JP2006135253A - 磁気抵抗効果素子 - Google Patents

Abstract

【課題】面積抵抗ＲＡの大幅な増大を招くことなく、高いＭＲ変化率を有する磁気抵抗効果素子を製造できる方法を提供する。
【解決手段】磁化方向が実質的に一方向に固着された磁化固着層と、磁化方向が外部磁界に対応して変化する磁化自由層と、前記磁化固着層と前記磁化自由層との間に設けられた絶縁層及び前記絶縁層を貫通する電流パスを含むスペーサ層と、を有する磁気抵抗効果素子において、前記スペーサ層の下側に位置する前記磁化固着層または前記磁化自由層は膜厚方向に延びる粒界によって分離された結晶粒を含み、前記結晶粒の一端の面内方向位置を０とし、前記結晶粒の他端に隣接する粒界の面内方向位置を１００としたとき、前記電流パスは面内方向位置が２０以上８０以下の範囲内にある領域上に形成されている。
【選択図】 図１

Description

本発明は、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に関する。

近年、巨大磁気抵抗効果（Giant Magneto-Resistive Effect：ＧＭＲ）の発見により、磁気デバイス、特に磁気ヘッドの性能が飛躍的に向上している。特に、スピンバルブ膜（Spin-Valve：ＳＶ膜）の磁気ヘッドやＭＲＡＭ（Magnetic Random Access Memory）などへの適用は、磁気デバイス分野に大きな技術的進歩をもたらした。

「スピンバルブ膜」とは、二つの強磁性層の間に非磁性金属スペーサ層を挟んだ構造を有し、一方の強磁性層（「ピン層」や「磁化固着層」などと称される）の磁化を反強磁性層などで固着し、もう一方の強磁性層（「フリー層」や「磁化自由層」などと称される）の磁化を外部磁界に応じて回転するようにした積層膜をいう。スピンバルブ膜では、ピン層とフリー層の磁化方向の相対角度が変化することによって、巨大な磁気抵抗変化が得られる。

近年、膜面に対してほぼ垂直方向にセンス電流を通電するＣＰＰ（Current Perpendicular to Plane）−ＧＭＲ素子が、ＣＩＰ−ＧＭＲ素子よりも大きなＧＭＲ効果を発現することから、注目されている。これらの磁気抵抗効果素子を磁気ヘッドに応用することを考慮した場合、素子抵抗が高くなるとショットノイズおよび高周波応答の点で問題が生じる。素子抵抗に関しては、ＲＡ（抵抗×通電面積）で評価するのが妥当である。具体的には、ＲＡは、２００Ｇｂｐｓｉ(Gigabit per square inch)の記録密度で数百ｍΩμｍ²〜１Ωμｍ²、５００Ｇｂｐｓｉの記録密度で５００ｍΩμｍ²以下であることが必要とされている。

このような要求に対して、ＣＰＰ素子は、磁気デバイスがますます微細化される傾向において、抵抗が低くても大きなＭＲ変化率が得られるポテンシャルを有している。ＣＰＰ素子およびそれを用いた磁気ヘッドは、２００Ｇｂｐｓｉ〜１Ｔｂｐｓｉ(Terabit per square inch)の記録密度を実現するための有力候補と考えられる。

しかし、ピン層／スペーサ層／フリー層（これら三層構造をスピン依存散乱ユニットと呼ぶ）が金属層で形成されているメタルＣＰＰ素子は、抵抗変化量が小さく、高密度化に伴う微弱磁界を検知するには不十分であり、実用化は困難である。

この問題を解決するために、非磁性スペーサ層として、厚み方向への電流パスを含む酸化物層［ＮＯＬ（nano-oxide layer）］を用いたＣＰＰ素子が提案されている（例えば特許文献１参照）。このようなＣＰＰ素子では、電流狭窄［ＣＣＰ（Current-confined-path）］効果により素子抵抗およびＭＲ変化率ともに増大させることができる。以下、このような素子をＣＣＰ−ＣＰＰ素子という。尚、磁気抵抗効果素子中に酸化物などを主成分とする層を形成する方法は既に提案されている（特許文献２参照）。
特開２００２−２０８７４４号公報 特開２００２−７６４７３号公報

メタルＣＰＰ素子と比較して、ＣＣＰ−ＣＰＰ素子では以下のような改善効果がある。ここでは、メタルＣＰＰ素子として、基板／Ｔａ［５ｎｍ］／Ｒｕ［２ｎｍ］／ＰｔＭｎ［１５ｎｍ］／Ｃｏ₉₀Ｆｅ₁₀［４ｎｍ］／Ｒｕ［０．９ｎｍ］／Ｃｏ₉₀Ｆｅ₁₀［４ｎｍ］／Ｃｕ［５ｎｍ］／Ｃｏ₉₀Ｆｅ₁₀［１ｎｍ］／Ｎｉ₈₁Ｆｅ₁₉［３ｎｍ］／Ｃｕ［１ｎｍ］／Ｔａキャップ層という構造を有するものを作製した。なお、ＰｔＭｎによりピン層を固着させる規則化熱処理のために、磁場中において２７０℃、１０時間の熱処理を行っている。一方、上記のメタルＣＰＰ素子のＣｕスペーサ層の代わりに、スペーサ層としてＡｌ₉₀Ｃｕ₁₀［０．７ｎｍ］を自然酸化（Natural Oxidation）することにより形成されたＮＯＬを有するＣＣＰ−ＣＰＰ素子を作製した。これらの素子の面積抵抗ＲＡ、面積抵抗変化量ΔＲＡおよびＭＲ変化率を下記に示す。

メタルＣＰＰ ＣＣＰ−ＣＰＰ
面積抵抗ＲＡ １００ｍΩμｍ² ３７０ｍΩμｍ²
面積抵抗変化量ΔＲＡ ０．５ｍΩμｍ² ５．６ｍΩμｍ²
ＭＲ変化率 ０．５％ １．５％。

上記のように、ＣＣＰ−ＣＰＰ素子では、ＭＲ変化率が向上し、ＲＡも向上しているので、ＣＣＰ−ＣＰＰ素子のΔＲＡはメタルＣＰＰ素子よりも約１桁向上している。

しかし、上に示したＣＣＰ−ＣＰＰ素子の特性値でも、２００Ｇｂｐｓｉさらには５００Ｇｂｐｓｉといった高記録密度の媒体からの微弱な磁界信号を検知するには不十分であると予想されている。例えば２００Ｇｂｐｓｉで、ＲＡが５００ｍΩμｍ²のときにＭＲ変化率は少なくとも３％以上であることが必要であるとの試算があり、十分なＳ／Ｎ比を確保することを考慮すると、前記試算値の倍以上の７％以上のＭＲ変化率が必要と考えられる。このような指標を考慮すると、上記のＭＲ変化率の値は、要求仕様の約半分の値であり、実用化は困難である。

本発明の目的は、面積抵抗ＲＡの大幅な増大を招くことなく、より大きなＭＲ変化率を有する磁気抵抗効果素子を提供することにある。

本発明の一態様に係る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磁化固着層と、磁化方向が外部磁界に対応して変化する磁化自由層と、前記磁化固着層と前記磁化自由層との間に設けられた絶縁層及び前記絶縁層を貫通する電流パスを含むスペーサ層と、を有する磁気抵抗効果素子において、前記スペーサ層の下側に位置する前記磁化固着層または前記磁化自由層は膜厚方向に延びる粒界によって分離された結晶粒を含み、前記結晶粒の一端の面内方向位置を０とし、前記結晶粒の他端に隣接する粒界の面内方向位置を１００としたとき、前記電流パスは面内方向位置が２０以上８０以下の範囲内にある領域上に形成されていることを特徴とする。

本発明の他の態様に係る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磁化固着層と、磁化方向が外部磁界に対応して変化する磁化自由層と、前記磁化固着層と前記磁化自由層との間に設けられた絶縁層及び前記絶縁層を貫通する電流パスを含むスペーサ層と、を有する磁気抵抗効果素子において、前記スペーサ層の下側に位置する前記磁化固着層または前記磁化自由層は膜厚方向に延びる粒界によって分離された結晶粒を含み、前記電流パスは前記結晶粒上に形成され、前記スペーサ層の下側に位置する前記磁化固着層または前記磁化自由層に含まれる結晶粒端から３ｎｍ以上離れた領域に形成されていることを特徴とする。

スペーサ層の下側に位置する磁化自由層または磁化固着層とは、製造段階でスペーサ層の下に形成された磁化自由層または磁化固着層を指す。

本発明のさらに他の態様に係る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磁化固着層と、磁化方向が外部磁界に対応して変化する磁化自由層と、前記磁化固着層と前記磁化自由層との間に設けられた絶縁層と前記絶縁層を貫通する電流パスを含むスペーサ層とを有する磁気抵抗効果素子において、前記電流パスの結晶配向角度の分散角度が５度以内であることを特徴とする。

本発明の実施形態によれば、面積抵抗ＲＡの大幅な増大を招くことなく、高いＭＲ変化率を有する磁気抵抗効果素子を実現することができる。

図１（ａ）に本発明の実施形態に係る磁気抵抗効果素子（ＣＣＰ−ＣＰＰ素子）の斜視図を示す。図１（ａ）の磁気抵抗効果素子は、図示しない基板上に形成された、下電極１１、下地層１２、ピニング層１３、ピン層１４（下部ピン層１４ａ、磁気結合層１４ｂ、上部ピン層１４ｃ）、スペーサ層（ＣＣＰ−ＮＯＬ）１６、フリー層１８、キャップ層１９、および上電極２０を有する。スペーサ層（ＣＣＰ−ＮＯＬ）１６は、絶縁層２２と、絶縁層２２を貫通する電流パス２１を含む。図１（ｂ）に上部ピン層１４ｃ、スペーサ層１６、およびフリー層１８の断面図を示す。

なお、スペーサ層１６の下に下部金属層を形成することがあるが、この下部金属層はスペーサ層１６の電流パス２１の供給源として用いられ、最終的には明確な金属層として残存しないことがありうる。また、スペーサ層１６の上に上部金属層を形成することがあるが、この上部金属層も必須というわけではない。そこで、簡略化のために、図１（ａ）および（ｂ）ではスペーサ層１６に対する下部金属層および上部金属層を省略している。

