JP2004153248A - 磁気抵抗効果素子及びその製造方法、磁気ヘッド並びに磁気再生装置 - Google Patents
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Abstract
【課題】 垂直通電型の磁気抵抗効果素子において、適当な抵抗値と、大きなＭＲ変化量をもち、かつ磁気的に高感度となるようなスピンバルブ膜を磁気抵抗効果素子を提供することを目的とする。
【解決手段】 磁化方向が一方向に固着された第１の強磁性体膜を含む磁化固着層（４）と、磁化方向が外部磁界に対応して変化する第２の強磁性体膜を含む磁化自由層（６）と、前記磁化固着層と前記磁化自由層との間に設けられた中間層と、を有する磁気抵抗効果膜を備え、前記中間層は、相分離層（９）を含み、前記相分離層は、２種類以上の元素からなる合金の相分離により形成された第１及び第２の相を有し、前記第１の相（９Ａ）と前記第２の相（９Ｂ）との電気抵抗の差による電流狭窄効果を有することを特徴とする磁気抵抗効果素子を提供する。
【選択図】 図１
【解決手段】 磁化方向が一方向に固着された第１の強磁性体膜を含む磁化固着層（４）と、磁化方向が外部磁界に対応して変化する第２の強磁性体膜を含む磁化自由層（６）と、前記磁化固着層と前記磁化自由層との間に設けられた中間層と、を有する磁気抵抗効果膜を備え、前記中間層は、相分離層（９）を含み、前記相分離層は、２種類以上の元素からなる合金の相分離により形成された第１及び第２の相を有し、前記第１の相（９Ａ）と前記第２の相（９Ｂ）との電気抵抗の差による電流狭窄効果を有することを特徴とする磁気抵抗効果素子を提供する。
【選択図】 図１
Description
本発明は、磁気抵抗効果素子及びその製造方法、磁気ヘッド並びに磁気再生装置に関し、より詳細には、磁気抵抗効果膜の膜面に対して垂直方向にセンス電流を流す構造の磁気抵抗効果素子及びその製造方法、およびこれを用いた磁気ヘッド並びに磁気再生装置に関する。
近年、ＨＤＤ（Hard Disk Drive：ハードディスクドライブ）の磁気記録密度は飛躍的に向上しているが、更なる高記録密度化が望まれている。高記録密度化に伴う記録ビットサイズの微小化により、従来の薄膜ヘッドでは再生感度が不充分となり、現在では磁気抵抗効果（MagnetoResistive effect）を利用した磁気抵抗効果型ヘッド（ＭＲヘッド）が主流となっている。その中でも、特に大きな磁気抵抗効果を示すものとして、スピンバルブ（spin-valve）型巨大磁気抵抗効果型ヘッド（ＳＶＧＭＲヘッド）が注目されている。
図２９は、スピンバルブ膜の概略断面構造を例示する概念図である。すなわち、スピンバルブ膜１００は、強磁性層Ｆ、非磁性層Ｓ、強磁性層Ｐ及び反強磁性層Ａをこの順に積層した構成を有する。非磁性層Ｓを挟んで、磁気的に非結合な状態にある２つの強磁性層Ｆ、Ｐのうち、一方の強磁性層Ｐは反強磁性体Ａを用いた交換バイアス等により磁化を固着しておき、もう片方の強磁性層Ｆは外部磁界（信号磁界等）により容易に磁化回転できるようにされている。そして、外部磁場によって強磁性層Ｆの磁化のみを回転させ、２つの強磁性層Ｐ、Ｆの磁化方向の相対的な角度を変化させ、大きな磁気抵抗効果を得ることができる（例えば、非特許文献１参照。）。
ここで、強磁性層Ｆは、「フリー層」、「磁場感受層」あるいは「磁化自由層」などと称され、強磁性層Ｐは、「ピン層」あるいは「磁化固着層」などと称され、非磁性層Ｓは、「スペーサ層」、「磁気結合遮断層」などと称される場合が多い。
スピンバルブ膜は、低磁場でも、フリー層すなわち強磁性層Ｆの磁化を回転させることができるため、高感度化が可能であり、ＭＲヘッド用のＭＲ素子に適している。
このようなスピンバルブ素子に対しては、磁界による抵抗の変化を検出するために「センス電流」を流す必要がある。
このために、センス電流を膜面に対して平行に流し、膜面平行方向の抵抗を測定する方式が一般に用いられている。この方法は一般に「ＣＩＰ（current-in-plane）」方式と呼ばれている。
ＣＩＰ方式の場合、ＭＲ変化率としては１０乃至２０％程度の値を得ることが可能となっている。また、現在一般に用いられているシールドタイプのＭＲヘッドでは、スピンバルブ素子はほぼ正方形に近い平面形状で用いられるため、ＭＲ素子の抵抗は、ほぼＭＲ膜の面電気抵抗値に等しくなる。このため、ＣＩＰ方式のスピンバルブ膜では、面電気抵抗値を５乃至３０Ωにすることにより良好なＳ／Ｎ特性を得ることが可能となる。この程度の抵抗値は、スピンバルブ膜全体の膜厚を薄くすることによって、比較的簡単に実現することができる。これらの利点から、現時点ではＣＩＰ方式のスピンバルブ膜がＭＲヘッド用のＭＲ素子として一般的に用いられている。
一方、３０％を越えるような大きなＭＲを得る方法として、磁性体と非磁性対を積層した人工格子において膜面に垂直方向（current perpendicular to plane：ＣＰＰ）にセンス電流を流す形式の磁気抵抗効果素子（以下、「ＣＰＰ型人工格子」と称する）が提案されている。
ＣＰＰ型人工格子型の磁気抵抗効果素子では、強磁性層と非磁性層とを交互に積層した人工格子の上下に電極がそれぞれ設けられ、センス電流が膜面に対して垂直方向に流れる。この構成では、センス電流が、磁性層／非磁性層界面を横切る確率が高くなるため、良好な界面効果を得ることが可能となり大きなＭＲ変化率が得られることが知られている。
しかし一方で、ＭＲ素子をＭＲヘッドに用いる場合には、磁性層の磁化の制御を行い、効率よく外部磁場の計測を行えるようにしながら、同時にバルクハウゼンノイズ等が発生しないように、各磁性層を単磁区化することが必要となってくる。しかし、上述したように、ＣＰＰ型のＭＲ素子では抵抗値を稼ぐために磁性層と非磁性層を交互に何度も積層する必要があり、そのような多くの磁性層に対して、個別に磁化の制御を行うことは技術上非常に困難となっている。
一方、ＦｅＭｎ／ＮｉＦｅ／Ｃｕ／ＮｉＦｅ、ＦｅＭｎ／ＣｏＦｅ／Ｃｕ／ＣｏＦｅ等を用いたスピンバルブ構造においてＣＰＰ方式を採用することも考えられる。
すなわち、スピンバルブ構造を有する積層膜に対して、膜面に垂直方向にセンス電流を流す。しかし、人工格子タイプに比べてピン層とフリー層の数が大幅に減るために、抵抗値がさらに低下してしまうこと、また抵抗変化率も低下してしまう。
この点に関して、絶縁体と導電体との混合物より成る非磁性膜を挿入した磁気抵抗効果素子が提案されている（特許文献１参照。）。
特許文献１の図１には、導電体Ｃを絶縁体Ｉが取り巻く構造を有する非磁性膜が挿入されたＣＰＰ型の磁気抵抗効果素子が記載されている。しかしながら、このような非磁性膜の具体例として同公報に記載されているものは、Ａｌ２Ｏ３とＣｕの複合ターゲットを用いて非磁性膜を２ナノメートルまたは５ナノメートルの厚みに蒸着する、という実施例のみであり、具体的にどのような構造の非磁性膜ができるのか不明であった。
Phys.Rev.B.,Vol.45, 806(1992), J. Appl. Phys. Vol.69, 4774(1991) 特許第３２９３４３７号公報
Phys.Rev.B.,Vol.45, 806(1992), J. Appl. Phys. Vol.69, 4774(1991)
以上説明したように、ＣＩＰ型のスピンバルブ膜、ＣＰＰ型の人工格子、ＣＰＰ型のスピンバルブなど、様々な構造が提案されている。しかしながら、現在磁気記録密度は、年率６０％以上の上昇を続けており、今後更なる出力増大が求められている。しかし、現時点では１００Gbit/inch２ を超えるような高記録密度で用いることができる、適当な抵抗値と、大きなＭＲ変化量をもち、かつ磁気的に高感度となるようなスピンバルブ膜は実現が困難となっている。
本発明は、このような課題の認識に基づいてなされたものであり、その目的は、スピン依存散乱効果を有効に用いつつ、適当な抵抗値を有する実用的な磁気抵抗効果素子及びその製造方法、それを用いた磁気ヘッド並びに磁気再生装置を提供することにある。
上記目的を達成するため、本発明の第１の具体例としての磁気抵抗効果素子は、磁化方向が実質的に一方向に固定された第１の強磁性層と、磁化方向が外部磁界に応じて変化する第２の強磁性層と、前記第１及び第２の強磁性層の間に形成された中間層と、を有する磁気抵抗効果膜と、前記磁気抵抗効果膜の膜面に対して略垂直な方向にセンス電流を通電可能とする、前記磁気抵抗効果膜に電気的に接続された一対の電極と、複数種の元素からなる合金が固相内分離した第１及び第２の相を有し、前記第１及び第２の相の一方は他方よりも酸素、窒素、フッ素、及び炭素よりなる群から選択された少なくとも一つの元素を高い濃度で含有する、前記一対の電極間に形成された相分離層と、を備えたことを特徴とする。
上記構成によれば、スピン依存散乱効果を有効に用いつつ、適当な抵抗値を有する実用的な磁気抵抗効果素子を実現できる。
また、本発明の第２の具体例のとしての磁気抵抗効果素子は、磁化方向が実質的に一方向に固定された第１の強磁性層と、磁化方向が外部磁界に応じて変化する第２の強磁性層と、前記第１及び第２の強磁性層の間に形成された中間層と、を有する磁気抵抗効果膜と、前記磁気抵抗効果膜の膜面に対して略垂直な方向にセンス電流を通電可能とする、前記磁気抵抗効果膜に電気的に接続された一対の電極と、酸素、窒素、フッ素、及び炭素よりなる群から選択された少なくとも１つの元素を高い濃度で含有する第１の領域と低い濃度で含有する第２の領域とを有し、前記一対の電極間に形成された第３の磁性層と、前記第１または第２の強磁性層と第３の磁性層との間に形成された磁気結合遮断層と、を備えたことを特徴とする。
上記構成によっても、スピン依存散乱効果を有効に用いつつ、適当な抵抗値を有する実用的な磁気抵抗効果素子を実現できる。
また、本発明の第３の具体例としての磁気抵抗効果素子は、磁化方向が実質的に一方向に固定された第１の強磁性層と、磁化方向が外部磁界に応じて変化する第２の強磁性層と、前記第１及び第２の強磁性層の間に形成された中間層とを有する磁気抵抗効果膜と、前記磁気抵抗効果膜の膜面に対して略垂直な方向にセンス電流を通電可能とする、前記磁気抵抗効果膜に電気的に接続された一対の電極と、酸素、窒素、フッ素及び炭素よりなる群から選択された少なくとも１つの元素を高い濃度で含有する第１の領域と低い濃度で含有する第２の領域とを有し、前記一対の電極間に形成された第３の磁性層と、前記第１または第２の強磁性層と第３の磁性層との間に形成され、膜厚が１ナノメートル以上３ナノメートル以下の、銅、金、銀、レニウム、オスミウム、ルテニウム、イリジウム、パラジウム、クロム、マグネシウム、アルミニウム、ロジウム及び白金よりなる群から選択された少なくとも１つの元素を含有する層と、を備えたことを特徴とする。
上記構成によっても、スピン依存散乱効果を有効に用いつつ、適当な抵抗値を有する実用的な磁気抵抗効果素子を実現できる。
一方、本発明の磁気抵抗効果素子の製造方法は、磁化方向が実質的に一方向に固定された第１の強磁性層と、磁化方向が外部磁界に応じて変化する第２の強磁性層と、前記第１及び第２の強磁性層の間に形成された中間層とを有する磁気抵抗効果膜と、前記磁気抵抗効果膜の膜面に対して略垂直な方向にセンス電流を通電可能とする、前記磁気抵抗効果膜に電気的に接続された一対の電極と、を有する磁気抵抗効果素子の製造方法であって、２種類以上の元素からなる合金層を相分離させて互いに組成が異なる第１及び第２の相を膜面内に分布させる工程を備えたことを特徴とする。
上記構成によれば、スピン依存散乱効果を有効に用いつつ、適当な抵抗値を有する実用的な磁気抵抗効果素子を確実且つ容易に製造できる。
上記第１乃至第３の磁気抵抗効果素子を搭載することにより、高感度の磁気ヘッド及び高密度記録が可能な磁気再生装置が実現できる。
本発明によれば、以上説明したように、独特の構成を有する相分離層を設けることにより、センス電流を狭窄し、実効的な素子サイズを縮小させて大きな抵抗変化を得ることができる。
また一方、磁気結合遮断層を設けることにより、磁化固着層と磁化自由層との間の磁気的な結合を確実に遮断し、さらにバッファ層として作用させることにより、磁性層の磁性特性を改善することも可能となる。
その結果として、大きなＭＲ変化量と適当な抵抗値を有する磁気抵抗効果素子を提供することが可能となる。そして、この磁気抵抗効果素子を磁気ヘッド化することで、高面記録密度を有するＨＤＤや、高集積が可能な磁気メモリが実現可能となり産業上のメリットは多大である。
以下、図面を参照しつつ本発明の実施の形態について説明する。
（第１の実施の形態）
図１は、本発明の第１の実施の形態にかかる磁気抵抗効果素子の断面構造を表す概念図である。同図において、１は基板電極、２は下地層、３は反強磁性膜、４は磁化固着層（ピン層）、５Ａは磁気結合遮断層、５Ｂは界面調整層、６は磁化自由層（フリー層）、７は保護層、８は上部電極層、９は相分離層である。すなわち、この素子は、基板電極１と上部電極層９との間でセンス電流Ｉ（同図の矢印方向、または矢印とは反対の方向）が通電されるＣＰＰ型の磁気抵抗効果素子である。
図１は、本発明の第１の実施の形態にかかる磁気抵抗効果素子の断面構造を表す概念図である。同図において、１は基板電極、２は下地層、３は反強磁性膜、４は磁化固着層（ピン層）、５Ａは磁気結合遮断層、５Ｂは界面調整層、６は磁化自由層（フリー層）、７は保護層、８は上部電極層、９は相分離層である。すなわち、この素子は、基板電極１と上部電極層９との間でセンス電流Ｉ（同図の矢印方向、または矢印とは反対の方向）が通電されるＣＰＰ型の磁気抵抗効果素子である。
そして、磁気結合遮断層５Ａと界面調整層５Ｂと、相分離層９は、磁化固着層４と磁化自由層６との磁気的な結合を遮断する、中間層（スペーサー層）としての役割を有する。
また、相分離層９は、センス電流Ｉの電流経路を絞り込むことにより、実効的に素子サイズを小さくして抵抗変化量を大きくするという作用効果を奏する。このような電流狭窄効果は、図２に概念的に例示したように、相分離層９がその膜面内において、抵抗の２次元的な「揺らぎ」を持っていることにより、電流が集中する部分を有することに由来する。
図２は、相分離層９がセンス電流を狭窄する様子を概念的に表す説明図である。すなわち、相分離層９は、その電気抵抗値が２次元的に揺らいでおり、抵抗が相対的に高い領域９Ａと、抵抗が相対的に低い領域９Ｂと、を有する。そして、電極からスピンバルブ膜に供給されたセンス電流Ｉは、相分離層９において、抵抗が高い領域９Ａに阻止され、局所的に形成された低抵抗の領域９Ｂを介して流れる。そして、本実施形態においては、電流がこのような低抵抗の領域９Ｂを流れるので、相分離層９に関する電流特性は、あくまで「オーミック性」を維持する。
いわゆるＴＭＲ（tunneling magnetoresistance effect）素子の場合、一対の磁性体層の間に絶縁層が設けられ、センス電流は、この絶縁層をトンネリングにより通過する。従ってＴＭＲ素子における絶縁層に対する電流特性は、いわゆる「トンネル特性」を示す。
これに対して、本実施形態の磁気抵抗効果素子においては、相分離層９の低抵抗の領域９Ｂをセンス電流が通過する点で、本質的にオーミック性を示し、例えば、電流の温度特性などが大きく異なる。
膜の特性がＴＭＲ的であるか、オーミック性の電流経路によるものかを調べる方法のひとつの方法は、センス電流と磁気抵抗効果の関係を調べることである。すなわち、ＴＭＲの場合、抵抗が低いと容易にブレークダウンを起こすため安定性が得られない。磁気抵抗変化率がセンス電流の増大により減少する傾向が見られた場合、ＴＭＲである可能性が非常に高い。
また、抵抗の温度依存性を調べることでも、区別することができる。すなわち、オーミックな系では、摂氏マイナス２００度程度まで温度を下げると、室温時と比べて抵抗が有意に減少する様子が見られるが、ＴＭＲでは有意に増大する様子が見られる。
図３は、相分離層９の平面的な構成の具体例を表す概念図である。同図に表したように、相分離層９としては、抵抗が高い領域９Ａと、抵抗が低い領域９Ｂとが、分離した状態として形成されている。
このような２次元的な分離構造は、「スピノーダル分解」や「ＧＰゾーン（Guinier-Preston zone）」などの固相内相分離を利用することにより実現できる。すなわち、磁化固着層４と磁化自由層６との間に設けられた相分離層９は、２種類以上の元素からなる合金がスピノーダル分解やＧＰゾーンの形成などのメカニズムにより２相以上の相に固相内相分離した組織を有する。
