JP4550713B2 - 磁気抵抗効果素子の製造方法 - Google Patents

Description

本発明は、磁気抵抗効果膜の膜面垂直方向にセンス電流を流す構造の磁気抵抗効果素子の製造方法に関する。

近年、ハードディスクドライブ（ＨＤＤ：Hard Disk Drive）では急速な小型化・高密度化が進んでおり、今後さらなる高密度化が見込まれている。ＨＤＤの高密度化を実現するためには、記録トラック幅を狭くしてトラック密度を高める必要があり、トラック幅が狭くなると記録される磁化の大きさ、すなわち記録信号が小さくなる。そのため、媒体信号を再生する磁気ヘッドの再生感度の向上が必須の課題である。

最近では、巨大磁気抵抗効果（ＧＭＲ：Giant Magneto-Resistance effect）を利用した高感度なスピンバルブ膜を含むＧＭＲヘッドが採用されている。スピンバルブ膜とは、２層の強磁性層の間に非磁性スペーサ層を挟んだサンドイッチ構造を有し、一方の強磁性層の磁化方向を反強磁性層などで固着し（ピン層という）、他方の強磁性層の磁化方向を外部磁界により変化する（フリー層という）ようにした多層膜である。スピンバルブ膜では、２層の強磁性層の磁化方向の相対角度を変化させることによって、大きな磁気抵抗効果が得られる。

従来のスピンバルブ膜のＧＭＲヘッドは、膜面に対して平行にセンス電流を流すＣＩＰ（Current In Plane）構造であった（ＣＩＰ−ＧＭＲ素子）。それに対し、膜面に対して垂直にセンス電流を流すＣＰＰ（Current Perpendicular to Plane）構造のＧＭＲ素子（ＣＰＰ−ＧＭＲ素子）は、ＣＩＰ−ＧＭＲ素子よりも大きなＧＭＲ効果を持つため注目されている。しかし、ピン層／非磁性スペーサ層／フリー層が金属で構成されたメタルＣＰＰ−ＧＭＲ素子では、膜面に垂直方向に電流を流すと、素子抵抗が小さいために巨大な磁気抵抗効果でも得られる抵抗変化量は小さくなってしまう。ＣＰＰ−ＧＭＲ素子の抵抗変化量の増大を実現するために、非磁性スペーサ層として膜面垂直方向に電流パス（ＣＣＰ：Current-Confined-Path）を含む酸化物層（ＮＯＬ：Nano Oxide Layer）を用いたＣＰＰ−ＧＭＲ素子が提案されている（例えば特許文献１参照）。以下、このような素子をＣＣＰ−ＣＰＰ素子という。ＣＣＰ−ＣＰＰ素子では、電流狭窄効果により素子抵抗および抵抗変化量を増大することができる。
特開２００２−２０８７４４号公報

ＣＣＰ−ＣＰＰ素子のスペーサ層を形成する手法の一つとして、酸化エネルギーの異なる２種以上の金属元素からなる合金層に酸化処理を施し、酸化しにくい金属元素で電流パスを形成し、酸化しやすい金属元素を絶縁層に変換するという方法がある。

本発明者らの研究によれば、上記のような方法でＣＣＰ−ＧＭＲ素子を作製した場合、メタルＣＰＰ素子と比較して以下のような改善効果が得られる。ここでは、メタルＣＰＰ素子として、下電極／Ｔａ［５ｎｍ］／Ｒｕ［２ｎｍ］／Ｐｔ₅₀Ｍｎ₅₀［１５ｎｍ］／Ｃｏ₉₀Ｆｅ₁₀［４ｎｍ］／Ｒｕ［０．９ｎｍ］／Ｃｏ₉₀Ｆｅ₁₀［４ｎｍ］／Ｃｕ[５ｎｍ]／Ｃｏ₉₀Ｆｅ₁₀［１ｎｍ］／Ｎｉ₈₃Ｆｅ₁₇［３．５ｎｍ］／Ｃｕ［１ｎｍ］／Ｔａ［５ｎｍ］／上電極という構造を有するものを作製した。なお、ＰｔＭｎによりピン層を固着させる規則化熱処理のために、磁場中において２７０℃、１０時間の熱処理を行っている。一方、上記のＣＰＰ素子のＣｕスペーサ層の代わりに、スペーサ層としてＡｌ₉₀Ｃｕ₁₀[０．７ｎｍ]を自然酸化することにより形成されたＮＯＬを有するＣＣＰ−ＣＰＰ素子を作製した。メタルＣＰＰ素子の素子特性を評価したところ、面積抵抗ＲＡは１００ｍΩμｍ²、面積抵抗変化量ΔＲＡは０．５０ｍΩμｍ²、及びＭＲ変化率は０．５％であった。前述したように、メタルＣＰＰ素子では、素子抵抗が小さいために巨大な磁気抵抗効果でも得られる抵抗変化量は小さくなってしまう。これに対し、ＣＣＰ−ＣＰＰ素子の素子特性は、面積抵抗ＲＡは３５０ｍΩμｍ²、面積抵抗変化量ΔＲＡは５．６ｍΩμｍ²、及びＭＲ変化率は１．５％であり、メタルＣＰＰ素子に比べ、適正な面積抵抗ＲＡを実現し、抵抗変化量ΔＲＡが向上している。

