JP4061590B2 - Magnetic thin film, magnetoresistive effect element and magnetic device using the same - Google Patents

Magnetic thin film, magnetoresistive effect element and magnetic device using the same Download PDF

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本発明は、スピン分極率の大きい磁性薄膜及びそれを用いた磁気抵抗効果素子並びに磁気デバイスに関する。   The present invention relates to a magnetic thin film having a high spin polarizability, a magnetoresistive effect element using the same, and a magnetic device.

近年、強磁性層／非磁性金属層の多層膜からなる巨大磁気抵抗（ＧＭＲ）効果素子、及び強磁性層／絶縁体層／強磁性層からなるトンネル磁気抵抗効果素子や強磁性スピントンネル接合（ＭＴＪ）素子が、新しい磁界センサーや不揮発性ランダムアクセス磁気メモリ（ＭＲＡＭ）素子として注目されている。
巨大磁気抵抗効果素子には、膜面内に電流を流すタイプのＣＩＰ（Ｃｕｒｒｅｎｔ Ｉｎ Ｐｌａｎｅ）構造の巨大磁気抵抗効果素子と、膜面垂直方向に電流を流すタイプのＣＰＰ（Ｃｕｒｒｅｎｔ Ｐｅｒｐｅｎｄｉｃｕｌａｒ ｔｏ ｔｈｅ Ｐｌａｎｅ）構造の巨大磁気抵抗効果素子が知られている。巨大磁気抵抗効果素子の原理は磁性層と非磁性層の界面におけるスピン依存散乱にあり、一般に、ＣＰＰ構造の巨大磁気抵抗効果素子の方がＣＩＰ構造の巨大磁気抵抗効果素子よりもＧＭＲが大きい。 In recent years, giant magnetoresistive (GMR) effect elements composed of multilayer films of ferromagnetic layers / nonmagnetic metal layers, tunnel magnetoresistive elements composed of ferromagnetic layers / insulator layers / ferromagnetic layers, and ferromagnetic spin tunnel junctions ( (MTJ) elements are attracting attention as new magnetic field sensors and non-volatile random access magnetic memory (MRAM) elements.
The giant magnetoresistive element includes a giant magnetoresistive element having a CIP (Current In Plane) structure in which a current flows in the film surface and a current PP to which a current is passed in the direction perpendicular to the film surface (CPP). A giant magnetoresistive element having a structure is known. The principle of the giant magnetoresistive element is spin-dependent scattering at the interface between the magnetic layer and the nonmagnetic layer. In general, the giant magnetoresistive element having the CPP structure has a larger GMR than the giant magnetoresistive element having the CIP structure.

このような巨大磁気抵抗効果素子素子は、強磁性層の一方に反強磁性層を近接させて強磁性層のスピンを固定させるスピンバルブ型が用いられている。ＣＰＰ構造のスピンバルブ型巨大磁気抵抗効果素子の場合、反強磁性層の電気抵抗率が２００μΩ・ｃｍ程度とＧＭＲ膜に比べて2 桁程度大きいため、ＧＭＲ効果が薄められ、スピンバルブ型のＣＰＰ構造の巨大磁気抵抗効果素子の磁気抵抗の値は１％以下と小さい。そのため、ＣＩＰ構造の巨大磁気抵抗効果素子はすでにハードデイスクの再生ヘッドに実用化されているものの、ＣＰＰ構造の巨大磁気抵抗効果素子はまだ実用にいたっていない。   Such a giant magnetoresistive element is of a spin valve type in which an antiferromagnetic layer is brought close to one of the ferromagnetic layers to fix the spin of the ferromagnetic layer. In the case of a spin valve type giant magnetoresistive element having a CPP structure, the electrical resistance of the antiferromagnetic layer is about 200 μΩ · cm, which is about two orders of magnitude higher than that of the GMR film. The magnetoresistive value of the giant magnetoresistive element having the structure is as small as 1% or less. For this reason, a giant magnetoresistive element having a CIP structure has already been put to practical use in a hard disk reproducing head, but a giant magnetoresistive element having a CPP structure has not yet been put into practical use.

一方、トンネル磁気抵抗効果素子やＭＴＪでは、外部磁界によって２つの強磁性層の磁化を互いに平行あるいは反平行に制御することにより，膜面垂直方向のトンネル電流の大きさが互いに異なる、いわゆるトンネル磁気抵抗（ＴＭＲ）効果が室温で得られる（非特許文献１参照）。このＴＭＲは、用いる強磁性体と絶縁体との界面におけるスピン分極率Ｐに依存し、二つの強磁性体のスピン分極率をそれぞれＰ1 ，Ｐ2 とすると、一般に下記（１）式で与えられることが知られている。 On the other hand, in the tunnel magnetoresistive effect element and MTJ, so-called tunnel magnetism in which the magnitudes of the tunnel currents in the direction perpendicular to the film surface are different from each other by controlling the magnetizations of the two ferromagnetic layers in parallel or antiparallel to each other by an external magnetic field. A resistance (TMR) effect is obtained at room temperature (see Non-Patent Document 1). This TMR depends on the spin polarizability P at the interface between the ferromagnet and the insulator to be used. When the spin polarizabilities of the two ferromagnets are P 1 and P 2 , respectively, the TMR is generally given by the following equation (1). It is known that

ＴＭＲ＝２Ｐ1 Ｐ2 ／（１−Ｐ1 Ｐ2 ） （１）
ここで、強磁性体のスピン分極率Ｐは０＜Ｐ≦１の値をとる。 TMR = 2P 1 P 2 / (1-P 1 P 2 ) (1)
Here, the spin polarizability P of the ferromagnetic material takes a value of 0 <P ≦ 1.

現在、得られている室温における最大のＴＭＲはＰ〜０．５のＣｏＦｅ合金を用いた場合の約５０パーセントである。   Currently, the maximum TMR obtained at room temperature is about 50 percent when using a P-0.5 CoFe alloy.

ＴＭＲ素子は現在、ハードデイスク用磁気ヘッド及び不揮発性ランダムアクセス磁気メモリ（ＭＲＡＭ）への応用が期待されている。ＭＲＡＭでは、ＭＴＪ素子をマトリックス状に配置し、別に設けた配線に電流を流して磁界を印加することで、各ＭＴＪ素子を構成する二つの磁性層を互いに平行、反平行に制御することにより、“１”，“０”を記録させる。読み出しは、ＴＭＲ効果を利用して行う。しかし、ＭＲＡＭでは高密度化のために素子サイズを小さくすると、素子のバラツキに伴うノイズが増大し、ＴＭＲの値が現状では不足するという問題がある。したがって、より大きなＴＭＲを示す素子の開発が必要である。   TMR elements are currently expected to be applied to hard disk magnetic heads and non-volatile random access magnetic memories (MRAM). In the MRAM, the MTJ elements are arranged in a matrix, and a current is applied to a separately provided wiring to apply a magnetic field, thereby controlling the two magnetic layers constituting each MTJ element in parallel and antiparallel to each other. Record “1” and “0”. Reading is performed using the TMR effect. However, in the MRAM, when the element size is reduced for high density, there is a problem that noise due to element variation increases and the TMR value is insufficient at present. Therefore, it is necessary to develop an element exhibiting a larger TMR.

上記（１）式からわかるように、Ｐ＝１の磁性体を用いると無限に大きなＴＭＲが期待される。Ｐ＝１の磁性体はハーフメタルと呼ばれる。
これまで、バンド構造計算によって、Ｆｅ3 Ｏ4 ，ＣｒＯ2 ，（Ｌａ−Ｓｒ）ＭｎＯ3 ，Ｔｈ2 ＭｎＯ7 ，Ｓｒ2 ＦｅＭｏＯ6 などの酸化物、ＮｉＭｎＳｂなどのハーフホイスラー合金、及びＣｏ2 ＭｎＧｅ，Ｃｏ2 ＭｎＳｉ，Ｃｏ2 ＣｒＡｌなどのＬ２1 構造をもつフルホイスラー合金などがハーフメタルとして知られている。例えば、Ｃｏ2 ＭｎＧｅなどの従来のＬ２1 構造を有するフルホイスラー合金は基板を２００℃程度に加熱し、さらに、その膜厚を通常２５ｎｍ以上にして作製できることが報告されている（非特許文献２参照）。 As can be seen from the above equation (1), an infinitely large TMR is expected when a magnetic material of P = 1 is used. A magnetic material of P = 1 is called a half metal.
Up to now, by band structure calculation, oxides such as Fe 3 O 4 , CrO 2 , (La—Sr) MnO 3 , Th 2 MnO 7 , Sr 2 FeMoO 6 , half-Heusler alloys such as NiMnSb, and Co 2 MnGe, A full Heusler alloy having an L2 1 structure such as Co 2 MnSi and Co 2 CrAl is known as a half metal. For example, it has been reported that a full-Heusler alloy having a conventional L2 1 structure such as Co 2 MnGe can be manufactured by heating the substrate to about 200 ° C. and further having a film thickness of usually 25 nm or more (Non-patent Document 2). reference).

最近、ハーメタルのＣｏ2 ＣｒＡｌの構成元素であるＣｒの一部をＦｅで置換したＣｏ2 Ｆｅ0.4 Ｃｒ0.6 Ａｌも、バンド構造の理論計算によれば、Ｌ２1 型のハーフメタルであることが報告された（非特許文献３参照）。しかし、その薄膜及びトンネル接合は作製されていない。したがって、従来のＬ２1 型化合物と同様に、この薄膜がハーフメタル特性や大きなＴＭＲ特性を示すか否かは、実験的には全くわかっていない。 Recently, Co 2 Fe 0.4 Cr 0.6 Al in which a part of Cr, which is a constituent element of Hermetal's Co 2 CrAl, is replaced with Fe is also reported to be an L2 1 type half metal according to the theoretical calculation of the band structure. (See Non-Patent Document 3). However, the thin film and the tunnel junction are not produced. Therefore, as in the conventional L2 1 type compounds, whether this film exhibits a half-metal characteristics and large TMR characteristics, nothing is known experimentally.

T. Miyazaki and N. Tezuka, "Spin polarized tunneling in ferromagnet/insulator/ferromagnet junctions", 1995, J. Magn. Magn. Mater, L39, p.1231T. Miyazaki and N. Tezuka, "Spin polarized tunneling in ferromagnet / insulator / ferromagnet junctions", 1995, J. Magn. Magn. Mater, L39, p.1231 T. Ambrose, J. J. Crebs and G. A. Prinz, "Magnetic properties of single crystal C2MnGe Heusler alloy films" , 2000, Appl. Phys. Lett.,Vol.87, ｐ．5463T. Ambrose, J. J. Crebs and G. A. Prinz, "Magnetic properties of single crystal C2MnGe Heusler alloy films", 2000, Appl. Phys. Lett., Vol. 87, p. 5463 T. Block, C. Felser, and J. Windeln, "Spin Polarized Tunneling at Room Temperature in a Heusler Compound-a non-oxide Materials with a Large Negative Magnetoresistance Effect in Low Magnetic Fields", April 28, 2002, Intermag Digest, EE01T. Block, C. Felser, and J. Windeln, "Spin Polarized Tunneling at Room Temperature in a Heusler Compound-a non-oxide Materials with a Large Negative Magnetoresistance Effect in Low Magnetic Fields", April 28, 2002, Intermag Digest, EE01

従来のハードデイスクの再生ヘッドに実用化されているＣＩＰ構造の巨大磁気抵抗効果素子においては、高記録密度に向け微細化が進められているが、素子の微細化に伴い信号電圧の不足が予測されており、ＣＩＰ構造の巨大磁気抵抗効果素子の代わりにＣＰＰ構造の巨大磁気抵抗効果素子の高性能化が要求されているが、未だ実現されていない。   In a giant magnetoresistive element having a CIP structure, which has been put to practical use in a conventional hard disk reproducing head, miniaturization is progressing toward a high recording density, but a shortage of signal voltage is predicted as the element is miniaturized. However, high performance of the giant magnetoresistive element having the CPP structure is required instead of the giant magnetoresistive element having the CIP structure, but it has not been realized yet.

上記のハーフメタルのＣｏ2 ＣｒＡｌを除き、ハーフメタル薄膜が作製されているが、基板を３００℃以上に加熱するか、または室温で成膜後３００℃以上の温度で熱処理することが必要である。しかし、これまでに作製された薄膜がハーフメタルであったという報告はない。そして、これらのハーフメタルを用いたトンネル接合素子の作製も一部試みられているが、いずれも室温のＴＭＲは期待に反して小さく、Ｆｅ3 Ｏ4 を用いた場合の精々１０数％が最大であった。
このように、従来のハーフメタル薄膜はその構造を得るために基板加熱や熱処理を必要としており、それによって表面のラフネスが増大したり、または酸化したりすることも大きなＴＭＲが得られない原因の一つと考えられている。
一方、薄膜ではバルク材料と異なり、表面においてはハーフメタル特性を示さない可能性があること、また、ハーフメタル特性は組成や原子配列の規則度に敏感であり、特にトンネル接合では、その界面においてハーフメタルの電子状態を得るのが困難であることも、大きなＴＭＲが得られない原因と推定される。
以上のことから、ハーフメタル薄膜の作製が実際には非常に困難で、各種の磁気抵抗効果素子に使用できる良好なハーフメタル薄膜が得られていないという課題がある。 A half-metal thin film is produced except for the above-mentioned half-metal Co 2 CrAl, but it is necessary to heat the substrate to 300 ° C. or higher, or to heat-treat at a temperature of 300 ° C. or higher after film formation at room temperature. . However, there is no report that the thin film produced so far was a half metal. Although some attempts have been made to produce tunnel junction elements using these half metals, the TMR at room temperature is small against expectations, and at most 10% of the total when Fe 3 O 4 is used is the maximum. Met.
As described above, the conventional half-metal thin film requires substrate heating and heat treatment in order to obtain the structure, and the surface roughness increases or oxidizes, which may cause a large TMR not being obtained. It is considered one.
On the other hand, unlike bulk materials, thin films may not show half-metal characteristics on the surface, and half-metal characteristics are sensitive to the composition and the degree of order of atomic arrangement. The difficulty in obtaining a half-metal electronic state is also presumed to be a reason why a large TMR cannot be obtained.
From the above, the production of a half-metal thin film is actually very difficult, and there is a problem that a good half-metal thin film that can be used for various magnetoresistive elements has not been obtained.

バンド構造の理論計算でハーフメタルであることが予測されている、Ｃｏ2 ＣｒＡｌやＣｏ2 Ｆｅ0.4 Ｃｒ0.6 Ａｌ薄膜及びこの薄膜を用いたトンネル接合は、作製されていないという課題がある。
一般に磁性薄膜材料においては、薄膜とバルク材料では特に表面で電子状態が異なる。このため、バルク材料においてはハーフメタルであっても、薄膜においてハーフメタルになるという保証はない。ましてや、バンド構造の理論計算でハーフメタルであることが示されても、実際に薄膜でハーフメタルが得られる保証はない。それは、これまで理論的に示された上記の種々のハーフメタルが実験的に得られていないことが物語っている。
したがって、従来のフルホイスラー合金であるＬ２1 型化合物と同様に、Ｃｏ2 ＣｒＡｌおよびＣｏ2 Ｆｅ0.4 Ｃｒ0.6 Ａｌ薄膜が実験的にハーフメタル特性や大きなＴＭＲ特性を示すか否かは全くわかっていない。 There is a problem that Co 2 CrAl and Co 2 Fe 0.4 Cr 0.6 Al thin films and tunnel junctions using this thin film, which are predicted to be half-metals by the theoretical calculation of the band structure, have not been produced.
In general, in a magnetic thin film material, an electronic state is different on the surface particularly in a thin film and a bulk material. For this reason, even if it is a half metal in a bulk material, there is no guarantee that it will become a half metal in a thin film. Even if the theoretical calculation of the band structure shows that it is a half metal, there is no guarantee that the half metal can actually be obtained with a thin film. It tells us that the above-mentioned various half-metals theoretically shown so far have not been experimentally obtained.
Therefore, it is completely unknown whether the Co 2 CrAl and Co 2 Fe 0.4 Cr 0.6 Al thin films experimentally show half-metal characteristics or large TMR characteristics as in the case of the L2 1 type compound which is a conventional full Heusler alloy. .

