JP2019153769A - 磁気抵抗効果素子 - Google Patents

Abstract

【課題】磁気抵抗層の強磁性層としてＭｎを含むホイスラー合金を用いた磁気抵抗効果素子であって、磁気抵抗効果が大きな磁気抵抗効果素子を提供する。【解決手段】本発明に係る磁気抵抗効果素子は、磁化自由層として機能する第一の強磁性層と、磁化固定層として機能する第二の強磁性層と、第一の強磁性層と第二の強磁性層との間に設けられた非磁性スペーサ層と、を備え、第一の強磁性層及び第二の強磁性層の少なくとも一つは、式（１）で表されるホイスラー合金を含む、磁気抵抗効果素子。Ｘ２ＭｎαＺβ…（１）式中、Ｘは、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｆｅ、Ｒｕ、及びＲｈからなる群より選択される少なくとも一の元素を表し、Ｚは、Ｓｉ、Ａｌ、Ｇａ、Ｇｅ、Ｓｂ、及びＳｎからなる群より選択される少なくとも一の元素を表し、２／３＜α＋β＜２である。【選択図】図１

Description

本発明は、磁気抵抗効果素子に関する。

磁気抵抗効果素子は、磁気センサーといった磁気デバイスへの適用が期待されている。非特許文献１に記載の磁気抵抗効果素子は、第１のハーフメタル強磁性体層、第２のハーフメタル強磁性体層、及び第１のハーフメタル強磁性体層と第２のハーフメタル強磁性体層との間に挟まれた非磁性金属体層（非磁性スペーサ層）を有する。これらの３つの層が、磁気抵抗層を構成する。

T. Iwase et.al.,"Large InterfaceSpin-Asymmetry and Magnetoresistance in Fully Epitaxial Co2MnSi/Ag/Co2MnSiCurrent-Perpendicular-to- Plane Magnetoresistive Devices", Applied Physics Express, Vol.２, No. 6,063003 (2009)

非特許文献１に記載の磁気抵抗効果素子においては、第１のハーフメタル強磁性体層及び第２のハーフメタル強磁性体層のうち少なくとも一方が、ホイスラー合金（ＣｏＭｎＳｉ）からなっており、非磁性スペーサ層は、Ａｇからなっている。また、ホイスラー合金に含まれるＣｏ、Ｍｎ及びＳｉは、化学量論相当（Ｃｏ：Ｍｎ：Ｓｉ＝５０．４：２５．０：２４．６（＝２：０．９９：０．９８））の組成を有している。磁気抵抗効果素子の作製時には、ホイスラー合金の結晶を規則化するための熱処理（アニール処理）が行われるので、ホイスラー合金のＭｎが非磁性スペーサ層に拡散することがある。非磁性スペーサ層にＭｎが拡散すると、磁気抵抗効果素子の磁気抵抗効果が低減するという問題が生じる。ホイスラー合金に含まれるＭｎの非磁性スペーサ層への拡散を抑制することが望まれる。

本発明は上述の課題に鑑みてなされたものであり、磁気抵抗層の強磁性層としてＭｎを含むホイスラー合金を用いた磁気抵抗効果素子であって、磁気抵抗効果が大きな磁気抵抗効果素子を提供することを目的とする。

本発明の一態様に係る磁気抵抗効果素子は、磁化自由層として機能する第一の強磁性層と、磁化固定層として機能する第二の強磁性層と、第一の強磁性層と第二の強磁性層との間に設けられた非磁性スペーサ層と、を備え、第一の強磁性層及び第二の強磁性層の少なくとも一つは、式（１）で表されるホイスラー合金を含む。
Ｘ_２Ｍｎ_αＺ_β …（１）
式（１）中、Ｘは、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｆｅ、Ｒｕ、及びＲｈからなる群より選択される少なくとも一の元素を表し、Ｚは、Ｓｉ、Ａｌ、Ｇａ、Ｇｅ、Ｓｂ、及びＳｎからなる群より選択される少なくとも一の元素を表し、２／３＜α＋β＜２である。

この磁気抵抗効果素子によれば、ホイスラー合金Ｘ_２Ｍｎ_αＺ_βにおいて、α＋β＜２であり、Ｘ_２Ｍｎ_αＺ_βに占めるＭｎとＺとの合計の割合が１／２より小さくなっているので、ホイスラー合金Ｘ_２Ｍｎ_αＺ_βは、余剰なＭｎを有し難い。従って、Ｍｎが正しくＭｎサイトに入り易い一方で、Ｍｎが余剰に含まれ難いので、ＸがＭｎサイトに入ってＸ_Ｍｎアンチサイトを形成し易く、Ｍｎが非磁性スペーサ層に拡散することが抑制される。また、ホイスラー合金Ｘ_２Ｍｎ_αＺ_βにおいて、２／３＜α＋βであり、ホイスラー合金Ｘ_２Ｍｎ_αＺ_βに占めるＭｎとＺとの合計の割合が１／４より大きくなっている。そのため、ホイスラー合金Ｘ_２Ｍｎ_αＺ_βの組成が化学量論相当の組成から大きくずれていないので、スピン分極率が増加し易くなる。磁気抵抗効果が大きな磁気抵抗効果素子が提供される。

本発明の一態様に係る磁気抵抗効果素子では、式（１）において、更に、β＜（２＋α）／３であってもよい。

この磁気抵抗効果素子によれば、ホイスラー合金Ｘ_２Ｍｎ_αＺ_βに占めるＺの割合が１／４より小さいので、Ｍｎが、Ｚサイトに入ってＭｎ_Ｚアンチサイトを形成し易い。Ｍｎの移動がホイスラー合金Ｘ_２Ｍｎ_αＺ_β層の結晶構造内に更に留まり易いので、Ｍｎがホイスラー合金層以外に拡散することが更に抑制される。

本発明の一態様に係る磁気抵抗効果素子では、式（１）において、更に、β＞αであってもよい。

この磁気抵抗効果素子によれば、β＞αが満たされており、ＭｎがＺよりも少ないので、Ｍｎの非磁性スペーサ層への移動が更に抑制される。

本発明の一態様に係る磁気抵抗効果素子では、式（１）において、ＺはＳｉであってもよい。

この磁気抵抗効果素子によれば、ホイスラー合金がＳｉを含むときにはキュリー温度が高くなるので、室温においても高い磁気抵抗効果が得られる。

本発明の一態様に係る磁気抵抗効果素子では、磁化自由層としての第三の強磁性層及び磁化固定層としての第四の強磁性層の少なくとも一つを更に備え、第三の強磁性層及び第四の強磁性層は、式（２）で表されるホイスラー合金を含み、第一の強磁性層は、第三の強磁性層と非磁性スペーサ層との間に設けられ、第二の強磁性層は、第四の強磁性層と非磁性スペーサ層との間に設けられてもよい。
Ｄ_２Ｍｎ_δＥ_θ …（２）
式（２）中、Ｄは、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｆｅ、Ｒｕ、及びＲｈからなる群より選択される少なくとも一の元素を表し、Ｅは、Ｓｉ、Ａｌ、Ｇａ、Ｇｅ、Ｓｂ、及びＳｎからなる群より選択される少なくとも一の元素を表し、２＜δ＋θ＜２．６である。

この磁気抵抗効果素子によれば、ホイスラー合金Ｄ_２Ｍｎ_δＥ_θにおいて、２＜δ＋θ＜２．６であるときには、Ｄ_Ｍｎアンチサイト及びＤ_Ｅアンチサイトといったアンチサイトの形成に伴うスピン分極率への影響が減少して、第三の強磁性層及び第四の強磁性層がハーフメタル特性を維持し易くなる。そのため、第三の強磁性層は、第一の強磁性層と共に磁化自由層として機能し、磁化自由層のスピン分極率が増大する。また、第四の強磁性層は、第二の強磁性層と共に磁化固定層として機能し、磁化固定層のスピン分極率が増大する。一方、ホイスラー合金Ｄ_２Ｍｎ_δＥ_θにおいて、２＜δ＋θ＜２．６なので、第三の強磁性層及び第四の強磁性層は、余剰なＭｎを有する。この磁気抵抗効果素子では、第三の強磁性層と非磁性スペーサ層との間に設けられた第一の強磁性層が、第三の強磁性層から非磁性スペーサ層へのＭｎの移動を抑制できる。また、第四の強磁性層と非磁性スペーサ層との間に設けられた第二の強磁性層が、第四の強磁性層から非磁性スペーサ層へのＭｎの移動を抑制できる。

本発明の他の一態様に係る磁気抵抗効果素子は、磁化自由層として機能する第一の強磁性層と、磁化固定層として機能する第二の強磁性層と、第一の強磁性層と第二の強磁性層との間に設けられた非磁性スペーサ層と、を備え、第一の強磁性層及び第二の強磁性層の少なくとも一つは、式（３）で表されるホイスラー合金を含む。
Ｘ_２（Ｍｎ_εＧ_η）_αＺ_β …（３）
式（３）中、Ｘは、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｆｅ、Ｒｕ、及びＲｈからなる群より選択される少なくとも一の元素を表し、Ｇは、Ｆｅ及びＣｒの少なくとも一の元素を表し、ＧがＦｅを含むとき、ＸはＦｅを含まず、Ｚは、Ｓｉ、Ａｌ、Ｇａ、Ｇｅ、Ｓｂ、及びＳｎからなる群より選択される少なくとも一の元素を表し、２／３＜α＋β＜２であり、０＜ε＜１及び０＜η＜１である。