しかし、２００〜５００Ｇｂｐｓｉの高記録密度の媒体から微弱な信号を検出するためには、上記のような方法を用いて製造されたＣＣＰ−ＣＰＰ素子では、面積抵抗ＲＡおよびＭＲ変化率という両方の素子特性を同時に改善することが困難である。本発明者らの研究によれば、素子特性が不十分になる原因は、絶縁層中の電流パスの純度が低いことによるということがわかってきた。

本発明の目的は、適正な面積抵抗ＲＡと高いＭＲ変化率を有する磁気抵抗素子を製造できる方法を提供することにある。

本発明の実施形態にかかる磁気抵抗効果素子の製造方法は、磁化方向が実質的に一方向に固着された磁化固着層と、磁化方向が外部磁界に対して変化する磁化自由層と、前記磁化固着層と前記磁化自由層との間に設けられた絶縁層及び前記絶縁層を貫通する電流パスを含むスペーサ層と、を有する磁気抵抗効果素子の製造方法において、前記スペーサ層を形成するにあたり、前記電流パスを形成する第１の非磁性金属層を成膜し、前記第１の非磁性金属層上に、前記絶縁層に変換される、前記第１の非磁性金属層よりも酸化、窒化、または酸窒化されやすい第２の金属層を成膜し、第１の酸化工程の酸化ガス分圧、第１の窒化工程の窒化ガス分圧、または第１の酸窒化工程の酸窒化ガス分圧が１×１０ ^-8 Ｔｏｒｒ〜１×１０ ^-6 Ｔｏｒｒであり、第２の酸化工程の酸化ガス分圧、第２の窒化工程の窒化ガス分圧、または第２の酸窒化ガス分圧が１×１０ ^-5 Ｔｏｒｒ以上である酸化工程、窒化工程または酸窒化工程を順次行い、前記第１の酸化工程、前記第１の窒化工程、または前記第１の酸窒化工程において前記第２の金属層に希ガスのイオンビームまたはＲＦプラズマの照射を行うことを特徴とする磁気抵抗効果素子の製造方法。

本発明によれば、適正な面積抵抗ＲＡと高いＭＲ変化率を有する磁気抵抗効果素子を製造できる。

図１に本発明の実施形態に係る磁気抵抗効果素子（ＣＣＰ−ＣＰＰ素子）の断面図を示す。図１の磁気抵抗効果素子は、基板上に形成された、下電極１１、下地層１２、ピニング層１３、ピン層１４、金属層１５、スペーサ層１６、金属層１７、フリー層１８、キャップ層１９、および上電極２０を有する。スペーサ層１６（ＣＣＰ−ＮＯＬ）は、絶縁層２２と、絶縁層を貫通する電流パス２１を含む。

図２（Ａ）〜（Ｄ）を参照して本発明の実施形態に係る磁気抵抗効果素子（ＣＣＰ−ＣＰＰ素子）の製造方法を説明する。ここでは、Ａｌ₂Ｏ₃からなる絶縁層中にＣｕからなる電流パスを含む非磁性スペーサ層を形成する場合を例にとり説明する。

基板上に下電極、下地層およびピニング層を成膜した後、図２（Ａ）に示すように、ピン層１４を成膜する。ピン層１４上に電流パス２１を形成する第１の非磁性金属層ｍ１（例えばＣｕ）を成膜する。第１の非磁性金属層上に絶縁層に変換される第２の金属層ｍ２（例えばＡｌＣｕやＡｌ）を成膜する。

