JP2003086865A - 磁気抵抗素子とその製造方法 - Google Patents
磁気抵抗素子とその製造方法Info
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- H01F41/14—Apparatus or processes specially adapted for manufacturing or assembling magnets, inductances or transformers; Apparatus or processes specially adapted for manufacturing materials characterised by their magnetic properties for applying magnetic films to substrates
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- H01F41/302—Apparatus or processes specially adapted for manufacturing or assembling magnets, inductances or transformers; Apparatus or processes specially adapted for manufacturing materials characterised by their magnetic properties for applying magnetic films to substrates for applying nanostructures, e.g. by molecular beam epitaxy [MBE] for applying spin-exchange-coupled multilayers, e.g. nanostructured superlattices
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 従来のＳｉ半導体とモノリシック化するため
に熱処理しても、信頼性および安定性の低下を抑制でき
る磁気抵抗素子を提供する。 【解決手段】 ３３０℃以上で熱処理する工程を含む方
法により製造され、かつ非磁性層の中心線から、一対の
強磁性層と非磁性層との間の界面までの最長距離が１０
ｎｍ以下である磁気抵抗素子とする。この素子は、基板
上に下地膜を形成し、この下地膜を４００℃以上で熱処
理し、この下地膜の表面にイオンビームを照射して表面
粗さを低減し、強磁性層および磁性層を形成して得るこ
とができる。非磁性層との界面から２ｎｍの範囲の強磁
性層に、Ｍ1（Ｔｃ、Ｒｅ、Ｒｕ、Ｏｓ、Ｒｈ、Ｉｒ、
Ｐｄ、Ｐｔ、Ｃｕ、ＡｇおよびＡｕから選ばれる少なく
とも１種）を添加しても、上記最長距離は相対的に低下
する。
に熱処理しても、信頼性および安定性の低下を抑制でき
る磁気抵抗素子を提供する。 【解決手段】 ３３０℃以上で熱処理する工程を含む方
法により製造され、かつ非磁性層の中心線から、一対の
強磁性層と非磁性層との間の界面までの最長距離が１０
ｎｍ以下である磁気抵抗素子とする。この素子は、基板
上に下地膜を形成し、この下地膜を４００℃以上で熱処
理し、この下地膜の表面にイオンビームを照射して表面
粗さを低減し、強磁性層および磁性層を形成して得るこ
とができる。非磁性層との界面から２ｎｍの範囲の強磁
性層に、Ｍ1（Ｔｃ、Ｒｅ、Ｒｕ、Ｏｓ、Ｒｈ、Ｉｒ、
Ｐｄ、Ｐｔ、Ｃｕ、ＡｇおよびＡｕから選ばれる少なく
とも１種）を添加しても、上記最長距離は相対的に低下
する。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、ハードディスクド
ライブ（ＨＤＤ）等の磁気記録に用いられる磁気ヘッド
や、磁気ランダムアクセスメモリ（ＭＲＡＭ）に用いら
れる磁気抵抗素子と、その製造方法に関するものであ
る。
ライブ（ＨＤＤ）等の磁気記録に用いられる磁気ヘッド
や、磁気ランダムアクセスメモリ（ＭＲＡＭ）に用いら
れる磁気抵抗素子と、その製造方法に関するものであ
る。
【０００２】
【従来の技術】強磁性層／非磁性層／強磁性層を基本構
成として含む多層膜に非磁性層を横切るように電流を流
すと、磁気抵抗効果が得られる。非磁性層としてトンネ
ル絶縁層を用いるとスピントンネル効果が、非磁性層と
してＣｕ等の導電性金属層を用いるとＣＰＰ（Current
Perpendicular to the Plane）ＧＭＲ効果がそれぞれ得
られる。いずれの磁気抵抗効果（ＭＲ効果）も非磁性層
を挟む強磁性層の磁化相対角の大きさに依存し、前者は
両磁性層間に流れるトンネル電子の遷移確率が磁化相対
角に応じて変化することに、後者はスピン依存散乱が変
化することに、それぞれ由来すると説明されている。
成として含む多層膜に非磁性層を横切るように電流を流
すと、磁気抵抗効果が得られる。非磁性層としてトンネ
ル絶縁層を用いるとスピントンネル効果が、非磁性層と
してＣｕ等の導電性金属層を用いるとＣＰＰ（Current
Perpendicular to the Plane）ＧＭＲ効果がそれぞれ得
られる。いずれの磁気抵抗効果（ＭＲ効果）も非磁性層
を挟む強磁性層の磁化相対角の大きさに依存し、前者は
両磁性層間に流れるトンネル電子の遷移確率が磁化相対
角に応じて変化することに、後者はスピン依存散乱が変
化することに、それぞれ由来すると説明されている。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】磁気抵抗素子をデバイ
ス化する場合、特にＭＲＡＭ（磁気ランダムアクセスメ
モリ）等の磁気メモリに用いる場合には、従来のＳｉ半
導体とモノリシック化することが、コスト、集積度等の
観点から、必要となる。
ス化する場合、特にＭＲＡＭ（磁気ランダムアクセスメ
モリ）等の磁気メモリに用いる場合には、従来のＳｉ半
導体とモノリシック化することが、コスト、集積度等の
観点から、必要となる。
【０００４】Ｓｉ半導体プロセスでは、配線欠陥を取り
除くために、高温で熱処理が行われる。この熱処理は、
例えば４００℃〜４５０℃程度の温度で水素中において
行われる。しかし、磁気抵抗素子は、３００℃〜３５０
℃以上の熱処理を行うと、ＭＲ特性が劣化する。
除くために、高温で熱処理が行われる。この熱処理は、
例えば４００℃〜４５０℃程度の温度で水素中において
行われる。しかし、磁気抵抗素子は、３００℃〜３５０
℃以上の熱処理を行うと、ＭＲ特性が劣化する。
【０００５】半導体素子の形成後に磁気抵抗素子を作り
込むことも提案されている。しかし、この提案に従う
と、磁気抵抗素子に対して磁界を加えるための配線等
を、磁気抵抗素子作製後に形成しなくてはならない。こ
のため、やはり熱処理を行わないと、配線抵抗にバラツ
キが生じ、素子の信頼性や安定性が低下する。
込むことも提案されている。しかし、この提案に従う
と、磁気抵抗素子に対して磁界を加えるための配線等
を、磁気抵抗素子作製後に形成しなくてはならない。こ
のため、やはり熱処理を行わないと、配線抵抗にバラツ
キが生じ、素子の信頼性や安定性が低下する。
【０００６】
【課題を解決するための手段】本発明の第１の磁気抵抗
素子は、基板とこの基板上に形成された多層膜を含み、
この多層膜が一対の強磁性層とこの一対の強磁性層の間
に挟持された非磁性層とを含み、上記一対の強磁性層に
おける磁化方向がなす相対角度により抵抗値が異なる。
この磁気抵抗素子は、基板および多層膜を３３０℃以
上、場合によっては３５０℃以上、さらには４００℃以
上、で熱処理する工程を含む方法により製造される。こ
の磁気抵抗素子では、非磁性層を厚さ方向に等分に分割
するように定めた中心線から、一対の強磁性層と非磁性
層との間の界面までの最長距離Ｒ１が２０ｎｍ以下、好
ましくは１０ｎｍ以下である。
素子は、基板とこの基板上に形成された多層膜を含み、
この多層膜が一対の強磁性層とこの一対の強磁性層の間
に挟持された非磁性層とを含み、上記一対の強磁性層に
おける磁化方向がなす相対角度により抵抗値が異なる。
この磁気抵抗素子は、基板および多層膜を３３０℃以
上、場合によっては３５０℃以上、さらには４００℃以
上、で熱処理する工程を含む方法により製造される。こ
の磁気抵抗素子では、非磁性層を厚さ方向に等分に分割
するように定めた中心線から、一対の強磁性層と非磁性
層との間の界面までの最長距離Ｒ１が２０ｎｍ以下、好
ましくは１０ｎｍ以下である。
【０００７】ただし、最長距離Ｒ１は、長さを５０ｎｍ
とする１０本の中心線ごとについて定めた上記界面まで
の最長距離から、最大値および最小値を除いて８個の最
長距離を定め、さらに上記８個の最長距離の平均値をと
って定める。
とする１０本の中心線ごとについて定めた上記界面まで
の最長距離から、最大値および最小値を除いて８個の最
長距離を定め、さらに上記８個の最長距離の平均値をと
って定める。
【０００８】本発明は、上記第１の磁気抵抗素子の製造
に適した方法も提供する。この製造方法は、基板上に、
上記強磁性層および上記非磁性層を除く上記多層膜の一
部を下地膜として形成する工程と、上記下地膜を４００
℃以上で熱処理する工程と、上記下地膜の表面にイオン
ビームを照射してこの表面を平坦化する工程と、上記表
面上に、上記強磁性層および上記非磁性層を含む上記多
層膜の残部を形成する工程と、上記基板および上記多層
膜を３３０℃以上、場合によっては３５０℃以上、さら
には４００℃以上、で熱処理する工程と、を含む。
に適した方法も提供する。この製造方法は、基板上に、
上記強磁性層および上記非磁性層を除く上記多層膜の一
部を下地膜として形成する工程と、上記下地膜を４００
℃以上で熱処理する工程と、上記下地膜の表面にイオン
ビームを照射してこの表面を平坦化する工程と、上記表
面上に、上記強磁性層および上記非磁性層を含む上記多
層膜の残部を形成する工程と、上記基板および上記多層
膜を３３０℃以上、場合によっては３５０℃以上、さら
には４００℃以上、で熱処理する工程と、を含む。
【０００９】本発明による第２の磁気抵抗効果素子は、
基板とこの基板上に形成された多層膜を含み、この多層
膜が一対の強磁性層とこの一対の強磁性層の間に挟持さ
れた非磁性層とを含み、上記一対の強磁性層における磁
化方向がなす相対角度により抵抗値が異なる。この磁気
抵抗素子は、基板および多層膜を３３０℃以上、場合に
よっては３５０℃以上、さらには４００℃以上、で熱処
理する工程を含む方法により製造される。また、この磁
気抵抗素子では、一対の強磁性層と非磁性層との界面の
少なくとも一方から２ｎｍの範囲における当該強磁性層
の組成が、式（ＦｅｘＣｏｙＮｉｚ）ｐＭ1ｑＭ2ｒＭ3
ｓＡｔにより表示される。
基板とこの基板上に形成された多層膜を含み、この多層
膜が一対の強磁性層とこの一対の強磁性層の間に挟持さ
れた非磁性層とを含み、上記一対の強磁性層における磁
化方向がなす相対角度により抵抗値が異なる。この磁気
抵抗素子は、基板および多層膜を３３０℃以上、場合に
よっては３５０℃以上、さらには４００℃以上、で熱処
理する工程を含む方法により製造される。また、この磁
気抵抗素子では、一対の強磁性層と非磁性層との界面の
少なくとも一方から２ｎｍの範囲における当該強磁性層
の組成が、式（ＦｅｘＣｏｙＮｉｚ）ｐＭ1ｑＭ2ｒＭ3
ｓＡｔにより表示される。
【００１０】ただし、Ｍ1は、Ｔｃ、Ｒｅ、Ｒｕ、Ｏ
ｓ、Ｒｈ、Ｉｒ、Ｐｄ、Ｐｔ、Ｃｕ、ＡｇおよびＡｕか
ら選ばれる少なくとも１種の元素であり、Ｍ2は、Ｍｎ
およびＣｒから選ばれる少なくとも１種の元素であり、
Ｍ3は、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｍｏ、
