JP2000020922A - 磁気素子とそれを用いた磁気センサおよび磁気記憶装置 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 【課題】 ＧＭＲ膜を構成する強磁性層の軟磁気特性を
向上させると共に、各種熱処理や使用時における温度上
昇などに伴う磁気抵抗効果特性や感度の劣化を抑制す
る。 【解決手段】 強磁性トンネル接合素子１、多重強磁性
トンネル接合素子、スピンバルブ膜などのＧＭＲ膜を構
成する強磁性層４に、それより酸化または窒化しやすい
数原子層(1nm）以下程度の金属の酸化膜または窒化膜５
を介して軟磁性層６を付与する。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明は、磁気抵抗効果を利
用した磁気素子とそれを用いた磁気センサおよび磁気記
録装置に関する。

【０００２】

【従来の技術】磁気抵抗効果は、ある種の磁性体に磁界
を加えることにより電気抵抗が変化する現象である。こ
のような磁気抵抗効果を利用した磁気抵抗効果素子（以
下、ＭＲ素子と記す）は、磁気ヘッド、磁気センサなど
に使用されており、さらには磁気抵抗効果メモリなどの
磁気記憶装置が提案されている。このようなＭＲ素子に
は、外部磁界に対する感度が大きいこと、応答速度が早
いことなどが要求されている。

【０００３】強磁性体を用いたＭＲ素子は、温度安定性
に優れ、使用温度範囲が広いというような特徴を有して
おり、従来からＮｉＦｅ合金などの強磁性合金の薄膜が
使用されてきた。しかし、その磁気抵抗変化率は 2〜3%
程度と小さいため、これを用いた磁気ヘッドでは十分な
感度が得られないという問題があった。

【０００４】一方、近年、スピンの方向に依存して巨大
磁気抵抗効果を示す材料として、強磁性金属層と非磁性
金属層とを数nmの周期で積層した積層膜が注目されてい
る。例えば、Ｆｅ／Ｃｒ人工格子膜(Phys. Rev. Lett.6
1, 2472(1988))、Ｃｏ／Ｃｕ人工格子膜(J.Mag. Mag. M
ater.94, L1(1991))などの強磁性層間の相互作用を反強
磁性結合させたものや、強磁性金属層／非磁性金属層／
強磁性金属層のサンドイッチ積層膜の一方の強磁性金属
層に交換バイアスを及ぼして磁化を固定し、他方の強磁
性金属層のスピンのみを外部磁界で容易にスイッチでき
るようにしたスピンバルブ膜などが見出されている。

【０００５】しかし、強磁性金属層間の反強磁性結合を
利用した金属人工格子膜は、反強磁性交換結合定数が大
きいために、飽和磁場が大きく、またヒステリシスも非
常に大きいという問題を有している。また、上述したよ
うな巨大磁気抵抗効果（ＧＭＲ）を示す積層膜におい
て、大きな磁気抵抗変化率が得られるＣｏやＣｏ−Ｆｅ
などのＣｏ合金を用いると、保磁力が大きいために良好
な軟磁気特性が得られないという問題がある。

【０００６】そこで、上述したようなＧＭＲ素子の磁気
抵抗効果曲線をソフト化するために、Ｎｉ−ＦｅやＦｅ
などの軟磁性層を付与する構造が提案されている（特開
平5-206540号公報など参照）。しかし、このような軟磁
性層を付与した構造では、製造プロセスにおける各種熱
処理、あるいはＨＤＤ内の温度上昇や電流による発熱な
どによって、巨大磁気抵抗効果を示す積層膜と軟磁性層
との間でミキシングなどが起こり、ＧＭＲ素子の特性が
劣化してしまうという問題がある。

【０００７】このような問題に対して、例えばＮｉＦｅ
層の表面を酸化してＮｉやＦｅの酸化物を存在させ、そ
の上にスピンバルブ膜などのＧＭＲ膜を形成することに
よって、ＮｉやＦｅの酸化物を原子拡散バリヤとして機
能させることが提案されている。例えば、ＣｏＺｒＮｂ
／ＮｉＦｅ／（Ｎｉ−Ｏ，Ｆｅ−Ｏ）／Ｃｏ₉ Ｆｅ／Ｃ
ｕ／Ｃｏ₉ Ｆｅ／ＦｅＭｎ構造のスピンバルブ膜に対
し、磁場中熱処理により隣り合う磁場層（Ｃｏ₉ Ｆｅ）
のスピンを略直交させる初期アニールを施した場合、Ｍ
Ｒ変化率が増大すると共にソフト化されることが報告さ
れている(J.Appl.Phys.79(8), p.6399,(1996)）。

【０００８】しかしながら、ＮｉＦｅ層のような軟磁性
層の表面を酸化した後に、Ｃｏ合金などを使用したＧＭ
Ｒ膜を成膜すると、初期アニールや製造プロセスなどに
よる磁気抵抗変化率の劣化の度合いは抑えられるもの
の、高温ではＣｏの方がＮｉに比べて酸化しやすいため
（J.Iron steel Inst.160, 261(1948)、Physical Chemi
stry of Metals McGraw Hill, NewYork, 1953)、ＨＤＤ
内の温度上昇や電流による発熱などによって、磁気抵抗
効果を発現するＧＭＲ膜中のＣｏ₉ Ｆｅ層自体が酸化し
てしまい、磁気抵抗効果特性や感度が劣化してしまうと
いう問題が生じるおそれがある。

【０００９】一方、スピン依存散乱とはメカニズムを異
にする、強磁性トンネル効果に基づく巨大磁気抵抗効果
が見出されている。これは 2つの強磁性金属層間に誘電
体層を挿入したサンドイッチ膜において、膜面に垂直に
電流を流して誘電体層のトンネル電流を利用するもので
ある。このようなトンネル電流を利用した磁気抵抗効果
素子、いわゆる強磁性トンネル接合素子は構造が簡単で
あり、また比較的大きな磁気抵抗変化率が得られるもの
の、上述したスピンバルブ膜などと同様な問題を有して
いる。

【００１０】つまり、大きな磁気抵抗効果が得られるス
ピン分極率の大きな強磁性層を用いた積層膜をソフト化
するために、強磁性層に軟磁性層を付与した場合、強磁
性層の軟磁性化に対しては効果を示すものの、製造プロ
セスにおける各種熱処理や電流による発熱などによっ
て、トンネルＭＲに寄与する強磁性層と軟磁性層との間
でミキシングが起こり、スピン分極率が低下して磁気抵
抗効果特性や感度が劣化してしまうという問題が発生す
る。さらに、前述したような原子拡散バリヤ層では強磁
性層自体の酸化を招くおそれがあり、この強磁性層の酸
化により磁気抵抗効果特性や感度が劣化してしまう。

【００１１】

【発明が解決しようとする課題】上述したように、スピ
ンバルブ膜などのスピン依存散乱に基づく磁気抵抗効果
素子や、強磁性トンネル接合素子に代表される強磁性ト
ンネル効果を利用した磁気抵抗効果素子においては、大
きな磁気抵抗効果が得られるスピン分極率の大きな強磁
性層を用いた場合に、強磁性層の軟磁気特性の向上を実
現した上で、各種熱処理や温度上昇などに伴う磁気抵抗
効果特性や感度の劣化を抑制することが課題とされてい
る。

【００１２】本発明はこのような課題に対処するために
なされたもので、種々のＧＭＲ膜を構成する強磁性層の
軟磁気特性を向上させると共に、各種熱処理や使用時に
おける温度上昇などに伴う磁気抵抗効果特性や感度の劣
化を抑制することを可能にした磁気素子、およびそれを
用いた磁気センサと磁気記憶装置を提供することを目的
としている。

【００１３】

【課題を解決するための手段】本発明の第１の磁気素子
は、請求項１に記載したように、少なくとも 2層の強磁
性層と、前記強磁性層間に介在され、かつ前記強磁性層
間にトンネル電流を流し得る厚さを有する誘電体層とを
具備する磁気素子において、前記強磁性層のうち少なく
とも 1層には、前記強磁性層より酸化または窒化しやす
い金属の酸化膜または窒化膜を介して軟磁性層が付与さ
れていることを特徴としている。

【００１４】本発明の第２の磁気素子は、請求項２に記
載したように、少なくとも 1層の強磁性層と、前記強磁
性層を挟持するように配置された誘電体層と、前記誘電
体層を介して前記強磁性層と積層され、少なくとも一方
が強磁性体からなる第１および第２の金属層とを具備す
る磁気素子において、前記第１および第２の金属層のう
ち、前記強磁性体からなる金属層には、前記強磁性金属
層より酸化または窒化しやすい金属の酸化膜または窒化
膜を介して軟磁性層が付与されていることを特徴として
いる。

【００１５】本発明の第３の磁気素子は、請求項３に記
載したように、誘電体で分断された強磁性微粒子を有す
る少なくとも 1層の強磁性グラニュラー層と、前記強磁
性グラニュラー層を挟持するように配置された誘電体層
と、前記誘電体層を介して前記強磁性グラニュラー層と
積層され、少なくとも一方が強磁性体からなる第１およ
び第２の金属層とを具備する磁気素子において、前記第
１および第２の金属層のうち、前記強磁性体からなる金
属層には、前記強磁性金属層より酸化または窒化しやす
い金属の酸化膜または窒化膜を介して軟磁性層が付与さ
れていることを特徴としている。

【００１６】本発明の第４の磁気素子は、請求項４に記
載したように、少なくとも 2層の強磁性層と、前記強磁
性層間に介在された非磁性層とを具備する磁気素子にお
いて、前記強磁性層のうち少なくとも 1層には、前記強
磁性層より酸化または窒化しやすい金属の酸化膜または
窒化膜を介して軟磁性層が付与されていることを特徴と
している。