この磁気抵抗効果素子によれば、ホイスラー合金Ｘ_２（Ｍｎ_εＧ_η）_αＺ_βにおいて、α＋β＜２、及び０＜ε＜１であり、Ｘ_２（Ｍｎ_εＧ_η）_αＺ_βに占めるＭｎとＺとの合計の割合が１／２より小さくなっているので、ホイスラー合金Ｘ_２（Ｍｎ_εＧ_η）_αＺ_βは、余剰なＭｎを有し難い。従って、Ｍｎが正しくＭｎサイトに入り易い一方で、Ｍｎが余剰に含まれ難いので、ＸがＭｎサイトに入ってＸ_Ｍｎアンチサイトを形成し易く、Ｍｎが非磁性スペーサ層に拡散することが抑制される。また、ホイスラー合金Ｘ_２（Ｍｎ_εＧ_η）_αＺ_βにおいて、２／３＜α＋βであり、ホイスラー合金Ｘ_２（Ｍｎ_εＧ_η）_αＺ_βに占めるＭｎ及びＧとＺとの合計の割合が１／４より大きくなることができる。そのため、ホイスラー合金Ｘ_２（Ｍｎ_εＧ_η）_αＺ_βの組成が化学量論相当の組成から大きくずれなくなるようにできるので、スピン分極率が増加し易くなる。磁気抵抗効果が大きな磁気抵抗効果素子が提供される。

本発明の他の一態様に係る磁気抵抗効果素子では、式（３）において、更に、β＜（２＋α）／３であってもよい。

この磁気抵抗効果素子によれば、ホイスラー合金Ｘ_２（Ｍｎ_εＧ_η）_αＺ_βに占めるＺの割合が１／４より小さいので、Ｍｎが、Ｚサイトに入ってＭｎ_Ｚアンチサイトを形成し易い。Ｍｎの移動がホイスラー合金Ｘ_２（Ｍｎ_εＧ_η）_αＺ_β層の結晶構造内に更に留まり易いので、Ｍｎがホイスラー合金層以外に拡散することが更に抑制される。

本発明の他の一態様に係る磁気抵抗効果素子では、式（３）において、更に、β＞αであってもよい。

この磁気抵抗効果素子によれば、β＞α、及び０＜ε＜１が満たされており、ＭｎがＺよりも少ないので、Ｍｎの非磁性スペーサ層への移動が更に抑制される。

本発明の他の一態様に係る磁気抵抗効果素子では、式（３）において、ＺはＳｉであってもよい。

この磁気抵抗効果素子によれば、ホイスラー合金がＳｉを含むときにはキュリー温度が高くなるので、室温においても高い磁気抵抗効果が得られる。

本発明の他の一態様に係る磁気抵抗効果素子では、磁化自由層としての第三の強磁性層及び磁化固定層としての第四の強磁性層の少なくとも一つを更に備え、第三の強磁性層及び第四の強磁性層は、式（４）で表されるホイスラー合金を含み、第一の強磁性層は、第三の強磁性層と非磁性スペーサ層との間に設けられ、第二の強磁性層は、第四の強磁性層と非磁性スペーサ層との間に設けられてもよい。
Ｄ_２（Ｍｎ_εＧ_η）_δＥ_θ …（４）
式（４）中、Ｄは、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｆｅ、Ｒｕ、及びＲｈからなる群より選択される少なくとも一の元素を表し、Ｇは、Ｆｅ及びＣｒの少なくとも一の元素を表し、ＧがＦｅを含むとき、ＤはＦｅを含まず、Ｅは、Ｓｉ、Ａｌ、Ｇａ、Ｇｅ、Ｓｂ、及びＳｎからなる群より選択される少なくとも一の元素を表し、２＜δ＋θ＜２．６であり、０＜ε＜１及び０＜η＜１である。

この磁気抵抗効果素子によれば、ホイスラー合金Ｄ_２（Ｍｎ_εＧ_η）_δＥ_θにおいて、２＜δ＋θ＜２．６であるときには、Ｄ_Ｍｎアンチサイト及びＤ_Ｅアンチサイトといったアンチサイトの形成に伴うスピン分極率への影響が減少して、第三の強磁性層及び第四の強磁性層がハーフメタル特性を維持し易くなる。そのため、第三の強磁性層は、第一の強磁性層と共に磁化自由層として機能し、磁化自由層のスピン分極率が増大する。また、第四の強磁性層は、第二の強磁性層と共に磁化固定層として機能し、磁化固定層のスピン分極率が増大する。一方、ホイスラー合金Ｄ_２（Ｍｎ_εＧ_η）_δＥ_θにおいて、２＜δ＋θ＜２．６なので、第三の強磁性層及び第四の強磁性層は、余剰なＭｎを有することができる。この磁気抵抗効果素子では、第三の強磁性層と非磁性スペーサ層との間に設けられた第一の強磁性層が、第三の強磁性層から非磁性スペーサ層へのＭｎの移動を抑制できる。また、第四の強磁性層と非磁性スペーサ層との間に設けられた第二の強磁性層が、第四の強磁性層から非磁性スペーサ層へのＭｎの移動を抑制できる。

本発明に係る磁気抵抗効果素子では、非磁性スペーサ層は、式（Ａ）で表わされるＡｇ又はＡｇ含有金属を含んでもよい。
Ａｇ_γＬ_１−γ …（Ａ）
式（Ａ）中、Ｌは、Ａｌ、Ｃｕ、Ｇａ、Ｇｅ、Ａｓ、Ｙ、Ｌａ、Ｓｍ、Ｙｂ、及びＰｔからなる群より選択される少なくとも一の元素を表し、０＜γ≦１である。

この磁気抵抗効果素子によれば、非磁性スペーサ層は、式（Ａ）で表わされるＡｇ又はＡｇ含有金属を含み、Ａｇ又はＡｇ含有金属の格子定数は、元素のＬ及び／又はγの値を変更することによって調整することができる。この格子定数の調整によって、非磁性スペーサ層と、第一の強磁性層及び／又は第二の強磁性層との間の格子不整合を減少させることができる。格子不整合の減少によって、第一の強磁性層及び／又は第二の強磁性層と、非磁性スペーサ層との結晶性が向上するので、更に大きな磁気抵抗効果を発揮する。

本発明によれば、磁気抵抗層の強磁性層としてＭｎを含むホイスラー合金を用いた磁気抵抗効果素子であって、磁気抵抗効果が大きな磁気抵抗効果素子を提供することができる。

図１は、実施形態に係る磁気抵抗効果素子の断面を示す図である。 図２の（ａ）部は、ホイスラー合金Ｃｏ_２Ｍｎ_αＳｉ_βにおいて、α及びβの値と、領域Ｉ〜領域Ｖとの関係を模式的に示した図である。図２の（ｂ）部は、ホイスラー合金Ｃｏ_２Ｍｎ_αＳｉ_βにおいて、α及びβの値と、領域Ｉ〜領域ＶＩとの関係を模式的に示した図である。 図３は、実施形態の変形例に係る磁気抵抗効果素子の断面を示す図である。 図４は、他の実施形態に係る磁気抵抗効果素子の断面を示す図である。 図５は、他の実施形態の変形例に係る磁気抵抗効果素子の断面を示す図である。 図６は、実施例に係る磁気抵抗効果素子のＭＲ比を評価可能な磁気抵抗デバイスを示す図である。 図７の（ａ）部は、実施例１に係る磁気抵抗効果素子の断面を示す図である。図７の（ｂ）部は、実施例３に係る磁気抵抗効果素子の断面を示す図である。図７の（ｃ）部は、実施例５に係る磁気抵抗効果素子の断面を示す図である。 図８は、実施例６に係る磁気抵抗効果素子の断面を示す図である。

以下、添付図面を参照して、本発明を実施するための形態を詳細に説明する。なお、各図面において、可能な場合には同一要素には同一符号を用いる。また、図面中の構成要素内及び構成要素間の寸法比は、図面の見易さのため、それぞれ任意となっている。

図１は、実施形態に係る磁気抵抗効果素子の断面を示す図である。磁気抵抗効果素子１は、例えば、基板１０、下地層２０、磁気抵抗層３０、及びキャップ層４０をこの順に備える。

基板１０は、例えば、金属酸化物単結晶、シリコン単結晶、熱酸化膜付シリコン単結晶、サファイア単結晶、セラミック、石英、及びガラスを含む。基板１０に含まれる材料は、適度な機械的強度を有し、且つ熱処理や微細加工に適した材料であれば、特に限定されない。金属酸化物単結晶としては、例えば、ＭｇＯ単結晶が挙げられ、ＭｇＯ単結晶を含む基板によれば、例えば、スパッタ法を用いて容易にエピタキシャル成長膜が形成される。このエピタキシャル成長膜は、大きな磁気抵抗特性を示すことができる。

下地層２０は、磁気抵抗層３０の結晶性の向上に設けられ、また、磁気抵抗特性を測定するための電極となることができる。下地層２０は、例えば、Ａｇ、Ａｕ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｖ、Ａｌ、Ｗ、及びＰｔの少なくとも一つの金属元素を含み、これらの金属元素の合金、又はこれら金属元素の２種類以上からなる材料の積層体を含んでもよい。金属元素の合金には、例えば、立方晶系のＡｇＺｎ合金、ＡｇＭｇ合金及びＮｉＡｌ合金が含まれる。必要に応じて、下地層２０と基板１０との間に、上部の層の結晶配向を制御するための結晶配向層が設けられてもよい。結晶配向層は、例えば、ＭｇＯ、ＴｉＮ及びＮｉＴａ合金の少なくとも一種類を含む。

磁気抵抗層３０は、磁化自由層としての第一の強磁性層３１と、磁化固定層としての第二の強磁性層３２と、第一の強磁性層３１と第二の強磁性層３２との間に設けられた非磁性スペーサ層３６とを備える。第二の強磁性層３２は、例えば、非磁性スペーサ層３６の上に設けられる。

磁化自由層として機能する第一の強磁性層３１は、軟磁性材料で構成され、磁化方向が実質的に固定されていない。そのため、測定対象に外部磁界が印加されると、その方向に磁化方向が容易に変化する。磁化固定層として機能する第二の強磁性層３２の磁化方向は、外部磁界に対して第一の強磁性層３１の磁化方向よりも変化し難い。好ましくは、第二の強磁性層３２の磁化方向は、測定対象の外部磁界に対して実質的に固定されており、測定対象の外部磁界に対して実質的に変化しない。磁気抵抗層３０に外部磁場が印加され、第一の強磁性層３１及び第二の強磁性層３２の相対的な磁化方向が変化することによって、磁気抵抗層３０の抵抗値が変化して磁気抵抗効果を発揮する。