Ｗ、Ａｌ、Ｓｉ、Ｇａ、Ｇｅ、ＩｎおよびＳｎから選ば
れる少なくとも１種の元素であり、Ａは、Ｂ、Ｃ、Ｎ、
Ｏ、ＰおよびＳから選ばれる少なくとも１種の元素であ
り、ｘ、ｙ、ｚ、ｐ、ｑ、ｒ、ｓおよびｔは、それぞ
れ、０≦ｘ≦１００、０≦ｙ≦１００、０≦ｚ≦１０
０、ｘ＋ｙ＋ｚ＝１００、４０≦ｐ≦９９．７、０．３
≦ｑ≦６０、０≦ｒ≦２０、０≦ｓ≦３０、０≦ｔ≦２
０、ｐ＋ｑ＋ｒ＋ｓ＋ｔ＝１００を満たす数値である。
ｓ、Ｒｈ、Ｉｒ、Ｐｄ、Ｐｔ、Ｃｕ、ＡｇおよびＡｕか
ら選ばれる少なくとも１種の元素であり、Ｍ2は、Ｍｎ
およびＣｒから選ばれる少なくとも１種の元素であり、
Ｍ3は、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｍｏ、
Ｗ、Ａｌ、Ｓｉ、Ｇａ、Ｇｅ、ＩｎおよびＳｎから選ば
れる少なくとも１種の元素であり、Ａは、Ｂ、Ｃ、Ｎ、
Ｏ、ＰおよびＳから選ばれる少なくとも１種の元素であ
り、ｘ、ｙ、ｚ、ｐ、ｑ、ｒ、ｓおよびｔは、それぞ
れ、０≦ｘ≦１００、０≦ｙ≦１００、０≦ｚ≦１０
０、ｘ＋ｙ＋ｚ＝１００、４０≦ｐ≦９９．７、０．３
≦ｑ≦６０、０≦ｒ≦２０、０≦ｓ≦３０、０≦ｔ≦２
０、ｐ＋ｑ＋ｒ＋ｓ＋ｔ＝１００を満たす数値である。
【００１１】
【発明の実施の形態】実験により確認されたところによ
ると、高温での熱処理に伴って非磁性層の界面の平坦性
は低下し、この平坦性と素子のＭＲ特性とには相関関係
が存在する。そこで、非磁性層の下地となる膜の処理お
よび／または上記界面近傍における組成の調整により、
熱処理後における非磁性層の界面を平坦化したところ、
素子のＭＲ特性も向上した。
ると、高温での熱処理に伴って非磁性層の界面の平坦性
は低下し、この平坦性と素子のＭＲ特性とには相関関係
が存在する。そこで、非磁性層の下地となる膜の処理お
よび／または上記界面近傍における組成の調整により、
熱処理後における非磁性層の界面を平坦化したところ、
素子のＭＲ特性も向上した。
【００１２】非磁性層の界面の「荒れ」のうち、ＭＲ特
性への影響が大きいのは、周期が比較的短い「荒れ」で
ある。図１（ａ）に示したように、強磁性層１３，１５
と非磁性層１４との界面２１，２２には、大きな曲率半
径Ｒにより表示できる「うねり」が存在することがあ
る。しかし、このようにピッチの長い「うねり」はＭＲ
特性にそれほど影響しない。素子のＭＲ特性との関係を
より明確に把握するためには、長さ５０ｎｍ程度の範囲
での界面の状態を評価することが望ましい。
性への影響が大きいのは、周期が比較的短い「荒れ」で
ある。図１（ａ）に示したように、強磁性層１３，１５
と非磁性層１４との界面２１，２２には、大きな曲率半
径Ｒにより表示できる「うねり」が存在することがあ
る。しかし、このようにピッチの長い「うねり」はＭＲ
特性にそれほど影響しない。素子のＭＲ特性との関係を
より明確に把握するためには、長さ５０ｎｍ程度の範囲
での界面の状態を評価することが望ましい。
【００１３】図１（ｂ）に示したように、本明細書で
は、ＭＲ特性との関係を把握するために、非磁性層１４
を厚さ方向に等分に分割するように定めた中心線１０を
基準線として用いることとした。この方法によれば、２
つの界面２１，２２の状態を同時に評価することができ
る。中心線１０は、詳しくは、最小自乗法に基づいて定
めることができる。この方法では、図１（ｃ）に拡大し
て示したように、中心線１０上の点Ｐｉと、この点を通
るように定めた中心線１０に対する垂線２０と界面２１
との交点Ｑｉとの距離ＰｉＱｉ、点Ｐｉと同様にして定
めた界面２２との交点Ｒｉとの距離ＰｉＲｉとを考慮す
る。そして、これらの距離の２乗の和が等しくなる条件
（∫（ＰｉＱｉ）2ｄｘ＝∫（ＰｉＲｉ）2ｄｘ）の下
で、∫（ＰｉＱｉ）2ｄｘが最小になるように中心線１
０が定められる。
は、ＭＲ特性との関係を把握するために、非磁性層１４
を厚さ方向に等分に分割するように定めた中心線１０を
基準線として用いることとした。この方法によれば、２
つの界面２１，２２の状態を同時に評価することができ
る。中心線１０は、詳しくは、最小自乗法に基づいて定
めることができる。この方法では、図１（ｃ）に拡大し
て示したように、中心線１０上の点Ｐｉと、この点を通
るように定めた中心線１０に対する垂線２０と界面２１
との交点Ｑｉとの距離ＰｉＱｉ、点Ｐｉと同様にして定
めた界面２２との交点Ｒｉとの距離ＰｉＲｉとを考慮す
る。そして、これらの距離の２乗の和が等しくなる条件
（∫（ＰｉＱｉ）2ｄｘ＝∫（ＰｉＲｉ）2ｄｘ）の下
で、∫（ＰｉＱｉ）2ｄｘが最小になるように中心線１
０が定められる。
【００１４】こうして中心線１０を定めると、これに応
じて、中心線１０と界面２１，２２との間の最長距離Ｌ
が求まる。本明細書では、測定誤差をできるだけ排除す
るために、任意に定めた１０本の中心線についてそれぞ
れ１０個の最長距離Ｌを定め、最大および最小の値（Ｌ
max，Ｌmin）を除く８個の最長距離Ｌについて、平均値
を算出し、この平均値を評価の尺度Ｒ１とした。
じて、中心線１０と界面２１，２２との間の最長距離Ｌ
が求まる。本明細書では、測定誤差をできるだけ排除す
るために、任意に定めた１０本の中心線についてそれぞ
れ１０個の最長距離Ｌを定め、最大および最小の値（Ｌ
max，Ｌmin）を除く８個の最長距離Ｌについて、平均値
を算出し、この平均値を評価の尺度Ｒ１とした。
【００１５】上記測定は、透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）
による断面像に基づいて行うとよい。簡易的な評価は、
非磁性層までで成膜を中止したモデル膜を減圧雰囲気中
でその場（in-situ）熱処理し、そのままの状態を保ち
つつ原子間力顕微鏡（ＡＦＭ）により表面形状を観察す
ることにより行うこともできる。
による断面像に基づいて行うとよい。簡易的な評価は、
非磁性層までで成膜を中止したモデル膜を減圧雰囲気中
でその場（in-situ）熱処理し、そのままの状態を保ち
つつ原子間力顕微鏡（ＡＦＭ）により表面形状を観察す
ることにより行うこともできる。
【００１６】なお、検討した範囲では、上記Ｒ１による
評価が、ＭＲ特性と非磁性層の平坦性との関係を把握す
るには最も適切である。ただし、界面の最小曲率半径に
基づく評価により、さらに良好に上記関係を説明できる
可能性はある。現時点では、ＴＥＭ観察のためのサンプ
ル厚みの制御に限界があるため、厚みが十分薄い部分を
除いては界面が厚み方向に重なりがちとなる。このた
め、特に最小曲率半径が小さいサンプルでは、最小曲率
半径を明確に特定できない。しかし、ＴＥＭ観察のため
のサンプルを作製する技術の進歩によっては、例えば５
０〜１００ｎｍの範囲で最小曲率半径を１０ヵ所決定
し、上記と同様、その最大および最小の値を除いた８個
の値の平均値が、より適切な評価基準を提供する可能性
はある。
評価が、ＭＲ特性と非磁性層の平坦性との関係を把握す
るには最も適切である。ただし、界面の最小曲率半径に
基づく評価により、さらに良好に上記関係を説明できる
可能性はある。現時点では、ＴＥＭ観察のためのサンプ
ル厚みの制御に限界があるため、厚みが十分薄い部分を
除いては界面が厚み方向に重なりがちとなる。このた
め、特に最小曲率半径が小さいサンプルでは、最小曲率
半径を明確に特定できない。しかし、ＴＥＭ観察のため
のサンプルを作製する技術の進歩によっては、例えば５
０〜１００ｎｍの範囲で最小曲率半径を１０ヵ所決定
し、上記と同様、その最大および最小の値を除いた８個
の値の平均値が、より適切な評価基準を提供する可能性
はある。
【００１７】非磁性層の平坦性には、非磁性層とこれを
挟持する強磁性層との積層構造（強磁性層／非磁性層／
強磁性層）を成膜する表面を提供する下地膜の状態が影
響する。多層膜に一対の強磁性層を挟持する下部電極お
よび上部電極が含まれる場合、下地膜は下部電極を含む
ことになる。下部電極は、例えば１００ｎｍ〜２μｍ程
度と比較的厚く形成されることが多いため、この電極が
少なくとも一部を構成する下地膜は、厚く形成すること
になる。厚膜化された下地膜の表面の平坦性や層内の歪
みは、その上に形成される非磁性層の平坦性に影響を及
ぼしやすい。
挟持する強磁性層との積層構造（強磁性層／非磁性層／
強磁性層）を成膜する表面を提供する下地膜の状態が影
響する。多層膜に一対の強磁性層を挟持する下部電極お
よび上部電極が含まれる場合、下地膜は下部電極を含む
ことになる。下部電極は、例えば１００ｎｍ〜２μｍ程
度と比較的厚く形成されることが多いため、この電極が
少なくとも一部を構成する下地膜は、厚く形成すること
になる。厚膜化された下地膜の表面の平坦性や層内の歪
みは、その上に形成される非磁性層の平坦性に影響を及
ぼしやすい。
【００１８】なお、下部電極は、単層膜に限らず、複数
の導電膜からなる多層膜であってもよい。
の導電膜からなる多層膜であってもよい。
【００１９】下地膜には４００℃以上、好ましくは５０
０℃以下の温度で熱処理を施すことが好ましい。この熱
処理により、下地膜の歪みを低減できる。熱処理は、特
に制限されないが、減圧雰囲気中またはＡｒ等の不活性
ガス雰囲気中において行うとよい。
０℃以下の温度で熱処理を施すことが好ましい。この熱
処理により、下地膜の歪みを低減できる。熱処理は、特
に制限されないが、減圧雰囲気中またはＡｒ等の不活性
ガス雰囲気中において行うとよい。
【００２０】下地膜の表面に、低角度でイオンミリング
やガスクラスターイオンビームを照射すると、この表面
の粗さを抑制できる。イオンビームの照射は、イオンビ
ームが下地膜の表面への入射角を５°〜２５°として行
うとよい。ここで、入射角は表面に垂直な方位を９０
°、表面に平行な方位を０°として定める。
やガスクラスターイオンビームを照射すると、この表面
の粗さを抑制できる。イオンビームの照射は、イオンビ
ームが下地膜の表面への入射角を５°〜２５°として行
うとよい。ここで、入射角は表面に垂直な方位を９０
°、表面に平行な方位を０°として定める。
【００２１】熱処理による結晶粒の成長等を考慮する
と、イオンビームの照射による平坦化処理は、熱処理の
後に行うとよい。イオンビームを処理する表面は、その
上に直接、強磁性層を形成する面であることが好ましい
が、他の層を介して強磁性層を支持する面であってもよ
い。
と、イオンビームの照射による平坦化処理は、熱処理の
後に行うとよい。イオンビームを処理する表面は、その
上に直接、強磁性層を形成する面であることが好ましい
が、他の層を介して強磁性層を支持する面であってもよ
い。
【００２２】単結晶基板を用いると、Ｒ１が低い素子が
得られやすい。ただし、単結晶基板を使用しなくても、
下部電極へのイオンビームの照射等により、Ｒ１が小さ
い素子が得られることはある。非磁性層の平坦性には、
非磁性層の界面近傍における強磁性層の組成も影響す
る。
得られやすい。ただし、単結晶基板を使用しなくても、
下部電極へのイオンビームの照射等により、Ｒ１が小さ
い素子が得られることはある。非磁性層の平坦性には、
非磁性層の界面近傍における強磁性層の組成も影響す
る。
【００２３】具体的には、一対の強磁性層と非磁性層と
の界面の少なくとも一方から２ｎｍの範囲、好ましくは
４ｎｍの範囲における当該界面に接する強磁性層の組成
を、下記式により表示される範囲とすると、Ｒ１が低い
磁気抵抗素子が得られやすい。
の界面の少なくとも一方から２ｎｍの範囲、好ましくは
４ｎｍの範囲における当該界面に接する強磁性層の組成
を、下記式により表示される範囲とすると、Ｒ１が低い
磁気抵抗素子が得られやすい。
【００２４】（ＦｅｘＣｏｙＮｉｚ）ｐＭ1ｑＭ2ｒＭ3
ｓＡｔただし、Ｍ1は、Ｔｃ、Ｒｅ、Ｒｕ、Ｏｓ、Ｒ
ｈ、Ｉｒ、Ｐｄ、Ｐｔ、Ｃｕ、ＡｇおよびＡｕから選ば
れる少なくとも１種の元素、好ましくはＩｒ、Ｐｄ、Ｐ