図２（Ｂ）、図２（Ｃ）に示すように、第１の酸化工程の酸化ガス分圧を第２の酸化工程の酸化ガス分圧の１／１０以下とした、２段階の酸化工程を順次行う。第２の金属層としてＡｌやＡｌＣｕを成膜し、２段階の酸化工程によりＡｌ₂Ｏ₃からなる絶縁層を形成する場合、後述するように第１の酸化工程の酸化ガス分圧を１×１０^-8Ｔｏｒｒ〜１×１０^-6Ｔｏｒｒとし、第２の酸化工程の酸化ガス分圧を１×１０^-5Ｔｏｒｒ以上とすることが望ましい。

まず、図２（Ｂ）に示すように、酸化ガス（例えばＯ₂）を供給してチャンバー内の酸化ガス分圧を１×１０^-8Ｔｏｒｒ〜１×１０^-6Ｔｏｒｒとし、前記第２の金属層に希ガス（例えばＡｒ）のイオンビームまたはＲＦプラズマを照射する第１の酸化工程を行う。この第１の酸化工程により、第２の金属層ｍ２中のＡｌがＡｌＯｘ（ここで、ｘ＝０．５〜１．２）で表される不完全酸化層ｏ１に変換されるとともに第１の非磁性金属層ｍ１のＣｕが不完全酸化層ｏ１中に吸い上げられる。

続いて、図２（Ｃ）に示すように、酸素ガスを供給してチャンバー内の酸素ガス分圧を１×１０^-5Ｔｏｒｒ以上とし、第２の酸化工程を行う。この第２の酸化工程により、不完全酸化層ｏ１をＡｌ₂Ｏ₃からなる絶縁層２２に変換するとともに絶縁層２２を貫通する電流パス２１を形成して、スペーサ層１６を形成する。

図２（Ｄ）に示すように、スペーサ層１６上にＣｕなどの金属層１７を成膜し、その上にフリー層１８を成膜する。なお、スペーサ層１６上の金属層１７は、その上に成膜されるフリー層が酸化の影響を受けることを防止する機能を有するが、必ずしも設ける必要はない。

本発明の実施形態に係る方法を用いることにより、スペーサ層の絶縁層を貫通する電流パスの純度を向上させることができ、適正な面積抵抗ＲＡと、高いＭＲ変化率を有する磁気抵抗素子を製造できる。

本発明の実施形態においては、Ａｌ₂Ｏ₃からなる絶縁層中にＣｕからなる電流パスを含むスペーサ層を形成するにあたり、図２（Ｂ）、図２（Ｃ）に示すように、第１の酸化工程の酸化ガス分圧を第２の酸化工程の酸化ガス分圧の１／１０以下とした、２段階の酸化工程を行う。Ａｌ₂Ｏ₃からなる絶縁層中にＣｕからなる電流パスを含むスペーサ層を形成する場合、第１の酸化工程の酸化ガス分圧が第２の酸化工程の酸化ガス分圧の１／１０以下という範囲のなかでも、第１の酸化工程の酸化ガス分圧が１×１０^-8Ｔｏｒｒ〜１×１０^-6Ｔｏｒｒであり、第２の酸化工程の酸化ガス分圧が１×１０^-5Ｔｏｒｒ以上の範囲であることが好ましい。これら２段階の酸化工程は、それぞれ異なる効果を得るために酸化ガス分圧を変えており、本発明方法の最も重要な工程である。以下、２段階の酸化処理について、それぞれ詳細に説明する。

図２（Ｂ）に示した第１の酸化工程は、酸化ガス（例えばＯ₂）を供給してチャンバー内の酸化ガス分圧を１×１０^-8Ｔｏｒｒ〜１×１０^-6Ｔｏｒｒとし、前記第２の金属層に希ガス（例えばＡｒ）のイオンビームまたはＲＦプラズマを照射する工程であり、第２の金属層中のＡｌがＡｌＯｘ（ｘ＝０．５〜１．２）で表される不完全酸化層ｏ１に変換されるとともに、第１の非磁性金属層ｍ１（Ｃｕ）を不完全酸化層ｏ１中に吸い上げる効果を有する。

