JP2006049426A - 磁気抵抗効果素子とその製造方法、およびそれを用いた磁気ヘッドと磁気再生装置 - Google Patents

Abstract

【課題】強磁性体同士のナノコンストリクション構造に基づくＭＲ変化率を実用的なデバイスに応用した磁気抵抗効果素子を提供する。
【解決手段】スピンバルブ型磁気抵抗効果膜２は、磁化方向が実質的に一方向に固着された磁化固着層５と、磁化方向が外部磁界に対応して変化する磁化自由層７と、これら磁化固着層５と磁化自由層７との間に介在された複合スペーサ層６とを有する。複合スペーサ層６は絶縁層１３内に磁化固着層５と磁化自由層７とを接続するように偏析する磁性元素を有する金属接続部１４を備える。磁気抵抗効果素子１はスピンバルブ型磁気抵抗効果膜２の膜面垂直方向にセンス電流を通電する一対の電極３、４を有する。
【選択図】図１

Description

本発明は磁気抵抗効果素子とその製造方法、およびそれを用いた磁気ヘッドと磁気再生装置に関する。

近年、磁気抵抗効果素子（Magnetoresistive effect element）の開発が進められている。特に、巨大磁気抵抗効果（Giant Magnetoresistive Effect：ＧＭＲ）を示す磁気抵抗効果膜の開発に伴って、それを適用した磁気デバイス、特に磁気ヘッドとして使用される磁気抵抗効果ヘッド（ＭＲヘッド）の性能は飛躍的に向上している。

ＧＭＲ膜としては、強磁性層／非磁性層／強磁性層のサンドイッチ構造膜で大きな磁気抵抗効果が得られるスピンバルブ膜（Spin valve膜）が知られている。スピンバルブ膜は、2つの強磁性層間に非磁性層（スペーサ層あるいは中間層等と称する）を介在させた構造を有する。一方の強磁性層（磁化固着層あるいはピン層等と称する）に交換バイアス磁界を印加して磁化を固定すると共に、他方の強磁性層（磁化自由層あるいはフリー層等と称する）を信号磁界等の外部磁場で磁化反転させ、磁化固着層と磁化自由層との磁化方向を相対的に変化させることによって、大きな磁気抵抗効果が得られる。

ＭＲ素子においては、磁気抵抗効果膜の膜面垂直方向にセンス電流を通電する、いわゆるＣＰＰ（Current Perpendicular to Plane）型素子が提案されている。スピンバルブ型ＭＲ素子においても、ＣＰＰ型構造を適用することでＭＲ変化率の向上が期待されており、膜面内方向にセンス電流を通電するＣＩＰ（Current in Plane）型の素子構造に対して10倍程度のＭＲ変化率が得られたことが報告されている。ただし、このようなＭＲ変化率でも必ずしも十分ではなく、さらに高いＭＲ変化率を示す素子構造が求められている。

また、Ｎｉ線のナノサイズの接合で300％というようなＭＲ変化率が観測されている（例えば非特許文献１参照）。これは強磁性体同士のコンタクトサイズをナノオーダーとすることで、バリスティクな磁気抵抗効果が発現しているものと考えられている。このような強磁性体同士のナノコンタクトに基づく300％というようなＭＲ変化率はあくまでも実験的に得られているにすぎず、ＭＲヘッドに応用するためには実用的なデバイス構造でナノコンタクトを実現することが不可欠となる。強磁性金属同士のナノコンタクト構造を実現する手段としては、リソグラフィ技術等の半導体プロセスを適用して微細な孔を明け、この微細孔を利用して強磁性金属同士をコンタクトさせることが考えられる。

さらに、特許文献１には強磁性体同士のポイントコンタクトを利用する磁気抵抗効果素子として、磁化固着層と磁化自由層との間に配置した絶縁層に最大幅が20nm以下の孔を設け、この孔内に強磁性体を充填して磁気微小接点を形成した磁気抵抗効果素子が記載されている。ここでは、絶縁層に針等で微小孔を明け、この孔内を含めて絶縁層上に強磁性体を堆積している。
Phys. Rev. Lett.82 p2923 (1999) 特開2003-204095号公報

強磁性体同士のナノコンストリクション構造を実用的なデバイスに応用するにあたって、上述したリソグラフィ技術による加工サイズは最も小さい時で3nm前後であることから、原子レベルの接合で起こる物理現象を再現性よく引き出すことは困難とされている。また、特許文献１では絶縁層に針等を用いて開けた孔内に強磁性体を充填しているため、上記したリソグラフィ技術を適用した接続構造と同様に、原子レベルの接合で起こる物理現象を必ずしも再現性よく引き出すことはできないおそれがある。

本発明は、強磁性体同士のナノコンストリクション構造に基づく巨大なＭＲ変化率を実用的なデバイスに応用することを可能にした磁気抵抗効果素子とその製造方法、およびそれを用いた磁気ヘッドと磁気再生装置を提供することを目的としている。

本発明の磁気抵抗効果素子は、磁化方向が実質的に一方向に固着された強磁性体膜を有する磁化固着層と、磁化方向が外部磁界に対応して変化する強磁性体膜を有する磁化自由層と、前記磁化固着層と前記磁化自由層との間に介在された絶縁層と、前記絶縁層内に前記磁化固着層と前記磁化自由層とを電気的に接続するように偏析する磁性元素を有する金属接続部とを備える複合スペーサ層と、前記磁化固着層、前記複合スペーサ層および前記磁化自由層の膜面に対して垂直方向にセンス電流を通電するように設けられた一対の電極とを具備することを特徴としている。

