JP2017097935A - 磁気抵抗素子、その製造方法及びその使用方法 - Google Patents
磁気抵抗素子、その製造方法及びその使用方法 Download PDFInfo
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Abstract
【課題】低抵抗・高磁気抵抗比の磁気抵抗素子を提供すること。【解決手段】ＭｇＯ基板またはシリコン基板（１１）と、この基板１１に積層された第１の非磁性層１３と、当該基板１１に積層されたＣｏ基ホイスラー合金よりなる下部強磁性層１４及び上部強磁性層１６、並びに下部強磁性層１４と上部強磁性層１６の間に設けられた第２の非磁性層１５を有する巨大磁気抵抗効果層１７とを備えると共に、巨大磁気抵抗効果層１７は、下部強磁性層１４と第２の非磁性層１５の間に設けられた第１のＢ２構造の挿入層１５ａと、第２の非磁性層１５と上部強磁性層１６の間に設けられた第２のＢ２構造の挿入層１５ｂとの少なくとも一方を有し、第１及び第２のＢ２構造挿入層（１５ａ、１５ｂ）は、膜厚が０．１５ｎｍ以上０．８ｎｍ未満であることを特徴とする。【選択図】図１
Description
本発明は、面直電流巨大磁気抵抗素子（ＣＰＰ−ＧＭＲ）等の電極材料として用いて好適な強磁性薄膜を有する磁気抵抗素子に関し、特に次世代ＨＤＤ用リードヘッド等に用いるのに好適な低抵抗・高磁気抵抗比の磁気抵抗素子に関する。
また、本発明は、上記の磁気抵抗素子の製造方法及びその使用方法に関する。
また、本発明は、上記の磁気抵抗素子の製造方法及びその使用方法に関する。
面直電流巨大磁気抵抗（ＣＰＰ−ＧＭＲ；current perpendicular to plane−Giant magneto resistance）素子は強磁性層／非磁性層／強磁性層の積層膜をサブμｍ以下のサイズのピラー化させた構造を持つ。ピラーに対して電流を流した際、２つ強磁性層の磁化の相対角度によって電気抵抗が変化するため、磁場を電気的に検出することができる。そこで、面直通電巨大磁気抵抗（ＣＰＰ−ＧＭＲ）素子は、素子抵抗が小さいことから次世代ＨＤＤ用リードヘッドなどへの応用が期待されている（特許文献１参照）。
しかしながら、ＣｏＦｅなど一般的な強磁性体を利用した場合においては磁気抵抗（ＭＲ；magnetoresistance）比が３％程度であり（非特許文献１参照）、センサとしての感度が低いことが課題であった。ところが近年、高いスピン偏極率を有するＣｏ基ホイスラー合金（Ｃｏ２ＭｎＳｉ、Ｃｏ２（Ｆｅ０．４Ｍｎ０．６）Ｓｉ、Ｃｏ２Ｆｅ（Ｇａ０．５Ｇｅ０．５）など）を強磁性層とし、格子整合性の良いＡｇ非磁性層を用いた（００１）配向ホイスラー／Ａｇ／ホイスラーエピタキシャルＣＰＰ−ＧＭＲ素子で、３０−６０％ものＭＲ比とΔＲＡ＝１０ｍΩμｍ２が実現された（非特許文献２−４参照）。このような低抵抗・高磁気抵抗比を有する磁気抵抗素子は他に例がなく、２Ｔｂｉｔ／ｉｎｃｈ２以上の面記録密度を有する次世代のハードディスクドライブ（ＨＤＤ）用のリードヘッドなど様々な低抵抗スピントロニクスデバイスへ応用が大きな期待を集めている（特許文献２参照）。
しかし、ホイスラー合金は体心立方格子（ｂｃｃ；body-centered cubic lattice）構造、Ａｇは面心立方格子（ｆｃｃ；face-centered cubic lattice）構造であることに起因し、波数ベクトル（００１）方向の電子構造の整合性が悪いという課題があると共に、ホイスラー合金電極の多数スピンバンドの電子がＡｇ層界面で界面抵抗を受けやすいという課題がある（非特許文献５参照）。ＣＰＰ−ＧＭＲ素子における磁気抵抗特性は、素子を流れる多数スピン電子と少数スピン電子の受ける電気抵抗の差が大きいほど大きくなるため、多数スピン電子が大きな界面抵抗を受けることは磁気抵抗特性を下げる原因となる。
Yuasa et al., J. Appl. Phys. 92, 2646 （2002）
Y. Sakuraba, et al., Appl. Phys. Lett. 101, 252408 （2012）
Li et al., Appl. Phys. Lett. 103, 042405 （2013）
Du et al., Appl. Phys. Lett. 107, 112405 （2015）
Sakuraba et al., Phys. Rev. B 82, 094444 （2010）
本発明は、上記の課題を解決するもので、ホイスラー合金を用いた巨大磁気抵抗素子を磁気ハードディスクの読取ヘッド等の実デバイスへ応用するのに必要とされる磁気抵抗特性が良好な巨大磁気抵抗素子を提供することを目的とする。