ｔであり、Ｍ2は、ＭｎおよびＣｒから選ばれる少なく
とも１種の元素であり、Ｍ3は、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、
Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｍｏ、Ｗ、Ａｌ、Ｓｉ、Ｇａ、Ｇｅ、
ＩｎおよびＳｎから選ばれる少なくとも１種の元素であ
り、Ａは、Ｂ、Ｃ、Ｎ、Ｏ、ＰおよびＳから選ばれる少
なくとも１種の元素である。
ｓＡｔただし、Ｍ1は、Ｔｃ、Ｒｅ、Ｒｕ、Ｏｓ、Ｒ
ｈ、Ｉｒ、Ｐｄ、Ｐｔ、Ｃｕ、ＡｇおよびＡｕから選ば
れる少なくとも１種の元素、好ましくはＩｒ、Ｐｄ、Ｐ
ｔであり、Ｍ2は、ＭｎおよびＣｒから選ばれる少なく
とも１種の元素であり、Ｍ3は、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、
Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｍｏ、Ｗ、Ａｌ、Ｓｉ、Ｇａ、Ｇｅ、
ＩｎおよびＳｎから選ばれる少なくとも１種の元素であ
り、Ａは、Ｂ、Ｃ、Ｎ、Ｏ、ＰおよびＳから選ばれる少
なくとも１種の元素である。
【００２５】また、ｘ、ｙ、ｚ、ｐ、ｑ、ｒ、ｓおよび
ｔは、それぞれ、０≦ｘ≦１００、０≦ｙ≦１００、０
≦ｚ≦１００、ｘ＋ｙ＋ｚ＝１００、４０≦ｐ≦９９．
７、０．３≦ｑ≦６０、０≦ｒ≦２０、０≦ｓ≦３０、
０≦ｔ≦２０、ｐ＋ｑ＋ｒ＋ｓ＋ｔ＝１００を満たす数
値である。
ｔは、それぞれ、０≦ｘ≦１００、０≦ｙ≦１００、０
≦ｚ≦１００、ｘ＋ｙ＋ｚ＝１００、４０≦ｐ≦９９．
７、０．３≦ｑ≦６０、０≦ｒ≦２０、０≦ｓ≦３０、
０≦ｔ≦２０、ｐ＋ｑ＋ｒ＋ｓ＋ｔ＝１００を満たす数
値である。
【００２６】上記式では、ｐ＋ｑ＋ｒ＝１００（ｓ＝
０，ｔ＝０）が成立してもよく、ｐ＋ｑ＝１００（さら
にｒ＝０）が成立してもよい。
０，ｔ＝０）が成立してもよく、ｐ＋ｑ＝１００（さら
にｒ＝０）が成立してもよい。
【００２７】元素Ｍ1が、非磁性層との界面近傍に含ま
れると、小さいＲ１が実現しやすくなる。元素Ｍ1の添
加により、３３０℃以上の熱処理後におけるＭＲ特性
は、熱処理前と比較して、むしろ向上することがあっ
た。現時点で、元素Ｍ1の作用は十分に明らかではな
い。しかし、これら元素は酸素等に対して触媒効果を有
するため、元素Ｍ1により非磁性層を構成する非磁性化
合物の結合状態が強化され、その結果、バリア特性等が
改善した可能性はある。
れると、小さいＲ１が実現しやすくなる。元素Ｍ1の添
加により、３３０℃以上の熱処理後におけるＭＲ特性
は、熱処理前と比較して、むしろ向上することがあっ
た。現時点で、元素Ｍ1の作用は十分に明らかではな
い。しかし、これら元素は酸素等に対して触媒効果を有
するため、元素Ｍ1により非磁性層を構成する非磁性化
合物の結合状態が強化され、その結果、バリア特性等が
改善した可能性はある。
【００２８】元素Ｍ1の含有量が６０ａｔ％を超えると
（ｑ＞６０）、強磁性層における強磁性体としての機能
が低下するため、ＭＲ特性は劣化する。元素Ｍ1の好ま
しい含有量は、３〜３０ａｔ％（３≦ｑ≦３０）であ
る。
（ｑ＞６０）、強磁性層における強磁性体としての機能
が低下するため、ＭＲ特性は劣化する。元素Ｍ1の好ま
しい含有量は、３〜３０ａｔ％（３≦ｑ≦３０）であ
る。
【００２９】元素Ｍ2は、酸化されやすく、かつ酸化さ
れると磁性を有する酸化物となる。元素Ｍ2は、反強磁
性層に使用されることがある。そして、熱処理により非
磁性層との界面近傍にまで拡散すると、界面近傍で酸化
物を形成し、特性を劣化させる可能性がある。しかし、
元素Ｍ2は、２０ａｔ％以下であれば（ｒ≦２０）、元
素Ｍ1とともに存在する限りにおいて、ＭＲ特性の著し
い劣化をもたらさない。特に、元素Ｍ2の含有量が元素
Ｍ1の含有量よりも少ない場合には（ｑ＞ｒ）、ＭＲ特
性は、劣化せず、むしろ向上する場合があった。元素Ｍ
1とともに添加された場合には（ｑ＞０，ｒ＞０）、熱
処理後におけるＭＲ特性の向上に元素Ｍ2が寄与してい
る可能性はある。
れると磁性を有する酸化物となる。元素Ｍ2は、反強磁
性層に使用されることがある。そして、熱処理により非
磁性層との界面近傍にまで拡散すると、界面近傍で酸化
物を形成し、特性を劣化させる可能性がある。しかし、
元素Ｍ2は、２０ａｔ％以下であれば（ｒ≦２０）、元
素Ｍ1とともに存在する限りにおいて、ＭＲ特性の著し
い劣化をもたらさない。特に、元素Ｍ2の含有量が元素
Ｍ1の含有量よりも少ない場合には（ｑ＞ｒ）、ＭＲ特
性は、劣化せず、むしろ向上する場合があった。元素Ｍ
1とともに添加された場合には（ｑ＞０，ｒ＞０）、熱
処理後におけるＭＲ特性の向上に元素Ｍ2が寄与してい
る可能性はある。
【００３０】磁気抵抗素子をデバイスに用いる場合に
は、ＭＲ特性以外にも、軟磁気特性、高周波特性等の磁
気特性も重要となる。この場合には、適宜、元素Ｍ3、
元素Ａを上記範囲内で添加するとよい。
は、ＭＲ特性以外にも、軟磁気特性、高周波特性等の磁
気特性も重要となる。この場合には、適宜、元素Ｍ3、
元素Ａを上記範囲内で添加するとよい。
【００３１】Ｆｅ、ＣｏおよびＮｉは、含有量の合計が
４０〜９９．７ａｔ％であれば、その比率に制限はな
い。ただし、これら３元素がすべて存在する場合は、０
＜ｘ＜１００、０＜ｙ＜１００、０＜ｚ≦９０（特に０
＜ｚ≦６５）が好適である。ＦｅとＣｏとの２成分系の
場合は（ｚ＝０）、５≦ｘ＜１００、０＜ｙ≦９５が好
適である。ＦｅとＮｉとの２成分系の場合は（ｙ＝
０）、５≦ｘ＜１００、０＜ｚ≦９５が好適である。
４０〜９９．７ａｔ％であれば、その比率に制限はな
い。ただし、これら３元素がすべて存在する場合は、０
＜ｘ＜１００、０＜ｙ＜１００、０＜ｚ≦９０（特に０
＜ｚ≦６５）が好適である。ＦｅとＣｏとの２成分系の
場合は（ｚ＝０）、５≦ｘ＜１００、０＜ｙ≦９５が好
適である。ＦｅとＮｉとの２成分系の場合は（ｙ＝
０）、５≦ｘ＜１００、０＜ｚ≦９５が好適である。
【００３２】組成の分析は、例えばＴＥＭによる局所組
成分析により行えばよい。非磁性層の下方の強磁性層に
ついては、非磁性層までで成膜を停止したモデル膜を用
いて分析してもよい。この場合は、モデル膜に対して所
定温度で熱処理を行った後、適宜、非磁性層をミリング
により除去し、オージェ光電子分光、ＸＰＳ組成分析等
の表面分析法により組成を測定すればよい。
成分析により行えばよい。非磁性層の下方の強磁性層に
ついては、非磁性層までで成膜を停止したモデル膜を用
いて分析してもよい。この場合は、モデル膜に対して所
定温度で熱処理を行った後、適宜、非磁性層をミリング
により除去し、オージェ光電子分光、ＸＰＳ組成分析等
の表面分析法により組成を測定すればよい。
【００３３】図２および図３に磁気抵抗素子の基本構造
を示す。この素子では、基板１上に、下部電極２、第１
強磁性層３、非磁性層４、第２強磁性層５および上部電
極６がこの順に積層されている。強磁性層／非磁性層／
強磁性層の積層体を挟持する一対の電極２、６の間は、
層間絶縁膜７により絶縁されている。
を示す。この素子では、基板１上に、下部電極２、第１
強磁性層３、非磁性層４、第２強磁性層５および上部電
極６がこの順に積層されている。強磁性層／非磁性層／
強磁性層の積層体を挟持する一対の電極２、６の間は、
層間絶縁膜７により絶縁されている。
【００３４】磁気抵抗素子の膜構成は、これに限らず、
図４〜図１１に示したように、他の層をさらに加えても
よい。なお、これらの図では、図示が省略されている
が、必要に応じ、下部電極が積層体の図示下方に、上部
電極が積層体の図示上方に配置される。これらの図に示
されていない層（例えば下地層や保護層）をさらに付加
しても構わない。
図４〜図１１に示したように、他の層をさらに加えても
よい。なお、これらの図では、図示が省略されている
が、必要に応じ、下部電極が積層体の図示下方に、上部
電極が積層体の図示上方に配置される。これらの図に示
されていない層（例えば下地層や保護層）をさらに付加
しても構わない。
【００３５】図４では、反強磁性層８が強磁性層３に接
するように形成されている。この素子では、反強磁性層
８との交換バイアス磁界により、強磁性層３は一方向異
方性を示し、その反転磁界が大きくなる。反強磁性層８
を付加することにより、この素子は、強磁性層３が固定
磁性層として、他方の強磁性層５が自由磁性層として機
能するスピンバルブ型の素子となる。
するように形成されている。この素子では、反強磁性層
８との交換バイアス磁界により、強磁性層３は一方向異
方性を示し、その反転磁界が大きくなる。反強磁性層８
を付加することにより、この素子は、強磁性層３が固定
磁性層として、他方の強磁性層５が自由磁性層として機
能するスピンバルブ型の素子となる。
【００３６】図５に示したように、自由磁性層５とし
て、一対の強磁性膜５１，５３が非磁性金属膜５２を挟
持する積層フェリを用いてもよい。
て、一対の強磁性膜５１，５３が非磁性金属膜５２を挟
持する積層フェリを用いてもよい。
【００３７】図６に示したように、デュアルスピンバル
ブ型の素子としてもよい。この素子では、自由磁性層５
を挟むように２つの固定磁性層３，３３が配置されてお
り、自由磁性層５と固定磁性層３，３３との間に非磁性
層４，３４が介在している。
ブ型の素子としてもよい。この素子では、自由磁性層５
を挟むように２つの固定磁性層３，３３が配置されてお
り、自由磁性層５と固定磁性層３，３３との間に非磁性
層４，３４が介在している。
【００３８】図７に示したように、デュアルスピンバル
ブ型の素子においても、固定磁性層３，３３を積層フェ
リ５１，５２，５３；７１，７２，７３としてもよい。
この素子では、固定磁性層３，３３に接するように、そ
れぞれ反強磁性層８，３８が配置されている。
ブ型の素子においても、固定磁性層３，３３を積層フェ
リ５１，５２，５３；７１，７２，７３としてもよい。
この素子では、固定磁性層３，３３に接するように、そ
れぞれ反強磁性層８，３８が配置されている。
【００３９】図８に示したように、図４に示した素子に
おいて、固定磁性層３として、一対の強磁性膜５１，５
３が非磁性金属膜５２を挟持する積層フェリを用いても
よい。
おいて、固定磁性層３として、一対の強磁性膜５１，５
３が非磁性金属膜５２を挟持する積層フェリを用いても
よい。
【００４０】図９に示したように、反強磁性層を用いな
い保磁力差型の素子としてもよい。ここでは、積層フェ
リ５１，５２，５３が固定磁性層３として用いられてい
る。
い保磁力差型の素子としてもよい。ここでは、積層フェ
リ５１，５２，５３が固定磁性層３として用いられてい
る。
【００４１】図１０に示したように、図８に示した素子
において、さらに自由磁性層５を積層フェリ７１，７
２，７３により構成してもよい。
において、さらに自由磁性層５を積層フェリ７１，７
２，７３により構成してもよい。
【００４２】図１１に示したように、反強磁性層８の両
側に、それぞれ、固定磁性層３（３３）、非磁性層４
（３４）、自由磁性層５（３５）を配置してもよい。こ
こでは、固定磁性層３（２３）として、積層フェリ５１
（７１），５２（７２），５３（７３）を用いた例が示
されている。
側に、それぞれ、固定磁性層３（３３）、非磁性層４
（３４）、自由磁性層５（３５）を配置してもよい。こ
こでは、固定磁性層３（２３）として、積層フェリ５１
（７１），５２（７２），５３（７３）を用いた例が示
されている。
【００４３】基板１としては、表面が絶縁された板状
体、例えば、熱酸化処理されたＳｉ基板、石英基板、サ
ファイア基板等を用いることができる。基板の表面は、
平滑であるほうがよいので、必要に応じ、ケモメカニカ