本発明の磁気抵抗効果素子において、前記磁性元素の少なくとも一部は例えば前記絶縁層内でクラスタや前記絶縁層の構成元素との合金相等を形成している。

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着された強磁性体膜を有する磁化固着層と、磁化方向が外部磁界に対応して変化する強磁性体膜を有する磁化自由層とを、絶縁層または絶縁層の構成材料となる金属層を介して積層する工程と、前記磁化固着層または前記磁化自由層上に前記絶縁層または前記金属層を形成した後または形成と同時に、あるいは前記絶縁層または前記金属層を介して前記磁化固着層と前記磁化自由層とを積層した後、前記絶縁層または前記金属層に熱処理およびプラズマ処理から選ばれる少なくとも一方の処理を施して、前記絶縁層または前記金属層内に磁性元素を偏析させ、前記絶縁層または前記金属層に絶縁処理を施して形成した絶縁層内に偏析する前記磁性元素を少なくとも含む金属接続部で前記磁化固着層と前記磁化自由層とを電気的に接続する複合スペーサ層を形成する工程とを具備することを特徴としている。

本発明の磁気ヘッドは、上記した本発明の磁気抵抗効果素子を具備することを特徴としている。本発明の磁気再生装置は、本発明の磁気ヘッドを具備し、前記磁気ヘッドで磁気記録媒体に磁気的に記録された情報を読み出すことを特徴としている。

本発明の磁気抵抗効果素子によれば、絶縁層内に偏析する磁性元素を有する金属接続部で磁化固着層と磁化自由層とを接続している。従って、磁性元素を含む金属接続部でナノオーダーまで微細化したコンタクト構造を実現することが可能となる。これによって、磁気抵抗変化率を強磁性体同士のナノコンストリクション構造に基づいて増大させた磁気抵抗効果素子を提供することができる。

以下、本発明を実施するための形態について、図面を参照して説明する。図１は本発明の一実施形態による磁気抵抗効果素子の要部構造を模式的に示す断面図である。図１に示す磁気抵抗効果素子１は、スピンバルブ構造を有する磁気抵抗効果膜２と、このスピンバルブ型磁気抵抗効果膜２の膜面に対して垂直方向にセンス電流を通電するように設けられた一対の電極３、４とから主として構成されている。

スピンバルブ型磁気抵抗効果膜２は、磁化固着層５／複合スペーサ層６／磁化自由層７構造の積層膜を有している。すなわち、下部電極３上には下地層８を介してＰｔ−Ｍｎ合金、Ｉｒ−Ｍｎ合金等からなる反強磁性層９が形成されている。反強磁性層９上には磁化固着層５となる強磁性体膜が形成されている。この強磁性体膜は反強磁性層９からの交換バイアス磁界で磁化方向が実質的に一方向に固着されており、これにより強磁性体膜は磁化固着層５として機能する。

磁化固着層５は図１に示した単層構造の強磁性体膜に限らず、例えば図２に示すような積層構造を有していてもよい。図２はＲｕ等からなる磁化反平行結合層１０の両側に強磁性体膜１１、１２を配置した積層膜からなる磁化固着層５を示している。この構造では、強磁性体膜１１が反強磁性層９によって磁化方向が一方向に固着されており、さらに強磁性体膜１１、１２は磁化反平行結合層１０を介して磁化が反平行状態で結合している。磁化固着層５を構成する強磁性体膜には、例えばＦｅ、Ｃｏ、Ｎｉ、これら元素同士の合金、あるいはこれら元素を主成分とする合金等が適用される。

磁化固着層５上には複合スペーサ層６を介して磁化自由層７として機能する強磁性体膜が形成されている。この強磁性体膜は磁化方向が信号磁界等の外部磁界に対応して変化するものであり、これにより磁化自由層７として機能する。磁化自由層７を構成する強磁性体膜には磁化固着層５と同様に、例えばＦｅ、Ｃｏ、Ｎｉ、これら元素同士の合金、あるいはこれら元素を主成分とする合金等が使用される。また、磁化自由層７の構造も単層構造に限らず、強磁性体膜を含む積層構造を適用することができる。

磁化固着層５および磁化自由層７の膜厚は特に限定されるものではないが、例えば10nm以下とすることが好ましい。なお、図１および図２では下層側に磁化固着層５を配置した磁気抵抗効果膜２を示したが、磁化固着層５と磁化自由層７の位置は逆であってもよい。すなわち、下層側に磁化固着層５を配置し、その上に複合スペーサ層６を介して磁化固着層７を配置した膜構造を適用することも可能である。

上述した磁化固着層５と磁化自由層７との間に介在された複合スペーサ層６は、その全体形状を形成する絶縁層１３と、絶縁層１３内に偏析する磁性元素を有する金属接続部１４とを備えている。複合スペーサ層６の層構造を形成する絶縁層１３には、電気伝導特性が絶縁性である金属酸化物、金属炭化物、金属窒化物等が用いられる。このような化合物の具体例としては、Ａｌ、Ｔａ、Ｃｒ、Ｈｆ、Ｍｇ、Ｃｕ、Ｃａ、Ｂａ、Ｓｒ、Ｚｎ、Ｚｒ、Ｌｉ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｓｉ、Ｒｕ、Ｙ、希土類元素、Ｃｏ、Ｆｅ、Ｎｉ、Ｃｏ−Ｆｅ、Ｎｉ−Ｆｅ等の酸化物、炭化物、窒化物が挙げられる。金属接続部１４を構成する磁性元素としては、Ｆｅ、ＣｏおよびＮｉから選ばれる少なくとも1種が用いられる。