本発明の実施形態に係る磁気抵抗効果素子（ＣＣＰ−ＣＰＰ素子）のスペーサ層１６のナノ微細構造を、図２（ａ）を参照して概略的に説明する。図２（ａ）は下地の磁性層（上部ピン層１４ｃ）およびスペーサ層１６の部分を拡大して示す断面図である。スペーサ層１６は、Ａｌ₂Ｏ₃からなる絶縁層２２中にＣｕからなる電流パス２１が形成されたものとして説明する。

本発明の実施形態においては、図２（ａ）に示すように、電流を狭窄するための電流パスが、下地磁性層（ここでは上部ピン層１４ｃ）の結晶粒の中央部上に形成されている。また、電流パスは絶縁層となる酸化物、窒化物、酸窒化物から形成される層から比べて著しく酸素、窒素の含有量が少ない領域であり（少なくとも２倍以上の酸素や窒素の含有量の差がある）、一般的には結晶相である。これは、結晶相のほうが抵抗が小さいため、電流パスとして機能しやすいからである。また絶縁層となる酸化物、窒化物、酸窒化物はアモルファスから形成されるＡｌ₂Ｏ₃もあれば、ＭｇＯのような結晶構造を有する場合もある。また、本発明の実施形態において、磁性膜の粒界は結晶粒どうしの界面として定義することができる。結晶粒の最も容易な定義方法として、図２で模式的に示したような凹凸の一つの山を結晶粒と定義できる。つまり凹凸の周期を結晶粒の大きさと定義できる。凹凸はスペーサ層を形成する酸化物と下部磁性層の界面における凹凸で識別することとする。凹凸の凸の頂点部分が結晶粒の中心部分であり、凹の部分が粒界に相当する。この場合には、ＴＥＭ写真の観察奥行き方向の膜の厚さを結晶格子が鮮明にみえる程度に充分薄くしておく必要がある。

さらには、単純な凹凸だけでなく、隣の結晶粒との間で結晶格子の連続性が崩れているところから、結晶粒および粒界を定義することもできる。すなわち、同一結晶粒においては、結晶格子がほぼ連続的に存在しており、粒界においてはその結晶格子の連続性が崩れた界面ということで確認することができる。

これら定義に照らし合わせて例として図７を参照すると、例えばポイントＰ、Ｑなどが粒界として、ＰとＱの両点に挟まれた領域が一つの結晶粒として定義できることがわかる。

さらには１ｎｍ程度の電子回折パターンをスペーサ層の下部磁性層領域において膜面横方向にスキャンしていき、その回折パターンが同一である領域が同一の結晶粒、そのパターンが変化する遷移領域が粒界という判別も可能である。ただし、この場合もＴＥＭサンプルの奥行き方向にある結晶粒の影響も受ける場合があるので、ＴＥＭサンプルの厚さは充分薄くして観測する必要がある。

上述した結晶粒の中央部とは、結晶粒の一端の面内方向位置を０とし、結晶粒の他端に隣接する粒界の面内方向位置を１００としたとき、面内方向位置が２０以上８０以下の範囲内にある領域のことをいう。また、結晶粒の中央部とは、スペーサ層の下地を形成する磁化固着層または磁化自由層に含まれる結晶粒間の粒界から３ｎｍ以上離れた領域のことをいう。また、結晶粒の中央部を別の表現で表すと、表面に凹凸を有する結晶粒の凸部（頂点）から、２ｎｍ以内の領域ということもできる。

このような構造では、電流パス２１を形成する非磁性金属層（この場合Ｃｕ層）は、下地磁性層との間に結晶欠陥の少ない結晶粒の中央部で界面を形成するため、良好な界面が形成される。この結果、電流パス２１によって狭窄された電流のスピン依存界面散乱効果が大きくなる。また、磁性層と非磁性層の界面を通過し、下地磁性層において電流（電流方向によって、上部から下部、下部から上部の電流方向のいずれも生じうる）が広がったときに、電子伝導の散乱源となる粒界から遠い領域の磁性層中を電流が通過するため、粒界に散乱されることなく、下地磁性層内におけるスピン依存バルク散乱効果が大きくなる。以上のように、電流パスが下地磁性層の結晶粒の中央部に形成されることで、スピン依存界面散乱効果およびスピン依存バルク散乱効果のいずれの観点においてもより大きな値が実現でき、高ＭＲ変化率の実現に極めて有利である。

また、本発明の実施形態においては、電流パスの結晶配向角度の分散角度が５度以内であれば、スピン依存界面散乱効果およびスピン依存バルク散乱効果のいずれの観点においてもより大きな値が実現でき、高ＭＲ変化率の実現に極めて有利である。この場合、電流パスが形成される位置は特に限定されない。

なお、結晶粒の中央部に電流パスが形成された場合、図２（ｂ）に示すように、下地磁性層、電流パス、上部磁性層の間で結晶格子が連続的に形成されやすい。このように結晶格子が連続的に形成されていると、下地磁性層から電流パスを介して上部磁性層まで結晶欠陥のない領域を電流が通過することになるので、スピン依存界面散乱およびスピン依存バルク散乱ともに大きくなり、高ＭＲ変化率を示す磁気抵抗効果素子を実現できる。

本発明の実施形態に係る磁気抵抗効果素子のスペーサ層を形成するには、以下のような方法を用いる。ここでは、アモルファス構造を有するＡｌ₂Ｏ₃からなる絶縁層２２中に金属結晶構造を有するＣｕからなる電流パス２１を含むスペーサ層１６を形成する場合を例に説明する。まず、膜厚方向に延びる粒界によって分離された結晶粒を含む上部ピン層１４ｃ上に、電流パスの供給源となる下部金属層（例えばＣｕ）を成膜した後、下部金属層上に絶縁層に変換される被酸化金属層（例えばＡｌＣｕやＡｌ）を成膜する。被酸化金属層に希ガス（例えばＡｒ）のイオンビームを照射して前処理を行う。この前処理をＰＩＴ（Pre-ion treatmentという）。このＰＩＴの結果、被酸化金属層中に下部金属層の一部が吸い上げられて侵入した状態になる。酸化ガス（例えば酸素）を供給して被酸化金属層を酸化する。この酸化により、被酸化金属層をＡｌ₂Ｏ₃からなる絶縁層２２に変換するとともに絶縁層２２を貫通する電流パス２１を形成して、スペーサ層１６を形成する。このような方法により、電流パス１６を下地磁性層（ここでは上部ピン層１４ｃ）の結晶粒の中央部上に形成することができる。

以下、図面を参照しながら本発明の実施例を説明する。以下の実施例においては、合金の組成は原子％（ａｔｏｍｉｃ％）を意味する。

［実施例１］
本実施例においては、図１（ａ）に示す構造を有する磁気抵抗効果素子（ＣＣＰ−ＣＰＰ素子）を製造した。具体的には、図示しない基板上に下記の膜を順次形成した。

下電極１１
下地層１２：Ｔａ［５ｎｍ］／Ｒｕ［２ｎｍ］
ピニング層１３：Ｐｔ₅₀Ｍｎ₅₀［１５ｎｍ］
ピン層１４：Ｃｏ₉₀Ｆｅ₁₀［４ｎｍ］／Ｒｕ［０．９ｎｍ］／Ｃｏ₉₀Ｆｅ₁₀［４ｎｍ］
下部金属層１５：Ｃｕ［０．５ｎｍ］
スペーサ層（ＣＣＰ−ＮＯＬ）１６：Ａｌ₂Ｏ₃からなる絶縁層２２およびＣｕからなる電流パス２１（Ａｌ₉₀Ｃｕ₁₀［０．９ｎｍ］を成膜した後、ＰＩＴ／ＩＡＯ処理）
上部金属層１７：Ｃｕ［０．２５ｎｍ］
フリー層１８：Ｃｏ₉₀Ｆｅ₁₀［４ｎｍ］
キャップ層１９：Ｃｕ［１ｎｍ］／Ｒｕ［１０ｎｍ］
上電極２０。

なお、以下においては、スペーサ層１６とその下層および上層の２層の金属層を含めてスペーサ層ということがある。図１（ａ）のＣＣＰ−ＣＰＰ素子はピン層１４を下部に配置したボトム型であるが、後述するようにピン層１４を上部に配置したトップ型でもよいことはもちろんである。以下、本実施例におけるＣＣＰ−ＣＰＰ素子の製造方法についてより詳細に説明する。

基板（図示せず）上にスピンバルブ膜へ垂直通電するための下電極１１を形成する。次に、下電極１１上に、ＣＰＰスピンバルブ膜の下地層からキャップ層までを形成する。

図３に、このときに用いられる成膜装置の概略図を示す。図３に示すように、搬送チャンバー（ＴＣ）５０を中心として、ロードロックチャンバー５１、プレクリーニングチャンバー５２、第１の金属成膜チャンバー（ＭＣ１）５３、第２の金属成膜チャンバー（ＭＣ２）５４、酸化チャンバー（ＯＣ）６０がそれぞれゲートバルブを介して設けられている。この装置では、ゲートバルブを介して接続された各チャンバーの間で、真空中において基板を搬送することができるので、基板の表面は清浄に保たれる。

基板をロードロックチャンバー５１にセットし、金属の成膜を金属成膜チャンバー５３、５４で、酸化を酸化チャンバー６０でそれぞれ行う。金属成膜チャンバーの到達真空度は１×１０^-8Ｔｏｒｒ以下とすることが好ましく、５×１０^-10Ｔｏｒｒ〜５×１０^-9Ｔｏｒｒ程度が一般的である。搬送室の到達真空度は１０^-9Ｔｏｒｒオーダーである。酸化チャンバーの到達真空度は８×１０^-8Ｔｏｒｒ以下である。金属成膜チャンバーは多元（５〜１０元）のターゲットを有する。成膜方式は、ＤＣマグネトロンスパッタ、ＲＦマグネトロンスパッタ等のスパッタ法や、イオンビームスパッタ法、蒸着法などが挙げられる。

下電極１１上に、下地層１２としてＴａ［５ｎｍ］／Ｒｕ［２ｎｍ］を成膜する。Ｔａは下電極の荒れを緩和したりするためのバッファ層である。Ｒｕはその上に成膜されるスピンバルブ膜の結晶配向および結晶粒径を制御するシード層である。