さらに本発明は、上記の巨大磁気抵抗素子の製造方法及びその使用方法を提供することを目的とする。
さらに本発明は、上記の巨大磁気抵抗素子の製造方法及びその使用方法を提供することを目的とする。
本発明の磁気抵抗素子は、例えば図１に示すように、ＭｇＯ基板またはシリコン基板（１１）と、この基板１１に積層された第１の非磁性層１３と、当該基板１１に積層されたＣｏ基ホイスラー合金よりなる下部強磁性層１４及び上部強磁性層１６、並びに下部強磁性層１４と上部強磁性層１６の間に設けられた第２の非磁性層１５を有する巨大磁気抵抗効果層１７とを備えると共に、巨大磁気抵抗効果層１７は、下部強磁性層１４と第２の非磁性層１５の間に設けられた第１のＢ２構造の挿入層１５ａと、第２の非磁性層１５と上部強磁性層１６の間に設けられた第２のＢ２構造の挿入層１５ｂとの少なくとも一方を有し、第１及び第２のＢ２構造挿入層（１５ａ、１５ｂ）は、膜厚が０．１５ｎｍ以上０．８ｎｍ未満であることを特徴とする。
本発明の磁気抵抗素子において、好ましくは、第１の非磁性層１３は、Ａｇ、Ｃｒ、Ｆｅ、Ｗ、Ｍｏ、Ａｕ、Ｐｔ、Ｐｄ、Ｒｈ、Ｔa、ＮｉＦｅ及びＮｉＡｌからなる群から選ばれた少なくとも一種からなるとよい。下部強磁性層１４は、Ｃｏ基ホイスラー合金、Ｆｅ、ＣｏＦｅから選ばれる一種からなる群から選ばれた少なくとも一種からなるとよい。第２の非磁性層１５はＡｇ、Ｃｕ、Ａｌ、ＡｇＺｎの一種からなる群から選ばれた少なくとも一種からなるとよい。第１及び第２のＢ２構造挿入層（１５ａ、１５ｂ）はＮｉＡｌ、ＣｏＡｌ、ＦｅＡｌの一種からなる群から選ばれた少なくとも一種からなるとよい。上部強磁性層１６は、Ｃｏ基ホイスラー合金、Ｆｅ、ＣｏＦｅの一種からなる群から選ばれた少なくとも一種からなるとよい。
本発明の磁気抵抗素子において、好ましくは、前記Ｃｏ基ホイスラー合金は、式Ｃｏ２ＹＺで表されると共に：式中、ＹはＴｉ、Ｖ、Ｃｒ、ＭｎおよびＦｅからなる群から選ばれた少なくとも一種からなり、ＺはＡｌ、Ｓｉ、Ｇａ、ＧｅおよびＳｎからなる群から選ばれた少なくとも一種からなるとよい。
本発明の磁気抵抗素子において、好ましくは、前記Ｃｏ基ホイスラー合金は、式Ｃｏ２ＹＺで表されると共に：式中、ＹはＴｉ、Ｖ、Ｃｒ、ＭｎおよびＦｅからなる群から選ばれた少なくとも一種からなり、ＺはＡｌ、Ｓｉ、Ｇａ、ＧｅおよびＳｎからなる群から選ばれた少なくとも一種からなるとよい。
本発明の磁気抵抗素子において、好ましくは、下部強磁性層１４は、膜厚が１ｎｍ以上１０ｎｍ未満であり、第２の非磁性層１５は、膜厚が１ｎｍ以上２０ｎｍ未満であり、上部強磁性層１６は、膜厚が１ｎｍ以上１０ｎｍ未満であるとよい。
本発明の磁気抵抗素子において、好ましくは、ＭＲ比は２０％以上であり、抵抗変化面積積（ΔＲＡ）は１０ｍΩμｍ２以上であるとよい。
本発明の磁気抵抗素子において、好ましくは、ＭＲ比は２０％以上であり、抵抗変化面積積（ΔＲＡ）は１０ｍΩμｍ２以上であるとよい。
本発明の磁気抵抗素子の製造方法は、例えば図２に示すように、Ｓi基板上に第１の非磁性材料を成膜する工程と（Ｓ１００）、前記第１の非磁性材料を成膜したＳi基板に、下部強磁性材料の層１４、第１のＢ２構造の挿入層１５ａ、第２の非磁性材料の層１５、第２のＢ２構造の挿入層１５ｂ及び上部強磁性材料の層１６をこの順で有する巨大磁気抵抗効果層１７を成膜する工程であって、第１及び第２の挿入層（１５ａ、１５ｂ）の膜厚が０．１５ｎｍ以上０．８ｎｍ未満であり（Ｓ１０２）、巨大磁気抵抗効果層１７を成膜したＳi基板を２００℃以上６００℃以下で熱処理する工程（Ｓ１０４）を有することを特徴とする。
本発明の磁気抵抗素子の製造方法は、例えば図３に示すように、ＭｇＯ基板の表面洗浄をする工程と（Ｓ２００）、ＭｇＯ基板の基板温度を３００℃以上で加熱洗浄する工程と（Ｓ２０２）、加熱洗浄したＭｇＯ基板上に、第１の非強磁性材料を前記の基板温度で成膜する工程と（Ｓ２０４）、第１の非強磁性材料を成膜したＭｇＯ基板に、下部強磁性材料の層１４、第１のＢ２構造の挿入層１５ａ、第２の非磁性材料の層１５、第２のＢ２構造の挿入層１５ｂ及び上部強磁性材料の層１６をこの順で有する巨大磁気抵抗効果層１７を成膜する工程であって、第１及び第２のＢ２構造の挿入層（１５ａ、１５ｂ）の膜厚が０．１５ｎｍ以上０．８ｎｍ未満であり（Ｓ２０６）、巨大磁気抵抗効果層１７を成膜したＭｇＯ基板を３００℃以上６００℃以下で熱処理する工程と（Ｓ２０８）を有することを特徴とする。
上記の磁気抵抗素子の製造方法であって、巨大磁気抵抗効果層１７は第１のＢ２構造の挿入層、第２のＢ２構造の挿入層、又は第１のＢ２構造の挿入層と第２のＢ２構造の挿入層の両方を成膜するものであってもよい。
