CN1167310A - 磁阻效应器件 - Google Patents

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Abstract

一种磁阻效应器件，具备具有金属缓冲层上形成的第1磁性层、上述第1磁性层上形成的非磁性中间层、以及在上述非磁性中间层上形成的第2磁性层构成的旋转阀膜，在上述金属缓冲层与第1磁性层之间的界面上设有平均厚度在2nm以下的原子扩散势垒层。或者第1磁性层改为由磁性基底层和强磁性体层的叠层膜构成，在上述磁性基底层和强磁性体层之间的界面上设有平均厚度在2nm以下的原子扩散势垒层。

Description

磁阻效应器件
本发明涉及应用了旋转阀(スビンバルブ)膜的磁阻效应器件。
一般说来，已记录了磁记录媒体上的信息的读出，一直用使具有线圈的再生用磁头对记录媒体相对地移动，并对因这时所产生的电磁感应在线圈中感应的电压进行检测的方法进行。另一方面，大家都知道，在读出信息时，应用磁阻效应器件(以下简称之为MR器件)(参看IEEEMAG-7，150(1971)等)。应用了MR器件的磁头(以下，称之为MR磁头)利用了某种强磁体的电阻根据外磁场的强度而变的现象。
近些年来，随着磁性记录媒体的小型化和大容量化，信息读出时的再生用磁头和磁性记录媒体之间的相对速度变小了，所以即便是小的相对速度也可以产生大的输出的这种对MR磁头的期待提高了。
其中，在MR磁头的感知外磁场而电阻改变的部分(以下称之为MR元件)中，一直使用Ni-Fe合金即所谓坡莫系合金。但是，坡莫系合金即便是具有良好的软磁特性的坡莫合金，其磁阻变化率最大约为3％，作为小型大容量化的磁记录媒体用的MR元件，其磁阻变化率不够大。因此，作为MR元件材料，希望提供更高灵敏度的磁阻效应的材料。
对于这样一种期望，已经确认像Fe/Cr或Co/Cu那样，使强磁性金属膜与非磁性金属膜在某一条件下交互叠层，使相邻的强磁性金属膜之间反强磁性耦合起来的多层膜，即所谓人造晶格膜表现出了巨大的磁阻效应。有人报告说倘采用人造晶格膜，可提供最大超过100％的大的磁阻变化率(参看Phys.Rev.Lett.，Vol.61，2474(1988)、Phys.Rev.Lett.，Vol.64，2304(1990)等)。但是，由于人造晶格膜的饱和磁场高，故不适合于MR元件。
另一方面，有人报告说，在强磁性层/非磁性层/强磁性层这种三明治构造的多层膜中，即便是在强磁性层不进行反强磁性耦合的情况下，也可实现大的磁阻效应。就是说，对把非磁性层夹在中间的2个强磁性层的一方，加上交换偏置并使磁化固定下来，再用外磁场(信号磁场等)使另一方的强磁性层磁化反转。这样一来，采用使已配置为把非磁性层夹在中间的2个强磁性层的磁化方向的相对角度进行变化的办法就可以得到大的磁阻效应。这种类型的多层膜叫做旋转阀膜(参看Phys.Rev.B.，Vol.45，806(1992)、J.Appl.Phys.，Vol.69,4774(1991)等)。旋转阀膜的磁阻变化率虽然比人造晶格膜小，但由于可用低磁场使磁化饱和，故适合于MR元件。对于应用了这种旋转阀膜的MR磁头，在实用上寄以很大的期望。
然而，在应用了上边说过的旋转阀膜的MR器件中，重要的是提高强磁性层的晶体取向性等等以改进软磁特性。比如说在强磁性层中应用了Co或Co系合金之类的Co系磁体的旋转阀膜中，当在无定形系材料上边直接形成Co系强磁性体层时则降低晶体取向性使软磁特性劣化。于是，人们对采用把具有fcc晶体构造的金属膜形成为缓冲层，再在该金属缓冲层上边形成Co系强磁性体层的办法提高晶体取向性的问题进行了研究。