ルポリッシング（ＣＭＰ）等の平滑化処理を行ってもよ
い。基板の表面には、予め、ＭＯＳトランジスター等の
スイッチング素子を作製しておいてもよい。この場合
は、スイッチング素子上に絶縁層を形成し、この絶縁層
にコンタクトホールを形成して、上部に作製する磁気抵
抗素子との電気的接続を確保するとよい。
体、例えば、熱酸化処理されたＳｉ基板、石英基板、サ
ファイア基板等を用いることができる。基板の表面は、
平滑であるほうがよいので、必要に応じ、ケモメカニカ
ルポリッシング（ＣＭＰ）等の平滑化処理を行ってもよ
い。基板の表面には、予め、ＭＯＳトランジスター等の
スイッチング素子を作製しておいてもよい。この場合
は、スイッチング素子上に絶縁層を形成し、この絶縁層
にコンタクトホールを形成して、上部に作製する磁気抵
抗素子との電気的接続を確保するとよい。
【００４４】反強磁性層８には、Ｍｎ含有反強磁性体や
Ｃｒ含有反強磁性体を用いればよい。Ｍｎ含有反強磁性
体としては、例えばＰｔＭｎ，ＰｄＰｔＭｎ，ＦｅＭ
ｎ，ＩｒＭｎ，ＮｉＭｎが挙げられる。これらの反強磁
性体からは、熱処理により、元素Ｍ2が拡散する可能性
がある。従って、非磁性層の界面近傍における元素Ｍ2
の好ましい含有量（２０ａｔ％以下）を考慮すると、非
磁性層と反強磁性層との距離（図４におけるｄ）は、３
ｎｍ以上５０ｎｍ以下が適当である。
Ｃｒ含有反強磁性体を用いればよい。Ｍｎ含有反強磁性
体としては、例えばＰｔＭｎ，ＰｄＰｔＭｎ，ＦｅＭ
ｎ，ＩｒＭｎ，ＮｉＭｎが挙げられる。これらの反強磁
性体からは、熱処理により、元素Ｍ2が拡散する可能性
がある。従って、非磁性層の界面近傍における元素Ｍ2
の好ましい含有量（２０ａｔ％以下）を考慮すると、非
磁性層と反強磁性層との距離（図４におけるｄ）は、３
ｎｍ以上５０ｎｍ以下が適当である。
【００４５】多層膜を構成するその他の層にも、従来か
ら知られている各種材料を特に制限なく使用できる。
ら知られている各種材料を特に制限なく使用できる。
【００４６】例えば、非磁性層２には、素子の種類に応
じて、導電性ないし絶縁性の材料を用いればよい。ＣＰ
Ｐ−ＧＭＲ素子に用いる導電性非磁性層には、例えば、
Ｃｕ、Ａｕ、Ａｇ、Ｒｕ、Ｃｒおよびこれらの合金を用
いることができる。ＣＰＰ−ＧＭＲ素子における非磁性
層の好ましい膜厚は、１〜１０ｎｍである。ＴＭＲ素子
に用いるトンネル絶縁層に用いる材料にも特に制限はな
く、各種絶縁体または半導体を使用できるが、Ａｌの酸
化物、窒化物または酸窒化物が適している。ＴＭＲ素子
における非磁性層の好ましい膜厚は、０．８〜３ｎｍで
ある。
じて、導電性ないし絶縁性の材料を用いればよい。ＣＰ
Ｐ−ＧＭＲ素子に用いる導電性非磁性層には、例えば、
Ｃｕ、Ａｕ、Ａｇ、Ｒｕ、Ｃｒおよびこれらの合金を用
いることができる。ＣＰＰ−ＧＭＲ素子における非磁性
層の好ましい膜厚は、１〜１０ｎｍである。ＴＭＲ素子
に用いるトンネル絶縁層に用いる材料にも特に制限はな
く、各種絶縁体または半導体を使用できるが、Ａｌの酸
化物、窒化物または酸窒化物が適している。ＴＭＲ素子
における非磁性層の好ましい膜厚は、０．８〜３ｎｍで
ある。
【００４７】積層フェリを構成する非磁性膜の材料とし
ては、Ｃｒ、Ｃｕ、Ａｇ、Ａｕ、Ｒｕ、Ｉｒ、Ｒｅ、Ｏ
ｓならびにこれらの合金および酸化物が挙げられる。こ
の非磁性膜の好ましい膜厚は、材料により異なるが、
０．２〜１．２ｎｍである。
ては、Ｃｒ、Ｃｕ、Ａｇ、Ａｕ、Ｒｕ、Ｉｒ、Ｒｅ、Ｏ
ｓならびにこれらの合金および酸化物が挙げられる。こ
の非磁性膜の好ましい膜厚は、材料により異なるが、
０．２〜１．２ｎｍである。
【００４８】多層膜を構成する各層の成膜法にも特に制
限はなく、スパッタ法、ＭＢＥ（Molecular Beam Epita
xy）法、ＣＶＤ（Chemical Vapor Deposition）法、パ
ルスレーザーデポジション法、イオンビームスパッタ法
等の薄膜作製法を適用すればよい。微細加工法として
は、公知の微細加工法、例えば、コンタクトマスクやス
テッパを用いたフォトリソグラフィ法、ＥＢリソグラフ
ィ法、ＦＩＢ（FocusedIon Beam）加工法等を用いれば
よい。
限はなく、スパッタ法、ＭＢＥ（Molecular Beam Epita
xy）法、ＣＶＤ（Chemical Vapor Deposition）法、パ
ルスレーザーデポジション法、イオンビームスパッタ法
等の薄膜作製法を適用すればよい。微細加工法として
は、公知の微細加工法、例えば、コンタクトマスクやス
テッパを用いたフォトリソグラフィ法、ＥＢリソグラフ
ィ法、ＦＩＢ（FocusedIon Beam）加工法等を用いれば
よい。
【００４９】エッチング法としても、イオンミリングや
ＲＩＥ（Reactive Ion Etching）等公知の方法を用いれ
ばよい。
ＲＩＥ（Reactive Ion Etching）等公知の方法を用いれ
ばよい。
【００５０】従来の磁気抵抗素子においても、３００℃
程度までの熱処理であれば、熱処理の後にＭＲ特性が向
上することはあった。しかし、３００〜３５０℃以上の
熱処理の後にはＭＲ特性は劣化していた。本発明の磁気
抵抗素子は、従来の素子に対し、３３０℃以上の熱処理
後に優位な特性を示しうるが、３５０℃以上、４００℃
以上と熱処理温度が高くなるにつれ、処理後の特性の相
違は歴然たるものとなる。
程度までの熱処理であれば、熱処理の後にＭＲ特性が向
上することはあった。しかし、３００〜３５０℃以上の
熱処理の後にはＭＲ特性は劣化していた。本発明の磁気
抵抗素子は、従来の素子に対し、３３０℃以上の熱処理
後に優位な特性を示しうるが、３５０℃以上、４００℃
以上と熱処理温度が高くなるにつれ、処理後の特性の相
違は歴然たるものとなる。
【００５１】Ｓｉ半導体プロセスを組み合わせることを
考慮すると、熱処理温度としては４００℃付近を考慮す
る必要がある。本発明を適用すれば、４００℃の熱処理
に対しても、実用的な特性を示す素子を提供できる。
考慮すると、熱処理温度としては４００℃付近を考慮す
る必要がある。本発明を適用すれば、４００℃の熱処理
に対しても、実用的な特性を示す素子を提供できる。
【００５２】上記のとおり、本発明によれば、３３０℃
以上、さらには３５０℃以上の熱処理により、ＭＲ特性
を、当該熱処理前よりも相対的に向上させた磁気抵抗素
子を提供できる。
以上、さらには３５０℃以上の熱処理により、ＭＲ特性
を、当該熱処理前よりも相対的に向上させた磁気抵抗素
子を提供できる。
【００５３】熱処理によるＭＲ特性向上の原因は十分に
解明されていないが、熱処理によって、非磁性層のバリ
アとしての特性が改善した可能性はある。一般に、バリ
ア中の欠陥が減少すればＭＲ特性は良好になりうるし、
バリア高さが高くればＭＲ特性は良好になりうるからで
ある。熱処理によるＭＲ特性の向上は、非磁性層と強磁
性層との界面における化学結合状態の変化によりもたら
された可能性もある。いずれにしても、ＭＲ特性向上の
効果が３００℃を上回る高温の熱処理によっても得られ
たことは、磁気抵抗素子のデバイスへの応用を考慮する
と、極めて重要である。
解明されていないが、熱処理によって、非磁性層のバリ
アとしての特性が改善した可能性はある。一般に、バリ
ア中の欠陥が減少すればＭＲ特性は良好になりうるし、
バリア高さが高くればＭＲ特性は良好になりうるからで
ある。熱処理によるＭＲ特性の向上は、非磁性層と強磁
性層との界面における化学結合状態の変化によりもたら
された可能性もある。いずれにしても、ＭＲ特性向上の
効果が３００℃を上回る高温の熱処理によっても得られ
たことは、磁気抵抗素子のデバイスへの応用を考慮する
と、極めて重要である。
【００５４】界面近傍における強磁性層の組成は、熱処
理する温度において、単一の相を形成する組成が適して
いる。
理する温度において、単一の相を形成する組成が適して
いる。
【００５５】界面における組成と同じ組成を有する合金
を、通常の鋳造法で鋳込み、さらに不活性ガス中におい
て３５０℃〜４５０℃で２４時間熱処理をした。この合
金をほぼ半分に切断し、断面を研磨し、さらに表面をエ
ッチングした。この表面の粒状態を、金属顕微鏡および
電子顕微鏡で観察した。また、上記の組成分析法やＥＤ
Ｘにより組成分布を評価した。その結果、適用した熱処
理温度で不均一な相を示す組成を用いると、長時間の熱
処理により、ＭＲ特性が劣化する確率が高いことが確認
できた。
を、通常の鋳造法で鋳込み、さらに不活性ガス中におい
て３５０℃〜４５０℃で２４時間熱処理をした。この合
金をほぼ半分に切断し、断面を研磨し、さらに表面をエ
ッチングした。この表面の粒状態を、金属顕微鏡および
電子顕微鏡で観察した。また、上記の組成分析法やＥＤ
Ｘにより組成分布を評価した。その結果、適用した熱処
理温度で不均一な相を示す組成を用いると、長時間の熱
処理により、ＭＲ特性が劣化する確率が高いことが確認
できた。
【００５６】バルクと薄膜とでは、界面の効果等によ
り、相の安定状態は異なるが、強磁性層の界面近傍の組
成、具体的には上記式により示される組成は、３３０℃
以上である所定の熱処理温度において、単一の相を形成
するものであることが好ましい。
り、相の安定状態は異なるが、強磁性層の界面近傍の組
成、具体的には上記式により示される組成は、３３０℃
以上である所定の熱処理温度において、単一の相を形成
するものであることが好ましい。
【００５７】
【実施例】（実施例１−１）単結晶ＭｇＯ（１００）基
板上に、下部電極として、膜厚１００ｎｍのＰｔ膜をＭ
ＢＥにより蒸着し、そのまま真空中において４００℃３
時間で熱処理した。次いで、基板に対する入射角が１０
〜１５°となるように、イオンガンを用いてＡｒイオン
を照射し、表面クリーニングおよび平坦化処理を行っ
た。
板上に、下部電極として、膜厚１００ｎｍのＰｔ膜をＭ
ＢＥにより蒸着し、そのまま真空中において４００℃３
時間で熱処理した。次いで、基板に対する入射角が１０
〜１５°となるように、イオンガンを用いてＡｒイオン
を照射し、表面クリーニングおよび平坦化処理を行っ
た。
【００５８】次いで、Ｐｔ膜上に、膜厚８ｎｍのＮｉＦ
ｅ膜をＲＦマグネトロンスパッタ法により成膜した。さ
らに、ＤＣマグネトロンスパッタ法で成膜したＡｌ膜
を、真空チャンバー内に純酸素を導入することにより酸
化して、ＡｌＯxバリアを作製した。引き続き、膜厚１
０ｎｍのＦｅ50Ｃｏ50膜をＲＦマグネトロンスパッタ法
により成膜した。こうして、下部電極上に、強磁性層／
非磁性層／強磁性層（NiFe(8)／AlOx(1.2）／Fe50Co
50(10)）からなる積層体を形成した。ここで、カッコ内
の数値は、単位をｎｍとする膜厚である（以下、同
様）。
ｅ膜をＲＦマグネトロンスパッタ法により成膜した。さ
らに、ＤＣマグネトロンスパッタ法で成膜したＡｌ膜
を、真空チャンバー内に純酸素を導入することにより酸
化して、ＡｌＯxバリアを作製した。引き続き、膜厚１
０ｎｍのＦｅ50Ｃｏ50膜をＲＦマグネトロンスパッタ法
により成膜した。こうして、下部電極上に、強磁性層／
非磁性層／強磁性層（NiFe(8)／AlOx(1.2）／Fe50Co
50(10)）からなる積層体を形成した。ここで、カッコ内
の数値は、単位をｎｍとする膜厚である（以下、同
様）。
【００５９】さらに、フォトリソグラフィ法によるパタ
ーニングとイオンミリングエッチングにより、図１およ
び図２に示したと同様の構造を有する複数の磁気抵抗素
子を作製した。なお、上部電極にはＣｕ膜をＤＣマグネ
トロンスパッタ法により、層間絶縁膜にはＳｉＯ2膜を
イオンビームスパッタ法により、それぞれ成膜した。
ーニングとイオンミリングエッチングにより、図１およ
び図２に示したと同様の構造を有する複数の磁気抵抗素
子を作製した。なお、上部電極にはＣｕ膜をＤＣマグネ
トロンスパッタ法により、層間絶縁膜にはＳｉＯ2膜を