複合スペーサ層６は絶縁層１３と金属接続部１４とが実質的に相分離した微細構造を有しており、金属接続部１４は磁化固着層５と磁化自由層７とを接続するように配置されている。少なくとも一部が絶縁層１３中に偏析する磁性元素で構成された金属接続部１４によれば、磁化固着層５と磁化自由層７との微細な接合を実現することが可能となる。このような金属接続部１４は、絶縁層１３および金属接続部１４の構成材料の性質や成膜時のプロセス条件等に基づいて、その大きさを制御することができるため、例えばナノオーダーまで微細化したコンタクト構造を実現することが可能となる。

すなわち、磁化固着層５と磁化自由層７との金属接続部１４によるナノコンタクトを実現することができる。このようなナノコンタクト部、すなわち少なくとも一部が磁性元素で構成された金属接続部１４によるナノコンタクトによれば、磁化固着層５と磁化自由層７との磁化方向の変化に基づく磁気抵抗効果に新たな物理現象が加味され、巨大な磁気抵抗変化率（ＭＲ変化率）を得ることが可能となる。ナノコンタクトを形成する金属接続部１４は、その少なくとも一部が磁性元素で構成されていればよく、例えば磁性元素と絶縁層１３の構成元素との合金相等を形成していてもよい。

上述した絶縁層１３内に偏析する磁性元素とは、絶縁層１３の結晶粒界等を利用して磁性元素を局所的に拡散させた状態、絶縁層１３内に分散させた磁性元素が集団化した状態、絶縁層１３内に分散させた磁性元素を含む合金や化合物から磁性元素が偏析した状態、あるいはこれらが複合化した状態等を有するものである。このような磁性元素の状態は構成材料の性質や成膜時のプロセス条件等に基づいて得ることができる。

金属接続部１４の具体的な構造としては、例えば図３に示すように、絶縁層１３内に偏析する磁性元素がクラスタ２１を形成し、このような磁性元素のクラスタ２１で磁化固着層５と磁化自由層７とを接続した構造が挙げられる。ここで、クラスタ２１とは磁性原子が繋がったあるいは集まったものである。例えば、図３の金属接続部１４Ａは、磁性原子が1個ずつ繋がったクラスタ２１を有しており、全体形状としてはチェーン状になっている。また、図３の金属接続部１４Ｂは、磁性原子数個がかたまって作ったクラスタ２１同士が原子1個の接点で繋がった状態を有している。

また、金属接続部１４の他の構造としては、図４に示すように、磁性元素Ｔと絶縁層１３を構成する金属元素Ｍとの合金相２２で、磁化固着層５と磁化自由層７とを接続した構造が挙げられる。Ｍ−Ｔ合金相２２は絶縁層１３内に偏析する磁性元素Ｔと絶縁層１３の構成金属元素Ｍとが合金化したものであり、絶縁層１３内に局所的に存在している。なお、Ｍ−Ｔ合金相２２を形成した場合においても、磁性元素Ｔの絶縁層１３内における偏析状態は維持されている。図４に示した構造では、このようなＭ−Ｔ合金相２２で磁化固着層５と磁化自由層７とが接続されている。なお、Ｍ−Ｔ合金相２２内に磁性元素のクラスタが存在していてもよい。

さらに、図５に示すように、絶縁層１３内に磁性元素Ｔと絶縁層１３の構成元素Ｍ−Ｘ（Ｘ：酸素、窒素、炭素等）とで形成されたＴ−Ｍ−Ｘ非金属相２３が存在し、さらにＴ−Ｍ−Ｘ非金属相２３内に存在する磁性元素のクラスタ２１で構成された金属接続部１４Ｃ、あるいはＴ−Ｍ−Ｘ非金属相２３内に存在するＴ−Ｍ合金相２２で構成された金属接続部１４Ｄ等であってもよい。Ｔ−Ｍ−Ｘ非金属相２３内のＴ−Ｍ合金相２２中には、磁性元素のクラスタが存在していてもよい。

上述したような金属接続部１４は、例えば磁化固着層５（反転構造の場合には磁化自由層７）となる強磁性体膜上に、絶縁層１３を構成する酸化物層、炭化物層、窒化物層等を形成した後、熱処理およびプラズマ処理の少なくとも一方の処理を施して、強磁性体膜を構成する磁性元素を絶縁層１３内に局所的に拡散させることにより得ることができる。熱処理やプラズマ処理は他方の強磁性体膜（例えば磁化自由層７）を積層した後に実施してもよい。また、絶縁層の構成材料となる金属層に熱処理やプラズマ処理を施した後、金属層に酸化処理等の絶縁処理を施してもよい。

強磁性体膜上に形成された絶縁層１３（あるいは絶縁層の構成材料となる金属層）に熱処理やプラズマ処理を施すと、強磁性体膜を構成する磁性元素が絶縁層１３（あるいは金属層）の結晶粒界に沿って拡散するため、絶縁層１３（あるいは金属層）内に磁性元素を偏析させることができる。あるいは、絶縁層１３（あるいは金属層）内に予め磁性元素や磁性元素の化合物等を分散させておき、熱処理やプラズマ処理で磁性元素を偏析させるようにしてもよい。