第一の強磁性層３１及び第二の強磁性層３２の少なくとも一つは、式（１）で表されるホイスラー合金を含む。
Ｘ_２Ｍｎ_αＺ_β …（１）
式（１）中、Ｘは、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｆｅ、Ｒｕ、及びＲｈからなる群より選択される少なくとも一の元素を表し、Ｚは、Ｓｉ、Ａｌ、Ｇａ、Ｇｅ、Ｓｂ、及びＳｎからなる群より選択される少なくとも一の元素を表し、２／３＜α＋β＜２である。

本実施形態では、式（１）において、ＸはＣｏであることができる。ホイスラー合金において、ＸがＣｏであるときには、キュリー温度が室温よりも十分に高いため、室温においても高い磁気抵抗効果が得られる。また、式（１）において、ＺはＳｉであることができる。ホイスラー合金がＳｉを含むときにはキュリー温度が高くなるので、室温においても高い磁気抵抗効果が得られる。

図２の（ａ）部は、式（１）で表されるホイスラー合金の一種であるＣｏ_２Ｍｎ_αＳｉ_βにおいて、α及びβの値と、領域Ｉ〜領域Ｖとの関係を模式的に示した図である。図２の（ａ）部では、横軸のαは、０＜α＜２の範囲で変化し、縦軸のβは、０＜β＜２の範囲で変化している。

ホイスラー合金Ｃｏ_２Ｍｎ_αＳｉ_βは、α＋β＝２を示す境界線Ｂ１、β＝（２＋α）／３を示す境界線Ｂ２、及び、α＋β＝２／３を示す境界線Ｂ３を有することができる。境界線Ｂ１は、Ｃｏ_２Ｍｎ_αＳｉ_βに占めるＭｎとＳｉとの合計の割合が１／２である組成に対応している。境界線Ｂ２は、Ｃｏ_２Ｍｎ_αＳｉ_βに占めるＳｉの割合が１／４である組成に対応している。境界線Ｂ３は、Ｃｏ_２Ｍｎ_αＳｉ_βに占めるＭｎとＳｉとの合計の割合が１／４である組成に対応している。これらの境界線Ｂ１〜境界線Ｂ３によって、ホイスラー合金Ｃｏ_２Ｍｎ_αＳｉ_βは、領域Ｉ〜領域Ｖに区別される。

領域Ｉ及び領域ＩＩは、境界線Ｂ１によって規定されており、共に、２＜α＋βを満たす領域である。領域Ｉは、境界線Ｂ２によって領域ＩＩと区別されることができて、領域Ｉは、２＜α＋β、かつ、β＞（２＋α）／３を満たす領域である。領域ＩＩは、２＜α＋β、かつ、β＜（２＋α）／３を満たす領域である。領域Ｉ及び領域ＩＩにおいては、共に、Ｃｏ_２Ｍｎ_αＳｉ_βに占めるＭｎとＳｉとの合計の割合が１／２より大きくなっており、ホイスラー合金Ｃｏ_２Ｍｎ_αＳｉ_βは、余剰なＭｎを有し易い。Ｍｎが余剰に含まれるので、Ｍｎは、Ｍｎサイトに入るほか、Ｍｎサイト以外に移動し易くなる。例えば、ＭｎがＳｉサイトに入るＭｎ_Ｓｉアンチサイトの形成、及び／又は、ＭｎがＣｏサイトに入るＭｎ_Ｃｏアンチサイトの形成が行われる。更には、余剰なＭｎが、例えば非磁性スペーサ層３６に拡散し易くなる。

領域ＩＩＩは、境界線Ｂ３によって規定されており、α＋β＜２／３を満たす領域である。領域ＩＩＩにおけるα＋β＜２／３の範囲においては、ホイスラー合金Ｃｏ_２Ｍｎ_αＳｉ_βに占めるＭｎとＳｉとの合計の割合が１／４より小さくなっている。従って、領域ＩＩＩでは、ホイスラー合金Ｃｏ_２Ｍｎ_αＳｉ_βの組成が化学量論相当の組成から大きくずれるので、スピン分極率を増加させることが難しい。

領域ＩＶ及び領域Ｖは、境界線Ｂ１及び境界線Ｂ３によって規定されており、共に、２／３＜α＋β＜２を満たす領域である。領域ＩＶは、境界線Ｂ２によって領域Ｖと区別されて、領域ＩＶは、２／３＜α＋β＜２、かつ、β＞（２＋α）／３を満たす。領域Ｖは、２／３＜α＋β＜２、かつ、β＜（２＋α）／３を満たす。領域ＩＶ及び領域Ｖでは、共に、α＋β＜２であり、Ｃｏ_２Ｍｎ_αＳｉ_βに占めるＭｎとＳｉとの合計の割合が１／２より小さくなっているので、ホイスラー合金Ｃｏ_２Ｍｎ_αＳｉ_βは、余剰なＭｎを有し難い。領域ＩＶ及び領域Ｖでは、Ｍｎが正しくＭｎサイトに入り易い一方で、Ｍｎが余剰に含まれ難いので、ＣｏがＭｎサイトに入ってＣｏ_Ｍｎアンチサイトを形成し易く、Ｍｎが非磁性スペーサ層３６に拡散することが抑制される。また、領域ＩＶ及び領域Ｖでは、共に、ホイスラー合金Ｃｏ_２Ｍｎ_αＳｉ_βに占めるＭｎとＳｉとの合計の割合が１／４より大きくなっている。そのため、ホイスラー合金Ｃｏ_２Ｍｎ_αＳｉ_βの組成が化学量論相当の組成から大きくずれていないので、スピン分極率が増加し易くなる。磁気抵抗効果が大きな磁気抵抗効果素子１が提供される。

領域ＩＶでは、領域Ｖと比べて、Ｃｏ_２Ｍｎ_αＳｉ_βに占めるＳｉの割合が異なる。領域ＩＶでは、β＞（２＋α）／３が満たされて、Ｃｏ_２Ｍｎ_αＳｉ_βに占めるＳｉの割合が１／４より大きい。領域Ｖでは、β＜（２＋α）／３が満たされて、Ｃｏ_２Ｍｎ_αＳｉ_βに占めるＳｉの割合が１／４より小さい。

領域ＩＶでは、Ｃｏ_２Ｍｎ_αＳｉ_βに占めるＳｉの割合が１／４より大きいので、Ｓｉが、Ｍｎに入ってＳｉ_Ｍｎアンチサイトを形成し易い。領域Ｖでは、Ｃｏ_２Ｍｎ_αＳｉ_βに占めるＳｉの割合が１／４より小さいので、Ｍｎが、Ｓｉサイトに入ってＭｎ_Ｓｉアンチサイトを形成し易い。領域Ｖでは、Ｍｎの移動がホイスラー合金Ｃｏ_２Ｍｎ_αＳｉ_β層の結晶構造内に更に留まり易いので、Ｍｎがホイスラー合金層以外に拡散することが更に抑制される。

図２の（ｂ）部は、ホイスラー合金Ｃｏ_２Ｍｎ_αＳｉ_βにおいて、α及びβの値と、領域Ｉ〜領域ＶＩとの関係を模式的に示した図であり、図２の（ａ）部に対して、β＝αの境界線Ｂ４と、領域ＶＩとを加えた図である。図２の（ｂ）部に示されるように、ホイスラー合金Ｃｏ_２Ｍｎ_αＳｉ_βは、β＝αの境界線Ｂ４によって、領域Ｖ内に領域ＶＩを更に有する。領域ＶＩは、２／３＜α＋β＜２、かつ、β＜（２＋α）／３を満たし、更に、β＞αを満たす領域である。領域ＶＩでは、β＞αが満たされており、ＭｎがＳｉよりも少ないので、Ｍｎの非磁性スペーサ層３６への移動が更に抑制されるので、磁気抵抗効果が更に増大する。

本実施形態では、第一の強磁性層３１及び第二の強磁性層３２において、ホイスラー合金の結晶構造は、Ａ２構造、Ｂ２構造、又はＬ２_１構造を有することができる。Ｂ２構造のホイスラー合金は、Ａ２構造のホイスラー合金よりも高いスピン分極率を有するので好ましく、Ｌ２_１構造のホイスラー合金は、Ｂ２構造のホイスラー合金よりも高いスピン分極率を有するので更に好ましい。

ホイスラー合金のうち、Ｂ２構造及びＬ２_１構造のホイスラー合金は、特に規則化した結晶構造を有するので、磁気抵抗効果素子１の作製時には、ホイスラー合金の結晶を規則化するための熱処理（アニール処理）が行われる。熱処理を行う際には、ホイスラー合金のＭｎが非磁性スペーサ層３６に拡散し易いが、本実施形態では、式（１）で表されるホイスラー合金Ｘ_２Ｍｎ_αＺ_βを含んでいる。そのため、上述のようにホイスラー合金のＭｎが非磁性スペーサ層３６に拡散することが抑制されて、熱処理後の磁気抵抗効果素子１は、大きな磁気抵抗効果を示す。

再び、図１を参照しながら、磁気抵抗効果素子１について説明する。磁気抵抗層３０は、第一の強磁性層３１と第二の強磁性層３２との間に非磁性スペーサ層３６を備え、非磁性スペーサ層３６は、式（Ａ）で表わされるＡｇ又はＡｇ含有金属を含むことができる。
Ａｇ_γＬ_１−γ …（Ａ）
この式（Ａ）において、Ｘは、Ａｌ、Ｃｕ、Ｇａ、Ｇｅ、Ａｓ、Ｙ、Ｌａ、Ｓｍ、Ｙｂ、及びＰｔからなる群より選択される少なくとも一の元素であり、０＜γ≦１である。