イオンビームスパッタ法により、それぞれ成膜した。
【００６０】これら磁気抵抗素子について、磁界を印加
しながら直流四端子法により抵抗を測定することにより
ＭＲ変化率を測定した。ＭＲ変化率は、２６０℃１時間
熱処理後、３００℃１時間熱処理後、３５０℃１時間熱
処理後、４００℃１時間熱処理後にも測定した。また、
ＭＲ変化率の測定の後、各素子についてＲ１を測定し
た。結果を表１Ａに示す。
しながら直流四端子法により抵抗を測定することにより
ＭＲ変化率を測定した。ＭＲ変化率は、２６０℃１時間
熱処理後、３００℃１時間熱処理後、３５０℃１時間熱
処理後、４００℃１時間熱処理後にも測定した。また、
ＭＲ変化率の測定の後、各素子についてＲ１を測定し
た。結果を表１Ａに示す。
【００６１】
【表１】
【００６２】（実施例１−２）ＮｉＦｅ膜に代えて、膜
厚６ｎｍのＮｉＦｅ膜と膜厚２ｎｍのＦｅ80Ｐｔ20膜と
の積層体を用いた以外は、実施例１−１と同様にして、
複数の磁気抵抗素子を作製した。これらの素子は、NiFe
(6)／Fe80Pt20(2)／AlOx（1.2）／Fe50Co50(10)により
表示できる積層体を含んでいる。これらの磁気抵抗素子
について、上記と同様にしてＭＲ変化率およびＲ１を測
定した。結果を表１Ｂに示す。
厚６ｎｍのＮｉＦｅ膜と膜厚２ｎｍのＦｅ80Ｐｔ20膜と
の積層体を用いた以外は、実施例１−１と同様にして、
複数の磁気抵抗素子を作製した。これらの素子は、NiFe
(6)／Fe80Pt20(2)／AlOx（1.2）／Fe50Co50(10)により
表示できる積層体を含んでいる。これらの磁気抵抗素子
について、上記と同様にしてＭＲ変化率およびＲ１を測
定した。結果を表１Ｂに示す。
【００６３】
【表２】
【００６４】（比較例）比較のために、電極の熱処理と
イオンガンを用いた処理を行わなかった以外は、実施例
１−１と同様にして、複数の磁気抵抗素子を作製した。
これらの磁気抵抗素子について、上記と同様にしてＭＲ
変化率およびＲ１を測定した。結果を表１Ｃに示す。
イオンガンを用いた処理を行わなかった以外は、実施例
１−１と同様にして、複数の磁気抵抗素子を作製した。
これらの磁気抵抗素子について、上記と同様にしてＭＲ
変化率およびＲ１を測定した。結果を表１Ｃに示す。
【００６５】
【表３】
【００６６】下部電極の表面処理を行わない従来の方法
では（表１Ｃ）、３００℃を超える熱処理の後には、Ｒ
１はすべて２０ｎｍを超えた。
では（表１Ｃ）、３００℃を超える熱処理の後には、Ｒ
１はすべて２０ｎｍを超えた。
【００６７】非磁性層近傍の磁性層にＰｔを加えると
（表１Ｂ）、Ｐｔを加えない場合（表１Ａ）と比較し
て、熱処理によるＲ１の増加が抑制されることが確認で
きる。また、Ｐｔを加えることにより、Ｒ１が同じ範囲
であってもＭＲ変化率は向上した。
（表１Ｂ）、Ｐｔを加えない場合（表１Ａ）と比較し
て、熱処理によるＲ１の増加が抑制されることが確認で
きる。また、Ｐｔを加えることにより、Ｒ１が同じ範囲
であってもＭＲ変化率は向上した。
【００６８】（実施例１−３）基板としてＳｉ熱酸化処
理基板を、下部電極として膜厚１００ｎｍのＣｕ膜と膜
厚５ｎｍのＴａ膜を、強磁性層／非磁性層／強磁性層の
積層体としてNiFe(8)／Co75Fe25(2)／BN(2.0)／Fe50Co
50(5)を用いた以外は、実施例１−１と同様にして複数
の磁気抵抗素子を作製した。なお、Ｃｕ膜およびＴａ膜
はＲＦマグネトロンスパッタリング法により、ＮｉＦｅ
膜およびＣｏ75Ｆｅ25膜はそれぞれＤＣおよびＲＦマグ
ネトロンスパッタリング法により、ＢＮ膜は反応性蒸着
法により、Ｆｅ50Ｃｏ50膜はＲＦマグネトロンスパッタ
リング法により、それぞれ成膜した。
理基板を、下部電極として膜厚１００ｎｍのＣｕ膜と膜
厚５ｎｍのＴａ膜を、強磁性層／非磁性層／強磁性層の
積層体としてNiFe(8)／Co75Fe25(2)／BN(2.0)／Fe50Co
50(5)を用いた以外は、実施例１−１と同様にして複数
の磁気抵抗素子を作製した。なお、Ｃｕ膜およびＴａ膜
はＲＦマグネトロンスパッタリング法により、ＮｉＦｅ
膜およびＣｏ75Ｆｅ25膜はそれぞれＤＣおよびＲＦマグ
ネトロンスパッタリング法により、ＢＮ膜は反応性蒸着
法により、Ｆｅ50Ｃｏ50膜はＲＦマグネトロンスパッタ
リング法により、それぞれ成膜した。
【００６９】これらの磁気抵抗素子について、上記と同
様にしてＭＲ変化率およびＲ１を測定した。結果を表２
に示す。
様にしてＭＲ変化率およびＲ１を測定した。結果を表２
に示す。
【００７０】
【表４】
【００７１】（実施例１−４）基板としてＳｉ熱酸化処
理基板を、下部電極として膜厚２００ｎｍのＣｕ膜と膜
厚３ｎｍのＴｉＮ膜を、強磁性層／非磁性層／強磁性層
の積層体として、NiFe(8)／Co75Fe25(2)／AlOx(2.0)／F
e50Co50(5)を用いた以外は、実施例１−１と同様にして
複数の磁気抵抗素子を作製した。なお、ＡｌＯｘ膜はプ
ラズマ酸化により形成した。
理基板を、下部電極として膜厚２００ｎｍのＣｕ膜と膜
厚３ｎｍのＴｉＮ膜を、強磁性層／非磁性層／強磁性層
の積層体として、NiFe(8)／Co75Fe25(2)／AlOx(2.0)／F
e50Co50(5)を用いた以外は、実施例１−１と同様にして
複数の磁気抵抗素子を作製した。なお、ＡｌＯｘ膜はプ
ラズマ酸化により形成した。
【００７２】これらの磁気抵抗素子について、上記と同
様にしてＭＲ変化率およびＲ１を測定した。結果を表３
に示す。
様にしてＭＲ変化率およびＲ１を測定した。結果を表３
に示す。
【００７３】
【表５】
【００７４】さらに、強磁性層として、Ｃｏ70Ｆｅ30、
Ｃｏ90Ｆｅ10、Ｎｉ60Ｆｅ40、センダスト、Ｆｅ50Ｃｏ
25Ｎｉ25、Ｃｏ70Ｆｅ5Ｓｉ15Ｂ10等をそのままあるい
は多層化して用いても、非磁性層として、反応性蒸着に
よるＡｌ2Ｏ3、ＡｌＮ；プラズマ反応によるＡｌＮ；自
然酸化または窒化によるＴａＯ、ＴａＮ、ＡｌＮ等を用
いても、基本的には同様の結果が得られた。
Ｃｏ90Ｆｅ10、Ｎｉ60Ｆｅ40、センダスト、Ｆｅ50Ｃｏ
25Ｎｉ25、Ｃｏ70Ｆｅ5Ｓｉ15Ｂ10等をそのままあるい
は多層化して用いても、非磁性層として、反応性蒸着に
よるＡｌ2Ｏ3、ＡｌＮ；プラズマ反応によるＡｌＮ；自
然酸化または窒化によるＴａＯ、ＴａＮ、ＡｌＮ等を用
いても、基本的には同様の結果が得られた。
【００７５】また、図４〜図１１に示したような構造の
磁気抵抗素子においても、基本的には同様の結果が得ら
れた。なお、非磁性層による接合（トンネルジャンクシ
ョン）が複数存在する素子では、最大のＲ１をその素子
のＲ１とした。これらの素子において、反強磁性層とし
ては、ＣｒＭｎＰｔ（膜厚２０〜３０ｎｍ）、Ｔｂ25Ｃ
ｏ75（１０〜２０ｎｍ）、ＰｔＭｎ（２０〜３０ｎ
ｍ）、ＩｒＭｎ（１０〜３０ｎｍ）、ＰｄＰｔＭｎ（１
５〜３０ｎｍ）等を、非磁性金属膜としてはＲｕ（膜厚
０．７〜０．９ｎｍ）、Ｉｒ（０．３〜０．５ｎｍ）、
Ｒｈ（０．４〜０．９ｎｍ）等をそれぞれ用いた。
磁気抵抗素子においても、基本的には同様の結果が得ら
れた。なお、非磁性層による接合（トンネルジャンクシ
ョン）が複数存在する素子では、最大のＲ１をその素子
のＲ１とした。これらの素子において、反強磁性層とし
ては、ＣｒＭｎＰｔ（膜厚２０〜３０ｎｍ）、Ｔｂ25Ｃ
ｏ75（１０〜２０ｎｍ）、ＰｔＭｎ（２０〜３０ｎ
ｍ）、ＩｒＭｎ（１０〜３０ｎｍ）、ＰｄＰｔＭｎ（１
５〜３０ｎｍ）等を、非磁性金属膜としてはＲｕ（膜厚
０．７〜０．９ｎｍ）、Ｉｒ（０．３〜０．５ｎｍ）、
Ｒｈ（０．４〜０．９ｎｍ）等をそれぞれ用いた。
【００７６】（実施例２）実施例１から、非磁性層近傍
の磁性層の組成により、ＭＲ変化率が変化することが確
認できた。そこで、本実施例では、実施例１と同様の成
膜法及び加工法を用いて作製した磁気抵抗素子につい
て、強磁性層の組成とＭＲ変化率との関係を測定した。
の磁性層の組成により、ＭＲ変化率が変化することが確
認できた。そこで、本実施例では、実施例１と同様の成
膜法及び加工法を用いて作製した磁気抵抗素子につい
て、強磁性層の組成とＭＲ変化率との関係を測定した。
【００７７】強磁性層の組成は、オージェ光電子分光、
ＳＩＭＳ及びＸＰＳにより分析した。図１２（ａ）〜
（ｄ）に示したように、組成は、層の界面近傍および層
の中心において測定した。界面の近傍では、界面から２
ｎｍの範囲を測定対象とした。層の中心においても厚さ
方向の中心を含む２ｎｍの範囲を測定対象とした。図１
２（ａ）〜（ｄ）に示した「組成１」〜「組成９」は、
以下に示す各表における表示に対応している。また、図
１２（ａ）〜（ｄ）に示した素子の構造は、各表におけ
る素子タイプａ）〜ｄ）にそれぞれ対応している。
ＳＩＭＳ及びＸＰＳにより分析した。図１２（ａ）〜
（ｄ）に示したように、組成は、層の界面近傍および層
の中心において測定した。界面の近傍では、界面から２
ｎｍの範囲を測定対象とした。層の中心においても厚さ
方向の中心を含む２ｎｍの範囲を測定対象とした。図１
２（ａ）〜（ｄ）に示した「組成１」〜「組成９」は、
以下に示す各表における表示に対応している。また、図
１２（ａ）〜（ｄ）に示した素子の構造は、各表におけ
る素子タイプａ）〜ｄ）にそれぞれ対応している。
【００７８】なお、非磁性層としては、ＩＣＰマグネト
ロンスパッタ法により成膜したＡｌ膜を、純酸素と高純
度Ａｒとの混合ガスをチャンバー内に導入して酸化した
Ａｌ 2Ｏ3膜（膜厚１．０〜２ｎｍ）を用いた。非磁性金
属層としてはＲｕ膜（０．７〜０．９ｎｍ）を、反強磁
性層としてはＰｄＰｔＭｎ（１５〜３０ｎｍ）をそれぞ
れ用いた。
ロンスパッタ法により成膜したＡｌ膜を、純酸素と高純
度Ａｒとの混合ガスをチャンバー内に導入して酸化した
Ａｌ 2Ｏ3膜（膜厚１．０〜２ｎｍ）を用いた。非磁性金
属層としてはＲｕ膜（０．７〜０．９ｎｍ）を、反強磁
性層としてはＰｄＰｔＭｎ（１５〜３０ｎｍ）をそれぞ
れ用いた。
【００７９】また、いくつかの磁気抵抗素子において
は、強磁性層の組成や組成比が層の厚さ方向に変化する
ように成膜した。この成膜は、各ターゲットへの印加電
圧の調整等によって行った。
は、強磁性層の組成や組成比が層の厚さ方向に変化する
ように成膜した。この成膜は、各ターゲットへの印加電
圧の調整等によって行った。
【００８０】
【表６】
【００８１】
【表７】
【００８２】
【表８】
【００８３】
【表９】
【００８４】表４ａ）のサンプル１〜８により、０．３
〜６０ａｔ％のＰｔの添加により３００℃以上の熱処理
後のＭＲ特性は、Ｐｔを添加しないサンプルと比較し
て、向上したことが確認できる。特に、３〜３０ａｔ％
程度の添加により、３００℃以上の熱処理によってＭＲ
特性は向上する傾向にあった。この傾向は、表４ａ）の
Ｃｏ75Ｆｅ25を、Ｃｏ90Ｆｅ10、Ｃｏ50Ｆｅ50、Ｎｉ60
Ｆｅ40、Ｆｅ50Ｃｏ25Ｎｉ25に置き換えた場合、Ｎｉ80
Ｆｅ20を、センダスト、Ｃｏ90Ｆｅ10に置き換えた場
合、にも同様に確認できた。また、Ｐｔを、Ｒｅ、Ｒ
ｕ、Ｏｓ、Ｒｈ、Ｉｒ、Ｐｄ、Ａｕに置き換えた場合に
も同様に確認できた。
〜６０ａｔ％のＰｔの添加により３００℃以上の熱処理
後のＭＲ特性は、Ｐｔを添加しないサンプルと比較し
て、向上したことが確認できる。特に、３〜３０ａｔ％
程度の添加により、３００℃以上の熱処理によってＭＲ
特性は向上する傾向にあった。この傾向は、表４ａ）の
Ｃｏ75Ｆｅ25を、Ｃｏ90Ｆｅ10、Ｃｏ50Ｆｅ50、Ｎｉ60
Ｆｅ40、Ｆｅ50Ｃｏ25Ｎｉ25に置き換えた場合、Ｎｉ80
Ｆｅ20を、センダスト、Ｃｏ90Ｆｅ10に置き換えた場
合、にも同様に確認できた。また、Ｐｔを、Ｒｅ、Ｒ
ｕ、Ｏｓ、Ｒｈ、Ｉｒ、Ｐｄ、Ａｕに置き換えた場合に
も同様に確認できた。