従来、理論的にハーフメタルであることが指摘されている材料は上記のように数多くあるが、いずれも作製された薄膜は室温でハーフメタル特性を示していない。そのため、ハーフメタルであれば期待されるような、室温でのＣＰＰ構造の巨大磁気抵抗効果素子による大きなＧＭＲやＭＴＪ素子からの大きなＴＭＲは得られていないという課題がある。   Conventionally, there are many materials that have been theoretically pointed out to be half-metal as described above, but none of the thin films produced show half-metal properties at room temperature. Therefore, there is a problem that a large TMR from a large GMR or MTJ element by a giant magnetoresistive element having a CPP structure at room temperature, which is expected for a half metal, is not obtained.

本発明は、上記課題に鑑み、スピン分極率の大きい磁性薄膜及びそれを用いた磁気抵抗効果素子並びに磁気デバイスを提供することを目的としている。   In view of the above problems, an object of the present invention is to provide a magnetic thin film having a high spin polarizability, a magnetoresistive effect element using the same, and a magnetic device.

本発明者らは、Ｃｏ2 Ｆｅx Ｃｒ1-x Ａｌ（０≦ｘ≦１）薄膜を作製した結果、この膜は室温で強磁性であり、かつ、基板を加熱することなくＬ２1 ，Ｂ２，Ａ２構造の何れか一つの構造を作製できることを見出し、本発明を完成するに至った。 The present inventors have, Co 2 Fe x Cr 1- x Al (0 ≦ x ≦ 1) As a result of a thin film, this film is ferromagnetic at room temperature, and, L2 1, without heating the substrate B2 The present invention has been completed by finding that any one of the A2 structures can be produced.

上記目的を達成するため、本発明の磁性薄膜は、基板上に形成されるＣｏ2 Ｆｅx Ｃｒ1-x Ａｌ薄膜を備え、Ｃｏ2 Ｆｅx Ｃｒ1-x Ａｌ薄膜はＢ２またはＡ２構造の結晶構造の何れか一つの構造を有し、かつ、０≦ｘ≦１であることを特徴とする。
上記構成において、Ｃｏ2 Ｆｅx Ｃｒ1-x Ａｌ薄膜は基板を加熱することなく成膜され得る。上記基板は、熱酸化Ｓｉ，ガラス，ＭｇＯ単結晶，ＧａＡｓ単結晶，Ａｌ2 Ｏ3 単結晶の何れか一つであればよい。また、基板とＣｏ2 Ｆｅx Ｃｒ1-x Ａｌ薄膜の間にＡｌ，Ｃｕ，Ｃｒ，Ｆｅ，Ｎｂ，Ｎｉ，Ｔａ，ＮｉＦｅのうちの少なくとも一つから成るバッファー層が配設されていてもよい。 To achieve the above object, a magnetic thin film of the present invention includes a Co 2 Fe x Cr 1-x Al thin film formed on the substrate, the Co 2 Fe x Cr 1-x Al thin film B2 or A2 structure crystals It has any one of the structures, and 0 ≦ x ≦ 1.
In the above configuration, the Co 2 Fe x Cr 1-x Al thin film can be formed without heating the substrate. The substrate may be any one of thermally oxidized Si, glass, MgO single crystal, GaAs single crystal, and Al 2 O 3 single crystal. The substrate and Co 2 Fe x Cr 1-x Al Al during the thin film, Cu, Cr, Fe, Nb , Ni, Ta, the buffer layer made of at least one of NiFe, may be disposed .

この構成によれば、室温において、強磁性であり、スピン分極率の大きいＣｏ2 Ｆｅx Ｃｒ1-x Ａｌ（ここで、０≦ｘ≦１）磁性薄膜を得ることができる。 According to this configuration, a Co 2 Fe x Cr 1-x Al (where 0 ≦ x ≦ 1) magnetic thin film that is ferromagnetic and has a high spin polarizability at room temperature can be obtained.

また、本発明のトンネル磁気抵抗効果素子は、基板上に複数の強磁性層を有し、少なくとも一方の強磁性層が、Ｂ２またはＡ２構造の結晶構造を有するＣｏ2 Ｆｅx Ｃｒ1-x Ａｌ（ここで、０≦ｘ≦１）磁性薄膜で成ることを特徴とする。
前記強磁性層は、固定層とフリー層とで成り、フリー層はＢ２またはＡ２構造の結晶構造を有するＣｏ2 Ｆｅx Ｃｒ1-x Ａｌ（ここで、０≦ｘ≦１）磁性薄膜でなることが好ましい。また、Ｃｏ2 Ｆｅx Ｃｒ1-x Ａｌ薄膜は基板を加熱することによらずに成膜することができる。この場合、基板としては、熱酸化Ｓｉ，ガラス，ＭｇＯ単結晶，ＧａＡｓ単結晶，Ａｌ2 Ｏ3 単結晶の何れか一つであればよい。また、基板とＣｏ2 Ｆｅx Ｃｒ1-x Ａｌ薄膜の間にＡｌ，Ｃｕ，Ｃｒ，Ｆｅ，Ｎｂ，Ｎｉ，Ｔａ，ＮｉＦｅのうちの少なくとも一つから成るバッファー層が配設されていてもよい。 Further, the tunnel magnetoresistance effect element of the present invention includes a plurality of ferromagnetic layers on the substrate, at least one of the ferromagnetic layers, Co has the crystal structure of B2 or A2 structure 2 Fe x Cr 1-x Al (Here, 0 ≦ x ≦ 1) The magnetic thin film is used.
The ferromagnetic layer includes a fixed layer and a free layer, and the free layer is a Co 2 Fe x Cr 1-x Al (where 0 ≦ x ≦ 1) magnetic thin film having a B2 or A2 crystal structure. It is preferable. Further, the Co 2 Fe x Cr 1-x Al thin film can be formed without heating the substrate. In this case, the substrate may be any one of thermally oxidized Si, glass, MgO single crystal, GaAs single crystal, and Al 2 O 3 single crystal. The substrate and Co 2 Fe x Cr 1-x Al Al during the thin film, Cu, Cr, Fe, Nb , Ni, Ta, the buffer layer made of at least one of NiFe, may be disposed .

上記構成によれば、室温において、低外部磁界でＴＭＲの大きいトンネル磁気抵抗効果素子を得ることができる。   According to the above configuration, a tunnel magnetoresistive element having a large TMR and a low external magnetic field can be obtained at room temperature.

また、本発明の巨大磁気抵抗効果素子は、基板上に複数の強磁性層を有し、少なくとも一方の強磁性層が、Ｂ２またはＡ２構造の結晶構造を有するＣｏ2 Ｆｅx Ｃｒ1-x Ａｌ（ここで、０≦ｘ≦１）磁性薄膜で成り、膜面垂直方向に電流が流れる構造としたことを特徴とする。
前記強磁性層は、固定層とフリー層とで成り、フリー層はＢ２またはＡ２構造の結晶構造を有するＣｏ2 Ｆｅx Ｃｒ1-x Ａｌ（ここで、０≦ｘ≦１）磁性薄膜でなることが好ましい。上記Ｃｏ2 Ｆｅx Ｃｒ1-x Ａｌ薄膜は、基板を加熱することなしに成膜することができる。基板とＣｏ2 Ｆｅx Ｃｒ1-x Ａｌ薄膜の間にＡｌ，Ｃｕ，Ｃｒ，Ｆｅ，Ｎｂ，Ｎｉ，Ｔａ，ＮｉＦｅのうちの少なくとも一つから成るバッファー層を配設するようにしてもよい。基板としては、熱酸化Ｓｉ，ガラス，ＭｇＯ単結晶，ＧａＡｓ単結晶，Ａｌ2 Ｏ3 単結晶の何れか一つであればよい。 The giant magnetoresistive effect element of the present invention includes a plurality of ferromagnetic layers on the substrate, at least one of the ferromagnetic layers, Co has the crystal structure of B2 or A2 structure 2 Fe x Cr 1-x Al (Here, 0 ≦ x ≦ 1) It is characterized in that it is made of a magnetic thin film and a current flows in a direction perpendicular to the film surface.
The ferromagnetic layer includes a fixed layer and a free layer, and the free layer is a Co 2 Fe x Cr 1-x Al (where 0 ≦ x ≦ 1) magnetic thin film having a B2 or A2 crystal structure. It is preferable. The Co 2 Fe x Cr 1-x Al thin film can be formed without heating the substrate. Substrate and Co 2 Fe x Cr 1-x Al Al during the thin film, Cu, Cr, Fe, Nb , Ni, Ta, may be disposed a buffer layer consisting of at least one of NiFe. The substrate may be any one of thermally oxidized Si, glass, MgO single crystal, GaAs single crystal, and Al 2 O 3 single crystal.

上記構成によれば、室温において、低外部磁界でＧＭＲの大きい巨大磁気抵抗効果素子を得ることができる。   According to the above configuration, it is possible to obtain a giant magnetoresistance effect element having a large GMR with a low external magnetic field at room temperature.

また、本発明の磁気デバイスは、Ｂ２またはＡ２構造の結晶構造を有するＣｏ2 Ｆｅx Ｃｒ1-x Ａｌ（ここで、０≦ｘ≦１）磁性薄膜が基板上に形成されて成ることを特徴とする。この場合、フリー層が上記Ｃｏ2 Ｆｅx Ｃｒ1-x Ａｌ（ここで、０≦ｘ≦１）磁性薄膜から成るトンネル磁気抵抗効果素子または巨大磁気抵抗効果素子を用いればよい。
好ましくは、トンネル磁気抵抗効果素子または巨大磁気抵抗効果素子が基板を加熱することなく作製されている。
また、基板とＣｏ2 Ｆｅx Ｃｒ1-x Ａｌ（ここで、０≦ｘ≦１）薄膜との間にＡｌ，Ｃｕ，Ｃｒ，Ｆｅ，Ｎｂ，Ｎｉ，Ｔａ，ＮｉＦｅのうちの少なくとも一つから成るバッファー層が配設されたトンネル磁気抵抗効果素子または巨大磁気抵抗効果素子を用いることができる。前記基板が熱酸化Ｓｉ，ガラス，ＭｇＯ単結晶，ＧａＡｓ単結晶，Ａｌ2 Ｏ3 単結晶の何れか一つとしたトンネル磁気抵抗効果素子または巨大磁気抵抗効果素子を用いることができる。 The magnetic device according to the present invention is characterized in that a Co 2 Fe x Cr 1-x Al (where 0 ≦ x ≦ 1) magnetic thin film having a B2 or A2 crystal structure is formed on a substrate. And In this case, a tunnel magnetoresistive effect element or a giant magnetoresistive effect element may be used in which the free layer is made of the Co 2 Fe x Cr 1-x Al (where 0 ≦ x ≦ 1) magnetic thin film.
Preferably, the tunnel magnetoresistive effect element or the giant magnetoresistive effect element is manufactured without heating the substrate.
Further, (where, 0 ≦ x ≦ 1) substrate and Co 2 Fe x Cr 1-x Al Al between the thin film, Cu, Cr, Fe, Nb , Ni, Ta, from at least one of NiFe tunnel magnetoresistance effect element or a giant magnetoresistive effect element buffer layer is disposed composed can be used. A tunnel magnetoresistive element or a giant magnetoresistive element in which the substrate is any one of thermally oxidized Si, glass, MgO single crystal, GaAs single crystal, and Al 2 O 3 single crystal can be used.

上記構成によれば、室温において、低外部磁界でＴＭＲやＧＭＲの大きい磁気抵抗効果素子を用いた磁気デバイスを得ることができる。   According to the above configuration, a magnetic device using a magnetoresistive effect element having a large TMR and GMR with a low external magnetic field can be obtained at room temperature.

また、本発明の磁気ヘッド及び磁気記録装置は、Ｂ２またはＡ２構造の結晶構造を有するＣｏ2 Ｆｅx Ｃｒ1-x Ａｌ（ここで、０≦ｘ≦１）磁性薄膜が基板上に形成されて成ることを特徴とする。
上記構成において、好ましくは、フリー層が前記Ｃｏ2 Ｆｅx Ｃｒ1-x Ａｌ（ここで、０≦ｘ≦１）磁性薄膜であるトンネル磁気抵抗効果素子または巨大磁気抵抗効果素子を用いる。基板を加熱することなく作製されたトンネル磁気抵抗効果素子または巨大磁気抵抗効果素子を用いてもよい。
また、基板とＣｏ2 Ｆｅx Ｃｒ1-x Ａｌ（ここで、０≦ｘ≦１）薄膜との間にＡｌ，Ｃｕ，Ｃｒ，Ｆｅ，Ｎｂ，Ｎｉ，Ｔａ，ＮｉＦｅのうちの少なくとも一つから成るバッファー層が配設されたトンネル磁気抵抗効果素子または巨大磁気抵抗効果素子を用いてもよい。また、基板が、熱酸化Ｓｉ，ガラス，ＭｇＯ単結晶，ＧａＡｓ単結晶，Ａｌ2 Ｏ3 単結晶の何れか一つであるトンネル磁気抵抗効果素子または巨大磁気抵抗効果素子を用いることもできる。 In the magnetic head and magnetic recording apparatus of the present invention, a Co 2 Fe x Cr 1-x Al (where 0 ≦ x ≦ 1) magnetic thin film having a B2 or A2 crystal structure is formed on a substrate. It is characterized by comprising.
In the above configuration, a tunnel magnetoresistive effect element or a giant magnetoresistive effect element in which the free layer is preferably a Co 2 Fe x Cr 1-x Al (here, 0 ≦ x ≦ 1) magnetic thin film is preferably used. You may use the tunnel magnetoresistive effect element or giant magnetoresistive effect element produced, without heating a board | substrate.
Further, (where, 0 ≦ x ≦ 1) substrate and Co 2 Fe x Cr 1-x Al Al between the thin film, Cu, Cr, Fe, Nb , Ni, Ta, from at least one of NiFe tunnel magnetoresistance effect element or a giant magnetoresistive effect element buffer layer is disposed made may be used. Further, a tunnel magnetoresistive element or a giant magnetoresistive effect element whose substrate is any one of thermally oxidized Si, glass, MgO single crystal, GaAs single crystal, and Al 2 O 3 single crystal can also be used.

上記構成によれば、室温において、低外部磁界でＴＭＲやＧＭＲの大きい磁気抵抗効果素子を用いることで、大容量、かつ、高速な磁気ヘッド及び磁気記録装置を得ることができる。   According to the above configuration, a high-capacity and high-speed magnetic head and magnetic recording apparatus can be obtained by using a magnetoresistive effect element having a large TMR and GMR with a low external magnetic field at room temperature.