非磁性スペーサ層３６は、式（Ａ）で表わされるＡｇ又はＡｇ含有金属を含み、Ａｇ又はＡｇ含有金属は、元素のＬ及び／又はγの値を変更することによって、格子定数を調整することができる。この格子定数の調整によって、非磁性スペーサ層３６と、第一の強磁性層３１及び／又は第二の強磁性層３２との間の格子不整合を減少させることができる。格子不整合の減少によって、第一の強磁性層３１及び／又は第二の強磁性層３２と、非磁性スペーサ層３６との結晶性が向上するので、更に大きな磁気抵抗効果を発揮する。

また、非磁性スペーサ層３６のＡｇ又はＡｇ含有金属は、面心立方格子構造（ｆｃｃ構造）を取りやすい。そのため、非磁性スペーサ層３６と、第一の強磁性層３１及び第二の強磁性層３２とを高い結晶品質で積層することができる。この効果は、第一の強磁性層３１及び第二の強磁性層３２もｆｃｃ構造を取る場合に、特に顕著となる。

非磁性スペーサ層３６は、式（Ａ）で表わされるＡｇ又はＡｇ含有金属の他、Ｃｒ、Ａｕ、Ｖ、Ｗ、ＮｉＡｌ、ＡｇＺｎ、ＡｇＭｇ、又は非磁性ホイスラー合金といった金属を含むことができる。

磁気抵抗層３０において、非磁性スペーサ層３６の厚さは、例えば、１ｎｍ以上、１０ｎｍ以下である。第一の強磁性層３１の厚さは、例えば、１ｎｍ以上、２０ｎｍ以下である。第二の強磁性層３２の厚さは、例えば、１ｎｍ以上、２０ｎｍ以下である。

磁気抵抗層３０は、必要に応じて、反強磁性体層３５を有し、反強磁性体層３５は、例えば、第二の強磁性層３２の非磁性スペーサ層３６側とは反対側の面上に設けられる。反強磁性体層３５は、第二の強磁性層３２と交換結合し、第二の強磁性層３２に一方向異方性を付与することによって、第二の強磁性層３２の磁化の方向を実施的に固定させるために使用される。反強磁性体層３５の材料としては、例えば、ＦｅＭｎ合金、ＰｔＭｎ合金、ＰｔＣｒＭｎ合金、ＮｉＭｎ合金、ＩｒＭｎ合金、ＮｉＯ、Ｆｅ_２Ｏ_３が挙げられる。反強磁性体層３５の厚さは、例えば、５ｎｍ〜１５ｎｍである。

第一の強磁性層３１及び第二の強磁性層３２について、例えば、それらの層の厚さを変えるなどの手法によって、第二の強磁性層３２の保磁力が、第一の強磁性層３１の保磁力より大きく、かつ、第二の強磁性層３２の磁化方向が測定対象の外部磁場に対して実質的に固定される程度の大きさを有するときは、必ずしも反強磁性体層３５は設けられなくてもよい。

磁気抵抗層３０では、第一の強磁性層３１及び第二の強磁性層３２の一方が磁化自由層であり、他方が磁化固定層であればよいため、第一の強磁性層３１が磁化固定層であり、第二の強磁性層３２が、磁化自由層であってもよい。この場合、反強磁性体層３５は、第一の強磁性層３１の非磁性スペーサ層３６側とは反対側の面上に設けられる。

キャップ層４０は、磁気抵抗層３０を保護するために設けられる。キャップ層４０は、例えば、Ｒｕ、Ａｇ、Ａｌ、Ｃｕ、Ａｕ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｐｔ、Ｗ、Ｔａ、Ｐｄ、及びＩｒの一以上の金属元素、これら金属元素の合金、又は、これら金属元素の２種類以上からなる材料の積層体を含んでよい。キャップ層４０上には、磁気抵抗効果素子１に積層方向に沿って電流を流すための上部電極を設けてもよい。

磁気抵抗効果素子１は、例えば、スパッタ法及び電子ビーム蒸着法といった製造方法によって基板１０上に下地層２０からキャップ層４０までの各層を形成することにより作製される。各層の形成時には、必要に応じて熱処理を行っても良いし、また、さらに必要に応じて、一方向異方性を付与するための磁場印加処理を行っても良い。磁場印加処理の際には適宜熱処理を同時に行っても良い。また、磁気抵抗効果素子１は、電子線等を用いたリソグラフィーおよびＡｒイオン等を用いたドライエッチングにより、磁気抵抗特性を評価可能な形状に微細加工されてもよい。磁気抵抗効果素子１は、積層方向（各層の膜面に垂直な方向）に沿って検出用電流が流されるＣＰＰ（Current Perpendicular to Plane）構造の磁気抵抗効果素子である。

図３は、実施形態の変形例に係る磁気抵抗効果素子の断面を示す図である。磁気抵抗効果素子１ｐは、例えば、基板１０ｐ、下地層２０ｐ、磁気抵抗層３０ｐ、及びキャップ層４０ｐを備える。基板１０ｐは、磁気抵抗効果素子１の基板１０と同様であることができ、下地層２０ｐは、磁気抵抗効果素子１の下地層２０と同様であることができる。また、キャップ層４０ｐは、磁気抵抗効果素子１のキャップ層４０と同様であることができる。

磁気抵抗層３０ｐは、磁化自由層としての第一の強磁性層３１ｐ、磁化固定層としての第二の強磁性層３２ｐ、及び第一の強磁性層３１ｐと第二の強磁性層３２ｐとの間に設けられた非磁性スペーサ層３６ｐを有する。第二の強磁性層３２ｐは、例えば、非磁性スペーサ層３６ｐの上に設けられる。第一の強磁性層３１ｐ及び第二の強磁性層３２ｐの少なくとも一つは、式（１）で表されるホイスラー合金を含む。非磁性スペーサ層３６ｐは、式（Ａ）で表わされるＡｇ又はＡｇ含有金属を含むことができる。

本変形例では、磁気抵抗層３０ｐは、第三の強磁性層３３ｐ及び第四の強磁性層３４ｐの少なくとも一つを更に備えることができる。第三の強磁性層３３ｐは、第一の強磁性層３１ｐと共に磁化自由層として機能し、第四の強磁性層３４ｐは、第二の強磁性層３２ｐと共に磁化固定層として機能する。磁気抵抗効果素子１ｐにおいて、第一の強磁性層３１ｐは、例えば、第三の強磁性層３３ｐと非磁性スペーサ層３６ｐとの間に設けられる。第二の強磁性層３２ｐは、例えば、第四の強磁性層３４ｐと非磁性スペーサ層３６ｐとの間に設けられる。

磁気抵抗層３０ｐにおいて、第三の強磁性層３３ｐ及び第四の強磁性層３４ｐは、式（２）で表されるホイスラー合金を含むことができる。
Ｄ_２Ｍｎ_δＥ_θ …（２）
式（２）中、Ｄは、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｆｅ、Ｒｕ、及びＲｈからなる群より選択される少なくとも一の元素を表し、Ｅは、Ｓｉ、Ａｌ、Ｇａ、Ｇｅ、Ｓｂ、及びＳｎからなる群より選択される少なくとも一の元素を表す。また、式（２）中のδ及びθは、２＜δ＋θ＜２．６であることができる。本実施形態では、式（２）において、ＸはＣｏであり、また、ＺはＳｉであることができる。

式（２）で表されるホイスラー合金Ｃｏ_２Ｍｎ_δＳｉ_θでは、ＣｏがＭｎサイトに入るＣｏ_Ｍｎアンチサイトの形成がなされると、スピン分極率が低下する。その一方で、ＭｎがＣｏサイトに入ってＭｎ_Ｃｏアンチサイトを形成する場合、及び、ＳｉがＣｏサイトに入ってＳｉ_Ｃｏアンチサイトを形成する場合は、スピン分極率への影響は少ないことが理論的に示されている。

ホイスラー合金Ｃｏ_２Ｍｎ_δＳｉ_θにおいて、δ＋θ≦２であるときには、Ｃｏ_２Ｍｎ_αＳｉ_βに占めるＣｏの割合が１／２より大きくなっており、Ｃｏ_Ｍｎアンチサイトが形成される。そのため、δ＋θ≦２であるときには、スピン分極率が低下する。一方、２＜δ＋θであるときには、ＭｎがＣｏサイトに入るＭｎ_Ｃｏアンチサイト、及び／又は、ＳｉがＣｏサイトに入るＳｉ_Ｃｏアンチサイトが形成されるので、スピン分極率への影響が減少する。ホイスラー合金Ｃｏ_２Ｍｎ_δＳｉ_θでは、２．６≦δ＋θとなると、ホイスラー合金の磁化量が低下する。

従って、ホイスラー合金Ｃｏ_２Ｍｎ_δＳｉ_θでは、２＜δ＋θ＜２．６であるときには、アンチサイトの形成に伴うスピン分極率への影響が減少して、第三の強磁性層３３ｐ及び第四の強磁性層３４ｐがハーフメタル特性を維持し易くなる。そのため、第三の強磁性層３３ｐは、第一の強磁性層３１ｐと共に磁化自由層として機能し、磁化自由層のスピン分極率が増大する。また、第四の強磁性層３４ｐは、第二の強磁性層３２ｐと共に磁化固定層として機能し、磁化固定層のスピン分極率が増大する。磁気抵抗効果素子１ｐは、大きな磁気抵抗効果を発揮し得る。

第三の強磁性層３３ｐ及び第四の強磁性層３４ｐでは、ホイスラー合金Ｃｏ_２Ｍｎ_δＳｉ_θにおいて、２＜δ＋θ＜２．６なので、Ｃｏ_２Ｍｎ_αＳｉ_βに占めるＭｎとＳｉとの合計の割合が１／２より大きくなっている。このため、第三の強磁性層３３ｐ及び第四の強磁性層３４ｐのホイスラー合金Ｃｏ_２Ｍｎ_δＳｉ_θは、余剰なＭｎを有する。本変形例では、第三の強磁性層３３ｐと非磁性スペーサ層３６ｐとの間に設けられた第一の強磁性層３１ｐが、第三の強磁性層３３ｐから非磁性スペーサ層３６ｐへのＭｎの移動を抑制できる。また、第四の強磁性層３４ｐと非磁性スペーサ層３６ｐとの間に設けられた第二の強磁性層３２ｐが、第四の強磁性層３４ｐから非磁性スペーサ層３６ｐへのＭｎの移動を抑制できる。