また、本実施形態においては、酸素雰囲気中への暴露や酸素ラジカル照射等の前処理や熱処理等により、このような相分離した複数の相のうちのいずれかの相を優先的に酸化させる。すなわち、スピノーダル分解やＧＰゾーンの形成などのメカニズムにより固相内相分離した相分離層の一部を酸化処理することにより、抵抗が相対的に高い領域９Ａ（絶縁相）を形成する。そして、これら領域９Ａの間に、抵抗が相対的に低い未酸化状態の領域９Ｂ（導電相）が分布した構造を形成する。
従って、例えば、スピノーダル分解などのメカニズムによって２相に相分離した場合、一方の相が他方の相に比べて優先的に酸化されやすいように相分離すれば、絶縁相の中に導電相が分布した構造を形成することが容易となる。このためには、例えば、酸化されやすい元素が多く含まれた相と、酸化されにくい元素が多く含まれた相とに相分離するような合金系を選択することが望ましい。
「酸化物便覧（サムソノフ監修：日・ソ通信社刊 １９６９年）」によると、本発明に関わる主な元素の酸化生成自由エネルギーは、表１に表した如くである。
ここで、酸化生成自由エネルギーの値が小さいほど、酸化されやすいことを意味する。つまり、表１において、上方に挙げられた元素ほど酸化されにくく、下方に挙げられた元素ほど酸化されやすい。
ここで、酸化生成自由エネルギーの値が小さいほど、酸化されやすいことを意味する。つまり、表１において、上方に挙げられた元素ほど酸化されにくく、下方に挙げられた元素ほど酸化されやすい。
本発明で低抵抗相として用いる金（Ａｕ）、銀（Ａｇ）、銅（Ｃｕ）などの貴金属元素は、他の元素よりも酸化生成自由エネルギーが大きく、酸化物を形成しにくい低抵抗相に適している。また、鉄（Ｆｅ）、コバルト（Ｃｏ）、ニッケル（Ｎｉ）なども、貴金属元素に比べれば酸化物を形成し易いが、それよりも下位の、例えば、タンタル（Ｔａ）やニオブ（Ｎｂ）、アルミニウム（Ａｌ）、シリコン（Ｓｉ）などと比べると、酸化されにくい。
従って、このように、酸化生成自由エネルギーの大小関係を考慮して相分離させる合金系の元素を適宜選択することが有効である。
なお、酸化の代わりに、後に詳述するように、窒化、フッ化、炭化などを利用してもよい。また、相分離層９の材料の種類によっては、この相分離のみでも高導電相９Ｂの比抵抗に対して絶縁相９Ａの比抵抗が１０倍から１００倍以上も大きな相に分離することもあり、この状態でも相分離層としての機能を兼ね備えている場合もある。
本実施形態によれば、スピノーダル分解やＧＰゾーンの形成などの固相内相分離を利用することにより、これら領域９Ａ及び９Ｂに対応する相分離構造の形成が容易となる。なおかつ、その相分離の割合や分布の制御も確実且つ容易となる。
本発明者の検討によれば、相分離した高導電相９Ｂの粒径は、相分離層９の膜厚に対して０．８〜４倍の範囲で、高導電相の間隔は１ｎｍ以上１０ｎｍ未満の範囲とすると、スピン依存散乱効果を有効に用いつつ、適当な抵抗値を有する実用的なＣＰＰ型の磁気抵抗効果素子が得られることが分かった。このような粒径や高導電相の間隔は、例えば、ＴＥＭ（transmission electron microscopy：透過型電子顕微鏡）による観察によって測定できる。
スピノーダル分解やＧＰゾーン形成などの相分離メカニズムを利用すると、高導電相の粒径や間隔は、相分離層９の材料組成や相分離促進プロセス条件（例：基板温度、Ａｒなどの希ガスのプラズマ照射、Ａｒなどの希ガスのイオン照射など）などにより上記範囲内の所望の値に規則正しく制御できる。また、その分散すなわち「ばらつき」も少ない。このために、相分離層９の内に高導電相の占める割合（１〜２０％の範囲）を、上記した適切な範囲内になるよう、高精度で制御でき、安定した特性を有する磁気抵抗効果素子の製造が可能となる。
一方、比較例として検討したＡｌ２Ｏ３絶縁部とＣｕ導電部からなる相分離層では、導電部の間隔はその下の磁化固着層や磁化自由層の粒径で決まるために１０ｎｍ以上になりやすく導電部がまばらとなる。その結果、特に記録密度が向上して素子サイズが微細になると導電部の個数も減るので、相分離層内に高導電層の占める割合の制御が困難になり、素子抵抗や抵抗変化量の制御が困難になってしまう。
図４は、本発明の実施の形態における相分離層９の形成プロセスの一部を表すフローチャートである。
また、図５は、相分離層９の平面的な構造の変化を例示する概念図である。
相分離層９の形成にあたっては、まず、ステップＳ１において、母材料Ｍを形成する。母材料Ｍは、例えばスパッタなどの方法により薄膜状に堆積することができる。
堆積中あるいは堆積直後で、母材料Ｍがまだスピノーダル分解されずあるいはＧＰゾーンが形成されていない状態では、図５（ａ）に表したように、組織はほぼ均一である。
そして、本実施形態においては、この薄膜堆積プロセスと同時に、あるいは、その後に、相分解プロセスＳ２を実施することができる。高温で長時間のアニール、イオンビームの照射などが挙げられる。
ステップＳ２として、このようなアニールあるいはイオンビーム照射などの相分解プロセスを施すと、図５（ｂ）に表したように、母材料Ｍに濃度変調が生じて、相Ｄ１と相Ｄ２とに分解する。一般に、スピノーダル分解の場合、核生成が必要とされず、組成のゆらぎが連続的に大きくなってゆくために、潜伏期間を示さず、母相と完全に整合性を保ちながら分解が生ずるとされている。また、アルミニウム（Ａｌ）−４％銅（Ｃｕ）合金などの場合、室温あるいは昇温状態での時効処理により、銅の組成が高い析出相が形成して相分離が生ずる。例えば、室温で時効処理を施した後に昇温で析出時効させる、いわゆる「２段時効」を実施すると、銅の組成が高い微細な領域が均一に分散した相分離構造が得られる。
以上説明したように、分解プロセスの実施により、母材料Ｍに組成の「ゆらぎ」が生じ、その結果として、図５（ｂ）に例示したような相分離構造が形成される。
次に、ステップＳ３として、酸化プロセスを実施する。酸化プロセスＳ３としては、例えば、成膜チャンバー内に酸素を導入した雰囲気中へ暴露する方法や、酸素ラジカルを照射する方法などを挙げることができる。なお、用いる材料に応じて、酸化の代わりに、窒化、フッ化、炭化などのプロセスを実施してもよい。
このような酸化プロセスを実施すると、分離した相Ｄ１とＤ２のうちで、酸化されやすい組成の相が優先的に酸化される。例えば、図５（ｃ）に示した例では、相Ｄ１が酸化されて抵抗が高い領域９Ａが形成される。一方、酸化があまり進まなかった相Ｄ２は、抵抗が低い領域９Ｂを構成することとなる。
図６は、相分離層９を形成するもうひとつの方法を表すフローチャートである。
すなわち、相分解プロセスと酸化プロセスとは、必ずしも別々に実施する必要はなく、同時に実施してもよい。
例えば、相分離のためのアニールと同時に、酸素雰囲気に暴露したり、あるいは酸素ラジカルを照射することにより、これらプロセスＳ２及びＳ３を同時に実施することが可能である。
またさらに、このような分解及び酸化のプロセスは、母材料Ｍの堆積プロセスと同時に実施することもできる。例えば、母材料Ｍの成膜と同時に酸素イオンを含んだイオンビームを基板上に照射することによって、堆積プロセスと、相分解及び酸化プロセスを同時に実施することも可能である。
以上説明したように、分解プロセスＳ２と酸化プロセスＳ３とを同時に実施した場合には、母材料Ｍが酸化されて残留し、抵抗が高い領域９Ａの一部を構成することもある。
図７は、このように母材料を形成する構成元素の種類によっては、２種類以上の固相内相分離した例を表す概念断面図である。この具体例の場合、相分離層９の母材が２種類以上の固相内相分離する元素からなっているため、相分離層９は２種類のスピノーダル分解が進行し、相Ｄ１と相Ｄ２が酸化されて抵抗が高い領域９Ａ（Ｄ１）と９Ａ（Ｄ２）、ならびにこれら抵抗が高い領域９Ａ（Ｄ１）と９Ａ（Ｄ２）とは異なる金属元素により抵抗が低い導電相９Ｂを構成している。このようなに２種類以上の抵抗が高い相と抵抗が低い相からなる３相以上の構造であっても、本実施形態の相分離層９として用いることが可能である。
一方、本実施形態においては、スピノーダル分解やＧＰゾーン形成を生じさせる分解プロセスＳ２として、図８に例示した如く、イオンビームを照射する方法も有効である。すなわち、薄膜状に形成された母材料Ｍの内部において組成のゆらぎを生じさせ、相分離させるためのエネルギーを、イオンビームの照射によって与えることができる。
この場合に用いるイオンビームとしては、例えば、アルゴン（Ａｒ）、キセノン（Ｘｅ）、クリプトン（Ｋｒ）などの希ガス元素などを用いることができる。また、酸化（または、窒化、フッ化、炭化）プロセスと同時に実施する場合には、酸素（または、窒素、フッ素、炭素）を用いることもできる。
一方、その照射条件としては、相分離層９の母材料Ｍのエッチングが顕著に生じない範囲で適宜選択することができる。具体的には、例えば、アルゴンイオンビームを、加速電圧５０ボルト（Ｖ）、投入電力５０ワット（Ｗ）程度で照射することができる。
次に、本実施形態の相分離層の母材料Ｍの具体例について説明する。
このような固相内相分離構造を有する具体的な相分離層９の母材料Ｍのひとつとしては、銀（Ａｇ）、金（Ａｕ）、銅（Ｃｕ）、白金（Ｐｔ）、パラジウム（Ｐｄ）、イリジウム（Ｉｒ）、オスミウム（Ｏｓ）及び銅（Ｃｕ）によりなる一群から選択されたいずれか一種以上の貴金属−ニッケル（Ｎｉ）−鉄（Ｆｅ）−コバルト（Ｃｏ）合金を挙げることができる。
そして、このようにして形成された貴金属−Ｎｉ−Ｆｅ合金ならびに貴金属−Ｎｉ−Ｃｏ合金の相分離層を先に述べた酸素ラジカル等を用いた酸化処理を施すことでＮｉ−ＦｅならびにＮｉ−Ｃｏリッチな相（Ｄ１）が選択的に酸化されて絶縁性の高い相（領域９Ａ）となる。さらに、磁気抵抗効果膜の積層構造を形成した以降の熱処理によって、相分離層９の導電相（貴金属）と絶縁相（Ｎｉ−Ｆｅ−ＯｘとＮｉ−Ｃｏ−Ｏｘ）との相分離が進み、導電相である貴金属の純度が増し、より低抵抗が進む。
このような相分離と選択的な酸化は、組成式が貴金属元素をＱとして、Ｑｘ（Ｎｉ１００‐ｙ（Ｆｅ１００‐ｚＣｏｚ）ｙ）１００‐ｘであり、ｘが１％以上で５０％以下、ｙが５０％以下で０％以上、０％≦ｚ≦１００％、ｚが０％以上で１００％以下の範囲で表される貴金属−ニッケル（Ｎｉ）−鉄（Ｆｅ）−コバルト（Ｃｏ）合金の上記組成範囲において得られる。もしくは、Ｑｘ（Ｃｏ１００‐ｙ（Ｆｅ１００‐ｚＮｉｚ）ｙ）１００‐ｘからなる化学式において、組成ｘが１原子％以上で５０原子％以下、組成ｙが０原子％以上で５０原子％以下、組成ｚが０原子％以上で１００原子％以下の範囲において得られる。
ここで、「貴金属元素」としては、銀（Ａｇ）、金（Ａｕ）、白金（Ｐｔ）、パラジウム（Ｐｄ）、イリジウム（Ｉｒ）、オスミウム（Ｏｓ）及び銅（Ｃｕ）のうちの少なくともいずれかを用いることが望ましい。また、その場合、これら貴金属のうちのいずれか１つのみには限定されず、２種類以上の元素を組み合わせてもよい。そして、この場合、組成ｘは、これら貴金属元素として選択されたものの合計の組成をいうものとする。例えば、貴金属元素Ｑとして銀と白金が選択された場合、組成ｘは、銀の組成と白金の組成の合計値であるものとする。
本願において、「合計の組成」という時は、このように、所定の選択範囲から選択されたそれぞれの元素の組成を合計したものであるものとする。
また、相分離層９の他の母材料としては、組成式が（Ａｌ１００−ｙＱｙ）１００−ｘＭｘで表され、元素Ｍとして銀（Ａｇ）、金（Ａｕ）、白金（Ｐｔ）、銅（Ｃｕ）、パラジウム（Ｐｄ）、イリジウム（Ｉｒ）及びオスミウム（Ｏｓ）よりなる群から選択されたいずれか一種以上からなり、組成ｘが１％以上で４０％以下、そして元素Ｑとしてマグネシウム（Ｍｇ）、カルシウム（Ｃａ）、シリコン（Ｓｉ）、ゲルマニウム（Ｇｅ）、ボロン（Ｂ）、タンタル（Ｔａ）、タングステン（Ｗ）、ニオブ（Ｎｂ）、ジルコニウム（Ｚｒ）、チタン（Ｔｉ）、クロム（Ｃｒ）、亜鉛（Ｚｎ）、リチウム（Ｌｉ）、ガリウム（Ｇａ）よりなる群から選択されたいずれか一種以上からなり、組成ｙが０原子％以上で３０原子％以下の範囲で表されるアルミニウム（Ａｌ）合金を挙げることができる。
この合金においては、アルミニウム組成が高い相と、アルミニウム組成が低い相とに相分離が生ずる。従って、酸化処理を施すことにより、アルミニウムと元素Ｑが酸化された電気抵抗の高い相（領域９Ａ）と比較的純度が高く電気抵抗の低い金属（Ｍ）相（領域９Ｂ）とを得ることが可能である。さらに、組成ｘの範囲が１％以上で４０％以下の範囲とし、スパッタ法などに薄膜形成手法を用いることにより、低温でスピノーダル分解ならびに核生成が促進される。この組成ｘは、より好ましくは５％から２０％の範囲とするとよい。組成ｘをこの範囲内とすれば、電気抵抗が高い相（領域９Ａ）の中に電気抵抗が低い相（領域９Ｂ）が点在し、センス電流の経路を効率的に制限して、良好な電流狭窄効果が得られるからである。
図９（ａ）は、Ａｌ９０Ａｇ１０合金を母材料として相分離させ、酸化処理を施して形成した相分離層の断面ＴＥＭ像の模式図である。また、同図（ｂ）は、この相分離層のナノＥＤＸ（Energy Dispersive X-ray photoelectron spectroscopy）による元素分析のプロファイルを表す模式図である。
アルミニウム（Ａｌ）の組成が高い領域が酸化されて電気抵抗が高い相Ｄ１が形成され、銀（Ａｇ）の組成が高い領域は抵抗が低い相Ｄ２を形成している。
また一方、相分離層９の他の母材料としては、組成式が（Ｍｇ１００−ｙＱｙ）１００−ｘＭｘで表され、元素Ｍとして銀（Ａｇ）、金（Ａｕ）、白金（Ｐｔ）、パラジウム（Ｐｄ）、銅（Ｃｕ）、イリジウム（Ｉｒ）及びオスミウム（Ｏｓ）よりなる群から選択されたいずれか一種以上からなり、組成ｘが原子１％以上で４０原子％以下、そして元素Ｑとしてカルシウム（Ｃａ）、シリコン（Ｓｉ）、ゲルマニウム（Ｇｅ）、亜鉛（Ｚｎ）、リチウム（Ｌｉ）、ガリウム（Ｇａ）よりなる群から選択されたいずれか一種以上からなり、組成ｙが０原子％以上で３０原子％以下の範囲で表されるマグネシウム（Ｍｇ）合金を挙げることができる。
この合金において、マグネシウム組成が高い相と、マグネシウム組成が低い相とに相分離が生ずる。従って、酸化処理を施すことにより、マグネシウムと元素Ｑが酸化された電気抵抗の高い相（領域９Ａ）と比較的純度が高く電気抵抗の低い金属（Ｍ）相（領域９Ｂ）とを得ることが可能である。さらに、組成ｘの範囲が１％以上で４０％以下の範囲とし、スパッタ法などに薄膜形成手法を用いることにより、低温でスピノーダル分解ならびに核生成が促進される。この組成ｘは、より好ましくは５％から２０％の範囲とするとよい。組成ｘをこの範囲内とすれば、電気抵抗が高い相（領域９Ａ）の中に電気抵抗が低い相（領域９Ｂ）が点在し、センス電流の経路を効率的に制限して、良好な電流狭窄効果が得られるからである。
または、相分離層９の他の母材料としては、組成式が（Ｓｉ１００−ｙＱｙ）１００−ｘＭｘで表せれ、元素Ｍとして銀（Ａｇ）、金（Ａｕ）、白金（Ｐｔ）、銅（Ｃｕ）、パラジウム（Ｐｄ）、イリジウム（Ｉｒ）及びオスミウム（Ｏｓ）よりなる群から選択されたいずれか一種以上からなり、組成ｘが１原子％以上で４０原子％以下、そして元素Ｑは、マグネシウム（Ｍｇ）、カルシウム（Ｃａ）、マグネシウム（Ｍｇ）、ゲルマニウム（Ｇｅ）、亜鉛（Ｚｎ）、リチウム（Ｌｉ）、ガリウム（Ｇａ）よりなる群から選択されたいずれか一種以上からなり、組成ｙが０原子％以上で３０原子％以下の範囲で表されるシリコン（Ｓｉ）合金を挙げることができる。
この合金において、シリコン組成が高い相と、シリコン組成が低い相とに相分離が生ずる。従って、酸化処理を施すことにより、シリコンと元素Ｘが酸化された電気抵抗の高い相（領域９Ａ）と比較的純度が高く電気抵抗の低い金属（Ｍ）相（領域９Ｂ）とを得ることが可能である。さらに、組成ｘの範囲が１％以上で４０％以下の範囲とし、スパッタ法などに薄膜形成手法を用いることにより、低温でスピノーダル分解ならびに核生成が促進される。この組成ｘは、より好ましくは５％から２０％の範囲とするとよい。組成ｘをこの範囲内とすれば、電気抵抗が高い相（領域９Ａ）の中に電気抵抗が低い相（領域９Ｂ）が点在し、センス電流の経路を効率的に制限して、良好な電流狭窄効果が得られるからである。