上記の磁気抵抗素子の製造方法であって、巨大磁気抵抗効果層１７は第１のＢ２構造の挿入層、第２のＢ２構造の挿入層、又は第１のＢ２構造の挿入層と第２のＢ２構造の挿入層の両方を成膜するものであってもよい。
本発明の磁気抵抗素子の使用方法は、上記の磁気抵抗素子を、記憶素子上で使用される読み出しヘッドに使用する方法である。
本発明の磁気抵抗素子の使用方法は、上記の磁気抵抗素子を、磁界センサとして使用する方法である。
本発明の磁気抵抗素子の使用方法は、上記の磁気抵抗素子を、スピン電子回路で使用する方法である。
本発明の磁気抵抗素子の使用方法は、上記の磁気抵抗素子を、ＴＭＲデバイスを製造するために使用する方法である。
本発明の磁気抵抗素子の使用方法は、上記の磁気抵抗素子を、磁界センサとして使用する方法である。
本発明の磁気抵抗素子の使用方法は、上記の磁気抵抗素子を、スピン電子回路で使用する方法である。
本発明の磁気抵抗素子の使用方法は、上記の磁気抵抗素子を、ＴＭＲデバイスを製造するために使用する方法である。
本発明によれば、巨大磁気抵抗効果層における二層のホイスラー合金強磁性層の間に位置する中間層として、Ｂ２構造挿入層と非磁性中間層で構成される非磁性の中間層が得られる。この非磁性の中間層では、ホイスラー合金の多数スピンバンドのバンド分散と類似した電子構造を有するｂｃｃ型の非磁性体金属が非磁性の中間層の両界面側に位置する。そこで、多数のスピンバンド電子が下部強磁性層と第１のＢ２構造の挿入層の界面、並びに第２のＢ２構造の挿入層と上部強磁性層の界面で、大きな界面抵抗を受けずに、巨大磁気抵抗効果層の両側の接合層の間で伝導できる。そこで、本発明の磁気抵抗素子によれば、ＣＰＰ−ＧＭＲ素子のＭＲ特性を大きくすることができ、例えば次世代ＨＤＤ用リードヘッド等に用いるのに好適である。
以下、図面を用いて本発明を説明する。
図１は、本発明の第１の実施形態を示す巨大磁気抵抗効果層を有する磁気抵抗素子の構成断面図である。図において、本実施形態の巨大磁気抵抗効果層を有する磁気抵抗素子１０は、基板１１、この基板１１に積層された第１の非磁性層１３、巨大磁気抵抗効果層１７、及びキャップ層１８を有している。巨大磁気抵抗効果層１７は、下部強磁性層１４及び上部強磁性層１６、並びに当該下部強磁性層１４と当該上部強磁性層１６の間に設けられた第２の非磁性層１５を有すると共に、第２の非磁性層１５の下部強磁性層１４側には第１のＢ２構造の挿入層１５ａが設けられ、第２の非磁性層１５の上部強磁性層１６側には第２のＢ２構造の挿入層１５ｂが設けられている。なお、第１のＢ２構造の挿入層１５ａと第２のＢ２構造の挿入層１５ｂは、両方設けられていても良く、また片方のみでもよい。
図１は、本発明の第１の実施形態を示す巨大磁気抵抗効果層を有する磁気抵抗素子の構成断面図である。図において、本実施形態の巨大磁気抵抗効果層を有する磁気抵抗素子１０は、基板１１、この基板１１に積層された第１の非磁性層１３、巨大磁気抵抗効果層１７、及びキャップ層１８を有している。巨大磁気抵抗効果層１７は、下部強磁性層１４及び上部強磁性層１６、並びに当該下部強磁性層１４と当該上部強磁性層１６の間に設けられた第２の非磁性層１５を有すると共に、第２の非磁性層１５の下部強磁性層１４側には第１のＢ２構造の挿入層１５ａが設けられ、第２の非磁性層１５の上部強磁性層１６側には第２のＢ２構造の挿入層１５ｂが設けられている。なお、第１のＢ２構造の挿入層１５ａと第２のＢ２構造の挿入層１５ｂは、両方設けられていても良く、また片方のみでもよい。
基板１１は、ＭｇＯ基板またはシリコン基板であるとよい。基板１１がシリコン基板の場合には、汎用の８インチのような大口径のＳｉ基板を用いることができる。基板１１がシリコン基板の場合には、第１の非磁性層１３との間に、Ｂ２構造のＢ２構造の下地層１２を設けるとよい。下地層１２は、例えばＮｉＡｌ、ＣｏＡｌ、ＦｅＡｌの一種からなる群から選ばれた少なくとも一種からなるとよい。基板１１がＭｇＯ基板の場合には、下地層１２を設ける必要はないが、設けてもよい。
第１の非磁性層１３は、下部電極層としても作用するもので、Ａｇ、Ｃｒ、Ｆｅ、Ｗ、Ｍｏ、Ａｕ、Ｐｔ、Ｐｄ、Ｒｈ、Ｔa、ＮｉＦｅ及びＮｉＡｌからなる群から選ばれた少なくとも一種からなるとよい。第１の非磁性層１３は、膜厚が０.５ｎｍ以上１００ｎｍ未満であるとよい。第１の非磁性層１３が１００ｎｍ以上である場合、表面ラフネスが悪化し、また０．５ｎｍ未満の場合、連続的な膜を成さず下地層としての効果が得られず、本用途での必要な磁気抵抗比が得られない。