上記した熱処理やプラズマ処理を施すにあたって、磁性元素の絶縁層１３（あるいは金属層）に対する拡散のしやすさ、絶縁層１３（あるいは金属層）の厚さ、磁性元素と絶縁層１３（あるいは金属層）の構成元素との結合のしやすさ等を考慮して、熱処理やプラズマ処理の条件を適宜に設定することによって、絶縁層１３内に偏析する磁性元素で磁化固着層５と磁化自由層７との間を接続することができる。また、構成材料の性質、熱処理やプラズマ処理の条件等に基づいて、磁性元素はクラスタや合金相等として存在する。

なお、熱処理やプラズマ処理は絶縁層１３の形成時に実施してもよい。絶縁層の構成材料となる金属層に熱処理やプラズマ処理を施した後、金属層に酸化処理等の絶縁処理を施したり、さらに全ての構成層を形成した後に熱処理やプラズマ処理を施してもよい。これらによっても、絶縁層１３内に磁性元素を偏析させることができる。

磁化固着層５と磁化自由層７とは、少なくとも一部が磁性元素で構成された金属接続部１４で磁気的に結合される。言い換えると、複合スペーサ層６は絶縁層１３内に存在する金属接続部１４によって、磁化固着層５と磁化自由層７とを磁気的に結合させる層ということができる。磁化固着層５と磁化自由層７とをナノコンタクト部で接続した場合、磁性層５、７間には大きな磁気結合が生じるおそれがある。

磁化固着層５と磁化自由層７との磁気結合が大きいと、磁化固着層５のピン止め力が抑制され、高抵抗となる磁化固着層５と磁化自由層７の反強磁性的配列が損なわれてしまう。これはＭＲ変化率の減少要因となる。さらに、磁性層５、７間の磁気結合が大きいと、例えばヘッド動作時の外部磁界に対する線形応答性、また単位媒体当たりの抵抗変化率が低下する。このため、磁化固着層５と磁化自由層７との間の磁気結合は低く抑えることが重要となる。

そこで、少なくとも一部が磁性元素で構成された金属接続部１４は、磁気的に薄まった磁性（以下、希薄磁性と称する）を有することが好ましい。このような希薄磁性を有する金属接続部１４は、例えば絶縁層１３内に磁性元素をクラスタ状態や合金状態として偏析させることにより実現することができる。このような点からも、金属接続部１４を構成する磁性元素の少なくとも一部は、絶縁層１３内にクラスタや合金相等として存在していることが好ましい。

磁性元素のクラスタや合金相を有する金属接続部１４は、比較的低温でスピングラス様の磁気特性を示す。室温では金属接続部１４に含まれる磁性元素は磁気モーメントを持つが、磁性元素同士で磁気的な相互作用をしていないものがほとんどである。このような希薄磁性を有する金属接続部１４で磁化固着層５と磁化自由層７とを結合させることによって、磁性層５、７間の結合磁界を低減することができる。すなわち、磁化固着層５と磁化自由層７との間に弱い磁気結合状態を作ることができるため、高抵抗となる磁化固着層５と磁化自由層７との間の反強磁性的配列、ヘッド動作時の外部磁界に対する線形応答性の低下、また単位媒体当たりの抵抗変化率の劣化等を抑制することができる。

磁化固着層５と磁化自由層７との間の弱い磁気結合状態は、磁気抵抗効果素子１を磁気ヘッド等に適用する場合の特性向上に寄与するものである。さらに、金属接続部１４を構成する磁性元素をクラスタや合金相として存在させることによって、金属接続部１４によるナノコンタクトを原子レベルまで微細化することができる。すなわち、クラスタや合金相として存在する磁性元素が実質的なコンタクト部を形成することになるため、コンタクトを原子レベルまで微細化することができる。

希薄磁性はスピングラス様の磁気特性を示す金属接続部１４に限らず、磁性元素と非磁性元素との固溶体、磁性元素と非磁性元素とが格子を組んだ複合結晶等からなる金属相によっても実現可能である。このような磁性元素と非磁性元素との複合系に基づく希薄磁性によっても、磁化固着層５と磁化自由層７との間に弱い磁気結合状態を作ることができる。さらに、複合系の格子状態等に基づいて、磁化固着層５と磁化自由層７とのコンタクト構造をナノレベルまで微細化することができる。

上述した絶縁層１３と少なくとも一部が磁性元素で構成された金属接続部１４とを有する複合スペーサ層６の膜厚は、金属接続部１４によるナノコンタクトの形成性等を高める上で、例えば5nm以下とすることが好ましく、さらに好ましくは3nm以下である。また、複合スペーサ層６における絶縁層１３と金属接続部１４を構成する金属相との比率は、金属接続部１４によるナノコンタクトの形成量や磁性層５、７間の結合状態等を考慮して適宜に設定されるものである。すなわち、金属接続部（金属相）１４の比率が多すぎるとナノコンタクトとしての機能が得られず、また絶縁層（絶縁相）１３の比率が多すぎると磁性層５、７間の電気的な接続状態が得られなくなる。