【００１７】上述した本発明の磁気素子は、請求項５に
記載したように、例えば前記金属の酸化膜または窒化膜
を介して前記軟磁性層が付与された前記強磁性層のスピ
ンの方向を変化させることにより磁気抵抗効果を発現さ
せるものである。また、本発明の磁気素子の具体的な形
態としては、請求項６に記載したように、前記金属の酸
化膜または窒化膜は 1nm以下の厚さを有し、かつ前記金
属はＡｌ、Ｓｉ、Ｍｇ、Ｔｉ、Ｔａ、Ｖ、Ｍｎ、Ｃｒ、
Ｚｎ、Ｃａ、Ｌｉおよび希土類元素から選ばれる少なく
とも 1種からなることが好ましい。

【００１８】本発明の磁気センサは、請求項７に記載し
たように、上述した本発明の磁気素子と、前記磁気素子
にセンス電流を供給する電極とを具備することを特徴と
している。また、本発明の磁気記憶装置は、請求項８に
記載したように、上述した本発明の磁気素子と、前記磁
気素子に電流磁界を印加する電極とを具備することを特
徴としている。

【００１９】本発明の磁気素子においては、例えば外部
磁界によりスピンの方向を変化させる強磁性層に対し
て、それより酸化または窒化しやすい金属の酸化膜また
は窒化膜を介して軟磁性層を付与している。このよう
に、強磁性層より酸化または窒化しやすい数原子層程度
の金属の酸化膜または窒化膜を介して、強磁性層に軟磁
性層を付与することによって、各種熱処理や使用時の温
度上昇などに伴う強磁性層の酸化や窒化を抑制すること
ができる。従って、軟磁性層の付与により強磁性層の軟
磁気特性を向上させた上で、強磁性層の酸化や窒化によ
る磁気抵抗効果特性や感度の劣化を抑制することが可能
となる。

【００２０】

【発明の実施の形態】以下に、本発明を実施するための
形態について説明する。

【００２１】図１は本発明の第１の磁気素子の一実施形
態の要部構造を模式的に示す断面図である。図１に示す
磁気素子１は、第１の強磁性層２／誘電体層３／第２の
強磁性層４からなる積層膜を基本構成要素として有して
いる。誘電体層３は、第１の強磁性層２と第２の強磁性
層４との間にトンネル電流を流し得る厚さ、具体的には
30nm以下程度の厚さを有する誘電体層である。誘電体層
３と接した第１および第２の強磁性層２、４はそれぞれ
異なった材料で構成してもよい。

【００２２】そして、第１および第２の強磁性層２、４
のうち一方の強磁性層４は、強磁性層４より酸化または
窒化しやすい金属の酸化膜または窒化膜からなる金属化
合物層５を介して、軟磁性層６と積層されている。これ
ら各構成要素によって、本発明の第１の磁気素子として
の強磁性トンネル接合素子１が構成されている。

【００２３】第１および第２の強磁性層２、４は、例え
ば外部磁界により軟磁性層６が付与された強磁性層４の
スピンの方向のみを変化させることが可能とされてお
り、これによりスピン依存性トンネル効果が発現する。

【００２４】すなわち、強磁性トンネル接合素子１の積
層方向にセンス電流を流して、第１および第２の強磁性
層２、４間にトンネル電流を流す。第１および第２の強
磁性層２、４のスピンが同じ方向を向いている状態にお
いて、強磁性トンネル接合素子１の抵抗（膜面垂直方向
へのトンネル電流の抵抗）は最小となり、この状態から
第２の強磁性層４のスピン方向を外部磁界などにより反
転させることによって、強磁性トンネル接合素子１の抵
抗は最大となる。この際、第１の強磁性層２のスピンは
外部磁界に対して実質的に固定されているようにする。
このようなトンネル電流を含むセンス電流の電圧を測定
することによって、信号磁界などの外部磁界を検出する
ことができる。

【００２５】第１および第２の強磁性層２、４のうち、
一方の強磁性層４のスピンの方向のみを変化させるため
には、例えば強磁性体の保磁力の差を利用してもよい
し、また後に詳述するように、他方の強磁性層４を反強
磁性膜などのバイアス磁界印加膜と積層して磁化を固定
するようにしてもよい。また、強磁性層２、４は膜面方
向に一軸異方性を有することが好ましく、その厚さは 1
〜 100nm程度であることが好ましい。

【００２６】強磁性層２、４の構成材料には種々の磁性
材料を使用することができ、強磁性層を硬磁性層（ピン
層）とする場合には、磁気異方性の大きいＣｏ、Ｃｏ合
金、Ｃｏ−Ｐｔ合金、Ｆｅ−Ｐｔ合金、遷移金属−希土
類合金などを用いることが好ましい。強磁性層を軟磁性
層（フリー層）として用いる場合には、基本的に磁性材
料に制限はなく、パーマロイに代表されるＦｅ−Ｎｉ合
金、強磁性を示すＦｅ、Ｃｏ、Ｎｉおよびそれらを含む
合金、スピン分極率の大きいマグネタイト、ＣｒＯ₂ 、
ＲＸＭｎＯ_3-y （Ｒは希土類金属、ＸはＣａ、Ｂａおよ
びＳｒから選ばれる少なくとも 1種の元素、 yは 0に近
い値）などの酸化物系磁性材料、ＮｉＭｎＳｂ、ＰｔＭ
ｎＳｂなどのホイスラー合金などを使用することができ
る。ただし、反強磁性膜などを用いて強磁性層の磁化を
固着する場合、強磁性層の構成材料は特に限定されるも
のではない。

【００２７】なお、上述したような磁性材料には、Ａ
ｇ、Ｃｕ、Ａｕ、Ｔａ、Ｂ、Ｃ、Ｏ、Ｎ、Ｓｉ、Ｐｄ、
Ｐｔ、Ｚｒ、Ｉｒ、Ｗ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ａｌ、Ｍｇ、Ｖ、
Ｍｎ、Ｃｒ、Ｃａ、Ｌｉなどの非磁性元素か多少含まれ
ていても、強磁性が失われないかぎり特に問題はない。

【００２８】誘電体層３の構成材料には各種公知の材料
を使用することができ、例えばＡｌ₂ Ｏ₃ 、ＳｉＯ₂ 、
ＭｇＯ、ＡｌＮ、Ｂｉ₂ Ｏ₃ 、ＭｇＦ₂ 、ＣａＦ₂ など
の誘電体材料を使用することができる。なお、上記した
酸化膜、窒化膜、フッ化膜などでは、それぞれの元素の
欠損が一般的に存在するが、そのような誘電体膜であっ
ても何等問題はない。誘電体層３の厚さはトンネル電流
を流し得る厚さ、例えば上述したように10nm以下程度と
することが好ましい。

【００２９】原子拡散バリヤなどとして機能する金属化
合物層５は、上述したような強磁性層４の構成材料より
酸化または窒化しやすい金属の酸化膜または窒化膜から
なるものである。ここで、強磁性層４の構成材料より酸
化または窒化しやすい金属とは、例えば室温から 300℃
程度の温度領域において、酸化物または窒化物の標準生
成自由エネルギーがＣｏやＮｉに代表される強磁性層４
の構成材料より小さい元素である。このような金属化合
物層５の構成元素としては、例えばＡｌ、Ｓｉ、Ｍｇ、
Ｔｉ、Ｔａ、Ｖ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｎ、Ｃａ、Ｌｉ、希土
類元素なとが挙げられる。

【００３０】このような金属元素の酸化物または窒化物
からなる金属化合物層５の厚さは数原子層程度、具体的
には 1nm以下とすることが好ましい。金属化合物層５の
厚さが 1nmを超えて厚くなると、強磁性トンネル接合素
子１の基本構成要素としての強磁性層４と軟磁性層６と
の間の磁気的な結合が切れてしまうおそれがあり、強磁
性層４の軟磁気特性の改善効果が得られなくなる。

【００３１】強磁性層４の軟磁気特性を改善する軟磁性
層６には、種々の軟磁性材料を使用することができ、例
えばＮｉ−Ｆｅ合金、Ｆｅ、Ｎｉ−ＦｅにＭｏなどの元
素を添加した材料、Ｃｏ−Ｆｅ−ＢやＣｏ−Ｚｒ−Ｎｂ
のようなアモルファス磁性材料などを使用することがで
きる。このような軟磁性層６の付与は、特にＣｏやＣｏ
合金で強磁性層４を構成する場合に効果的である。

【００３２】そして、この実施形態の強磁性トンネル接
合素子１においては、上述したような軟磁性層６を、強
磁性層４の構成材料より酸化または窒化しやすい金属の
酸化膜または窒化膜からなる金属化合物層５を介して、
強磁性層４に付与しているため、まず初期アニールや製
造プロセスなどによる磁気抵抗変化率の劣化の度合いを
抑制することができる。

【００３３】さらに、実使用時の装置温度の上昇や電流
による発熱などが生じた場合においても、金属の酸化膜
または窒化膜からなる金属化合物層５により強磁性層４
が酸化もしくは窒化することが抑制できるため、磁気抵
抗効果特性の感度の劣化を防ぐことが可能となる。従っ
て、各種熱処理や使用時の温度上昇に対する強磁性トン
ネル接合素子１の特性の安定化を図ることができ、強磁
性トンネル接合素子１の実用性を大幅に高めることが可
能となる。