下部強磁性層１４は、Ｃｏ基ホイスラー合金、Ｆｅ、ＣｏＦｅからなる群から選ばれた少なくとも一種からなるとよい。下部強磁性層１４は、膜厚が１ｎｍ以上１０ｎｍ未満であるとよい。下部強磁性層１４が１０ｎｍ以上の場合、強磁性層中でのスピン緩和の影響が大きく、また１ｎｍ未満の場合、強磁性層中でのスピン非対称散乱の効果小さく、本用途での必要な磁気抵抗比が得られない。
下部強磁性層１４は、Ｃｏ基ホイスラー合金、Ｆｅ、ＣｏＦｅからなる群から選ばれた少なくとも一種からなるとよい。下部強磁性層１４は、膜厚が１ｎｍ以上１０ｎｍ未満であるとよい。下部強磁性層１４が１０ｎｍ以上の場合、強磁性層中でのスピン緩和の影響が大きく、また１ｎｍ未満の場合、強磁性層中でのスピン非対称散乱の効果小さく、本用途での必要な磁気抵抗比が得られない。
第１のＢ２構造の挿入層１５ａはＮｉＡｌ、ＣｏＡｌ、ＦｅＡｌの一種からなる群から選ばれた少なくとも一種からなるとよい。第１のＢ２構造の挿入層１５ａは、膜厚が０．１５ｎｍ以上０．８ｎｍ未満であるとよい。膜厚が０．１５ｎｍ未満の場合は、原子層の厚さとして１個分（ＭＬ）に相当するため、連続的な膜を成さず、膜厚が０．８ｎｍ超の場合は、原子層の厚さとして５個分（ＭＬ）に相当して、スピン緩和の影響が大きく、本用途での必要な磁気抵抗比が得られない。
第２の非磁性層１５はＡｇ、Ｃｕ、Ａｌ、ＡｇＺｎの一種からなる群から選ばれた少なくとも一種からなるとよい。第２の非磁性層１５は、膜厚が１ｎｍ以上２０ｎｍ未満であるとよい。第２の非磁性層１５の膜厚が２０ｎｍ以上の場合、非磁性層中でのスピン緩和の影響が大きく、また１ｎｍ以下の場合、上部強磁性層１６と下部強磁性層１４の磁気的な結合が生まれ磁化相対角度が小さくなり、本用途での必要な磁気抵抗比が得られない。
第２のＢ２構造の挿入層１５ｂはＮｉＡｌ、ＣｏＡｌ、ＦｅＡｌの一種からなる群から選ばれた少なくとも一種からなるとよい。第２のＢ２構造の挿入層１５ｂは、膜厚が０．１５ｎｍ以上０．８ｎｍ未満であるとよい。膜厚が０．１５ｎｍ未満の場合は、原子層の厚さとして１個分に相当するため、連続的な膜を成さず、膜厚が０．８ｎｍ超の場合は、原子層の厚さとして５個分に相当して、スピン緩和の影響が大きく、本用途での必要な磁気抵抗比が得られない。
第２の非磁性層１５はＡｇ、Ｃｕ、Ａｌ、ＡｇＺｎの一種からなる群から選ばれた少なくとも一種からなるとよい。第２の非磁性層１５は、膜厚が１ｎｍ以上２０ｎｍ未満であるとよい。第２の非磁性層１５の膜厚が２０ｎｍ以上の場合、非磁性層中でのスピン緩和の影響が大きく、また１ｎｍ以下の場合、上部強磁性層１６と下部強磁性層１４の磁気的な結合が生まれ磁化相対角度が小さくなり、本用途での必要な磁気抵抗比が得られない。
第２のＢ２構造の挿入層１５ｂはＮｉＡｌ、ＣｏＡｌ、ＦｅＡｌの一種からなる群から選ばれた少なくとも一種からなるとよい。第２のＢ２構造の挿入層１５ｂは、膜厚が０．１５ｎｍ以上０．８ｎｍ未満であるとよい。膜厚が０．１５ｎｍ未満の場合は、原子層の厚さとして１個分に相当するため、連続的な膜を成さず、膜厚が０．８ｎｍ超の場合は、原子層の厚さとして５個分に相当して、スピン緩和の影響が大きく、本用途での必要な磁気抵抗比が得られない。
上部強磁性層１６は、Ｃｏ基ホイスラー合金、ＦｅおよびＣｏＦｅの一種からなる群から選ばれた少なくとも一種からなるとよい。上部強磁性層１６は、膜厚が１ｎｍ以上１０ｎｍ未満であるとよい。上部強磁性層１６が１０ｎｍ以上の場合、強磁性層中でのスピン緩和の影響が大きく、また１ｎｍ未満の場合、強磁性層中でのスピン非対称散乱の効果小さく、本用途での必要な磁気抵抗比が得られない。
上記のＣｏ基ホイスラー合金は、式Ｃｏ２ＹＺで表されると共に、式中、ＹはＴｉ、Ｖ、Ｃｒ、ＭｎおよびＦｅからなる群から選ばれた少なくとも一種からなり、ＺはＡｌ、Ｓｉ、Ｇａ、ＧｅおよびＳｎからなる群から選ばれた少なくとも一種からなるとよい。
キャップ層１８は、Ａｇ、Ｃｒ、Ｗ、Ｍｏ、Ａｕ、Ｐｔ、Ｐｄ、Ｔａ、ＲｕおよびＲｈからなる群から選ばれた少なくとも一種からなるとよい。キャップ層１８は、膜厚が１ｎｍ以上２０ｎｍ未満であるとよい。
上記のＣｏ基ホイスラー合金は、式Ｃｏ２ＹＺで表されると共に、式中、ＹはＴｉ、Ｖ、Ｃｒ、ＭｎおよびＦｅからなる群から選ばれた少なくとも一種からなり、ＺはＡｌ、Ｓｉ、Ｇａ、ＧｅおよびＳｎからなる群から選ばれた少なくとも一種からなるとよい。
キャップ層１８は、Ａｇ、Ｃｒ、Ｗ、Ｍｏ、Ａｕ、Ｐｔ、Ｐｄ、Ｔａ、ＲｕおよびＲｈからなる群から選ばれた少なくとも一種からなるとよい。キャップ層１８は、膜厚が１ｎｍ以上２０ｎｍ未満であるとよい。