複合スペーサ層６を介して形成された磁化固着層５および磁化自由層７上には、保護層１５を介して上部電極４が配置されている。磁化固着層５／複合スペーサ層６／磁化自由層７構造の積層膜を有するスピンバルブ型磁気抵抗効果膜２には、その上下に設けられた下部および上部電極３、４から膜面垂直方向にセンス電流が通電される。磁気抵抗効果素子１は、磁化自由層７の磁化方向を信号磁界等の外部磁界で変化させ、その際の磁化固着層５との相対的な磁化方向に基づいて磁気抵抗効果を発現させるものである。

このような磁気抵抗効果素子１においては、絶縁層１３内に偏析する磁性元素を有する金属接続部１４で磁化固着層５と磁化自由層７とを接続しているため、金属接続部１４によるナノコンストリクション構造を実現することが可能となる。さらに、希薄磁性を有する金属接続部１４を適用することで、磁化固着層５と磁化自由層７との間に弱い磁気結合状態を作ることができる。これらによって、スピンバルブ型磁気抵抗効果膜２の膜面垂直方向に流すセンス電流に対して巨大な磁気抵抗効果を発現させることが可能となる。

上述した実施形態の磁気抵抗効果素子１は、従来の磁気抵抗効果素子と同様に磁気ヘッド等の構成素子として使用することができる。磁気抵抗効果素子１を用いた磁気ヘッドは、磁気記録媒体に磁気的に記録された情報の読み出しに使用される。このような磁気ヘッドを用いて、種々の磁気再生装置が構成される。また、磁気抵抗効果素子１は磁気ヘッドに限らず、磁気メモリ等の磁気記憶装置等の構成素子としても利用可能である。

次に、本発明の具体的な実施例およびその評価結果について述べる。

実施例１
この実施例１では図１に構造を示した磁気抵抗効果素子１を作製した。図１に構造を示した磁気抵抗効果素子１において、スピンバルブ型磁気抵抗効果膜２の下地層８に膜厚4.2nmのＮｉＦｅＣｒ合金膜を適用し、この下地層８上に反強磁性層９として膜厚15nmのＰｔＭｎ合金膜、磁化固着層５として膜厚3nmのＮｉ膜を順に形成した。次いで、Ｎｉ膜上に絶縁層１３の構成材料となるＡｌ膜を1nmの膜厚で形成し、このＡｌ膜に酸化処理を施した後、熱処理を行った。

さらに、酸化処理および熱処理を施したＡｌ膜（Ａｌ−Ｏ膜）上に、磁化自由層７として膜厚3nmのＮｉ膜、保護層１５として膜厚3nmのＴａ膜を順に形成した。このような積層膜に対して磁界中にて290℃×4時間の条件で熱処理を施した。この熱処理によりＰｔＭｎ合金膜を規則化する。熱処理後に断面ＴＥＭ観察を実施したところ、複合スペーサ層６となるＡｌ−Ｏ膜では酸化物相が想定される白いラインが主として観察された。このスピンバルブ膜の磁化の温度測定を行ったところ、スピングラス挙動が観察された。これらの観察結果から、Ａｌ−Ｏ膜中にはＮｉが拡散して強磁性クラスタを形成していることが確認された。

上述したＡｌ−Ｏ膜中にＮｉを拡散させた複合スペーサ層６を有する磁気抵抗効果素子１に対して膜面垂直方向にセンス電流を流し、その際の抵抗変化率を測定した。その結果、ＭＲ変化率は200％という大きな値を示した。さらに、磁化固着層５と磁化自由層７の磁気結合は10Ｏeと小さかった。

実施例２
この実施例２では図２に構造を示した磁気抵抗効果素子１を作製した。図２に構造を示した磁気抵抗効果素子１において、スピンバルブ型磁気抵抗効果膜２の下地層８に膜厚5nmのＴａ膜と膜厚4.2nmのＮｉＦｅＣｒ合金膜との積層膜を適用し、この下地層８上に反強磁性層９として膜厚15nmのＰｔＭｎ合金膜を形成した。さらに、その上に磁化固着層５として膜厚3nmのＣｏ膜１１と膜厚1nmのＲｕ膜１０と膜厚3nmのＣｏ膜１２を順に形成した。次いで、Ｃｏ膜１２上に絶縁層１３の構成材料となるＡｌ膜を1nmの膜厚で形成し、このＡｌ膜に酸化処理およびプラズマ処理を施した。

さらに、酸化処理およびプラズマ処理を施したＡｌ膜（Ａｌ−Ｏ膜）上に磁化自由層７として膜厚3nmのＣｏ膜、保護層１５として膜厚3nmのＴａ膜を順に形成した。このような積層膜に対して磁界中にて290℃×4時間の条件で熱処理を施した。この熱処理によりＰｔＭｎ合金膜を規則化する。熱処理後に断面ＴＥＭ観察を実施したところ、複合スペーサ層６となるＡｌ−Ｏ膜では酸化物相が想定される白いラインが主として観察された。さらに、このスピンバルブ膜の磁化の温度測定を行ったところ、スピングラス挙動が観察された。これらの観察結果から、Ａｌ−Ｏ膜中にはＣｏが拡散して強磁性クラスタを形成していることが確認された。

上述したＡｌ−Ｏ膜中にＣｏを拡散させた複合スペーサ層６を有する磁気抵抗効果素子１に対して膜面垂直方向にセンス電流を流し、その際の抵抗変化率を測定した。その結果、ＭＲ変化率は300％という大きな値を示した。さらに、磁化固着層５と磁化自由層７の磁気結合は20Ｏeと小さかった。