【００８５】表４ｂ）のサンプル９〜１６により、Ｐｔ
とＰｄを２：１の比率で合計０．３〜６０ａｔ％、特に
３〜３０ａｔ％、添加することにより、３００℃以上の
熱処理後のＭＲ特性が、添加しないサンプルと比較し
て、向上したことが確認できる。
とＰｄを２：１の比率で合計０．３〜６０ａｔ％、特に
３〜３０ａｔ％、添加することにより、３００℃以上の
熱処理後のＭＲ特性が、添加しないサンプルと比較し
て、向上したことが確認できる。
【００８６】添加する元素の比を、２：１から、１０：
１、６：１、３：１、１：１、１：２、１：３、１：
６、１：１０に変えても、同様の傾向が得られた。ま
た、（Ｐｔ、Ｐｄ）のＰｔをＴｃ、Ｒｅ、Ｒｕ、Ｒｈ、
Ｃｕ、Ａｇに、ＰｄをＯｓ、Ｉｒ、Ａｕにそれぞれ変え
ても、即ち（Ｐｔ、Ｐｄ）を含めて合計２８通りの元素
の組み合わせにおいても、同様の傾向が得られた。ま
た、Ｎｉ60Ｆｅ40を、Ｃｏ75Ｆｅ25、Ｆｅ50Ｃｏ25Ｎｉ
25に置き換えた場合、Ｎｉ80Ｆｅ20を、センダスト、Ｃ
ｏ90Ｆｅ10に置き換えた場合、にも同様の傾向が得られ
た。
１、６：１、３：１、１：１、１：２、１：３、１：
６、１：１０に変えても、同様の傾向が得られた。ま
た、（Ｐｔ、Ｐｄ）のＰｔをＴｃ、Ｒｅ、Ｒｕ、Ｒｈ、
Ｃｕ、Ａｇに、ＰｄをＯｓ、Ｉｒ、Ａｕにそれぞれ変え
ても、即ち（Ｐｔ、Ｐｄ）を含めて合計２８通りの元素
の組み合わせにおいても、同様の傾向が得られた。ま
た、Ｎｉ60Ｆｅ40を、Ｃｏ75Ｆｅ25、Ｆｅ50Ｃｏ25Ｎｉ
25に置き換えた場合、Ｎｉ80Ｆｅ20を、センダスト、Ｃ
ｏ90Ｆｅ10に置き換えた場合、にも同様の傾向が得られ
た。
【００８７】表４ｃ）のサンプル１７〜２４により、Ｉ
ｒ、Ｐｄ、Ｒｈを２：１：１の比率で添加しても、表４
ａ）、ｂ）と同様、ＭＲ特性が向上したことが確認でき
る。この傾向は、Ｉｒを１として、Ｐｄ、Ｒｈそれぞれ
を０．０１〜１００の範囲で含有比率を変化させたとき
にも同様に確認できた。また、Ｃｏ90Ｆｅ10を、Ｎｉ 80
Ｆｅ20、Ｎｉ65Ｆｅ25Ｃｏ10、Ｃｏ60Ｆｅ20Ｎｉ20に置
き換えた場合、Co75Ｆｅ25を、Ｃｏ50Ｆｅ50、Ｆｅ60Ｎ
ｉ40、Ｆｅ50Ｎｉ50に置き換えた場合、にも同様の傾向
が得られた。
ｒ、Ｐｄ、Ｒｈを２：１：１の比率で添加しても、表４
ａ）、ｂ）と同様、ＭＲ特性が向上したことが確認でき
る。この傾向は、Ｉｒを１として、Ｐｄ、Ｒｈそれぞれ
を０．０１〜１００の範囲で含有比率を変化させたとき
にも同様に確認できた。また、Ｃｏ90Ｆｅ10を、Ｎｉ 80
Ｆｅ20、Ｎｉ65Ｆｅ25Ｃｏ10、Ｃｏ60Ｆｅ20Ｎｉ20に置
き換えた場合、Co75Ｆｅ25を、Ｃｏ50Ｆｅ50、Ｆｅ60Ｎ
ｉ40、Ｆｅ50Ｎｉ50に置き換えた場合、にも同様の傾向
が得られた。
【００８８】さらに、元素の組み合わせとして、（Ｉ
ｒ、Ｐｄ、Ｒｈ）に代えて、（Ｔｃ、Ｒｅ、Ａｇ）、
（Ｒｕ、Ｏｓ、Ｉｒ）、（Ｒｈ、Ｉｒ、Ｐｔ）、（Ｐ
ｄ、Ｐｔ、Ｃｕ）、（Ｃｕ、Ａｇ、Ａｕ）、（Ｒｅ、Ｒ
ｕ、Ｏｓ）、（Ｒｕ、Ｒｈ、Ｐｄ）、（Ｉｒ、Ｐｔ、Ｃ
ｕ）、（Ｒｅ、Ｉｒ、Ａｇ）を用いた場合においても、
同様の傾向が得られた。
ｒ、Ｐｄ、Ｒｈ）に代えて、（Ｔｃ、Ｒｅ、Ａｇ）、
（Ｒｕ、Ｏｓ、Ｉｒ）、（Ｒｈ、Ｉｒ、Ｐｔ）、（Ｐ
ｄ、Ｐｔ、Ｃｕ）、（Ｃｕ、Ａｇ、Ａｕ）、（Ｒｅ、Ｒ
ｕ、Ｏｓ）、（Ｒｕ、Ｒｈ、Ｐｄ）、（Ｉｒ、Ｐｔ、Ｃ
ｕ）、（Ｒｅ、Ｉｒ、Ａｇ）を用いた場合においても、
同様の傾向が得られた。
【００８９】表４ｄ）のサンプル２５〜３２において
も、表４ａ）〜ｃ）と同様の傾向が得られた。これらの
サンプルの一部では、熱処理後に反強磁性層からＭｎが
拡散していることが確認できた。しかし、このＭｎの拡
散は、Ｐｔの添加により抑制されている。これは、Ｐｔ
の添加によって、非磁性層の界面におけるＭｎの濃度を
制御できることを示している。なお、ＰｔをＴｃ、Ｒ
ｕ、Ｏｓ、Ｒｈ、Ｉｒ、Ｐｄ、Ｃｕ、Ａｇに代えても、
同様の傾向が得られた。さらに、上記で述べた組成に強
磁性層を変更しても、同様の傾向が得られた。
も、表４ａ）〜ｃ）と同様の傾向が得られた。これらの
サンプルの一部では、熱処理後に反強磁性層からＭｎが
拡散していることが確認できた。しかし、このＭｎの拡
散は、Ｐｔの添加により抑制されている。これは、Ｐｔ
の添加によって、非磁性層の界面におけるＭｎの濃度を
制御できることを示している。なお、ＰｔをＴｃ、Ｒ
ｕ、Ｏｓ、Ｒｈ、Ｉｒ、Ｐｄ、Ｃｕ、Ａｇに代えても、
同様の傾向が得られた。さらに、上記で述べた組成に強
磁性層を変更しても、同様の傾向が得られた。
【００９０】
【表１０】
【００９１】
【表１１】
【００９２】
【表１２】
【００９３】
【表１３】
【００９４】
【表１４】
【００９５】
【表１５】
【００９６】
【表１６】
【００９７】
【表１７】
【００９８】
【表１８】
【００９９】
【表１９】
【０１００】
【表２０】
【０１０１】
【表２１】
【０１０２】
【表２２】
【０１０３】
【表２３】
【０１０４】
【表２４】
【０１０５】
【表２５】
【０１０６】
【表２６】
【０１０７】
【表２７】
【０１０８】
【表２８】
【０１０９】表５ａ）に示したサンプルには、非磁性層
の界面近傍にＲｅを添加した。表５ａ）によると、Ｒｅ
の濃度は、３〜３０ａｔ％が好ましい。しかし、ここで
は、Ｍｎの拡散は抑制されていない。この原因の一つ
は、反強磁性層との界面付近にＲｅが添加されていない
ためである。Ｒｅに代えて、Ｒｕ、Ｏｓ、Ｒｈ、Ｉｒ、
Ｐｄ、Ｐｔ、Ｃｕ、Ａｕ等を用いても同様の傾向が得ら
れた。また、強磁性層を上記で述べた組成に変えても同
様の傾向が得られた。
の界面近傍にＲｅを添加した。表５ａ）によると、Ｒｅ
の濃度は、３〜３０ａｔ％が好ましい。しかし、ここで
は、Ｍｎの拡散は抑制されていない。この原因の一つ
は、反強磁性層との界面付近にＲｅが添加されていない
ためである。Ｒｅに代えて、Ｒｕ、Ｏｓ、Ｒｈ、Ｉｒ、
Ｐｄ、Ｐｔ、Ｃｕ、Ａｕ等を用いても同様の傾向が得ら
れた。また、強磁性層を上記で述べた組成に変えても同
様の傾向が得られた。
【０１１０】表５ｂ）に示したサンプルでは、非磁性層
の両側に別の元素が添加されている。この場合にも同様
の効果が得られた。表５ｂ）のＲｕを、Ｔｃ、Ｒｅ、Ｒ
ｈ、Ｉｒ、Ｐｄ、Ｐｔ、Ａｇ、Ａｕに、ＯｓをＴｃ、Ｒ
ｅ、Ｒｈ、Ｉｒ、Ｐｄ、Ｐｔ、Ｃｕ、Ａｕにそれぞれ変
えても、同様の効果が得られた。ここでも、強磁性層を
上記で述べた組成に変えたが、やはり同様の傾向が得ら
れた。
の両側に別の元素が添加されている。この場合にも同様
の効果が得られた。表５ｂ）のＲｕを、Ｔｃ、Ｒｅ、Ｒ
ｈ、Ｉｒ、Ｐｄ、Ｐｔ、Ａｇ、Ａｕに、ＯｓをＴｃ、Ｒ
ｅ、Ｒｈ、Ｉｒ、Ｐｄ、Ｐｔ、Ｃｕ、Ａｕにそれぞれ変
えても、同様の効果が得られた。ここでも、強磁性層を
上記で述べた組成に変えたが、やはり同様の傾向が得ら
れた。
【０１１１】表５ｃ）に示したサンプルでは、非磁性層
の界面の一方にのみＰｔ、Ｃｕが添加されている。この
場合にも同様の傾向が得られた。表の（Ｐｔ、Ｃｕ）
を、Ｔｃ、Ｒｅ、Ｒｈ、Ｉｒ、Ｐｄ、Ｐｔ、Ａｇ、Ａ
ｕ、（Ｒｕ、Ｉｒ）、（Ｐｔ、Ｐｄ）、（Ｐｔ、Ａ
ｕ）、（Ｉｒ、Ｒｈ）、（Ｒｕ、Ｐｄ）、（Ｔｃ、Ｒ
ｅ、Ａｇ）、（Ｒｕ、Ｏｓ、Ｉｒ）、（Ｒｈ、Ｉｒ、Ｐ
ｔ）、（Ｐｄ、Ｐｔ、Ｃｕ）、（Ｃｕ、Ａｇ、Ａｕ）、
（Ｒｅ、Ｒｕ、Ｏｓ）、（Ｒｕ、Ｒｈ、Ｐｄ）、（Ｉ
ｒ、Ｐｔ、Ｃｕ）、（Ｒｅ、Ｉｒ、Ａｇ）に変えても同
様の傾向が得られた。強磁性層を上記で述べた組成に変
えたが、ここでも同様の傾向が得られた。
の界面の一方にのみＰｔ、Ｃｕが添加されている。この
場合にも同様の傾向が得られた。表の（Ｐｔ、Ｃｕ）
を、Ｔｃ、Ｒｅ、Ｒｈ、Ｉｒ、Ｐｄ、Ｐｔ、Ａｇ、Ａ
ｕ、（Ｒｕ、Ｉｒ）、（Ｐｔ、Ｐｄ）、（Ｐｔ、Ａ
ｕ）、（Ｉｒ、Ｒｈ）、（Ｒｕ、Ｐｄ）、（Ｔｃ、Ｒ
ｅ、Ａｇ）、（Ｒｕ、Ｏｓ、Ｉｒ）、（Ｒｈ、Ｉｒ、Ｐ
ｔ）、（Ｐｄ、Ｐｔ、Ｃｕ）、（Ｃｕ、Ａｇ、Ａｕ）、
（Ｒｅ、Ｒｕ、Ｏｓ）、（Ｒｕ、Ｒｈ、Ｐｄ）、（Ｉ
ｒ、Ｐｔ、Ｃｕ）、（Ｒｅ、Ｉｒ、Ａｇ）に変えても同
様の傾向が得られた。強磁性層を上記で述べた組成に変
えたが、ここでも同様の傾向が得られた。
【０１１２】表５ｄ）〜表８ａ）にＭｎとＰｔを添加し
たときの結果を示す。表５ｄ）はＭｎ添加０ａｔ％に対
応する。表６ａ）〜表８ａ）は、Ｍｎを０．２、０．
５、１、２、５、８、１２、１９、２２ａｔ％添加した
ときにＰｔの添加量を変化させたときの結果を示したも
のである。
たときの結果を示す。表５ｄ）はＭｎ添加０ａｔ％に対
応する。表６ａ）〜表８ａ）は、Ｍｎを０．２、０．
５、１、２、５、８、１２、１９、２２ａｔ％添加した
ときにＰｔの添加量を変化させたときの結果を示したも
のである。
【０１１３】Ｐｔが少ない領域では反強磁性層からの拡
散によるＭｎが界面にわずかに存在するが、Ｐｔ添加に
より拡散が制御されていることが確認できる。
散によるＭｎが界面にわずかに存在するが、Ｐｔ添加に
より拡散が制御されていることが確認できる。
【０１１４】表８ｂ）〜ｄ）には、複数の非磁性層を有
する素子についての測定結果が示されている。非磁性層
によるバリアが複数存在する場合にも、少なくとも一つ
の非磁性層の界面近傍の組成を制御することにより、熱
処理後のＭＲ特性を改善できる。
する素子についての測定結果が示されている。非磁性層
によるバリアが複数存在する場合にも、少なくとも一つ
の非磁性層の界面近傍の組成を制御することにより、熱
処理後のＭＲ特性を改善できる。
【０１１５】表９ａ）に、ＭｎおよびＰｔを含むサンプ
ルにおける３５０℃および４００℃での熱処理後のＭＲ
変化率を、ＭｎおよびＰｔにおける添加量が０であるサ
ンプル（サンプル５７）に対する比率としてまとめた。
ルにおける３５０℃および４００℃での熱処理後のＭＲ
変化率を、ＭｎおよびＰｔにおける添加量が０であるサ
ンプル（サンプル５７）に対する比率としてまとめた。
【０１１６】ただし、表９ａ）において、Ｐｔ量および
（Ｐｔ＋Ｍｎ）量は、熱処理前のサンプルにおける「組
成４」における各量である。
（Ｐｔ＋Ｍｎ）量は、熱処理前のサンプルにおける「組
成４」における各量である。
【０１１７】表９ｂ）に、各Ｍｎ添加量においてＰｔ添
加量が０であるサンプルのＭＲ変化率に対する各サンプ
ルのＭＲ変化率の比率を示す。
加量が０であるサンプルのＭＲ変化率に対する各サンプ
ルのＭＲ変化率の比率を示す。
【０１１８】Ｐｔの添加量が０．３〜６０ａｔ％、Ｍｎ
の添加量が２０ａｔ％以下の範囲、特にＭｎ＜Ｐｔの範
囲で、良い特性が得られた。Ｍｎが８〜５ａｔ％以下の
領域で、Ｍｎ＜Ｐｔでは、Ｍｎとの同時添加によって、
Ｐｔ単独添加より特性が向上している可能性があるのが
みてとれる。Ｍｎに代えて、Ｃｒや（Ｍｎ、Ｃｒ）を
１：０．０１〜１：１００の比率で添加した素子におい
ても、同様の傾向が得られた。また、Ｐｔに代えて、表
４ａ）〜表５ｃ）で用いた元素を添加しても同様の傾向
が得られた。また、表４で用いた強磁性層を用いても、
同様の傾向が得られた。
の添加量が２０ａｔ％以下の範囲、特にＭｎ＜Ｐｔの範
囲で、良い特性が得られた。Ｍｎが８〜５ａｔ％以下の
領域で、Ｍｎ＜Ｐｔでは、Ｍｎとの同時添加によって、
Ｐｔ単独添加より特性が向上している可能性があるのが
みてとれる。Ｍｎに代えて、Ｃｒや（Ｍｎ、Ｃｒ）を
１：０．０１〜１：１００の比率で添加した素子におい
ても、同様の傾向が得られた。また、Ｐｔに代えて、表
４ａ）〜表５ｃ）で用いた元素を添加しても同様の傾向
が得られた。また、表４で用いた強磁性層を用いても、
同様の傾向が得られた。
【０１１９】表４ａ）〜表９ｂ）には示していないが、
さらにサンプル間の組成を有するいくつかの素子も作製
した。これらの素子についても、同様の傾向が見られ
た。