本発明によれば、Ｌ２1 ，Ｂ２，Ａ２構造の何れか一つの構造を有するＣｏ2 Ｆｅx Ｃｒ1-x Ａｌ（ここで、０≦ｘ≦１）を用いた磁性薄膜は、室温において、加熱せずに作製することができる。さらに、強磁性特性を示し、スピン分極率が大きい。 According to the present invention, a magnetic thin film using Co 2 Fe x Cr 1-x Al (where 0 ≦ x ≦ 1) having any one of L2 1 , B2 and A2 structures is formed at room temperature. It can be produced without heating. Furthermore, it exhibits ferromagnetic properties and has a high spin polarizability.

また、本発明のＬ２1 ，Ｂ２，Ａ２構造の何れか一つの構造を有するＣｏ2 Ｆｅx Ｃｒ1-x Ａｌ（ここで、０≦ｘ≦１）磁性薄膜を用いた巨大磁気抵抗効果素子によれば、室温において、低外部磁界で非常に大きなＧＭＲを得ることができる。また、トンネル磁気抵抗効果素子によっても、同様に、非常に大きなＴＭＲを得ることができる。 Also, L2 1, B2, Co having any one structure of A2 structure 2 Fe x Cr 1-x Al ( wherein, 0 ≦ x ≦ 1) giant magnetoresistance effect element using a magnetic thin film of the present invention Therefore, a very large GMR can be obtained with a low external magnetic field at room temperature. Similarly, a very large TMR can be obtained by a tunnel magnetoresistive element.

さらに、本発明のＬ２1 ，Ｂ２，Ａ２構造の何れか一つの構造を有するＣｏ2 Ｆｅx Ｃｒ1-x Ａｌ（ここで、０≦ｘ≦１）磁性薄膜を用いた各種の磁気抵抗効果素子を、超ギガビット大容量と高速の磁気ヘッドや不揮発性で高速動作するＭＲＡＭをはじめ種々の磁気装置へ応用することにより、新規な磁気装置が実現できる。この場合、飽和磁化が小さいためスピン注入による磁化反転磁場が小さくなり、低消費電力で磁化反転を実現できるほか、半導体への効率的なスピン注入が可能になり、スピンＦＥＴが開発される可能性があるなど、広くスピンエレクトロニクス分野を拓くキー材料として利用することができる。 Further, L2 1, B2, Co 2 Fe having any one structure of A2 structure x Cr 1-x Al (wherein, 0 ≦ x ≦ 1) various magnetoresistive element using a magnetic thin film of the present invention Can be applied to various magnetic devices such as an ultra-gigabit large-capacity and high-speed magnetic head and a non-volatile MRAM that operates at high speed, thereby realizing a novel magnetic device. In this case, the magnetization reversal magnetic field due to spin injection becomes small because the saturation magnetization is small, so that magnetization reversal can be realized with low power consumption, and efficient spin injection into the semiconductor becomes possible, and spin FETs may be developed. It can be used as a key material that opens up the spin electronics field.

以下、図面に示した実施形態に基づいて本発明を詳細に説明する。各図において同一又は対応する部材には同一符号を用いる。
始めに本発明の磁性薄膜の第１の実施形態を示す。
図１は、本発明に係る第１の実施形態による磁性薄膜の断面図である。図１に示すように、本発明の磁性薄膜１は、基板２上に、室温においてＣｏ2 Ｆｅx Ｃｒ1-x Ａｌ薄膜３を配設している。ここで、０≦ｘ≦１である。Ｃｏ2 Ｆｅx Ｃｒ1-x Ａｌ薄膜３は、室温で強磁性であり、電気抵抗率が１９０μΩ・ｃｍ程度であり、かつ、基板を加熱することなくＬ２1 ，Ｂ２，Ａ２構造の何れか一つの構造を有している。
さらに、上記Ｃｏ2 Ｆｅx Ｃｒ1-x Ａｌ薄膜３を配設した基板を加熱することで、スピン分極率の大きいＬ２1 構造のＣｏ2 Ｆｅx Ｃｒ1-x Ａｌ薄膜３が得られやすい。ここで、基板２上のＣｏ2 Ｆｅx Ｃｒ1-x Ａｌ薄膜３の膜厚は、１ｎｍ以上１μｍ以下であればよい。 Hereinafter, the present invention will be described in detail based on the embodiments shown in the drawings. In each figure, the same or corresponding members are denoted by the same reference numerals.
First, a first embodiment of the magnetic thin film of the present invention will be shown.
FIG. 1 is a cross-sectional view of a magnetic thin film according to a first embodiment of the present invention. As shown in FIG. 1, in the magnetic thin film 1 of the present invention, a Co 2 Fe x Cr 1-x Al thin film 3 is disposed on a substrate 2 at room temperature. Here, 0 ≦ x ≦ 1. Co 2 Fe x Cr 1-x Al thin film 3, a ferromagnetic at room temperature, the electrical resistivity is about 190μΩ · cm, and any one of L2 1, B2, A2 structure without heating the substrate Has one structure.
Further, by heating the substrate which is disposed the Co 2 Fe x Cr 1-x Al thin film 3, easily obtained Co 2 Fe x Cr 1-x Al thin film 3 of a large L2 1 structure of spin polarization. The thickness of the Co 2 Fe x Cr 1-x Al thin film 3 on the substrate 2, may be at 1nm or 1μm or less.

図２は、本発明に係る第１の実施形態による磁性薄膜の変形例の断面図である。図２に示すように、本発明の磁性薄膜５は、図１の磁性薄膜１の構造において、さらに、基板２とＣｏ2 Ｆｅx Ｃｒ1-x Ａｌ（ここで、０≦ｘ≦１）薄膜３との間にバッファー層４が挿入されている。バッファー層４を挿入することで、基板１上のＣｏ2 Ｆｅx Ｃｒ1-x Ａｌ（ここで、０≦ｘ≦１）薄膜３の結晶性をさらによくすることができる。 FIG. 2 is a cross-sectional view of a modification of the magnetic thin film according to the first embodiment of the present invention. As shown in FIG. 2, the magnetic thin film 5 of the present invention, in the structure of the magnetic thin film 1 in FIG. 1, Further, the substrate 2 and Co 2 Fe x Cr 1-x Al ( wherein, 0 ≦ x ≦ 1) thin film 3, a buffer layer 4 is inserted between them. By inserting the buffer layer 4, the crystallinity of the Co 2 Fe x Cr 1-x Al (where 0 ≦ x ≦ 1) thin film 3 on the substrate 1 can be further improved.

上記磁性薄膜１，５に用いる基板２は、熱酸化Ｓｉ、ガラスなどの多結晶、ＭｇＯ、Ａｌ2 Ｏ3 、ＧａＡｓなどの単結晶を用いることができる。また、バッファー層４としては、Ａｌ，Ｃｕ，Ｃｒ，Ｆｅ，Ｎｂ，Ｎｉ，Ｔａ，ＮｉＦｅなどを用いることができる。
上記Ｃｏ2 Ｆｅx Ｃｒ1-x Ａｌ（ここで、０≦ｘ≦１）薄膜３の膜厚は、１ｎｍ以上で１μｍ以下であればよい。この膜厚が１ｎｍ未満では実質的に後述するＬ２1 ，Ｂ２，Ａ２構造の何れか一つの構造を得るのが困難になり、そして、この膜厚が１μｍを超えるとスピンデバイスとしての応用が困難になり好ましくない。 The substrate 2 used for the magnetic thin films 1 and 5 may be a polycrystalline such as thermally oxidized Si or glass, or a single crystal such as MgO, Al 2 O 3 or GaAs. As the buffer layer 4, Al, Cu, Cr, Fe, Nb, Ni, Ta, NiFe, or the like can be used.
The Co 2 Fe x Cr 1-x Al ( wherein, 0 ≦ x ≦ 1) thickness of the thin film 3 may be any 1μm or less 1nm or more. If this film thickness is less than 1 nm, it will be difficult to obtain substantially any one of the L2 1 , B2 and A2 structures described later, and if this film thickness exceeds 1 μm, it will be difficult to apply as a spin device. It is not preferable.

次に、上記構成の第１の実施形態に用いる磁性薄膜の作用を説明する。
図３は、本発明の第１の実施形態の磁性薄膜に用いるＣｏ2 Ｆｅx Ｃｒ1-x Ａｌ（ここで、０≦ｘ≦１）の構造を模式的に説明する図である。図に示す構造は、ｂｃｃ（体心立方格子）の慣用的単位胞の８倍（格子定数で２倍）の構造を示している。
Ｃｏ2 Ｆｅx Ｃｒ1-x ＡｌのＬ２1 構造においては、図３のＩの位置にＦｅとＣｒが組成比としてＦｅx Ｃｒ1-x （ここで、０≦ｘ≦１）となるように配置され、IIの位置にＡｌ、III とIVの位置にＣｏが配置される。
また、Ｃｏ2 Ｆｅx Ｃｒ1-x ＡｌのＢ２構造においては、図３のＩの位置とIIの位置に、ＦｅとＣｒとＡｌが不規則に配列される構造となる。この際、ＦｅとＣｒの組成比は、Ｆｅx Ｃｒ1-x （ここで、０≦ｘ≦１）となるように配置される。
さらに、Ｃｏ2 Ｆｅx Ｃｒ1-x ＡｌのＡ２構造においては、Ｃｏ，Ｆｅ，ＣｒおよびＡｌが不規則に置換した構造となる。この際、ＦｅとＣｒの組成比は、Ｆｅx Ｃｒ1-x （ここで、０≦ｘ≦１）となるように配置される。 Next, the operation of the magnetic thin film used in the first embodiment having the above configuration will be described.
FIG. 3 is a diagram schematically illustrating the structure of Co 2 Fe x Cr 1-x Al (where 0 ≦ x ≦ 1) used in the magnetic thin film according to the first embodiment of the present invention. The structure shown in the figure shows a structure that is 8 times (2 times the lattice constant) of a conventional unit cell of bcc (body-centered cubic lattice).
Co in the L2 1 structure 2 Fe x Cr 1-x Al , ( where, 0 ≦ x ≦ 1) Fe x Cr 1-x As Fe and Cr composition ratio in the position of I in FIG. 3 so that Al is arranged at the position II, and Co is arranged at the positions III and IV.
In the B2 structure of Co 2 Fe x Cr 1-x Al, the position of the position and II in I in FIG. 3, a structure in which Fe and Cr and Al are irregularly arranged. At this time, the composition ratio of Fe and Cr is arranged so as to satisfy FexCr1 -x (where 0 ≦ x ≦ 1).
Furthermore, in the A2 structure of Co 2 Fe x Cr 1-x Al, Co, Fe, Cr, and Al are irregularly substituted. At this time, the composition ratio of Fe and Cr is arranged so as to satisfy FexCr1 -x (where 0 ≦ x ≦ 1).

次に、上記構成の第１の実施形態に用いる磁性薄膜１，５の磁気的性質を説明する。
上記構成のＣｏ2 Ｆｅx Ｃｒ1-x Ａｌ（ここで、０≦ｘ≦１）薄膜３は、室温で強磁性であり、かつ、基板を加熱することなくＬ２1 ，Ｂ２，Ａ２構造の何れか一つの構造のＣｏ2 Ｆｅx Ｃｒ1-x Ａｌ薄膜が得られる。
さらに、上記構成のＣｏ2 Ｆｅx Ｃｒ1-x Ａｌ薄膜３（ここで、０≦ｘ≦１）は膜厚が数ｎｍ程度の非常に薄い膜においてもＬ２1 ，Ｂ２，Ａ２構造の何れか一つの構造が得られる。
ここで、Ｃｏ2 Ｆｅx Ｃｒ1-x Ａｌ（ここで、０≦ｘ≦１）薄膜のＢ２構造は、従来得られていない特異な物質である。Ｂ２構造は、Ｌ２1 構造と類似しているが、異なるのはＬ２1 構造では、Ｃｒ（Ｆｅ）とＡｌ原子が規則的に配置しているのに対し、Ｂ２構造は、不規則に配列していることである。また、Ａ２構造は、Ｃｏ，Ｆｅ，ＣｒおよびＡｌが不規則に置換した構造となる。これらの違いはＸ線回折で測定することができる。
上記Ｃｏ2 Ｆｅx Ｃｒ1-x Ａｌ薄膜３の組成ｘにおいて、０≦ｘ≦０．８の範囲内では、特に、基板を加熱することなくＬ２1 ，Ｂ２の何れか一つの構造を得ることができる。また、０．８≦ｘ≦１．０では、Ａ２構造が得られる。
また、組成ｘにおいて、０≦ｘ≦１の範囲内で、加熱した基板上のＣｏ2 Ｆｅx Ｃｒ1-x Ａｌ薄膜の成膜や、基板を加熱することなく成膜した後の熱処理などにより、Ｌ２1 またはＢ２構造が得られる。 Next, the magnetic properties of the magnetic thin films 1 and 5 used in the first embodiment having the above-described configuration will be described.
(Where, 0 ≦ x ≦ 1) above configuration of Co 2 Fe x Cr 1-x Al thin film 3, a ferromagnetic at room temperature, and any L2 1, B2, A2 structure without heating the substrate A Co 2 Fe x Cr 1-x Al thin film having one structure can be obtained.
Furthermore, (where, 0 ≦ x ≦ 1) above configuration of Co 2 Fe x Cr 1-x Al thin film 3 either be L2 1, B2, A2 structure in a very thin film of about several nm film thickness One structure is obtained.
Here, the B2 structure of the Co 2 Fe x Cr 1-x Al (where 0 ≦ x ≦ 1) thin film is a unique substance that has not been obtained so far. The B2 structure is similar to the L2 1 structure, but the difference is that in the L2 1 structure, Cr (Fe) and Al atoms are regularly arranged, whereas the B2 structure is irregularly arranged. It is that. The A2 structure is a structure in which Co, Fe, Cr and Al are irregularly substituted. These differences can be measured by X-ray diffraction.
In the Co 2 Fe x Cr 1-x Al thin film 3 of composition x, 0 Within ≦ x ≦ 0.8, in particular, L2 1, to obtain any one of the structures of B2 without heating the substrate Can do. Further, when 0.8 ≦ x ≦ 1.0, the A2 structure is obtained.
Further, in the composition x, within the range of 0 ≦ x ≦ 1, it is possible to form a Co 2 Fe x Cr 1-x Al thin film on a heated substrate, or heat treatment after the film is formed without heating. , L2 1 or B2 structure is obtained.

上記構成の磁性薄膜１，５がハーフメタルであることを実験的に明らかにすることは難しいが、定性的にはトンネル接合を有するトンネル磁気抵抗効果素子を作製し、それが１００％を超えるような非常に大きなＴＭＲを示す場合にはハーフメタル的と考えることができる。
絶縁膜の片側に本発明のＣｏ2 Ｆｅx Ｃｒ1-x Ａｌ（０≦ｘ≦１）薄膜３を強磁性層として用い、絶縁膜の他方の強磁性層にスピン分極率が０．５のＣｏＦｅ合金を用いてトンネル磁気抵抗効果素子を作製した結果、１００％を超える大きなＴＭＲを得た。 Although it is difficult to experimentally clarify that the magnetic thin films 1 and 5 having the above-described structure are half metals, a tunnel magnetoresistive effect element having a tunnel junction is manufactured qualitatively so that it exceeds 100%. When a very large TMR is shown, it can be considered as a half metal.
Using Co 2 Fe x Cr 1-x Al (0 ≦ x ≦ 1) thin film 3 of the present invention as the ferromagnetic layer on one side of the insulating film, the spin polarizability of 0.5 to other ferromagnetic layers of the insulating film As a result of fabricating a tunnel magnetoresistive element using a CoFe alloy, a large TMR exceeding 100% was obtained.