または、相分離層９の他の母材料としては、組成式が（Ｍｎ１００−ｙＱｙ）１００−ｘＭｘで表せれ、元素Ｍとして銀（Ａｇ）、金（Ａｕ）、白金（Ｐｔ）、銅（Ｃｕ）、パラジウム（Ｐｄ）、イリジウム（Ｉｒ）及びオスミウム（Ｏｓ）よりなる群から選択されたいずれか一種以上からなり、組成ｘが１原子％以上で４０原子％以下、そして元素Ｑとしてマグネシウム（Ｍｇ）、カルシウム（Ｃａ）、マグネシウム（Ｍｇ）、ゲルマニウム（Ｇｅ）、亜鉛（Ｚｎ）、リチウム（Ｌｉ）、ガリウム（Ｇａ）、シリコン（Ｓｉ）よりなる群から選択されたいずれか一種以上からなり、組成ｙが０原子％以上で３０原子％以下の範囲で表されるマンガン（Ｍｎ）合金を挙げることができる。
この合金において、マンガン組成が高い相と、マンガン組成が低い相とに相分離が生ずる。従って、酸化処理を施すことにより、マンガンと元素Ｘが酸化された電気抵抗の高い相（領域９Ａ）と比較的純度が高く電気抵抗の低い金属（Ｍ）相（領域９Ｂ）とを得ることが可能である。さらに、組成ｘの範囲が１％以上で４０％以下の範囲とし、スパッタ法などに薄膜形成手法を用いることにより、低温でスピノーダル分解ならびに核生成が促進される。このｘは、より好ましくは５％から２０％の範囲とするとよい。組成ｘをこの範囲内とすれば、電気抵抗が高い相（領域９Ａ）の中に電気抵抗が低い相（領域９Ｂ）が点在し、センス電流の経路を効率的に制限して、良好な電流狭窄効果が得られるからである。
また、相分離層９の他の母材料としては、鉄（Ｆｅ）を主成分とした磁性を有する低抵抗相とモリブデン（Ｍｏ）、マグネシウム（Ｍｇ）、カルシウム（Ｃａ）、チタン（Ｔｉ）、ジルコニウム（Ｚｒ）、ニオブ（Ｎｂ）、ハフニウム（Ｈｆ）、タンタル（Ｔａ）、ボロン（Ｂ）、アルミニウム（Ａｌ）及びシリコン（Ｓｉ）よりなる第２の群から選択された少なくとも一つの元素とを含む合金であって、前記第２の群から選択された元素をＭとして組成式Ｍ１００−ｘＦｅｘにより表した場合に、鉄の組成ｘが１原子％以上で５０原子％以下の範囲である合金を挙げることができる。
この合金において、鉄組成の高い相と、鉄組成が低い相とに相分離が生ずる。従って、酸化処理を施すことにより、主に元素Ｍが酸化された電気抵抗の高い相（領域９Ａ）と比較的純度が高く電気抵抗の低い鉄相（領域９Ｂ）とを得ることが可能である。何故ならば、表１に関して前述したように、第２の群を構成するこれら元素は、いずれも酸化物生成自由エネルギーが鉄（Ｆｅ）よりも小さく、鉄（Ｆｅ）よりも酸化されやすいからである。
さらに、組成ｘの範囲が１％以上で４０％以下の範囲とし、スパッタ法などに薄膜形成手法を用いることにより、低温でスピノーダル分解ならびに核生成が促進される。このｘは、より好ましくは５％から２０％の範囲とするとよい。組成ｘをこの範囲内とすれば、電気抵抗が高い相（領域９Ａ）の中に電気抵抗が低い相（領域９Ｂ）が点在し、センス電流の経路を効率的に制限して、良好な電流狭窄効果が得られるからである。
また、相分離層９の他の母材料としては、ニッケル（Ｎｉ）を主成分とした磁性を有する低抵抗相とモリブデン（Ｍｏ）、マグネシウム（Ｍｇ）、タングステン（Ｗ）、チタン（Ｔｉ）、ジルコニウム（Ｚｒ）、ニオブ（Ｎｂ）、ハフニウム（Ｈｆ）、タンタル（Ｔａ）、ボロン（Ｂ）、アルミニウム（Ａｌ）及びシリコン（Ｓｉ）よりなる第２の群から選択された少なくとも一つの元素とを含む合金であって、前記第２の群から選択された元素をＭとして組成式Ｍ１００−ｘＮｉｘにより表した場合に、ニッケルの組成ｘが１原子％以上で５０原子％以下の範囲である合金を挙げることができる。
この合金において、ニッケル組成の高い相と、鉄組成が低い相とに相分離が生ずる。従って、酸化処理を施すことにより、主に元素Ｍが酸化された電気抵抗の高い相（領域９Ａ）と比較的純度が高く電気抵抗の低いニッケル相（領域９Ｂ）とを得ることが可能である。何故ならば、表１に関して前述したように、第２の群を構成するこれら元素は、いずれも酸化物生成自由エネルギーがニッケル（Ｎｉ）よりも小さく、ニッケル（Ｎｉ）よりも酸化されやすいからである。
さらに、組成ｘの範囲が１％以上で４０％以下の範囲とし、スパッタ法などに薄膜形成手法を用いることにより、低温でスピノーダル分解ならびに核生成が促進される。このｘは、より好ましくは５％から２０％の範囲とするとよい。組成ｘをこの範囲内とすれば、電気抵抗が高い相（領域９Ａ）の中に電気抵抗が低い相（領域９Ｂ）が点在し、センス電流の経路を効率的に制限して、良好な電流狭窄効果が得られるからである。
また、相分離層９の他の母材料としては、コバルト（Ｃｏ）を主成分とした磁性を有する低抵抗相とモリブデン（Ｍｏ）、マグネシウム（Ｍｇ）、タングステン（Ｗ）、チタン（Ｔｉ）、ジルコニウム（Ｚｒ）、ニオブ（Ｎｂ）、ハフニウム（Ｈｆ）、タンタル（Ｔａ）、ボロン（Ｂ）、アルミニウム（Ａｌ）、クロム（Ｃｒ）及びバナジウム（Ｖ）よりなる第２の群から選択された少なくとも一つの元素とを含む合金であって、前記第２の群から選択された元素をＭとして組成式Ｍ１００−ｘＣｏｘにより表した場合に、コバルトの組成ｘが１原子％以上で５０原子％以下の範囲である合金を挙げることができる。
この合金において、コバルト組成の高い相と、鉄組成が低い相とに相分離が生ずる。従って、酸化処理を施すことにより、主に元素Ｍが酸化された電気抵抗の高い相（領域９Ａ）と比較的純度が高く電気抵抗の低いコバルト相（領域９Ｂ）とを得ることが可能である。何故ならば、表１に関して前述したように、第２の群を構成するこれら元素は、いずれも酸化物生成自由エネルギーがコバルト（Ｃｏ）よりも小さく、コバルト（Ｃｏ）よりも酸化されやすいからである。
さらに、組成ｘの範囲が１％以上で４０％以下の範囲とし、スパッタ法などに薄膜形成手法を用いることにより、低温でスピノーダル分解ならびに核生成が促進される。このｘは、より好ましくは５％から２０％の範囲とするとよい。組成ｘをこの範囲内とすれば、電気抵抗が高い相（領域９Ａ）の中に電気抵抗が低い相（領域９Ｂ）が点在し、センス電流の経路を効率的に制限して、良好な電流狭窄効果が得られるからである。
また、ＧＰゾーンを形成させるためには、アルミニウム（Ａｌ）−銅（Ｃｕ）系合金、アルミニウム（Ａｌ）−銀（Ａｇ）系合金、アルミニウム（Ａｌ）−亜鉛（Ｚｎ）−マグネシウム（Ｍｇ）系合金などを用いることができる。
また、以上説明した相分離層９の母材料合金において、酸素吸収量の制御、スピノーダル分解や析出相の粒径制御のために、添加物として、クロム（Ｃｒ）、チタン（Ｔｉ）、ジルコニウム（Ｚｒ）、ハフニウム（Ｈｆ）、モリブデン（Ｍｏ）、すず（Ｓｎ）、リチウム（Ｌｉ）、亜鉛（Ｚｎ）等の元素を数原子％程度添加しても良い。
また一方、相分離層９の他の母材として、これまで挙げてきたスピノーダル分解等の固相内相分離による母材を２種以上を含んだ材料、ならびに、スピノーダル分解等の固相内相分離による母材と固相内分離を伴わない合金とを積層しても良い。このように、スピノーダル分解等の固相内相分離によって絶縁相と導電相を所定の割合で均一に形成することができ、なおかつ、前記絶縁相とは異なる金属元素からなる絶縁相を形成することで、相分離層９の絶縁耐圧の向上を図ることが可能となる。
また、２種以上の異なる母材を積層することによって、ピンホールの発生が大幅に減少すると共に、スピノーダル分解等の固相内相分離を伴う母材と固相内相分離を伴わない合金を積層することで、スピノーダル分解等によって形成された導電相を核として固相内相分離を伴わない合金の相分離層の導電相が優先的に形成され、その結果、センス電流を流したときの相分離層の絶縁耐圧が大幅に向上し、磁気抵抗効果素子としての信頼性が大幅に向上する。
図１０は、積層構造を有する相分離層９の断面構造を例示する模式図である。 すなわち、本具体例の相分離層９は、第１の相分離層９’と第２の相分離層９”とを積層した構造を有する。第１の相分離層９’は、抵抗が高い領域９Ａ’と抵抗が低い領域９Ｂ’を有する。また、第２の相分離層９”も、抵抗が高い領域９Ａ”と抵抗が低い領域９Ｂ”を有する。
領域９Ｂ’の平均的なサイズは、領域９Ｂ”よりも大きく、また、これら領域は膜の厚み方向に見て、ほぼ重なるように形成されている。このような構造は、例えば、相分離層９’と相分離層９”の母材料の組成を適宜ずらしたり、母材の種類を変えることにより形成可能である。つまり、上下の層の母材料の組成をずらしたり、母材の種類を変えることにより、相分解した後の各相のサイズを変えることができる。
例えば、上述したようなスピノーダル分解性に優れた材料からなる相分離層９”の上に、結晶質に成り易いクロム（Ｃｒ）、タンタル（Ｔａ）、ニオブ（Ｎｂ）、ボロン（Ｂ）、ゲルマニウム（Ｇｅ）、タングステン（Ｗ）、モリブデン（Ｍｏ）、ジルコニウム（Ｚｒ）、チタン（Ｔｉ）、バナジウム（Ｖ）、コバルト（Ｃｏ）、鉄（Ｆｅ）、ニッケル（Ｎｉ）、シリコン（Ｓｉ）等の元素の酸化物（窒化物、硼化物、炭化物でも良い）を主成分とする相分離層９’を積層すると、スピノーダル分解による制御性のよい高導電相が形成できることに加えて、相分離層の上に形成される磁性層の結晶性制御が可能となり軟磁気特性の向上を図ることができる。
あるいは、コバルト（Ｃｏ）、鉄（Ｆｅ）、ニッケル（Ｎｉ）などの磁性酸化物（窒化物、硼化物、炭化物でも良い）を含むスピノーダル分解性に優れた材料からなる相分離層と、非磁性の酸化物（窒化物、硼化物、炭化物でも良い）からなるか相分離層を積層することにより、後者の非磁性相分離層が磁気結合遮断層として作用して、磁性層間の磁気結合の抑制とスピノーダル分解による制御性のよい高導電相形成が同時に可能になる。
また、このような積層構造において分解プロセスを実施した場合、上下のいずれか一方の層でスピノーダル分解が生ずると、分解形成された相（Ｄ１、Ｄ２）が、他方の層におけるスピノーダル分解の「きっかけ」となる場合がある。
その結果として、上下の層９’、９”において形成される領域９Ａ’、９Ａ”の位置が、厚み方向に見てほぼ重なるように形成することができる。
なお、図１０には、２層構造の相分離層を例示したが、本発明はこれに限定されず、相分離層は、３層以上の層を積層したものであってもよい。さらに、各層の境界が必ずしも明瞭ではなく、相分離層の膜厚方向に沿って、組成が連続的に変調しているような構造であってもよい。
さらに、これら相分離層９の母材料は、磁気特性向上、電気抵抗の調整ならびに結晶性向上を目的として、中間層以外の磁化自由層６や磁化固着層４のいずれか一方もしくは両方の層間や基板電極１ならびに上部電極８のいずれか一方もしくは両方の層間に挿入しても良い。例えば、磁化固着層４／相分離層９／磁化固着層４’、磁化固着層４／相分離層９／磁化固着層４’のような構成を挙げることができる。
また一方、相分離層９において、相分離した一方の相を高抵抗化させて抵抗が相対的に高い領域９Ａを形成するためには、酸化の代わりに、窒化、フッ化あるいは炭化のプロセスを用いることも可能である。すなわち、相分離した一方の相を、窒素（Ｎ）、フッ素（Ｆ）あるいは炭素（Ｃ）と反応させることにより、抵抗率を上げることができる場合には、窒化、フッ化あるいは炭化のプロセスを用いることができる。
（第２の実施の形態）
次に、本発明の第２の実施の形態として、磁化固着層、磁化自由層、中間層ならびに電極と強磁性膜の間のいずれかに相分離層９を設け、前記相分離層に接した磁気結合遮断層を含む磁気抵抗効果素子について説明する。
次に、本発明の第２の実施の形態として、磁化固着層、磁化自由層、中間層ならびに電極と強磁性膜の間のいずれかに相分離層９を設け、前記相分離層に接した磁気結合遮断層を含む磁気抵抗効果素子について説明する。
本実施形態の磁気抵抗効果素子においては、図１に例示した如く、相分離層９の少なくとも片方に磁気結合遮断層５Ａを設けることができる。磁気結合遮断層５Ａは、磁化固着層４と磁化自由層６との磁気的な結合を確実に遮断する役割を有する。すなわち、相分離層９のみでは、磁化固着層４と磁化自由層６との磁気的な結合が十分に遮断できないような場合、磁気結合遮断層５Ａを設けることにより、これらの磁気的な結合を確実に遮断することができる。
このような磁気結合遮断層５Ａは、相分離層９の母材料として、貴金属元素をＱとした時に、Ｑｘ（Ｎｉ１００‐ｙ（Ｆｅ１００‐ｚＣｏｚ）ｙ）１００‐ｘで表される合金を用いる場合に特に有効である。すなわち、この合金を相分離させて領域９Ａを形成する場合に、例えば酸化が不十分な領域９Ａにおいて、若干の磁性が残留することがあり得る。このような場合には、近接する磁化自由層６、磁化固着層４との間の磁気的な結合を遮断するために、磁気結合遮断層５Ａが特に有効である。
磁気結合遮断層５Ａの材料としては、例えば、銅（Ｃｕ）、金（Ａｕ）、銀（Ａｇ）、レニウム（Ｒｅ）、オスミウム（Ｏｓ）、ルテニウム（Ｒｕ）、イリジウム（Ｉｒ）、パラジウム（Ｐｄ）、クロム（Ｃｒ）、マグネシウム（Ｍｇ）、アルミニウム（Ａｌ）、ロジウム（Ｒｈ）、白金（Ｐｔ）などを用いることができる。
磁気結合遮断層５Ａの膜厚は、相分離層９を介した磁化固着層４と磁化自由層６との間の磁気結合が十分に遮断できる程度に厚いことが望ましい。つまり、相分離層９には上記の如く磁性が残留する場合があるので、その上下に設ける磁気結合遮断層５のいずれか一方には、その磁気的な結合を確実に遮断できる膜厚を与えることが必要である。
この観点からは、磁気結合遮断層５Ａの膜厚が０．５ｎｍ以下だと、この磁気結合の遮断ができなくなり、磁化自由層６もしくは磁化固着層４の磁化方向を乱してしまうため、０．５ｎｍ以上とすることが望ましい。
但し、磁気結合遮断層５Ａの膜厚が厚くなると、相分離層９において狭窄された電流が、磁気結合遮断層５Ａにおいて広がってしまうため、電流狭窄効果が低減してしまう。この観点からは、磁気結合遮断層５Ａの膜厚は５ｎｍ以下であることが望ましい。
そして、磁気的結合の遮断と電流の拡がりの抑制を両立する好適な範囲としては、磁気結合遮断層５Ａの膜厚は、１ｎｍ以上３ｎｍ以下とすることがさらに望ましい。磁気結合遮断層を相分離層の上下に設けても良い。
また、相分離層の上側には磁気結合遮断層５Ａを、相分離層の下側には界面調整層５Ｂを設けても良い。界面調整層５Ｂは、その上の相分離層９や磁化自由層６などの粒径や膜質を制御するバッファ層としての役割を担う。界面調整層５Ｂは、電流の拡がりを考えると、その膜厚は薄いことが望ましい。このため界面調整層５Ｂの膜厚は、１ｎｍ未満であることが望ましく、さらに、０．２５ｎｍ以下であることがより望ましい。
このとき、界面調整相分離層５Ｂ層は、膜面内にみて必ずしも連続的な膜である必要はなく、部分的に欠落していても良い。すなわち、磁化自由層６に対するバッファ効果を有する限り、不連続な薄膜でもよい。
また一方、別の積層構造として、磁化自由層の上下に磁化固着層がそれぞれ設けられた、いわゆる「デュアルスピンバルブ構造」の磁気抵抗効果素子の場合にも、上述と同様である。
なお、本実施形態の磁気抵抗効果素子の磁化自由層６の材料としては、ニッケル（Ｎｉ）、鉄（Ｆｅ）、コバルト（Ｃｏ）を主成分とする金属磁性体を主として用いることができる。これらは、磁気センサーに用いる際に、感度を高め、バルクハウゼンノイズ（Ｂａｒｋｈａｕｓｅｎ ｎｏｉｓｅ）を減少させるために、良好な軟磁気特性を持つことが必要である。この観点から、磁化自由層６は、面心立方格子の最密面である結晶軸［１１１］方向に積層されていることが望ましい。しかし、部分的に体心立方格子であったり、六方細密格子やその他の結晶構造を含んでいても良い。
また、本実施形態の磁気抵抗効果素子の磁化固着層４としては、２層以上の磁性体がルテニウム（Ｒｕ）などの非磁性体を介して反強磁性的に結合した、いわゆる、「シンセティック反強磁性構造」を用いても良い。
（第３の実施の形態）
次に、本発明の第３の実施の形態として、磁化自由層と電極との間に相分離層を設けた磁気抵抗効果素子について説明する。
次に、本発明の第３の実施の形態として、磁化自由層と電極との間に相分離層を設けた磁気抵抗効果素子について説明する。
図１１は、本実施形態にかかる磁気抵抗効果素子の断面構造を例示する模式図である。同図については、図１乃至図１０に関して前述したものと同一の要素には同一の符号を付して詳細な説明は省略する。
本具体例においては、磁化固着層４と磁化自由層６との間には、非磁性金属層１０が設けられている。この非磁性金属層は、磁化固着層４と磁化自由層６との磁気的な結合を遮断する役割を有する。
そして、磁化自由層６と上部電極８との間に、相分離層９が設けられている。この相分離層９については、第１実施形態に関して前述したものと同様のものを用いることができる。すなわち、スピノーダル分解やＧＰゾーン形成などのメカニズムを利用して形成された相分離構造によって電流狭窄効果が得られる相分離層９を用いる。
このように、磁化自由層６とそれに隣接した電極８との間に相分離層９を設けると、電極から磁化自由層６への電流を収束させ、素子抵抗を適度に高くするとともに、大きな磁気抵抗変化を得ることができる。