但是，在把NiFe合金等的软磁材料用作上边说过的金属缓冲层的情况下，在与Co系强磁体之间易于产生热扩散而使磁阻效应劣化。此外，为了提高旋转阀膜的软磁特性以改善器件灵敏度，人们还对在由种种软磁材料构成的磁性基底层上边形成由外磁场使之反转磁化的强磁性层的问题进行了研究，但在这种情况下，在强磁性层与磁性基底层之间也会产生热扩散，使磁阻效应劣化。
在应用了旋转阀的MR器件的制造工艺中，热处理是必须的，所以由上边说过的热扩散所产生的磁阻效应的劣化是一个重大问题。这样一来，应用了现有的旋转阀的MR器件具有热稳定性(耐热性)低这样的问题，用抑制热扩散来改善热稳定性就成了一个大课题。
本发明就是为了解决这一课题而发明出来的，目的是通过抑制热扩散提供一种热稳定性优良的高性能的磁阻效应器件。
本发明中的第1磁阻效应器件，在具备具有已形成于金属缓冲层上边的第1磁性层、第2磁性层和被配置于上述第1磁性层与第2磁性层之间的非磁性中间层的旋转阀膜的磁阻效应器件中，其特征是在上述金属缓冲层与第1磁性层之间的界面上设有平均厚度2nm以下的原子扩散势垒层。
第1磁阻效应器件，在具备具有由已形成于具有fcc晶体构造的金属缓冲层上边的含Co的强磁性体构成的第1磁性层，第2磁性层和配置于上述第1和第2磁性层之间的非磁性层的旋转阀膜的磁阻效应器件中，其特征是在上述金属缓冲层与第1磁性层之间的界面上，还设有以从氧化物、氮化物、碳化物、硼化物和氟化物中选出的至少一种为主成分的原子扩散势垒层。
另外，本发明中的第2磁阻效应器件，在具备具有由磁性基底层与强磁性体层的叠层膜构成的第1磁性层，第2磁性层和被配置于上述第1磁性层和第2磁性层之间的非磁性中间层的旋转阀膜的磁阻效应器件中，其特征是在上述磁性基底层与强磁性体层之间的界面上设有平均厚度2nm以下的原子扩散势垒层。
第2磁阻效应器件，在具备具有由磁性基底层与含有Co的强磁性体层的叠层膜构成的第1磁性层，第2磁性层和配置于上述第1、第2磁性层之间的非磁性中间层的旋转阀膜的磁阻效应器件中，其特征是在上述磁性基底层与强磁性体层之间的界面上还设有以从氧化物、氮化物、碳化物、硼化物和氟化物中选出的至少一种为主成分的原子扩散势垒层。
在第1磁阻效应器件中，由于在金属缓冲层与第1磁性层之间的界面上已设有上边说过的那种原子扩散势垒层，故可以良好地抑制热处理时的金属缓冲层与第1磁性层之间的原子相互扩散，同时还可得到因金属缓冲层而产生的第1磁性层的膜质改善效果。因此，在热处理之后可以稳定地得到良好的磁阻效应，同时还可得到良好的软磁特性。
另外，在第2磁阻效应器件中，由于在磁性基底层与强磁性体层之间的界面上已设有上边说过的那种原子扩散势垒层，故同样也可以良好地抑制热处理时的磁性基底层与强磁性体层之间的原子相互扩散。因此，可以在热处理后稳定地得到良好的磁阻效应。
图1的剖面图示出了本发明的第1磁阻效应器件的一个实施形态的关键部位构造。
图2的剖面图示出了本发明的第2磁阻效应器件的一个实施形态的关键部位构造。
以下对实施本发明的实施形态进行说明。
首先，对用以实施本发明的第1磁阻效应器件(MR器件)的实施形态进行说明。
图1示出的是第1MR器件的一个实施形态的关键部位构成的剖面图。在该图中，1是第1磁性层，2是第2磁性层，非磁性层3则介于上述第1和第2磁性层1，2之间。在这些磁性层1、2之间未进行反强磁性耦合而是构成了非耦合型的叠层膜。
第1和第2磁性层1，2由比如说Co单体或Co系磁性合金之类的含Co强磁性体或者NiFe合金之类的强磁性体构成。它们之中，作为含Co的强磁性体，特别理想的是用可以同时增大对MR变化量施加影响的体效应和界面效应，并由此来得到大的MR变化量的Co系磁性合金。