さらにサンプル間の組成を有するいくつかの素子も作製
した。これらの素子についても、同様の傾向が見られ
た。
【０１２０】表４ａ）〜表９ｂ）では４００℃までの熱
処理の結果を示したが、いくつかのサンプルについて
は、４００℃〜５４０℃の範囲において１０℃刻みで熱
処理を行い、ＭＲ特性を測定した。その結果、Ｐｔ等の
添加元素Ｍ1の含有量を０．３〜６０ａｔ％とした素子
からは、４５０℃までの熱処理後において、無添加の素
子と比較して優れたＭＲ特性が得られた。特に添加量を
３〜３０ａｔ％とすると、５００℃までの範囲で、無添
加の素子と比較して優れたＭＲ特性が得られた。
処理の結果を示したが、いくつかのサンプルについて
は、４００℃〜５４０℃の範囲において１０℃刻みで熱
処理を行い、ＭＲ特性を測定した。その結果、Ｐｔ等の
添加元素Ｍ1の含有量を０．３〜６０ａｔ％とした素子
からは、４５０℃までの熱処理後において、無添加の素
子と比較して優れたＭＲ特性が得られた。特に添加量を
３〜３０ａｔ％とすると、５００℃までの範囲で、無添
加の素子と比較して優れたＭＲ特性が得られた。
【０１２１】Ｍ1とともにＭｎ、Ｃｒ（添加元素Ｍ2）を
同時に添加した素子でも、同様の測定を行った。その結
果、Ｍ1の含有量が０．３〜６０ａｔ％であってＭ2＜Ｍ
1とした素子からは、４５０℃までの熱処理後におい
て、相対的に優れたＭＲ特性が得られた。また、Ｍ1の
含有量が３〜３０ａｔ％、Ｍ1の含有量が８ａｔ％未
満、Ｍ2＜Ｍ1とした素子からは、無添加の素子と比較し
て、５００℃までの熱処理後において、相対的に優れた
ＭＲ特性が得られた。
同時に添加した素子でも、同様の測定を行った。その結
果、Ｍ1の含有量が０．３〜６０ａｔ％であってＭ2＜Ｍ
1とした素子からは、４５０℃までの熱処理後におい
て、相対的に優れたＭＲ特性が得られた。また、Ｍ1の
含有量が３〜３０ａｔ％、Ｍ1の含有量が８ａｔ％未
満、Ｍ2＜Ｍ1とした素子からは、無添加の素子と比較し
て、５００℃までの熱処理後において、相対的に優れた
ＭＲ特性が得られた。
【０１２２】なお、以上では、非磁性層に自然酸化によ
るＡｌＯｘを用いた結果を示したが、非磁性層を、プラ
ズマ酸化によるＡｌＯ、イオンラジカル酸化によるＡｌ
Ｏ、反応性蒸着によるＡｌＯ、自然窒化によるＡｌＮ、
プラズマ窒化によるＡｌＮ、反応性蒸着によるＡｌＮ、
プラズマ窒化または反応性蒸着によるＢＮ、熱酸化、プ
ラズマ酸化またはイオンラジカル酸化によるＴａＯ、熱
酸化、自然酸化またはプラズマ酸化によるＡｌＳｉＯ、
自然酸窒化、プラズマ酸窒化または反応性スパッタによ
るＡｌＯＮとした場合においても、同様の傾向が得られ
た。
るＡｌＯｘを用いた結果を示したが、非磁性層を、プラ
ズマ酸化によるＡｌＯ、イオンラジカル酸化によるＡｌ
Ｏ、反応性蒸着によるＡｌＯ、自然窒化によるＡｌＮ、
プラズマ窒化によるＡｌＮ、反応性蒸着によるＡｌＮ、
プラズマ窒化または反応性蒸着によるＢＮ、熱酸化、プ
ラズマ酸化またはイオンラジカル酸化によるＴａＯ、熱
酸化、自然酸化またはプラズマ酸化によるＡｌＳｉＯ、
自然酸窒化、プラズマ酸窒化または反応性スパッタによ
るＡｌＯＮとした場合においても、同様の傾向が得られ
た。
【０１２３】また、反強磁性層として、ＰｄＰｔＭｎに
代えて、ＦｅＭｎ、ＮｉＭｎ、ＩｒＭｎ、ＰｔＭｎ、Ｒ
ｈＭｎ、ＣｒＭｎＰｔ、ＣｒＡｌ、ＣｒＲｕ、ＣｒＲ
ｈ、ＣｒＯｓ、ＣｒＩｒ、ＣｒＰｔ、ＴｂＣｏを用いた
場合にも、同様の傾向が得られた。
代えて、ＦｅＭｎ、ＮｉＭｎ、ＩｒＭｎ、ＰｔＭｎ、Ｒ
ｈＭｎ、ＣｒＭｎＰｔ、ＣｒＡｌ、ＣｒＲｕ、ＣｒＲ
ｈ、ＣｒＯｓ、ＣｒＩｒ、ＣｒＰｔ、ＴｂＣｏを用いた
場合にも、同様の傾向が得られた。
【０１２４】また、非磁性金属として、Ｒｕ（膜厚０．
７〜０．９ｎｍ）に代えて、Ｒｈ（０．４〜１．９ｎ
ｍ）、Ｉｒ（０．３〜１．４ｎｍ）、Ｃｒ（０．９〜
１．４ｎｍ）を用いた場合にも、同様の傾向が得られ
た。
７〜０．９ｎｍ）に代えて、Ｒｈ（０．４〜１．９ｎ
ｍ）、Ｉｒ（０．３〜１．４ｎｍ）、Ｃｒ（０．９〜
１．４ｎｍ）を用いた場合にも、同様の傾向が得られ
た。
【０１２５】また、素子構造についても、図示した各形
態について、基本的には、同様の傾向が得られた。
態について、基本的には、同様の傾向が得られた。
【０１２６】（実施例３）本実施例でも、実施例１、２
と同様の成膜法及び加工法を用いて磁気抵抗素子を作製
した。組成の測定方法は、実施例２と同様とした。
と同様の成膜法及び加工法を用いて磁気抵抗素子を作製
した。組成の測定方法は、実施例２と同様とした。
【０１２７】非磁性層としては、純酸素と高純度窒素と
の１：１混合ガスをチャンバー内に導入してＡｌ膜を酸
窒化してＡｌＯＮ膜（膜厚１．０〜２ｎｍ）を作製し
た。非磁性金属膜としては、Ｒｈ（１．４〜１．９ｎ
ｍ）を用いた。反強磁性層としては、ＰｔＭｎ（２０〜
３０ｎｍ）を用いた。
の１：１混合ガスをチャンバー内に導入してＡｌ膜を酸
窒化してＡｌＯＮ膜（膜厚１．０〜２ｎｍ）を作製し
た。非磁性金属膜としては、Ｒｈ（１．４〜１．９ｎ
ｍ）を用いた。反強磁性層としては、ＰｔＭｎ（２０〜
３０ｎｍ）を用いた。
【０１２８】素子構造及び強磁性層は、表５ｄ）〜表８
ａ）に示したサンプルと同様とした。ただし、本実施例
では、ＰｔおよびＭｎに加え、ＴａおよびＮの添加効果
を測定した。
ａ）に示したサンプルと同様とした。ただし、本実施例
では、ＰｔおよびＭｎに加え、ＴａおよびＮの添加効果
を測定した。
【０１２９】実施例２と同様、５４０℃までの熱処理後
の特性を調べたが、ここでは特徴的な３５０℃と４００
℃の測定結果を示す。本実施例では、磁気特性として自
由層の保磁力を測定した。それぞれの界面の添加組成に
対する自由層の保磁力を、表１０〜２２に示す。
の特性を調べたが、ここでは特徴的な３５０℃と４００
℃の測定結果を示す。本実施例では、磁気特性として自
由層の保磁力を測定した。それぞれの界面の添加組成に
対する自由層の保磁力を、表１０〜２２に示す。
【０１３０】表中、保磁力を記載していないものは磁気
特性を測定できなかった。軟磁気特性はＴａ、Ｎの添加
により向上した。しかし、非磁性添加物が約７０ａｔ％
以上となると磁気特性が測定できなかった。
特性を測定できなかった。軟磁気特性はＴａ、Ｎの添加
により向上した。しかし、非磁性添加物が約７０ａｔ％
以上となると磁気特性が測定できなかった。
【０１３１】表１０、１１、１２、１５、１６、１９、
２０のサンプルでは、熱処理後のＭＲ特性は、Ｔａ、Ｎ
を添加しない素子と比較して、±１０％以内となった。
これに対し、表１３、１７、２１のサンプルでは１０〜
２０％程度ＭＲ特性が劣化し、表１４、１８、２２のサ
ンプルでは５０〜６０％程度ＭＲ特性が劣化した。
２０のサンプルでは、熱処理後のＭＲ特性は、Ｔａ、Ｎ
を添加しない素子と比較して、±１０％以内となった。
これに対し、表１３、１７、２１のサンプルでは１０〜
２０％程度ＭＲ特性が劣化し、表１４、１８、２２のサ
ンプルでは５０〜６０％程度ＭＲ特性が劣化した。
【０１３２】なお、Ｔａに代えて、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、
Ｖ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｗ、Ａｌ、Ｓｉ、Ｇａ、Ｇｅ、Ｉｎ、
Ｓｎを用いても同様の傾向が得られた。また、Ｎに代え
て、Ｂ、Ｃ、Ｏを用いても同様の傾向が得られた。
Ｖ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｗ、Ａｌ、Ｓｉ、Ｇａ、Ｇｅ、Ｉｎ、
Ｓｎを用いても同様の傾向が得られた。また、Ｎに代え
て、Ｂ、Ｃ、Ｏを用いても同様の傾向が得られた。
【０１３３】（実施例４）本実施例でも、実施例１、２
と同様の成膜法及び加工法を用いて磁気抵抗素子を作製
した。組成の測定方法は、実施例２と同様とした。
と同様の成膜法及び加工法を用いて磁気抵抗素子を作製
した。組成の測定方法は、実施例２と同様とした。
【０１３４】非磁性層としては、Ｏのイオンラジカル源
でＡｌ膜を酸化して作製したＡｌＯｘ（膜厚１．０〜２
ｎｍ）を用いた。非磁性金属層としては、Ｉｒ（１．２
〜１．４ｎｍ）を用いた。反強磁性層としては、ＮｉＭ
ｎ（３０〜４０ｎｍ）を用いた。
でＡｌ膜を酸化して作製したＡｌＯｘ（膜厚１．０〜２
ｎｍ）を用いた。非磁性金属層としては、Ｉｒ（１．２
〜１．４ｎｍ）を用いた。反強磁性層としては、ＮｉＭ
ｎ（３０〜４０ｎｍ）を用いた。
【０１３５】素子構造及び強磁性層は、表４〜表８に示
したサンプルと同様とした。ただし、本実施例では、Ｐ
ｔ、Ｐｒ、Ａｕを添加し、それぞれの熱処理後のＭＲ特
性と、固溶状態が安定かを調べた。
したサンプルと同様とした。ただし、本実施例では、Ｐ
ｔ、Ｐｒ、Ａｕを添加し、それぞれの熱処理後のＭＲ特
性と、固溶状態が安定かを調べた。
【０１３６】固溶状態の判定のために、まず、３５０
℃、４００℃、４５０℃、５００℃の各温度で熱処理し
た素子における非磁性層の界面の組成を、ＡＥＳデプス
プロファイル、ＳＩＭＳ、ミリング後のＸＰＳ分析等を
用いて決定した。次いで、該当する組成の合金サンプル
を別途作製し、３５０℃、４００℃、４５０℃、５００
℃で２４時間減圧雰囲気（１０-5Ｐａ）で熱処理した。
この合金サンプルの表面を化学エッチングした後、金属
顕微鏡による組織観察を行った。また、エッチングの
後、さらに減圧雰囲気中でイオンミリングし、走査型電
子顕微鏡（ＳＥＭ）による組織観察と、ＥＤＸによる面
内組成分析を行った。そして、これらの測定結果から、
単一の相状態になっているかを評価した。
℃、４００℃、４５０℃、５００℃の各温度で熱処理し
た素子における非磁性層の界面の組成を、ＡＥＳデプス
プロファイル、ＳＩＭＳ、ミリング後のＸＰＳ分析等を
用いて決定した。次いで、該当する組成の合金サンプル
を別途作製し、３５０℃、４００℃、４５０℃、５００
℃で２４時間減圧雰囲気（１０-5Ｐａ）で熱処理した。
この合金サンプルの表面を化学エッチングした後、金属
顕微鏡による組織観察を行った。また、エッチングの
後、さらに減圧雰囲気中でイオンミリングし、走査型電
子顕微鏡（ＳＥＭ）による組織観察と、ＥＤＸによる面
内組成分析を行った。そして、これらの測定結果から、
単一の相状態になっているかを評価した。
【０１３７】熱処理温度および組成において対応する合
金サンプルについて、組成分布および複数の相が観察さ
れた場合、その合金サンプルに対応する素子の熱処理後
のＭＲ特性は、Ｍ1等を添加しない素子と比較して、３
０〜１００％程度向上した。一方、合金サンプルが単相
状態を示した場合、その合金サンプルに対応する素子の
熱処理後のＭＲ特性は、添加元素がない素子と比較し
て、８０〜２００％程度向上した。また、単相状態が安
定な合金に対応する素子において、熱処理後のＭＲ特性
はより良好となった。
金サンプルについて、組成分布および複数の相が観察さ
れた場合、その合金サンプルに対応する素子の熱処理後
のＭＲ特性は、Ｍ1等を添加しない素子と比較して、３
０〜１００％程度向上した。一方、合金サンプルが単相
状態を示した場合、その合金サンプルに対応する素子の
熱処理後のＭＲ特性は、添加元素がない素子と比較し
て、８０〜２００％程度向上した。また、単相状態が安
定な合金に対応する素子において、熱処理後のＭＲ特性
はより良好となった。
【０１３８】（実施例５）実施例２の表４ｄ）、５
ａ）、５ｂ）、５ｃ）、５ｄ）のサンプルにおいて、熱
処理後に観察されたＭｎの拡散効果を、反強磁性層／強
磁性層の界面と強磁性層／非磁性層の界面との距離と、
熱処理温度とを適宜変更することにより制御した。ただ
し、熱処理温度は３００℃以上とした。この制御は、熱
処理後に非磁性層の界面におけるＭｎを２０〜０．５ａ