バッファ層としては、Ｔａ、Ｔｉ、Ｗ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｃｒまたはこれらの合金を用いることができる。バッファ層の膜厚は２〜１０ｎｍ程度が好ましく、３〜５ｎｍ程度がより好ましい。バッファ層の厚さが薄すぎるとバッファ効果が失われる。バッファ層の厚さが厚すぎるとＭＲ変化率に寄与しない直列抵抗を増大させることになるので好ましくない。ただし、バッファ層上に成膜されるシード層がバッファ効果も有する場合には、Ｔａなどからなるバッファ層を必ずしも設ける必要はない。

シード層はその上に成膜される層の結晶配向を制御できる材料であればよいが、ｈｃｐ構造またはｆｃｃ構造を有する金属層などが好ましい。Ｒｕをシード層として用いることにより、その上のスピンバルブ膜の結晶配向をｆｃｃ（１１１）配向にすることができ、またＰｔＭｎの結晶配向を規則化したｆｃｔ構造、ｂｃｃ金属の結晶配向をｂｃｃ（１１０）配向に良好に保つことができる。また、シード層を設けることにより、スピンバルブ膜の結晶粒径を１０〜４０ｎｍに制御することができ、ＣＣＰ−ＣＰＰ素子のサイズが小さくなっても特性のばらつきを招くことなく高ＭＲ変化率を実現できる。結晶配向性に関しては、Ｘ線回折による測定でスピンバルブ膜のｆｃｃ（１１１）ピーク、ＰｔＭｎのｆｃｔ（１１１）ピークまたはｂｃｃ（１１０）ピークのロッキングカーブの半値幅が３．５〜６度となる比較的良好な配向性を実現することができる。この配向の分散角は断面ＴＥＭを用いた回折スポットからも判別することができる。

シード層として、Ｒｕの代わりに、例えばＮｉ_xＦｅ_100-x（ｘ＝９０〜５０％、好ましくは７５〜８５％）や、ＮｉＦｅに第３元素を添加して非磁性にした（Ｎｉ_xＦｅ_100-x）_100-yＸ_y（Ｘ＝Ｃｒ、Ｖ、Ｎｂ、Ｈｆ、Ｚｒ、Ｍｏ）などを用いることもできる。Ｒｕよりも、ＮｉＦｅベースのシード層のほうが結晶配向性は改善され、上記と同様に測定したロッキングカーブの半値幅が３〜５度になる。上述した１０〜４０ｎｍという適正な結晶粒径を得るためには、第３元素Ｘの組成ｙを０〜３０％程度とすることが好ましい。結晶粒径を４０ｎｍよりも粗大化させるためには、さらに多量の添加元素を用いることが好ましい。例えば、ＮｉＦｅＣｒの場合にはＣｒ量を３５〜４５％程度とし、ｆｃｃとｂｃｃの境界相を示す組成を用いることが好ましい。ただし、高密度記録に対応した再生ヘッドとして用いる場合には、素子サイズが１００ｎｍ以下になるので、結晶粒径が大きすぎると特性のばらつきを招くことがある。一方、例えばＭＲＡＭとして用いる場合には素子サイズは１００ｎｍ以上であるので、結晶粒径を粗大化させるシード層を用いてもよい。

シード層の膜厚は１．５ｎｍ〜６ｎｍ程度が好ましく、２〜４ｎｍがより好ましい。シード層の厚さが薄すぎると結晶配向制御などの効果が失われる。シード層の厚さが厚すぎると直列抵抗の増大を招くうえに、スピンバルブ膜の界面凹凸の原因となることがある。

下地層１２上にピニング層１３を成膜する。ピニング層１３は、その上に成膜されるピン層１４となる強磁性層に一方向異方性を付与して磁化を固着する機能を有する。ピニング層１３の材料としては、ＰｔＭｎ、ＰｄＰｔＭｎ、ＩｒＭｎ、ＲｕＲｈＭｎなどの反強磁性材料を用いることができる。十分な強さの一方向異方性を付与するためには、ピニング層１３の膜厚を適切に設定する。ＰｔＭｎやＰｄＰｔＭｎの場合には、膜厚は８〜２０ｎｍ程度が好ましく、１０〜１５ｎｍがより好ましい。ＩｒＭｎやＲｕＲｈＭｎの場合には、ＰｔＭｎなどより薄い膜厚でも一方向異方性を付与することができるので、５〜１８ｎｍが好ましく、７〜１５ｎｍがより好ましい。これらの反強磁性層の比抵抗は概ね１００Ωμｃｍ以上と大きいため、ＭＲ変化率に直接寄与しない直列抵抗を増大させ、ＲＡの値を大きくする要因になる。この問題を回避するために、反強磁性層の代わりに、ハード磁性層を用いてもよい。ハード磁性層としては、例えばＣｏＰｔ（Ｃｏ＝５０〜８５％）、（Ｃｏ_xＰｔ_100-x）_100-yＣｒ_y（ｘ＝５０〜８５％、ｙ＝０〜４０％）、ＦｅＰｔ（Ｐｔ４０〜６０％）などを用いることができる。ハード磁性層（特にＣｏＰｔ）は比抵抗が比較的小さいため、直列抵抗の増大およびＲＡの増大という影響を小さくすることができる。

ピニング層１３上にピン層１４を形成する。本実施例におけるピン層１４は、下部ピン層１４ａ（Ｃｏ₉₀Ｆｅ₁₀）、磁気結合層１４ｂ（Ｒｕ）、および上部ピン層１４ｃ（Ｃｏ₉₀Ｆｅ₁₀［４ｎｍ］）からなるシンセティックピン層である。ピニング層（ＰｔＭｎ）１３とその直上の下部ピン層１４ａは一方向異方性をもつように交換磁気結合している。磁気結合層１４ｂの上下の下部ピン層１４ａおよび上部ピン層１４ｃは、磁化の向きが互いに反平行になるように強く磁気結合している。ここでは、上部ピン層１４ｃとして、Ｃｏ₉₀Ｆｅ₁₀を用いたがｂｃｃ構造を有するＦｅＣｏ合金（Ｆｅ＞３０％以上）を用いても構わない。実際に、ｂｃｃ構造を有するピン層を用いた場合に界面散乱効果が大きくなり、より大きなＭＲ変化率が得られる。ｂｃｃ構造を有する具体的なピン層としては、以下のような構成を有するものが挙げられる。すなわち、
（Ｆｅ₅₀Ｃｏ₅₀［１ｎｍ］／Ｃｕ［０．２５ｎｍ］）×２／Ｆｅ₅₀Ｃｏ₅₀［１ｎｍ］、
（Ｆｅ₈₀Ｃｏ₂₀［１ｎｍ］／Ｃｕ［０．２５ｎｍ］）×２／Ｆｅ₈₀Ｃｏ₂₀［１ｎｍ］、
（Ｃｏ₉₀Ｆｅ₁₀［１ｎｍ］／Ｃｕ［０．２５ｎｍ］／Ｆｅ₅₀Ｃｏ₅₀［１ｎｍ］／Ｃｕ［０．２５ｎｍ］／Ｆｅ₅₀Ｃｏ₅₀［１ｎｍ］、
Ｃｏ₉₀Ｆｅ₁₀［１ｎｍ］／Ｃｕ［０．２５ｎｍ］／Ｆｅ₈₀Ｃｏ₂₀［１ｎｍ］／Ｃｕ［０．２５ｎｍ］／Ｆｅ₈₀Ｃｏ₂₀［１ｎｍ］、
Ｃｏ₉₀Ｆｅ₁₀［１ｎｍ］／Ｃｕ［０．２５ｎｍ］／Ｆｅ₅₀Ｃｏ₅₀［１．５ｎｍ］、
Ｃｏ₉₀Ｆｅ₁₀［１ｎｍ］／Ｃｕ［０．２５ｎｍ］／Ｆｅ₈₀Ｃｏ₂₀［１．５ｎｍ］、
Ｃｏ₉₀Ｆｅ₁₀［０．５〜１ｎｍ］／Ｆｅ₅₀Ｃｏ₅₀［１．５〜２．５ｎｍ］、
Ｃｏ₉₀Ｆｅ₁₀［０．５〜１ｎｍ］／Ｆｅ₈₀Ｃｏ₂₀［１．５〜２．５ｎｍ］、
Ｆｅ₅₀Ｃｏ₅₀［２〜３ｎｍ］、
Ｆｅ₈₀Ｃｏ₂₀［２〜３ｎｍ］
などである。

ここで、極薄のＣｕ層を磁性層中に挿入している理由は、磁性層中のスピン依存バルク散乱効果を増大させるためである。この場合、Ｃｕ層の膜厚は、Ｃｕ層を介して上下の磁性層が強磁性的に強く磁気結合する程度に薄い必要があり、具体的には、０．１〜１ｎｍが好ましく、０．２〜０．５ｎｍがより好ましい。Ｃｕ層の膜厚が薄すぎると、バルク散乱効果を向上させる効果が弱くなる。Ｃｕ層の膜厚が厚すぎると、バルク散乱効果を減少させることがあるうえに、非磁性のＣｕ層を介した上下の磁性層の磁気結合が弱くなり、ピン層の特性が不十分となるので好ましくない。磁性層間の非磁性層の材料として、Ｃｕの代わりに、Ｈｆ、Ｚｒ、Ｔｉなどを用いてもよい。一方、ＦｅＣｏなどの磁性層の膜厚は、０．５〜２ｎｍが好ましく、１〜１．５ｎｍ程度がより好ましい。