作为上边说过的那种Co系磁性合金，可以举出已向Co中加入了Fe、Au、Ag、Cu、Pd、Pt、Ir、Rh、Ru、Os、Hf等的1种或2种以上的合金。元素添加量理想的是定为5～50原子％，更为满意的是定为8～20原子％。这是因为若元素添加量过少则体效应增加不够充分，而反过来若元素添加量过多则有大大减少界面效应的可能的缘故。故从添加元素可得到大的MR变化量方面考虑，特别是，理想的是用Fe。
此外，第1和第2磁性层1、2的膜厚，理想的是定为可以得到大的MR变化量且可以抑制巴克好森(Barkhausen)噪声的产生的1～30nm的范围。
上述磁性层1，2之内，第1磁性层1形成于金属缓冲层4上边。希望以此改善因改进第1磁性层1的晶体取向性而得到的膜质。在第1磁性层1中应用上述那样的含Co磁性体的情况下，作为金属缓冲层4，可以举出具有fcc晶体构造的金属材料，比如说NiFe合金、NiFeCo合金，以及向fcc晶体构造的合金中加入Ti、V、Cr、Mn、Zn、Nb、Mo、Tc、Hf、Ta、W、Re等的添加元素而高阻抗化的合金。这些里边，NiFe合金和NiFeCo合金等等还起着下边要讲的磁性基底层的作用。此外，在把NiFe合金等的强磁性体用到第1磁性层1上的情况下，可以把Ta、Ti、Cr、Cu、Au、Ag和它们的合金用作金属缓冲层4。第1磁性层1是由信号磁场等的外磁场使之磁化反转的磁性层，即所谓的自由磁性层。
这样一来，在第1磁性层1与金属缓冲层4之间的界面上就形成了原子扩散势垒层5，以抑制热处理时的第1磁性层1与金属缓冲层4之间的原子的热扩散。就是说，借助于形成原子扩散势垒5，可以抑制因热扩散而产生的磁阻效应的劣化，提高MR器件的热稳定性。原子扩散势垒层5在热性能上是稳定的，虽然需要抑制第1磁性层1与金属缓冲层4之间的原子相互扩散，但倘太厚则得不到用金属缓冲层4改善膜质的效果，故希望作得薄到对原子的相互扩散抑制效果不产生不好的影响的范围之内。为此，原子扩散势垒层5的厚度定为平均厚度在2nm以下。但是，如果太薄，会有损于作为原子扩散势垒的作用，故理想的是作成为使平均厚度大于0.5nm。
作为原子扩散势垒层5的构成材料可以用热性稳定的氧化物、氮化物、碳化物、硼化物和氟化物等等，而且不限于把它们作为单体来使用的情况，也可以混合物，复合化合物等的形态来使用。它们之中，特别是用易于形成且原子扩散抑制作用出色的自我氧化膜、表面氧化膜、不动态膜等等是理想的。由这些化合物构成的原子扩散势垒层5，可在形成了金属缓冲层4之后，将其表面采用临时在大气中暴露一下，或者在含氧、氮、碳、硼、氟等的气氛下曝露的办法来形成。另外，也可以用离子注入法，或曝露于等离子体中等等的办法形成。
此外，构成原子扩散势垒层5的化合物，即使从化学计算上看组成不正确也不要紧，也不必非要形成规则的晶格。即使是无定形状态也可以。还有，原子扩散势垒层5的形态，也并非非要均匀地把金属缓冲层4的表面覆盖住不可，比如说用已形成了针孔的状态，上述的氧化物，氮化物、碳化物、硼化物、氟化物等等岛状地存在的状态等等非连续状态形成也没关系。有针孔而其量又不对原子的相互扩散抑制效应产生不良影响则更令人满意。因为这些针孔有降低膜质改善效果和磁耦合的可能性。若考虑到以上各点，希望针孔的平均大小和互相邻接的针孔间的距离相同，或比这一距离更小。
另一方面，第2磁性层2，借助于由已在其上边形成了的IrMn膜、FeMn膜、NiO膜等构成的反强磁性层6或由Copt膜等等构成的图中未示出的硬磁性层给以横向偏置磁场而磁化固定下来，是所谓的针(pin)磁性层。另外，作为这种针磁性层的第2磁性层2不限于上边说过的那样用反强磁性层6等等磁化固定强磁性体层的磁化的磁性层，可以直接使用比如说硬磁性层等等。