ｔ％の範囲とすることを目標に行った。その結果、上記
距離が３ｎｍ未満では、Ｐｔ等の元素を添加しても、熱
処理後には磁性元素（Ｆｅ，Ｃｏ、Ｎｉ）の含有量が４
０ａｔ％以下となり、その結果、ＭＲ特性も著しく劣化
した。一方、上記距離が５０ｎｍを上回る場合には、界
面におけるＭｎの含有量を０．５ａｔ％増加させるため
だけにでも４００℃以上の温度を要した。また、上記距
離が長すぎるため、反強磁性層による強磁性層の磁化方
向の固定効果が十分に得られず、熱処理後のＭＲ特性が
著しく劣化した。
ａ）、５ｂ）、５ｃ）、５ｄ）のサンプルにおいて、熱
処理後に観察されたＭｎの拡散効果を、反強磁性層／強
磁性層の界面と強磁性層／非磁性層の界面との距離と、
熱処理温度とを適宜変更することにより制御した。ただ
し、熱処理温度は３００℃以上とした。この制御は、熱
処理後に非磁性層の界面におけるＭｎを２０〜０．５ａ
ｔ％の範囲とすることを目標に行った。その結果、上記
距離が３ｎｍ未満では、Ｐｔ等の元素を添加しても、熱
処理後には磁性元素（Ｆｅ，Ｃｏ、Ｎｉ）の含有量が４
０ａｔ％以下となり、その結果、ＭＲ特性も著しく劣化
した。一方、上記距離が５０ｎｍを上回る場合には、界
面におけるＭｎの含有量を０．５ａｔ％増加させるため
だけにでも４００℃以上の温度を要した。また、上記距
離が長すぎるため、反強磁性層による強磁性層の磁化方
向の固定効果が十分に得られず、熱処理後のＭＲ特性が
著しく劣化した。
【０１３９】
【表２９】
【０１４０】
【表３０】
【０１４１】
【表３１】
【０１４２】
【表３２】
【０１４３】
【表３３】
【０１４４】
【表３４】
【０１４５】
【表３５】
【０１４６】
【表３６】
【０１４７】
【表３７】
【０１４８】
【表３８】
【０１４９】
【表３９】
【０１５０】
【表４０】
【０１５１】
【表４１】
【０１５２】
【表４２】
【０１５３】
【表４３】
【０１５４】
【発明の効果】本発明によれば、高温で熱処理しても、
信頼性および安定性が低下しにくい磁気抵抗素子を提供
できる。
信頼性および安定性が低下しにくい磁気抵抗素子を提供
できる。
【図１】 （ａ）〜（ｃ）は、最長距離Ｒ１を説明する
ための断面図である。
ための断面図である。
【図２】 本発明の磁気抵抗素子の一形態の平面図であ
る。
る。
【図３】 本発明の磁気抵抗素子の一形態の断面図であ
る。
る。
【図４】 本発明の磁気抵抗素子の基本構成の一例を示
す断面図である。
す断面図である。
【図５】 本発明の磁気抵抗素子の基本構成の別の一例
を示す断面図である。
を示す断面図である。
【図６】 本発明の磁気抵抗素子の基本構成のまた別の
一例を示す断面図である。
一例を示す断面図である。
【図７】 本発明の磁気抵抗素子の基本構成のさらに別
の一例を示す断面図である。
の一例を示す断面図である。
【図８】 本発明の磁気抵抗素子の基本構成のまたさら
に別の一例を示す断面図である。
に別の一例を示す断面図である。
【図９】 本発明の磁気抵抗素子の基本構成のまた別の
一例を示す断面図である。
一例を示す断面図である。
【図１０】 本発明の磁気抵抗素子の基本構成のさらに
別の一例を示す断面図である。
別の一例を示す断面図である。
【図１１】 本発明の磁気抵抗素子の基本構成のまたさ
らに別の一例を示す断面図である。
らに別の一例を示す断面図である。
【図１２】（ａ）〜（ｄ）は、それぞれ、実施例で作製
した磁気抵抗素子の一部の断面図である。
した磁気抵抗素子の一部の断面図である。
１ 基板
２ 下部電極
３，５ 強磁性層
４ 非磁性層
６ 上部電極
７ 層間絶縁膜
８ 反強磁性層
５１，５３，７１，７３ 強磁性膜
５２，７２ 非磁性金属膜
─────────────────────────────────────────────────────
フロントページの続き
(51)Int.Cl.7 識別記号 ＦＩ テーマコート゛(参考）
Ｈ０１Ｆ 10/32 Ｈ０１Ｆ 10/32
41/14 41/14
Ｈ０１Ｌ 43/10 Ｈ０１Ｌ 43/10
43/12 43/12
(72)発明者 杉田 康成
大阪府門真市大字門真1006番地 松下電器
産業株式会社内
(72)発明者 里見 三男
大阪府門真市大字門真1006番地 松下電器
産業株式会社内
(72)発明者 川島 良男
大阪府門真市大字門真1006番地 松下電器
産業株式会社内
(72)発明者 平本 雅祥
大阪府門真市大字門真1006番地 松下電器
産業株式会社内
Ｆターム(参考） 5D034 BA03
5E049 AA01 AA04 AA07 BA12
Claims (14)
- 【請求項１】 基板と前記基板上に形成された多層膜を
含み、前記多層膜が一対の強磁性層と前記一対の強磁性
層の間に挟持された非磁性層とを含み、前記一対の強磁
性層における磁化方向がなす相対角度により抵抗値が異
なる磁気抵抗素子であって、 前記基板および前記多層膜を３３０℃以上で熱処理する
工程を含む方法により製造され、 前記非磁性層を厚さ方向に等分に分割するように定めた
中心線から、前記一対の強磁性層と前記非磁性層との間
の界面までの最長距離が２０ｎｍ以下である磁気抵抗素
子。ただし、前記最長距離は、長さを５０ｎｍとする１
０本の中心線ごとについて定めた上記界面までの最長距
離から、最大値および最小値を除いて８個の最長距離を
定め、さらに上記８個の最長距離の平均値をとって定め
る。 - 【請求項２】 前記基板が単結晶基板である請求項１に
記載の磁気抵抗素子。 - 【請求項３】 前記非磁性層がトンネル絶縁層である請
求項１に記載の磁気抵抗素子。 - 【請求項４】 前記多層膜が、一対の強磁性層を挟持す
るように配置された一対の電極をさらに含む請求項１に
記載の磁気抵抗素子。 - 【請求項５】 前記最長距離が３ｎｍ以下である請求項
１に記載の磁気抵抗素子。 - 【請求項６】 前記界面の少なくとも一方から前記非磁
性層と反対側に２ｎｍだけ進んだ範囲における組成が、
式（ＦｅｘＣｏｙＮｉｚ）ｐＭ1ｑＭ2ｒＭ3ｓＡｔによ
り表示される請求項１に記載の磁気抵抗素子。ただし、
Ｍ1は、Ｔｃ、Ｒｅ、Ｒｕ、Ｏｓ、Ｒｈ、Ｉｒ、Ｐｄ、
Ｐｔ、Ｃｕ、ＡｇおよびＡｕから選ばれる少なくとも１
種の元素であり、Ｍ2は、ＭｎおよびＣｒから選ばれる
少なくとも１種の元素であり、Ｍ3は、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈ
ｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｍｏ、Ｗ、Ａｌ、Ｓｉ、Ｇａ、Ｇ
ｅ、ＩｎおよびＳｎから選ばれる少なくとも１種の元素
であり、Ａは、Ｂ、Ｃ、Ｎ、Ｏ、ＰおよびＳから選ばれ
る少なくとも１種の元素であり、ｘ、ｙ、ｚ、ｐ、ｑ、
ｒ、ｓおよびｔは、それぞれ、０≦ｘ≦１００、０≦ｙ
≦１００、０≦ｚ≦１００、ｘ＋ｙ＋ｚ＝１００、４０
≦ｐ≦９９．７、０．３≦ｑ≦６０、０≦ｒ≦２０、０
≦ｓ≦３０、０≦ｔ≦２０、ｐ＋ｑ＋ｒ＋ｓ＋ｔ＝１０
０を満たす数値である。 - 【請求項７】 ｐ＋ｑ＋ｒ＝１００である請求項６に記
載の磁気抵抗素子。 - 【請求項８】 ｐ＋ｑ＝１００である請求項７に記載の
磁気抵抗素子。 - 【請求項９】 多層膜がさらに反強磁性層を含む請求項
１に記載の磁気抵抗素子。 - 【請求項１０】 非磁性層と反強磁性層との距離が３ｎ
ｍ以上５０ｎｍ以下である請求項９に記載の磁気抵抗素
子。 - 【請求項１１】 基板と前記基板上に形成された多層膜
を含み、前記多層膜が一対の強磁性層と前記一対の強磁
性層の間に挟持された非磁性層とを含み、前記一対の強
磁性層における磁化方向がなす相対角度により抵抗値が
異なる磁気抵抗素子であって、 前記基板および前記多層膜を３３０℃以上で熱処理する
工程を含む方法により製造され、 前記一対の強磁性層と非磁性層との界面の少なくとも一
方から前記非磁性層と反対側に２ｎｍだけ進んだ範囲に
おける組成が、式（ＦｅｘＣｏｙＮｉｚ）ｐＭ 1ｑＭ2ｒ
Ｍ3ｓＡｔにより表示される磁気抵抗素子。ただし、Ｍ1
は、Ｔｃ、Ｒｅ、Ｒｕ、Ｏｓ、Ｒｈ、Ｉｒ、Ｐｄ、Ｐ
ｔ、Ｃｕ、ＡｇおよびＡｕから選ばれる少なくとも１種
の元素であり、Ｍ2は、ＭｎおよびＣｒから選ばれる少
なくとも１種の元素であり、Ｍ3は、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈ
ｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｍｏ、Ｗ、Ａｌ、Ｓｉ、Ｇａ、Ｇ
ｅ、ＩｎおよびＳｎから選ばれる少なくとも１種の元素
であり、Ａは、Ｂ、Ｃ、Ｎ、Ｏ、ＰおよびＳから選ばれ
る少なくとも１種の元素であり、ｘ、ｙ、ｚ、ｐ、ｑ、
ｒ、ｓおよびｔは、それぞれ、０≦ｘ≦１００、０≦ｙ
≦１００、０≦ｚ≦１００、ｘ＋ｙ＋ｚ＝１００、４０
≦ｐ≦９９．７、０．３≦ｑ≦６０、０≦ｒ≦２０、０
≦ｓ≦３０、０≦ｔ≦２０、ｐ＋ｑ＋ｒ＋ｓ＋ｔ＝１０
０を満たす数値である。 - 【請求項１２】 基板と前記基板上に形成された多層膜
を含み、前記多層膜が一対の強磁性層と前記一対の強磁
性層の間に挟持された非磁性層とを含み、前記一対の強
磁性層における磁化方向がなす相対角度により抵抗値が
異なる磁気抵抗素子の製造方法であって、 前記基板上に、前記強磁性層および前記非磁性層を除く
前記多層膜の一部を下地膜として形成する工程と、 前記下地膜を４００℃以上で熱処理する工程と、 前記下地膜の表面にイオンビームを照射して前記表面の
粗さを低減する工程と、 前記表面上に、前記強磁性層および前記非磁性層を含む
前記多層膜の残部を形成する工程と、 前記基板および前記多層膜を３３０℃以上で熱処理する
工程と、を含む磁気抵抗素子の製造方法。 - 【請求項１３】 イオンビームを下地膜の表面への入射
角が５°以上２５°以下となるように照射する請求項１
２に記載の磁気抵抗素子の製造方法。 - 【請求項１４】 多層膜の一部として下部電極および上
部電極を形成し、前記下部電極が前記下地膜に含まれる
請求項１２に記載の磁気抵抗素子の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
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|---|---|---|---|
| JP2001192217 | 2001-06-26 | ||
| JP2001-192217 | 2001-06-26 | ||
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| JP2003386605A Division JP3551196B2 (ja) | 2001-06-26 | 2003-11-17 | 磁気抵抗素子の製造方法 |
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| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2003086865A true JP2003086865A (ja) | 2003-03-20 |
| JP2003086865A5 JP2003086865A5 (ja) | 2004-11-11 |
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|---|---|---|---|
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Cited By (8)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
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