また、Ｃｏ₉₀Ｆｅ₁₀やＦｅ₅₀Ｃｏ₅₀の代わりに、Ｆｅ₈₀Ｃｏ₂₀を用いる理由は、Ｆｅ₈₀Ｃｏ₂₀のほうがよりｂｃｃ構造が安定であり、Ｆｅ₅₀Ｃｏ₅₀よりも望ましい場合があるためである。また、Ｒｕ上にｆｃｃ構造のＣｏ₉₀Ｆｅ₁₀を用いている理由は、Ｒｕ上の磁性層の組成がＦｅリッチになると、Ｒｕを介した上下の磁性層の反強磁性結合の強さが弱くなってしまう場合があるからである。これを避けるために、Ｒｕ直上のみにＣｏＦｅ、Ｃｏなど、コバルトリッチな組成を用いることが望ましい場合がある。さらに、場合によっては上述の極薄のＣｕ積層膜を除き、かつＲｕ上にＲｕを介した磁気結合を強くするためにＣｏ₉₀Ｆｅ₁₀、その上にスピン依存界面散乱効果が大きなｂｃｃ構造を有するＦｅ₅₀Ｃｏ₅₀やＦｅ₈₀Ｃｏ₂₀を積層した構造であるＣｏ₉₀Ｆｅ₁₀／Ｆｅ₅₀Ｃｏ₅₀、Ｃｏ₉₀Ｆｅ₁₀／Ｆｅ₈₀Ｃｏ₂₀という二層を積層した構成も、良好な磁気特性と大きなＭＲ変化率を両立できる構成として有効である。

下部ピン層１４ａは、磁気膜厚すなわち飽和磁化Ｂｓ×膜厚ｔ（Ｂｓ・ｔ積）が、上部ピン層１４ｃとほぼ等しくなるように設計することが好ましい。一例として、上部ピン層１４ｃが（Ｆｅ₅₀Ｃｏ₅₀［１ｎｍ］／Ｃｕ［２．５ｎｍ］）×２／Ｆｅ₅₀Ｃｏ₅₀［１ｎｍ］の場合には、ＦｅＣｏの飽和磁化が約２．２Ｔであるため、磁気膜厚は２．２Ｔ×３ｎｍ＝６．６Ｔｎｍとなる。下部ピン層１４ａについてはＣｏ₉₀Ｆｅ₁₀の飽和磁化が約１．８Ｔなので、上記と等しい磁気膜厚を与える下部ピン層１４ａの膜厚ｔは６．６Ｔｎｍ／１．８Ｔ＝３．６６ｎｍとなる。したがって、膜厚が約３．６ｎｍのＣｏ₉₀Ｆｅ₁₀を用いることが望ましい。ピニング層（ＰｔＭｎ）による一方向異方性磁界強度およびＲｕを介した下部ピン層と上部ピン層との反強磁性結合磁界強度という観点から、下部ピン層に用いられる磁性層の膜厚は２〜５ｎｍ程度が好ましい。膜厚が薄すぎるとＭＲ変化率が小さくなる。膜厚が厚すぎるとデバイス動作に必要な十分な一方向性異方性磁界を得ることが困難になる。

下部ピン層１４ａには、例えばＣｏ_xＦｅ_100-x合金（ｘ＝０〜１００％）、Ｎｉ_xＦｅ_100-x合金（ｘ＝０〜１００％）、またはこれらに非磁性元素を添加したものを用いることができる。

磁気結合層１４ｂ（Ｒｕ）は上下の磁性層に反強磁性結合を生じさせてシンセティックピン構造を形成する機能を有する。磁気結合層１４ｂとしてのＲｕ層の膜厚は０．８〜１ｎｍであることが好ましい。上下の磁性層に十分な反強磁性結合を生じさせる材料であれば、Ｒｕ以外の材料を用いてもよい。

上部ピン層１４ｃ（Ｃｏ₉₀Ｆｅ₁₀［４ｎｍ］）は、スピン依存散乱ユニットの一部をなす。スペーサ層との界面にｂｃｃ構造をもつ磁性材料を用いた場合、スピン依存界面散乱効果が大きいため、大きなＭＲ変化率を実現することができる。ｂｃｃ構造をもつＦｅＣｏ系合金としては、Ｆｅ_xＣｏ_100-x（ｘ＝３０〜１００％）や、Ｆｅ_xＣｏ_100-xに添加元素を加えたものが挙げられる。スピンバルブ膜に用いられる金属材料は、ｆｃｃ構造またはｆｃｔ構造であることが多いため、上部ピン層のみがｂｃｃ構造を有することがあり得る。上部ピン層の膜厚が薄すぎると、ｂｃｃ構造を安定に保つことが困難になり、高いＭＲ変化率が得られなくなるので、上部ピン層の膜厚は２ｎｍ以上であることが好ましい。一方、大きなピン固着磁界を得るために、上部ピン層の膜厚は５ｎｍ以下であることが好ましい。また、ピン層が高ＭＲ変化率を実現しやすいｂｃｃ構造をもつ磁性層から形成されている場合には、ｂｃｃ構造をより安定に保つために、ｂｃｃ構造をもつ層の膜厚は２ｎｍ以上であることが好ましい。大きなピン固着磁界とｂｃｃ構造の安定性を両立させるには、ｂｃｃ構造をもつ層の膜厚は２．５ｎｍ〜４ｎｍ程度が好ましい。ＦｅＣｏ系の磁性膜に関しては、相図上でより安定なｂｃｃ構造が得られる組成範囲として、Ｆｅ₇₅Ｃｏ₂₅〜Ｆｅ₈₅Ｃｏ₁₅が挙げられる。上部ピン層には、ｂｃｃ構造をもつ磁性材料の代わりに、ｆｃｃ構造のＣｏＦｅ合金や、ｈｃｐ構造をもつコバルト合金も用いることができる。Ｃｏ、Ｆｅ、Ｎｉなどの単体金属、またはこれらのいずれか一つの元素を含む合金材料はすべて用いることができる。上部ピン層の磁性材料を、大きなＭＲ変化率を得るのに有利なものから並べると、ｂｃｃ構造をもつ合金材料、５０％以上のコバルト組成をもつコバルト合金、５０％以上のＮｉ組成をもつニッケル合金の順になる。

ＦｅＣｏ層とＣｕ層とを交互に積層した上部ピン層の代わりに、ＦｅＣｏとＣｕを合金化した上部ピン層を用いてもよい。このようなＦｅＣｏＣｕ合金としては、例えば（Ｆｅ_xＣｏ_100-x）_100-yＣｕ_y（ｘ＝３０〜１００％、ｙ＝３〜１５％程度）が挙げられるが、これ以外の組成範囲を用いてもよい。ＦｅＣｏに添加する元素として、Ｃｕの代わりに、Ｈｆ、Ｚｒ，Ｔｉなど他の元素を用いてもよい。上部ピン層には、Ｃｏ、Ｆｅ、Ｎｉや、これらの合金材料からなる単層膜を用いてもよい。例えば、最も単純な構造の上部ピン層として、Ｃｏ₉₀Ｆｅ₁₀単層を用いてもよい。これらの材料に添加元素を加えてもよい。

次に、電流狭窄構造（ＣＣＰ構造）を有するスペーサ層１６を形成する。スペーサ層１６を形成するには、図３に示した酸化チャンバー６０を用いる。図４を参照して、酸化チャンバー６０の構成を説明する。図４に示すように、酸化チャンバー６０は真空ポンプ６１によって真空引きされ、酸化チャンバー６０にはマスフローコントローラー（ＭＦＣ）６３により流量制御された酸素ガスが酸素供給管６２から導入される。酸化チャンバー６０内にはイオンソース７０が設けられている。イオンソースの形式は、ＩＣＰ（Inductive coupled plasma）型、Capacitive coupled plasma型、ＥＣＲ（Electron-cyclotron resonance）型、カウフマン型などが挙げられる。イオンソース７０に対向するように基板ホルダー８０および基板１が配置される。イオンソース７０からのイオン放出口には、イオン加速度を調整する３枚のグリッド７１、７２、７３が設けられている。イオンソース７０の外側にはイオンを中和するニュートラライザ７４が設けられている。基板ホルダー８０は傾斜可能に支持されている。基板１へのイオンの入射角度は広い範囲で変えることができるが、典型的な入射角度の値は１５°〜６０°である。

図５（ａ）〜（ｄ）を参照して、スペーサ層１６の形成方法を説明する。上述したように、本実施例ではＡｌ₂Ｏ₃からなる絶縁層２２中にＣｕからなる電流パス２１を含むスペーサ層１６を形成する。電流パス２１は実質的に非磁性金属からなる。ただし、電流パス２１には下地の磁性層や、スペーサ層上部に位置する層（本実施例においてはフリー層）を構成する材料から拡散した微量の磁性金属が含まれることはありうる。これは、ピニング層を構成するＰｔＭｎや、ＩｒＭｎなどの反強磁性層のピニング特性を良好にするために行う熱処理（２７０℃、１０時間程度、またはこれよりも高温で短時間でもよく例えば２９０℃、４時間程度）において多少元素の熱拡散が生じるためである。

図５（ａ）に示すように、膜厚方向に延びる粒界Ｂによって分離された結晶粒Ｇを含む上部ピン層１４ｃ上に、電流パスの供給源となる下部金属層１５（例えばＣｕ）を成膜した後、下部金属層１５上に絶縁層に変換される被酸化金属層２５（例えばＡｌＣｕやＡｌ）を成膜する。図５（ｂ）に示すように、被酸化金属層２５に希ガス（例えばＡｒ）のイオンビームを照射して前処理を行う。この前処理をＰＩＴ（Pre-ion treatmentという）。このＰＩＴの結果、被酸化金属層２５中に下部金属層１５の一部が吸い上げられて侵入した状態になる。図５（ｃ）に示すように、希ガス（Ａｒ、Ｘｅ、Ｋｒ、Ｈｅなど）のイオンビームを照射しながら酸化ガス（例えば酸素）を供給して被酸化金属層２５を酸化する。この方法をイオンビームアシスト酸化（ＩＡＯ：Ion beam-assisted Oxidation）という。この処理により、Ａｌが酸化されやすく、Ｃｕが酸化されにくいという、酸化エネルギーの差を利用して、絶縁層２２であるＡｌ₂Ｏ₃と電流パス２１であるＣｕとが分離した形態のスペーサ層１６を形成する。本発明の実施形態においては、この段階で、上部ピン層１４ｃに含まれる結晶粒Ｇの中央部に電流パス２１が形成される。図５（ｄ）に示すように、スペーサ層１６上にＣｕなどの上部金属層１７を成膜し、その上にフリー層１８を成膜する。なお、スペーサ層１６上の上部金属層１７は、その上に成膜されるフリー層１８が酸化膜の影響を受けるのを防止する機能を有するが、必ずしも設ける必要はない。