所以，第1磁性层1和第2磁性层2的磁化方向，从改善MR器件的线性响应性方面来看，希望在外磁场为零的状态下比如说使之互相垂直。这样的磁性状态，可以用比如说施行以下的退火处理的办法得到。即，(1)在加上1kOe左右的磁场的同时在523K左右的温度下保持1个小时之后，(2)原封不动地在1kOe左右的磁场中，使其冷却到483K的温度，(3)在已变成483K左右的温度时，使加上磁场的方向转换90°后使之冷却到室温。通过这样的退火处理(以下称之为垂直退火)就可以稳定地得到已使之垂直的磁化状态。具体的磁化方向，理想的是把第1磁性层1的磁化方向定为磁道宽度方向，把第2磁性层2的磁化方向定为对与第1磁性层1的磁化方向垂直的媒体相对面垂直的方向。
此外，对第1和第2磁性层1，2的退火处理，并不限于上边说过的垂直退火，为了改善第1和第2磁性层1，2的结晶性，也要实施退火。在这种情况下，在约100～400K的温度且1分钟～10小时左右的条件下进行退火处理。
上边所说的在磁性层1，2之间配置的非磁性中间层3由常磁性材料、反磁性材料、反强磁性材料和旋转玻璃等等构成。具体地说来可以举出含有Cu、Au、Ag、或它们与磁性元素的常磁性合金、Pd、Pt、以及以它们为主成分的合金等等。其中，非磁性中间层3的膜厚希望设定于2～5nm左右的范围内。当非磁性中间层3的膜厚超过2nm时，不能得到足够的电阻变化灵敏度，而当不足5nm时，则难于使磁性层1，2间的交换耦合作得足够地小。
在用上边说过的各层构成了旋转阀叠层膜7，且具备这种旋转阀叠层膜7的MR器件中，相对于第2磁性层2已被磁化固定的作法，由于第1磁性层1由外磁场使之磁化反转，故使配置为把非磁性中间层3夹在中间的2个磁性层1，2的磁化方向的相对角度进行变化就可以得到磁阻效应。
在上述实施例的MR器件中，由于已在第1磁性层1与金属缓冲层4之间的界面上形成了由氧化物、氮化物、碳化物、硼化物、氟化物等构成的原子扩散势垒层5，故在施行了上边说过的那种垂直退火或用于改善结晶性的退火处理之际，就可稳定地抑制第1磁性层1与金属缓冲层4之间的原子相互扩散。另外，通过把原子扩散势垒层5的平均厚度作成为2nm以下，就可以充分地得到用金属缓冲层4进行的膜质改善效果。这样一来，倘采用上述实施例的MR器件，则可充分地得到利用金属缓冲层4所产生的膜质改善效果，同时还可抑制源自热扩散的磁阻效应的劣化，故可实现高性能化，同时又可改善热稳定性。
其次，对用于实施本发明的第2磁阻效应器件(MR器件)的实施形态进行说明。
图2的剖面图示出了第2MR器件的一个实施形态的关键部位构成。在图2中，1是第1磁性层，2是第2磁性层，非磁性中间层3介于上述第1和第2磁性层1、2之间。这些磁性层1，2之间未进行反强磁性耦合，构成了非耦合型的叠层膜。
这些磁性层1，2之内，第1磁性层1由在第1实施例中讲过的那种强磁性体构成的强磁性体11和由各种软磁材料构成的磁性基底层12的叠层膜构成。其中预磁性体层11是对磁阻效应作出贡献的层，磁性基底层12是改善强磁性体层11的软磁特性的层。在这里，上边讲过的强磁性体之内，特别是含有Co或Co系磁性合金的那样的含Co强磁性体，单独应用难于实现良好的软磁特性，故形成磁性基底层12是特别好的材料。
磁性基底层12既可用由一种软磁材料构成的软磁材料构成，也可用由2种以上的软磁材料薄膜构成的软磁材料叠层膜构成。此外，作为磁性基底层12的构成材料，可以举出NiFe合金、NiFeCo合金，向这些软磁性合金中添加Ti、V、Cr、Mn、Zn、Nb、Mo、Tc、Hf、Ta、W、Re等的添加元素使之高阻化后的合金，向Co中加入同样的添加元素的使之无定形化后的合金，比如无定形CoNbZr合金等等。