実施例３
この実施例３では図２に構造を示した磁気抵抗効果素子１を作製した。図２に構造を示した磁気抵抗効果素子１において、スピンバルブ型磁気抵抗効果膜２の下地層８に膜厚5nmのＴａ膜と膜厚4.2nmのＮｉＦｅＣｒ合金膜との積層膜を適用し、この下地層８上に反強磁性層９として膜厚15nmのＰｔＭｎ合金膜を形成した。さらに、その上に磁化固着層５として膜厚3nmのＦｅ膜１１と膜厚1nmのＲｕ膜１０と膜厚3nmのＦｅ膜１２を順に形成した。次いで、Ｆｅ膜１２上に絶縁層１３の構成材料となるＡｌ膜を1nmの膜厚で形成し、このＡｌ膜に酸化処理を施した。

さらに、酸化処理を施したＡｌ膜（Ａｌ−Ｏ膜）上に磁化自由層７として膜厚3nmのＦｅ膜、保護層１５として膜厚3nmのＴａ膜を順に形成した。このような積層膜に対して磁界中にて290℃×4時間の条件で熱処理を施した。この熱処理はＡｌ−Ｏ膜中に磁性層５、１２の構成元素であるＦｅを拡散させると共に、ＰｔＭｎ合金膜を規則化するものである。熱処理後に断面ＴＥＭ観察を実施したところ、複合スペーサ層６となるＡｌ−Ｏ膜では酸化物相が想定される白いラインが主として観察された。このスピンバルブ膜の磁化の温度測定を行ったところ、スピングラス挙動が観察された。これらの観察結果から、Ａｌ−Ｏ膜中にはＦｅが拡散して強磁性クラスタを形成していることが確認された。

上述したＡｌ−Ｏ膜中にＦｅを拡散させた複合スペーサ層６を有する磁気抵抗効果素子１に対して膜面垂直方向にセンス電流を流し、その際の抵抗変化率を測定した。その結果、ＭＲ変化率は250％という大きな値を示した。さらに、磁化固着層５と磁化自由層７の磁気結合は25Ｏeと小さかった。

実施例４
この実施例４では図２に構造を示した磁気抵抗効果素子１を作製した。図２に構造を示した磁気抵抗効果素子１において、スピンバルブ型磁気抵抗効果膜２の下地層８に膜厚4.2nmのＮｉＦｅＣｒ合金膜を適用し、この下地層８上に反強磁性層９として膜厚15nmのＰｔＭｎ合金膜を形成した。さらに、その上に磁化固着層５として膜厚3nmのＣｏ膜と膜厚1nmのＲｕ膜と膜厚2.5nmのＣｏ膜と膜厚0.5nmのＮｉ膜を順に形成した。次いで、Ｎｉ膜上に絶縁層１３の構成材料となるＡｌ膜を1nmの膜厚で形成し、このＡｌ膜に酸化処理およびプラズマ処理を施した。

さらに、酸化処理を施したＡｌ膜（Ａｌ−Ｏ膜）上に磁化自由層７として膜厚0.5nmのＮｉ膜と膜厚2.5nmのＣｏ膜、保護層１５として膜厚3nmのＴａ膜を順に形成した。このような積層膜に対して磁界中にて290℃×4時間の条件で熱処理を施した。この熱処理はＡｌ−Ｏ膜中に磁性層の構成元素であるＮｉを拡散させると共に、ＰｔＭｎ合金膜を規則化するものである。熱処理後に断面ＴＥＭ観察を実施したところ、複合スペーサ層６となるＡｌ−Ｏ膜では酸化物相が想定される白いラインが主として観察された。さらに、このスピンバルブ膜の磁化の温度測定を行ったところ、スピングラス挙動が観察された。これらの観察結果から、Ａｌ−Ｏ膜中にはＮｉが拡散して強磁性クラスタを形成していることが確認された。

上述したＡｌ−Ｏ膜中にＮｉを拡散させた複合スペーサ層６を有する磁気抵抗効果素子１に対して膜面垂直方向にセンス電流を流し、その際の抵抗変化率を測定した。その結果、ＭＲ変化率は250％という大きな値を示した。さらに、磁化固着層５と磁化自由層７の磁気結合は25Ｏeと小さかった。

実施例５
この実施例５では図２に構造を示した磁気抵抗効果素子１を作製した。図２に構造を示した磁気抵抗効果素子１において、スピンバルブ型磁気抵抗効果膜２の下地層８に膜厚4.2nmのＮｉＦｅＣｒ合金膜を適用し、この下地層８上に反強磁性層９として膜厚15nmのＰｔＭｎ合金膜を形成した。さらに、その上に磁化固着層５として膜厚3nmのＣｏ膜１１と膜厚1nmのＲｕ膜１０と膜厚3nmのＣｏ膜１２を順に形成した。次いで、Ｃｏ膜１２上に絶縁層１３の構成材料となるＣｒ膜を1nmの膜厚で形成し、このＣｒ膜に酸化処理を施した。