図４に示した酸化チャンバー６０においては、Ａｒなどのイオンビームを基板１に照射することによりＰＩＴを行うことができ、酸素供給管６２から酸素ガスを供給しながらＡｒなどのイオンビームを基板１に照射することによりＩＡＯを行うことができる。

ＰＩＴ工程では、加速電圧３０〜１３０Ｖ、ビーム電流２０〜２００ｍＡ、処理時間３０〜１８０秒の条件でＡｒイオンを照射する。本実施例においては、加速電圧を４０〜６０Ｖに設定した。これよりも高い電圧範囲の場合には、ＰＩＴ後の表面荒れ等の影響により、ＭＲ変化率の低下が生じた。また、電流値を３０〜８０ｍＡとし、照射時間を６０〜１５０秒とした。成膜された下部金属層１５（Ｃｕ層）は二次元的な膜の形態で存在しているが、ＰＩＴ工程により下部金属層１５のＣｕが被酸化金属層２５（ＡｌＣｕ層）中へ吸い上げられて侵入し、ＡｌＣｕ層中へ侵入したＣｕが電流パスとなる。さらに、被酸化金属層であるＡｌＣｕ層のイオンビームアシスト酸化（ＩＡＯ）を行う。ＩＡＯ工程では、酸素を供給しながら、加速電圧４０〜２００Ｖ、ビーム電流３０〜２００ｍＡ、処理時間１５〜３００秒の条件でＡｒイオンを照射する。本実施例においては、加速電圧を５０〜１００Ｖに設定した。これよりも高い電圧範囲の場合には、処理後の表面荒れ等の影響により、ＭＲ変化率の低下が生じた。また、電流値を４０〜１００ｍＡとし、照射時間を３０〜１８０秒とした。Ａｌは酸化されやすいが、Ｃｕは酸化されにくいので、Ａｌ₂Ｏ₃からなる絶縁層２２とＣｕからなる電流パス２１とを有するスペーサ層１６が形成される。本実施例におけるＩＡＯでの酸化時の酸素暴露量は、２０００〜４０００Ｌ（１Ｌ＝１×１０^-6Ｔｏｒｒ×ｓｅｃ）の範囲とする。ＩＡＯ時にＡｌだけでなく、下地磁性層まで酸化するような処理を行うと、ＣＣＰ−ＣＰＰ素子の耐熱性、信頼性が低下するので好ましくない。信頼性向上のために、ＣＣＰスペーサ層の下部に位置する磁性層は酸化を生じていない、メタル状態で存在することが重要である。これを実現するためには酸素量を上記範囲の酸素暴露量で制御することが必要である。また、供給された酸素によって安定な酸化物を形成するために、イオンビームを基板表面に照射している時間の間だけ、酸素ガスをフローしていることが望ましく、イオンビームを基板表面に照射していないときは、酸素ガスをフローしないことが望ましい。

以上のような方法では、ＰＩＴまたはＩＡＯがエネルギーを有するプロセスであるため、下地結晶粒からの吸い上げ効果が生じる。このとき、ＰＩＴまたはＩＡＯのエネルギーがちょうど届く範囲の材料が上部に吸いあがることになる。つまり、ＰＩＴやＩＡＯのエネルギー範囲を電流パス２１の供給源である下部金属層１５（Ｃｕ）に届くように設定することで、結晶粒の中央部にＣｕが集中してＣｕの電流パス２１が形成されることになる。このようなプロセスによって、図２（ａ）に示したような結晶粒の中央部に電流パス２１を有するような良好なＣＣＰ構造を形成することが可能となる。つまり、良好な電流パス２１を形成するためには、酸化前および酸化中にＣｕが吸い上げられるようなエネルギーを供給できるプロセスが好ましいということになる。そのためには、イオンビームの代わりに、ＲＦプラズマなどを用いても構わない。ＲＦプラズマを用いた場合、電圧はＲＦパワーの値を設定することで自動的に決まるが、その値は上記のイオンビームを用いた場合のＰＩＴやＩＡＯのときの電圧値と同様な範囲であることが好ましい。また、電流値も、ＲＦプラズマを用いた場合にはＲＦパワーの値を設定することで自動的に決まるが、好ましい範囲はイオンビームを用いた場合と同様である。つまり、ＲＦプラズマでは電圧と電流を独立に制御できないという制御性の悪さが存在するが、ＲＦプラズマでもＰＩＴ、およびＩＡＯ処理は可能である。

酸化前のＰＩＴ処理や酸化中のＩＡＯ処理に代わるエネルギー処理として、基板加熱などの加熱処理も適用可能な処理である。しかしながら、上述のイオンビームやＲＦプラズマを用いた処理と比べると、基板加熱はあまり好ましくない処理である。なぜならば、基板加熱の場合にはエネルギーを照射する範囲が膜厚方向のすべてにわたるため、下部金属層のＣｕに対して最もエネルギーを与えるような膜厚方向の制御が困難になるからである。つまり、単純な加熱処理の場合には、すべての層において拡散が生じ、電流パスの供給源となる下部金属層のＣｕのみを上部に吸い上げることが困難であるからである。それに対し、イオンビームやＲＦプラズマであれば、エネルギー範囲や電流範囲を制御することで膜表面からどの程度の膜厚まで吸い上げの作用を生じさせるかということを制御できるので好ましい。上述のエネルギー範囲、電流範囲はこのような観点で決定された好ましい範囲である。

下部金属層１５（Ｃｕ）の膜厚は被酸化金属層２５（ＡｌＣｕ）の膜厚に応じて調整する。すなわち、ＡｌＣｕ層の膜厚を厚くするほど、ＰＩＴ工程の際にＡｌＣｕ層中へ侵入させるＣｕ量を増加させなければならないので、Ｃｕ層の膜厚を厚くする必要がある。例えば、ＡｌＣｕの膜厚が０．６〜０．８ｎｍのときにはＣｕ層の膜厚を０．１〜０．５ｎｍ程度にする。ＡｌＣｕの膜厚が０．８〜１ｎｍのときにはＣｕ層の膜厚を０．３〜１ｎｍ程度にする。Ｃｕ層の膜厚が薄すぎると、ＰＩＴ工程の際にＡｌＣｕ層中に十分な量のＣｕが供給されないため、ＡｌＣｕ層の上部までＣｕの電流パスを貫通させることが不可能になる。この場合、面積抵抗ＲＡが高くなりすぎるうえに、ＭＲ変化率が不十分な値となる。一方、Ｃｕ層の膜厚が厚すぎると、ＰＩＴ工程の際にはＡｌＣｕ層中に十分な量のＣｕが供給されるものの、最終的にはピン層１４とスペーサ層１６との間に厚いＣｕ層が残ることになる。ＣＣＰ−ＣＰＰ素子で高いＭＲ変化率を得るためには、スペーサ層１６において狭窄された電流が狭窄されたまま磁性層に到達することが条件になる。ところが、ピン層１４とスペーサ層１６との間に厚いＣｕ層が残っていると、スペーサ層１６において狭窄された電流が磁性層に到達するまでに広がるため、ＭＲ変化率の低下を招いてしまい、好ましくない。

電流パス２１の供給源となる下部金属層１５の材料として、Ｃｕの代わりに、Ａｕ、Ａｇなどを用いてもよい。ただし、Ａｕ、Ａｇに比べて、Ｃｕの方が熱処理に対する安定性が最も高いので好ましい。

被酸化金属層としてＡｌ₉₀Ｃｕ₁₀を用いた場合、ＰＩＴ工程中に下部金属層のＣｕが吸い上げられるだけでなくＡｌＣｕ中のＣｕもＡｌから分離されて電流パスとなる。しかも、ＰＩＴ工程後にイオンビームアシスト酸化を行った場合には、イオンビームによるアシスト効果によってＡｌとＣｕの分離が促進されつつ酸化が進行する。被酸化金属層として、Ａｌ₉₀Ｃｕ₁₀の代わりに、電流パス材料であるＣｕを含まないＡｌを用いてもよい。この場合、電流パス材料であるＣｕは下地の下部金属層からのみ供給される。被酸化金属層としてＡｌＣｕを用いた場合、ＰＩＴ工程中に被酸化金属層からも電流パス材料であるＣｕが供給されるので、厚い絶縁層を形成する場合でも比較的容易に電流パスを形成することができる点で有利である。被酸化金属層としてＡｌを用いた場合、酸化により形成されるＡｌ₂Ｏ₃にＣｕが混入しにくくなるため、耐圧の高いＡｌ₂Ｏ₃を形成しやすい点で有利である。

被酸化金属層の膜厚は、ＡｌＣｕの場合には０．６〜２ｎｍ、Ａｌの場合には０．５〜１．７ｎｍ程度である。これらの被酸化金属層が酸化されて形成される絶縁層の膜厚は、０．８〜３．５ｎｍ程度となる。酸化後の膜厚が１．３〜２．５ｎｍ程度の範囲にある絶縁層は作製しやすく、かつ電流狭窄効果の点でも有利である。また、絶縁層を貫通する電流パスの直径は１〜１０ｎｍ程度である。典型的な値としては、３〜７ｎｍ程度が好ましい範囲である。

被酸化金属層としてのＡｌＣｕは、Ａｌ_xＣｕ_100-x（ｘ＝１００〜７０％）で表される組成を有するものが好ましい。ＡｌＣｕには、Ｔｉ、Ｈｆ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｇ、Ｍｏ、Ｓｉなどの添加元素を添加してもよい。この場合、添加元素の組成は２〜３０％程度が好ましい。これらの添加元素を添加すると、ＣＣＰ構造の形成が容易になることがある。また、他の領域に比べて、Ａｌ₂Ｏ₃絶縁層とＣｕ電流パスとの境界領域にこれらの添加元素がリッチに分布すると、絶縁層と電流パスとの密着性が向上してエレクトロマイグレーション（electromigration）耐性が向上するという効果が得られる。ＣＣＰ−ＣＰＰ素子においては、スペーサ層における電流密度が１０⁷〜１０¹⁰Ａ／ｃｍ²もの巨大な電流密度になるため、エレクトロマイグレーション耐性が高く、電流通電時のＣｕ電流パスの安定性を確保できることが重要である。ただし、適切なＣＣＰ構造が形成されれば、被酸化金属層に添加元素を加えなくても十分良好なエレクトロマイグレーション耐性を実現できる。