由强磁性体层11和磁性基底层12的叠层膜构成的第1磁性层1被配置为使强磁性体层11与非磁性中间3接连。另外，虽然并非限定于这样一种配置，但要想得到大的MR变化量，作成为上述那样的配置是理想的。此外，在强磁性体层11与磁性基底层12之间，使之直接进行磁性交换耦合，使从膜厚方向上看来磁化已成为一个整体是令人满意的。该第1磁性层1是用信号磁场等的外磁场使之磁化反转的磁性层，即所谓的自由磁性层。
这样一来，在第1磁性层1中的强磁性体层11与磁性基底层12之间的界面就形成了原子扩散势垒层5，并借此抑制热处理时的强磁性体层11与磁性基底层12之间的热扩散。就是说，借助于形成原子扩散势垒层5，可以抑制因热扩散而带来的磁阻效应的劣化，以提高MR器件的热稳定性。原子扩散势垒层5必须在热方面是稳定的，并可抑制强磁性体层11与磁性基底层12之间的原子相互扩散，但如果太厚则会切断强磁性体层11与磁性基底层12之间的磁耦合，故希望作成薄到不对原子的相互扩散抑制效果产生不良影响的范围之内。为此，规定原子扩散势垒层5的厚度按平均厚度说在2nm以下。但是，如果太薄，则会使作为原子扩散势垒层的作用受损，故理想的是把平均厚度定为0.5nm以上。
原子扩散势垒层5的构成材料，如在第1实施形态中讲过的那样，和第1实施形态一样，特别是用易于形成且原子扩散抑制作用出众的自我氧化膜、表面氧化膜、不动态膜等等是理想的。关于这种原子扩散势垒层5的形成方法，也和在第1实施形态讲述的一样。
构成原子扩散势垒层5的化合物，在化学计算上也可不是正确的组合，也不必非是规则的晶格，另外也可以是无定形状态。还有，原子扩散势垒层5的形态并不是非要均匀地把金属缓冲层4的表面覆盖起来不可，也可以在比如说已形成了针孔的状态，上述氧化物、氮化物、碳化物、硼化物、氟化物等等以岛状地存在的状态等等的非连续状态形成。采用使之形成非连续状态的方法，比起连续地形成来可以得到更好的强磁性体层11的膜质改善效果和更好的第1磁性层1的磁耦合。
特别是在使强磁性体层11与磁性基底层12之间的磁耦合足够地进行保持方面，理想的是积极地减小由前边讲过的那种化合物形成的被覆面积，使之在非连续状态下形成原子扩散势垒层5。另外，从充分地保持强磁性体层11与磁性基底层12之间的磁耦合方面看，理想的是用强磁性体或反强磁性体形成原子扩散势垒层5。作为构成原子扩散势垒层5的强磁性体，例如有尖晶石铁氧体、FexN等等，作为反强磁性体有NiO、MnxN、CoO等等。
此外，第2磁性层2和前边讲过的第1实施形态一样，是由反强磁性层6或图中未示出的硬磁性层提供横向(垂直其表面)偏置磁场以进行磁化固定的所谓针(pin)磁性层。这些第2磁性层2和反强磁性层6的构成和前边讲过的第1实施形态是一样的，关于非磁性中间层3也是一样的。
对于第1和第2磁性层1，2，和前边讲过的第1实施形态一样，施以垂直退火或用于改善结晶性的退火处理等等。这些退火处理的条件与在第1实施形态中讲过的相同。
由前边讲过的各层构成旋转阀叠层膜13，且在具备这样的旋转阀叠层膜13的MR器件中，相对于第2磁性层2已被磁化固定，由于第1磁性层1被外磁场磁化反转，故使配置为把非磁性中间层3夹在中间的2个磁性层1，2的磁化方向的相对的角度进行变化就可得到磁阻效应。