次に、このように構成された装置の製造工程について説明する。
図２は、本発明の第１の実施形態を示すシリコン基板を用いた巨大磁気抵抗効果層を有する磁気抵抗素子１０の製造方法を説明するフローチャートで、（Ａ）は全体の概括工程図、（Ｂ）は巨大磁気抵抗効果層の成膜工程の詳細図である。図において、シリコン基板１１上に第１の非磁性材料を成膜する（Ｓ１００）。次に、第１の非磁性材料を成膜したシリコン基板１１に、下部強磁性材料の層１４、第１のＢ２構造の挿入層１５ａ、第２の非磁性材料の層１５、第２のＢ２構造の挿入層１５ｂ及び上部強磁性材料の層１６をこの順で有する巨大磁気抵抗効果層１７を成膜する（Ｓ１０２）。この工程において、第１及び第２のＢ２構造の挿入層１５ａ、１５ｂの膜厚は０．１５ｎｍ以上０．８ｎｍ未満とするのがよい。また、巨大磁気抵抗効果層１７の積層体は単一でも良く、また複数個設けても良い。次に、巨大磁気抵抗効果層１７を成膜したシリコン基板の上にキャップ層１８を成膜する。最後に、巨大磁気抵抗効果層１７とキャップ層１８を成膜したシリコン基板を２００℃以上６００℃以下でポストアニールとして熱処理する（Ｓ１０４）。ポストアニールはキャップ層１８を成膜する前に成膜装置内で行ってもよい。
図２は、本発明の第１の実施形態を示すシリコン基板を用いた巨大磁気抵抗効果層を有する磁気抵抗素子１０の製造方法を説明するフローチャートで、（Ａ）は全体の概括工程図、（Ｂ）は巨大磁気抵抗効果層の成膜工程の詳細図である。図において、シリコン基板１１上に第１の非磁性材料を成膜する（Ｓ１００）。次に、第１の非磁性材料を成膜したシリコン基板１１に、下部強磁性材料の層１４、第１のＢ２構造の挿入層１５ａ、第２の非磁性材料の層１５、第２のＢ２構造の挿入層１５ｂ及び上部強磁性材料の層１６をこの順で有する巨大磁気抵抗効果層１７を成膜する（Ｓ１０２）。この工程において、第１及び第２のＢ２構造の挿入層１５ａ、１５ｂの膜厚は０．１５ｎｍ以上０．８ｎｍ未満とするのがよい。また、巨大磁気抵抗効果層１７の積層体は単一でも良く、また複数個設けても良い。次に、巨大磁気抵抗効果層１７を成膜したシリコン基板の上にキャップ層１８を成膜する。最後に、巨大磁気抵抗効果層１７とキャップ層１８を成膜したシリコン基板を２００℃以上６００℃以下でポストアニールとして熱処理する（Ｓ１０４）。ポストアニールはキャップ層１８を成膜する前に成膜装置内で行ってもよい。
続いて、図２（Ｂ）を参照して、巨大磁気抵抗効果層の成膜工程の詳細を説明する。巨大磁気抵抗効果層１７の成膜工程では、最初に下部強磁性材料の層１４を成膜する（Ｓ１２２）。次に、第１のＢ２構造の挿入層１５ａを成膜する（Ｓ１２４）。そして、第２の非強磁性材料の層１５を成膜する（Ｓ１２６）。続いて、第２のＢ２構造の挿入層１５ｂを成膜する（Ｓ１２８）。最後に、上部強磁性材料の層１６を成膜する（Ｓ１３０）。このようにして積層体としての巨大磁気抵抗効果層１７の成膜が完了する。なお、巨大磁気抵抗効果層１７を複数個設ける場合には、図２（Ｂ）の工程を適宜に繰り返すとよい。
図３は、本発明の第２の実施形態を示すＭｇＯ基板を用いた巨大磁気抵抗効果層を有する磁気抵抗素子の製造方法を説明するフローチャートで、（Ａ）は全体の概括工程図、（Ｂ）は巨大磁気抵抗効果層の成膜工程の詳細図である。図において、まずＭｇＯ基板上の表面洗浄をする（Ｓ２００）。次に、ＭｇＯ基板の基板温度を３００℃以上で加熱洗浄する（Ｓ２０２）。そして、加熱洗浄したＭｇＯ基板上に、第１の非強磁性材料を前記の基板温度で成膜する（Ｓ２０４）。
次に、第１の非磁性材料を成膜したＭｇＯ基板に、下部強磁性材料の層１４、第１のＢ２構造の挿入層１５ａ、第２の非磁性材料の層１５、第２のＢ２構造の挿入層１５ｂ及び上部強磁性材料の層１６をこの順で有する巨大磁気抵抗効果層１７を成膜する（Ｓ２０６）。この工程において、第１及び第２のＢ２構造の挿入層１５ａ、１５ｂの膜厚は０．１５ｎｍ以上０．８ｎｍ未満とするのがよい。また、巨大磁気抵抗効果層１７の積層体は単一でも良く、また複数個設けても良い。次に、巨大磁気抵抗効果層１７を成膜したＭｇＯ基板の上にキャップ層１８を成膜する。最後に、巨大磁気抵抗効果層１７とキャップ層１８を成膜したＭｇＯ基板を２００℃以上６００℃以下でポストアニールとして熱処理する（Ｓ２０８）。