【００３４】次に、本発明の第２の磁気素子の実施形態
について述べる。

【００３５】図２は本発明の第２の磁気素子の一実施形
態の要部構造を模式的に示す断面図である。図２に示す
磁気素子１０は、第１の金属層１１／誘電体層１２／強
磁性層１３／誘電体層１４／第２の金属層１５からなる
積層膜を基本構成要素として有している。このような積
層膜において、第１の金属層１１は強磁性体からなる。
一方、第２の金属層１５は強磁性体および非磁性体のい
ずれであってもよい。

【００３６】そして、第１および第２の金属層１１、１
５のうち、少なくとも強磁性体からなる第１の金属層１
１は、この強磁性金属層１１より酸化または窒化しやす
い金属の酸化膜または窒化膜からなる金属化合物層１６
を介して、軟磁性層１７と積層されている。図２は第２
の金属層１５も強磁性体で構成し、この強磁性金属層１
５にもそれより酸化または窒化しやすい金属の酸化膜ま
たは窒化膜からなる金属化合物層１６を介して、軟磁性
層１７を積層した状態を示している。これら各構成要素
によって、本発明の第２の磁気素子としての多重強磁性
トンネル接合素子１０が構成されている。

【００３７】なお、強磁性金属層１１や強磁性層１３
（第２の金属層１５を強磁性体で構成する場合を含む）
は、前述した第１の磁気素子の実施形態で示したような
各種の磁性材料で構成することができ、その他の条件に
ついても前述した実施形態と同様とすることが好まし
い。誘電体層１２、１４についても同様である。また、
強磁性金属層より酸化または窒化しやすい金属の酸化膜
または窒化膜からなる金属化合物層１６の構成材料や厚
さ、軟磁性層１７の構成材料などについても前述した通
りである。

【００３８】第２の金属層１５を強磁性体で構成する場
合、第１の金属層１１と第２の金属層１５とは必ずしも
同じ材料で構成する必要はない。また、これら強磁性層
は単層構造に限らず、非磁性層を介して配置した 2つの
強磁性層を有し、これら強磁性層の磁化を互いに反平行
となるように結合させた積層膜で構成することもでき
る。このような反平行に結合させた積層膜によれば、強
磁性層から磁束が外部に漏れることを防ぐことができ
る。

【００３９】このような多重強磁性トンネル接合素子１
０において、強磁性層１３は 2つの薄い誘電体層１２、
１４、すなわち 2つのトンネル層によって挟まれてお
り、各誘電体層１２、１４を介して第１の金属層（強磁
性体）１１と強磁性層１３との間および強磁性層１３と
第２の金属層（強磁性体または非磁性金属）１５との間
にそれぞれトンネル電流が流れるように構成されてい
る。すなわち、誘電体層１２、１４を介して、第１の金
属層１１、強磁性層１３および第２の金属層１５の間
に、 2重の強磁性トンネル接合が形成されている。

【００４０】このような積層膜において、強磁性層１３
が十分に薄い場合には量子効果により強磁性層１３に離
散準位が形成される。そして、強磁性体からなる第１の
金属層１１と第２の金属層１５との間に適当な電圧を印
加し、強磁性層１３に形成された離散準位を制御（シフ
ト）することによって、スピン依存トンネル効果を生じ
させることができる。この際に、化合物層１６を介して
軟磁性層１７を付与した強磁性金属層１１のスピンの方
向を変化させることによって、スピン依存トンネル効
果、さらにはスピン依存共鳴トンネル効果に基づく非常
に大きなＭＲ変化率を得ることができる。また、多重強
磁性トンネル接合は、誘電体層に実効的に印加される電
圧も小さくなるため、電圧依存性によるＭＲ変化率の減
少も小さくなるという効果も存在する。

【００４１】強磁性金属層１１のスピンの方向のみを変
化させるためには、前述した実施形態と同様に、強磁性
体の保磁力の差などを利用することができる。強磁性層
１３の厚さは、上述したように量子効果によりスピンに
依存した離散的なエネルギー準位が形成されるような厚
さ、具体的には10nm以下程度とする。より好ましくは5n
m以下である。第１および第２の金属層１１、１５の厚
さは特に限定されるものではなく、例えば 0.1〜 100mm
程度とすることが好ましい。

【００４２】なお、離散準位を形成する強磁性層１３は
1層に限られるものではなく、強磁性層１３を複数層と
すると共に、これら複数の強磁性層を誘電体層と交互に
積層配置して、 3重以上の多重強磁性トンネル接合を有
する構成とすることもできる。すなわち、軟磁性層１７
／金属化合物層１６／強磁性金属層１１／誘電体層１２
／（強磁性層１３／誘電体層１４）_N ／金属層１５構造
の積層膜（Ｎ≧ 1：積層数）を使用することができる。

【００４３】この実施形態の多重強磁性トンネル接合素
子１０においても、強磁性金属層１１にその構成材料よ
り酸化または窒化しやすい金属の酸化膜または窒化膜か
らなる金属化合物層１６を介して軟磁性層１７を付与し
ているため、初期アニールや製造プロセスなどによる磁
気抵抗変化率の劣化の度合いを抑制することができ、さ
らに実使用時の装置温度の上昇や通電発熱などに伴う強
磁性金属層１１の酸化や窒化を抑制することができるた
め、磁気抵抗効果特性の感度の劣化を防ぐことが可能と
なる。従って、各種熱処理や使用時の温度上昇に対する
多重強磁性トンネル接合素子１０の特性の安定化を図る
ことができ、多重強磁性トンネル接合素子１０の実用性
を大幅に高めることが可能となる。

【００４４】次に、本発明の第３の磁気素子の実施形態
について述べる。

【００４５】図３は本発明の第３の磁気素子の一実施形
態の要部構造を模式的に示す断面図である。図３に示す
磁気素子２０は、第１の金属層（強磁性体）１１／誘電
体層１２／誘電体２１で分断された強磁性微粒子２２を
有する強磁性グラニュラー層２３／誘電体層１４／第２
の金属層（強磁性体または非磁性金属）１５からなる積
層膜を基本構成要素として有している。

【００４６】そして、第１および第２の金属層１１、１
５のうち、少なくとも強磁性体からなる第１の金属層１
１は、この強磁性金属層１１より酸化または窒化しやす
い金属の酸化膜または窒化膜からなる金属化合物層１６
を介して、軟磁性層１７と積層されている。これら各構
成要素によって、本発明の第３の磁気素子としてのグラ
ニュラータイプの多重強磁性トンネル接合素子２０が構
成されている。

【００４７】なお、強磁性金属層１１（第２の金属層１
５を強磁性体で構成する場合を含む）は、前述した実施
形態で示したような各種の磁性材料で構成することがで
き、その他の条件についても前述した実施形態と同様と
することが好ましい。誘電体層１２、１４についても同
様である。また、強磁性金属層より酸化または窒化しや
すい金属の酸化膜または窒化膜からなる金属化合物層１
６の構成材料や厚さ、軟磁性層１７の構成材料などにつ
いても前述した通りである。

【００４８】強磁性グラニュラー層２３は、誘電体２１
中に強磁性微粒子２２を分散配置したものである。この
強磁性グラニュラー層２３のスピンは超常磁性を示さ
ず、有限の保磁力を持つ強磁性体であり、理想的にはそ
のスピンは一方向に揃っていることが望ましい。強磁性
グラニュラー層２３は多少ばらつきがあってもよく、誘
電体１２、１４で分断されていればよい。

【００４９】強磁性微粒子２２には種々の強磁性材料を
使用することができる。例えば、強磁性グラニュラー層
２３を磁化固定層とする場合には、磁気異方性の大きい
Ｃｏ、Ｃｏ−Ｐｔ合金、Ｆｅ−Ｐｔ合金、遷移金属−希
土類合金などを用いることが好ましい。ただし、強磁性
グラニュラー層２３を反強磁性膜などと積層したり、強
磁性グラニュラー層２３の両端部に一対の硬磁性膜を隣
接配置し、この硬磁性膜からバイアス磁界を印加してス
ピンを固定する場合には、特に強磁性微粒子２２の構成
材料は限定されるものではなく、前述したような各種の
磁性材料を使用することができる。

【００５０】強磁性グラニュラー層２３における強磁性
微粒子２２の粒径は、超常磁性が発現せず、強磁性が維
持される大きさ、例えば数nm以上とする必要がある。た
だし、あまり強磁性微粒子２２が大きいと粒子間隔が増
大するため、強磁性微粒子２２の粒径は 5〜10nm程度と
することが好ましい。また、強磁性グラニュラー層２３
中の強磁性微粒子２２は、それら微粒子間でトンネル電
流が流れるように分散されている必要があり、粒子間隔
は 3nm以下程度とすることが好ましい。

【００５１】マトリックスを構成する誘電体２１として
は、Ａｌ₂ Ｏ₃ 、ＳｉＯ₂ 、ＭｇＯ、ＡｌＮ、Ｂ
₂ Ｏ₃ 、ＭｇＦ₂ 、ＣａＦ₂ 、ＳｒＴｉＯ₃ などの種々
の誘電体材料を使用することができ、このような誘電体
膜中に上記したような強磁性微粒子２２を分散させるこ
とで強磁性グラニュラー層２３が得られる。なお、上記
した酸化膜、窒化膜、フッ化膜などでは、それぞれの元
素の欠損が一般的に存在するが、そのような誘電体膜で
あっても何等問題はない。

【００５２】強磁性グラニュラー層２３は、膜面内に一
軸磁気異方性を有することが望ましい。これによって、
急峻な磁化反転を起こすことができると共に、磁化状態
を安定して保持することができる。これらは特に磁気記
憶装置に適用する場合に有効である。強磁性グラニュラ
ー層２３の膜厚は特に制限されるものではないが、作製
上 100nm以下とすることが好ましい。