在上述实施形态的MR器件中，由于在强磁性体层11与磁性基底层12之间的界面上已形成了由氧化物、氮化物、碳化物、硼化物、氟化物等等构成的原子扩散势垒层5，故在施行了用于改善结晶性的退火处理或前边讲过的那种垂直退火之际，就可以稳定地抑制强磁性体层11与磁性基底层12之间的原子相互扩散。另外，通过把原子扩散势垒层5的平均厚度作成为2nm以下，因为也不会使强磁性体层11与磁性基底层12之间的磁耦合受损，故可以良好地得到磁性基底层12所产生的强磁性体层11的软磁性化效果。这样一来，倘采用上述实施形态的MR器件，由于可充分地得到磁性基底层12所产生的强磁性体层11的软磁性化效果，同时还可抑制热扩散所带来的磁阻效应的劣化，故可实现高性能化，同时又可改善热稳定性。
其次，说明本发明的具体的实施例。
实施例1
用溅射法在热氧化硅衬底上边，首先作为磁性基底膜12依次形成膜厚10nm的无定形CoNbZr合金膜和膜厚2nm的NiFe合金膜。其中，NiFe合金膜兼作金属缓冲层4。
在形成了上述NiFe合金膜之后，先将其表面在大气中曝露一会儿，然后在NiFe合金膜上边形成不动态膜，作为原子扩散势垒层。另外，该不动态膜的状态在用剖面TEM进行观察时，知其平均厚度约为1nm，而形成状态为岛状不连续。
其次，在表面上已形成了不动态膜的NiFe合金膜上边，依次使作为强磁性体层11的膜层3nm的Co90Fe10合金膜，作为非磁性中间层3的膜层3nm的Cu膜，作为第2磁性层2的膜厚3nm的Co90Fe10合金膜，作为反强磁性层6的膜厚10nm的IrMn合金膜，作为保护膜的膜厚5nm的Ta膜进行叠层以制作旋转阀叠层膜13(7)。
另一方面，作为本发明的比较例，除去在形成了NiFe合金膜之后，不使其表面曝露于大气中而在真空室内使整个层连续成膜之外，和上述实施例作法相同地制作出旋转阀叠层膜。在这一比较例的旋转阀叠层膜中，在NiFe合金膜与Co90Fe10合金膜的界面上未形成原子扩散势垒层。
在把用上述实施例和比较例形成的各旋转阀叠层膜形成了图形之后，分别在523K下进行退火处理。对这样得到的各MR器件的MR变化率进行了测定。分别在2个小时退火后，10个小时退火后，50个小时退火后和100个小时的退火后测定MR变化率，并用这些测定结果，对实施例的MR器件和比较例的MR器件的热稳定性进行了比较。在表1中示出了经过各该退火时间后的MR变化率的测定结果。【表1】
                             MR变化率(％)退火时间(小时)  0(作为出发点)   2      10     50     100实施例1               6.2       8.0    8.0    8.0    8.0比较例1       6.9      6.1       5.9       5.4       4.9
从表1可知，在一起成膜且在NiFe合金膜/Co90Fe10合金膜界面上未形成原子扩散势垒层的比较例1中，虽然成膜之后的MR变化率比较好，为6.9％，但在2个小时的退火之后MR变化率急剧地减少了。而且在之后，随着退火时间的增加，MR变化率继续减少，在100个小时的退火之后，MR变化率减少到了4.9％。一般认为这是因为在NiFe合金膜/Co90Fe10合金膜界面上不存在抑制原子扩散的势垒层，借助于退火，层间原子相互进行扩散，因而使MR变化减少的缘故。这样看来，比较例1的MR器件是热稳定性(耐热性)低的器件。
另一方面，在NiFe合金膜形成之后，先在大气中曝露一会，再在NiFe合金膜/Co90Fe10合金膜界面上形成原子扩散势垒层的实施例1中，在成膜后立即测得的特性虽然比比较例1低，但2个小时退火之后，MR变化率上升到了8.0％。人们认为这是因为借助于2个小时的退火处理改善了各层的结晶性，同时还用原子扩散势垒层抑制了NiFe合金膜/Co90Fe10合金膜界面的原子扩散的缘故。此外，即便是进行长时间的退火，MR变化率也不会从8.0％减少，可知NiFe合金膜/Co90Fe10合金膜界面的原子扩散已被抑制。这样一来，实施例1的MR器件是一种热稳定性(耐热性)出众的器件。