なお、本発明においては、第１実施形態乃至第３実施形態を適宜組み合わせてもよい。すなわち、第１実施形態に関して前述したように、磁化固着層４と磁化自由層６との間に相分離層９を設け、さらに、第２実施形態に関して説明したように、磁気結合遮断層５Ａを設け、さらに第３実施形態に関して説明したように磁化自由層とそれに隣接する電極との間にも相分離層９を設けてもよい。
このようにすれば、それぞれの電流狭窄効果を相乗させ、さらに高い素子抵抗と磁気抵抗変化を得ることが可能である。
（第４の実施の形態）
次に、本発明の第４の実施の形態として、磁化固着層と磁化自由層とが微小な磁性領域により接続されたＢＭＲ（ballistic magnetoresistance effect）型の抵抗効果素子について説明する。
次に、本発明の第４の実施の形態として、磁化固着層と磁化自由層とが微小な磁性領域により接続されたＢＭＲ（ballistic magnetoresistance effect）型の抵抗効果素子について説明する。
図１２は、本実施形態にかかる磁気抵抗効果素子の要部断面構造を表す模式図である。すなわち、本実施形態の磁気抵抗効果素子は、基板（電極）１の上に、第１の磁性層４、相分離相９、第２の磁性層６、上部電極８がこの順に積層された構造を有する。第１及び第２の磁性層４、６のいずれか一方は、磁化固着層として作用し、他方は磁化自由層として作用する。
そして、相分離層９は、非磁性領域９Ｃと、その中に点在して設けられた磁性領域９Ｄとを有する。非磁性領域９Ｃは、実質的に磁性を有しない材料からなる。また、磁性領域９Ｄは、磁性を有する材料からなる。これら非磁性領域９Ｃと磁性領域９Ｄは、第１乃至第３実施形態に関して前述したように、スピノーダル分解や、その他の各種の相分離メカニズムにより、母材料が相分離を生じたことにより形成されている。典型的には、鉄（Ｆｅ）、コバルト（Ｃｏ）、ニッケル（Ｎｉ）などの磁性元素と、非磁性元素との合金系を用いることができる。
このように、磁性領域９Ｄによって第１及び第２の磁性層４、６を接続した構造は、「磁気微小接点」あるいは「磁性ポイントコンタクト」などと称され、ＢＭＲ（ballistic magnetoresistance）による大きな磁気抵抗効果が得られる。
例えば、１００％以上の磁気抵抗効果を示すものとして、２つの針状のニッケル（Ｎｉ）を付き合わせた「磁気微小接点」、あるいは２つのマグネタイトを接触させた磁気微小接点が、それぞれ、文献 N. Garcia, M. Munoz, and Y. -W. Zhao, Physical Review Letters, vol.82, p2923 (1999) およびJ. J. Versluijs, M. A. Bari and J. M. D. Coey, Physical Review Letters, vol.87, p26601 -1 (2001 ) に開示された。これらは、大きな磁気抵抗変化率を示しているものの、その磁気微小接点の作製方法は、いずれも２つの針状あるいは三角形状に加工した強磁性体を角付き合わせるというものである。
これに対して、本実施形態によれば、スピノーダル分解などのメカニズムを利用することにより、相分離を生じさせ、非磁性領域９Ｃの中に微小な磁性領域９Ｄが点在した構造を容易に形成することができる。そして、この微小な磁性領域９Ｄが第１及び第２の磁性層４、６の間で、「磁気微小接点」あるいは「磁性ポイントコンタクト」として作用することにより、ＢＭＲによる大きな磁気抵抗効果を得ることが可能となる。
相分離層９の母材料としては、鉄（Ｆｅ）を主成分とした磁性を有する低抵抗相とモリブデン（Ｍｏ）、マグネシウム（Ｍｇ）、カルシウム（Ｃａ）、チタン（Ｔｉ）、ジルコニウム（Ｚｒ）、ニオブ（Ｎｂ）、ハフニウム（Ｈｆ）、タンタル（Ｔａ）、ボロン（Ｂ）、アルミニウム（Ａｌ）及びシリコン（Ｓｉ）よりなる第２の群から選択された少なくとも一つの元素とを含む合金であって、前記第２の群から選択された元素をＭとして組成式Ｍ１００−ｘＦｅｘにより表した場合に、鉄の組成ｘが１原子％以上で５０原子％以下の範囲である合金を挙げることができる。
この合金において、鉄組成の高い相と、鉄組成が低い相とに相分離が生ずる。非磁性領域９Ｃと磁性領域９Ｄとを形成することが可能である。酸化処理を施すことにより、主に元素Ｍが酸化された非磁性領域９Ｃと、鉄（Ｆｅ）の含有量が高い磁性領域Ｄとを得ることが可能である。
この場合にも、組成ｘの範囲が１％以上で４０％以下の範囲とし、スパッタ法などに薄膜形成手法を用いることにより、低温でスピノーダル分解ならびに核生成が促進される。このｘは、より好ましくは５％から２０％の範囲とするとよい。
また、相分離層９の他の母材料としては、ニッケル（Ｎｉ）を主成分とした磁性を有する低抵抗相とモリブデン（Ｍｏ）、マグネシウム（Ｍｇ）、タングステン（Ｗ）、チタン（Ｔｉ）、ジルコニウム（Ｚｒ）、ニオブ（Ｎｂ）、ハフニウム（Ｈｆ）、タンタル（Ｔａ）、ボロン（Ｂ）、アルミニウム（Ａｌ）及びシリコン（Ｓｉ）よりなる第２の群から選択された少なくとも一つの元素とを含む合金であって、前記第２の群から選択された元素をＭとして組成式Ｍ１００−ｘＮｉｘにより表した場合に、ニッケルの組成ｘが１原子％以上で５０原子％以下の範囲である合金を挙げることができる。
また、相分離層９の他の母材料としては、コバルト（Ｃｏ）を主成分とした磁性を有する低抵抗相とモリブデン（Ｍｏ）、マグネシウム（Ｍｇ）、タングステン（Ｗ）、チタン（Ｔｉ）、ジルコニウム（Ｚｒ）、ニオブ（Ｎｂ）、ハフニウム（Ｈｆ）、タンタル（Ｔａ）、ボロン（Ｂ）、アルミニウム（Ａｌ）、クロム（Ｃｒ）及びバナジウム（Ｖ）よりなる第２の群から選択された少なくとも一つの元素とを含む合金であって、前記第２の群から選択された元素をＭとして組成式Ｍ１００−ｘＣｏｘにより表した場合に、コバルトの組成ｘが１原子％以上で５０原子％以下の範囲である合金を挙げることができる。
以上、本発明の第１乃至第３の実施形態について説明した。
以下、実施例を参照しつつ、本発明の磁気抵抗効果素子についてさらに詳細に説明する。
（第１の実施例）
まず、本発明の第１の実施例として、アルミニウム（Ａｌ）−銀（Ａｇ）系のスピノーダル分解を利用して形成した磁気抵抗効果素子について説明する。
まず、本発明の第１の実施例として、アルミニウム（Ａｌ）−銀（Ａｇ）系のスピノーダル分解を利用して形成した磁気抵抗効果素子について説明する。
本実施例においては、図１に表した磁気抵抗効果素子を製作した。そして、相分離層９としてＡｌＡｇ合金に酸化処理を施した。磁気抵抗効果素子を構成する各層の膜厚と材料は、以下の如くである。なお、図１に表した符号を、対応する各層にカッコ書きで付した。
Ｓｉ基板（１）／５ｎｍＴａ（２）／２００ｎｍＣｕ（２）／１０ｎｍＰｔＭｎ（３）／３ｎｍＣｏＦｅ（４）／０．２ｎｍＣｕ（５Ａ）／０．８ｎｍＡｌＡｇ合金（９）／０．２ｎｍＣｕ（５Ｂ）／３ｎｍＣｏＦｅ（６）／２ｎｍＴａ（７）／２００ｎｍＣｕ（８）
なお、本発明の実施例で用いたＳｉ基板（１）は、熱酸化処理によりＳｉＯ２が表面に約１００ナノメータ程度形成された基板である。また、ＡｌＡｇ合金は、組成式 Ａｌ１００−ｘＡｇｘ において組成ｘ＝０、５、１０、２０、４０原子％とした。
Ｓｉ基板（１）／５ｎｍＴａ（２）／２００ｎｍＣｕ（２）／１０ｎｍＰｔＭｎ（３）／３ｎｍＣｏＦｅ（４）／０．２ｎｍＣｕ（５Ａ）／０．８ｎｍＡｌＡｇ合金（９）／０．２ｎｍＣｕ（５Ｂ）／３ｎｍＣｏＦｅ（６）／２ｎｍＴａ（７）／２００ｎｍＣｕ（８）
なお、本発明の実施例で用いたＳｉ基板（１）は、熱酸化処理によりＳｉＯ２が表面に約１００ナノメータ程度形成された基板である。また、ＡｌＡｇ合金は、組成式 Ａｌ１００−ｘＡｇｘ において組成ｘ＝０、５、１０、２０、４０原子％とした。
成膜は、ＤＣマグネトロンスパッタ方式を用い、到達真空度が１０−５Ｐａ（パスカル）以下となるまで排気し、各膜の成膜速度は、０．０２〜０．１［ｎｍ／秒］で行った。また、上部電極８は、直径１μｍの略円形状とした。また、酸化処理は、相分離層９の成膜後に、酸素ラジカルを照射することにより行った。また、熱処理は、５ｋＯｅ（エルステッド）の磁界印加した状態で、２７０℃で１０時間行った。
一方、比較例として、相分離層９の材料として、０．８ｎｍＡｌＡｇ合金の代わりに３ｎｍＣｕを用いたものを作成した。
Ａｌ９０Ａｇ１０（ｘ＝１０）を用いた本実施例と、比較例の磁気抵抗効果素子について磁気抵抗効果ＭＲと面積抵抗ＲＡを測定したところ、以下の結果が得られた。
相分離層９の材料 ＭＲ ＲＡ
Ｃｕ ０．５％ ０．０８Ωμｍ２
Ａｌ９０Ａｇ１０（酸化処理あり） ６．０％ ０．２５Ωμｍ２
Ａｌ９０Ａｇ１０合金を母材料として用いた相分離層９の酸化処理有無の試料について、断面ＴＥＭ（tansmission electron microscopy：透過型電子顕微鏡）観察でその結晶性をそれぞれ調べた。
相分離層９の材料 ＭＲ ＲＡ
Ｃｕ ０．５％ ０．０８Ωμｍ２
Ａｌ９０Ａｇ１０（酸化処理あり） ６．０％ ０．２５Ωμｍ２
Ａｌ９０Ａｇ１０合金を母材料として用いた相分離層９の酸化処理有無の試料について、断面ＴＥＭ（tansmission electron microscopy：透過型電子顕微鏡）観察でその結晶性をそれぞれ調べた。
図９（ａ）及び（ｂ）は、前述したように、酸化処理有りの試料について、その断面ＴＥＭ像の模式図と、そのナノＥＤＸによる元素分析のプロファイルを模式的に示した図である。
酸化処理なしの場合、スピノーダル分解に伴うＡｌと幅約１．５ｎｍＡｇの相分離が不明確ではあるが確認された。一方、酸化処理有りの場合、図９からも分かるように処理なしと同様にスピノーダル分解に伴う幅約９ｎｍＡｌと幅約１．５ｎｍＡｇの相分離が明確に確認され、また、それぞれの相について酸素分析を行った結果、ほとんどの酸素がＡｌ部分に存在していることも合わせて確認できた。
本発明者は、本実施例におけるＡｌ９０Ａｇ１０（原子％）膜の相分離の状態を平面ＴＥＭで観察することを目的として、シリコン基板の上に、以下のような薄膜の積層体を作製した。
Ｓｉ（１）／５ｎｍＴａ（１）／２００ｎｍＣｕ（１）／５ｎｍＴａ（２）／２ｎｍＲｕ（２）／１５ｎｍＰｔＭｎ（３）／４ｎｍＣｏＦｅ（４）／１ｎｍＲｕ（４）／４ｎｍＣｏＦｅ（４）／［０．２ｎｍＣｕ（５Ｂ）／５０ｎｍＡｌＡｇ（９）
このようにして作製した試料に、磁気抵抗効果素子膜と同様の熱処理を施した後、平面ＴＥＭ観察ならびにナノＥＤＸによる組成分析を行った。
Ｓｉ（１）／５ｎｍＴａ（１）／２００ｎｍＣｕ（１）／５ｎｍＴａ（２）／２ｎｍＲｕ（２）／１５ｎｍＰｔＭｎ（３）／４ｎｍＣｏＦｅ（４）／１ｎｍＲｕ（４）／４ｎｍＣｏＦｅ（４）／［０．２ｎｍＣｕ（５Ｂ）／５０ｎｍＡｌＡｇ（９）
このようにして作製した試料に、磁気抵抗効果素子膜と同様の熱処理を施した後、平面ＴＥＭ観察ならびにナノＥＤＸによる組成分析を行った。
図１３は、ＴＥＭ観察の結果を表す写真である。すなわち、同図は、ＡｌＡｇ層の表面の直径１マイクロメータの範囲から得られた制限視野電子線回折像である。多結晶体の存在に対応するデバイリングが観察され、ＡｌＡｇ層が他数の結晶粒からなることが分かる。
図１４は、ＡｌＡｇ層のＴＥＭ像である。粒径が３０〜２００ｎｍの比較的黒く見える粒状体Ａと、粒径が５０ｎｍ以下の白く見える粒状体Ｂとに分離している状態が観察される。
図１５は、同一のサンプルについてＴＥＭ観察により得られたＨＡＡＤＦ（high angle annular dark field）像である。同図においては、黒く見える部分が図１３（ｂ）における粒状体Ｂに対応し、白く見える部分が図１４における粒状体Ａに対応する。
これらＴＥＭ像において、粒状体Ａと粒状体ＢについてそれぞれナノＥＤＸにより組成分析を行ったところ、粒状体Ａは、Ａｌ４０Ａｇ６０［原子％］のＡｇリッチな相であり、粒状体ＢはＡｌ９５Ａｇ５［原子％］のＡｌリッチな相であることが分かった。つまり、母材料であるＡｌ９０Ａｇ１０が、Ａｇリッチな粒状体Ａと、Ａｌリッチな粒状体Ｂとに組成分離したことが確認できた。
図１６は、Ａｇリッチな粒状体Ａから得られた制限視野電子線回折像である。同図から分かるように、明瞭な回折スポットが規則的に配列した回折像が得られ、粒状体Ａがほぼ単一な結晶粒からなり、その結晶性も良好であることが分かった。
このことから、スピノーダル分解と酸化処理によって、相分離層は導電性の高いＡｇリッチな相Ｄ２（領域９Ｂ）と、Ａｌリッチであり酸化処理によってＡｌ２Ｏ３に近い酸化物絶縁体相Ｄ１（領域９Ａ）とに分離して存在しているとともに、スピノーダル分解によってそれぞれの相がきれいに膜面内で分布していることが平面ＴＥＭ観察でも確認され、そのＡｇ相の占有面積が大体１０％前後であった。
すなわち、図１５から分かるように、Ａｇリッチな粒状体Ａが占める面積は、全体のおよそ１０％前後であった。
一方、Ａｌ８０Ａｇ２０（ｘ＝２０）合金を母材料として用いた場合には、酸化処理を施した後の磁気抵抗効果ＭＲと、面積抵抗ＲＡとして以下の値が得られた。
相分離層９の材料 ＭＲ ＲＡ
Ａｌ８０Ａｇ２０（酸化処理あり）４．５％ ０．１７Ωμｍ２
ＡｌＡｇ合金においては、Ａｇの割合が１％未満では、高導電相の領域が大幅に少ないので１平方ミクロン当りの面積抵抗ＲＡが１Ωμｍ２以上に増大してしまい、ＴＭＲと同様な高抵抗に起因するノイズや周波数応答性が低下してしまう。一方、Ａｇの割合が４０％を越えると、高導電相の領域が広すぎて電流狭窄効果がもはや得られず、Ｃｕ等の金属中間層を用いた場合と同様な低Ｒ、低ＡＲとなってしまう。その組成ｘは、１原子％〜４０原子％Ａｇの範囲内とすることが望ましく、その最適組成は、必要とされる磁気抵抗効果ＭＲや抵抗値Ｒによって適宜決定することができる。また、Ａｌをマグネシウム（Ｍｇ）やシリコン（Ｓｉ）ならびにマンガン（Ｍｎ）に置換した母材を用いた場合についても調べたが、ＭＲやＲに多少の差が見られるもの、その効果や断面ＴＥＭでの組織は、Ａｌの場合と同様の傾向が見られた。
相分離層９の材料 ＭＲ ＲＡ
Ａｌ８０Ａｇ２０（酸化処理あり）４．５％ ０．１７Ωμｍ２
ＡｌＡｇ合金においては、Ａｇの割合が１％未満では、高導電相の領域が大幅に少ないので１平方ミクロン当りの面積抵抗ＲＡが１Ωμｍ２以上に増大してしまい、ＴＭＲと同様な高抵抗に起因するノイズや周波数応答性が低下してしまう。一方、Ａｇの割合が４０％を越えると、高導電相の領域が広すぎて電流狭窄効果がもはや得られず、Ｃｕ等の金属中間層を用いた場合と同様な低Ｒ、低ＡＲとなってしまう。その組成ｘは、１原子％〜４０原子％Ａｇの範囲内とすることが望ましく、その最適組成は、必要とされる磁気抵抗効果ＭＲや抵抗値Ｒによって適宜決定することができる。また、Ａｌをマグネシウム（Ｍｇ）やシリコン（Ｓｉ）ならびにマンガン（Ｍｎ）に置換した母材を用いた場合についても調べたが、ＭＲやＲに多少の差が見られるもの、その効果や断面ＴＥＭでの組織は、Ａｌの場合と同様の傾向が見られた。
さらに、図１０に例示した如く、このＡｌ−Ａｇ合金相分離層とＣｒ−Ｃｕ合金を母材料とした相分離層とを組み合せた相分離層を用いても、Ａｌ−Ａｇ合金のＡｇとＣｒ−Ｃｕ合金のＣｕが電流パスの役目を担い同様の効果が得られた。
（第２の実施例）
次に、本発明の第２の実施例として、アルミニウム（Ａｌ）−金（Ａｕ）系のスピノーダル分解を利用した磁気抵抗効果素子について説明する。
次に、本発明の第２の実施例として、アルミニウム（Ａｌ）−金（Ａｕ）系のスピノーダル分解を利用した磁気抵抗効果素子について説明する。
本実施例においても、図１に表した磁気抵抗効果素子を製作した。但し、本実施例においては、磁化固着層４をいわゆる「シンセティック構造」とした。
また、本実施例の作成方法は、第１実施例に関して前述した方法と概ね同様とした。ただし、相分離層９の形成にあたっては、成膜と同時に酸素イオンを含んだイオンビームを基板上に照射しながら形成した。磁気抵抗効果素子を構成する各層の膜厚と材料は、以下の如くである。なお、図１に表した符号を、対応する各層にカッコ書きで付した。
Ｓｉ基板（１）／５ｎｍＴａ（２）／２００ｎｍＣｕ（２）／５ｎｍ（Ｎｉ０．８Ｆｅ０．２）７８Ｃｒ２２（２）／１０ｎｍＰｔＭｎ（３）／２．５ｎｍＣｏＦｅ（４）／０．９ｎｍＲｕ（４）／２．５ｎｍＣｏＦｅ（４）／０．２ｎｍＣｕ（５Ａ））／０．８ｎｍＡｌＡｕ合金（９）／０．２ｎｍＣｕ（５Ｂ）／３ｎｍＣｏＦｅ（６）／２ｎｍＴａ（７）／２００ｎｍＣｕ（８）