【００５３】上述したような第１の金属層（強磁性体）
１１と強磁性グラニュラー層２３、および強磁性グラニ
ュラー層２３と第２の金属層１５との間には、それぞれ
トンネル電流が流れるように構成されている。すなわ
ち、誘電体層１２、１４を介して、第１の金属層１１、
強磁性グラニュラー層２３および第２の金属層１５の間
に、 2重の多重強磁性トンネル接合が形成されている。

【００５４】この実施形態のグラニュラータイプの多重
強磁性トンネル接合素子２０においても、強磁性金属層
１１にその構成材料より酸化または窒化しやすい金属の
酸化膜または窒化膜からなる金属化合物層１６を介して
軟磁性層１７を付与しているため、初期アニールや製造
プロセスなどによる磁気抵抗変化率の劣化の度合いを抑
制することができ、さらに実使用時の装置温度の上昇や
通電発熱などに伴う強磁性金属層１１の酸化や窒化を抑
制することができるため、磁気抵抗効果特性の感度の劣
化を防ぐことが可能となる。従って、各種熱処理や使用
時の温度上昇に対する多重強磁性トンネル接合素子２０
の特性の安定化を図ることができ、多重強磁性トンネル
接合素子２０の実用性を大幅に高めることが可能とな
る。

【００５５】さらに、本発明の第３の磁気素子におい
て、強磁性グラニュラー層２３は 1層に限られるもので
はなく、例えば図４に示すように、複数の強磁性グラニ
ュラー層２３ａ、２３ｂと誘電体層１２、１４ａ、１４
ｂとを交互に積層配置して、 3重以上の多重強磁性トン
ネル接合を有する構成とすることもできる。すなわち、
軟磁性層１７／金属化合物層１６／第１の金属層１１／
誘電体層１２／（強磁性グラニュラー層２３／誘電体層
１４）_N ／第２の金属層１５構造の積層膜（Ｎ≧1：積
層数）を使用することができる。

【００５６】図５は基板面に沿って電流を流すプラーナ
ー型の素子であり、強磁性グラニュラー層２３ａ、２３
ｂと誘電体層１４ａ、１４ｂ、１４ｃとを交互に積層し
た積層膜上に、第１の金属層（強磁性体）１１と第２の
金属層（強磁性体または非磁性金属）１５とが分離され
た状態で配置されており、さらに各金属層１１、１５上
に金属化合物層１６を介して軟磁性層１７が形成されて
いる。図中２４は基板である。このようなプラーナー型
磁気素子は微細加工技術を用いて容易に作製することが
できる。

【００５７】次に、本発明の第４の磁気素子の実施形態
について述べる。

【００５８】図４は本発明の第４の磁気素子の一実施形
態の要部構造を模式的に示す断面図である。図４に示す
磁気素子３０は、第１の強磁性金属層３１／非磁性金属
層３２／第２の強磁性金属層３３からなる積層膜を基本
構成要素として有しており、さらに第１の強磁性金属層
３１はそれより酸化または窒化しやすい金属の酸化膜ま
たは窒化膜からなる金属化合物層３４を介して、軟磁性
層３５と積層されている。これら各構成要素によって、
本発明の第４の磁気素子としてのスピンバルブ型磁気抵
抗効果素子（ＳＶ型ＧＭＲ素子）３０が構成されてい
る。

【００５９】第１および第２の強磁性金属層３１、３３
は、例えば外部磁界により軟磁性層３５が付与された強
磁性金属層（フリー層）３１のスピンの方向のみを変化
させることが可能とされており、これにより巨大磁気抵
抗効果が発現する。

【００６０】すなわち、第１および第２の強磁性金属層
３１、３３のスピンが同じ方向を向いている状態におい
て、積層膜の抵抗は最小となり、この状態から第１の強
磁性金属層３１のスピン方向を外部磁界などにより反転
させることによって、積層膜の抵抗は最大となる。この
際、第２の強磁性金属層３３のスピンは外部磁界に対し
て実質的に固定されているようにする（ピン層）。この
ような積層膜に対して膜面方向にセンス電流を流し、そ
の電圧を測定することによって、信号磁界などの外部磁
界を検出することができる。

【００６１】第１の強磁性金属層３１のスピンの方向の
みを変化させるためには、前述した実施形態と同様に、
強磁性体の保磁力の差などを利用したり、あるいは第２
の強磁性金属層３３を反強磁性膜と積層して磁化を固着
するなどの方法を適用することができる。

【００６２】強磁性金属層３１、３３には、各種の磁性
金属材料を使用することができ、例えばＦｅ−Ｎｉ合
金、Ｃｏ−Ｆｅ合金、さらには強磁性を示すＦｅ、Ｃ
ｏ、Ｎｉおよびそれらを含む合金などの磁性金属材料が
使用される。強磁性金属層３１、３３の厚さは 0.1〜 1
00nm程度とすることが好ましい。また、非磁性金属層３
２には、Ｃｕ、Ａｕ、Ａｇおよびこれらを含む合金や積
層膜など、種々の非磁性金属材料を使用することができ
る。非磁性金属層３２の厚さは 0.6〜10nm程度とするこ
とが好ましい。

【００６３】なお、強磁性金属層３１より酸化または窒
化しやすい金属の酸化膜または窒化膜からなる金属化合
物層３４の構成材料や厚さ、軟磁性層３５の構成材料な
どについては、前述した実施形態と同様とすることが好
ましい。

【００６４】この実施形態のＳＶ型ＧＭＲ素子３０にお
いても、第１の強磁性金属層３１にその構成材料より酸
化または窒化しやすい金属の酸化膜または窒化膜からな
る金属化合物層３４を介して軟磁性層３５を付与してい
るため、初期アニールや製造プロセスなどによる磁気抵
抗変化率の劣化の度合いを抑制することができ、さらに
実使用時の装置温度の上昇や通電発熱などに伴う強磁性
金属層３１の酸化や窒化を抑制することができるため、
磁気抵抗効果特性の感度の劣化を防ぐことが可能とな
る。従って、各種熱処理や使用時の温度上昇に対するＳ
Ｖ型ＧＭＲ素子３０の特性の安定化を図ることができ、
ＳＶ型ＧＭＲ素子３０の実用性を大幅に高めることが可
能となる。

【００６５】さらに、本発明の第４の磁気素子は、例え
ば図７に示すようなデュアルエレメントタイプの構造を
採用することもできる。すなわち、強磁性金属層（ピン
層）３３／非磁性金属層３２／強磁性金属層（フリー
層）３１／金属化合物層３４／軟磁性層３５／金属化合
物層３４／強磁性金属層（フリー層）３１／非磁性金属
層３２／強磁性金属層（ピン層）３３構造などを使用す
ることができる。上述した各実施形態の磁気素子による
外部磁界の検出機能は、従来のＭＲ素子と同様に、磁気
抵抗効果型の磁気ヘッドに磁界センサなどの磁気センサ
に適用することができる。図８〜図１１は本発明の磁気
素子を磁気ヘッドとして使用する場合の膜構造例を示す
断面図である。

【００６６】図８および図９は、ＳＶ型ＧＭＲ素子３０
の第２の強磁性金属層３３と接して反強磁性膜４１を配
置し、この反強磁性膜４１からバイアス磁界を印加する
ことによって、強磁性金属層３３のスピンを一方向に固
着した構造を示している。

【００６７】同様に、本発明の第１、第２および第３の
磁気素子においても、図１０および図１１に示すよう
に、反強磁性膜４１を使用して強磁性層４２のスピンを
固着することができる。反強磁性膜４１には、ＦｅＭ
ｎ、ＰｔＭｎ、ＰｔＣｒＭｎ、ＮｉＭｎ、ＩｒＭｎ、Ｃ
ｏＯ、ＮｉＯ、Ｆｅ₂ Ｏ₃ などの各種の反強磁性材料を
使用することができる。ここで、強磁性層４２は図１に
おける強磁性層２、図２における強磁性金属層１３、図
３における強磁性グラニュラー層２３、さらにはそれら
と誘電体との積層膜などであり、スピンが固着されたピ
ン層である。

【００６８】図８〜図１１に示す各磁気ヘッド用膜構造
において、各層の磁気特性（軟磁性および硬磁性）を組
合せることで良好な磁気ヘッドを構成することができ
る。上述したような組合せにおいて、磁場中成膜、磁場
中熱処理により隣り合う磁性層のスピンを略直交させる
ことによって、ＨＤＤの記録媒体からの漏れ磁束に対し
て良好な線形応答性が得られる。このような構造はいか
なる磁気ヘッド構造においても使用することができる。

【００６９】また、磁気抵抗効果型へッドとして用いる
本発明の磁気素子に反強磁性膜４１を付与する場合、ピ
ン止めしたい強磁性層に直接反強磁性膜４１を付与しな
くともよく、例えば図１２や図１３に示すように、強い
反強磁性結合を有する多層膜４３、またはフェリ磁性多
層膜４４を介して、ピン止めしたい強磁性層に反強磁性
膜４１を付与してもよい。特に、フェリ磁性多層膜４４
／反強磁性層４１（例えば、強磁性体／希土類／強磁性
体／反強磁性体）構造で強磁性層のスピンを固定するこ
とによって、一方向異方性がピン層に付与される。これ
ら強磁性体はｈｃｐ構造であることが望ましく、Ｃｏ−
Ｐｔ、Ｆｅ−Ｐｔ、Ｃｏ−Ｐｄ、Ｆｅ−Ｐｄ、または希
土類−遷移金属強磁性合金などを用いるとより強い一方
向異方性が得られる。なお、図１２および図１３におい
て、４５は前述した各実施形態で示した磁気素子を構成
する積層膜である。