被酸化金属層の材料は、Ａｌ₂Ｏ₃を形成するためのＡｌ合金に限らず、Ｈｆ、Ｚｒ、Ｔｉ、Ｔａ、Ｍｏ、Ｗ、Ｎｂ、Ｓｉなどを主成分とする合金でもよい。なお、金属層を酸化して酸化物に変換する場合に限らず、窒化物や酸窒化物に変換するようにしてもよい。被酸化金属層としてどのような材料を用いた場合にも成膜時の膜厚は０．５〜２ｎｍが好ましく、酸化物、窒化物または酸窒化物に変換したときの膜厚は０．８〜３．５ｎｍ程度が好ましい。

スペーサ層１６の上に、上部金属層１７としてＣｕ［０．２５ｎｍ］を成膜する。この上部金属層１７は、その上に成膜されるフリー層がスペーサ層１６の酸化物に接して酸化されないようにするバリア層としての機能を有する。なお、フリー層の酸化はアニール条件の最適化などによって回避できることもあるので、スペーサ層１６上の上部金属層１７は必ずしも設ける必要はない。このように、スペーサ層１６の下の下部金属層１５は電流パスの供給源であるため必須である（ただし電流パス形成後にも明確な金属層として残存しているとは限らない）が、スペーサ層１６の上の上部金属層１７は必須というわけではない。製造上のマージンを考慮すると、スペーサ層１６上の上部金属層１７を形成することが好ましい。上部金属層１７の材料としては、Ｃｕ以外に、Ａｕ、Ａｇ、Ｒｕなどを用いることもできる。上部金属層１７の材料は、スペーサ層１６の電流パス２１の材料と同一であることが好ましい。上部金属層１７の材料が電流パスの材料と異なる場合には界面抵抗の増大を招くが、両者が同一の材料であれば界面抵抗の増大は生じない。上部金属層１７の膜厚は、０〜１ｎｍが好ましく、０．１〜０．５ｎｍがより好ましい。上部金属層１７が厚すぎると、スペーサ層１６で狭窄された電流が上部金属層１７で広がって電流狭窄効果が不十分になり、ＭＲ変化率の低下を招く。

上部金属層１７の上に、フリー層１８としてＣｏ₉₀Ｆｅ₁₀［４ｎｍ］を形成する。単層のＣｏＦｅフリー層の代わりに、界面にＣｏＦｅを挿入してＮｉＦｅを用いたＣｏ₉₀Ｆｅ₁₀［１ｎｍ］／Ｎｉ₈₃Ｆｅ₁₇［３．５ｎｍ］という従来から用いられてきたフリー層を成膜しても構わない。高いＭＲ変化率を得るためには、スペーサ層との界面に位置するフリー層１８の磁性材料の選択が重要である。この場合、スペーサ層との界面には、ＮｉＦｅ合金よりもＣｏＦｅ合金を設けることが好ましい。本実施例では、ＣｏＦｅ合金のなかでも特に軟磁気特性が安定なＣｏ₉₀Ｆｅ₁₀を用いている。Ｃｏ₉₀Ｆｅ₁₀近傍のＣｏＦｅ合金を用いる場合には、膜厚を０．５〜４ｎｍとすることが好ましい。他の組成（例えばピン層に関連して説明した組成）のＣｏＦｅ合金を用いる場合、膜厚を０．５〜２ｎｍとすることが好ましい。例えば、スピン依存界面散乱効果を上昇させるために、フリー層にもピン層と同様にＦｅ₅₀Ｃｏ₅₀（またはＦｅ_xＣｏ_100-x（ｘ＝４５〜８５））を用いた場合には、フリー層としての軟磁性を維持するために、あまり厚い膜厚は使用できないため、０．５〜１ｎｍが好ましい膜厚範囲である。Ｃｏを含まないＦｅを用いる場合には、軟磁気特性が比較的良好なため、膜厚を０．５〜４ｎｍ程度とすることができる。ＣｏＦｅ層の上に設けられるＮｉＦｅ層は最も軟磁性特性が安定な材料である。ＣｏＦｅ合金の軟磁気特性はそれほど安定ではないが、その上にＮｉＦｅ合金を設けることによって軟磁気特性を補完することができ、大きなＭＲ変化率を得ることができる。ＮｉＦｅ合金の組成は、Ｎｉ_xＦｅ_100-x（ｘ＝７８〜８５％程度）が好ましい。Ｎｉ₈₃Ｆｅ₁₇のように通常用いられるＮｉＦｅの組成Ｎｉ₈₁Ｆｅ₁₉よりもＮｉリッチな組成を用いるのは、ＣＣＰ構造を有するスペーサ層上にフリー層を形成した場合には、ゼロ磁歪を実現するためのＮｉ組成が多少ずれるためである。ＮｉＦｅ層の膜厚は２〜５ｎｍ程度が好ましい。ＮｉＦｅ層を用いない場合には、１〜２ｎｍのＣｏＦｅ層またはＦｅ層と０．１〜０．８ｎｍ程度の極薄Ｃｕ層とを、複数層交互に積層したフリー層を用いてもよい。

フリー層１８の上に、キャップ層１９としてＣｕ［１ｎｍ］／Ｒｕ［１０ｎｍ］を積層する。キャップ層１９はスピンバルブ膜を保護する機能を有する。Ｃｕ層の膜厚は０．５〜１０ｎｍ程度が好ましい。Ｃｕ層を設けることなく、フリー層１８の上に直接Ｒｕ層を０．５〜１０ｎｍ程度の厚さで設けてもよい。Ｃｕ層の上にＲｕ層の代わりに他の金属層を設けてもよい。キャップ層の構成は特に限定されず、キャップ効果を発揮できるものであれば他の材料を用いてもよい。キャップ層１９の上にスピンバルブ膜へ垂直通電するための上電極２０を形成する。

図６に本実施例のＣＣＰ−ＣＰＰ素子の特性を評価した結果を示す。ＲＡ＝３５０ｍΩμｍ²、ＭＲ変化率＝４．３％、ΔＲＡ＝１５ｍΩμｍ²であった。このような高いＭＲ変化率が実現できたのは、電流パス２１を下地磁性層の結晶粒の中央部に設けることができたからである。

図７および図８（ａ）、（ｂ）、（ｃ）に、本実施例のＣＣＰ−ＣＰＰ素子の断面ＴＥＭ写真を示す。図８（ａ）、（ｂ）、（ｃ）は、図７の（ａ）、（ｂ）、（ｃ）に対応し、電流パスが形成されている領域の拡大写真である。図８（ａ）、（ｂ）、（ｃ）から、いずれの場合もＣＣＰが形成される前の下地磁性層の結晶粒の凹凸のほぼ中央に電流パスが形成されていることがわかった。ＰｔＭｎとＣｏＦｅ／Ｒｕ／ＣｏＦｅとの間で同一の結晶粒かどうかを判断するのは困難だが、ＣｏＦｅ／Ｒｕ／ＣｏＦｅの三層では同一の結晶粒を形成している。ＡｌＣｕ−ＮＯＬとＣｏＦｅとの界面から、凹凸を有する結晶粒が認められ、結晶粒の凹凸の周期は１０〜２０ｎｍであった。本明細書においては、前述のようにこの凹凸の周期を結晶粒の大きさと定義する。このとき、ＴＥＭサンプルの厚さが結晶粒の大きさよりも何倍も厚くなると、ＴＥＭ断面の奥にある結晶粒の干渉効果によって結晶粒が小さくみえることがあるので、ＴＥＭサンプルの厚さは結晶格子が認められる程度までは十分薄く準備することが必要である。

図７および図８（ａ）、（ｂ）、（ｃ）からわかるように、アモルファスのアルミナを貫通して結晶構造を有する電流パス（Ｃｕ）が結晶粒のほぼ中央に形成されていることがわかる。例えば、図７の（ｃ）領域において、結晶粒、粒界および電流パスの位置関係を具体的に示している。図７（ｃ）のＰおよびＱが一つの結晶粒を区画する粒界に相当するものであり、面内方向位置でＰを０、Ｑを１００と定義すると、アモルファス構造を有するＡｌ₂Ｏ₃を貫通している結晶構造を有する電流パスが、面内方向位置で３３から７０の範囲の位置、つまり結晶粒のほぼ中央に形成されていることがわかる。また、粒界Ｐから電流パスまでの距離は７ｎｍと離れたところに位置し、またもう一方の粒界Ｑから電流パスまでの距離も６ｎｍと離れたところに位置している。このような構造によって、Ｃｕと磁性層との界面でスピン依存界面散乱効果が大きく、かつ下地磁性層の結晶粒内で広がった電流についてもスピン依存バルク散乱効果が大きく、大きなＭＲ変化率を有するＣＣＰ−ＣＰＰスピンバルブ膜を実現することができる。ここで、電流パスの直径は約５ｎｍであり、ばらつきも含めると電流パスの直径は３〜７ｎｍである。

図９（ａ）および（ｂ）に、アモルファス酸化膜と電流パスの領域をスポット径が１ｎｍのナノＥＤＸ分析を行った結果を示す。図９（ａ）に示すように、アモルファス領域では、Ａｌリッチなピークが認められる。図９（ｂ）に示すように、結晶領域ではＣｕリッチなピークを認めることができる。これらの結果から、アモルファス領域ではＡｌ₂Ｏ₃が形成され、電流パス領域ではＣｕ電流パスが形成されていることがわかる。ナノＥＤＸのピークではＡｌとＣｕの分離が不完全で、かつ他の元素のピークも認めることができる。これは、スポット径１ｎｍがＡｌ₂Ｏ₃の膜厚に比べて十分に小さい値とはいえず、酸化物層の周囲の領域の元素も検出しているため、およびＴＥＭサンプルの奥行き方向の厚さがあるため実像でみえている領域以外に奥行き方向の膜のゆれや裏にある結晶粒の元素を検出しているためと考えられる。