これは（１）式から考えて、Ｃｏ2 Ｆｅx Ｃｒ1-x Ａｌ（０≦ｘ≦１）薄膜３が、Ｐ＝０．７以上のスピン分極率をもつことを示している。このような大きなＴＭＲを得ることができたのは、Ｃｏ2 Ｆｅx Ｃｒ1-x Ａｌ（０≦ｘ≦１）薄膜３が大きなスピン分極率を有していることのほかに、室温でＬ２1 ，Ｂ２，Ａ２構造の何れか一つの構造が得られるという発見にある。これにより、本発明の磁性薄膜１，５によれば、基板を加熱する必要がなく、Ｃｏ2 Ｆｅx Ｃｒ1-x Ａｌ（０≦ｘ≦１）薄膜３が１ｎｍ以上の厚みで強磁性特性を得ることができる。これは、表面が酸化したり表面粗さが増大したりすることがなく、トンネル接合の界面をクリーンでかつシャープに作製することができたことにより、大きなスピン分極率とトンネル磁気抵抗効果素子において大きなＴＭＲを得ることができるものと推察される。 This indicates that the Co 2 Fe x Cr 1-x Al (0 ≦ x ≦ 1) thin film 3 has a spin polarizability of P = 0.7 or more in view of the equation (1). Was able to obtain such large TMR, in addition to the Co 2 Fe x Cr 1-x Al (0 ≦ x ≦ 1) thin film 3 has a high spin polarizability, L2 at room temperature It is in the discovery that any one of the 1 , 1 and B2 structures can be obtained. Thus, according to the magnetic thin films 1 and 5 of the present invention, it is not necessary to heat the substrate, and the Co 2 Fe x Cr 1-x Al (0 ≦ x ≦ 1) thin film 3 has a ferromagnetic property with a thickness of 1 nm or more. Can be obtained. This is because the surface of the tunnel junction can be made clean and sharp without oxidizing the surface or increasing the surface roughness. It is assumed that a large TMR can be obtained.

次に、本発明の磁性薄膜を用いた磁気抵抗効果素子に係る第２の実施形態を示す。
図４は、本発明に係る第２の実施形態による磁性薄膜を用いた磁気抵抗効果素子の断面を示す図である。図４はトンネル磁気抵抗効果素子の場合を示している。この図に示すように、トンネル磁気抵抗効果素子１０は、例えば、基板２上にＣｏ2 Ｆｅx Ｃｒ1-x Ａｌ（０≦ｘ≦１）薄膜３が配設され、トンネル層となる絶縁層１１，強磁性層１２，反強磁性層１３が順次積層された構造を有している。 Next, a second embodiment relating to a magnetoresistive effect element using the magnetic thin film of the present invention will be described.
FIG. 4 is a diagram showing a cross section of a magnetoresistive element using a magnetic thin film according to the second embodiment of the present invention. FIG. 4 shows the case of a tunnel magnetoresistive element. As shown in this figure, a tunnel magnetoresistive effect element 10 includes, for example, a Co 2 Fe x Cr 1-x Al (0 ≦ x ≦ 1) thin film 3 disposed on a substrate 2 and an insulating layer serving as a tunnel layer. 11, a ferromagnetic layer 12 and an antiferromagnetic layer 13 are sequentially stacked.

ここで、反強磁性層１３は、強磁性層１２のスピンを固着させる、所謂、スピンバブル型の構造のために用いている。この構造においては、Ｃｏ2 Ｆｅx Ｃｒ1-x Ａｌ（０≦ｘ≦１）薄膜３をフリー層、強磁性層１２をピン層と呼ぶ。また、強磁性層１２は、単層構造と複数の層構造のいずれでもよい。
絶縁層１３にはＡｌ2 Ｏ3 やＡｌの酸化物であるＡｌＯx を、強磁性層１４にはＣｏＦｅ，ＮｉＦｅ、あるいは、ＣｏＦｅとＮｉＦｅとの複合膜などを、反強磁性層１３にはＩｒＭｎなどを用いることができる。
さらに、本発明のトンネル磁気抵抗効果素子１０の反強磁性層１３の上には、さらに保護膜となる非磁性の電極層１４を堆積させることが好ましい。 Here, the antiferromagnetic layer 13 is used for a so-called spin bubble type structure that fixes the spin of the ferromagnetic layer 12. In this structure, Co 2 Fe x Cr 1- x Al (0 ≦ x ≦ 1) thin film 3 free layer, referred to as the ferromagnetic layer 12 pinned layer. The ferromagnetic layer 12 may have either a single layer structure or a plurality of layer structures.
The insulating layer 13 is made of Al 2 O 3 or AlO x which is an oxide of Al, the ferromagnetic layer 14 is made of CoFe, NiFe, a composite film of CoFe and NiFe, or the like, and the antiferromagnetic layer 13 is made of IrMn. Etc. can be used.
Furthermore, it is preferable to deposit a nonmagnetic electrode layer 14 serving as a protective film on the antiferromagnetic layer 13 of the tunnel magnetoresistive element 10 of the present invention.

図５は、本発明に係る第２の実施形態による磁性薄膜を用いた磁気抵抗効果素子の変形例の断面を示す図である。本発明の磁性薄膜を用いた磁気抵抗効果素子であるトンネル磁気抵抗効果素子１５は、基板２上にバッファー層４とＣｏ2 Ｆｅx Ｃｒ1-x Ａｌ（０≦ｘ≦１）薄膜３が配設され、トンネル層となる絶縁層１１と、磁性薄膜１２と、反強磁性層１３と、保護膜となる非磁性の電極層１４が順次積層された構造を有している。図５が図４の構造と異なるのは、図４の構造に、さらに、バッファー層４が配設された点である。他の構造は図４と同じである。 FIG. 5 is a view showing a cross section of a modification of the magnetoresistive effect element using the magnetic thin film according to the second embodiment of the present invention. A tunnel magnetoresistive effect element 15 which is a magnetoresistive effect element using a magnetic thin film of the present invention is provided with a buffer layer 4 and a Co 2 Fe x Cr 1-x Al (0 ≦ x ≦ 1) thin film 3 on a substrate 2. An insulating layer 11 serving as a tunnel layer, a magnetic thin film 12, an antiferromagnetic layer 13, and a nonmagnetic electrode layer 14 serving as a protective film are sequentially stacked. 5 differs from the structure of FIG. 4 in that a buffer layer 4 is further provided in the structure of FIG. The other structure is the same as FIG.

図６は、本発明に係る第２の実施形態による磁性薄膜を用いた磁気抵抗効果素子の変形例の断面を示す図である。本発明の磁性薄膜を用いた磁気抵抗効果素子であるトンネル磁気抵抗効果素子２０は、基板２上にバッファー層４とＣｏ2 Ｆｅx Ｃｒ1-x Ａｌ（０≦ｘ≦１）薄膜３が配設され、トンネル層となる絶縁層１１と、Ｃｏ2 Ｆｅx Ｃｒ1-x Ａｌ（０≦ｘ≦１）薄膜１６と、反強磁性層１３と、保護膜となる非磁性の電極層１４が順次積層された構造を有している。図６が図５の構造と異なるのは、図４のピン層となる強磁性層１２も、本発明の磁性薄膜であるＣｏ2 Ｆｅx Ｃｒ1-x Ａｌ（０≦ｘ≦１）薄膜１６を用いた点である。他の構造は図５と同じである。
トンネル磁気抵抗効果素子１０，１５，２０に電圧を加える場合は、Ｃｏ2 Ｆｅx Ｃｒ1-x Ａｌ（０≦ｘ≦１）薄膜３またはバッファー層４と電極層１４との間に印加される。また、外部磁界は、膜面内に平行に印加される。バッファー層４から電極層１４への電流は、膜面垂直方向に電流を流すＣＰＰ構造により流すことができる。 FIG. 6 is a view showing a cross section of a modification of the magnetoresistive effect element using the magnetic thin film according to the second embodiment of the present invention. A tunnel magnetoresistive effect element 20 which is a magnetoresistive effect element using a magnetic thin film of the present invention has a buffer layer 4 and a Co 2 Fe x Cr 1-x Al (0 ≦ x ≦ 1) thin film 3 disposed on a substrate 2. An insulating layer 11 serving as a tunnel layer, a Co 2 Fe x Cr 1-x Al (0 ≦ x ≦ 1) thin film 16, an antiferromagnetic layer 13, and a nonmagnetic electrode layer 14 serving as a protective film. It has a stacked structure. FIG. 6 differs from the structure of FIG. 5 in that the ferromagnetic layer 12 serving as the pinned layer of FIG. 4 is also a Co 2 Fe x Cr 1-x Al (0 ≦ x ≦ 1) thin film 16 which is a magnetic thin film of the present invention. It is a point using. The other structure is the same as FIG.
When a voltage is applied to the tunnel magnetoresistive effect elements 10, 15, and 20, it is applied between the Co 2 Fe x Cr 1-x Al (0 ≦ x ≦ 1) thin film 3 or the buffer layer 4 and the electrode layer 14. . The external magnetic field is applied in parallel to the film surface. The current from the buffer layer 4 to the electrode layer 14 can be made to flow by a CPP structure in which a current flows in the direction perpendicular to the film surface.

ここで、上記トンネル磁気抵抗効果素子１０，１５，２０に用いる基板２は、熱酸化Ｓｉ、ガラスなどの多結晶、ＭｇＯ、Ａｌ2 Ｏ3 、ＧａＡｓなどの単結晶であってよい。
また、バッファー層４として、Ａｌ，Ｃｕ，Ｃｒ，Ｆｅ，Ｎｂ，Ｎｉ，Ｔａ，ＮｉＦｅなどを用いることができる。
上記Ｃｏ2 Ｆｅx Ｃｒ1-x Ａｌ（０≦ｘ≦１）薄膜３の膜厚は１ｎｍ以上で１μｍ以下であればよい。この膜厚が１ｎｍ未満では実質的にＬ２1 ，Ｂ２，Ａ２構造の何れか一つの構造を得るのが困難になり、そして、この膜厚が１μｍを超えるとトンネル磁気抵抗効果素子としての応用が困難になり好ましくない。上記構成の本発明のトンネル磁気抵抗効果素子１０，１５，２０は、スパッタ法、蒸着法、レーザアブレーション法、ＭＢＥ法などの通常の薄膜成膜法と、所定の形状の電極などを形成するためのマスク工程などを用いて製造することができる。 Here, the substrate 2 used for the tunnel magnetoresistive elements 10, 15, and 20 may be a polycrystalline such as thermally oxidized Si or glass, or a single crystal such as MgO, Al 2 O 3 , or GaAs.
Further, Al, Cu, Cr, Fe, Nb, Ni, Ta, NiFe or the like can be used as the buffer layer 4.
The film thickness of the Co 2 Fe x Cr 1-x Al (0 ≦ x ≦ 1) thin film 3 may be at 1μm or less 1nm or more. If this film thickness is less than 1 nm, it will be difficult to obtain any one of L2 1 , B2 and A2 structures, and if this film thickness exceeds 1 μm, it will be applied as a tunnel magnetoresistive effect element. It becomes difficult and not preferable. The tunnel magnetoresistive effect elements 10, 15, and 20 of the present invention having the above configuration are for forming a normal thin film forming method such as a sputtering method, a vapor deposition method, a laser ablation method, and an MBE method, and an electrode having a predetermined shape. It can be manufactured using the masking process.

つぎに、本発明の磁性薄膜を用いた磁気抵抗効果素子であるトンネル磁気抵抗効果素子の１０及び１５の動作について説明する。
本発明の磁性薄膜を用いた磁気抵抗効果素子１０，１５は、二つの強磁性層３，１２を用い、一方には反強磁性層１３が近接し、近接した強磁性層１２（ピン層）のスピンを固着させるスピンバルブ型を用いているので、外部磁界が印加されたときには、他方の強磁性層であるフリー層であるＣｏ2 Ｆｅx Ｃｒ1-x Ａｌ（０≦ｘ≦１）薄膜３のスピンのみが反転される。
これにより、スピンバルブ効果により強磁性層１２の磁化は、反強磁性層１３との交換相互作用によってスピンが１方向に固定されるので、フリー層であるＣｏ2 Ｆｅx Ｃｒ1-x Ａｌ（０≦ｘ≦１）薄膜３のスピンの平行、反平行が容易に得られ、また、強磁性層がＣｏ2 Ｆｅx Ｃｒ1-x Ａｌ（０≦ｘ≦１）薄膜３であるためにスピン分極率が大きいことから、本発明のトンネル磁気抵抗効果素子の１０，１５のＴＭＲは非常に大きくなる。
この際、フリー層であるＣｏ2 Ｆｅx Ｃｒ1-x Ａｌ（０≦ｘ≦１）薄膜３の磁化が小さいため、反磁界が小さくそれだけ小さな磁界で磁化反転を起こすことができる。
これにより、本発明のトンネル磁気抵抗効果素子１０，１５は、ＭＲＡＭなど低電力での磁化反転を必要とする磁気デバイスに好適である。 Next, operations 10 and 15 of the tunnel magnetoresistive effect element which is a magnetoresistive effect element using the magnetic thin film of the present invention will be described.
The magnetoresistive effect elements 10 and 15 using the magnetic thin film of the present invention use two ferromagnetic layers 3 and 12, one of which is close to the antiferromagnetic layer 13, and the adjacent ferromagnetic layer 12 (pinned layer). The spin-valve type that fixes the spin of the Co 2 Fe x Cr 1-x Al (0 ≦ x ≦ 1) thin film that is a free layer that is the other ferromagnetic layer when an external magnetic field is applied Only 3 spins are inverted.
Thereby, the magnetization of the ferromagnetic layer 12 is fixed in one direction by the exchange interaction with the antiferromagnetic layer 13 by the spin valve effect, so that the free layer Co 2 Fe x Cr 1-x Al ( 0 ≦ x ≦ 1) Spin parallelism and antiparallelism of the thin film 3 can be easily obtained, and since the ferromagnetic layer is the Co 2 Fe x Cr 1-x Al (0 ≦ x ≦ 1) thin film 3, the spin is obtained. Since the polarizability is large, the TMRs 10 and 15 of the tunnel magnetoresistive effect element of the present invention are very large.
In this case, the free layer in which Co 2 Fe x Cr 1-x Al (0 ≦ x ≦ 1) for the magnetization of the thin film 3 is small, it is possible to cause the magnetization reversal correspondingly demagnetizing field is small with a small magnetic field.
Accordingly, the tunnel magnetoresistive effect elements 10 and 15 of the present invention are suitable for a magnetic device such as MRAM that requires magnetization reversal with low power.