次に、第１の非磁性材料を成膜したＭｇＯ基板に、下部強磁性材料の層１４、第１のＢ２構造の挿入層１５ａ、第２の非磁性材料の層１５、第２のＢ２構造の挿入層１５ｂ及び上部強磁性材料の層１６をこの順で有する巨大磁気抵抗効果層１７を成膜する（Ｓ２０６）。この工程において、第１及び第２のＢ２構造の挿入層１５ａ、１５ｂの膜厚は０．１５ｎｍ以上０．８ｎｍ未満とするのがよい。また、巨大磁気抵抗効果層１７の積層体は単一でも良く、また複数個設けても良い。次に、巨大磁気抵抗効果層１７を成膜したＭｇＯ基板の上にキャップ層１８を成膜する。最後に、巨大磁気抵抗効果層１７とキャップ層１８を成膜したＭｇＯ基板を２００℃以上６００℃以下でポストアニールとして熱処理する（Ｓ２０８）。
続いて、図３（Ｂ）を参照して、巨大磁気抵抗効果層の成膜工程の詳細を説明する。巨大磁気抵抗効果層１７の成膜工程では、最初に下部強磁性材料の層１４を成膜する（Ｓ２２２）。次に、第１のＢ２構造の挿入層１５ａを成膜する（Ｓ２２４）。そして、第２の非強磁性材料の層１５を成膜する（Ｓ２２６）。続いて、第２のＢ２構造の挿入層１５ｂを成膜する（Ｓ２２８）。最後に、上部強磁性材料の層１６を成膜する（Ｓ２３０）。このようにして積層体としての巨大磁気抵抗効果層１７の成膜が完了する。なお、巨大磁気抵抗効果層１７を複数個設ける場合には、図３（Ｂ）の工程を適宜に繰り返すとよい。
続いて、本発明の実施例について説明する。本発明は巨大磁気抵抗効果層を構成するホイスラー合金強磁性層と非磁性層の間に、ホイスラー合金電極の多数スピンバンドと類似した電子構造を有するＢ２（ｂｃｃ）構造の非磁性挿入層を挿入したＢ２構造挿入層／非磁性中間層／Ｂ２構造挿入層で構成される３層構造の非磁性中間層を用いることによりＭＲ比及びΔＲＡを改善させることを特徴とする。そこで、本発明を実施するに当たっては、非磁性中間層は、Ｂ２構造挿入層と高い格子整合性をもつとともに、十分に長いスピン緩和長を有する材料である必要がある。非磁性中間層の格子定数は、Ｂ２構造挿入層の格子定数に対して、格子不整合として5％以下がよく、さらに好ましくは3％以下がよく、最も好ましくは1％以下がよい。また非磁性中間層層のスピン緩和長の範囲は、３０ｎｍ以上がよく、さらに好ましくは１００ｎｍ以上がよく、最も好ましくは２００ｎｍ以上がよい。
以下、具体例としてＢ２−ＮｉＡｌ挿入層／Ａｇ中間層／Ｂ２−ＮｉＡｌ挿入層の積層中間層を用いた結果を示す。
Ｂ２構造のＮｉＡｌは格子定数が０．２８８ｎｍであり、Ｃｏ２ＦｅＧａ０．５Ｇｅ０．５ホイスラー合金とＡｇ中間層との格子不整合が３％以下と良好であるとともに、（００１）方位に対してＣｏホイスラー合金の多数スピンバンドと類似したバンド分散を持つ。
Ｂ２構造のＮｉＡｌは格子定数が０．２８８ｎｍであり、Ｃｏ２ＦｅＧａ０．５Ｇｅ０．５ホイスラー合金とＡｇ中間層との格子不整合が３％以下と良好であるとともに、（００１）方位に対してＣｏホイスラー合金の多数スピンバンドと類似したバンド分散を持つ。
図４に作製したＣＰＰ−ＧＭＲ素子の積層構造を示す。なお、図４において前記図１と同様の作用をするものには同一の符号を付して説明を省略する。図４において、作成した単結晶ＣＰＰ−ＧＭＲ素子は、ＭｇＯ基板／Ｃｒ（５ｎｍ）／Ａｇ（１００ｎｍ）／ＣＦＧＧ（１０ｎｍ）／ＮｉＡｌ（膜厚ｔＮｉＡｌ）／Ａｇ（５ｎｍ）／ＮｉＡｌ（膜厚ｔＮｉＡｌ）／ＣＦＧＧ（１０ｎｍ）／Ａｇ（５ｎｍ）／Ｒｕ（８ｎｍ）と（００１）配向したものである。ここで、ｔＮｉＡｌを０、１．５、３、４．５原子層（ＭＬ）で変化させた。単結晶ＣＰＰ−ＧＭＲ素子の熱処理は上部ＣＦＧＧ層を積層後に５５０℃で２０分間行った。
ここで、上記のＣｒ（５ｎｍ）は下地層１２に相当し、Ａｇ（５ｎｍ）／Ｒｕ（８ｎｍ）は二層のキャップ層１８ａ、１８ｂに相当している。
ここで、上記のＣｒ（５ｎｍ）は下地層１２に相当し、Ａｇ（５ｎｍ）／Ｒｕ（８ｎｍ）は二層のキャップ層１８ａ、１８ｂに相当している。
図５は、作製した素子の抵抗面積積（ＲＡ）、ΔＲＡ、磁気抵抗（ＭＲ）比のｔＮｉＡｌ依存性を示すもので、（Ａ）はＲＡ、（Ｂ）はΔＲＡ、（Ｃ）はＭＲ比を示している。第１のＢ２構造の挿入層１５ａと第２のＢ２構造の挿入層１５ｂからなるｔＮｉＡｌを挿入することにより、ΔＲＡが増大し、４．５ＭＬ挿入の素子において２３ｍΩμｍ2が得られた。これはＮｉＡｌ挿入のない試料（ｔＮｉＡｌ＝０ＭＬ）の２倍以上の値である。
図６は、作製した素子の抵抗面積積（ＲＡ）と磁気抵抗（ＭＲ）比の説明図で、（Ａ）は室温、（Ｂ）は１０Ｋという低温側の測定値を示していると共に、横軸は磁場（ｍＴ）、縦軸は抵抗面積積（ＲＡ）と磁気抵抗（ＭＲ）比を示している。ＭＲ比は１．５ＭＬで最大値をとり、室温で７１％、１０Ｋという低温側で２８５％が得られた。