相分離層９の母材料として、Ａｌ９０Ａｕ１０合金を用いた場合の磁気抵抗効果ＭＲと面積抵抗Ｒは、如くであった。
ＭＲ ＲＡ
酸化処理あり ７．５％ ０．１８Ωμｍ２
また、Ａｌ１００−ｘＡｕｘ合金の組成ｘ＝０、５、１０、２０、４０原子％とした相分離層９の酸化処理の有無の試料について、断面ＴＥＭ観察でその結晶性を調べた。処理なしの場合、スピノーダル分解に伴うＡｌと幅約１．５ｎｍＡｕの相分離が不明確ではあるが確認された。一方、処理有りの場合、処理なしと同様にスピノーダル分解に伴うＡｌと幅約１．５ｎｍＡｕの相分離が明確に確認され、また、それぞれの相について酸素分析を行った結果、ほとんどの酸素がＡｌ部分に存在していることも合わせて確認できた。
Ｓｉ基板（１）／５ｎｍＴａ（２）／２００ｎｍＣｕ（２）／５ｎｍ（Ｎｉ０．８Ｆｅ０．２）７８Ｃｒ２２（２）／１０ｎｍＰｔＭｎ（３）／２．５ｎｍＣｏＦｅ（４）／０．９ｎｍＲｕ（４）／２．５ｎｍＣｏＦｅ（４）／０．２ｎｍＣｕ（５Ａ））／０．８ｎｍＡｌＡｕ合金（９）／０．２ｎｍＣｕ（５Ｂ）／３ｎｍＣｏＦｅ（６）／２ｎｍＴａ（７）／２００ｎｍＣｕ（８）
相分離層９の母材料として、Ａｌ９０Ａｕ１０合金を用いた場合の磁気抵抗効果ＭＲと面積抵抗Ｒは、如くであった。
ＭＲ ＲＡ
酸化処理あり ７．５％ ０．１８Ωμｍ２
また、Ａｌ１００−ｘＡｕｘ合金の組成ｘ＝０、５、１０、２０、４０原子％とした相分離層９の酸化処理の有無の試料について、断面ＴＥＭ観察でその結晶性を調べた。処理なしの場合、スピノーダル分解に伴うＡｌと幅約１．５ｎｍＡｕの相分離が不明確ではあるが確認された。一方、処理有りの場合、処理なしと同様にスピノーダル分解に伴うＡｌと幅約１．５ｎｍＡｕの相分離が明確に確認され、また、それぞれの相について酸素分析を行った結果、ほとんどの酸素がＡｌ部分に存在していることも合わせて確認できた。
このことから、スピノーダル分解と酸化処理によって、相分離層は導電性の高い純金属のＡｕとＡｌ２Ｏ３に近い酸化物絶縁体に分離して存在しているとともに、スピノーダル分解によってそれぞれの相がきれいに膜面内で分布していることが平面ＴＥＭでも確認され、そのＡｕ相の占有面積が大体１０％前後であった。
また、Ａｌ８０Ａｕ２０合金（ｘ＝２０）を母材料とした場合には、磁気抵抗効果ＭＲと面積抵抗ＲＡは以下の如くであった。
ＭＲ ＲＡ
酸化処理あり ５．５％ ０．１３Ωμｍ２
このようにＡｌＡｕ合金においても、Ａｕの割合が１％未満では、高導電相の領域が大幅に少ないので１平方ミクロン当りの面積抵抗ＲＡが１Ωμｍ２以上に増大してしまい、ＴＭＲと同様な高抵抗に起因するノイズや周波数応答性が低下してしまう。一方、Ａｕの割合が４０％を越えると、高導電相の領域が広すぎて電流狭窄効果がもはや得られず、Ｃｕ等の金属中間層を用いた場合と同様な低Ｒ、低ＡＲとなってしまう。
ＭＲ ＲＡ
酸化処理あり ５．５％ ０．１３Ωμｍ２
このようにＡｌＡｕ合金においても、Ａｕの割合が１％未満では、高導電相の領域が大幅に少ないので１平方ミクロン当りの面積抵抗ＲＡが１Ωμｍ２以上に増大してしまい、ＴＭＲと同様な高抵抗に起因するノイズや周波数応答性が低下してしまう。一方、Ａｕの割合が４０％を越えると、高導電相の領域が広すぎて電流狭窄効果がもはや得られず、Ｃｕ等の金属中間層を用いた場合と同様な低Ｒ、低ＡＲとなってしまう。
また、Ａｌの一部をマグネシウム（Ｍｇ）、カルシウム（Ｃａ）、シリコン（Ｓｉ）、ゲルマニウム（Ｇｅ）、ボロン（Ｂ）、タンタル（Ｔａ）、タングステン（Ｗ）、ニオブ（Ｎｂ）、ジルコニウム（Ｚｒ）、チタン（Ｔｉ）、クロム（Ｃｒ）、亜鉛（Ｚｎ）、リチウム（Ｌｉ）、ガリウム（Ｇａ）で置換した場合も調べたが、その置換量にもよるがほぼ同様な効果が得られた。
実際のヘッドへの適用を考えると、その組成は１原子％〜４０原子％Ａｕの範囲において、必要とされる磁気抵抗効果ＭＲや抵抗値Ｒによって適宜決めることができる。
（第３の実施例）
次に、本発明の第３の実施例として、銅（Ｃｕ）−ニッケル（Ｎｉ）−鉄（Ｆｅ）系のスピノーダル分解を利用した磁気抵抗効果素子について説明する。
次に、本発明の第３の実施例として、銅（Ｃｕ）−ニッケル（Ｎｉ）−鉄（Ｆｅ）系のスピノーダル分解を利用した磁気抵抗効果素子について説明する。
本実施例においても、図１と類似した断面構造を有する磁気抵抗効果素子を製作した。但し、界面調節層５Ｂは設けなかった。また、本実施例においては、磁化固着層４をいわゆる「シンセティック構造」とした。
本実施例の作成方法は、第１実施例に関して前述した方法と概ね同様とした。磁気抵抗効果素子を構成する各層の膜厚と材料は、以下の如くである。なお、図１に表した符号を、対応する各層にカッコ書きで付した。
Ｓｉ基板（１）／５ｎｍＴａ（２）／２００ｎｍＣｕ（２）／５ｎｍ（Ｎｉ０．８Ｆｅ０．２）７８Ｃｒ２２（２）／１０ｎｍＰｔＭｎ（３）／２．５ｎｍＣｏＦｅ（４）／０．９ｎｍＲｕ（４）／２．５ｎｍＣｏＦｅ（４）／０．８ｎｍＣｕＮｉＦｅ合金（９）／２．０ｎｍＣｕ（５）／３ｎｍＣｏＦｅ（６）／２ｎｍＴａ（７）／２００ｎｍＣｕ（８）
ここで、相分離層９の母材料として用いたＣｕＮｉＦｅ合金は、組成式がＣｕｘ（Ｎｉ１−ｙＦｅｙ）１００−ｘ（原子％）で表され、ｘ＝０．５、１、１０、２０、５０、６０、ｙ＝０、０．２、０．５、０．７とした。また、相分離層９と磁化自由層６との間に、２．０ｎｍＣｕからなる磁気結合遮断層５を挿入した。この磁気結合遮断層５は、ＣｕＮｉＦｅ合金からなる相分離層９と磁化自由層６との間の磁気的なカップリングを遮断する程度の厚さが必要であり、その最適膜厚は、１〜３ｎｍ程度が望ましい。
Ｓｉ基板（１）／５ｎｍＴａ（２）／２００ｎｍＣｕ（２）／５ｎｍ（Ｎｉ０．８Ｆｅ０．２）７８Ｃｒ２２（２）／１０ｎｍＰｔＭｎ（３）／２．５ｎｍＣｏＦｅ（４）／０．９ｎｍＲｕ（４）／２．５ｎｍＣｏＦｅ（４）／０．８ｎｍＣｕＮｉＦｅ合金（９）／２．０ｎｍＣｕ（５）／３ｎｍＣｏＦｅ（６）／２ｎｍＴａ（７）／２００ｎｍＣｕ（８）
ここで、相分離層９の母材料として用いたＣｕＮｉＦｅ合金は、組成式がＣｕｘ（Ｎｉ１−ｙＦｅｙ）１００−ｘ（原子％）で表され、ｘ＝０．５、１、１０、２０、５０、６０、ｙ＝０、０．２、０．５、０．７とした。また、相分離層９と磁化自由層６との間に、２．０ｎｍＣｕからなる磁気結合遮断層５を挿入した。この磁気結合遮断層５は、ＣｕＮｉＦｅ合金からなる相分離層９と磁化自由層６との間の磁気的なカップリングを遮断する程度の厚さが必要であり、その最適膜厚は、１〜３ｎｍ程度が望ましい。
また、相分離層９の形成にあたっては、成膜と同時に酸素イオンを含んだイオンビームを基板上に照射しながら堆積した。
比較のために、相分離層９の代わりに、Ｃｕ２０（Ｎｉ０．８Ｆｅ０．２）８０（原子％）の組成の合金層を設けた磁気抵抗効果素子も作成した。
素子の形成後に、真空中で、５キロエルステッド（ｋＯｅ）の磁界を印加して３００℃で１０時間の熱処理を施した。
また、これらの磁気抵抗効果素子について磁気抵抗効果ＭＲと抵抗値Ｒを調べたところ、ｘ＝０．１、６０としたもの、ｙ＝０．７としたものを除いて磁気抵抗効果ＭＲが３〜１０％で、抵抗値Ｒも０．１５〜１．０［Ω］と良好な特性であった。これに対して、ｘ＝５、６０としたもの、ｙ＝０．７としたものは、ＭＲが０．５％以下であり、そのＲＡも非常に小さくて、実用に向かない特性であることが分かった。そして、磁気遮断層５としてＣｕ以外の、Ａｕ、Ａｇ、Ｐｔ、Ｐｄ、Ｉｒ、及びＯｓ等についても調べたが、ほぼ同様の磁気遮断効果が確認された。
また一方、本実施例においては、磁化固着層４が若干酸化しても、磁気抵抗効果素子の特性の劣化がほとんど見られないことも分かった。
さらにまた、磁気結合遮断層５を形成しない場合の磁気抵抗効果素子を作成したが、若干の磁性を有する相分離層９の影響で、磁化自由層６の磁界応答性が悪くなり、そのためＭＲ感度が低下した。
以上の結果から、スピノーダル分解とＮｉ−Ｆｅ相の酸化を両立する組成領域の合金を相分離層９の母材料と、磁気結合遮断層５を用いることで、良好な特性の磁気抵抗効果素子を提供することが可能となることが分かった。
さらにまた、Ｃｕｘ（Ｎｉ１−ｙＦｅｙ）１００−ｘ（原子％）の組成式において、Ｆｅ部分をＣｏに置き換えた合金を用いた磁気抵抗効果素子についても一部調べたが、Ｃｕｘ（Ｎｉ１−ｙＦｅｙ）１００−ｘ（原子％）とほぼ同様の結果が得られた。
さらに、図１０に例示した如く、このＣｕｘ（Ｎｉ１−ｙＦｅｙ）１００−ｘ（原子％）相分離層と、Ａｌ−Ａｇ合金を母材料として用いた相分離層とを組み合わせた相分離層を用いても同様な効果が得られた。
（第４の実施例）
次に、本発明の第４の実施例として、磁化２層の相分離層を設けた磁気抵抗効果素子について説明する。
次に、本発明の第４の実施例として、磁化２層の相分離層を設けた磁気抵抗効果素子について説明する。
図１７及び図１８は、本実施例の磁気抵抗効果素子の断面構造を表す模式図である。同図についても、図１乃至図１６に関して前述したものと同様の要素には同一の符号を付して詳細な説明は省略する。
すなわち、図１７の構造においては、スペーサー層の部分のみならず、磁化固着層４の中にも相分離層９が挿入されている。
また、図１８の構造においては、スペーサー層の部分のみならず、磁化自由層６の中にも相分離層９が挿入されている。
本実施例の作成方法も、第１実施例に関して前述した方法と概ね同様とした。図１７に表した磁気抵抗効果素子を構成する各層の膜厚と材料は、以下の如くである。なお、図１７に表した符号を、対応する各層にカッコ書きで付した。
Ｓｉ基板（１）／５ｎｍＴａ（２）／２００ｎｍＣｕ（２）／５ｎｍ（Ｎｉ０．８Ｆｅ０．２）７８Ｃｒ２２（２）／１０ｎｍＰｔＭｎ（３）／２ｎｍＣｏＦｅ（４）／０．５ｎｍＣｕＮｉＦｅ合金（９）／２．５ｎｍＣｏＦｅ（４）／０．５ｎｍＣｕ（５）／０．８ｎｍＣｕＮｉＦｅ合金（９）／３ｎｍＣｏＦｅ（６）／２ｎｍＴａ（７）／２００ｎｍＣｕ（８）
また、図１８に表した磁気抵抗効果素子を構成する各層の膜厚と材料は、以下の如くである。なお、図１８に表した符号を、対応する各層にカッコ書きで付した。
Ｓｉ基板（１）／５ｎｍＴａ（２）／２００ｎｍＣｕ（２）／５ｎｍ（Ｎｉ０．８Ｆｅ０．２）７８Ｃｒ２２（２）／１０ｎｍＰｔＭｎ（３）／４ｎｍＣｏＦｅ（４）／０．２ｎｍＣｕ（５）／０．８ｎｍＣｕＮｉＦｅ合金（９）／１ｎｍＣｕ（５）／１ｎｍＣｏＦｅ（６）／０．３ｎｍＡｌＡｇ合金（９）／３ｎｍＮｉＦｅ
（６）／２ｎｍＴａ（７）／２００ｎｍＣｕ（８）
いずれの素子についても、作成方法は、第１実施例に関して前述した方法と概ね同様とした。ただし、磁化固着層４と磁化自由層６との間の磁気相分離層９は成膜後に、酸素イオンを含んだイオンビームを照射することにより酸化して形成した。また、磁化固着層４と磁化自由層６の中に挿入した相分離層９は、成膜と同時に酸素イオンを含んだイオンビームを基板上に照射しながら形成した。
Ｓｉ基板（１）／５ｎｍＴａ（２）／２００ｎｍＣｕ（２）／５ｎｍ（Ｎｉ０．８Ｆｅ０．２）７８Ｃｒ２２（２）／１０ｎｍＰｔＭｎ（３）／２ｎｍＣｏＦｅ（４）／０．５ｎｍＣｕＮｉＦｅ合金（９）／２．５ｎｍＣｏＦｅ（４）／０．５ｎｍＣｕ（５）／０．８ｎｍＣｕＮｉＦｅ合金（９）／３ｎｍＣｏＦｅ（６）／２ｎｍＴａ（７）／２００ｎｍＣｕ（８）
また、図１８に表した磁気抵抗効果素子を構成する各層の膜厚と材料は、以下の如くである。なお、図１８に表した符号を、対応する各層にカッコ書きで付した。
Ｓｉ基板（１）／５ｎｍＴａ（２）／２００ｎｍＣｕ（２）／５ｎｍ（Ｎｉ０．８Ｆｅ０．２）７８Ｃｒ２２（２）／１０ｎｍＰｔＭｎ（３）／４ｎｍＣｏＦｅ（４）／０．２ｎｍＣｕ（５）／０．８ｎｍＣｕＮｉＦｅ合金（９）／１ｎｍＣｕ（５）／１ｎｍＣｏＦｅ（６）／０．３ｎｍＡｌＡｇ合金（９）／３ｎｍＮｉＦｅ
（６）／２ｎｍＴａ（７）／２００ｎｍＣｕ（８）
いずれの素子についても、作成方法は、第１実施例に関して前述した方法と概ね同様とした。ただし、磁化固着層４と磁化自由層６との間の磁気相分離層９は成膜後に、酸素イオンを含んだイオンビームを照射することにより酸化して形成した。また、磁化固着層４と磁化自由層６の中に挿入した相分離層９は、成膜と同時に酸素イオンを含んだイオンビームを基板上に照射しながら形成した。
また、相分離層９の母材料であるＣｕＮｉＦｅは、組成式がＣｕｘ（Ｎｉ１００−ｙＦｅｙ）１００−ｘ（原子％）で表され、組成ｘ＝１、１０、２０、５０、ｙ＝０、０．２、０．５からなり、ＡｌＡｇ合金は、Ａｌ９０Ａｇ１０（原子％）からそれぞれ形成されている。
試料作製後に真空中で５（ｋＯｅ）の磁界を印加して３００℃で１０時間の熱処理を施した。
このようにして作成した磁気抵抗効果素子の特性を評価した結果、第３実施例と概ね同程度の良好な磁気抵抗変化ＭＲ及び抵抗値Ｒが得られた。また、図１７の構造と図１８の構造のいずれについても、同程度の良好な特性が得られた。
一方、相分離層９の母材料として、Ａｌ９０Ａｕ１０を用いたところ、やはり同様の良好な特性が得られた。
（第５の実施例）
次に、本発明の第５の実施例として、第１実施形態と第２実施形態とを組み合わせた磁気抵抗効果素子について説明する。
次に、本発明の第５の実施例として、第１実施形態と第２実施形態とを組み合わせた磁気抵抗効果素子について説明する。
図１９は、本実施例の磁気抵抗効果素子の断面構造を表す模式図である。同図についても、図１乃至図１８に関して前述したものと同様の要素には同一の符号を付して詳細な説明は省略する。
すなわち、本実施例の構造は、基板電極１の側からみて、磁化自由層６が下側に設けられた、いわゆる「トップ型」の積層構造を有する。そして、この積層構造において、スペーサー層の部分には、相分離層９−３と９−４が設けられ、また、電極１と磁化自由層６との間にも相分離層９−１と９−２が挿入されている。
本実施例の磁気抵抗効果素子を構成する各層の膜厚と材料は、以下の如くである。なお、図１９に表した符号を、対応する各層にカッコ書きで付した。
Ｓｉ基板（１）／３ｎｍＴａ（２）／２００ｎｍＣｕ（２）／２ｎｍＡｌ７０Ａｇ３０合金（９−１）／０．８ｎｍＣｒ８０Ｃｕ２０合金（９−２）／４ｎｍＣｏ９０Ｆｅ１０（６）／１ｎｍＡｌ７０Ｃｕ３０合金（９−３）／１ｎｍＣｕ２０Ｎｉ４０Ｃｏ２０合金（９−４）／０．５ｎｍＣｕ（５）／４ｎｍＣｏ９０Ｆｅ１０（４）／１５ｎｍＰｔＭｎ（３）／２ｎｍＲｕ（７）／２００ｎｍＣｕ（８）
また、本実施例の作成方法は、第１実施例に関して前述した方法と概ね同様とした。相分離層９−１、９−２、９−３の酸化処理としては、母材料を成膜後にＲＦ５０ワット（Ｗ）で加速電圧１００ボルト（Ｖ）のビームエネルギーで流量４ＳＣＣＭの酸素を酸素ラジカルにして約３０秒照射した。但し、相分離層９−４のＣｕＮｉＣｏ合金については、母材料の堆積後に低エネルギーのＡｒイオン照射でスピノーダル分解を促進した後に、上述したものと同様の方法でＲＦパワーを７０Ｗにて酸化処理を施した。
Ｓｉ基板（１）／３ｎｍＴａ（２）／２００ｎｍＣｕ（２）／２ｎｍＡｌ７０Ａｇ３０合金（９−１）／０．８ｎｍＣｒ８０Ｃｕ２０合金（９−２）／４ｎｍＣｏ９０Ｆｅ１０（６）／１ｎｍＡｌ７０Ｃｕ３０合金（９−３）／１ｎｍＣｕ２０Ｎｉ４０Ｃｏ２０合金（９−４）／０．５ｎｍＣｕ（５）／４ｎｍＣｏ９０Ｆｅ１０（４）／１５ｎｍＰｔＭｎ（３）／２ｎｍＲｕ（７）／２００ｎｍＣｕ（８）
また、本実施例の作成方法は、第１実施例に関して前述した方法と概ね同様とした。相分離層９−１、９−２、９−３の酸化処理としては、母材料を成膜後にＲＦ５０ワット（Ｗ）で加速電圧１００ボルト（Ｖ）のビームエネルギーで流量４ＳＣＣＭの酸素を酸素ラジカルにして約３０秒照射した。但し、相分離層９−４のＣｕＮｉＣｏ合金については、母材料の堆積後に低エネルギーのＡｒイオン照射でスピノーダル分解を促進した後に、上述したものと同様の方法でＲＦパワーを７０Ｗにて酸化処理を施した。
このような膜構成で作製した素子の熱処理後の磁気特性は、１平方ミクロン面積あたりの面積抵抗が３５０（ｍΩ・μｍ２）、磁気抵抗変化率が５．５％であり良好な特性が得られ、実際のヘッドへの適応が十分可能な磁化抵抗効果素子であることが確認された。
（第６の実施例）
次に、本発明の第６の実施例として、第５実施例と同様に、第１実施形態と第２実施形態とを組み合わせた磁気抵抗効果素子について説明する。
次に、本発明の第６の実施例として、第５実施例と同様に、第１実施形態と第２実施形態とを組み合わせた磁気抵抗効果素子について説明する。
図２０は、本実施例の磁気抵抗効果素子の断面構造を表す模式図である。同図についても、図１乃至図１９に関して前述したものと同様の要素には同一の符号を付して詳細な説明は省略する。