【００７０】次に、本発明の磁気素子を磁気記憶素子に
適用する場合の素子構造について説明する。図１４〜図
１８は本発明の磁気素子を磁気記憶素子として使用する
場合の膜構造例を示す断面図である。すなわち、 1つの
強磁性層を記録層とすると共に、他の強磁性層をスピン
固定層とし、センス電流で記録層の磁化方向を判定する
ことにより、記録層に書き込まれたデータを読み取るこ
とができる。

【００７１】図１４および図１５は破壊読出しを想定し
た場合の磁気記憶素子の素子構造である。この場合に
は、強磁性層４２に接して反強磁性膜４１を配置し、こ
の反強磁性膜４１からバイアス磁界を印加することによ
って、強磁性層４２のスピンを一方向に固着している。
強磁性層４２は図１における強磁性層２、図２における
強磁性金属層１３、図３における強磁性グラニュラー層
２３、さらにはそれらと誘電体との積層膜などである。
そして、金属化合物層１６を介して軟磁性層１７が付与
された強磁性層１１はフリー層とされており、これら軟
磁性層１７と強磁性層１１との積層膜を記録および読み
出し層として機能させる。

【００７２】また、図１６、図１７および図１８は非破
壊読出しを想定した場合の磁気記憶素子の素子構造であ
り、軟磁性層と硬磁性層とを適当に組合せることによっ
て、読み出し層および書き込み層を設け、電流磁界で軟
磁性層の磁化を反転させることにより、書き込み層の情
報を非破壊で読み出すことができる。図１６〜図１８に
おいては、軟磁性層１７と強磁性層１１との積層膜が読
み出し層であり、高保磁力として強磁性層４２や強磁性
金属層１５が記録層となる。

【００７３】この際、記録層となる高保磁力の強磁性層
に対しても、それより酸化または窒化しやすい金属の酸
化膜または窒化膜を介して軟磁性層を付与することによ
って、非破壊読み出しの際の書き込み磁場を適当な大き
さに調整することができ、熱安定性に優れたＭＲＡＭ素
子を提供することができる。

【００７４】そして、図１９に示すように、上述したよ
うな本発明の磁気素子５１をトランジスタ５２、書き込
みライン５３、読み出しライン５４、ビットライン５５
などと共にセル状に基板上に微細加工することによっ
て、磁気記録装置を作製することができる。

【００７５】上述したような本発明の磁気素子は、各種
スパッタ法、蒸着法、分子線エピタキシャル法などの通
常の薄膜形成装置を用いて作製することができ、磁気抵
抗効果型へッド、磁界センサー、磁気記憶素子などに適
用することができる。磁気素子を作製する基板に特に制
限はなく、Ｓｉ、ＳｉＯ₂ 、Ａｌ₂ Ｏ₃ 、スピネル、Ｍ
ｇＯ、ＡｌＮなどを使用することができる。

【００７６】また、各実施形態で示した構成要素の他
に、例えばＡｕ、Ａｇ、Ｃｕおよびそれらの合金、Ｔ
ａ、アモルファス合金、各種酸化物や窒化物からなる下
地層や保護層を適用することができる。特に、電流を膜
面内に流すスピンバルブ膜において、巨大磁気抵抗効果
に寄与する非磁性層が金属層の場合、Ａｕ、Ａｇ、Ｃｕ
およびそれらの合金、Ａｌ₂ Ｏ₃ 、ＳｉＯ₂ 、ＮｉＯ、
ＣｏＯなどの保護膜または下地膜を適用し、これらと金
属化合物層とで磁気素子を挟むように構成することによ
って、スペキュラー反射が起き、磁気抵抗変化率を高め
ることができる。

【００７７】

【実施例】次に、本発明の磁気素子の具体的な実施例に
ついて述べる。

【００７８】実施例１ スパッタ装置およびメタルマスクを用いて、ＳｉＯ₂ 基
板およびＡｌ₂ Ｏ₃ 基板上にＮｉ₈₀Ｆｅ₂₀を30nm積層し
た後にＡｌ(0.8nm）を成膜し、純酸素をチャンバに導入
してＡｌを酸化した。次いで、Ｃｏ₉ Ｆｅ(2nm）を成膜
した後、Ａｌ(1nm）を成膜してプラズマ酸化した後、そ
の上にＣｏ₉ Ｆｅ(10nm)／Ｉｒ₂₀Ｍｎ₈₀（14nm）を形成
した。各層の成膜はＮｉ₈₀Ｆｅ₂₀、Ｃｏ₉ Ｆｅ、Ｉｒ−
Ｍｎ、Ａｌをターゲットとし、Ａｒガス圧 1×10^-3Torr
でスパッタを行った。

【００７９】その結果、Ｎｉ₈₀Ｆｅ₂₀／ＡｌＯ_x ／Ｃｏ
₉ Ｆｅ／Ａｌ₂ Ｏ₃ ／Ｃｏ₉ Ｆｅ／ＩｒＭｎ構造の80μ
m ² 角のトンネル接合を作製した。その後、試料を 300
℃にて磁場中熱処理を行い、ＩｒＭｎのブロッキング温
度直上で90度磁場の方向を変え、そのまま室温へ温度を
下げて磁化を略直交させた。

【００８０】このトンネル接合を 270℃で長時間アニー
ルを行い、磁気抵抗効果曲線の熱安定性を調べた。その
結果を図２０に示す。図２０に示すように、磁気抵抗効
果特性は、約Ｈ_k =8Ｏe という小さな磁場で急峻に磁気
抵抗が変化し、さらに磁気抵抗変化率およびＨ_k 共に熱
に対して安定した特性を示し、磁気抵抗効果型ヘッド、
磁界センサ、磁気記憶素子として良好な特性を示した。

【００８１】また、トンネル接合の誘電体層がＳｉ
Ｏ₂ 、ＡｌＮ、ＭｇＯ、Ｂｉ₂ Ｏ₃ 、ＭｇＦ₂ 、ＣａＦ
₂ のときも同様の傾向を示し、トンネル接合の誘電体
層、磁性層の種類、反強磁性膜の種類に依存せず同様の
結果を示した。さらに、Ｎｉ−ＦｅとＣｏ₉ Ｆｅとの間
に設けたＣｏ−Ｆｅよりも酸化しやすい金属は、Ｃｏ−
Ｆｅよりも酸化しやすい元素であればよく、Ｓｉ、Ｍ
ｇ、Ｔｉ、Ｖ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｎ、Ｃａ、Ｌｉ、Ｇｄな
どを使用した場合においても、同様の熱安定性が得られ
た。他の膜構成の例およびその耐熱性を表１に示す。

【００８２】

【表１】 比較例１〜３ スパッタ装置およびメタルマスクを用いて、ＳｉＯ₂ 基
板およびＡｌ₂ Ｏ₃ 基板上にＮｉ₈₀Ｆｅ₂₀を30nm積層
し、その上にＣｕ(0.8nm）を成膜した膜、または何も成
膜しない状態のＮｉ−Ｆｅ下地のみの状態の膜におい
て、純酸素をチャンバに導入し、ＣｕおよびＮｉ−Ｆｅ
を酸化したもの、またＮｉ₈₀Ｆｅ₂₀を30nm積層した後、
酸素などを何も導入しなかったものの 3種類を作製し
た。

【００８３】次いで、それらの上にＣｏ₉ Ｆｅ(2nm）を
成膜し、さらにＡｌ(1nm）を成膜してプラズマ酸化した
後、その上にＣｏ₉ Ｆｅ(10nm)／Ｉｒ₂₀Ｍｎ₈₀(14nm)を
作製した。各層の成膜はＮｉ₈₀Ｆｅ₂₀、Ｃｏ₉ Ｆｅ、Ｃ
ｕ、Ａｌ、Ｉｒ₂₀Ｍｎ₈₀をターゲットとし、Ａｒガス圧
1×10^-3Torrでスパッタを行った。

【００８４】その結果、Ｎｉ₈₀Ｆｅ₂₀／ＣｕＯ_x ／Ｃｏ
₉ Ｆｅ／Ａｌ² Ｏ₃ ／Ｃｏ₉ Ｆｅ／ＩｒＭｎ（比較例
１）、Ｎｉ₈₀Ｆｅ₂₀／Ｎｉ−Ｆｅ−Ｏ_x ／Ｃｏ₉ Ｆｅ／
Ａｌ₂Ｏ₃ ／Ｃｏ₉ Ｆｅ／ＩｒＭｎ（比較例２）、Ｎｉ
₈₀Ｆｅ₂₀／Ｃｏ₉ Ｆｅ／Ａｌ₂Ｏ₃ ／Ｃｏ₉ Ｆｅ／Ｉｒ
Ｍｎ（比較例３）の各構造の80μm ² 角のトンネル接合
を作製した。

【００８５】その後、試料を 300℃にて磁場中熱処理を
行い、ＩｒＭｎのブロッキング温度直上で90度磁場の方
向を変えてそのまま室温へ温度を下げ、磁化を略直交さ
せた。上記トンネル接合を 270℃で長時間アニールを行
い、磁気抵抗効果曲線の熱安定性を調べた。それら結果
を図２１〜図２３に示す。これらの図に示すように、磁
気抵抗効果特性は熱に対して安定した特性を示さず、磁
気抵抗効果型へッド、磁界センサ、磁気記憶素子として
信頼性のある素子を提供できない。