図７にＮｉＡｌを４．５ＭＬ挿入した試料の断面透過電子鏡像とＥＤＳによる組成分析の結果を示すもので、（Ａ）は断面透過電子鏡像、（Ｂ）はＡｇとＣｏ、（Ｃ）はＧｅ、（Ｄ）はＧａ、（Ｅ）はＮｉ、（Ｆ）はＡｌ、（Ｇ）は各組成元素Ａｇ、Ｃｏ、Ｇｅ、Ｇａ、Ｎｉ及びＡｌの組成比率をグラフ化してある。図７（Ｂ）〜（Ｆ）では、各組成元素Ａｇ、Ｃｏ、Ｇｅ、Ｇａ、Ｎｉ及びＡｌの分布を濃淡で表している。挿入したＮｉＡｌ層はほぼ設計した膜厚で界面に存在しており、Ａｇ中間層との大きな拡散も確認されなかった。従って、ＮｉＡｌ／Ａｇ／ＮｉＡｌの３層構造中間層が大きなΔＲＡとＭＲ比に寄与していることが確認された。
本発明の巨大磁気抵抗効果層は、Ｂ２構造挿入層１５ａ、１５ｂと非磁性中間層１５で構成される非磁性層が二層のホイスラー合金強磁性層の間に位置している。そこで、本発明の巨大磁気抵抗効果層では、Ｂ２構造挿入層（Ａ）と中間層（Ｂ）に関して以下の代替性が考えられる。
Ｂ２構造挿入層はＣｏ基ホイスラー合金の多数スピンバンドのバンド分散と類似した電子構造を有する非磁性体で代替が可能である。従って、ＮｉＡｌと同様にＢ２構造を有する２元非磁性金属を用いることで代替可能であり、例えばＦｅＡｌやＣｏＡｌがある。
Ｂ２構造挿入層の膜厚ｔＡはレイヤー構造が得られる限界の膜厚が下限となり、およそ０．１５ｎｍ（１ＭＬ）となる。一方、膜厚の上限はスピン拡散長ＩＳＦによる緩和の影響が顕著にならない程度となる。スピン緩和の影響で磁気抵抗特性はｅｘｐ（-ｔＡ／ＩＳＦ）で減衰する。そこで、例えばＮｉＡｌのＩＳＦが８ｎｍであるから、Ｂ２構造挿入層として有効に働く上限はｅｘｐ（-ｔＡ／ＩＳＦ）〜０．９程度となる０．８ｎｍ（〜５ＭＬ）である。従ってＢ２構造挿入層１５ａ、１５ｂの膜厚上限は、挿入材料のスピン拡散長ＩＳＦに依存し、ｔＡ／ＩＳＦが０．１になる膜厚である。
これらのｂｃｃ型非磁性体（Ｂ２構造ＮｉＡｌ、ＦｅＡｌ、ＣｏＡｌ）などは電子スピンが緩和する距離が３〜８ｎｍ程度と短いため、単体の中間層として３ｎｍ以上の膜厚にしてしまうと非磁性体中におけるスピン緩和が著しくＭＲ特性を劣化させる。なお、Ａｇ、Ｃｕは電子スピンが緩和する距離が２００ｎｍ以上である。
Ｂ２構造挿入層の膜厚ｔＡはレイヤー構造が得られる限界の膜厚が下限となり、およそ０．１５ｎｍ（１ＭＬ）となる。一方、膜厚の上限はスピン拡散長ＩＳＦによる緩和の影響が顕著にならない程度となる。スピン緩和の影響で磁気抵抗特性はｅｘｐ（-ｔＡ／ＩＳＦ）で減衰する。そこで、例えばＮｉＡｌのＩＳＦが８ｎｍであるから、Ｂ２構造挿入層として有効に働く上限はｅｘｐ（-ｔＡ／ＩＳＦ）〜０．９程度となる０．８ｎｍ（〜５ＭＬ）である。従ってＢ２構造挿入層１５ａ、１５ｂの膜厚上限は、挿入材料のスピン拡散長ＩＳＦに依存し、ｔＡ／ＩＳＦが０．１になる膜厚である。
これらのｂｃｃ型非磁性体（Ｂ２構造ＮｉＡｌ、ＦｅＡｌ、ＣｏＡｌ）などは電子スピンが緩和する距離が３〜８ｎｍ程度と短いため、単体の中間層として３ｎｍ以上の膜厚にしてしまうと非磁性体中におけるスピン緩和が著しくＭＲ特性を劣化させる。なお、Ａｇ、Ｃｕは電子スピンが緩和する距離が２００ｎｍ以上である。
非磁性中間層１５はＢ２構造挿入層１５ａ、１５ｂと良好な格子整合性を有するとともに、スピン緩和が小さな材料系（スピン拡散長が１００ｎｍ以上）であれば代替が可能である。例えば、Ｃｕ、Ａｌ、ＡｇＺｎ、などである。
具体例は（００１）配向した素子の結果であるが、上記条件を満たす挿入層（Ａ）、中間層（Ｂ）であれば素子の成長結晶方位に依存せず（１１０）、（２１１）方位などでも同様の効果が得られることが期待できる。
具体例は（００１）配向した素子の結果であるが、上記条件を満たす挿入層（Ａ）、中間層（Ｂ）であれば素子の成長結晶方位に依存せず（１１０）、（２１１）方位などでも同様の効果が得られることが期待できる。
なお、本発明の実施の形態では単結晶ＣＰＰ−ＧＭＲ素子を製作した場合を説明しているが、本発明はこれに限られるものではなく、ＣＰＰ−ＧＭＲ素子は単結晶ばかりでなく多結晶でも同様な効果が得られる。また、ＣＰＰ−ＧＭＲ素子の非磁性中間層としてＡｇ層を用いる場合を示しているが、本発明はこれに限られるものではなく、汎用のＣｕ層やＡｌ層等の非磁性金属層でもよい点は上述したとおりである。
本発明の磁気抵抗素子は、磁気ハードディスクの読取ヘッド等の実デバイスへ応用するのに必要とされる磁気抵抗特性が良好なホイスラー合金を用いた巨大磁気抵抗素子であり、磁気ヘッド、磁界センサ、スピン電子回路、トンネル磁気抵抗デバイスのような実用デバイスに用いて好適である。
１１ シリコン基板、ＭｇＯ基板
１３ 第１の非磁性層
１４ 下部強磁性層
１５ａ Ｂ２構造の挿入層
１５ 第２の非磁性層
１５ｂ Ｂ２構造の挿入層
１６ 上部強磁性層