实施例2
在热氧化硅衬底上边，用等离子法，首先作为磁性基底层12依决形成膜厚10nm的无定形CoNbZr合金膜和膜厚2nm的NiFe合金膜。其中，NiFe合金膜兼作金属缓冲层4。
在形成了上述NiFe合金膜之后，暂时去掉等离子体，向真空室内导入已混合进了20％氧气的氩气，在NiFe合金膜的表面上形成氧化膜，作为原子扩散势垒层。这时，采用控制氧气与氩气的混合气体的导入压力或时间的办法，使表面氧化膜的厚度进行种种变化。这样所得到表面氧化膜的平均膜厚如以下表2所示。另外，表中的比较例2是表面氧化膜的厚度超出本发明的范围之外的例子。【表2】
      样品号    表面氧化膜的平均厚度(nm)实施例2      1               0.3
         2               0.5
         3               1.0比较例2      4               3.0
此外，示于表2中的表面氧化膜的厚度是平均厚度，该厚度的氧化膜并不受限于形成均质的氧化膜。因此，在表面氧化膜的平均厚度为0.3nm的实施例1的1号样品中，在表面氧化膜上存在着比较多的针孔。
其次，在已形成了表面氧化膜的各NiFe合金膜上边，分别依次叠层作为强磁性体层11的膜厚3nm的Co90Fe10合金膜，作为非磁性中间层3的膜厚3nm的Cu膜，作为第2磁性层2的膜厚2nm的Co90Fe10合金膜，作为反强磁性层6的膜厚8nm的IrMn合金膜、作为保护层的膜厚5nm的Ta膜，分别制作旋转阀叠层膜13(7)。
在使上边说过的实施例2和比较例2的各旋转阀叠层膜形成图形之后，分别在523K下进行2个小时退火处理。在刚刚成膜之后和2个小时退火后，分别对这样得到的各MR器件的MR变化率进行了测定。这些测定结果示于表3。【表3】
   样品号    表面氧化膜的平均厚度      MR变化率(％)
                    (nm)
                                    刚成膜后    2小时退火后实施例2  1              0.3               5.8          6.2
     2              0.5               6.1          7.0
     3              1.0               6.0          8.2比较例2  4              3.0               5.0          5.2
实施例2的各MR器件，不论哪一个，在2小时退火后，MR变化率都已上升，由表面氧化膜构成的原子扩散势垒层的效果得到确认。但是，虽然在表面氧化膜的厚度薄的样品中，MR变化率的上升不太大，被推断为已产生了若干原子相互扩散，但在把表面氧化膜的厚度作成为1nm的样品中，已能得到良好的MR变化率。
另一方面，比较例2的MR器件，尽管在2小时退火后MR变化率有若干上升，但由于当初(刚成膜后)的MR变化率小，故作为结果得不到足够的MR变化率。人们认为这是因为表面氧化膜的厚度过厚，使得不能得到磁性基底层和金属缓冲层的效果的缘故。另外，由于得不到充分的fcc取向性，而且与磁性基底层之间的磁耦合被切断，故软磁特性劣化，顽磁力Hc为3Oe。
若根据以上所说明的本发明，则由于抑制了金属缓冲层和磁性层之间，或磁性基底层与强磁性体层之间的热扩散，故可以提供高性能且热稳定性优良的磁阻效应器件。