次に、本発明の磁性薄膜を用いた磁気抵抗効果素子であるトンネル磁気抵抗効果素子の２０の動作について説明する。
トンネル磁気抵抗効果素子２０は、さらに、ピン層の強磁性層１６もフリー層である強磁性のＣｏ2 Ｆｅx Ｃｒ1-x Ａｌ（０≦ｘ≦１）薄膜３と同じＣｏ2 Ｆｅx Ｃｒ1-x Ａｌ（０≦ｘ≦１）を用いているので、上記（１）式の分母がより小さくなり、さらに、本発明のトンネル磁気抵抗効果素子のＴＭＲは大きくなる。これにより、本発明のトンネル磁気抵抗効果素子２０は、ＭＲＡＭなど低電力での磁化反転を必要とする磁気デバイスに好適である。 Next, the operation of the tunnel magnetoresistive effect element 20 which is a magnetoresistive effect element using the magnetic thin film of the present invention will be described.
Tunnel magnetoresistance effect element 20 further, the ferromagnetic layer 16 of the pinned layer is also free layer ferromagnetic Co 2 Fe x Cr 1-x Al (0 ≦ x ≦ 1) the same Co 2 and thin film 3 Fe x Cr Since 1-x Al (0 ≦ x ≦ 1) is used, the denominator of the above equation (1) becomes smaller, and the TMR of the tunnel magnetoresistive element of the present invention becomes larger. Thereby, the tunnel magnetoresistive element 20 of the present invention is suitable for a magnetic device such as MRAM that requires magnetization reversal with low power.

次に、本発明の磁性薄膜を用いた磁気抵抗効果素子に係る第３の実施形態を示す。
図７は、本発明に係る第３の実施形態による磁性薄膜を用いた磁気抵抗効果素子の断面を示す図である。本発明の磁性薄膜を用いた磁気抵抗効果素子は、巨大磁気抵抗効果素子の場合を示している。図に示すように、巨大磁気抵抗効果素子３０は、基板２上に、バッファー層４と強磁性体となる本発明のＣｏ2 Ｆｅx Ｃｒ1-x Ａｌ（０≦ｘ≦１）薄膜３が配設され、非磁性金属層２１と強磁性層２２と保護膜となる非磁性の電極層１４とが順次積層された構造を有している。
ここで、巨大磁気抵抗効果素子のバッファー層４と電極層１４との間に電圧が印加される。また、外部磁界は、膜面内に平行に印加される。バッファー層４から電極層１４への電流は、膜面垂直方向に電流を流すタイプであるＣＰＰ構造により流すことができる。 Next, a third embodiment relating to a magnetoresistive effect element using the magnetic thin film of the present invention will be described.
FIG. 7 is a diagram showing a cross section of a magnetoresistive element using a magnetic thin film according to the third embodiment of the present invention. The magnetoresistive effect element using the magnetic thin film of the present invention is a giant magnetoresistive effect element. As shown in the figure, the giant magnetoresistive effect element 30 has a buffer layer 4 and a Co 2 Fe x Cr 1-x Al (0 ≦ x ≦ 1) thin film 3 of the present invention which becomes a ferromagnetic material on a substrate 2. A nonmagnetic metal layer 21, a ferromagnetic layer 22, and a nonmagnetic electrode layer 14 serving as a protective film are sequentially stacked.
Here, a voltage is applied between the buffer layer 4 and the electrode layer 14 of the giant magnetoresistive effect element. The external magnetic field is applied in parallel to the film surface. The current from the buffer layer 4 to the electrode layer 14 can be flowed by a CPP structure that is a type in which a current flows in the direction perpendicular to the film surface.

図８は、本発明に係る第３の実施形態による磁性薄膜を用いた磁気抵抗効果素子の変形例の断面を示す図である。本発明の巨大磁気抵抗効果素子３５が、図７の巨大磁気抵抗効果素子３０と異なるのは、強磁性層２２と電極層１４との間に反強磁性層１３を設け、スピンバルブ型の巨大磁気抵抗効果素子とした点である。他の構造は、図７と同じであるので説明は省略する。
反強磁性層１３は、近接したピン層となる強磁性層２２のスピンを固着させる働きをする。ここで、巨大磁気抵抗効果素子３０，３５のバッファー層４と電極層１４との間に電圧が印加される。また、外部磁界は、膜面内に平行に印加される。バッファー層４から電極層１４への電流は、膜面垂直方向に電流を流すタイプであるＣＰＰ構造により流すことができる。 FIG. 8 is a view showing a cross section of a modification of the magnetoresistive effect element using the magnetic thin film according to the third embodiment of the present invention. The giant magnetoresistive effect element 35 of the present invention is different from the giant magnetoresistive effect element 30 of FIG. 7 in that an antiferromagnetic layer 13 is provided between the ferromagnetic layer 22 and the electrode layer 14 and a spin valve type giant This is a magnetoresistive effect element. The other structure is the same as that in FIG.
The antiferromagnetic layer 13 functions to fix the spins of the ferromagnetic layer 22 serving as the adjacent pinned layer. Here, a voltage is applied between the buffer layer 4 and the electrode layer 14 of the giant magnetoresistive elements 30 and 35. The external magnetic field is applied in parallel to the film surface. The current from the buffer layer 4 to the electrode layer 14 can be flowed by a CPP structure that is a type in which a current flows in the direction perpendicular to the film surface.

上記巨大磁気抵抗効果素子３０，３５の基板２は、熱酸化Ｓｉ、ガラスなどの多結晶、さらに、ＭｇＯ，Ａｌ2 Ｏ3 ，ＧａＡｓなどの単結晶を用いることができる。また、バッファー層４として、Ａｌ，Ｃｕ，Ｃｒ，Ｆｅ，Ｎｂ，Ｎｉ，Ｔａ，ＮｉＦｅなどを用いることができる。非磁性金属層２１としては、Ｃｕ，Ａｌなどを用いることができる。また、強磁性層２２としてはＣｏＦｅ，ＮｉＦｅ，Ｃｏ2 Ｆｅx Ｃｒ1-x Ａｌ（０≦ｘ≦１）薄膜などの何れか一つか、またはこれらの材料からなる複合膜を用いることができる。そして、反強磁性層１３にはＩｒＭｎなどを用いることができる。
上記Ｃｏ2 Ｆｅx Ｃｒ1-x Ａｌ（０≦ｘ≦１）薄膜３の膜厚は、１ｎｍ以上で１μｍ以下であればよい。この膜厚が１ｎｍ未満では実質的にＬ２1 ，Ｂ２，Ａ２構造の何れか一つの構造を得るのが困難になり、そして、この膜厚が１μｍを超えると巨大磁気抵抗効果素子としての応用が困難になり好ましくない。
上記構成の本発明の巨大磁気抵抗効果素子３０，３５は、スパッタ法、蒸着法、レーザアブレーション法、ＭＢＥ法などの通常の薄膜成膜法と、所定の形状の電極などを形成するためのマスク工程などを用いて製造することができる。 As the substrate 2 of the giant magnetoresistive elements 30 and 35, a polycrystalline material such as thermally oxidized Si or glass, or a single crystal such as MgO, Al 2 O 3 or GaAs can be used. Further, Al, Cu, Cr, Fe, Nb, Ni, Ta, NiFe or the like can be used as the buffer layer 4. As the nonmagnetic metal layer 21, Cu, Al, or the like can be used. The ferromagnetic layer 22 may be any one of CoFe, NiFe, Co 2 Fe x Cr 1-x Al (0 ≦ x ≦ 1) thin film, or a composite film made of these materials. For the antiferromagnetic layer 13, IrMn or the like can be used.
The film thickness of the Co 2 Fe x Cr 1-x Al (0 ≦ x ≦ 1) thin film 3 may be any 1μm or less 1nm or more. If this film thickness is less than 1 nm, it is difficult to obtain any one of L2 1 , B2 and A2 structures, and if this film thickness exceeds 1 μm, it can be applied as a giant magnetoresistive element. It becomes difficult and not preferable.
The giant magnetoresistive elements 30 and 35 of the present invention having the above-described structure are formed by using a normal thin film forming method such as a sputtering method, a vapor deposition method, a laser ablation method, and an MBE method, and a mask for forming an electrode having a predetermined shape. It can be manufactured using a process or the like.

本発明の磁性薄膜を用いた磁気抵抗効果素子である巨大磁気抵抗効果素子３０は、強磁性層であるＣｏ2 Ｆｅx Ｃｒ1-x Ａｌ（０≦ｘ≦０．６）薄膜３のスピン分極率が大きいことから、スピン依存散乱が大きく、大きな磁気抵抗、即ち、ＧＭＲが得られる。 A giant magnetoresistive element 30 that is a magnetoresistive element using the magnetic thin film of the present invention is a spin polarization of a Co 2 Fe x Cr 1-x Al (0 ≦ x ≦ 0.6) thin film 3 that is a ferromagnetic layer. Since the rate is large, spin-dependent scattering is large, and a large magnetoresistance, that is, GMR is obtained.

次に、磁性薄膜を用いた磁気抵抗効果素子であるスピンバルブ型の巨大磁気抵抗効果素子３５の場合には、ピン層である強磁性層２２のスピンは反強磁性層１３により固定されており、外部磁界を印加するこことで、フリー層であるＣｏ2 Ｆｅx Ｃｒ1-x Ａｌ（０≦ｘ≦１）薄膜３のスピンが外部磁界により平行と反平行の状態になる。上記Ｃｏ2 Ｆｅx Ｃｒ1-x Ａｌ（０≦ｘ≦１）薄膜３はスピン分極率が大きいためスピン依存散乱が大きく、かつ、抵抗が大きいため反強磁性層１３によるＧＭＲの低下を抑制できる。 Next, in the case of the spin valve type giant magnetoresistive effect element 35 that is a magnetoresistive effect element using a magnetic thin film, the spin of the ferromagnetic layer 22 that is the pinned layer is fixed by the antiferromagnetic layer 13. By applying an external magnetic field, the spin of the Co 2 Fe x Cr 1-x Al (0 ≦ x ≦ 1) thin film 3 which is a free layer becomes parallel and antiparallel due to the external magnetic field. The Co 2 Fe x Cr 1-x Al (0 ≦ x ≦ 1) thin film 3 has a large spin-dependent scattering for spin polarization is large, and the reduction in GMR by antiferromagnetic layer 13 since the resistance is large can be suppressed .

次に、本発明の磁性薄膜による磁気抵抗効果素子を用いた磁気装置に係る第４の実施形態を示す。
図１〜図８に示すように、本発明の磁性薄膜を用いた各種の磁気抵抗効果素子は、室温において、低磁界でＴＭＲ、または、ＧＭＲが非常に大きくなる。
図９は、本発明の磁性薄膜を用いた磁気抵抗効果素子であるトンネル磁気抵抗効果素子や巨大磁気抵抗効果素子に外部磁界を印加したときの抵抗を模式的に説明する図である。図の横軸は、本発明の磁性薄膜を用いた磁気抵抗効果素子に印加される外部磁界で、縦軸が抵抗である。ここで、本発明の磁性薄膜を用いた磁気抵抗効果素子は、巨大磁気抵抗効果やトンネル磁気抵抗効果を得るための必要な電圧が、十分に印加されている。 Next, a fourth embodiment of the magnetic device using the magnetoresistive effect element by the magnetic thin film of the present invention will be shown.
As shown in FIGS. 1 to 8, various magnetoresistive elements using the magnetic thin film of the present invention have a very large TMR or GMR at a low magnetic field at room temperature.
FIG. 9 is a diagram schematically illustrating resistance when an external magnetic field is applied to a tunnel magnetoresistive effect element or a giant magnetoresistive effect element that is a magnetoresistive effect element using the magnetic thin film of the present invention. The horizontal axis in the figure is an external magnetic field applied to the magnetoresistive effect element using the magnetic thin film of the present invention, and the vertical axis is the resistance. Here, the magnetoresistive effect element using the magnetic thin film of the present invention is sufficiently applied with a voltage necessary for obtaining the giant magnetoresistive effect and the tunnel magnetoresistive effect.

図示するように、本発明の磁性薄膜を用いた磁気抵抗効果素子の抵抗は、外部磁界により大きな変化を示す。外部磁界を領域（Ｉ）より印加し、外部磁界を減少させ、零として、さらに外部磁界を反転して増大させると、領域（II）から領域（III)において最小の抵抗から最大の抵抗に変化する。ここで、領域（II）の外部磁界をＨ1 とする。 As shown in the figure, the resistance of the magnetoresistive effect element using the magnetic thin film of the present invention changes greatly depending on the external magnetic field. When an external magnetic field is applied from the region (I), the external magnetic field is reduced to zero, and the external magnetic field is reversed and increased, the resistance changes from the minimum resistance to the maximum resistance in the region (II). To do. Here, the external magnetic field in the region (II) is H 1 .

さらに、外部磁界を増加させると、領域（III)から領域（IV）を経て領域（Ｖ）までの抵抗変化が得られる。これにより、本発明の磁性薄膜を用いた磁気抵抗効果素子は、領域（Ｉ）と、領域（Ｖ）の外部磁界において、強磁性層２２とフリー層であるＣｏ2 Ｆｅx Ｃｒ1-x Ａｌ（０≦ｘ≦１）薄膜３のスピンが平行となり、領域（III)ではそれらが反平行の状態となる。 Further, when the external magnetic field is increased, a resistance change from the region (III) to the region (V) through the region (IV) can be obtained. As a result, the magnetoresistive effect element using the magnetic thin film of the present invention has the Co 2 Fe x Cr 1-x Al which is the ferromagnetic layer 22 and the free layer in the external magnetic field of the region (I) and the region (V). (0.ltoreq.x.ltoreq.1) The spins of the thin film 3 are parallel, and in the region (III) they are in an antiparallel state.

ここで、磁気抵抗変化率は、外部磁界を印加したとき、下記（２）式で表され、この値が大きいほど磁気抵抗変化率としては望ましい。
磁気抵抗変化率＝（最大の抵抗−最小の抵抗）／最小の抵抗（％） （２）
これにより、本発明の磁性薄膜を用いた磁気抵抗効果素子は、図９に示すように、磁界が零からＨ1 より極く僅かに大きい磁界、即ち低い磁界を加えることで、大きな磁気抵抗変化率が得られる。 Here, the magnetoresistance change rate is expressed by the following equation (2) when an external magnetic field is applied. The larger this value, the more desirable the magnetoresistance change rate.
Magnetoresistance change rate = (maximum resistance−minimum resistance) / minimum resistance (%) (2)
As a result, the magnetoresistive effect element using the magnetic thin film of the present invention has a large magnetoresistance change by applying a magnetic field whose magnetic field is from 0 to slightly larger than H 1 , that is, a low magnetic field, as shown in FIG. Rate is obtained.