すなわち、本実施例の構造は、基板電極１の側からみて、磁化固着層４が下側に設けられた、いわゆる「ボトム型」の積層構造を有する。そして、この積層構造においても、スペーサー層の部分に相分離層９−１と９−２が設けられ、磁化自由層６と電極８との間にも相分離層９−３と９−４が挿入されている。
本実施例の磁気抵抗効果素子を構成する各層の膜厚と材料は、以下の如くである。なお、図２０に表した符号を、対応する各層にカッコ書きで付した。
Ｓｉ基板（１）／５ｎｍＴａ（２）／２ｎｍＲｕ（２）／１５ｎｍＰｔＭｎ（３）／４ｎｍＣｏ９０Ｆｅ１０（４）／１ｎｍＣｕＮｉＦｅ合金（９−１）／０．７ｎｍＡｌ７０Ｃｕ３０合金（９−２）／０．２ｎｍＣｕ（５）／４ｎｍＣｏ９０Ｆｅ１０（６）／０．５ｎｍＡｌ８０Ａｕ２０合金（９−３）／１ｎｍＡｌ７０Ｃｕ３０合金（９−４）／２００ｎｍＣｕ（８）
また、本実施例の作成方法は、第５実施例に関して前述した方法と概ね同様とした。
Ｓｉ基板（１）／５ｎｍＴａ（２）／２ｎｍＲｕ（２）／１５ｎｍＰｔＭｎ（３）／４ｎｍＣｏ９０Ｆｅ１０（４）／１ｎｍＣｕＮｉＦｅ合金（９−１）／０．７ｎｍＡｌ７０Ｃｕ３０合金（９−２）／０．２ｎｍＣｕ（５）／４ｎｍＣｏ９０Ｆｅ１０（６）／０．５ｎｍＡｌ８０Ａｕ２０合金（９−３）／１ｎｍＡｌ７０Ｃｕ３０合金（９−４）／２００ｎｍＣｕ（８）
また、本実施例の作成方法は、第５実施例に関して前述した方法と概ね同様とした。
このような膜構成で作製した素子の熱処理後の磁気特性は、１平方ミクロン面積あたりの面積抵抗が２５０（ｍΩ・μｍ２）、磁気ヘッド出力に相当する１平方ミクロン面積あたりの面積抵抗変化量（ＡΔＲ）が２５（ｍΩ・μｍ２）と非常に大きく、実際のヘッドへの適応が十分可能な磁化抵抗効果素子であることが確認された。
（第７の実施例）
次に、本発明の第７の実施例として、アルミニウム（Ａｌ）−銀（Ａｇ）−タンタル（Ｔａ）系とアルミニウム（Ａｌ）−銅（Ｃｕ）系をそれぞれ用いた磁気抵抗効果素子について説明する。
次に、本発明の第７の実施例として、アルミニウム（Ａｌ）−銀（Ａｇ）−タンタル（Ｔａ）系とアルミニウム（Ａｌ）−銅（Ｃｕ）系をそれぞれ用いた磁気抵抗効果素子について説明する。
本実施例においても、図１に表した磁気抵抗効果素子を製作した。但し、本実施例においては、磁化固着層４をいわゆる「シンセティック構造」とした。
また、本実施例の作成方法は、第１実施例に関して前述した方法と概ね同様とした。ただし、相分離層９の形成にあたっては、成膜後に加速電圧５０Ｖで投入電力５０Ｗのアルゴンイオンを照射して相分離を行い、次いでと酸素イオンを含んだイオンビームを照射しながら酸化処理した。更に、磁気抵抗効果効果素子形成後、磁気特性を向上するために２７０℃−１０時間の磁界中熱処理を施した。磁気抵抗効果素子を構成する各層の膜厚と材料は、以下の如くである。なお、図１に表した符号を、対応する各層にカッコ書きで付した。
Ｓｉ基板（１）／５ｎｍＴａ（２）／２００ｎｍＣｕ（２）／５ｎｍ（Ｎｉ０．８Ｆｅ０．２）７８Ｃｒ２２（２）／１０ｎｍＰｔＭｎ（３）／３．５ｎｍＣｏＦｅ（４）／１．０ｎｍＲｕ（４）／３．５ｎｍＣｏＦｅ（４）／０．２ｎｍＣｕ（５Ａ））／１．１ｎｍＡｌＡｇＴａ合金（９）／０．５ｎｍＣｕ（５Ｂ）／３．５ｎｍＣｏＦｅ（６）／２ｎｍＲｕ（７）／２００ｎｍＣｕ（８）
相分離層９の母材料として、（Ａｌ８０Ｔａ２０）８０Ａｇ２０合金を用いた。
この磁気抵抗効果素子を作成するにあたり、（Ａｌ８０Ｔａ２０）８０Ａｇ２０合金の相分離層９と同一条件でＳｉ基板（１）／５ｎｍＴａ（２）／１０ｎｍＰｔＭｎ（３）／３．５ｎｍＣｏＦｅ（４）上に０．２ｎｍＣｕ（５Ａ））／１．１ｎｍＡｌＡｇＴａ合金（９）を２回積層し熱処理を施した試料を形成し、この相分離層９の形態を平面ＴＥＭならびに断面ＴＥＭ、組成ならびにその分布をＳＩＭＳ（Secondary ion mass spectroscopy ：二次イオン質量分析法）で調べた。
Ｓｉ基板（１）／５ｎｍＴａ（２）／２００ｎｍＣｕ（２）／５ｎｍ（Ｎｉ０．８Ｆｅ０．２）７８Ｃｒ２２（２）／１０ｎｍＰｔＭｎ（３）／３．５ｎｍＣｏＦｅ（４）／１．０ｎｍＲｕ（４）／３．５ｎｍＣｏＦｅ（４）／０．２ｎｍＣｕ（５Ａ））／１．１ｎｍＡｌＡｇＴａ合金（９）／０．５ｎｍＣｕ（５Ｂ）／３．５ｎｍＣｏＦｅ（６）／２ｎｍＲｕ（７）／２００ｎｍＣｕ（８）
相分離層９の母材料として、（Ａｌ８０Ｔａ２０）８０Ａｇ２０合金を用いた。
この磁気抵抗効果素子を作成するにあたり、（Ａｌ８０Ｔａ２０）８０Ａｇ２０合金の相分離層９と同一条件でＳｉ基板（１）／５ｎｍＴａ（２）／１０ｎｍＰｔＭｎ（３）／３．５ｎｍＣｏＦｅ（４）上に０．２ｎｍＣｕ（５Ａ））／１．１ｎｍＡｌＡｇＴａ合金（９）を２回積層し熱処理を施した試料を形成し、この相分離層９の形態を平面ＴＥＭならびに断面ＴＥＭ、組成ならびにその分布をＳＩＭＳ（Secondary ion mass spectroscopy ：二次イオン質量分析法）で調べた。
その結果、相分離層９の形態は、図８に示した模式図に近い構造であった。具体的には、平面ＴＥＭとＳＩＭＳからスピノーダル分解した粒径が２から３ｎｍの純度が高い銀（Ａｇ）相９Ｂ（Ｄ２）とＡｌ２Ｏ３に近い酸化物絶縁体相９Ａ（Ｄ１）ならびにＴａ２Ｏ５に近い酸化物絶縁体相９Ａ（Ｄ２）が形成されており、断面ＴＥＭから高い銀（Ａｇ）相９Ｂは膜厚方向に柱状であることから良好な電流パスが形成されていることが合わせて確認された。
また、同様の層構造で、相分離層９の母材料をＡｌ−Ｃｕ合金としたサンプルを作成して評価した結果、ＡｌＡｇＴａを用いた場合と類似した相分離構造が観察された。Ａｌ−Ｃｕ系合金は、Ａｌ７０Ｃｕ３０ の組成領域において相分離を生ずる。従って、母材料（９）としてＡｌ７０Ｃｕ３０ を用いてもよいが、上下に積層されるＣｕ層（４）からＣｕが相分離層（９）に拡散するので、母材料の組成としては、Ａｌ７０Ｃｕ３０ よりもＣｕの組成が低いものを用いてもよい。
また、同様の層構造で、相分離層９の母材料をＡｌ−Ｃｕ合金としたサンプルを作成して評価した結果、ＡｌＡｇＴａを用いた場合と類似した相分離構造が観察された。Ａｌ−Ｃｕ系合金は、Ａｌ７０Ｃｕ３０ の組成領域において相分離を生ずる。従って、母材料（９）としてＡｌ７０Ｃｕ３０ を用いてもよいが、上下に積層されるＣｕ層（４）からＣｕが相分離層（９）に拡散するので、母材料の組成としては、Ａｌ７０Ｃｕ３０ よりもＣｕの組成が低いものを用いてもよい。
このような膜構成で作製した素子の熱処理後の磁気特性は、Ａｌ−Ａｇ−Ｔａを用いたサンプルでもＡｌ−Ｃｕを用いたサンプルでも、単位面積あたりの電気抵抗が２５０（ｍΩ・μｍ２）、磁気抵抗変化率が６．５％であり良好な特性が得られ、実際のヘッドへの適応が十分可能な磁化抵抗効果素子であることが確認された。
（第８の実施例）
次に、本発明の第８の実施例として、鉄（Ｆｅ）−マグネシウム（Ｍｇ）系合金の相分離を利用した磁気抵抗効果素子について説明する。
次に、本発明の第８の実施例として、鉄（Ｆｅ）−マグネシウム（Ｍｇ）系合金の相分離を利用した磁気抵抗効果素子について説明する。
本実施例においても、図１に表したものと同様の積層構造を有する磁気抵抗効果素子を製作した。但し、本実施例においては、磁化固着層４をいわゆる「シンセティック構造」とした。
また、本実施例の作成方法は、第１実施例に関して前述した方法と概ね同様とした。ただし、相分離層９の形成にあたっては、成膜と同時に酸素イオンを含んだイオンビームを基板上に照射しながら形成した。磁気抵抗効果素子を構成する各層の膜厚と材料は、以下の如くである。なお、図１に表した符号を、対応する各層にカッコ書きで付した。
Ｓｉ基板（１）／５ｎｍＴａ（２）／２００ｎｍＣｕ（２）／５ｎｍ（Ｎｉ０．８Ｆｅ０．２）７８Ｃｒ２２（２）／１０ｎｍＰｔＭｎ（３）／２．５ｎｍＣｏＦｅ（４）／０．９ｎｍＲｕ（４）／２．５ｎｍＣｏＦｅ（４）／０．５ｎｍＣｕ（５Ａ））／１．０ｎｍＦｅＭｇ合金（９）／１．０ｎｍＣｕ（５Ｂ）／３ｎｍＣｏＦｅ（６）／２ｎｍＴａ（７）／２００ｎｍＣｕ（８）
相分離層９の母材料として、Ｍｇ９０Ｆｅ１０合金を用いた場合の磁気抵抗効果ＭＲと面積抵抗ＲＡは、如くであった。
ＭＲ ＲＡ
酸化処理あり ８．０％ ０．２５Ωμｍ２
また、Ｍｇ１００−ｘＦｅｘ合金の組成ｘ＝０、５、１０、２０、４０原子％とした相分離層９の酸化処理の有無について、それぞれの試料を作成し、断面ＴＥＭ観察でその結晶性を調べた。酸化処理なしの場合、相分解に伴うＭｇと幅約２ｎｍＦｅの相分離が不明確ではあるが確認された。一方、酸化処理有りの場合も、処理なしと同様に相分解に伴うＭｇと幅約２ｎｍＦｅの相分離が明確に確認され、また、それぞれの相について酸素含有量の分析を行った結果、Ｆｅ相に若干の酸素が見られるものの、ほとんどの酸素がＭｇ相の部分に存在していることが確認できた。
Ｓｉ基板（１）／５ｎｍＴａ（２）／２００ｎｍＣｕ（２）／５ｎｍ（Ｎｉ０．８Ｆｅ０．２）７８Ｃｒ２２（２）／１０ｎｍＰｔＭｎ（３）／２．５ｎｍＣｏＦｅ（４）／０．９ｎｍＲｕ（４）／２．５ｎｍＣｏＦｅ（４）／０．５ｎｍＣｕ（５Ａ））／１．０ｎｍＦｅＭｇ合金（９）／１．０ｎｍＣｕ（５Ｂ）／３ｎｍＣｏＦｅ（６）／２ｎｍＴａ（７）／２００ｎｍＣｕ（８）
相分離層９の母材料として、Ｍｇ９０Ｆｅ１０合金を用いた場合の磁気抵抗効果ＭＲと面積抵抗ＲＡは、如くであった。
ＭＲ ＲＡ
酸化処理あり ８．０％ ０．２５Ωμｍ２
また、Ｍｇ１００−ｘＦｅｘ合金の組成ｘ＝０、５、１０、２０、４０原子％とした相分離層９の酸化処理の有無について、それぞれの試料を作成し、断面ＴＥＭ観察でその結晶性を調べた。酸化処理なしの場合、相分解に伴うＭｇと幅約２ｎｍＦｅの相分離が不明確ではあるが確認された。一方、酸化処理有りの場合も、処理なしと同様に相分解に伴うＭｇと幅約２ｎｍＦｅの相分離が明確に確認され、また、それぞれの相について酸素含有量の分析を行った結果、Ｆｅ相に若干の酸素が見られるものの、ほとんどの酸素がＭｇ相の部分に存在していることが確認できた。
すなわち、スピノーダル分解と酸化処理によって、相分離層９は導電性の高い純金属のＦｅ相とＭｇＯに近い酸化物絶縁体相とに相分離していることが確認できた。また、平面ＴＥＭ観察の結果、スピノーダル分解によってそれぞれの相がきれいに膜面内で分離して分布しており、そのＦｅ相の占有面積は大体１０％前後であることが分かった。
一方、Ｍｇ８０Ｆｅ２０合金（ｘ＝２０）を母材料とした場合には、磁気抵抗効果ＭＲと面積抵抗ＲＡは以下の如くであった。
ＭＲ ＲＡ
酸化処理あり ６．５％ ０．２Ωμｍ２
また、ＦｅＭｇ系合金においても、Ｆｅの割合が１％未満では、高導電相の領域が大幅に少ないので１平方ミクロン当りの面積抵抗ＲＡが１Ωμｍ２以上に増大してしまい、ＴＭＲと同様な高抵抗に起因するノイズや周波数応答性が低下してしまう。
一方、Ｆｅの割合が４０％を越えると、高導電相の領域が広すぎて電流狭窄効果がもはや得られず、Ｃｕ等の金属中間層を用いた場合と同様にＲとＡＲともに低下してしまう。 従って、Ｆｅの組成を１原子％〜４０原子％の範囲内とすることが望ましい。
ＭＲ ＲＡ
酸化処理あり ６．５％ ０．２Ωμｍ２
また、ＦｅＭｇ系合金においても、Ｆｅの割合が１％未満では、高導電相の領域が大幅に少ないので１平方ミクロン当りの面積抵抗ＲＡが１Ωμｍ２以上に増大してしまい、ＴＭＲと同様な高抵抗に起因するノイズや周波数応答性が低下してしまう。
一方、Ｆｅの割合が４０％を越えると、高導電相の領域が広すぎて電流狭窄効果がもはや得られず、Ｃｕ等の金属中間層を用いた場合と同様にＲとＡＲともに低下してしまう。 従って、Ｆｅの組成を１原子％〜４０原子％の範囲内とすることが望ましい。
また、ＦｅＭｇ合金のＭｇの一部をアルミニウム（Ａｌ）、カルシウム（Ｃａ）、シリコン（Ｓｉ）、ゲルマニウム（Ｇｅ）、ボロン（Ｂ）、タンタル（Ｔａ）、タングステン（Ｗ）、ニオブ（Ｎｂ）、ジルコニウム（Ｚｒ）、チタン（Ｔｉ）、ハフニウム（Ｈｆ）、クロム（Ｃｒ）、亜鉛（Ｚｎ）、リチウム（Ｌｉ）またはガリウム（Ｇａ）で置換した合金系、ならびに、Ｆｅの一部をニッケル（Ｎｉ）またはコバルト（Ｃｏ）で置換した合金系についても調べた結果、置換量を適宜調整することにより、ほぼ同様な効果が得られることが判明した。
また一方、ＦｅＭｇ合金のＭｇの代わりにモリブデン（Ｍｏ）、カルシウム（Ｃａ）、チタン（Ｔｉ）、ジルコニウム（Ｚｒ）、ニオブ（Ｎｂ）、ハフニウム（Ｈｆ）、タンタル（Ｔａ）、ボロン（Ｂ）、アルミニウム（Ａｌ）またはシリコン（Ｓｉ）を用いた場合においても同様の効果が得られた。
実際の磁気ヘッドへの適用を考えると、ＦｅＭｇ系合金におけるＦｅの組成は１原子％〜４０原子％の範囲において、必要とされる磁気抵抗効果ＭＲや抵抗値Ｒに応じて適宜決めることができる。
（第９の実施例）
次に、本発明の第９の実施例として、アルミニウム（Ａｌ）−ニッケル（Ｎｉ）系合金の相分離を利用した磁気抵抗効果素子について説明する。
次に、本発明の第９の実施例として、アルミニウム（Ａｌ）−ニッケル（Ｎｉ）系合金の相分離を利用した磁気抵抗効果素子について説明する。
本実施例においても、図１と類似した断面構造を有する磁気抵抗効果素子を製作した。ただし、界面調節層５Ｂは設けなかった。また、本実施例においては、磁化固着層４をいわゆる「シンセティック構造」とした。
本実施例の作成方法も、第１実施例に関して前述した方法と概ね同様とした。磁気抵抗効果素子を構成する各層の膜厚と材料は、以下の如くである。なお、図１に表した符号を、対応する各層にカッコ書きで付した。
Ｓｉ基板（１）／５ｎｍＴａ（２）／２００ｎｍＣｕ（２）／５ｎｍ（Ｎｉ０．８Ｆｅ０．２）７８Ｃｒ２２（２）／１０ｎｍＰｔＭｎ（３）／２．５ｎｍＣｏＦｅ（４）／０．９ｎｍＲｕ（４）／２．５ｎｍＣｏＦｅ（４）／１．２ｎｍＡｌＮｉ合金（９）／２．０ｎｍＣｕ（５）／３ｎｍＣｏＦｅ（６）／２ｎｍＴａ（７）／２００ｎｍＣｕ（８）
ここで、相分離層９の母材料として用いたＡｌＮｉ合金は、組成式がＡｌ１００−ｘＮｉｘ（原子％）で表され、ｘ＝０．５、１、１０、２０、５０、６０、とした。また、相分離層９と磁化自由層６との間に、２．０ｎｍＣｕからなる磁気結合遮断層５を挿入した。この磁気結合遮断層５は、ＡｌＮｉ合金からなる相分離層９と磁化自由層６との間の磁気的なカップリングを遮断する程度の厚さが必要であり、その最適膜厚は、１〜３ｎｍ程度が望ましい。
Ｓｉ基板（１）／５ｎｍＴａ（２）／２００ｎｍＣｕ（２）／５ｎｍ（Ｎｉ０．８Ｆｅ０．２）７８Ｃｒ２２（２）／１０ｎｍＰｔＭｎ（３）／２．５ｎｍＣｏＦｅ（４）／０．９ｎｍＲｕ（４）／２．５ｎｍＣｏＦｅ（４）／１．２ｎｍＡｌＮｉ合金（９）／２．０ｎｍＣｕ（５）／３ｎｍＣｏＦｅ（６）／２ｎｍＴａ（７）／２００ｎｍＣｕ（８）
ここで、相分離層９の母材料として用いたＡｌＮｉ合金は、組成式がＡｌ１００−ｘＮｉｘ（原子％）で表され、ｘ＝０．５、１、１０、２０、５０、６０、とした。また、相分離層９と磁化自由層６との間に、２．０ｎｍＣｕからなる磁気結合遮断層５を挿入した。この磁気結合遮断層５は、ＡｌＮｉ合金からなる相分離層９と磁化自由層６との間の磁気的なカップリングを遮断する程度の厚さが必要であり、その最適膜厚は、１〜３ｎｍ程度が望ましい。
また、相分離層９の形成にあたっては、成膜と同時に酸素イオンを含んだイオンビームを基板上に照射しながら堆積した。
素子の形成後に、真空中で、５キロエルステッド（ｋＯｅ）の磁界を印加して３００℃で１０時間の熱処理を施した。
また、これらの磁気抵抗効果素子について磁気抵抗効果ＭＲと抵抗値Ｒを調べたところ、ｘ＝０．１、６０としたものを除いて磁気抵抗効果ＭＲが３〜１０％で、抵抗値Ｒも０．１５〜１．０［Ω］と良好な特性であった。これに対して、ｘ＝５、６０としたものは、ＭＲが０．５％以下であり、そのＡΔＲも非常に小さくて、実用に向かない特性であることが分かった。磁気結合遮断層６の材料として、Ｃｕ以外に、金（Ａｕ）、銀（Ａｇ）、白金（Ｐｔ）、パラジウム（Ｐｄ）、イリジウム（Ｉｒ）、及びオスミウム（Ｏｓ）についても調べた結果、ほぼ同様の磁気遮断効果が確認された。
また一方、本実施例においては、磁化固着層４が若干酸化しても、磁気抵抗効果素子の特性の劣化がほとんど見られないことも分かった。
さらにまた、磁気結合遮断層５を形成しない構造の磁気抵抗効果素子を作成したが、若干の磁性を有する相分離層９の影響で、磁化自由層６の磁界応答性が悪くなり、そのためＭＲ感度が低下した。