図７および図８（ａ）、（ｂ）、（ｃ）のＴＥＭ観察で認められた構造を模式的に示すと、既述した図２のとおりである。図２（ａ）に示すように、電流パスが下地結晶粒の中央部に形成されている。すなわち、電流パス２１は、結晶粒Ｇの一端の粒界の面内方向位置を０とし、他端の粒界の面内方向位置を１００としたとき、２０〜８０の範囲の面内方向位置の領域、または結晶粒間の粒界から３ｎｍ以上離れた領域に形成されている。さらに、ＴＥＭ写真をよく見ると、図２（ｂ）のように、上部ピン層（ＣｏＦｅ）の結晶粒とフリー層（ＣｏＦｅ）の結晶粒が電流パスを介して一体となって結晶がつながった領域も認めることができる。一般的にアモルファス酸化物上に磁性層を形成した場合には微結晶ライクで結晶配向があまり良くない膜が形成されるのに対し、本実施例では電流パスの結晶配向をそのままひきずった良好な配向を示す領域が上部磁性層にも形成されている。このような構造が実現できると、下地磁性層から、Ｃｕ、上部磁性層まで一貫した結晶粒で形成されているため、結晶欠陥が少なく、非磁性層と磁性層の間のスピン依存界面散乱効果も大きな膜が実現でき、かつ、電流パス近傍での上部磁性層の結晶性が良好なため、磁性層内でのスピン依存バルク散乱効果も大きな膜が実現できる。つまり、大きなＭＲ変化率を実現することが可能となる。

それに対し、「発明が解決しようとする課題」の欄に示した比較例のＣＣＰ−ＣＰＰ素子では、ＲＡが３７０ｍΩμｍ²、ＭＲ変化率が１．５％、ΔＲＡが５．５ｍΩμｍ²であった（図６参照）。この素子は、スペーサ層を形成する際に、エネルギー酸化を用いずに、自然酸化法を用いたものである。

図１０および図１１に、このＣＣＰ−ＣＰＰ素子の断面ＴＥＭ写真を示す。これらのＴＥＭ写真から、自然酸化法によっても絶縁Ａｌ₂Ｏ₃を貫通した３〜７ｎｍの金属結晶からなる電流パスが形成されることを認めることができる。しかし、図１１の場合、電流パスは下地磁性層の結晶粒が窪んだ部分に形成されている。例えば、図１０において、結晶粒、粒界および電流パスの位置関係を具体的に示す。図１０のＰおよびＱが一つの結晶粒を区画する粒界に相当するものであり、面内方向位置でＰを０、Ｑを１００と定義すると、アモルファス構造を有するＡｌ₂Ｏ₃を貫通している結晶構造を有する電流パスは、粒界に相当する１００の位置に形成されていることがわかる。また、粒界Ｑから電流パスまでの距離は０ｎｍであり、電流パスは粒界から遠く離れた位置には存在していないことがわかる。

このように粒界近傍に電流パスが形成されてしまうのは、スペーサ層を形成するための酸化プロセスおよびその事前処理としてエネルギープロセスが全くないため、ＡｌとＣｕとの分離が促進されずＣｕが結晶粒の中央部に分離するようなことが生じない。こうした状況では、電流パスが形成される個所はランダムになるが、粒界において酸素の還元効果が生じやすい。このように、図１０および図１１では電流パスが主に粒界上に形成されている点が、図７および図８（ａ）、（ｂ）、（ｃ）のように電流パスが下地磁性層の結晶粒の中央部に形成されている本実施例のスペーサ層との最大の違いになっている。

図１１のような構造を模式的に示すと図１２のようになる。図１２に示すように、電流パス（Ｃｕ）がちょうど下地磁性層の粒界Ｂ上に位置しているため、電流パス（Ｃｕ）と磁性層との界面には多くの欠陥が存在し、スピン依存界面散乱効果は大幅に減少してしまう。また、電流パス（Ｃｕ）の直下に下地磁性層の粒界Ｂが存在するため、電流狭窄された電子が磁性層に到達したときに、粒界の影響を直接的に受けて散乱されるため、スピン依存バルク散乱効果が減少する。これは、ＭＲ変化率の減少を引き起こすことになる。

［実施例２］
本実施例においては、下記のような構造を有する磁気抵抗効果素子（ＣＣＰ−ＣＰＰ素子）を製造した。

下電極１１
下地層１２：Ｔａ［５ｎｍ］／Ｒｕ［２ｎｍ］
ピニング層１３：Ｐｔ₅₀Ｍｎ₅₀［１５ｎｍ］
ピン層１４：Ｃｏ₉₀Ｆｅ₁₀［４ｎｍ］／Ｒｕ［０．９ｎｍ］／（Ｆｅ₅₀Ｃｏ₅₀［１ｎｍ］
／Ｃｕ［０．２５ｎｍ］）×２／Ｆｅ₅₀Ｃｏ₅₀［１ｎｍ］
下部金属層１５：Ｃｕ［０．５ｎｍ］
スペーサ層（ＣＣＰ−ＮＯＬ）１６：Ａｌ₂Ｏ₃絶縁層２２およびＣｕ電流パス２１（Ａｌ₉₀Ｃｕ₁₀［１ｎｍ］を成膜した後、ＰＩＴ／ＩＡＯ処理。ＰＩＴ／ＩＡＯ処理については実施例１と同様な条件を使用。）
上部金属層１７：Ｃｕ［０．２５ｎｍ］
フリー層１８：Ｃｏ₉₀Ｆｅ₁₀［１ｎｍ］／Ｎｉ₈₃Ｆｅ₁₇［３．５ｎｍ］
キャップ層１９：Ｃｕ［１ｎｍ］／Ｒｕ［１０ｎｍ］
上電極２０。

図１３（ａ）、（ｂ）に本実施例において製造した磁気抵抗効果素子（ＣＣＰ−ＣＰＰ素子）の断面ＴＥＭ写真を示す。図１３（ａ）、（ｂ）でも、図７、図８（ａ）、（ｂ）、（ｃ）と同様に、下地磁性層を構成する１０〜２０ｎｍの結晶粒のほぼ中央部に絶縁層を貫通する電流パスが形成されている。電流パスの直径は約５ｎｍであり、ばらつきを考慮すると電流パスの直径は３〜７ｎｍ程度である。実施例１と同様に、電流パスが結晶粒のほぼ中央部に形成されたことにより、Ｃｕと磁性層の間の界面に結晶欠陥が少ないためスピン依存界面散乱効果が大きく、かつ電流パス直下の磁性層に電流が流れたときの磁性層内におけるスピン依存バルク散乱効果が大きいことによって、大きなＭＲ変化率が得やすい。

図１３（ａ）においても、図７、図１０と同様に結晶粒、粒界および電流パスの位置関係を具体的に示している。図１３（ａ）のＰおよびＱが一つの結晶粒を区画する粒界に相当するものであり、面内方向位置でＰを０、Ｑを１００と定義すると、アモルファス構造を有するＡｌ₂Ｏ₃を貫通している結晶構造を有する電流パスが、面内方向位置で３３から６６の範囲の位置、つまり結晶粒のほぼ中央に形成されていることがわかる。また、粒界Ｐから電流パスまでの距離は４ｎｍと離れたところに位置し、またもう一方の粒界Ｑから電流パスまでの距離も４ｎｍと離れたところに位置している。

さらに、図１３の断面ＴＥＭ写真において、スポット径約０．５ｎｍの電子ビームを用いて得られた、ナノディフラクションの結果を図１４（ａ）、（ｂ）に示す。図１４（ａ）、（ｂ）から分かるように、ピン層１４ｃ、電流パス２１、フリー層１８のいずれにおいても結晶配向の分散化角度は５度以内に収まっており、良好な結晶配向を有していることがわかる。フリー層の結晶配向性はピン層に比べると若干劣っているが、これはフリー層がアモルファスのアルミナ上に形成されたことに起因している。電流パス内においてもこのような良好な結晶配向性が得られていることで、電流パス内での比抵抗が下げられ、良好なＭＲ変化率が得られる。

本実施例のＣＣＰ−ＣＰＰ素子では、ＲＡ＝５００ｍΩμｍ²、ＭＲ変化率＝７．３％が得られている。ＭＲ変化率が実施例１のものよりも上昇しているのは、ｂｃｃ構造のＦｅ₅₀Ｃｏ₅₀のほうがｆｃｃ構造のＣｏＦｅよりも界面散乱効果が大きなからである。また、極薄のＣｕを積層しているため、磁性層内でのスピン依存バルク散乱効果も増し、ＭＲ変化率の上昇に寄与している。

なお、以上においてはピン層がフリー層よりも下に位置するボトム型のＣＣＰ−ＣＰＰ素子について説明したが、本発明の実施形態に係る方法はトップ型のＣＣＰ−ＣＰＰ素子にも全く同様に適用できる。トップ型のＣＣＰ−ＣＰＰ素子を製造する場合には、図１の下地層１２とキャップ層１９との間にある層を、図１と逆の順序で成膜すればよい。なお、トップ型のＣＣＰ−ＣＰＰ素子においても、スペーサ層の上下の金属層（Ｃｕ層）の機能については、ボトム型のＣＣＰ−ＣＰＰ素子と同じである。すなわち、スペーサ層の下のＣｕ層は電流パスの供給源であるため必須であるが、スペーサ層の上のＣｕ層は必須ではない。

（磁気ヘッドの実施例）
図１５および図１６は、本発明の実施形態に係る磁気抵抗効果素子を磁気ヘッドに組み込んだ状態を示している。図１５は、磁気記録媒体（図示せず）に対向する媒体対向面に対してほぼ平行な方向に磁気抵抗効果素子を切断した断面図である。図１６は、この磁気抵抗効果素子を媒体対向面ＡＢＳに対して垂直な方向に切断した断面図である。

図１５および図１６に例示した磁気ヘッドは、いわゆるハード・アバッテッド（hard abutted）構造を有する。磁気抵抗効果膜１０は上述したＣＣＰ−ＣＰＰ膜である。磁気抵抗効果膜１０の上下には、下電極１１と上電極２０とがそれぞれ設けられている。図１５において、磁気抵抗効果膜１０の両側面には、バイアス磁界印加膜４１と絶縁膜４２とが積層して設けられている。図１６に示したように、磁気抵抗効果膜１０の媒体対向面には保護層４３が設けられている。

