16％，RA为0.08Ω·μm2。
(实施例5)
实施例5与实施例1的不同之处仅在于，第一层1A、2A的组成为Co2FeGa0.6Ge0.8，第二层1B、2B的组成为(Co0.2Fe0.65B0.15)0.85Ta0.15。构成根据实施例5的第一层1A、2A的Co基哈斯勒合金的Co组成比小于化学计量组成比。第二层1B、2B的Fe的含量比Co的含量高。另外，在实施例5中，Ta的含量比实施例1～4的高。
实施例5中所涉及的磁阻效应元件10的MR比为18％，RA为0.11Ω·μm2。
(实施例6)
实施例6与实施例1的不同之处仅在于，第一层1A、2A的组成为Co2FeGa0.6Ge0.8，第二层1B、2B的组成为(Co0.39Fe0.19Ga0.12Ge0.15B0.15)0.85Ta0.15。构成根据实施例6的第一层1A、2A的Co基哈斯勒合金和第二层1B、2B的(Co0.39Fe0.19Ga0.12Ge0.15B0.15)0.85Ta0.15的Co组成比小于化学计量组成比。
实施例6中所涉及的磁阻效应元件10的MR比为21％，RA为0.13Ω·μm2。
(比较例1)
比较例1与实施例1的不同之处在于，第二层1B、2B的组成为(Co0.4Fe0.4B0.2)0.93Ta0.07。由于第二层1B、2B的Ta含量低，第二层1B、2B中的原子混合不充分，并且第二层1B、2B保持非晶态。比较例1的第一层1A、2A已结晶化，但是结晶度低于实施例1。
比较例1中所涉及的磁阻效应元件10的MR比为5％，RA为0.08Ω·μm2。
(比较例2)
比较例2与实施例2的不同之处在于第二层1B、2B的组成为(Co0.4Fe0.4B0.2)0.93Ta0.07。由于第二层1B、2B的Ta含量低，因此第二层1B、2B中的原子混合不充分，并且第二层1B、2B保持非晶态。比较例2的第一层1A、2A已结晶化，但是结晶度低于实施例2的结晶度。
比较例2中所涉及的磁阻效应元件10的MR比为7％，RA为0.08Ω·μm2。
上述实施例1～6的结果与比较例1～2的结果总结为如下表1。
【表1】
Figure BDA0002848352680000191
附图标记说明
1…第一强磁性层；1A、2A、11A、12A…第一层；1B、2B、11B、12B…第二层；2…第二强磁性层；3、13…非磁性层；4、5…硼吸收层；6、7…缓冲层；8…自旋轨道转矩配线；10、10A、10B、10C…磁阻效应元件；21…电阻测定器；22…电源；23…测定部；24…第一固定磁化层；25…第二固定磁化层；26…直流电源；27…电感器；28…电容器；29…输出端口；30、31…配线；100、101、102…磁记录元件；103…磁壁移动元件；104…高频装置；DW…磁壁；MD1…第一磁性区域；MD2…第二磁性区域；Sub…基板。

Claims (13)

1.一种磁阻效应元件，其特征在于，包括：第一强磁性层、第二强磁性层和位于所述第一强磁性层与所述第二强磁性层之间的非磁性层，
所述第一强磁性层和所述第二强磁性层中的至少一者从靠近所述非磁性层的一侧依次具有第一层和第二层，
所述第一层包含结晶化了的Co基哈斯勒合金，
所述第二层的至少一部分结晶化，并含有强磁性元素、硼元素和添加元素，
所述添加元素是选自由Ti、V、Cr、Cu、Zn、Zr、Mo、Ru、Pd、Ta、W、Ir、Pt、Au构成的组中的任何元素。
2.根据权利要求1所述的磁阻效应元件，其特征在于，
所述第一强磁性层和所述第二强磁性层皆具有所述第一层和所述第二层。
3.根据权利要求1或2所述的磁阻效应元件，其特征在于，
所述Co基哈斯勒合金按照化学计量组成记作CoYZ或Co2YZ，
所述Co基哈斯勒合金的Co组成比小于化学计量组成比。
4.根据权利要求1～3中任一项所述的磁阻效应元件，其特征在于，
所述第二层是结晶化了的CoFeB-A，
在所述第二层中，Fe的含量多于Co的含量。
5.根据权利要求1～4中任一项所述的磁阻效应元件，其特征在于，
在所述第二层中，所述所述添加元素的含量多于硼的含量。
6.根据权利要求1～5中任一项所述的磁阻效应元件，其特征在于，
所述第一层和所述第二层晶格匹配。
7.根据权利要求1～6中任一项所述的磁阻效应元件，其特征在于，
具有与所述第二层的远离所述非磁性层一侧的面相接触的硼吸收层，
所述硼吸收层包含选自由Ti、V、Cr、Cu、Zn、Zr、Mo、Ru、Pd、Ta、W、Ir、Pt、Au构成的组的任何元素。
8.根据权利要求1～7中任一项所述的磁阻效应元件，其特征在于，
所述Co基哈斯勒合金为L21构造或B2构造。
9.根据权利要求1～8中任一项所述的磁阻效应元件，其特征在于，
所述Co基哈斯勒合金记作Co2YαZβ，
所述Y是选自由Fe、Mn、Cr构成的组的一种以上的元素，
所述Z是选自由Si、Al、Ga、Ge构成的组的一种以上的元素，
满足α+β>2。
10.根据权利要求1～9中任一项所述的磁阻效应元件，其特征在于，
在所述第一强磁性层与所述非磁性层之间和所述第二强磁性层与所述非磁性层之间的二者中的至少一者具有缓冲层，
所述缓冲层含有NiAl合金或者Ni。
11.根据权利要求10所述的磁阻效应元件，其特征在于，
所述缓冲层的厚度为0.63nm以下。
12.根据权利要求1～11中任一项所述的磁阻效应元件，其特征在于，
所述非磁性层包含选自由Cu、Au、Ag、A1、Cr构成的组中的任何元素的金属或合金。
13.根据权利要求1～12中任一项所述的磁阻效应元件，其特征在于，
还具有基板，
所述基板是供所述第一强磁性层、所述第二强磁性层和所述非磁性层层叠的基底，
所述基板为非晶态。
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