さらに、酸化処理を施したＣｒ膜（Ｃｒ−Ｏ膜）上に磁化自由層７として膜厚3nmのＣｏ膜、保護層１５として膜厚3nmのＴａ膜を順に形成した。このような積層膜に対して磁界中にて290℃×4時間の条件で熱処理を施した。この熱処理はＣｒ−Ｏ膜中に磁性層５、１２の構成元素であるＣｏを拡散させると共に、ＰｔＭｎ合金膜を規則化するものである。熱処理後に断面ＴＥＭ観察を実施したところ、複合スペーサ層６となるＣｒ−Ｏ膜では酸化物相が想定される白いラインが主として観察された。このスピンバルブ膜の磁化の温度測定を行ったところ、スピングラス挙動が観察された。これらの観察結果から、Ｃｒ−Ｏ膜中にはＣｏが拡散して強磁性クラスタを形成していることが確認された。

上述したＣｒ−Ｏ膜中にＣｏを拡散させた複合スペーサ層６を有する磁気抵抗効果素子１に対して膜面垂直方向にセンス電流を流し、その際の抵抗変化率を測定した。その結果、ＭＲ変化率は300％という大きな値を示した。さらに、磁化固着層５と磁化自由層７の磁気結合は20Ｏeと小さかった。

実施例６
この実施例６では図２に構造を示した磁気抵抗効果素子１を作製した。図２に構造を示した磁気抵抗効果素子１において、スピンバルブ型磁気抵抗効果膜２の下地層８に膜厚5nmのＴａ膜と膜厚4.2nmのＮｉＦｅＣｒ合金膜との積層膜を適用し、この下地層８上に反強磁性層９として膜厚15nmのＰｔＭｎ合金膜を形成した。さらに、その上に磁化固着層５として膜厚3nmのＣｏ膜と膜厚1nmのＲｕ膜と膜厚2.5nmのＣｏ膜と膜厚0.5nmのＮｉ膜を順に形成した。次いで、Ｎｉ膜上に絶縁層１３の構成材料となるＴａ膜を1nmの膜厚で形成し、このＴａ膜に酸化処理および熱処理を施した。

さらに、酸化処理および熱処理を施したＴａ膜（Ｔａ−Ｏ膜）上に、磁化自由層７として膜厚0.5nmのＮｉ膜と膜厚3nmのＣｏ膜、保護層１５として膜厚3nmのＴａ膜を順に形成した。このような積層膜に対して磁界中にて290℃×4時間の条件で熱処理を施した。この熱処理はＴａ−Ｏ膜中に磁性層の構成元素であるＮｉを拡散させると共に、ＰｔＭｎ合金膜を規則化するものである。熱処理後に断面ＴＥＭ観察を実施したところ、複合スペーサ層６となるＴａ−Ｏ膜では酸化物相が想定される白いラインが主として観察された。さらに、このスピンバルブ膜の磁化の温度測定を行ったところ、スピングラス挙動が観察された。これらの観察結果から、Ｔａ−Ｏ膜中にはＮｉが拡散して強磁性クラスタを形成していることが確認された。

上述したＴａ−Ｏ膜中にＮｉを拡散させた複合スペーサ層６を有する磁気抵抗効果素子１に対して膜面垂直方向にセンス電流を流し、その際の抵抗変化率を測定した。その結果、ＭＲ変化率は350％という大きな値を示した。さらに、磁化固着層５と磁化自由層７の磁気結合は10Ｏeと小さかった。

実施例７
この実施例７では図２に構造を示した磁気抵抗効果素子１を作製した。図２に構造を示した磁気抵抗効果素子１において、スピンバルブ型磁気抵抗効果膜２の下地層８に膜厚5nmのＴａ膜と膜厚7nmのＮｉＦｅＣｒ合金膜との積層膜を適用し、この下地層８上に反強磁性層９として膜厚7nmのＩｒＭｎ合金膜を形成した。さらに、その上に磁化固着層５として膜厚3nmのＣｏ膜１１と膜厚1nmのＲｕ膜１０と膜厚3nmのＣｏ膜１２を順に形成した。次いで、Ｃｏ膜１２上に絶縁層１３の構成材料となるＡｌ膜を1nmの膜厚で形成し、このＡｌ膜に酸化処理およびプラズマ処理を施した。

さらに、酸化処理およびプラズマ処理を施したＡｌ膜（Ａｌ−Ｏ膜）上に磁化自由層７として膜厚3nmのＣｏ膜、保護層１５として膜厚3nmのＴａ膜を順に形成した。このような積層膜に対して磁界中にて270℃×1時間の条件で熱処理を施した。熱処理後に断面ＴＥＭ観察を実施したところ、複合スペーサ層６となるＡｌ−Ｏ膜では酸化物相が想定される白いラインが主として観察された。さらに、このＡｌ−Ｏ膜中にＣｏ−Ａｌの化合物からなるメタルホールが観察され、ＥＤＸにより同定された。このスピンバルブ膜の磁化の温度測定を行ったところ、スピングラス挙動も観察された。

上述した複合スペーサ層６を有する磁気抵抗効果素子１に対して膜面垂直方向にセンス電流を流し、その際の抵抗変化率を測定した。その結果、ＭＲ変化率は350％という大きな値を示した。磁化固着層５と磁化自由層７の磁気結合は20Ｏeと小さかった。