磁気抵抗効果膜１０に対するセンス電流は、その上下に配置された電極１１、２０によって矢印Ａで示したように、膜面に対してほぼ垂直方向に通電される。また、左右に設けられた一対のバイアス磁界印加膜４１、４１により、磁気抵抗効果膜１０にはバイアス磁界が印加される。このバイアス磁界により、磁気抵抗効果膜１０のフリー層の磁気異方性を制御して単磁区化することによりその磁区構造が安定化し、磁壁の移動に伴うバルクハウゼンノイズ（Barkhausen noise）を抑制することができる。

本発明によれば、磁気抵抗効果膜のＭＲ変化率が向上しているので、磁気ヘッドに応用した場合に高感度の磁気再生が可能となる。

（ハードディスクおよびヘッドジンバルアセンブリーの実施例）
図１５および図１６に示した磁気ヘッドは、記録再生一体型の磁気ヘッドアセンブリに組み込んで、磁気記録再生装置に搭載することができる。

図１７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、磁気ディスク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。本発明の磁気記録再生装置１５０は、複数の磁気ディスク２００を備えたものとしてもよい。

磁気ディスク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。ヘッドスライダ１５３は、上述したいずれかの実施形態に係る磁気抵抗効果素子を含む磁気ヘッドをその先端付近に搭載している。

磁気ディスク２００が回転すると、ヘッドスライダ１５３の媒体対向面（ＡＢＳ）は磁気ディスク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磁気ディスク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、ボビン部に巻か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１８は、アクチュエータアーム１５５から先のヘッドジンバルアセンブリーをディスク側から眺めた拡大斜視図である。すなわち、アセンブリ１６０は、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、上述したいずれかの実施形態に係る磁気抵抗効果素子を含む磁気ヘッド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はアセンブリ１６０の電極パッドである。

本発明によれば、上述した本発明の実施形態に係る磁気抵抗効果素子を含む磁気ヘッドを具備することにより、従来よりも高い記録密度で磁気ディスク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。

（磁気メモリの実施例）
次に、本発明の実施形態に係る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、本発明の実施形態に係る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、ＭＲＡＭ）などの磁気メモリを実現できる。

図１９は、本発明の実施形態に係る磁気メモリのマトリクス構成の一例を示す図である。この図は、メモリセルをアレイ状に配置した場合の回路構成を示す。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１０中の磁気記録層（フリー層）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、特定の書き込みワード線３２３とビット線３２２に書き込み電流を流して発生する磁場を印加する。

図２０は、本発明の実施形態に係る磁気メモリのマトリクス構成の他の例を示す図である。この場合、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１０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１０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２１は、本発明の実施形態に係る磁気メモリの要部を示す断面図である。図２２は、図２１のＡ−Ａ’線に沿う断面図である。これらの図に示した構造は、図１９または図２０に示した磁気メモリに含まれる１ビット分のメモリセルに対応する。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１０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１０は、上述した実施形態に係る磁気抵抗効果素子（ＣＣＰ−ＣＰＰ素子）である。

一方、選択用トランジスタ部分３１２には、ビア３２６および埋め込み配線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１０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１０の下方には、書き込み配線３２３が、配線３２２とほぼ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１０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１０と、下電極３２４とを通してセンス電流を流し、磁気抵抗効果素子１０の抵抗値または抵抗値の変化を測定する。

本発明の実施形態に係る磁気メモリは、上述した実施形態に係る磁気抵抗効果素子（ＣＣＰ−ＣＰＰ素子）を用いることにより、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を確保でき、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、本発明の実施形態として上述した磁気ヘッドおよ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、磁気記憶再生装置および磁気メモリも同様に本発明の範囲に属する。

本発明の実施形態に係る磁気抵抗効果素子の斜視図および断面図。 本発明の実施形態に係る磁気抵抗効果素子のスペーサ層を模式的に示す断面図。 本発明の実施形態に係る磁気抵抗効果素子を製造するために用いられる成膜装置の概略図。 図３の成膜装置の酸化チャンバーを示す構成図。 本発明の実施形態に係る磁気抵抗効果素子のスペーサ層の製造工程を示す断面図。 実施例１のＣＣＰ−ＣＰＰ素子の特性の評価結果を示す図。 実施例１のＣＣＰ−ＣＰＰ素子の断面ＴＥＭ写真。 実施例１のＣＣＰ−ＣＰＰ素子の一部を拡大して示す断面ＴＥＭ写真。 実施例１のＣＣＰ−ＣＰＰ素子のスペーサ層のナノＥＤＸ分析結果を示す図。 比較例のＣＣＰ−ＣＰＰ素子の断面ＴＥＭ写真。 比較例のＣＣＰ−ＣＰＰ素子の一部を拡大して示す断面ＴＥＭ写真。 比較例の磁気抵抗効果素子のスペーサ層を模式的に示す断面図。 実施例２のＣＣＰ−ＣＰＰ素子の断面ＴＥＭ写真。 実施例２のＣＣＰ−ＣＰＰ素子のナノディフラクションの結果を示す図。 本発明の実施形態に係る磁気ヘッドの断面図。 本発明の実施形態に係る磁気ヘッドの断面図。 本発明の実施形態に係る磁気記録再生装置の斜視図。 本発明の実施形態に係る磁気ヘッドアセンブリの斜視図。 本発明の実施形態に係る磁気メモリのマトリクス構成の一例を示す図。 本発明の実施形態に係る磁気メモリのマトリクス構成の他の例を示す図。 本発明の実施形態に係る磁気メモリの要部を示す断面図。 図２１のＡ−Ａ’線に沿う断面図。

符号の説明

１…基板、１１…下電極、１２…バッファ層、１３…ピニング層、１４…ピン層、１５…金属層、１６…スペーサ層、１７…金属層、１８…フリー層、１９…キャップ層、２０…上電極、２１…電流パス、２２…絶縁層、４１…バイアス磁界印加膜、４２…絶縁膜、４３…保護層、５０…搬送チャンバー、５１…ロードロックチャンバー、５２…プレクリーニングチャンバー、５３…第１の金属成膜チャンバー、５４…第２の金属成膜チャンバー、６０…酸化チャンバー、６１…真空ポンプ、６２…酸素供給管、７０…イオンソース、７１、７２、７３…グリッド、７４…ニュートラライザ、７５…プラズマ励起源、８０…基板ホルダー、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…磁気記録磁気ディスク、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 (13)

1. 磁化方向が実質的に一方向に固着された磁化固着層と、磁化方向が外部磁界に対応して変化する磁化自由層と、前記磁化固着層と前記磁化自由層との間に設けられた絶縁層及び前記絶縁層を貫通する電流パスを含むスペーサ層と、を有する磁気抵抗効果素子において、前記スペーサ層の下側に位置する前記磁化固着層または前記磁化自由層は膜厚方向に延びる粒界によって分離された結晶粒を含み、前記結晶粒の一端の面内方向位置を０とし、前記結晶粒の他端に隣接する粒界の面内方向位置を１００としたとき、前記電流パスは面内方向位置が２０以上８０以下の範囲内にある領域上に形成されていることを特徴とする磁気抵抗効果素子。
2. 磁化方向が実質的に一方向に固着された磁化固着層と、磁化方向が外部磁界に対応して変化する磁化自由層と、前記磁化固着層と前記磁化自由層との間に設けられた絶縁層及び前記絶縁層を貫通する電流パスを含むスペーサ層と、を有する磁気抵抗効果素子において、前記スペーサ層の下側に位置する前記磁化固着層または前記磁化自由層は膜厚方向に延びる粒界によって分離された結晶粒を含み、前記電流パスは前記結晶粒上に形成され、前記スペーサ層の下側に位置する前記磁化固着層または前記磁化自由層に含まれる結晶粒端から３ｎｍ以上離れた領域に形成されていることを特徴とする磁気抵抗効果素子。
3. 磁化方向が実質的に一方向に固着された磁化固着層と、磁化方向が外部磁界に対応して変化する磁化自由層と、前記磁化固着層と前記磁化自由層との間に設けられた絶縁層及び前記絶縁層を貫通する電流パスを含むスペーサ層と、を有する磁気抵抗効果素子において、前記電流パスの結晶配向角度の分散角度が５度以内であることを特徴とする磁気抵抗効果素子。
4. 前記磁化固着層、前記電流パス、および前記磁化自由層の結晶配向角度の分散角度がいずれも５度以内であることを特徴とする請求項３に記載の磁気抵抗効果素子。
5. 前記電流パスと、前記電流パスの下地を形成する前記磁化固着層または前記磁化自由層と、前記電流パスの上部に形成される前記磁化自由層または前記磁化固着層との間で、結晶格子が連続的に形成されていることを特徴とする請求項１ないし４のいずれか１項に記載の磁気抵抗効果素子。
6. 前記電流パスは、Ｃｕ、ＡｕおよびＡｇからなる群より選択される少なくとも１種の元素を含むことを特徴とする請求項１ないし５のいずれか１項に記載の磁気抵抗効果素子。
7. 前記絶縁層は、Ａｌ、Ｓｉ、Ｈｆ、Ｔｉ、Ｔａ、Ｍｏ、Ｗ、Ｎｂ、Ｃｒ、ＭｇおよびＺｒからなる群より選択される少なくとも１種の元素を含む酸化物または窒化物であることを特徴とする請求項１ないし６のいずれか１項に記載の磁気抵抗効果素子。
8. 前記磁化固着層は、前記スペーサ層との界面で体心立方構造をなすことを特徴とする請求項１ないし７のいずれか１項に記載の磁気抵抗効果素子。
9. 前記磁化固着層は、前記スペーサ層と接する層がＦｅを３０原子％以上含有するＦｅ合金からなることを特徴とする請求項１ないし８のいずれか１項に記載の磁気抵抗効果素子。
10. 前記磁化固着層は、強磁性層と厚さ０．１ｎｍ以上１ｎｍ以下のＣｕとの積層膜を含むことを特徴とする請求項１ないし９のいずれか１項に記載の磁気抵抗効果素子。
11. 請求項１ないし１０のいずれか１項に記載の磁気抵抗効果素子を具備したことを特徴とする磁気抵抗効果ヘッド。
12. 請求項１１記載の磁気抵抗効果ヘッドを具備したことを特徴とする磁気記憶装置。
13. 請求項１ないし１０のいずれか１項に記載の磁気抵抗効果素子を具備したことを特徴とする磁気メモリ。

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