本发明的磁阻效应器件中，连接形成一对引线电极为该器件提供感应电流。该引线电极的构造及其与磁阻效应器件的连接方法，与所使用的磁阻效应相对应，使用多个公知的技术中任一个都可实现。例如，针磁性层和自由磁性层与其间夹持的非磁性中间层的界面中主要应用旋转依存散乱的旋转阀GMR器件，由一对引线电极与本发明的磁阻效应器件的两端电气连接形成，感应电流相对于非磁性中间层等膜面的垂直方向流动。再如，使用磁阻效应，因强磁性隧道结，在与该膜面平行的方向上有隧道电流流过，并可检测该遂道电流量，电压变动等。所以，沿膜面方面的感应电流方向连接形成一对引线电极。例如，在各磁阻效应器件的下面连接形成一对引线电极。或者，引线电极的一个在磁阻效应器件的上面或下面连接形成，而另一个在磁阻效应器件的端部连接形成。
另外，也可以叠层形成引线电极与硬质磁性膜。为抑制该硬质磁性膜中自由层的磁区的发生，施加相对自由层的纵向偏置。因此，既可使用没有硬质磁性膜而在自由层两端邻接形成的abutt方式，又可使用在硬质磁性膜中叠层形成自由层端部的方式。
此外，在GMR再生用磁头中使用的本发明的磁阻效应器件，可与磁记录磁头一体形成。至少包括磁记录磁头，还具有一对磁极、媒体对抗面中的由一对磁极所夹持的磁隙和提供一对磁极中的电流磁界的记录线圈。GMR磁头和磁记录磁头顺次在其板上叠层形成。记录再生分离型磁头，至少使用磁记录磁头的一个磁极作为再生磁头的保护(shield)层。并且，记录再生一体型磁头，用记录磁头的磁极作为本发明磁阻效应器件中诱导媒体磁界的再生轭(yoke)。此时，磁阻效应器件和再生轭的磁力相结合。这些磁头的构造可由公知技术来实现。
再有，本发明的磁阻效应器件，可用作磁存储装置的存储单元。

Claims (14)

1.一种磁阻效应器件，具备具有金属缓冲层上形成的第1磁性层、上述第1磁性层上形成的非磁性中间层、以及在上述非磁性中间层上形成的第2磁性层构成的旋转阀膜，在上述金属缓冲层与第1磁性层之间的界面上设有平均厚度在2nm以下的厚子扩散势垒层。
2.权利要求1的磁阻效应器件，上述金属缓冲层由具有fcc晶体构造的金属构成，上述第1磁性层由含有Co的强磁性体构成。
3.权利要求1的磁阻效应器件，上述原子扩散势垒层由选自氧化物、氮化物、碳化物、硼化物和氟化物的至少一种构成。
4.权利要求1的磁阻效应器件，上述原子扩散势垒层中形成有针孔。
5.权利要求4的磁阻效应器件，上述原子扩散势垒层的平均厚度在0.5nm以上。
6.权利要求1的磁阻效应器件，上述原子扩散势垒层中形成有不连续的岛状。
7.权利要求2的磁阻效应器件，上述原子扩散热垒层由金属氧化物构成。
8.权利要求1的磁阻效应器件，上述原子扩散势垒层由强磁性体或反强磁性体构成。
9.一种磁阻效应器件，具备具有磁性基底层和强磁性体层的叠层膜构成的第1磁性层、上述第1磁性层上形成的非磁性中间层、以及在上述非磁性中间层上形成的第2磁性层构成的旋转阀膜，在上述磁性基底层和强磁性体层之间的界面上设有平均厚度在2nm以下的原子扩散势垒层。
10.权利要求9的磁阻效应器件，构成上述第1磁性层的强磁性体层由含Co的强磁性体构成。
11.权利要求9的磁阻效应器件，上述原子扩散势垒层由氧化物、氮化物、碳化物、硼化物和氟化物中的至少一种构成。
12.权利要求9的磁阻效应器件，上述原子扩散势垒层的平均厚度在0.5nm以上。
13.权利要求9的磁阻效应器件，上述原子扩散势垒层中形成有针孔。
14.权利要求9的磁阻效应器件，上述原子扩散层由强磁性体或反强磁性体构成。
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