第一の強磁性層３１ｐの厚さは、例えば、１ｎｍ〜２０ｎｍである。第二の強磁性層３２ｐの厚さは、例えば、１ｎｍ〜２０ｎｍである。第三の強磁性層３３ｐの厚さは、例えば、１ｎｍ〜２０ｎｍである。第四の強磁性層３４ｐの厚さは、例えば、１ｎｍ〜２０ｎｍである。非磁性スペーサ層３６ｐの厚さは、例えば、１ｎｍ以上、１０ｎｍ以下である。

図４は、他の実施形態に係る磁気抵抗効果素子の断面を示す図である。磁気抵抗効果素子１ｑは、例えば、基板１０ｑ、下地層２０ｑ、磁気抵抗層３０ｑ、及びキャップ層４０ｑをこの順に備える。

磁気抵抗層３０ｑは、磁化自由層としての第一の強磁性層３１ｑと、磁化固定層としての第二の強磁性層３２ｑと、第一の強磁性層３１ｑと第二の強磁性層３２ｑとの間に設けられた非磁性スペーサ層３６ｑとを備える。第二の強磁性層３２ｑは、例えば、非磁性スペーサ層３６ｑの上に設けられる。

第一の強磁性層３１ｑ及び第二の強磁性層３２ｑの少なくとも一つは、式（３）で表されるホイスラー合金を含む。
Ｘ_２（Ｍｎ_εＧ_η）_αＺ_β …（３）
式（３）中、Ｘは、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｆｅ、Ｒｕ、及びＲｈからなる群より選択される少なくとも一の元素を表し、Ｇは、Ｆｅ及びＣｒの少なくとも一の元素を表す。ただし、ＧがＦｅを含むとき、ＸはＦｅを含まない。すなわち、Ｘは、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｒｕ、及びＲｈからなる群より選択される少なくとも一の元素を表す。Ｚは、Ｓｉ、Ａｌ、Ｇａ、Ｇｅ、Ｓｂ、及びＳｎからなる群より選択される少なくとも一の元素を表し、２／３＜α＋β＜２であり、０＜ε＜１及び０＜η＜１である。

磁気抵抗効果素子１ｑにおいて、基板１０ｑ、下地層２０ｑ、磁気抵抗層３０ｑ、及びキャップ層４０ｑは、それぞれ、磁気抵抗効果素子１の基板１０、下地層２０、磁気抵抗層３０、及びキャップ層４０と同様であることができる。

磁気抵抗層３０ｑでは、第一の強磁性層３１ｑ及び第二の強磁性層３２ｑの一方が磁化自由層であり、他方が磁化固定層であればよいため、第一の強磁性層３１ｑが磁化固定層であり、第二の強磁性層３２ｑが、磁化自由層であってもよい。この場合、反強磁性体層３５ｑは、第一の強磁性層３１ｑの非磁性スペーサ層３６ｑ側とは反対側の面上に設けられる。第一の強磁性層３１ｑ及び第二の強磁性層３２ｑは、ＣｏＭｎＳｉ合金ターゲットと、Ｆｅターゲットとの同時スパッタ法によって形成されることができる。第一の強磁性層３１ｑ及び第二の強磁性層３２ｑにおけるＦｅの組成比率は、例えば、成膜時のスパッタ出力によって制御される。

本実施形態では、式（３）において、ＸはＣｏであることができる。ホイスラー合金において、ＸがＣｏであるときには、キュリー温度が室温よりも十分に高いため、室温においても高い磁気抵抗効果が得られる。また、式（３）において、ＺはＳｉであることができる。ホイスラー合金がＳｉを含むときにはキュリー温度が高くなるので、室温においても高い磁気抵抗効果が得られる。

磁気抵抗効果素子１ｑのホイスラー合金Ｘ_２（Ｍｎ_εＧ_η）_αＺ_βでは、磁気抵抗効果素子１のホイスラー合金Ｃｏ_２Ｍｎ_αＳｉ_βにおけるα及びβの値と、磁気抵抗効果の大きさとの関係を適用することができる。すなわち、磁気抵抗効果素子１ｑのホイスラー合金Ｘ_２（Ｍｎ_εＧ_η）_αＺ_βに対して、図２の（ａ）部及び（ｂ）部におけるα及びβの値と、領域Ｉ〜領域Ｖとの関係を適用することができる。

従って、この磁気抵抗効果素子１ｑによれば、ホイスラー合金Ｘ_２（Ｍｎ_εＧ_η）_αＺ_βにおいて、α＋β＜２、及び０＜ε＜１であり、Ｘ_２（Ｍｎ_εＧ_η）_αＺ_βに占めるＭｎとＺとの合計の割合が１／２より小さくなっているので、ホイスラー合金Ｘ_２（Ｍｎ_εＧ_η）_αＺ_βは、余剰なＭｎを有し難い。従って、Ｍｎが正しくＭｎサイトに入り易い一方で、Ｍｎが余剰に含まれ難いので、ＸがＭｎサイトに入ってＸ_Ｍｎアンチサイトを形成し易く、Ｍｎが非磁性スペーサ層に拡散することが抑制される。また、ホイスラー合金Ｘ_２（Ｍｎ_εＧ_η）_αＺ_βにおいて、２／３＜α＋βであり、ホイスラー合金Ｘ_２（Ｍｎ_εＧ_η）_αＺ_βに占めるＭｎ及びＧとＺとの合計の割合が１／４より大きくなることができる。そのため、ホイスラー合金Ｘ_２（Ｍｎ_εＧ_η）_αＺ_βの組成が化学量論相当の組成から大きくずれなくなるようにできるので、スピン分極率が増加し易くなる。磁気抵抗効果が大きな磁気抵抗効果素子が提供される。

本変形例に係る磁気抵抗効果素子１ｑでは、式（３）において、更に、β＜（２＋α）／３であってもよい。この磁気抵抗効果素子１ｑによれば、ホイスラー合金Ｘ_２（Ｍｎ_εＧ_η）_αＺ_βに占めるＺの割合が１／４より小さいので、Ｍｎが、Ｚサイトに入ってＭｎ_Ｚアンチサイトを形成し易い。Ｍｎの移動がホイスラー合金Ｘ_２（Ｍｎ_εＧ_η）_αＺ_β層の結晶構造内に更に留まり易いので、Ｍｎがホイスラー合金層以外に拡散することが更に抑制される。

本変形例に係る磁気抵抗効果素子１ｑでは、式（３）において、更に、β＞αであってもよい。この磁気抵抗効果素子１ｑによれば、β＞α、及び０＜ε＜１が満たされており、ＭｎがＺよりも少ないので、Ｍｎの非磁性スペーサ層への移動が更に抑制される。

本変形例に係る磁気抵抗効果素子１ｑでは、式（３）において、ＺはＳｉであってもよい。この磁気抵抗効果素子１ｑによれば、ホイスラー合金がＳｉを含むときにはキュリー温度が高くなるので、室温においても高い磁気抵抗効果が得られる。

図５は、他の実施形態の変形例に係る磁気抵抗効果素子の断面を示す図である。磁気抵抗効果素子１ｒは、例えば、基板１０ｒ、下地層２０ｒ、磁気抵抗層３０ｒ、及びキャップ層４０ｒを備える。磁気抵抗効果素子１ｒにおいて、基板１０ｒ、下地層２０ｒ、磁気抵抗層３０ｒ、及びキャップ層４０ｒは、それぞれ、磁気抵抗効果素子１の基板１０、下地層２０、磁気抵抗層３０、及びキャップ層４０と同様であることができる。

磁気抵抗層３０ｒは、磁化自由層としての第一の強磁性層３１ｒ、磁化固定層としての第二の強磁性層３２ｒ、及び第一の強磁性層３１ｒと第二の強磁性層３２ｒとの間に設けられた非磁性スペーサ層３６ｒを有する。第二の強磁性層３２ｒは、例えば、非磁性スペーサ層３６ｒの上に設けられる。第一の強磁性層３１ｒ及び第二の強磁性層３２ｒの少なくとも一つは、式（３）で表されるホイスラー合金を含む。非磁性スペーサ層３６ｒは、式（Ａ）で表わされるＡｇ又はＡｇ含有金属を含むことができる。

本変形例では、磁気抵抗層３０ｒは、第三の強磁性層３３ｒ及び第四の強磁性層３４ｒの少なくとも一つを更に備えることができる。第三の強磁性層３３ｒは、第一の強磁性層３１ｒと共に磁化自由層として機能し、第四の強磁性層３４ｒは、第二の強磁性層３２ｒと共に磁化固定層として機能する。磁気抵抗効果素子１ｒにおいて、第一の強磁性層３１ｒは、例えば、第三の強磁性層３３ｒと非磁性スペーサ層３６ｒとの間に設けられる。第二の強磁性層３２ｒは、例えば、第四の強磁性層３４ｒと非磁性スペーサ層３６ｒとの間に設けられる。

磁気抵抗層３０ｒにおいて、第三の強磁性層３３ｒ及び第四の強磁性層３４ｒは、式（４）で表されるホイスラー合金を含むことができる。
Ｄ_２（Ｍｎ_εＧ_η）_δＥ_θ …（４）
式（４）中、Ｄは、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｆｅ、Ｒｕ、及びＲｈからなる群より選択される少なくとも一の元素を表し、Ｇは、Ｆｅ及びＣｒの少なくとも一の元素を表し、ＧがＦｅを含むとき、ＤはＦｅを含まない。すなわち、Ｄは、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｒｕ、及びＲｈからなる群より選択される少なくとも一の元素を表す。Ｅは、Ｓｉ、Ａｌ、Ｇａ、Ｇｅ、Ｓｂ、及びＳｎからなる群より選択される少なくとも一の元素を表し、２＜δ＋θ＜２．６であり、０＜ε＜１及び０＜η＜１である。本変形例では、式（４）において、ＸはＣｏであり、また、ＺはＳｉであることができる。