第１の酸化工程を１×１０^-8Ｔｏｒｒ〜１×１０^-6Ｔｏｒｒの酸化ガス分圧の下で行う目的は二つある。まず１つ目の目的は、ＡｌをＡｌＯｘに変換することで吸いあがった金属Ｃｕと金属Ａｌとのミキシングを防ぐことである。Ｃｕが金属（Ａｌ）中に侵入した場合と酸化物（ＡｌＯｘ）中に侵入した場合とでは、相互拡散の挙動は大きく異なる。すなわち、Ｃｕが金属中に侵入した場合には合金をつくりやすい。そのため、ＡｌＯｘ層に吸いあがったＣｕ電流パス内のＡｌ不純物の量は、Ａｌ層に吸いあがったＣｕ電流パスのそれより少なくなる。

２つ目の目的は、イオンビームまたはＲＦプラズマ照射によるＣｕの吸い上げの効率を上げるためである。１×１０^-6Ｔｏｒｒよりも高い酸化ガス分圧の下でイオンビームの照射またはＲＦプラズマ照射を行った場合、ＡｌＯｘ層へのイオンビームの照射が酸化ガスに阻害され不十分となるため、Ｃｕの吸い上げを起こすほど十分なエネルギーアシストをすることができない。そのため、第１の酸化工程の酸化ガス分圧は１×１０^-6Ｔｏｒｒ以下とすることが望ましい。以上の理由から、第１の酸化工程における酸化ガス分圧は１×１０^-8Ｔｏｒｒ〜１×１０^-6Ｔｏｒｒとすることが望ましい。

第１の酸化工程における酸化ガス分圧は、チャンバーにＡｒなどのガスを供給せずに所定の流量の酸化ガスを供給し、そのときのチャンバーの真空度の変化に基づいて計算することができる。例えば、チャンバーにガス供給をしていないときの到達真空度が１×１０^-7Ｔｏｒｒであり、ある流量の酸化ガスを供給したときの真空度が５×１０^-7Ｔｏｒｒである場合、酸化ガス供給による真空度の増加分４×１０^-7Ｔｏｒｒがそのときの酸化ガス供給量における酸化ガス分圧の設計値となる。ここで、酸化ガス供給を行わなくともチャンバー内には残留ガスとして酸化ガスが存在するため、酸化ガス分圧の実際値は上記の方法で計算した設計値よりも残留酸化ガス分圧の分高くなる。このような設計値からのずれを排除し、酸化ガス分圧を精密にコントロールするためには、チャンバーの到達真空度は１×１０^-7以下であることが望ましい。実際の第１の酸化工程ではイオンビームのためのＡｒガスや電子放射源のためのＡｒガスを用いているため、酸化ガスのみを供給しているときの真空度とは異なるが、上記のような計算により、所定の酸化ガスを供給しているときの酸化ガス分圧をあらかじめ計算することができる。

また、第１の酸化工程における酸化ガス分圧を知るために、質量ガス分析計を用いてもよい。質量ガス分析計は、残留ガス分析計やマスフィルタなどとも呼ばれ、２種以上の気体が混合された状態において、それぞれの気体が示す圧力、すなわち分圧を測定することができる。質量ガス分析計は、イオン源、分析部および検出部の３つの要素から構成されており、チャンバー内に存在する分子をイオン源で電離してイオン化し、分析部において電場や磁場を用いて特定の質量電荷比をもつイオンのみを通過させ、検出部で捕集するという原理で分圧を測定する。質量ガス分析計は、分析部の形式により、磁場偏向型、オメガトロン、四重極型などがある。その中でも四重極型質量ガス分析計は、磁場を用いないため小型であるという利点から一般的に普及している。上記のような質量ガス分析計を用いれば、希ガス（例えばＡｒガス）分圧と酸化ガス分圧を同時に切り分けてモニターできるため、実際のプロセスをモニターして酸化ガス分圧を制御することができる。

第１の酸化工程で用いる酸化ガスとして、例えばＯ₂などが挙げられる。また、酸化ガスの代わりに酸化ガス（例えばＯ₂）と希ガス（例えばＡｒ）の混合ガスを用いてもよい。第１の酸化工程では、１×１０^-8Ｔｏｒｒ〜１×１０^-6Ｔｏｒｒという微小な酸化ガス分圧の制御が要求されるが、酸化ガス供給に一般的なマスフローコントローラを用いた場合、制御可能なガス流量が大きく、制御可能範囲の下限の流量を用いたとしても上記のような酸化ガス分圧の制御が困難となることがある。この場合、混合ガスを用いることにより、一般的なマスフローコントローラの制御可能なガス流量でも、上記のような微小な酸化ガス分圧の制御が可能となる。