図９で説明したように、本発明の磁性薄膜を用いた磁気抵抗効果素子は、室温において、低磁界で大きなＴＭＲまたはＧＭＲを示すので、磁気抵抗センサとして用いれば、感度の高い磁気素子を得ることができる。
また、本発明の磁性薄膜を用いた磁気抵抗効果素子は、室温において、低磁界で大きなＴＭＲまたはＧＭＲを示すので、感度の高い読み出し用の磁気ヘッド及びこれらの磁気ヘッドを用いた各種の磁気記録装置を構成することができる。
また、本発明の磁性薄膜を用いた磁気抵抗効果素子である、例えば、ＭＴＪ素子をマトリックス状に配置し、別に設けた配線に電流を流して外部磁界を印加する。このＭＴＪ素子を構成するフリー層の強磁性体の磁化を、外部磁界により互いに平行と反平行に制御することにより、“１”、“０”を記録させる。
さらに、読み出しはＴＭＲ効果を利用して行うことなどにより、ＭＲＡＭなどの磁気装置を構成することができる。
また、本発明の磁気抵抗効果素子であるＣＰＰ構造のＧＭＲ素子においては、ＧＭＲが大きいので、ハードディスク駆動装置（ＨＤＤ）やＭＲＡＭなどの磁気装置の大容量化ができる。 As described with reference to FIG. 9, the magnetoresistive effect element using the magnetic thin film of the present invention exhibits a large TMR or GMR at a low magnetic field at room temperature. be able to.
In addition, since the magnetoresistive effect element using the magnetic thin film of the present invention exhibits a large TMR or GMR at a low magnetic field at room temperature, the magnetic head for reading with high sensitivity and various magnetic recordings using these magnetic heads. A device can be configured.
Further, for example, MTJ elements that are magnetoresistive elements using the magnetic thin film of the present invention are arranged in a matrix, and an external magnetic field is applied by flowing a current through a separately provided wiring. “1” and “0” are recorded by controlling the magnetization of the ferromagnetic material of the free layer constituting the MTJ element to be parallel and antiparallel to each other by an external magnetic field.
Further, a magnetic device such as an MRAM can be configured by performing reading using the TMR effect.
In addition, since the GMR element having a CPP structure as the magnetoresistive effect element of the present invention has a large GMR, the capacity of a magnetic device such as a hard disk drive (HDD) or MRAM can be increased.

以下、本発明の実施例について説明する。
高周波スパッタ装置を用いて熱酸化Ｓｉ基板２上に、厚さ１００ｎｍのＣｏ2 Ｆｅx Ｃｒ1-x Ａｌ薄膜３を基板温度を変えて作製した。
図１０は、Ｃｏ2 Ｆｅ0.5 Ｃｒ0.5 Ａｌ薄膜３のＸ線回折を測定した結果を示す図である。図の横軸は回折角２θ（度）であり、縦軸は回折Ｘ線の強度をＬｏｇ（対数）目盛りで示している。なお、図に示す下向きの矢印（↓）は、Ｃｏ2 Ｆｅ0.5 Ｃｒ0.5 Ａｌ薄膜３の結晶の各面からの回折強度を表わしている。図１０に示すように、基板を加熱しない状態で結晶化しており、その回折像の解析から格子定数ａ＝５．７２ÅのＢ２構造であることがわかった。また、基板を室温から５５０℃まで加熱しても回折像は、あまり変化せず、熱的に安定であることが分かった。 Examples of the present invention will be described below.
Using a high frequency sputtering apparatus on thermally oxidized Si substrate 2, and the Co 2 Fe x Cr 1-x Al thin film 3 having a thickness of 100nm was prepared by changing the substrate temperature.
FIG. 10 is a diagram showing the results of measuring the X-ray diffraction of the Co 2 Fe 0.5 Cr 0.5 Al thin film 3. In the figure, the horizontal axis represents the diffraction angle 2θ (degrees), and the vertical axis represents the intensity of the diffracted X-rays on a Log (logarithmic) scale. A downward arrow (↓) shown in the figure represents the diffraction intensity from each surface of the crystal of the Co 2 Fe 0.5 Cr 0.5 Al thin film 3. As shown in FIG. 10, the substrate was crystallized without being heated, and analysis of the diffraction image revealed that the B2 structure had a lattice constant of a = 5.72 Å. Further, it was found that even when the substrate was heated from room temperature to 550 ° C., the diffraction image did not change so much and was thermally stable.

一方、基板２の上に、ＣｒやＦｅなどの適当なバッファ層４を用いてＣｏ2 Ｆｅx Ｃｒ1-x Ａｌ薄膜（ここで、０≦ｘ≦１）３を作製したり、または、Ｃｏ2 Ｆｅx Ｃｒ1-x Ａｌ（ここで、０≦ｘ≦１）薄膜３のＣｒに対するＦｅ置換量を少なくすると、２θ＝２７度近傍に（１１１）面の回折Ｘ線のピークが確認された。これは、Ｃｏ2 Ｆｅx Ｃｒ1-x Ａｌ（ここで、０≦ｘ≦１）薄膜３がＬ２1 構造であることを示している。 On the other hand, a Co 2 Fe x Cr 1-x Al thin film (where 0 ≦ x ≦ 1) 3 is formed on the substrate 2 by using an appropriate buffer layer 4 such as Cr or Fe, or Co 2 2 Fe x Cr 1-x Al (where 0 ≦ x ≦ 1) When the amount of Fe substitution for Cr in the thin film 3 was decreased, a diffraction X-ray peak on the (111) plane was observed near 2θ = 27 degrees. . This indicates that the Co 2 Fe x Cr 1-x Al (where 0 ≦ x ≦ 1) thin film 3 has an L2 1 structure.

次に、図１０に示したＣｏ2 Ｆｅ0.5 Ｃｒ0.5 Ａｌ薄膜３の磁気特性を説明する。
図１１はＣｏ2 Ｆｅ0.5 Ｃｒ0.5 Ａｌ薄膜３の室温における磁化特性を示す図である。図の横軸は磁界Ｈ（Ｏｅ）であり、縦軸は磁化（ｅｍｕ／ｃｍ3 ）である。図示するように、Ｃｏ2 Ｆｅ0.5 Ｃｒ0.5 Ａｌ薄膜３はヒステリシスを示し強磁性体である。図から、飽和磁化が約３００ｅｍｕ／ｃｍ3 と、保磁力が５エルステッド（Ｏｅ）であることが分かった。 Next, the magnetic characteristics of the Co 2 Fe 0.5 Cr 0.5 Al thin film 3 shown in FIG. 10 will be described.
FIG. 11 is a diagram showing the magnetization characteristics of the Co 2 Fe 0.5 Cr 0.5 Al thin film 3 at room temperature. The horizontal axis in the figure is the magnetic field H (Oe), and the vertical axis is the magnetization (emu / cm 3 ). As shown, the Co 2 Fe 0.5 Cr 0.5 Al thin film 3 exhibits hysteresis and is a ferromagnetic material. From the figure, it was found that the saturation magnetization was about 300 emu / cm 3 and the coercive force was 5 Oersted (Oe).

また、同じＣｏ2 Ｆｅ0.5 Ｃｒ0.5 Ａｌ薄膜３を用いた磁性薄膜１，５を、基板２の温度を変えて作製したが、４００℃まで飽和磁化及び保磁力はほとんど変わらなかった。このことから、室温ですでに結晶性の良いＢ２構造のＣｏ2 Ｆｅ0.5 Ｃｒ0.5 Ａｌ薄膜３が得られることを示唆している。さらに、室温において、Ｃｏ2 Ｆｅ0.5 Ｃｒ0.5 Ａｌ薄膜３の電気抵抗率を測定した結果、電気抵抗率は約１９０μΩ・ｃｍであった。この値は、反強磁性体ＩｎＭｎの２００μΩ・ｃｍと同等である。 Magnetic thin films 1 and 5 using the same Co 2 Fe 0.5 Cr 0.5 Al thin film 3 were produced by changing the temperature of the substrate 2, but the saturation magnetization and the coercive force were hardly changed up to 400 ° C. This suggests that a Co 2 Fe 0.5 Cr 0.5 Al thin film 3 having a B2 structure with good crystallinity can be obtained at room temperature. Furthermore, as a result of measuring the electrical resistivity of the Co 2 Fe 0.5 Cr 0.5 Al thin film 3 at room temperature, the electrical resistivity was about 190 μΩ · cm. This value is equivalent to 200 μΩ · cm of the antiferromagnetic material InMn.

同様にして、Ｃｏ2 Ｆｅx Ｃｒ1-x Ａｌ（ここで、０≦ｘ≦１）薄膜３において、ｘ＝０，０．４，０．６，１．０とした組成のＣｏ2 Ｆｅx Ｃｒ1-x Ａｌ薄膜３を室温で作製した。このようにして作製したＣｏ2 Ｆｅx Ｃｒ1-x Ａｌ薄膜３をＸ線回折で評価したところ、得られた膜はいずれもＬ２1 ，Ｂ２，Ａ２構造の何れか一つの構造を示した。さらに、Ｃｏ2 Ｆｅx Ｃｒ1-x Ａｌ薄膜３の電気抵抗率は、組成ｘの増大とともに減少する傾向にあり、ｘ＝１．０のとき約１００μΩ・ｃｍであった。 Similarly, in the Co 2 Fe x Cr 1-x Al (where 0 ≦ x ≦ 1) thin film 3, Co 2 Fe x having a composition of x = 0, 0.4, 0.6, and 1.0 is used. A Cr 1-x Al thin film 3 was produced at room temperature. Thus the Co 2 Fe x Cr 1-x Al thin film 3 was produced was evaluated by X-ray diffraction, the resulting film showed any one structure of any L2 1, B2, A2 structure. Furthermore, the electrical resistivity of the Co 2 Fe x Cr 1-x Al thin film 3 tends to decrease with an increase in the composition x, and was about 100 μΩ · cm when x = 1.0.

図５に示すスピンバルブ型のトンネル磁気抵抗効果素子１５を室温で作製した。熱酸化Ｓｉ基板２上に、高周波スパッタ装置とメタルマスクを用いて、Ｃｒをバッファー層４として、Ｃｒ（５ｎｍ）／Ｃｏ2 Ｆｅ0.4 Ｃｒ0.6 Ａｌ（１０ｎｍ）／ＡｌＯx （１．２ｎｍ）／ＣｏＦｅ（５ｎｍ）／ＮｉＦｅ（５ｎｍ）／ＩｒＭｎ（１０ｎｍ）／Ｃｒ（５ｎｍ）を順に積層して、トンネル磁気抵抗効果素子１５を製作した。括弧内の数字はそれぞれの膜厚である。
Ｃｒはバッファー層４、Ｃｏ2 Ｆｅ0.4 Ｃｒ0.6 Ａｌ薄膜３は強磁性のフリー層、ＡｌＯx はトンネル絶縁層１１、ＣｏＦｅ及びＮｉＦｅは強磁性層１２のピン層で複合膜からなる強磁性体、ＩｒＭｎは反強磁性層１３であり、ＣｏＦｅ／ＮｉＦｅの強磁性層１２のスピンを固定する役割をしている。そして、反強磁性層１３であるＩｒＭｎ上のＣｒは、保護膜１４である。なお、成膜時に１００Ｏｅの磁界を印加して膜面内に一軸異方性を導入した。 The spin valve type tunnel magnetoresistive effect element 15 shown in FIG. 5 was produced at room temperature. On the thermally oxidized Si substrate 2, Cr (5 nm) / Co 2 Fe 0.4 Cr 0.6 Al (10 nm) / AlO x (1.2 nm) / CoFe using Cr as a buffer layer 4 using a high-frequency sputtering apparatus and a metal mask. (5 nm) / NiFe (5 nm) / IrMn (10 nm) / Cr (5 nm) were laminated in this order to produce the tunnel magnetoresistive element 15. The numbers in parentheses are the respective film thicknesses.
Cr is a buffer layer 4; Co 2 Fe 0.4 Cr 0.6 Al thin film 3 is a ferromagnetic free layer; AlO x is a tunnel insulating layer 11; CoFe and NiFe are pinned layers of a ferromagnetic layer 12; IrMn is an antiferromagnetic layer 13 and serves to fix the spin of the CoFe / NiFe ferromagnetic layer 12. Then, Cr on IrMn which is the antiferromagnetic layer 13 is the protective film 14. A uniaxial anisotropy was introduced into the film surface by applying a magnetic field of 100 Oe during film formation.

このトンネル磁気抵抗効果素子１５に外部磁界を印加して、室温で磁気抵抗を測定した。図１２は、トンネル磁気抵抗効果素子１５の抵抗の磁場依存性を示す図である。図の横軸は外部磁界Ｈ（Ｏｅ）であり、縦軸は抵抗（Ω）である。これから、ＴＭＲは１０７％と求まった。本発明のトンネル磁気抵抗効果素子１５により得られたＴＭＲは、従来のトンネル磁気抵抗効果素子のＴＭＲが最大５０％程度であることを考慮すると非常に大きく、Ｃｏ2 Ｆｅ0.4 Ｃｒ0.6 Ａｌ薄膜のスピン分極率が約０．７と高いことが分かった。 An external magnetic field was applied to the tunnel magnetoresistive element 15 and the magnetoresistance was measured at room temperature. FIG. 12 is a diagram showing the magnetic field dependence of the resistance of the tunnel magnetoresistive element 15. The horizontal axis in the figure is the external magnetic field H (Oe), and the vertical axis is the resistance (Ω). From this, TMR was found to be 107%. The TMR obtained by the tunnel magnetoresistive element 15 of the present invention is very large considering that the TMR of the conventional tunnel magnetoresistive element is about 50% at the maximum, and the spin of the Co 2 Fe 0.4 Cr 0.6 Al thin film It was found that the polarizability was as high as about 0.7.

バッファー層４として２０ｎｍのＦｅを用い、かつ、Ｃｏ2 Ｆｅ0.6 Ｃｒ0.4 Ａｌ薄膜３を用いたこと以外は、実施例２と同様のスピンバルブ型トンネル磁気抵抗効果素子１５を作製した。このトンネル磁気抵抗効果素子１５に外部磁界を印加して室温で磁気抵抗を測定した。その結果９２％のＴＭＲが得られた。これから、Ｃｏ2 Ｆｅ0.6 Ｃｒ0.4 Ａｌ薄膜のスピン分極率が高いことが分かった。 A spin valve type tunnel magnetoresistive element 15 similar to that of Example 2 was manufactured except that 20 nm Fe was used as the buffer layer 4 and the Co 2 Fe 0.6 Cr 0.4 Al thin film 3 was used. An external magnetic field was applied to the tunnel magnetoresistive element 15 and the magnetoresistance was measured at room temperature. As a result, 92% TMR was obtained. From this, it was found that the Co 2 Fe 0.6 Cr 0.4 Al thin film has a high spin polarizability.

バッファー層４を用いないで、実施例３と同様にして、スピンバルブ型トンネル磁気抵抗効果素子１０を作製した。この場合のＣｏ2 Ｆｅ0.4 Ｃｒ0.6 Ａｌ磁性薄膜はＢ２構造であった。このトンネル磁気抵抗効果素子１０に外部磁界を印加して、室温で磁気抵抗を測定した。
図１３はトンネル磁気抵抗効果素子１０の磁気抵抗の磁場依存性を示す図である。図の横軸は外部磁界Ｈ（Ｏｅ）、左縦軸は抵抗（Ω）、右縦軸は測定した抵抗から計算したＴＭＲ（％）である。図の実線と点線は、外部磁界をスイープさせたときの抵抗値を示している。
これから、室温で約１１％のＴＭＲが得られた。さらに、７７Ｋの温度では３２％のＴＭＲが得られた。この場合のＣｏ2 Ｆｅ0.4 Ｃｒ0.6 Ａｌ磁性薄膜３の構造はＢ２構造であり、さらに、バッファー層４を使用していないにもかかわらず、このような比較的大きなＴＭＲが室温で得られたことから、Ｃｏ2 Ｆｅ0.4 Ｃｒ0.6 Ａｌ磁性薄膜がＢ２構造においても大きなスピン分極率を有していることが分かった。 A spin valve type tunnel magnetoresistive effect element 10 was produced in the same manner as in Example 3 without using the buffer layer 4. The Co 2 Fe 0.4 Cr 0.6 Al magnetic thin film in this case had a B2 structure. An external magnetic field was applied to the tunnel magnetoresistive element 10 and the magnetoresistance was measured at room temperature.
FIG. 13 is a diagram showing the magnetic field dependence of the magnetoresistance of the tunnel magnetoresistive element 10. In the figure, the horizontal axis represents the external magnetic field H (Oe), the left vertical axis represents resistance (Ω), and the right vertical axis represents TMR (%) calculated from the measured resistance. The solid line and dotted line in the figure indicate the resistance values when the external magnetic field is swept.
This gave a TMR of about 11% at room temperature. Furthermore, a TMR of 32% was obtained at a temperature of 77K. In this case, the structure of the Co 2 Fe 0.4 Cr 0.6 Al magnetic thin film 3 is a B2 structure, and such a relatively large TMR was obtained at room temperature even though the buffer layer 4 was not used. From this, it was found that the Co 2 Fe 0.4 Cr 0.6 Al magnetic thin film has a large spin polarizability even in the B2 structure.