式（４）で表されるホイスラー合金Ｃｏ_２（Ｍｎ_εＧ_η）_δＳｉ_θでは、ホイスラー合金Ｃｏ_２Ｍｎ_δＳｉ_θと同様に、２＜δ＋θ＜２．６であるときには、アンチサイトの形成に伴うスピン分極率への影響が減少して、第三の強磁性層３３ｒ及び第四の強磁性層３４ｒがハーフメタル特性を維持し易くなる。そのため、第三の強磁性層３３ｒは、第一の強磁性層３１ｒと共に磁化自由層として機能し、磁化自由層のスピン分極率が増大する。また、第四の強磁性層３４ｒは、第二の強磁性層３２ｒと共に磁化固定層として機能し、磁化固定層のスピン分極率が増大する。磁気抵抗効果素子１ｒは、大きな磁気抵抗効果を発揮し得る。

第三の強磁性層３３ｒ及び第四の強磁性層３４ｒでは、ホイスラー合金Ｃｏ_２Ｍｎ_δＳｉ_θにおいて、２＜δ＋θ＜２．６なので、Ｃｏ_２（Ｍｎ_εＧ_η）_αＳｉ_βに占めるＭｎ及びＧとＳｉとの合計の割合が１／２より大きくなっている。このため、第三の強磁性層３３ｒ及び第四の強磁性層３４ｒのホイスラー合金Ｃｏ_２（Ｍｎ_εＧ_η）_δＳｉ_θは、余剰なＭｎを有することができる。本実施形態では、第三の強磁性層３３ｒと非磁性スペーサ層３６ｒとの間に設けられた第一の強磁性層３１ｒが、第三の強磁性層３３ｒから非磁性スペーサ層３６ｒへのＭｎの移動を抑制できる。また、第四の強磁性層３４ｒと非磁性スペーサ層３６ｒとの間に設けられた第二の強磁性層３２ｒが、第四の強磁性層３４ｒから非磁性スペーサ層３６ｒへのＭｎの移動を抑制できる。

第一の強磁性層３１ｒの厚さは、例えば、１ｎｍ〜２０ｎｍである。第二の強磁性層３２ｒの厚さは、例えば、１ｎｍ〜２０ｎｍである。第三の強磁性層３３ｒの厚さは、例えば、１ｎｍ〜２０ｎｍである。第四の強磁性層３４ｒの厚さは、例えば、１ｎｍ〜２０ｎｍである。非磁性スペーサ層３６ｒの厚さは、例えば、１ｎｍ以上、１０ｎｍ以下である。

本変形例に係る磁気抵抗効果素子１ｒでは、非磁性スペーサ層は、式（Ａ）で表わされるＡｇ又はＡｇ含有金属を含んでもよい。
Ａｇ_γＬ_１−γ …（Ａ）
式（Ａ）中、Ｌは、Ａｌ、Ｃｕ、Ｇａ、Ｇｅ、Ａｓ、Ｙ、Ｌａ、Ｓｍ、Ｙｂ、及びＰｔからなる群より選択される少なくとも一の元素を表し、０＜γ≦１である。

この磁気抵抗効果素子１ｒによれば、非磁性スペーサ層３６ｒは、式（Ａ）で表わされるＡｇ又はＡｇ含有金属を含み、Ａｇ又はＡｇ含有金属の格子定数は、元素のＬ及び／又はγの値を変更することによって調整することができる。この格子定数の調整によって、非磁性スペーサ層３６ｒと、第一の強磁性層３１ｒ及び／又は第二の強磁性層３２ｒとの間の格子不整合を減少させることができる。格子不整合の減少によって、第一の強磁性層３１ｒ及び／又は第二の強磁性層３２ｒと、非磁性スペーサ層３６ｒとの結晶性が向上するので、更に大きな磁気抵抗効果を発揮する。

以下、本発明の実施例および比較例により、さらに磁気抵抗効果素子について説明するが、本発明は下記例に制限されない。

表１は、後述のように作製した実施例１及び実施例２、並びに、比較例１及び比較例２に係る磁気抵抗効果素子におけるα、β、α＋β、（２＋α）／３の値、及び磁気抵抗比（ＭＲ比）（％）をまとめて示す表である。

磁気抵抗効果素子におけるＭＲ比は、測定された磁気抵抗の大きさから見積もった。ＭＲ比は、百分率で示され、下記の式（５）によって求めた。
ＭＲ比（％）＝（（Ｒ_ＡＰ−Ｒ_Ｐ）／Ｒ_Ｐ）×１００（％） …（５）
この式（５）において、Ｒ_ＡＰは、第一の強磁性層の磁化の向きと第二の強磁性層の磁化の向きとが反平行であるときの磁気抵抗効果素子の抵抗の大きさである。また、Ｒ_Ｐは、第一の強磁性層の磁化の向きと第二の強磁性層の磁化の向きとが平行であるときの磁気抵抗効果素子の抵抗の大きさである。

図６は、磁気抵抗効果素子のＭＲ比を評価可能な磁気抵抗デバイスを示す図である。磁気抵抗デバイス５０は、第１電極層５１と、当該第１電極層５１と共に磁気抵抗効果素子１を挟む第２電極層５２とを備える。磁気抵抗効果素子１は、磁気抵抗特性の測定に適する形状に微細加工されている。第１電極層５１が磁気抵抗効果素子１の基板１０上の下地層２０に接続され、第２電極層５２が磁気抵抗効果素子１のキャップ層４０に接続されている。磁気抵抗デバイスは、電源５３と電圧計５４とを更に備え、電源５３及び電圧計５４が、共に、第１電極層５１及び第２電極層５２に接続されている。電源５３によって磁気抵抗効果素子１に積層方向に電流を印加し、この際の磁気抵抗効果素子１への印加電圧を電圧計５４によってモニターすることができる。磁気抵抗効果素子１に積層方向に一定電流を流した状態で、外部から磁気抵抗効果素子１に磁場を掃引しながら磁気抵抗効果素子１への印加電圧を電圧計５４によってモニターすることにより、磁気抵抗効果素子１の抵抗変化を測定することができる。そして、この抵抗変化の測定結果から、磁気抵抗効果素子１のＭＲ比を算出することができる。

［実施例１］
図７の（ａ）部は、実施例１に係る磁気抵抗効果素子の断面を示す図である。実施例１では、以下のような手順によって磁気抵抗効果素子１ａを作製した。すなわち、初めに、ＭｇＯ基板６０ａ上に、下地層７０ａを形成した。具体的には、ＭｇＯ基板６０ａ上に、電子ビーム蒸着法によって、ＭｇＯバッファ層７１ａ（厚さ１０ｎｍ）を形成した。ＭｇＯバッファ層７１ａの形成時の温度は、６００℃とした。ＭｇＯバッファ層７１ａの形成後に、熱処理（温度６００℃）を行った。続いて、ＭｇＯバッファ層７１ａ上に、スパッタ法によって、ＣｏＦｅシード層７２ａ（厚さ１０ｎｍ）を形成した。ＣｏＦｅシード層７２ａの形成時の温度は、室温とした。ＣｏＦｅシード層７２ａを形成した後の熱処理は行わなかった。続いて、ＣｏＦｅシード層７２ａ上に、Ａｇバッファ層７３ａ（厚さ１００ｎｍ）を形成した。Ａｇバッファ層７３ａの形成時の温度は、室温とした。Ａｇバッファ層７３ａの形成後に、熱処理（温度３００℃）を行った。続いて、Ａｇバッファ層７３ａ上に、ＣｏＦｅバッファ層７４ａ（厚さ１０ｎｍ）を形成した。ＣｏＦｅバッファ層７４ａの形成時の温度は、室温とした。ＣｏＦｅバッファ層７４ａを形成した後の熱処理は行わなかった。

続いて、スパッタ法によって、下地層７０ａ上に、磁気抵抗層８０ａを形成した。具体的には、下地層７０ａのＣｏＦｅバッファ層７４ａ上に、第一の強磁性層８１ａ（厚さ１０ｎｍ）、及び非磁性スペーサ層８２ａとしてのＡｇ層（厚さ５ｎｍ）をこの順に形成した。これら２層の形成時の温度は、室温とした。これら２層を形成した後の熱処理は行わなかった。続いて、非磁性スペーサ層８２ａ上に、第二の強磁性層８３ａ（厚さ３ｎｍ）を形成した。第二の強磁性層８３ａの形成時の温度は、室温とした。第二の強磁性層８３ａの形成後に、熱処理（温度５５０℃）を行った。第一の強磁性層８１ａ及び第二の強磁性層８３ａは、共に、Ｃｏ_２Ｍｎ_αＳｉ_β層とし、α及びβの値は、表１に示す通りとした。

続いて、電子ビーム蒸着法によって、磁気抵抗層８０ａ上に、キャップ層９０ａを形成した。具体的には、磁気抵抗層８０ａの第二の強磁性層８３ａ上に、キャップ層９０ａとしてのＲｕ層（厚さ５ｎｍ）を形成した。キャップ層９０ａの形成時の温度は、室温とした。キャップ層９０ａを形成した後の熱処理は行わなかった。

［実施例２］
実施例２では、実施例１と同様の作製及び見積もり手順によって、磁気抵抗効果素子の作製及びＭＲ比の見積もりを行った。実施例２における第一の強磁性層及び第二の強磁性層は、共に、Ｃｏ_２Ｍｎ_αＳｉ_β層とし、α及びβの値は、表１に示す通りとした。