【００８６】実施例２ スパッタ装置およびメタルマスクを用いて、ＳｉＯ₂ 基
板およびＡｌ₂ Ｏ₃ 基板上にＦｅを20nm積層し、その上
にＳｉを 0.5nm成膜して純酸素をチャンバに導入した。
次いで、Ｃｏ₈ Ｆｅ₂ (2nm）を成膜し、その上にＡｌを
1nm成膜してプラズマ酸化した後、Ｃｏ−Ｆｅ−Ｐｔを
2nm成膜した後、再びＡｌを 1nm成膜してプラズマ酸化
した。その上にＣｏ₉ Ｆｅを 2nm作製した後、Ｐｔ−Ｍ
ｎを20nm成膜した。各層の成膜はＦｅ、Ｃｏ₈ Ｆｅ₂ 、
Ｃｏ₅ Ｆｅ₃ Ｐｔ₂ 、Ａｌ、Ｓｉ、ＰｔＭｎ₉ をターゲ
ットとし、Ａｒガス圧 1×10^-3Torrでスパッタを行っ
た。

【００８７】その結果、Ｆｅ／ＳｉＯ_x ／Ｃｏ₈ Ｆｅ₂
／Ａｌ₂ Ｏ₃ Ｃｏ−Ｆｅ−Ｐｔ／Ａｌ₂ Ｏ₃ ／Ｃｏ₉ Ｆ
ｅ／Ｐｔ−Ｍｎ構造の50μm ² 角の 2重トンネル接合を
作製した。その後、試料を 250℃にて磁場中熱処理する
ことによって、一軸異方性を付与した。

【００８８】上記トンネル接合を 270℃にて長時間アニ
ールを行って、磁気抵抗効果曲線の熱安定性を調べた。
その結果を図２４に示す。図２４に示すように、低磁場
での磁気抵抗効果特性は約Ｈ_k =7Ｏe という小さな磁場
で急峻に磁気抵抗が変化し、磁気抵抗変化率およびＨ_k
共に熱に対して安定した特性を示し、磁気抵抗効果型へ
ッド、磁界センサ、磁気記憶素子として良好な特性を示
した。

【００８９】また、トンネル接合の誘電体層がＳｉ
Ｏ₂ 、ＡｌＮ、ＭｇＯ、Ｂｉ₂ Ｏ₃ 、ＭｇＦ₂ 、ＣａＦ
₂ のときも同様の傾向を示し、トンネル接合の誘電体
層、磁性層の種類、反強磁性膜の種類に依存せず同様の
結果を示した。ＦｅとＣｏ₈ Ｆｅ₂との間に設けたＣｏ
−Ｆｅよりも酸化しやすい金属は、Ｃｏ−Ｆｅよりも酸
化しやすい元素であればよく、Ａｌ、Ｍｇ、Ｔｉ、Ｖ、
Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｎ、Ｃａ、Ｌｉ、Ｇｄなどを用いたとき
も同様の熱安定性が得られた。

【００９０】実施例３ スパッタ装置を用いて、ＳｉＯ₂ 基板およびＡｌ₂ Ｏ₃
基板上にＮｉ₈₀Ｆｅ₂₀を 7nm積層した後、Ａｌ(0.7nm）
を成膜し、純酸素をチャンバに導入してＡｌを酸化し
た。次いで、ＣｏまたはＣｏ₉ Ｆｅ(1.5nm）を成膜した
後にＣｕを成膜し、その上にＣｏ(3nm）／Ｉｒ₂₀Ｍｎ₈₀
（14nm）またはＣｏ₉ Ｆｅ(3nm）／Ｉｒ₂₀Ｍｎ₈₀(14nm)
を作製した。各層の成膜はＮｉ₈₀Ｆｅ₂₀、Ｃｏ₉ Ｆｅ、
Ｃｕ、Ａｌをターゲットとし、Ａｒガス圧 1×10^-3Torr
でスパッタを行った。

【００９１】その結果、Ｎｉ₈₀Ｆｅ₂₀／ＡｌＯ_x ／Ｃｏ
₉ Ｆｅ／Ｃｕ／Ｃｏ₉ Ｆｅ／ＩｒＭｎ、Ｎｉ₈₀Ｆｅ₂₀／
ＡｌＯ_x ／Ｃｏ／Ｃｕ／Ｃｏ／ＩｒＭｎ構造の巨大磁気
抵抗効果素子を作製した。その後、試料を 300℃にて磁
場中熱処理し、ＩｒＭｎのブロッキング温度直上て90度
磁場の方向を変え、そのまま室温へ温度を下げて、磁化
を略直交させた。

【００９２】上記巨大磁気抵抗効果素子（スピンバルブ
膜）を 270℃で長時間アニールを行い、磁気抵抗効果曲
線の熱安定性を調べた。その結果を図２５に示す。図２
５に示すように、磁気抵抗効果特性は約Ｈ_k =6Ｏe とい
う小さな磁場で急峻に磁気抵抗が変化し、磁気抵抗変化
率およびＨ_k 共に熱に対して安定した特性を示し、磁気
抵抗効果型へッド、磁界センサ、磁気記憶素子として良
好な特性を示した。

【００９３】巨大磁気抵抗効果素子（スピンバルブ膜）
の非磁性金属層がＡｇ、Ａｕ、Ｃｕ−Ａｕ、Ｃｕ−Ａ
ｇ、Ｃｕ−Ｎｉのときも同様の傾向を示し、巨大磁気抵
抗効果素子（スピンバルブ膜）の非磁性金属層、磁性層
の種類、反強磁性膜の種類に依存せず同様の結果を示し
た。また、Ｎｉ−ＦｅとＣｏ₉ ＦｅまたはＣｏとの間に
設けたＣｏ−ＦｅやＣｏよりも酸化しやすい金属は、Ｃ
ｏ−ＦｅやＣｏよりも酸化しやすい元素であればよく、
Ｓｉ、Ｍｇ、Ｔｉ、Ｖ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｎ、Ｃａ、Ｌ
ｉ、Ｇｄなどを用いたときも同様の熱安定性が得られ
た。他の膜構成の例およびその耐熱性を表２に示す。

【００９４】

【表２】 比較例４〜６ スパッタ装置を用いて、ＳｉＯ₂ およびＡｌ₂ Ｏ₃ 基板
上にＮｉ₈₀Ｆｅ₂₀を 7nm積層した後、Ｃｕ(0.7nm）を成
膜した膜、または何も成膜しない状態のＮｉ−Ｆｅ下地
のみの状態の膜において、純酸素をチャンバに導入して
ＣｕおよびＮｉ−Ｆｅを酸化したもの、またＮｉ₈₀Ｆｅ
₂₀を 7nm積層した後に酸素などを何も導入しなかったも
のの 3種類を作製した。次いで、その上にＣｏ₉ Ｆｅ
(1.5nm）およびＣｕを成膜した後、その上にＣｏ₉ Ｆｅ
(3nm）／Ｉｒ₂₀Ｍｎ₈₀(14nm)を作製した。各層の成膜は
Ｎｉ₈₀Ｆｅ₂₀、Ｃｏ₉ Ｆｅ、Ｃｕ、Ａｌ、Ｉｒ₂₀Ｍｎ₈₀
をターゲットとし、Ａｒガス圧 1×10^-3Torrでスパッタ
を行った。

【００９５】その結果、Ｎｉ₈₀Ｆｅ₂₀／ＣｕＯ_x ／Ｃｏ
₉ Ｆｅ／Ａｌ₂ Ｏ₃ ／Ｃｏ₉ Ｆｅ／ＩｒＭｎ（比較例
４）、Ｎｉ₈₀Ｆｅ₂₀／Ｎｉ−Ｆｅ−Ｏ_x ／Ｃｏ₉ Ｆｅ／
Ａｌ₂Ｏ₃ ／Ｃｏ₉ Ｆｅ／ＩｒＭｎ（比較例５）、Ｎｉ
₈₀Ｆｅ₂₀／Ｃｏ₉ Ｆｅ／Ａｌ₂Ｏ₃ ／Ｃｏ₉ Ｆｅ／Ｉｒ
Ｍｎ（比較例６）の各構造の巨大磁気抵抗効果素子（ス
ピンバルブ膜）を作製した。その後、試料を 300℃にて
磁場中熱処理し、ＩｒＭｎのブロッキング温度直上で90
度磁場の方向を変え、そのまま室温へ温度を下げて、磁
化を略直行させた。

【００９６】上記スピンバルブ膜を 270℃で長時間アニ
ールを行い、磁気抵抗効果曲線の熱安定性を調べた。そ
の結果を図２６〜図２８に示す。これらの図に示すよう
に、磁気抵抗効果特性は熱に対して安定した特性を示さ
ず、磁気抵抗効果型ヘッド、磁界センサ、磁気記憶素子
として信頼性のある素子を提供できないことが分かっ
た。

【００９７】実施例４ スパッタ装置およびメタルマスクを用いて、熱酸化Ｓｉ
基板上にＮｉ−Ｆｅを40nm積層した後、ＡｌＮを 1nm成
膜し、その上にＣｏ₈ Ｐｔ₂ 膜を 5nm成膜した。次い
で、Ｃｏ₈ Ｐｔ₂ とＳｉＯ₂ をターゲットとして、Ｃｏ
₈ Ｐｔ₂ とＳｉＯ₂ の体積比が約 1:1になるように同時
スパッタを行った。その際、基板バイアスとして400Wを
かけながら成膜を行うと、（Ｃｏ₈ Ｐｔ₂ −ＳｉＯ₂ グ
ラニュラー／ＳｉＯ₂ ）の層状積層膜(11nm)が作製され
た。その上にＳｉＯ₂ を約 1nm成膜した後、Ｃｏ⁹ Ｆｅ
を30nm成膜した。その際のＡｒガス圧は 1×10^-3Torrと
してスパッタを行った。