１７ 巨大磁気抵抗効果層
１８ キャップ層
１３ 第１の非磁性層
１４ 下部強磁性層
１５ａ Ｂ２構造の挿入層
１５ 第２の非磁性層
１５ｂ Ｂ２構造の挿入層
１６ 上部強磁性層
１７ 巨大磁気抵抗効果層
１８ キャップ層
Claims (12)
- ＭｇＯ基板またはシリコン基板と、
この基板に積層された第１の非磁性層と、
当該基板に積層されたＣｏ基ホイスラー合金よりなる下部強磁性層及び上部強磁性層、並びに当該下部強磁性層と当該上部強磁性層の間に設けられた第２の非磁性層を有する巨大磁気抵抗効果層とを備えると共に、
前記巨大磁気抵抗効果層は、前記下部強磁性層と前記第２の非磁性層の間に設けられた第１のＢ２構造の挿入層と、前記第２の非磁性層と前記上部強磁性層の間に設けられた第２のＢ２構造の挿入層との少なくとも一方を有すると共に、
前記第１及び第２のＢ２構造挿入層は、膜厚が０．１５ｎｍ以上０．８ｎｍ未満であることを特徴とする記載の磁気抵抗素子。 - 前記第１の非磁性層は、Ａｇ、Ｃｒ、Ｆｅ、Ｗ、Ｍｏ、Ａｕ、Ｐｔ、Ｐｄ、Ｒｈ、Ｔa、ＮｉＦｅ及びＮｉＡｌからなる群から選ばれた少なくとも一種からなり、
前記下部強磁性層は、Ｃｏ基ホイスラー合金、Ｆｅ、ＣｏＦｅから選ばれる一種からなる群から選ばれた少なくとも一種からなり、
前記第２の非磁性層はＡｇ、Ｃｕ、Ａｌ、ＡｇＺｎの一種からなる群から選ばれた少なくとも一種からなり、
前記第１及び第２のＢ２構造挿入層はＮｉＡｌ、ＣｏＡｌ、ＦｅＡｌの一種からなる群から選ばれた少なくとも一種からなり、
前記上部強磁性層は、Ｃｏ基ホイスラー合金、Ｆｅ、ＣｏＦｅの一種からなる群から選ばれた少なくとも一種からなる、
ことを特徴とする請求項１又は２に記載の磁気抵抗素子。 - 前記Ｃｏ基ホイスラー合金は、式Ｃｏ２ＹＺで表されると共に：
式中、ＹはＴｉ、Ｖ、Ｃｒ、ＭｎおよびＦｅからなる群から選ばれた少なくとも一種からなり、ＺはＡｌ、Ｓｉ、Ｇａ、ＧｅおよびＳｎからなる群から選ばれた少なくとも一種からなることを特徴とする請求項３に記載の磁気抵抗素子。 - 前記下部強磁性層は、膜厚が１ｎｍ以上１０ｎｍ未満であり、
前記非強磁性層は、膜厚が１ｎｍ以上２０ｎｍ未満であり、
前記上部強磁性層は、膜厚が１ｎｍ以上１０ｎｍ未満であることを特徴とする請求項１乃至４の何れか１項に記載の磁気抵抗素子。 - 磁気抵抗（ＭＲ）比は２０％以上であり、
抵抗変化面積積（ΔＲＡ）は１０ｍΩμｍ２以上であることを特徴とする請求項１乃至５の何れか１項に記載の磁気抵抗素子。 - シリコン基板上に、第１の非磁性材料を成膜する工程と、
前記第１の非磁性材料を成膜した前記シリコン基板に、下部強磁性材料の層、第１のＢ２構造の挿入層、第２の非磁性材料の層、第２のＢ２構造の挿入層及び上部強磁性材料の層をこの順で有する巨大磁気抵抗効果層を成膜する工程であって、前記第１及び第２の挿入層の膜厚が０．１５ｎｍ以上０．８ｎｍ未満であり、
前記巨大磁気抵抗効果層を成膜した前記シリコン基板を２００℃以上６００℃以下で熱処理する工程と、
を有することを特徴とする磁気抵抗素子の製造方法。 - ＭｇＯ基板の表面洗浄をする工程と、
前記ＭｇＯ基板の基板温度を３００℃以上で加熱洗浄する工程と、
前記加熱洗浄したＭｇＯ基板上に、第１の非強磁性材料を前記基板温度で成膜する工程と、
前記第１の非強磁性材料を成膜した前記ＭｇＯ基板に、下部強磁性材料の層、第１のＢ２構造の挿入層、第２の非強磁性材料の層、第２のＢ２構造の挿入層及び上部強磁性材料の層をこの順で有する巨大磁気抵抗効果層を成膜する工程であって、前記第１及び第２のＢ２構造の挿入層の膜厚が０．１５ｎｍ以上０．８ｎｍ未満であり、
前記巨大磁気抵抗効果層を成膜した前記ＭｇＯ基板を３００℃以上６００℃以下で熱処理する工程と、
を有することを特徴とする磁気抵抗素子の製造方法。 - 請求項６又は７に記載の磁気抵抗素子の製造方法であって、前記巨大磁気抵抗効果層は前記第１のＢ２構造の挿入層、第２のＢ２構造の挿入層、又は第１のＢ２構造の挿入層と第２のＢ２構造の挿入層の両方を成膜することを特徴とする磁気抵抗素子の製造方法。
- 請求項１乃至５の何れか１項に記載の磁気抵抗素子を、記憶素子上で使用される読み出しヘッドに使用する方法。
- 請求項１乃至５の何れか１項に記載の磁気抵抗素子を、磁界センサとして使用する方法。
- 請求項１乃至５の何れか１項に記載の磁気抵抗素子を、スピン電子回路で使用する方法。
- 請求項１乃至５の何れか１項に記載の磁気抵抗素子を、ＴＭＲデバイスを製造するために使用する方法。
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