以上の結果から、スピノーダル分解とＡｌ−Ｎｉ相の酸化とを両立する組成領域の合金を母材料とした相分離層９を用い、さらに、磁気結合遮断層５を設けることで、良好な特性の磁気抵抗効果素子を提供することが可能となることが分かった。
さらにまた、組成式 Ａｌ１００−ｘＮｉｘ（原子％）により表される合金系において、Ｎｉ部分をＣｏやＦｅに置き換えた合金を用いた磁気抵抗効果素子についても調べたが、Ａｌ１００−ｘＮｉｘ（原子％）とほぼ同様の結果が得られた。
また、Ａｌの代わりにモリブデン（Ｍｏ）、マグネシウム（Ｍｇ）、タングステン（Ｗ）、チタン（Ｔｉ）、ジルコニウム（Ｚｒ）、ニオブ（Ｎｂ）、ハフニウム（Ｈｆ）、タンタル（Ｔａ）、ボロン（Ｂ）またはシリコン（Ｓｉ）を用いた場合も、Ａｌと同様の効果が得られた。
さらに、図１０に例示した如く、このＡｌ１００−ｘＮｉｘ（原子％）系合金からなる相分離層と、Ａｌ−Ａｇ合金を母材料として得られる相分離層とを組み合わせた相分離層を用いても同様な効果が得られた。
（第１０の実施例）
次に、本発明の第１０の実施例として、アルミニウム（Ａｌ）−コバルト（Ｃｏ）系合金の相分離を利用した磁気抵抗効果素子について説明する。
次に、本発明の第１０の実施例として、アルミニウム（Ａｌ）−コバルト（Ｃｏ）系合金の相分離を利用した磁気抵抗効果素子について説明する。
本実施例においても、図１と類似した断面構造を有する磁気抵抗効果素子を製作した。但し、界面調節層５Ｂは設けなかった。また、本実施例においても、磁化固着層４をいわゆる「シンセティック構造」とした。
本実施例の作成方法も、第１実施例に関して前述した方法と概ね同様とした。磁気抵抗効果素子を構成する各層の膜厚と材料は、以下の如くである。なお、図１に表した符号を、対応する各層にカッコ書きで付した。
Ｓｉ基板（１）／５ｎｍＴａ（２）／２００ｎｍＣｕ（２）／５ｎｍ（Ｎｉ０．８Ｆｅ０．２）７８Ｃｒ２２（２）／１０ｎｍＰｔＭｎ（３）／２．５ｎｍＣｏＦｅ（４）／０．９ｎｍＲｕ（４）／２．５ｎｍＣｏＦｅ（４）／１．０ｎｍＡｌＣｏ合金（９）／２．０ｎｍＣｕ（５）／３ｎｍＣｏＦｅ（６）／２ｎｍＴａ（７）／２００ｎｍＣｕ（８）
ここで、相分離層９の母材料として用いたＡｌＣｏ合金は、組成式がＡｌ１００−ｘＣｏｘ（原子％）で表され、ｘ＝０．５、１、１０、２０、５０、６０、とした。また、相分離層９と磁化自由層６との間に、２．０ｎｍＣｕからなる磁気結合遮断層５を挿入した。この磁気結合遮断層５は、ＡｌＣｏ合金からなる相分離層９と磁化自由層６との間の磁気的なカップリングを遮断する程度の厚さが必要であり、その最適膜厚は、１〜３ｎｍ程度が望ましい。
Ｓｉ基板（１）／５ｎｍＴａ（２）／２００ｎｍＣｕ（２）／５ｎｍ（Ｎｉ０．８Ｆｅ０．２）７８Ｃｒ２２（２）／１０ｎｍＰｔＭｎ（３）／２．５ｎｍＣｏＦｅ（４）／０．９ｎｍＲｕ（４）／２．５ｎｍＣｏＦｅ（４）／１．０ｎｍＡｌＣｏ合金（９）／２．０ｎｍＣｕ（５）／３ｎｍＣｏＦｅ（６）／２ｎｍＴａ（７）／２００ｎｍＣｕ（８）
ここで、相分離層９の母材料として用いたＡｌＣｏ合金は、組成式がＡｌ１００−ｘＣｏｘ（原子％）で表され、ｘ＝０．５、１、１０、２０、５０、６０、とした。また、相分離層９と磁化自由層６との間に、２．０ｎｍＣｕからなる磁気結合遮断層５を挿入した。この磁気結合遮断層５は、ＡｌＣｏ合金からなる相分離層９と磁化自由層６との間の磁気的なカップリングを遮断する程度の厚さが必要であり、その最適膜厚は、１〜３ｎｍ程度が望ましい。
また、相分離層９の形成にあたっては、成膜と同時に酸素イオンを含んだイオンビームを基板上に照射しながら堆積した。
素子の形成後に、真空中で、１０キロエルステッド（ｋＯｅ）の磁界を印加して３００℃で１０時間の熱処理を施した。
また、これらの磁気抵抗効果素子について磁気抵抗効果ＭＲと抵抗値Ｒを調べたところ、ｘ＝０．１、６０としたものを除いて磁気抵抗効果ＭＲが３〜１０％で、抵抗値Ｒも０．１５〜１．０［Ω］と良好な特性であった。これに対して、ｘ＝５、６０としたものは、ＭＲが０．５％以下であり、そのＡΔＲも非常に小さくて、実用に向かない特性であることが分かった。そして、磁気遮断層５としてＣｕ以外の、金（Ａｕ）、銀（Ａｇ）、白金（Ｐｔ）、パラジウム（Ｐｄ）、イリジウム（Ｉｒ）及びオスミウム（Ｏｓ）についても調べた結果、ほぼ同様の磁気遮断効果が確認された。
また一方、本実施例においては、磁化固着層４が若干酸化しても、磁気抵抗効果素子の特性の劣化がほとんど見られないことも分かった。
さらにまた、磁気結合遮断層５を設けない構造の磁気抵抗効果素子を作成したが、若干の磁性を有する相分離層９の影響で、磁化自由層６の磁界応答性が悪くなり、そのためＭＲ感度が低下した。
以上の結果から、スピノーダル分解とＡｌ−Ｃｏ相の酸化を両立する組成領域の合金を母材料とした相分離層９を用い、さらに、磁気結合遮断層５を設けることで、良好な特性の磁気抵抗効果素子を提供することが可能となることが分かった。
さらにまた、組成式 Ａｌ１００−ｘＣｏｘ（原子％）により表される合金系において、Ｃｏ部分をＮｉやＦｅに置き換えた合金を用いた磁気抵抗効果素子についても調べた結果、Ａｌ１００−ｘＣｏｘ（原子％）とほぼ同様の結果が得られた。
また、Ａｌの代わりにモリブデン（Ｍｏ）、マグネシウム（Ｍｇ）、タングステン（Ｗ）、チタン（Ｔｉ）、ジルコニウム（Ｚｒ）、ニオブ（Ｎｂ）、ハフニウム（Ｈｆ）、タンタル（Ｔａ）、ボロン（Ｂ）、クロム（Ｃｒ）またはバナジウム（Ｖ）を用いた場合も、Ａｌと同様の効果が得られた。
（第１１の実施例）
次に、本発明の第１１の実施例として、相分離層として組成式 Ａｌ１００−ｘＡｇｘ により表されるＡｌＡｇ系合金を用いた場合の「スペキュラリティーｄＧｓ」を、以下に示す膜構成で膜面内の磁気抵抗変化率（ＣＩＰ−ＭＲ）と膜の比抵抗（Ｒｓ）から算出した。スペキュラリティーｄＧｓ（１／Ω）は、電子の鏡面反射率を表す一つの指標であり、ＣＩＰ型ＭＲではこの値が大きくなるほどＭＲ変化率も大きくなる傾向にある。また、スペキュラリティーｄＧｓは、膜構成によってその絶対値は若干異なるが、その傾向（例えば、電子反射層の膜質の優越など）が大きく異なることは少ない。
基板／Ｔａ５／Ｒｕ２／ＰｔＭｎ１５／ＣｏＦｅ２／Ｒｕ１．０／ＣｏＦｅ２／Ｃｕ２．５／ＣｏＦｅ２／Ｃｕ０．２／Ａｌ１００−ｘＡｇｘ１．０／Ｃｕ０．２／Ｒｕ２（元素記号の後の数字は膜厚を表し、その単位はナノメートルである。）
相分離層を構成する合金系 Ａｌ１００−ｘＡｇｘ における組成ｘは、０、２、１０、２０、３０、４０、５０の範囲であり、膜形成後に２７０℃で１０時間の磁界中熱処理を施した。得られた磁気抵抗効果素子の磁気抵抗変化率を測定し、スペキュラリティーｄＧｓを評価した。
次に、本発明の第１１の実施例として、相分離層として組成式 Ａｌ１００−ｘＡｇｘ により表されるＡｌＡｇ系合金を用いた場合の「スペキュラリティーｄＧｓ」を、以下に示す膜構成で膜面内の磁気抵抗変化率（ＣＩＰ−ＭＲ）と膜の比抵抗（Ｒｓ）から算出した。スペキュラリティーｄＧｓ（１／Ω）は、電子の鏡面反射率を表す一つの指標であり、ＣＩＰ型ＭＲではこの値が大きくなるほどＭＲ変化率も大きくなる傾向にある。また、スペキュラリティーｄＧｓは、膜構成によってその絶対値は若干異なるが、その傾向（例えば、電子反射層の膜質の優越など）が大きく異なることは少ない。
基板／Ｔａ５／Ｒｕ２／ＰｔＭｎ１５／ＣｏＦｅ２／Ｒｕ１．０／ＣｏＦｅ２／Ｃｕ２．５／ＣｏＦｅ２／Ｃｕ０．２／Ａｌ１００−ｘＡｇｘ１．０／Ｃｕ０．２／Ｒｕ２（元素記号の後の数字は膜厚を表し、その単位はナノメートルである。）
相分離層を構成する合金系 Ａｌ１００−ｘＡｇｘ における組成ｘは、０、２、１０、２０、３０、４０、５０の範囲であり、膜形成後に２７０℃で１０時間の磁界中熱処理を施した。得られた磁気抵抗効果素子の磁気抵抗変化率を測定し、スペキュラリティーｄＧｓを評価した。
図２１は、スペキュラリティーｄＧｓ（×１０−３： １／Ω）と組成ｘとの関係を表すグラフ図である。
同図から分かるように、アルミニウム（Ａｌ）に対する銀（Ａｇ）の添加量をゼロから２原子％と微量添加するだけで、スペキュラリティーｄＧｓ（×１０−３： １／Ω）は２．１から３．１へと大きく増加する。アルミニウム（Ａｌ）に対する銀（Ａｇ）の添加量をさらに増加すると、このＡｌ−Ａｇ系合金で最もスピノーダル分解し易い組成領域である２０原子％付近において、スペキュラリティーｄＧｓ（×１０−３： １／Ω）は約４．３とピークとなる。銀（Ａｇ）の添加量をさらに増加すると、スペキュラリティーｄＧｓは再び減少し、４０原子％を超えると、スペキュラリティーｄＧｓは３．０（×１０−３： １／Ω）以下となる。
スペキュラリティーｄＧｓが、組成ｘに対してこのように変化するＡｌ−Ａｇ系相分離材料に対して、酸化処理やイオン照射等によって更なる相分離を促進させ、低抵抗相を形成してＣＰＰ型素子を作成すると、第１の実施例として前述したような素子特性が得られる。つまり、ＣＩＰ型のＭＲ素子を用いて酸化処理や相分離処理を施さない状態でのスペキュラリティーｄＧｓとＭＲの組成ｘに対する依存性を調べた結果と、ＣＰＰ型の素子を用いてＭＲとＲＡの組成ｘに対する依存性を調べた結果とは、概ね一致した。
本発明者の試作検討の結果によれば、上述の方法によりスペキュラリティーｄＧｓが３．０（×１０−３： １／Ω）以上を示す組成範囲の材料をＣＰＰ素子の電流狭窄層として用いることで特性の優れた素子が得られる傾向が見られた。
（第１２の実施例）
次に、本発明の第１２の実施例として、一対の強磁性層の間に磁性を有する相分離層を設けることにより形成されたＢＭＲ（ballistic magnetoresistance effect）型の抵抗効果素子について説明する。
次に、本発明の第１２の実施例として、一対の強磁性層の間に磁性を有する相分離層を設けることにより形成されたＢＭＲ（ballistic magnetoresistance effect）型の抵抗効果素子について説明する。
図２２は、本実施例において製作した磁気抵抗効果素子の要部断面構造を表す模式図である。本実施例の作成方法は、第１実施例に関して前述した方法と概ね同様とした。磁気抵抗効果素子を構成する各層の膜厚と材料は、以下の如くである。なお、図２２に表した符号を、対応する各層にカッコ書きで付した。
Ｓｉ（１）／１００ｎｍＳｉＯ２（１）／１０ｎｍＴａ（２）／２００ｎｍＣｕ（２）／５ｎｍＴａ（２）／２．５ｎｍＣｏＦｅ（６）／１．５ｎｍＮｉ０．８Ｆｅ０．２（６）／５ｎｍＡｌ０．８Ｎｉ０．２（９）／３ｎｍＣｏ０．９Ｆｅ０．１（４）／１５ｎｍＰｔＭｎ（３）／５ｎｍＴａ（８）／２００ｎｍＣｕ（８）／１００Ａｕ（８）
積層構造の形成後に、真空中で、１０キロエルステッド（ｋＯｅ）の磁界を印加して３００℃で１０時間の熱処理を施した。
Ｓｉ（１）／１００ｎｍＳｉＯ２（１）／１０ｎｍＴａ（２）／２００ｎｍＣｕ（２）／５ｎｍＴａ（２）／２．５ｎｍＣｏＦｅ（６）／１．５ｎｍＮｉ０．８Ｆｅ０．２（６）／５ｎｍＡｌ０．８Ｎｉ０．２（９）／３ｎｍＣｏ０．９Ｆｅ０．１（４）／１５ｎｍＰｔＭｎ（３）／５ｎｍＴａ（８）／２００ｎｍＣｕ（８）／１００Ａｕ（８）
積層構造の形成後に、真空中で、１０キロエルステッド（ｋＯｅ）の磁界を印加して３００℃で１０時間の熱処理を施した。
相分離ならびに酸化処理等を施さなかったＡｌ−Ｎｉ層を形成した素子も比較のために作製して、その素子特性も合わせて評価した。
この素子のＭＲ変化率をプラスマイナス５００エルステッドの磁場で測定したところ、相分離ならびに酸化処理を施した本実施例のＭＲは約２０％と大きなＭＲ変化率を示したの対して、これらの処理を施さなかった比較例の試料のＭＲ変化率は２％以下であり、本発明によりＭＲ変化率が大幅に増加したことが確認された。この大幅なＭＲ変化率の増加の理由として、設けた相分離層９の磁性元素であるニッケル（Ｎｉ）あるいは、ニッケルリッチの相が上下の磁性層４、６と微小面積で接したことによりＢＭＲが発現したものと考えられる。
なお、本実施例の素子の断面ＴＥＭを観察したところ、不鮮明ではあるがＮｉと思われる格子像が上下磁性層間につながっているような像が見られ、このことからＢＭＲが発現したものと考えられる。
（第１３の実施例）
次に、本発明の第１３の実施例として、本発明の磁気抵抗効果素子を搭載した磁気再生装置について説明する。すなわち、図１乃至図２２に関して以上説明した本発明の実施形態の磁気抵抗効果素子あるいは磁気ヘッドは、例えば、記録再生一体型の磁気ヘッドアセンブリに組み込まれ、磁気記録再生装置に搭載することができる。
次に、本発明の第１３の実施例として、本発明の磁気抵抗効果素子を搭載した磁気再生装置について説明する。すなわち、図１乃至図２２に関して以上説明した本発明の実施形態の磁気抵抗効果素子あるいは磁気ヘッドは、例えば、記録再生一体型の磁気ヘッドアセンブリに組み込まれ、磁気記録再生装置に搭載することができる。
図２３は、このような磁気記録再生装置の概略構成を例示する要部斜視図である。すなわち、本発明の実施形態の磁気記録再生装置１５０は、ロータリーアクチュエータを用いた形式の装置である。同図において、記録用媒体ディスク２００は、スピンドル１５２に装着され、図示しない駆動装置制御部からの制御信号に応答する図示しないモータにより矢印Ａの方向に回転する。本発明の実施形態の磁気記録再生装置１５０は、複数の媒体ディスク２００を備えたものとしてもよい。
媒体ディスク２００に格納する情報の記録再生を行うヘッドスライダ１５３は、薄膜状のサスペンション１５４の先端に取り付けられている。ここで、ヘッドスライダ１５３は、例えば、前述したいずれかの実施の形態にかかる磁気抵抗効果素子あるいは磁気ヘッドをその先端付近に搭載している。
媒体ディスク２００が回転すると、ヘッドスライダ１５３の媒体対向面（ＡＢＳ）は媒体ディスク２００の表面から所定の浮上量をもって保持される。あるいはスライダが媒体ディスク２００と接触するいわゆる「接触走行型」であってもよい。
サスペンション１５４は、図示しない駆動コイルを保持するボビン部などを有するアクチュエータアーム１５５の一端に接続されている。アクチュエータアーム１５５の他端には、リニアモータの一種であるボイスコイルモータ１５６が設けられている。ボイスコイルモータ１５６は、アクチュエータアーム１５５のボビン部に巻き上げられた図示しない駆動コイルと、このコイルを挟み込むように対向して配置された永久磁石および対向ヨークからなる磁気回路とから構成される。
アクチュエータアーム１５５は、スピンドル１５７の上下２箇所に設けられた図示しないボールベアリングによって保持され、ボイスコイルモータ１５６により回転摺動が自在にできるようになっている。
図２４は、アクチュエータアーム１５５から先の磁気ヘッドアセンブリをディスク側から眺めた拡大斜視図である。すなわち、磁気ヘッドアッセンブリ１６０は、例えば駆動コイルを保持するボビン部などを有するアクチュエータアーム１５５を有し、アクチュエータアーム１５５の一端にはサスペンション１５４が接続されている。
サスペンション１５４の先端には、図１乃至図２２に関して前述したいずれかの磁気抵抗効果素子を具備するヘッドスライダ１５３が取り付けられている。サスペンション１５４は信号の書き込みおよび読み取り用のリード線１６４を有し、このリード線１６４とヘッドスライダ１５３に組み込まれた磁気ヘッドの各電極とが電気的に接続されている。図中１６５は磁気ヘッドアッセンブリ１６０の電極パッドである。
本実施形態によれば、図１乃至図２２に関して前述したような本発明の実施形態の磁気抵抗効果素子を具備することにより、従来よりも高い記録密度で媒体ディスク２００に磁気的に記録された情報を確実に読み取ることが可能となる。
（第１４の実施例）
次に、本発明の第１４の実施例として、本発明の実施形態の磁気抵抗効果素子を搭載した磁気メモリについて説明する。すなわち、図１乃至図２２に関して説明した本発明の実施形態の磁気抵抗効果素子を用いて、例えば、メモリセルがマトリクス状に配置されたランダムアクセス磁気メモリ（magnetic random access memory）などの磁気メモリを実現できる。
次に、本発明の第１４の実施例として、本発明の実施形態の磁気抵抗効果素子を搭載した磁気メモリについて説明する。すなわち、図１乃至図２２に関して説明した本発明の実施形態の磁気抵抗効果素子を用いて、例えば、メモリセルがマトリクス状に配置されたランダムアクセス磁気メモリ（magnetic random access memory）などの磁気メモリを実現できる。
図２５は、本実施例の磁気メモリのマトリクス構成を例示する概念図である。