［比較例１、２］
比較例１及び比較例２では、実施例１と同様の作製及び見積もり手順によって、磁気抵抗効果素子の作製及びＭＲ比の見積もりを行った。比較例１及び２における第一の強磁性層及び第二の強磁性層は、共に、Ｃｏ_２Ｍｎ_αＳｉ_β層とし、α及びβの値は、表１に示す通りとした。

表１に示されるように、実施例１及び実施例２に係る磁気抵抗効果素子は、比較例１及び比較例２に係る磁気抵抗効果素子より大きなＭＲ比を有している。また、実施例１に係る磁気抵抗効果素子は、実施例２に係る磁気抵抗効果素子より大きなＭＲ比を有している。実施例１及び実施例２は、２／３＜α＋β＜２を満たしており、また、β＜（２＋α）／３を満たしている。実施例１は、β＞αを更に満たしている。

表２は、後述のように作製した実施例３及び実施例４、並びに、比較例３に係る磁気抵抗効果素子におけるα、β、α＋β、（２＋α）／３の値、及びＭＲ比（％）をまとめて示す表である。

［実施例３］
図７の（ｂ）部は、実施例３に係る磁気抵抗効果素子の断面を示す図である。実施例３では、以下のような手順によって磁気抵抗効果素子１ｂを作製した。すなわち、初めに、ＭｇＯ基板６０ｂ上に、下地層７０ｂを形成した。具体的には、ＭｇＯ基板６０ｂ上に、電子ビーム蒸着法によって、ＭｇＯバッファ層７１ｂ（厚さ１０ｎｍ）を形成した。ＭｇＯバッファ層７１ｂの形成時の温度は、４００℃とした。ＭｇＯバッファ層７１ｂを形成した後の熱処理は行わなかった。続いて、ＭｇＯバッファ層７１ｂ上に、スパッタ法によって、ＣｏＦｅバッファ層７２ｂ（厚さ３０ｎｍ）を形成した。ＣｏＦｅバッファ層７２ｂの形成時の温度は、室温とした。ＣｏＦｅバッファ層７２ｂの形成後に、熱処理（温度５００℃）を行った。

続いて、スパッタ法によって、下地層７０ｂ上に、磁気抵抗層８０ｂを形成した。具体的には、下地層７０ｂのＣｏＦｅバッファ層７２ｂ上に、第一の強磁性層８１ｂ（厚さ３ｎｍ）を形成した。第一の強磁性層８１ｂの形成時の温度は、室温とした。第一の強磁性層８１ｂの形成後に、熱処理（温度５００℃）を行った。続いて、第一の強磁性層８１ｂ上に、非磁性スペーサ層８２ｂとしてのＡｇ層（厚さ５ｎｍ）を形成した。非磁性スペーサ層８２ｂの形成時の温度は、室温とした。非磁性スペーサ層８２ｂを形成した後の熱処理は行わなかった。続いて、非磁性スペーサ層８２ｂ上に、第二の強磁性層８３ｂ（厚さ３ｎｍ）を形成した。第二の強磁性層８３ｂの形成時の温度は、室温とした。第二の強磁性層８３ｂの形成後に、熱処理（温度５００℃）を行った。続いて、スパッタ法によって、第二の強磁性層８３ｂ上に、ＣｏＦｅバッファ層８４ｂ（厚さ１．１ｎｍ）、反強磁性体層８５ｂとしてのＩｒＭｎ層（厚さ１０ｎｍ）をこの順に形成した。これら２層の形成時の温度は、室温とした。これら２層を形成した後の熱処理は行わなかった。第一の強磁性層８１ｂ及び第二の強磁性層８３ｂは、共に、Ｃｏ_２Ｍｎ_αＳｉ_β層とし、α及びβの値は、表２に示す通りとした。

続いて、スパッタ法によって、磁気抵抗層８０ｂ上に、キャップ層９０ｂを形成した。具体的には、磁気抵抗層８０ｂの反強磁性体層８５ｂ上に、キャップ層９０ｂとしてのＲｕ層（厚さ５ｎｍ）を形成した。キャップ層９０ｂの形成時の温度は、室温とした。キャップ層９０ｂを形成した後の熱処理は行わなかった。

実施例３では、磁気抵抗効果素子１ｂの形成後に、磁場中熱処理を行い、第二の強磁性層に対して一方向異方性を付与した。この磁場中熱処理における熱処理温度を３２５℃とし、印加磁場の強度を５ｋＯｅ（３９９ｋＡ／ｍ）とした。

［実施例４］
実施例４では、実施例３と同様の作製及び見積もり手順によって、磁気抵抗効果素子の作製及びＭＲ比の見積もりを行った。実施例４における第一の強磁性層及び第二の強磁性層は、共に、Ｃｏ_２Ｍｎ_αＳｉ_β層とし、α及びβの値は、表２に示す通りとした。

［比較例３］
比較例３では、実施例３と同様の作製及び見積もり手順によって、磁気抵抗効果素子の作製及びＭＲ比の見積もりを行った。比較例３における第一の強磁性層及び第二の強磁性層は、共に、Ｃｏ_２Ｍｎ_αＳｉ_β層とし、α及びβの値は、表２に示す通りとした。

表２に示されるように、実施例３及び実施例４に係る磁気抵抗効果素子は、比較例３に係る磁気抵抗効果素子より大きなＭＲ比を有している。また、実施例３に係る磁気抵抗効果素子は、実施例４に係る磁気抵抗効果素子より大きなＭＲ比を有している。実施例３及び実施例４は、２／３＜α＋β＜２を満たしており、また、β＜（２＋α）／３を満たしている。実施例３は、β＞αを更に満たしている。

［実施例５］
図７の（ｃ）部は、実施例５に係る磁気抵抗効果素子の断面を示す図である。実施例５では、以下のような手順によって磁気抵抗効果素子１ｃを作製した。すなわち、初めに、実施例１と同様の手順によって、ＭｇＯ基板６０ｃ上に、下地層７０ｃを形成した。続いて、スパッタ法によって、下地層７０ｃ上に、磁気抵抗層８０ｃを形成した。具体的には、下地層７０ｃのＣｏＦｅバッファ層７４ｃ上に、第三の強磁性層８１ｃ（厚さ１０ｎｍ）、第一の強磁性層８２ｃ（厚さ１．１ｎｍ）、非磁性スペーサ層８３ｃとしてのＡｇ層（厚さ５ｎｍ）、及び第二の強磁性層８４ｃ（厚さ１．１ｎｍ）をこの順に形成した。これら４層の形成時の温度は、室温とした。これら４層を形成した後の熱処理は行わなかった。続いて、第二の強磁性層８４ｃ上に、第四の強磁性層８５ｃ（厚さ３ｎｍ）を形成した。第四の強磁性層８５ｃの形成時の温度は、室温とした。第四の強磁性層８５ｃの形成後に、熱処理（温度５５０℃）を行った。第一の強磁性層８２ｃ及び第二の強磁性層８４ｃは、共に、Ｃｏ_２Ｍｎ_αＳｉ_β層とし、αの値は０．６８とし、βの値は０．８２とした。また、第三の強磁性層８１ｃ及び第四の強磁性層８５ｃは、共に、Ｃｏ_２Ｍｎ_δＳｉ_θ層とした。第三の強磁性層８１ｃ及び第四の強磁性層８５ｃにおいて、共に、δの値は１．４とし、θの値は０．８２とした。

続いて、電子ビーム蒸着法によって、磁気抵抗層８０ｃ上に、キャップ層９０ｃを形成した。具体的には、磁気抵抗層８０ｃの第四の強磁性層８５ｃ上に、キャップ層９０ｃとしてのＲｕ層（厚さ５ｎｍ）を形成した。キャップ層９０ｃの形成時の温度は、室温とした。キャップ層９０ｃを形成した後の熱処理は行わなかった。

［実施例６］
図８は、実施例６に係る磁気抵抗効果素子の断面を示す図である。実施例６では、以下のような手順によって磁気抵抗効果素子１ｄを作製した。すなわち、初めに、ＭｇＯ基板６０ｄ上に、下地層７０ｄを形成した。具体的には、ＭｇＯ基板６０ｄ上に、電子ビーム蒸着法によって、ＭｇＯバッファ層７１ｄ（厚さ１０ｎｍ）を形成した。ＭｇＯバッファ層７１ｄの形成時の温度は、６００℃とした。ＭｇＯバッファ層７１ｄの形成後に、熱処理（温度６００℃）を行った。続いて、ＭｇＯバッファ層７１ｄ上に、スパッタ法によって、ＣｏＦｅシード層７２ｄ（厚さ１０ｎｍ）を形成した。ＣｏＦｅシード層７２ｄの形成時の温度は、室温とした。ＣｏＦｅシード層７２ｄを形成した後の熱処理は行わなかった。続いて、ＣｏＦｅシード層７２ｄ上に、Ａｇバッファ層７３ｄ（厚さ１００ｎｍ）を形成した。Ａｇバッファ層７３ｄの形成時の温度は、室温とした。Ａｇバッファ層７３ｄの形成後に、熱処理（温度３００℃）を行った。続いて、Ａｇバッファ層７３ｄ上に、ＣｏＦｅバッファ層７４ｄ（厚さ１０ｎｍ）を形成した。ＣｏＦｅバッファ層７４ｄの形成時の温度は、室温とした。ＣｏＦｅバッファ層７４ｄを形成した後の熱処理は行わなかった。