【００９８】その結果、Ｎｉ−Ｆｅ／ＡｌＮ_x ／Ｃｏ₈
Ｐｔ₂ ／ＳｉＯ₂ ／（Ｃｏ₈ Ｐｔ₂−ＳｉＯ₂ グラニュ
ラー／ＳｉＯ₂ ）／Ｃｏ₉ 構造の50μm ² 角の強磁性グ
ラニュラー層を介したトンネル接合を作製した。その
後、試料を 300℃にて磁場中熱処理して一軸異方性を付
与した。カー効果測定の結果、保磁力が大きいＣｏ₈ Ｐ
ｔ₂ −ＳｉＯ₂ グラニュラー層と保磁力が比較的小さい
Ｎｉ−Ｆｅ／ＡｌＮ／Ｃｏ₈ Ｐｔ₂ 、Ｃｏ₉ Ｆｅ層のヒ
ステリシス曲線の足し合わせである保磁力差が存在する
2段のヒステリシス曲線が観測された。

【００９９】上記トンネル接合を 270℃で長時間アニー
ルを行い、磁気抵抗効果曲線の熱安定性を調べた。その
結果を図２９に示す。図２９に示すように、低磁場での
磁気抵抗効果特性は約 4Ｏe という小さな磁場で急峻に
磁気抵抗が変化し、磁気抵抗変化率および飽和磁場共に
熱に対して安定した特性を示し、磁気抵抗効果型へッ
ド、磁界センサ、磁気記憶素子として良好な特性を示し
た。

【０１００】トンネル接合の誘電体層がＡｌ₂ Ｏ₃ 、Ａ
ｌＮ、ＭｇＯ、Ｂｉ₂ Ｏ₃ 、ＭｇＦ₂ 、ＣａＦ₂ のとき
も同様の傾向を示し、トンネル接合の誘電体層、磁性層
の種類、反強磁性膜の種類に依存せず同様の結果を示し
た。また、Ｎｉ−ＦｅとＣｏ−Ｐｔとの間に設けたＣｏ
−Ｐｔよりも酸化しやすい金属は、Ｃｏ−Ｆｅよりも窒
化しやすい元素であればよく、Ｓｉ、Ｍｇ、Ｔｉ、Ｖ、
Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｎ、Ｃａ、Ｌｉ、Ｇｄなどを用いたとき
も同様の熱安定性が得られた。他の膜構成の例およびそ
の耐熱性を表３に示す。

【０１０１】

【表３】 比較例７ スパッタ装置およびメタルマスクを用いて、熱酸化Ｓｉ
基板上にＮｉ₈₀Ｆｅ₂₀を40nm積層した後、その上にＣｏ
₈ Ｐｔ₂ (5nm）を成膜し、その上にＣｏ₈ Ｐｔ₂ とＳｉ
Ｏ₂ をターゲットとして、Ｃｏ₈ Ｐｔ₂ とＳｉＯ₂ の体
積比が約 1:1になるように同時スパッタを行った。その
際、基板バイアス400Wをかけながら成膜を行うと、（Ｃ
ｏ₈ Ｐｔ₂ −ＳｉＯ₂ グラニュラー／ＳｉＯ₂ ）の層状
積層膜が作製された。その上に、ＳｉＯ₂ を約 1nm成膜
した後に、Ｃｏ₉ Ｆｅを30nm成膜した。その際のガス圧
は 1×10^-3Torrでスパッタを行った。

【０１０２】その結果、Ｎｉ−Ｆｃ／Ｃｏ₈ Ｐｔ₂ ／Ｓ
ｉＯ₂ ／（Ｃｏ₈ Ｐｔ₂ −ＳｉＯ₂グラニュラー／Ｓｉ
Ｏ₂ ）／Ｃｏ₉ Ｆｅ構造の50μm ² 角の強磁性グラニュ
ラー層を介したトンネル接合を作製した。その後、試料
を 300℃にて磁場中熱処理して一軸異方性を付与した。

【０１０３】上記トンネル接合を 270℃で長時間アニー
ルを行い、磁気抵抗効果曲線の熱安定性を調べた。その
結果を図３０に示す。図３０に示すように、磁気抵抗効
果特性は熱に対して安定した特性を示さず、磁気抵抗効
果型へッド、磁界センサ、磁気記憶素子として信頼性の
ある素子を提供できないことが分かった。

【０１０４】実施例５ スパッタ装置、メタルマスクとリフトオフによる微細パ
ターンを用いて、熱酸化Ｓｉ基板上に図５に構造を示し
た磁気素子を作製した例を示す。まず、Ｃｏ₈Ｐｔ₂ と
ＳｉＯ₂ をターゲットとして、Ｃｏ₈ Ｐｔ₂ とＳｉＯ₂
の体積比が 1:1になるように同時スパッタを行った。そ
の際、基板にメタルマスクをかぶせ、バイアス400Wをか
けなから成膜を行い、 100μm ² 角のＳｉＯ₂ ／（Ｃｏ
₈ Ｐｔ₂−ＳｉＯ₂ グラニュラー／ＳｉＯ₂ ）の 2積層
構造膜（約27nm）を作製した。その際のＡｒガス圧は 1
×10^-3Torrとしてスパッタを行った。

【０１０５】その上に、Ｃｒマスク露光器を用いてレジ
ストをパタ−ニングした後、上部磁性層であるＣｏ₈ Ｐ
ｔ₂ (3nm）／ＡｌＯ_x (0.5nm）／Ｎｉ₈ Ｆｅ₂ (10nm)を
成膜し、リフトオフにより20μm ² 角パターンを作製し
た。その結果、図５の構造の接合を作製した。その後、
試料を 300℃にて磁場中熱処理して一軸異方性を付与し
た。

【０１０６】上記トンネル接合を 270℃で長時間アニー
ルを行い、磁気抵抗効果曲線の熱安定性を調べた。その
結果を図３１に示す。図３１に示すように、低磁場での
磁気抵抗効果特性は約 3Ｏe という小さな磁場で急峻に
磁気抵抗が変化し、磁気抵抗変化率および飽和磁場共に
熱に対して安定した特性を示し、磁気抵抗効果型へッ
ド、磁界センサ、磁気記憶素子として良好な特性を示し
た。

【０１０７】トンネル接合の誘電体層がＡｌ₂ Ｏ₃ 、Ａ
ｌＮ、ＭｇＯ、Ｂｉ₂ Ｏ₃ 、ＭｇＦ₂ 、ＣａＦ₂ のとき
も同様の傾向を示し、トンネル接合の誘電体層、磁性層
の種類、反強磁性膜の種類に依存せず同様の結果を示し
た。また、Ｎｉ−ＦｅとＣｏ−Ｐｔとの間に設けたＣｏ
−Ｐｔよりも酸化しやすい金属は、Ｃｏ−Ｆｅよりも窒
化しやすい元素であればよく、Ｓｉ、Ｍｇ、Ｔｉ、Ｖ、
Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｎ、Ｃａ、Ｌｉ、Ｇｄなどを用いたとき
も同様の熱安定性が得られた。

【０１０８】実施例６ スパッタ装置およびメタルマスクを用いて、ＳｉＯ₂ 基
板およびＡｌ₂ Ｏ₃ 基板上にＮｉ₈₀Ｆｅ₂₀を15nm積層し
た後、Ｍｇ(0.8nm）を成膜し、純酸素をチャンバに導入
してＭｇを酸化した。次いで、ＣｏＦｅ(2nm）を成膜し
た後、Ａｌ(1nm）を成膜してプラズマ酸化した後、その
上にＦｅＰｔ(10nm)／Ｍｇ(0.7nm）／Ｎｉ₈₀Ｆｅ₂₀(2n
m）を作製した多層膜、ＦｅＰｔ(10nm)を作製した多層
膜の 2種類の磁気素子を作製した。Ｎｉ₈₀Ｆｅ₂₀、Ｃｏ
Ｆｅ、Ａｌ、Ｍｇ、Ｆｅ₈₀Ｐｔ₂₀をターゲットとし、Ａ
ｒガス圧 1×10^-3Torrでスパッタを行った。

【０１０９】その結果、Ｎｉ₈₀Ｆｅ₂₀／ＭｇＯ_x ／Ｃｏ
Ｆｅ／Ａｌ₂ Ｏ₃ ／ＦｅＰｔ／ＭｇＯ_x ／Ｎｉ₈₀Ｆｅ₂₀
構造、およびＮｉ₈₀Ｆｅ₂₀／ＭｇＯ_x ／ＣｏＦｅ／Ａｌ
₂ Ｏ₃ ／ＦｅＰｔ構造の 2種類の80μm ² 角のトンネル
接合を作製した。その後、試料を 300℃にて磁場中熱処
理して一軸異方性を付与した。

【０１１０】図３２（ａ）、（ｂ）に示したように、Ｍ
ｇＯ_x ／Ｎｉ₈₀Ｆｅ₂₀を高保磁力の強磁性層（ハード
層）に付与すると、ハード層としての強磁性層の飽和磁
場が小さくなり、材料を変えることなく、Ｎｉ₈₀Ｆｅ₂₀
などのソフト磁性層の膜厚とハード層の膜厚比を調整す
るだけで、飽和磁場を適当な値に設計できることが分か
った。