バッファー層４を用いないで、実施例３と同様にして、Ｃｏ2 ＦｅＡｌ磁性薄膜３を用いたスピンバルブ型トンネル磁気抵抗効果素子１０を作製した。この場合のＣｏ2 ＦｅＡｌ磁性薄膜３はＡ２構造であった。このトンネル磁気抵抗効果素子１０に外部磁界を印加して、室温および５Ｋの低温で磁気抵抗を測定した。その結果、室温で８％、低温で４２％の大きなＴＭＲが得られた。これは、Ａ２構造のＣｏ2 ＦｅＡｌ磁性薄膜においても大きなスピン分極率をもつことを示唆している。 A spin valve type tunnel magnetoresistive element 10 using the Co 2 FeAl magnetic thin film 3 was produced in the same manner as in Example 3 without using the buffer layer 4. In this case, the Co 2 FeAl magnetic thin film 3 had an A2 structure. An external magnetic field was applied to the tunnel magnetoresistive element 10, and the magnetoresistance was measured at room temperature and at a low temperature of 5K. As a result, a large TMR of 8% at room temperature and 42% at low temperature was obtained. This suggests that a Co 2 FeAl magnetic thin film having an A2 structure also has a large spin polarizability.

バッファー層４を用いないで、熱酸化Ｓｉ基板上に保磁力差型のトンネル磁気抵抗効果素子であるＣｏ2 ＦｅＡｌ（１０ｎｍ）／ＡｌＯx （１．４ｎｍ）／ＣｏＦｅ（３ｎｍ）／Ｔａ（１０ｎｍ）を室温で製作した。ここで、括弧内の数字はそれぞれの膜厚である。上記保磁力差型のトンネル磁気抵抗効果素子とは、強磁性体であるＣｏ2 ＦｅＡｌとＣｏＦｅとの保磁力の違いを利用したトンネル磁気抵抗効果素子である。この保磁力差型のトンネル磁気抵抗効果素子のＴＭＲは、スピンバルブ型のトンネル磁気抵抗効果素子と同様に、磁化が互いに平行または反平行かによって磁気抵抗に違いが現れる。
製作した保磁力差型のトンネル磁気抵抗効果素子により得られたＴＭＲの値は、室温で８％であり、５Ｋの低温で４２％であった。なお、このように基板を加熱しないで熱酸化Ｓｉ基板上に作製したときのＣｏ2 ＦｅＡｌ薄膜３の結晶構造はＡ２構造であった。 Co 2 FeAl (10 nm) / AlO x (1.4 nm) / CoFe (3 nm) / Ta (10 nm) which is a coercivity difference type tunnel magnetoresistive effect element on a thermally oxidized Si substrate without using the buffer layer 4 Was made at room temperature. Here, the numbers in parentheses are the respective film thicknesses. The coercivity difference type tunnel magnetoresistive effect element is a tunnel magnetoresistive effect element utilizing a difference in coercivity between Co 2 FeAl and CoFe which are ferromagnetic materials. The TMR of this coercive force difference type tunnel magnetoresistive effect element shows a difference in magnetoresistance depending on whether the magnetizations are parallel or antiparallel to each other, similarly to the spin valve type tunnel magnetoresistive effect element.
The value of TMR obtained by the manufactured coercivity difference type tunnel magnetoresistive element was 8% at room temperature and 42% at a low temperature of 5K. The crystal structure of the Co 2 FeAl thin film 3 when it was fabricated on a thermally oxidized Si substrate without heating the substrate was an A2 structure.

次に、このトンネル磁気抵抗効果素子を真空中において各種温度で熱処理し、それぞれのＴＭＲ特性を測定した。その結果、３００℃で１時間熱処理したときのＴＭＲは、室温で２８％であり、５Ｋの低温で５５％となり、室温で製作したときのＴＭＲよりも非常に増大した。このときのＣｏ2 ＦｅＡｌ薄膜の結晶構造をＸ線回折で測定したところ、その結晶構造はＬ２1 構造であった。
したがって、上記熱処理によるＴＭＲの向上は、Ｃｏ2 ＦｅＡｌ薄膜の結晶構造がＡ２構造からＬ２1 構造に変化したためであり、Ｌ２1 構造のスピン分極率がＡ２構造のそれよりも大きいことを示唆している。 Next, this tunnel magnetoresistive effect element was heat-treated in vacuum at various temperatures, and each TMR characteristic was measured. As a result, the TMR when heat-treated at 300 ° C. for 1 hour was 28% at room temperature and 55% at a low temperature of 5K, which was much higher than the TMR produced at room temperature. When the crystal structure of the Co 2 FeAl thin film at this time was measured by X-ray diffraction, the crystal structure was an L2 1 structure.
Therefore, the improvement in TMR by the heat treatment is because the crystal structure of the Co 2 FeAl thin film has changed from the A2 structure to the L2 1 structure, suggesting that the spin polarizability of the L2 1 structure is larger than that of the A2 structure. Yes.

基板４としてＧａＡｓを用いたこと以外は、実施例２と同様にしてスピンバルブ型トンネル磁気抵抗効果素子１０を作製した。この場合のＣｏ2 Ｆｅ0.4 Ｃｒ0.6 Ａｌ磁性薄膜３はＬ２1 構造であった。このトンネル磁気抵抗効果素子１０に外部磁界を印加して、室温で磁気抵抗を測定した。その結果、室温で１２５％の大きいＴＭＲが得られ、Ｌ２1 構造のＣｏ2 Ｆｅ0.4 Ｃｒ0.6 Ａｌ磁性薄膜のスピン分極率は非常に大きいことが示唆された。 A spin valve type tunnel magnetoresistive element 10 was produced in the same manner as in Example 2 except that GaAs was used as the substrate 4. The Co 2 Fe 0.4 Cr 0.6 Al magnetic thin film 3 in this case had an L2 1 structure. An external magnetic field was applied to the tunnel magnetoresistive element 10 and the magnetoresistance was measured at room temperature. As a result, a large TMR of 125% was obtained at room temperature, suggesting that the spin polarizability of the L2 1 structure Co 2 Fe 0.4 Cr 0.6 Al magnetic thin film was very large.

図８に示すスピンバルブ型の巨大磁気抵抗効果素子３５を室温で作製した。高周波スパッタ装置とメタルマスクを用いて、熱酸化Ｓｉ基板２上に、Ａｌ（１００ｎｍ）／Ｃｏ2 Ｆｅ0.5 Ｃｒ0.5 Ａｌ（５ｎｍ）／Ｃｕ（６ｎｍ）／Ｃｏ2 Ｆｅ0.5 Ｃｒ0.5 Ａｌ（５ｎｍ）／ＮｉＦｅ（５ｎｍ）／ＩｒＭｎ（１０ｎｍ）／Ａｌ（１００ｎｍ）を順に堆積させて、スピンバルブ型の巨大磁気抵抗効果素子の多層膜構造を作製した。括弧内の数字はそれぞれの膜厚である。 A giant giant magnetoresistive element 35 of the spin valve type shown in FIG. 8 was produced at room temperature. Using a high-frequency sputtering apparatus and a metal mask, Al (100 nm) / Co 2 Fe 0.5 Cr 0.5 Al (5 nm) / Cu (6 nm) / Co 2 Fe 0.5 Cr 0.5 Al (5 nm) / NiFe (5 nm) / IrMn (10 nm) / Al (100 nm) was sequentially deposited to produce a multilayer structure of a spin valve type giant magnetoresistive element. The numbers in parentheses are the respective film thicknesses.

ここで、Ａｌはバッファー層４、Ｃｏ2 Ｆｅ0.5 Ｃｒ0.5 Ａｌはフリー層となる薄膜３、Ｃｕは巨大磁気抵抗効果を発現するための非磁性金属層２１である。Ｃｏ2 Ｆｅ0.5 Ｃｒ0.5 Ａｌ（５ｎｍ）及びＮｉＦｅ（５ｎｍ）の２層構造はピン層となる強磁性層２２である。ＩｒＭｎは反強磁性層１３であり、ピン層となる強磁性層２２のスピンを固定する役割をしている。最上層のＡｌ層は電極１４である。なお、成膜時に１００Ｏｅの磁界を印加して膜面内に一軸異方性を導入した。この堆積した多層膜を、電子線リソグラフィとＡｒイオンミリング装置を用いて微細加工し、０．５μｍ×１μｍの巨大磁気抵抗効果素子３５を作製した。 Here, Al is a buffer layer 4, Co 2 Fe 0.5 Cr 0.5 Al is a thin film 3 that becomes a free layer, and Cu is a nonmagnetic metal layer 21 for exhibiting a giant magnetoresistance effect. The two-layer structure of Co 2 Fe 0.5 Cr 0.5 Al (5 nm) and NiFe (5 nm) is a ferromagnetic layer 22 serving as a pinned layer. IrMn is the antiferromagnetic layer 13 and plays a role of fixing the spin of the ferromagnetic layer 22 serving as the pinned layer. The uppermost Al layer is the electrode 14. A uniaxial anisotropy was introduced into the film surface by applying a magnetic field of 100 Oe during film formation. The deposited multilayer film was finely processed using an electron beam lithography and an Ar ion milling apparatus to produce a giant magnetoresistive element 35 of 0.5 μm × 1 μm.

この素子の上下の電極４，１４間に電圧を印加して、膜面垂直方向に電流を流し、外部磁界を印加して室温で磁気抵抗を測定した。これにより、約８％の磁気抵抗が得られた。この値は、従来のスピンバルブ型のＣＰＰ構造の巨大磁気抵抗効果素子の磁気抵抗が１％未満であるのに対して、８倍の非常に大きな値であった。
これにより、本発明のＣＰＰ構造の巨大磁気抵抗効果素子のＧＭＲが、従来のスピンバルブ型ＣＰＰ構造の巨大磁気抵抗効果素子のＧＭＲに比較して非常に大きくなるのは、Ｃｏ2 Ｆｅ0.5 Ｃｒ0.5 Ａｌ薄膜３のスピン分極率が高いことに起因していることが分かった。
さらに、このように大きなＧＭＲが得られる理由は上述したように、ピン層及びフリー層に用いたＣｏ2 Ｆｅ0.5 Ｃｒ0.5 Ａｌ薄膜の抵抗率が、ＩｒＭｎを用いた反強磁性層１３の抵抗率と同等であることも寄与していることが分かった。 A voltage was applied between the upper and lower electrodes 4 and 14 of this element, a current was passed in the direction perpendicular to the film surface, an external magnetic field was applied, and the magnetoresistance was measured at room temperature. As a result, a magnetic resistance of about 8% was obtained. This value was 8 times as large as the magnetoresistance of the conventional magnetoresistive element having a spin valve type CPP structure of less than 1%.
Thus, the GMR giant magnetoresistive effect element of the CPP structure of the present invention becomes extremely large compared to the GMR giant magnetoresistive effect element of the conventional spin valve type CPP structure, Co 2 Fe 0.5 Cr 0.5 It was found that this was caused by the high spin polarizability of the Al thin film 3.
Furthermore, the reason why such a large GMR is obtained is that, as described above, the resistivity of the Co 2 Fe 0.5 Cr 0.5 Al thin film used for the pinned layer and the free layer is the resistivity of the antiferromagnetic layer 13 using IrMn. It has been found that the fact that it is equivalent also contributes.

以上のように、本発明に係る磁性薄膜及びそれを用いた磁気抵抗効果素子並びに磁気デバイスは、室温において、低磁界で大きなＴＭＲとＧＭＲが得られるので、磁界検出、磁界の反転の検出の必要な各種電子機器、各種産業機器用の磁界検出装置として、さらに、医療用電子機器の磁界検出装置などに用いるのに適している。   As described above, the magnetic thin film and the magnetoresistive effect element and magnetic device using the magnetic thin film according to the present invention can obtain large TMR and GMR at a low magnetic field at room temperature. Therefore, it is necessary to detect a magnetic field and a magnetic field inversion. As a magnetic field detection device for various electronic devices and various industrial devices, it is further suitable for use in a magnetic field detection device for medical electronic devices.

本発明に係る第１の実施形態による磁性薄膜の断面図である。1 is a cross-sectional view of a magnetic thin film according to a first embodiment of the present invention. 本発明に係る第１の実施形態による磁性薄膜の変形例の断面図である。It is sectional drawing of the modification of the magnetic thin film by 1st Embodiment which concerns on this invention. 本発明に係る第１の実施形態による磁性薄膜に用いるＣｏ2 Ｆｅx Ｃｒ1-x Ａｌの構造を模式的に説明する図である。The Co 2 Fe x Cr structure 1-x Al used in the magnetic thin film according to the first embodiment of the present invention is a diagram schematically illustrating. 本発明に係る第２の実施形態による磁性薄膜を用いた磁気抵抗効果素子の断面を示す図である。It is a figure which shows the cross section of the magnetoresistive effect element using the magnetic thin film by 2nd Embodiment which concerns on this invention. 本発明に係る第２の実施形態による磁性薄膜を用いた磁気抵抗効果素子の変形例の断面を示す図である。It is a figure which shows the cross section of the modification of the magnetoresistive effect element using the magnetic thin film by 2nd Embodiment based on this invention. 本発明に係る第２の実施形態による磁性薄膜を用いた磁気抵抗効果素子の変形例の断面を示す図である。It is a figure which shows the cross section of the modification of the magnetoresistive effect element using the magnetic thin film by 2nd Embodiment based on this invention. 本発明に係る第３の実施形態による磁性薄膜を用いた磁気抵抗効果素子の断面を示す図である。It is a figure which shows the cross section of the magnetoresistive effect element using the magnetic thin film by the 3rd Embodiment concerning this invention. 本発明に係る第３の実施形態による磁性薄膜を用いた磁気抵抗効果素子の変形例の断面を示す図である。It is a figure which shows the cross section of the modification of the magnetoresistive effect element using the magnetic thin film by the 3rd Embodiment concerning this invention. 本発明の磁性薄膜を用いた磁気抵抗効果素子に外部磁界を印加したときの抵抗を模式的に説明する図である。It is a figure which illustrates typically resistance when an external magnetic field is applied to a magnetoresistive effect element using a magnetic thin film of the present invention. Ｃｏ2 Ｆｅ0.5 Ｃｒ0.5 Ａｌ薄膜のＸ線回折を測定した結果を示す図である。It is a diagram showing a result of measuring the X-ray diffraction of the Co 2 Fe 0.5 Cr 0.5 Al thin film. Ｃｏ2 Ｆｅ0.5 Ｃｒ0.5 Ａｌ薄膜の室温における磁化特性を示す図である。It is a diagram showing a magnetization characteristic at room temperature of Co 2 Fe 0.5 Cr 0.5 Al thin film. 図５に示すトンネル磁気抵抗効果素子の抵抗の磁場依存性を示す図である。It is a figure which shows the magnetic field dependence of resistance of the tunnel magnetoresistive effect element shown in FIG. 図４に示すトンネル磁気抵抗効果素子の抵抗の磁場依存性を示す図である。It is a figure which shows the magnetic field dependence of resistance of the tunnel magnetoresistive effect element shown in FIG.