続いて、スパッタ法によって、下地層７０ｄ上に、磁気抵抗層８０ｄを形成した。具体的には、下地層７０ｄのＣｏＦｅバッファ層７４ｄ上に、第一の強磁性層８１ｄ（厚さ１０ｎｍ）、及び非磁性スペーサ層８２ｄとしてのＡｇ層（厚さ５ｎｍ）をこの順に形成した。第一の強磁性層８１ｄは、ＣｏＭｎＳｉ合金ターゲットと、Ｆｅターゲットとの同時スパッタ法によって形成した。第一の強磁性層８１ｄ及び非磁性スペーサ層８２ｄの２層の形成時の温度は、室温とし、これら２層を形成した後の熱処理は行わなかった。続いて、非磁性スペーサ層８２ｄ上に、第二の強磁性層８３ｄ（厚さ３ｎｍ）を形成した。第二の強磁性層８３ｄは、ＣｏＭｎＳｉ合金ターゲットと、Ｆｅターゲットとの同時スパッタ法によって形成した。第一の強磁性層８１ｄ及び第二の強磁性層８３ｄにおけるＦｅの組成比率は、成膜時のスパッタ出力によって制御した。第二の強磁性層８３ｄの形成時の温度は、室温とした。第二の強磁性層８３ｄの形成後に、熱処理（温度５５０℃）を行った。第一の強磁性層８１ｄ及び第二の強磁性層８３ｄは、共に、Ｃｏ_２（Ｍｎ_εＦｅ_η）_αＳｉ_β層とし、ε、η、α及びβの値は、表３に示す通りとした。

続いて、電子ビーム蒸着法によって、磁気抵抗層８０ｄ上に、キャップ層９０ｄを形成した。具体的には、磁気抵抗層８０ｄの第二の強磁性層８３ｄ上に、キャップ層９０ｄとしてのＲｕ層（厚さ５ｎｍ）を形成した。キャップ層９０ｄの形成時の温度は、室温とした。キャップ層９０ｄを形成した後の熱処理は行わなかった。

［比較例４〜６］
比較例４〜比較例６では、実施例６と同様の作製及び見積もり手順によって、磁気抵抗効果素子の作製及びＭＲ比の見積もりを行った。比較例４〜比較例６における第一の強磁性層及び第二の強磁性層は、共に、Ｃｏ_２（Ｍｎ_εＦｅ_η）_αＳｉ_β層とし、ε、η、α及びβの値は、表３に示す通りとした。

表３に示されるように、実施例６に係る磁気抵抗効果素子は、比較例４〜比較例６に係る磁気抵抗効果素子より大きなＭＲ比を有している。実施例６は、２／３＜α＋β＜２を満たしており、また、β＜（２＋α）／３を満たしている。

［実施例７］
実施例７では、第二の強磁性層８３ｄの形成後に、熱処理を温度５７５℃において行った他は、実施例６と同様の作製及び見積もり手順によって、磁気抵抗効果素子の作製及びＭＲ比の見積もりを行った。実施例７における第一の強磁性層及び第二の強磁性層は、共に、実施例６と同じＣｏ_２（Ｍｎ_εＦｅ_η）_αＳｉ_β層とした。第一の強磁性層及び第二の強磁性層におけるε、η、α及びβの値は、共に、表４に示す通りとした。

［比較例７］
比較例７では、実施例７と同様の作製及び見積もり手順によって、磁気抵抗効果素子の作製及びＭＲ比の見積もりを行った。第一の強磁性層及び第二の強磁性層におけるε、η、α及びβの値は、共に、表４に示す通りとした。

表４に示されるように、実施例７に係る磁気抵抗効果素子は、比較例７に係る磁気抵抗効果素子より大きなＭＲ比を有している。実施例７は、２／３＜α＋β＜２を満たしており、また、β＜（２＋α）／３を満たしている。

表３及び表４に示されるように、第二の強磁性層８３ｄの形成後に行う熱処理の温度が、実施例６の５５０℃から実施例７の５７５℃に変更されても、実施例７のＭＲ比は、実施例６のＭＲ比と共に２０％を超えている。

以上、実施形態、変形例及び実施例によって本発明を説明してきたが、本発明はこれらの実施形態、変形例及び実施例に限定されず、様々な変形態様が可能である。例えば、上記実施形態の磁気抵抗効果素子１は、ＣＰＰ構造ではなく、積層面方向に沿って検出用電流が流されるＣＩＰ（Current In Plane）構造を有することができる。

本実施形態によれば、磁気抵抗層の強磁性層としてＭｎを含むホイスラー合金を用いた磁気抵抗効果素子であって、磁気抵抗効果が大きな磁気抵抗効果素子が提供される。

１、１ｐ、１ｑ、１ｒ…磁気抵抗効果素子、１０、１０ｐ、１０ｑ、１０ｒ…基板、２０、２０ｐ、２０ｑ、２０ｒ…下地層、３０、３０ｐ、３０ｑ、３０ｒ…磁気抵抗層、３１、３１ｐ、３１ｑ、３１ｒ…第一の強磁性層、３２、３２ｐ、３２ｑ、３２ｒ…第二の強磁性層、３３ｐ、３３ｒ…第三の強磁性層、３４ｐ、３４ｒ…第四の強磁性層、３６、３６ｐ、３６ｑ、３６ｒ…非磁性スペーサ層。

Claims (11)

1. 磁化自由層として機能する第一の強磁性層と、
   磁化固定層として機能する第二の強磁性層と、
   前記第一の強磁性層と前記第二の強磁性層との間に設けられた非磁性スペーサ層と、
   を備え、
   前記第一の強磁性層及び前記第二の強磁性層の少なくとも一つは、式（１）で表されるホイスラー合金を含む、磁気抵抗効果素子。
   Ｘ_２Ｍｎ_αＺ_β …（１）
   ［式中、Ｘは、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｆｅ、Ｒｕ、及びＲｈからなる群より選択される少なくとも一の元素を表し、Ｚは、Ｓｉ、Ａｌ、Ｇａ、Ｇｅ、Ｓｂ、及びＳｎからなる群より選択される少なくとも一の元素を表し、２／３＜α＋β＜２である。］
2. 前記式（１）において、β＜（２＋α）／３である、請求項１に記載の磁気抵抗効果素子。
3. 前記式（１）において、β＞αである、請求項１又は２に記載の磁気抵抗効果素子。
4. 前記式（１）において、ＺはＳｉである、請求項１〜３のいずれか一項に記載の磁気抵抗効果素子。
5. 前記第一の強磁性層と共に磁化自由層として機能する第三の強磁性層及び前記第二の強磁性層と共に磁化固定層として機能する第四の強磁性層の少なくとも一つを更に備え、
   前記第三の強磁性層及び前記第四の強磁性層は、式（２）で表される前記ホイスラー合金を含み、
   前記第一の強磁性層は、前記第三の強磁性層と前記非磁性スペーサ層との間に設けられ、
   前記第二の強磁性層は、前記第四の強磁性層と前記非磁性スペーサ層との間に設けられる、請求項１〜４のいずれか一項に記載の磁気抵抗効果素子。
   Ｄ_２Ｍｎ_δＥ_θ …（２）
   ［式中、Ｄは、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｆｅ、Ｒｕ、及びＲｈからなる群より選択される少なくとも一の元素を表し、Ｅは、Ｓｉ、Ａｌ、Ｇａ、Ｇｅ、Ｓｂ、及びＳｎからなる群より選択される少なくとも一の元素を表し、２＜δ＋θ＜２．６である。］
6. 磁化自由層として機能する第一の強磁性層と、
   磁化固定層として機能する第二の強磁性層と、
   前記第一の強磁性層と前記第二の強磁性層との間に設けられた非磁性スペーサ層と、
   を備え、
   前記第一の強磁性層及び前記第二の強磁性層の少なくとも一つは、式（３）で表されるホイスラー合金を含む、磁気抵抗効果素子。
   Ｘ_２（Ｍｎ_εＧ_η）_αＺ_β …（３）
   ［式中、Ｘは、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｆｅ、Ｒｕ、及びＲｈからなる群より選択される少なくとも一の元素を表し、Ｇは、Ｆｅ及びＣｒの少なくとも一の元素を表し、ＧがＦｅを含むとき、ＸはＦｅを含まず、Ｚは、Ｓｉ、Ａｌ、Ｇａ、Ｇｅ、Ｓｂ、及びＳｎからなる群より選択される少なくとも一の元素を表し、２／３＜α＋β＜２であり、０＜ε＜１及び０＜η＜１である。］
7. 前記式（３）において、β＜（２＋α）／３である、請求項６に記載の磁気抵抗効果素子。
8. 前記式（３）において、β＞αである、請求項６又は７に記載の磁気抵抗効果素子。
9. 前記式（３）において、ＺはＳｉである、請求項６〜８のいずれか一項に記載の磁気抵抗効果素子。
10. 前記第一の強磁性層と共に磁化自由層として機能する第三の強磁性層及び前記第二の強磁性層と共に磁化固定層として機能する第四の強磁性層の少なくとも一つを更に備え、
    前記第三の強磁性層及び前記第四の強磁性層は、式（４）で表される前記ホイスラー合金を含み、
    前記第一の強磁性層は、前記第三の強磁性層と前記非磁性スペーサ層との間に設けられ、
    前記第二の強磁性層は、前記第四の強磁性層と前記非磁性スペーサ層との間に設けられる、請求項６〜９のいずれか一項に記載の磁気抵抗効果素子。
    Ｄ_２（Ｍｎ_εＧ_η）_δＥ_θ …（４）
    ［式中、Ｄは、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｆｅ、Ｒｕ、及びＲｈからなる群より選択される少なくとも一の元素を表し、Ｇは、Ｆｅ及びＣｒの少なくとも一の元素を表し、ＧがＦｅを含むとき、ＤはＦｅを含まず、Ｅは、Ｓｉ、Ａｌ、Ｇａ、Ｇｅ、Ｓｂ、及びＳｎからなる群より選択される少なくとも一の元素を表し、２＜δ＋θ＜２．６であり、０＜ε＜１及び０＜η＜１である。］
11. 前記非磁性スペーサ層は、式（Ａ）で表わされるＡｇ又はＡｇ含有金属を含む、請求項１〜１０のいずれか一項に記載の磁気抵抗効果素子。
    Ａｇ_γＬ_１−γ …（Ａ）
    ［式中、Ｌは、Ａｌ、Ｃｕ、Ｇａ、Ｇｅ、Ａｓ、Ｙ、Ｌａ、Ｓｍ、Ｙｂ、及びＰｔからなる群より選択される少なくとも一の元素を表し、０＜γ≦１である。］

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