実施例８
この実施例８では図２に構造を示した磁気抵抗効果素子１を作製した。図２に構造を示した磁気抵抗効果素子１において、スピンバルブ型磁気抵抗効果膜２の下地層８に膜厚5nmのＴａ膜と膜厚7nmのＮｉＦｅＣｒ合金膜との積層膜を適用し、この下地層８上に反強磁性層９として膜厚7nmのＩｒＭｎ合金膜を形成した。さらに、その上に磁化固着層５として膜厚3nmのＮｉ膜１１と膜厚1nmのＲｕ膜１０と膜厚3nmのＮｉ膜１２を順に形成した。次いで、Ｎｉ膜１２上に絶縁層１３の構成材料となるＴａ膜を1nmの膜厚で形成し、このＴａ膜に酸化処理およびプラズマ処理を施した。

さらに、酸化処理およびプラズマ処理を施したＴａ膜（Ｔａ−Ｏ膜）上に磁化自由層７として膜厚3nmのＮｉ膜、保護層１５として膜厚1nmのＣｕ膜および膜厚3nmのＴａ膜を順に形成した。このような積層膜に対して磁界中にて270℃×1時間の条件で熱処理を施した。熱処理後に断面ＴＥＭ観察を実施したところ、複合スペーサ層６となるＴａ−Ｏ膜では酸化物相が想定される白いラインが主として観察された。さらに、このＴａ−Ｏ膜中にＮｉ−Ｔａの化合物からなるメタルホール、およびＮｉ−Ｔａ−Ｏの酸化物相が観察され、ＥＤＸにより同定された。このスピンバルブ膜の磁化の温度測定を行ったところ、スピングラス挙動も観察された。

上述した複合スペーサ層６を有する磁気抵抗効果素子１に対して膜面垂直方向にセンス電流を流し、その際の抵抗変化率を測定した。その結果、ＭＲ変化率は250％という大きな値を示した。磁化固着層５と磁化自由層７の磁気結合は25Ｏeと小さかった。

本発明の一実施形態による磁気抵抗効果素子の要部構造を模式的に示す断面図である。 図１の変形例を示す断面図である。 複合スペーサ層における金属接続部の一構成例を示す断面図である。 複合スペーサ層における金属接続部の他の構成例を示す断面図である。 複合スペーサ層における金属接続部のさらに他の構成例を示す断面図である。

符号の説明

１…磁気抵抗効果素子、２…スピンバルブ型磁気抵抗効果膜、３，４…電極、５…磁化固着層、６…複合スペーサ層、７…磁化自由層、１３…絶縁層、１４…少なくとも一部が磁性元素で構成された金属接続部、２１…磁性元素のクラスタ、２２…Ｔ−Ｍ合金相。

Claims (7)

1. 磁化方向が実質的に一方向に固着された強磁性体膜を有する磁化固着層と、
   磁化方向が外部磁界に対応して変化する強磁性体膜を有する磁化自由層と、
   前記磁化固着層と前記磁化自由層との間に介在された絶縁層と、前記絶縁層内に前記磁化固着層と前記磁化自由層とを電気的に接続するように偏析する磁性元素を有する金属接続部とを備える複合スペーサ層と、
   前記磁化固着層、前記複合スペーサ層および前記磁化自由層の膜面に対して垂直方向にセンス電流を通電するように設けられた一対の電極と
   を具備することを特徴とする磁気抵抗効果素子。
2. 請求項１記載の磁気抵抗効果素子において、
   前記磁性元素の少なくとも一部は前記絶縁層内でクラスタを形成していることを特徴とする磁気抵抗効果素子。
3. 請求項１または請求項２記載の磁気抵抗効果素子において、
   前記磁性元素の少なくとも一部は前記絶縁層の構成元素と合金相を形成していることを特徴とする磁気抵抗効果素子。
4. 磁化方向が実質的に一方向に固着された強磁性体膜を有する磁化固着層と、磁化方向が外部磁界に対応して変化する強磁性体膜を有する磁化自由層とを、絶縁層または絶縁層の構成材料となる金属層を介して積層する工程と、
   前記磁化固着層または前記磁化自由層上に前記絶縁層または前記金属層を形成した後または形成と同時に、あるいは前記絶縁層または前記金属層を介して前記磁化固着層と前記磁化自由層とを積層した後、前記絶縁層または前記金属層に熱処理およびプラズマ処理から選ばれる少なくとも一方の処理を施して、前記絶縁層または前記金属層内に磁性元素を偏析させ、前記絶縁層または前記金属層に絶縁処理を施して形成した絶縁層内に偏析する前記磁性元素を少なくとも含む金属接続部で前記磁化固着層と前記磁化自由層とを電気的に接続する複合スペーサ層を形成する工程と
   を具備することを特徴とする磁気抵抗効果素子の製造方法。
5. 請求項４記載の磁気抵抗効果素子の製造方法において、
   前記複合スペーサ層の形成工程は、前記磁化固着層を構成する前記強磁性体膜および前記磁化自由層を構成する前記強磁性体膜の少なくとも一方の構成元素である磁性元素を、前記熱処理およびプラズマ処理から選ばれる少なくとも一方の処理により前記絶縁層または前記金属層内に局所的に拡散させる工程を有することを特徴とする磁気抵抗効果素子の製造方法。
6. 請求項１ないし請求項３のいずれか１項記載の磁気抵抗効果素子を具備することを特徴とする磁気ヘッド。
7. 請求項６記載の磁気ヘッドを具備し、前記磁気ヘッドで磁気記録媒体に磁気的に記録された情報を読み出すことを特徴とする磁気再生装置。

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