符号の説明Explanation of symbols

１，５： 磁性薄膜
２： 基板
３，１６： Ｃｏ2 Ｆｅx Ｃｒ1-x Ａｌ薄膜
４： バッファー層
１０，１５，２０： トンネル磁気抵抗効果素子
１１： 絶縁層
１２，２２： 強磁性層
１３： 反強磁性層
１４： 電極層
２１： 非磁性金属層
３０，３５： 巨大磁気抵抗効果素子 1,5: magnetic thin film 2: substrate 3,16: Co 2 Fe x Cr 1 -x Al thin film 4: Buffer layer 10, 15, 20: tunnel magnetoresistance effect element 11: insulating layer 12 and 22: a ferromagnetic layer 13 : Antiferromagnetic layer 14: Electrode layer 21: Nonmagnetic metal layer 30, 35: Giant magnetoresistive element

Claims (24)

基板と該基板上に形成されるＣｏ２Ｆｅｘ Ｃｒ１−ｘ Ａｌ薄膜と、を備え、
上記Ｃｏ２Ｆｅｘ Ｃｒ１−ｘ Ａｌ薄膜はＢ２またはＡ２構造の結晶構造を有し、かつ、０≦ｘ≦１であることを特徴とする磁性薄膜。 Comprising a Co 2 Fe x Cr 1-x Al thin film formed on the substrate and the substrate on the,
The magnetic thin film characterized in that the Co 2 Fe x Cr 1-x Al thin film has a crystal structure of B2 or A2 structure and 0 ≦ x ≦ 1. 前記基板を加熱することなく前記Ｃｏ２Ｆｅｘ Ｃｒ１−ｘ Ａｌ薄膜が成膜されたことを特徴とする、請求項１に記載の磁性薄膜。 The magnetic thin film according to claim 1, wherein the Co 2 Fe x Cr 1-x Al thin film is formed without heating the substrate. 前記基板が、熱酸化Ｓｉ，ガラス，ＭｇＯ単結晶，ＧａＡｓ単結晶，Ａｌ２Ｏ３ 単結晶の何れか一つであることを特徴とする、請求項１又は２に記載の磁性薄膜。 The magnetic thin film according to claim 1, wherein the substrate is any one of thermally oxidized Si, glass, MgO single crystal, GaAs single crystal, and Al 2 O 3 single crystal. 前記基板と前記Ｃｏ２Ｆｅｘ Ｃｒ１−ｘ Ａｌ薄膜の間にＡｌ，Ｃｕ，Ｃｒ，Ｆｅ，Ｎｂ，Ｎｉ，Ｔａ，ＮｉＦｅのうちの少なくとも一つから成るバッファー層が配設されていることを特徴とする、請求項１〜３の何れかに記載の磁性薄膜。 A buffer layer made of at least one of Al, Cu, Cr, Fe, Nb, Ni, Ta, and NiFe is disposed between the substrate and the Co 2 Fe x Cr 1-x Al thin film. The magnetic thin film according to claim 1, wherein the magnetic thin film is characterized. 基板上に複数の強磁性層を有するトンネル磁気抵抗効果素子において、少なくとも一方の強磁性層が、Ｂ２またはＡ２構造の結晶構造を有するＣｏ２Ｆｅｘ Ｃｒ１−ｘ Ａｌ（ここで、０≦ｘ≦１）磁性薄膜でなることを特徴とする、トンネル磁気抵抗効果素子。 In a tunnel magnetoresistive effect element having a plurality of ferromagnetic layers on a substrate, at least one of the ferromagnetic layers has Co 2 Fe x Cr 1-x Al having a crystal structure of B2 or A2 structure (where 0 ≦ x ≦ 1) A tunnel magnetoresistive effect element comprising a magnetic thin film. 前記強磁性層が、固定層とフリー層とで成り、該フリー層がＢ２またはＡ２構造の結晶構造の何れか一つの構造を有するＣｏ２Ｆｅｘ Ｃｒ１−ｘ Ａｌ（ここで、０≦ｘ≦１）磁性薄膜でなることを特徴とする、請求項５に記載のトンネル磁気抵抗効果素子。 The ferromagnetic layer is composed of a fixed layer and a free layer, and the free layer has a crystal structure of either B2 or A2 structure, Co 2 Fe x Cr 1-x Al (where 0 ≦ x ≦ 1) The tunnel magnetoresistive element according to claim 5 , which is a magnetic thin film. 前記基板を加熱することなく前記Ｃｏ２Ｆｅｘ Ｃｒ１−ｘ Ａｌ薄膜が成膜されたことを特徴とする、請求項５又は６に記載のトンネル磁気抵抗効果素子。 The tunnel magnetoresistive effect element according to claim 5, wherein the Co 2 Fe x Cr 1-x Al thin film is formed without heating the substrate. 前記基板と前記Ｃｏ２Ｆｅｘ Ｃｒ１−ｘ Ａｌ薄膜（ここで、０≦ｘ≦１）との間にＡｌ，Ｃｕ，Ｃｒ，Ｆｅ，Ｎｂ，Ｎｉ，Ｔａ，ＮｉＦｅのうちの少なくとも一つから成るバッファー層が配設されていることを特徴とする、請求項５〜７の何れかに記載のトンネル磁気抵抗効果素子。 Between at least one of Al, Cu, Cr, Fe, Nb, Ni, Ta, and NiFe between the substrate and the Co 2 Fe x Cr 1-x Al thin film (where 0 ≦ x ≦ 1). The tunnel magnetoresistive effect element according to claim 5, wherein a buffer layer is provided. 前記基板が、熱酸化Ｓｉ，ガラス，ＭｇＯ単結晶，ＧａＡｓ単結晶，Ａｌ２Ｏ３ 単結晶の何れか一つであることを特徴とする、請求項５〜８の何れかに記載のトンネル磁気抵抗効果素子。 The substrate is thermally oxidized Si, glass, MgO single crystal, wherein the GaAs single crystal, which is one or Al 2 O 3 single crystal, the tunneling magneto according to any one of claims 5-8 Resistive effect element. 基板上に複数の強磁性層を有する巨大磁気抵抗効果素子において、少なくとも一方の強磁性層が、Ｂ２，またはＡ２構造の結晶構造を有するＣｏ２Ｆｅｘ Ｃｒ１−ｘ Ａｌ（ここで、０≦ｘ≦１）磁性薄膜で成り、膜面垂直方向に電流が流れる構造としたことを特徴とする、巨大磁気抵抗効果素子。 In a giant magnetoresistive effect element having a plurality of ferromagnetic layers on a substrate, at least one of the ferromagnetic layers has Co 2 Fe x Cr 1-x Al having a B2 or A2 structure crystal structure (where 0 ≦ x ≦ 1) A giant magnetoresistive effect element comprising a magnetic thin film and having a structure in which current flows in a direction perpendicular to the film surface. 前記強磁性層が、固定層とフリー層とで成り、該フリー層がＢ２またはＡ２構造の結晶構造を有するＣｏ２Ｆｅｘ Ｃｒ１−ｘ Ａｌ（ここで、０≦ｘ≦１）磁性薄膜でなることを特徴とする、請求項１０に記載の巨大磁気抵抗効果素子。 The ferromagnetic layer is composed of a fixed layer and a free layer, and the free layer is a Co 2 Fe x Cr 1-x Al (where 0 ≦ x ≦ 1) magnetic thin film having a crystal structure of B2 or A2 structure. The giant magnetoresistive effect element according to claim 10, wherein 前記基板を加熱することなく前記Ｃｏ２Ｆｅｘ Ｃｒ１−ｘ Ａｌ薄膜が成膜されたことを特徴とする、請求項１０または１１に記載の巨大磁気抵抗効果素子。 The Co 2 Fe x Cr 1-x Al thin film is characterized by being deposited, giant magnetoresistive effect element according to claim 10 or 11 without heating the substrate. 前記基板と前記Ｃｏ２ Ｆｅｘ Ｃｒ１−ｘＡｌ（ここで、０≦ｘ≦１）薄膜との間にＡｌ，Ｃｕ，Ｃｒ，Ｆｅ，Ｎｂ，Ｎｉ，Ｔａ，ＮｉＦｅのうちの少なくとも一つから成るバッファー層が配設されていることを特徴とする、請求項１０〜１２の何れかに記載の巨大磁気抵抗効果素子。 Between at least one of Al, Cu, Cr, Fe, Nb, Ni, Ta, and NiFe between the substrate and the Co 2 Fe x Cr 1-x Al (where 0 ≦ x ≦ 1) thin film. The giant magnetoresistive effect element according to claim 10, wherein a buffer layer is provided. 前記基板が、熱酸化Ｓｉ，ガラス，ＭｇＯ単結晶，ＧａＡｓ単結晶，Ａｌ２Ｏ３ 単結晶の何れか一つであることを特徴とする、請求項１０〜１３の何れかに記載の巨大磁気抵抗効果素子。 14. The giant magnetic according to claim 10, wherein the substrate is any one of thermally oxidized Si, glass, MgO single crystal, GaAs single crystal, and Al 2 O 3 single crystal. Resistive effect element. Ｂ２またはＡ２構造の結晶の何れか一つの構造を有するＣｏ２Ｆｅｘ Ｃｒ１−ｘ Ａｌ（ここで、０≦ｘ≦１）磁性薄膜が基板上に形成されてなることを特徴とする、磁気デバイス。 A magnetic thin film comprising a Co 2 Fe x Cr 1-x Al (where 0 ≦ x ≦ 1) magnetic thin film having a structure of any one of B2 and A2 structures is formed on a substrate. device. フリー層が前記Ｃｏ２Ｆｅｘ Ｃｒ１−ｘ Ａｌ（ここで、０≦ｘ≦１）磁性薄膜で成るトンネル磁気抵抗効果素子または巨大磁気抵抗効果素子を用いたことを特徴とする、請求項１５に記載の磁気デバイス。 16. The tunnel magnetoresistive effect element or giant magnetoresistive effect element comprising a Co 2 Fe x Cr 1-x Al (where 0 ≦ x ≦ 1) magnetic thin film is used as a free layer. The magnetic device described in 1. 前記基板を加熱することなく作製されたトンネル磁気抵抗効果素子または巨大磁気抵抗効果素子を用いたことを特徴とする、請求項１５または１６に記載の磁気デバイス。   The magnetic device according to claim 15 or 16, wherein a tunnel magnetoresistive effect element or a giant magnetoresistive effect element manufactured without heating the substrate is used. 前記基板と前記Ｃｏ２Ｆｅｘ Ｃｒ１−ｘ Ａｌ（ここで、０≦ｘ≦１）薄膜との間にＡｌ，Ｃｕ，Ｃｒ，Ｆｅ，Ｎｂ，Ｎｉ，Ｔａ，ＮｉＦｅのうちの少なくとも一つから成るバッファー層が配設されたトンネル磁気抵抗効果素子または巨大磁気抵抗効果素子を用いたことを特徴とする、請求項１５〜１７の何れかに記載の磁気デバイス。 Between at least one of Al, Cu, Cr, Fe, Nb, Ni, Ta, and NiFe between the substrate and the Co 2 Fe x Cr 1-x Al (where 0 ≦ x ≦ 1) thin film. The magnetic device according to claim 15, wherein a tunnel magnetoresistive effect element or a giant magnetoresistive effect element provided with a buffer layer is used. 前記基板が、熱酸化Ｓｉ，ガラス，ＭｇＯ単結晶，ＧａＡｓ単結晶，Ａｌ２Ｏ３ 単結晶の何れか一つであるトンネル磁気抵抗効果素子または巨大磁気抵抗効果素子を用いたことを特徴とする、請求項１５〜１８の何れかに記載の磁気デバイス。 The substrate uses a tunnel magnetoresistive effect element or a giant magnetoresistive effect element that is any one of thermally oxidized Si, glass, MgO single crystal, GaAs single crystal, and Al 2 O 3 single crystal. The magnetic device according to claim 15. Ｂ２またはＡ２構造の結晶構造を有するＣｏ２Ｆｅｘ Ｃｒ１−ｘ Ａｌ（ここで、０≦ｘ≦１）磁性薄膜が基板上に形成されてなることを特徴とする、磁気ヘッド及び磁気記録装置。 A magnetic head and a magnetic recording apparatus, wherein a Co 2 Fe x Cr 1-x Al (where 0 ≦ x ≦ 1) magnetic thin film having a crystal structure of B2 or A2 structure is formed on a substrate . フリー層が前記Ｃｏ２Ｆｅｘ Ｃｒ１−ｘ Ａｌ（ここで、０≦ｘ≦１）磁性薄膜で成るトンネル磁気抵抗効果素子または巨大磁気抵抗効果素子を用いたことを特徴とする、請求項２０に記載の磁気ヘッド及び磁気記録装置。 Free layer (where, 0 ≦ x ≦ 1) is the Co 2 Fe x Cr 1-x Al characterized by using a tunnel magnetoresistance effect element or a giant magnetoresistance effect element comprising a magnetic thin film, according to claim 20 And a magnetic recording apparatus. 前記基板を加熱することなく作製されたトンネル磁気抵抗効果素子または巨大磁気抵抗効果素子を用いたことを特徴とする、請求項２０または２１に記載の磁気ヘッド及び磁気記録装置。   The magnetic head and magnetic recording apparatus according to claim 20 or 21, wherein a tunnel magnetoresistive effect element or a giant magnetoresistive effect element manufactured without heating the substrate is used. 前記基板と前記Ｃｏ２Ｆｅｘ Ｃｒ１−ｘ Ａｌ（ここで、０≦ｘ≦１）薄膜との間にＡｌ，Ｃｕ，Ｃｒ，Ｆｅ，Ｎｂ，Ｎｉ，Ｔａ，ＮｉＦｅのうちの少なくとも一つから成るバッファー層が配設されたトンネル磁気抵抗効果素子または巨大磁気抵抗効果素子を用いたことを特徴とする、請求項２０〜２２の何れかに記載の磁気ヘッド及び磁気記録装置。 Between at least one of Al, Cu, Cr, Fe, Nb, Ni, Ta, and NiFe between the substrate and the Co 2 Fe x Cr 1-x Al (where 0 ≦ x ≦ 1) thin film. 23. The magnetic head and magnetic recording apparatus according to claim 20, wherein a tunnel magnetoresistive effect element or a giant magnetoresistive effect element provided with a buffer layer is used. 前記基板が、熱酸化Ｓｉ，ガラス，ＭｇＯ単結晶，ＧａＡｓ単結晶，Ａｌ２Ｏ３ 単結晶の何れか一つであるトンネル磁気抵抗効果素子または巨大磁気抵抗効果素子を用いたことを特徴とする、請求項２０〜２３の何れかに記載の磁気ヘッド及び磁気記録装置。 The substrate uses a tunnel magnetoresistive effect element or a giant magnetoresistive effect element that is any one of thermally oxidized Si, glass, MgO single crystal, GaAs single crystal, and Al 2 O 3 single crystal. 24. A magnetic head and a magnetic recording apparatus according to any one of claims 20 to 23 .
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