【０１１１】上記Ｎｉ₈₀Ｆｅ₂₀／ＭｇＯ_x ／ＣｏＦｅ／
Ａｌ₂ Ｏ₃ ／ＦｅＰｔ／ＭｇＯ_x ／Ｎｉ₈₀Ｆｅ₂₀構造の
トンネル接合を 270℃で長時間アニールを行い、磁気抵
抗効果曲線の熱安定性を調べた。その結果を図３２
（ｃ）に示す。図３２（ｃ）に示すように、低磁場の磁
気抵抗効果特性は約Ｈ_k =3Ｏe という小さな磁場で急峻
に磁気抵抗が変化し、磁気抵抗変化率および飽和磁場共
に熱に対して安定した特性を示し、磁気抵抗効果型へッ
ド、磁界センサ、磁気記憶素子として良好な特性を示し
た。

【０１１２】トンネル接合の誘電体層がＳｉＯ₂ 、Ａｌ
Ｎ、ＭｇＯ、Ｂｉ₂ Ｏ₃ 、ＭｇＦ₂、ＣａＦ₂ のときも
同様の傾向を示し、トンネル接合の誘電体層、磁性層の
種類、反強磁性膜の種類に依存せず同様の結果を示し
た。また、Ｎｉ−ＦｅとＣｏＦｅまたはＦｅ−Ｐｔとの
間に設けたＣｏ−ＦｅまたはＦｅ−Ｐｔよりも酸化しや
すい金属は、Ｃｏ−ＦｅまたはＦｅ−Ｐｔよりも酸化し
やすい元素であればよく、Ｓｉ、Ａｌ、Ｔｉ、Ｖ、Ｍ
ｎ、Ｃｒ、Ｚｎ、Ｃａ、Ｌｉ、希土類元素などを用いた
ときも同様の熱安定性が得られた。

【０１１３】

【発明の効果】以上説明したように、本発明の磁気素子
によれば、ＧＭＲ膜を構成する強磁性層の軟磁気特性を
向上させた上で、各種熱処理や使用時における温度上昇
などに伴う磁気抵抗効果特性や感度の劣化を抑制するこ
とができ、熱安定性を大幅に向上させることが可能とな
る。従って、このような磁気素子を用いた磁気抵抗効果
型へッド、磁界センサ、磁気記憶素子などの実用性を高
めることができる。

【図面の簡単な説明】

【図１】 本発明の第１の磁気素子の一実施形態の要部
構造を模式的に示す断面図である。

【図２】 本発明の第２の磁気素子の一実施形態の要部
構造を模式的に示す断面図である。

【図３】 本発明の第３の磁気素子の第１の実施形態の
要部構造を模式的に示す断面図である。

【図４】 本発明の第３の磁気素子の第２の実施形態の
要部構造を模式的に示す断面図である。

【図５】 本発明の第３の磁気素子の第３の実施形態の
要部構造を模式的に示す断面図である。

【図６】 本発明の第４の磁気素子の第１の実施形態の
要部構造を模式的に示す断面図である。

【図７】 本発明の第４の磁気素子の第２の実施形態の
要部構造を模式的に示す断面図である。

【図８】 本発明の第４の磁気素子を磁気ヘッドに適用
する場合の膜構造の一例を示す断面図である。

【図９】 本発明の第４の磁気素子を磁気ヘッドに適用
する場合の膜構造の他の例を示す断面図である。

【図１０】 本発明の第１、第２および第３の磁気素子
を磁気ヘッドに適用する場合の膜構造の一例を示す断面
図である。

【図１１】 本発明の第１、第２および第３の磁気素子
を磁気ヘッドに適用する場合の膜構造の他の例を示す断
面図である。

【図１２】 本発明の磁気素子を磁気ヘッドに適用する
場合の膜構造の例を示す断面図である。

【図１３】 本発明の磁気素子を磁気ヘッドに適用する
場合の膜構造の他の例を示す断面図である。

【図１４】 本発明の磁気素子を磁気記憶素子に適用す
る場合の膜構造の一例を示す断面図である。

【図１５】 本発明の磁気素子を磁気記憶素子に適用す
る場合の膜構造の他の例を示す断面図である。

【図１６】 本発明の磁気素子を磁気記憶素子に適用す
る場合の膜構造のさらに他の例を示す断面図である。

【図１７】 本発明の磁気素子を磁気記憶素子に適用す
る場合の膜構造のさらに他の例を示す断面図である。

【図１８】 本発明の磁気素子を磁気記憶素子に適用す
る場合の膜構造のさらに他の例を示す断面図である。

【図１９】 本発明の磁気素子を磁気記憶素子とした使
用したセル構造の一例を示す図である。

【図２０】 本発明の実施例１の磁気素子の熱処理前後
における磁気抵抗効果曲線を示す図である。

【図２１】 比較例１の磁気素子の熱処理前後における
磁気抵抗効果曲線を示す図である。

【図２２】 比較例２の磁気素子の熱処理前後における
磁気抵抗効果曲線を示す図である。

【図２３】 比較例３の磁気素子の熱処理前後における
磁気抵抗効果曲線を示す図である。

【図２４】 本発明の実施例２の磁気素子の熱処理前後
における磁気抵抗効果曲線を示す図である。

【図２５】 本発明の実施例３の磁気素子の熱処理前後
における磁気抵抗効果曲線を示す図である。

【図２６】 比較例４の磁気素子の熱処理前後における
磁気抵抗効果曲線を示す図である。

【図２７】 比較例５の磁気素子の熱処理前後における
磁気抵抗効果曲線を示す図である。

【図２８】 比較例６の磁気素子の熱処理前後における
磁気抵抗効果曲線を示す図である。

【図２９】 本発明の実施例４の磁気素子の熱処理前後
における磁気抵抗効果曲線を示す図である。

【図３０】 比較例７の磁気素子の熱処理前後における
磁気抵抗効果曲線を示す図である。

【図３１】 本発明の実施例５の磁気素子の熱処理前後
における磁気抵抗効果曲線を示す図である。

【図３２】 本発明の実施例６による磁気素子の磁気抵
抗効果曲線を示す図である。

【符号の説明】

１……強磁性トンネル接合素子 ２、４、１１、１３、３１、３３……強磁性層 ３、１２、１４……誘電体層 ５、１６、３４……金属化合物層 ６、１７、３５……軟磁性層 １０……多重強磁性トンネル接合素子 ２０……グラニュラータイプの多重強磁性トンネル接合
素子 ２３……強磁性グラニュラー層 ３０……スピンバルブ型磁気抵抗効果素子 ３２……非磁性層

Claims (8)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 少なくとも 2層の強磁性層と、前記強磁
   性層間に介在され、かつ前記強磁性層間にトンネル電流
   を流し得る厚さを有する誘電体層とを具備する磁気素子
   において、 前記強磁性層のうち少なくとも 1層には、前記強磁性層
   より酸化または窒化しやすい金属の酸化膜または窒化膜
   を介して軟磁性層が付与されていることを特徴とした磁
   気素子。
2. 【請求項２】 少なくとも 1層の強磁性層と、前記強磁
   性層を挟持するように配置された誘電体層と、前記誘電
   体層を介して前記強磁性層と積層され、少なくとも一方
   が強磁性体からなる第１および第２の金属層とを具備す
   る磁気素子において、 前記第１および第２の金属層のうち、前記強磁性体から
   なる金属層には、前記強磁性金属層より酸化または窒化
   しやすい金属の酸化膜または窒化膜を介して軟磁性層が
   付与されていることを特徴とした磁気素子。
3. 【請求項３】 誘電体で分断された強磁性微粒子を有す
   る少なくとも 1層の強磁性グラニュラー層と、前記強磁
   性グラニュラー層を挟持するように配置された誘電体層
   と、前記誘電体層を介して前記強磁性グラニュラー層と
   積層され、少なくとも一方が強磁性体からなる第１およ
   び第２の金属層とを具備する磁気素子において、 前記第１および第２の金属層のうち、前記強磁性体から
   なる金属層には、前記強磁性金属層より酸化または窒化
   しやすい金属の酸化膜または窒化膜を介して軟磁性層が
   付与されていることを特徴とした磁気素子。
4. 【請求項４】 少なくとも 2層の強磁性層と、前記強磁
   性層間に介在された非磁性層とを具備する磁気素子にお
   いて、 前記強磁性層のうち少なくとも 1層には、前記強磁性層
   より酸化または窒化しやすい金属の酸化膜または窒化膜
   を介して軟磁性層が付与されていることを特徴とした磁
   気素子。
5. 【請求項５】 請求項１ないし請求項４のいずれか１項
   記載の磁気素子において、 前記金属の酸化膜または窒化膜を介して前記軟磁性層が
   付与された前記強磁性層のスピンの方向を変化させるこ
   とにより磁気抵抗効果を発現させることを特徴とする磁
   気素子。
6. 【請求項６】 請求項１ないし請求項４のいずれか１項
   記載の磁気素子において、 前記金属の酸化膜または窒化膜は 1nm以下の厚さを有
   し、かつ前記金属はＡｌ、Ｓｉ、Ｍｇ、Ｔｉ、Ｔａ、
   Ｖ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｎ、Ｃａ、Ｌｉおよび希土類元素か
   ら選ばれる少なくとも 1種からなることを特徴とする磁
   気素子。
7. 【請求項７】 請求項１ないし請求項６のいずれか１項
   記載の磁気素子と、 前記磁気素子にセンス電流を供給する電極とを具備する
   ことを特徴とする磁気センサ。
8. 【請求項８】 請求項１ないし請求項６のいずれか１項
   記載の磁気素子と、 前記磁気素子に電流磁界を印加する電極とを具備するこ
   とを特徴とする磁気記憶装置。