すなわち、同図は、メモリセルをアレイ状に配置した場合の実施形態の回路構成を示す。アレイ中の１ビットを選択するために、列デコーダ３５０、行デコーダ３５１が備えられており、ビット線３３４とワード線３３２によりスイッチングトランジスタ３３０がオンになり一意に選択され、センスアンプ３５２で検出することにより磁気抵抗効果素子３２１を構成する磁気記録層に記録されたビット情報を読み出すことができる。
ビット情報を書き込むときは、特定の書込みワード線３２３とビット線３２２に書き込み電流を流して発生する磁場により行われる。
図２６は、本実施例の磁気メモリのマトリクス構成のもうひとつの具体例を表す概念図である。すなわち、本具体例の場合、マトリクス状に配線されたビット線３２２とワード線３３４とが、それぞれデコーダ３６０、３６１により選択されて、アレイ中の特定のメモリセルが選択される。それぞれのメモリセルは、磁気抵抗効果素子３２１とダイオードＤとが直列に接続された構造を有する。ここで、ダイオードＤは、選択された磁気抵抗効果素子３２１以外のメモリセルにおいてセンス電流が迂回することを防止する役割を有する。
書き込みは、特定のビット線３２２と書き込みワード線３２３とにそれぞれに書き込み電流を流して発生する磁場により行われる。
図２７は、本発明の実施の形態にかかる磁気メモリの要部断面構造を表す概念図である。また、図２８は、図２７のＡ−Ａ’線断面図である。
すなわち、これらの図に表した構造は、図２５に例示した磁気メモリに含まれるひとつのメモリセルに対応する。つまり、ランダムアクセスメモリとして動作する磁気メモリの１ビット部分のメモリセルである。このメモリセルは、記憶素子部分３１１とアドレス選択用トランジスタ部分３１２とを有する。
記憶素子部分３１１は、磁気抵抗効果素子３２１と、これに接続された一対の配線３２２、３２４とを有する。磁気抵抗効果素子３２１は、図１〜図２２に関して前述したような本発明の実施形態の磁気抵抗効果素子である。
ビット情報読み出しの際には磁気抵抗効果素子３２１にセンス電流を流してその抵抗変化を検出すればよい。
一方、選択用トランジスタ部分３１２には、ビア３２６及び埋め込み配線３２８を介して接続されたトランジスタ３３０が設けられている。このトランジスタ３３０は、ゲート３３２に印加される電圧に応じてスイッチング動作をし、磁気抵抗効果素子３２１と配線３３４との電流経路の開閉を制御する。
また、磁気抵抗効果素子３２１の下方には、書き込み配線３２３が、配線３２２と略直交する方向に設けられている。これら書き込み配線３２２、３２３は、例えばアルミニウム（Ａｌ）、銅（Ｃｕ）、タングステン（Ｗ）、タンタル（Ｔａ）あるいはこれらいずれかを含む合金により形成することができる。
このような構成のメモリセルにおいて、ビット情報を磁気抵抗効果素子３２１に書き込むときは、配線３２２、３２３に書き込みパルス電流を流し、それら電流により誘起される合成磁場を印加することにより磁気抵抗効果素子の記録層の磁化を適宜反転させる。
また、ビット情報を読み出すときは、配線３２２と、磁気記録層を含む磁気抵抗効果素子３２１と、下部電極３２４とを通してセンス電流を流し、磁気抵抗効果素子３２１の抵抗値または抵抗値の変化を測定することにより行われる。
本具体例の磁気メモリは、図１〜図２２に関して前述したような磁気抵抗効果素子を用いることにより、安定した磁気抵抗変化率が得られる。その結果として、セルサイズを微細化しても、記録層の磁区を確実に制御して確実な書き込みが確保され、且つ、読み出しも確実に行うことができる。
以上、具体例を参照しつつ、本発明の実施の形態について説明した。しかし、本発明は、これらの具体例に限定されるものではない。例えば、磁気抵抗効果膜の具体的な構造や、その他、電極、バイアス印加膜、絶縁膜などの形状や材質に関しては、当業者が公知の範囲から適宜選択することにより本発明を同様に実施し、同様の効果を得ることができる。
例えば、磁気抵抗効果素子を再生用磁気ヘッドに適用する際に、素子の上下に磁気シールドを付与することにより、磁気ヘッドの検出分解能を規定することができる。
また、本発明は、長手磁気記録方式のみならず垂直磁気記録方式の磁気ヘッドあるいは磁気再生装置についても同様に適用して同様の効果を得ることができる。
さらに、本発明の磁気再生装置は、特定の記録媒体を定常的に備えたいわゆる固定式のものでも良く、一方、記録媒体が差し替え可能ないわゆる「リムーバブル」方式のものでも良い。
その他、本発明の実施の形態として上述した磁気ヘッド及び磁気記憶再生装置を基にして、当業者が適宜設計変更して実施しうるすべての磁気抵抗効果素子、磁気ヘッド、磁気記憶再生装置及び磁気メモリも同様に本発明の範囲に属する。
１ 基板電極
２ 下地層
３ 反強磁性層
４ 磁化固着層
５、５Ａ 磁気結合遮断層
５Ｂ 界面調整相分離層
６ 磁化自由層
７ 保護層
８ 上部電極
９ 相分離層
１０ 中間層
１５０ 磁気記録再生装置
１５２ スピンドル
１５３ ヘッドスライダ
１５４ サスペンション
１５５ アクチュエータアーム
１５６ ボイスコイルモータ
１５７ スピンドル
１６０ 磁気ヘッドアッセンブリ
１６４ リード線
２００ 磁気記録媒体ディスク
３１１ 記憶素子部分
３１２ アドレス選択用トランジスタ部分
３１２ 選択用トランジスタ部分
３２１ 磁気抵抗効果素子
３２２ ビット線
３２２ 配線
３２３ ワード線
３２３ 配線
３２４ 下部電極
３２６ ビア
３２８ 配線
３３０ スイッチングトランジスタ
３３２ ゲート
３３２ ワード線
３３４ ビット線
３３４ ワード線
３５０ 列デコーダ
３５１ 行デコーダ
３５２ センスアンプ
３６０ デコーダ
２ 下地層
３ 反強磁性層
４ 磁化固着層
５、５Ａ 磁気結合遮断層
５Ｂ 界面調整相分離層
６ 磁化自由層
７ 保護層
８ 上部電極
９ 相分離層
１０ 中間層
１５０ 磁気記録再生装置
１５２ スピンドル
１５３ ヘッドスライダ
１５４ サスペンション
１５５ アクチュエータアーム
１５６ ボイスコイルモータ
１５７ スピンドル
１６０ 磁気ヘッドアッセンブリ
１６４ リード線
２００ 磁気記録媒体ディスク
３１１ 記憶素子部分
３１２ アドレス選択用トランジスタ部分
３１２ 選択用トランジスタ部分
３２１ 磁気抵抗効果素子
３２２ ビット線
３２２ 配線
３２３ ワード線
３２３ 配線
３２４ 下部電極
３２６ ビア
３２８ 配線
３３０ スイッチングトランジスタ
３３２ ゲート
３３２ ワード線
３３４ ビット線
３３４ ワード線
３５０ 列デコーダ
３５１ 行デコーダ
３５２ センスアンプ
３６０ デコーダ
Claims (20)
- 磁化方向が実質的に一方向に固定された第１の強磁性層と、磁化方向が外部磁界に応じて変化する第２の強磁性層と、前記第１及び第２の強磁性層の間に形成された中間層と、を有する磁気抵抗効果膜と、
前記磁気抵抗効果膜の膜面に対して略垂直な方向にセンス電流を通電可能とする、前記磁気抵抗効果膜に電気的に接続された一対の電極と、
複数種の元素からなる合金が固相内分離した第１及び第２の相を有し、前記第１及び第２の相の一方は他方よりも酸素、窒素、フッ素、及び炭素よりなる群から選択された少なくとも一つの元素を高い濃度で含有する、前記一対の電極間に形成された相分離層と、
を備えたことを特徴とする磁気抵抗効果素子。 - 前記複数種の元素からなる合金は、銀、金、白金、パラジウム、イリジウム、オスミウム及び銅よりなる第１の群から選択されたいずれか少なくとも一つの元素と、ニッケル、鉄及びコバルトよりなる第２の群から選択された少なくとも一つの元素とを含む合金であって、前記第１の群から選択された元素をＭとして組成式 Ｍｘ（Ｎｉ１００‐ｙ（Ｆｅ１００‐ｚＣｏｚ）ｙ）１００‐ｘ により表した場合に、前記第１の群から選択された元素の合計の組成ｘが１原子％以上で５０原子％以下、組成ｙが０原子％以上で５０原子％以下、組成ｚが０原子％以上で１００原子％以下の範囲に含まれる合金、もしくは、組成式 Ｍｘ（Ｃｏ１００‐ｙ（Ｆｅ１００‐ｚＮｉｚ）ｙ）１００‐ｘ により表した場合に、組成ｘが１原子％以上で５０原子％以下、組成ｙが０原子％以上で５０原子％以下、組成ｚが０原子％以上で１００原子％以下の範囲に含まれる合金であることを特徴とする請求項１記載の磁気抵抗効果素子。
- 前記複数種の元素からなる合金は、銀、金、白金、銅、パラジウム、イリジウム及びオスミウムよりなる第１の群から選択された少なくとも一つの元素と、マグネシウム、カルシウム、シリコン、ゲルマニウム、ボロン、タンタル、タングステン、ニオブ、ジルコニウム、チタン、クロム、亜鉛、リチウム及びガリウムよりなる第２の群から選択された少なくとも一つの元素と、アルミニウムと、を含む合金であって、
前記第１の群から選択された元素をＭ、前記第２の群から選択された元素をＱとして組成式 （Ａｌ１００−ｙＱｙ）１００−ｘＭｘ により表した場合に、前記第１の群から選択された元素の合計の組成ｘが１原子％以上で４０原子％以下、前記第２の群から選択された元素の合計の組成ｙが０原子％以上で３０原子％以下の範囲に含まれる合金であることを特徴とする請求項１記載の磁気抵抗効果素子。 - 前記複数種の元素からなる合金は、銀、金、白金、銅、パラジウム、イリジウム及びオスミウムよりなる第１の群から選択された少なくとも一つの元素と、アルミニウム、カルシウム、シリコン、ゲルマニウム、亜鉛、リチウム及びガリウムよりなる第２の群から選択された少なくとも一つの元素と、マグネシウムと、を含む合金であって、
前記第１の群から選択された元素をＭ、前記第２の群から選択された元素をＱとして組成式 （Ｍｇ１００−ｙＱｙ）１００−ｘＭｘ により表した場合に、前記第１の群から選択された元素の合計の組成ｘが１原子％以上で４０原子％以下、前記第２の群から選択された元素の合計の組成ｙが０原子％以上で３０原子％以下の範囲に含まれる合金であることを特徴とする請求項１記載の磁気抵抗効果素子。 - 前記複数種の元素からなる合金は、銀、金、白金、銅、パラジウム、イリジウム及びオスミウムよりなる第１の群から選択された少なくとも一つの元素と、マグネシウム、カルシウム、アルミニウム、ゲルマニウム、亜鉛、リチウム及びガリウムよりなる第２の群から選択された少なくとも一つの元素と、シリコンと、を含む合金であって、
前記第１の群から選択された元素をＭ、前記第２の群から選択された元素をＱとして組成式 （Ｓｉ１００−ｙＱｙ）１００−ｘＭｘ により表した場合に、前記第１の群から選択された元素の合計の組成ｘが１原子％以上で４０原子％以下、前記第２の群より選択された元素の合計の組成ｙが０原子％以上で３０原子％以下の範囲に含まれる合金であることを特徴とする請求項１記載の磁気抵抗効果素子。 - 前記第１及び第２の相の前記他方は、前記一方よりも磁性元素を高い濃度で含有することを特徴とする請求項１記載の磁気抵抗効果素子。
- 前記第１及び第２の相の前記他方は、前記一方の相の中に点在し、前記第１の強磁性層と前記第２の強磁性層とを接続する磁性領域を形成してなることを特徴とする請求項６記載の磁気抵抗効果素子。
- 前記複数種の元素からなる合金は、鉄（Ｆｅ）を主成分とした磁性を有する低抵抗相とモリブデン、マグネシウム、カルシウム、チタン、ジルコニウム、ニオブ、ハフニウム、タンタル、ボロン、アルミニウム及びシリコンよりなる第２の群から選択された少なくとも一つの元素とを含む合金であって、前記第２の群から選択された元素をＭとして組成式Ｍ１００−ｘＦｅｘ により表した場合に、鉄の組成ｘが１原子％以上で５０原子％以下の範囲である合金であることを特徴とする請求項１、６及び７のいずれか１つに記載の磁気抵抗効果素子。
- 前記複数種の元素からなる合金は、ニッケル（Ｎｉ）を主成分とした磁性を有する低抵抗相とモリブデン、マグネシウム、タングステン、チタン、ジルコニウム、ニオブ、ハフニウム、タンタル、ボロン、アルミニウム及びシリコンよりなる第２の群から選択された少なくとも一つの元素とを含む合金であって、前記第２の群から選択された元素をＭとして組成式Ｍ１００−ｘＮｉｘ により表した場合に、ニッケルの組成ｘが１原子％以上で５０原子％以下の範囲である合金であることを特徴とする請求項１、６及び７のいずれか１つに記載の磁気抵抗効果素子。
- 前記複数種の元素からなる合金は、コバルト（Ｃｏ）を主成分とした磁性を有する低抵抗相とモリブデン、マグネシウム、タングステン、チタン、ジルコニウム、ニオブ、ハフニウム、タンタル、ボロン、アルミニウム、クロム及びバナジウムよりなる第２の群から選択された少なくとも一つの元素とを含む合金であって、前記第２の群から選択された元素をＭとして組成式Ｍ１００−ｘＣｏｘ により表した場合に、コバルトの組成ｘが１原子％以上で５０原子％以下の範囲である合金であることを特徴とする請求項１、６及び７のいずれか１つに記載の磁気抵抗効果素子。
- 前記相分離層は、第１の合金が前記固相内分離した第１の層と、前記第１の合金とは異なる第２の合金が前記固相内分離した第２の層と、を積層してなることを特徴とする請求項１〜１０のいずれか１つ記載の磁気抵抗効果素子。
- 前記第１及び第２の相のうちの前記他方の相を前記相分離層の粒径の平均値は、前記相分離層の厚みの０．８倍以上４倍以下であり、隣接する前記他方の相の間隔の平均値は、１ｎｍ以上１０ｎｍ未満の範囲にあることを特徴とする請求項１〜１１のいずれか１つに記載の磁気抵抗効果素子。
- 前記第１及び第２の相のうちの前記他方の相どうしの間隔の平均値は、前記第１の強磁性層及び前記第２の強磁性層の結晶粒径の平均値よりも小さいことを特徴とする請求項１〜１２のいずれか１つに記載の磁気抵抗効果素子。
- 磁化方向が実質的に一方向に固定された第１の強磁性層と、磁化方向が外部磁界に応じて変化する第２の強磁性層と、前記第１及び第２の強磁性層の間に形成された中間層と、を有する磁気抵抗効果膜と、
前記磁気抵抗効果膜の膜面に対して略垂直な方向にセンス電流を通電可能とする、前記磁気抵抗効果膜に電気的に接続された一対の電極と、
酸素、窒素、フッ素、及び炭素よりなる群から選択された少なくとも１つの元素を高い濃度で含有する第１の領域と低い濃度で含有する第２の領域とを有し、前記一対の電極間に形成された第３の磁性層と、
前記第１または第２の強磁性層と第３の磁性層との間に形成された磁気結合遮断層と、
を備えたことを特徴とする磁気抵抗効果素子。 - 磁化方向が実質的に一方向に固定された第１の強磁性層と、磁化方向が外部磁界に応じて変化する第２の強磁性層と、前記第１及び第２の強磁性層の間に形成された中間層とを有する磁気抵抗効果膜と、
前記磁気抵抗効果膜の膜面に対して略垂直な方向にセンス電流を通電可能とする、前記磁気抵抗効果膜に電気的に接続された一対の電極と、
酸素、窒素、フッ素及び炭素よりなる群から選択された少なくとも１つの元素を高い濃度で含有する第１の領域と低い濃度で含有する第２の領域とを有し、前記一対の電極間に形成された第３の磁性層と、
前記第１または第２の強磁性層と第３の磁性層との間に形成され、膜厚が１ナノメートル以上３ナノメートル以下の、銅、金、銀、レニウム、オスミウム、ルテニウム、イリジウム、パラジウム、クロム、マグネシウム、アルミニウム、ロジウム及び白金よりなる群から選択された少なくとも１つの元素を含有する層と、
を備えたことを特徴とする磁気抵抗効果素子。 - 磁化方向が実質的に一方向に固定された第１の強磁性層と、磁化方向が外部磁界に応じて変化する第２の強磁性層と、前記第１及び第２の強磁性層の間に形成された中間層とを有する磁気抵抗効果膜と、前記磁気抵抗効果膜の膜面に対して略垂直な方向にセンス電流を通電可能とする、前記磁気抵抗効果膜に電気的に接続された一対の電極と、を有する磁気抵抗効果素子の製造方法であって、
２種類以上の元素からなる合金層を相分離させて互いに組成が異なる第１及び第２の相を膜面内に分布させる工程を備えたことを特徴とする磁気抵抗効果素子の製造方法。 - 酸素、窒素、フッ素及び炭素よりなる群から選択された少なくともいずれかの元素を、前記第１及び第２の相のいずれか一方の相に対して優先的に反応させることを特徴とする請求項１６記載の磁気抵抗効果素子の製造方法。
- 前記元素のプラズマあるいはラジカルを形成し前記反応させることを特徴とする請求項１７記載の磁気抵抗効果素子。
- 請求項１〜１５のいずれか１つに記載の磁気抵抗効果素子を備えたことを特徴とする磁気ヘッド。
- 請求項１９記載の磁気ヘッドを備え、磁気記録媒体に磁気的に記録された情報の読み取りを可能としたことを特徴とする磁気再生装置。
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