第１の酸化工程の処理時間は１５秒〜１８０秒程度が好ましく、制御性などの観点から３０秒以上がより好ましい。処理時間が長すぎると、ＣＣＰ−ＣＰＰ素子生産のスループットが落ちるため好ましくない。これらの観点から、処理時間は３０秒〜１８０秒程度が最も好ましい。

第１の酸化工程では、スペーサ層１６の絶縁層２２に変換される第２の金属層ｍ２に希ガスのイオンビームを照射する。希ガスとしては、Ａｒ、Ｋｒ、Ｈｅ、Ｘｅなどが挙げられる。質量の大きいＫｒ、Ｘｅなどを用いることで良好な効果を発現することもある。製造コストの面から、Ａｒが最も望ましい。

第１の酸化工程におけるイオンビームの照射条件は、加速電圧Ｖ＋を３０〜１３０Ｖ、ビーム電流Ｉｂを２０〜２００ｍＡ、ビーム電流を一定に保つためにイオンソースでプラズマを励起するＲＦパワーを１０〜３００Ｗに設定することが望ましい。これらの条件は、イオンビームエッチングを行う場合の条件と比較すると著しく弱い条件である。これは、第１の酸化工程においてエッチングが顕著に生じると、第２の金属層が消失してしまうおそれがあるためである。

第２の酸化工程として、図２（Ｃ）に示したとおり、酸化ガス（例えばＯ₂）を供給してチャンバー内の酸化ガス分圧を１×１０^-5Ｔｏｒｒ以上とし、不完全酸化物であるＡｌＯｘを完全な酸化物であるＡｌ₂Ｏ₃からなる絶縁層２２に変換する。第１の酸化工程においてＣｕの吸いあがりを起こそうとすると、１×１０^-6よりも高い酸化ガス分圧に設定することができないため、Ａｌを完全な酸化物であるＡｌ₂Ｏ₃に変換することができない。不完全な酸化膜であるＡｌＯｘは、絶縁層としての機能が不十分であるため、ＣＣＰ構造によるＣｕ電流パスへの電流狭窄効果が弱まってしまう。そのため、完全な酸化物Ａｌ₂Ｏ₃形成を目的とした第２の酸化工程が必要となる。また、第２の酸化工程では、Ａｌが酸化されやすく、Ｃｕが酸化されにくいという性質を利用して、絶縁層であるＡｌ₂Ｏ₃と電流パスであるＣｕを形成できる。

第２の酸化工程の処理方法として、自然酸化（Natural Oxidation）や、希ガスのイオンビームを照射しながら酸化ガスを供給しての酸化が挙げられるが、後者の方がより望ましい。後者の方法は、ＩＡＯ（Ion-beam Assisted Oxidation）と呼ばれており、イオンビームのエネルギーアシスト効果により、酸化作用と同時に還元作用も生じさせることができる。すなわち、酸化されにくいＣｕは還元され、酸化されやすいＡｌの酸化が進むことにより、より純度の高いＣｕ電流パスを形成することができる。電流パスの純度の向上により、ＣＣＰ−ＣＰＰ素子のＭＲ変化率を高くすることができる。

第２の酸化工程の処理時間は、１５秒〜１８０秒程度が好ましく、制御性の観点から、２０秒以上が好ましい。処理時間が長すぎると、ＣＣＰ−ＣＰＰ素子生産のスループットが落ちるため好ましくない。これらの観点から、処理時間は３０秒〜１８０秒程度が最も好ましい。

第２の酸化工程でＩＡＯを行う場合、希ガスのイオンビームまたはＲＦプラズマの加速電圧Ｖ＋を４０〜２００Ｖ、ビーム電流Ｉｂを３０〜２００ｍＡ、ビーム電流を一定に保つためにイオンソースでプラズマを励起するＲＦパワーを２０〜４００Ｗ程度に設定することが好ましい。

第２の酸化工程における酸化ガス暴露量（酸化ガス分圧と処理時間の積）の好ましい範囲は、ＩＡＯの場合には１０００〜５０００Ｌ（１Ｌ＝１×１０^-6Ｔｏｒｒ×ｓｅｃ）、自然酸化の場合には３０００〜３００００Ｌである。ＩＡＯの場合の酸化ガス分圧は、第１の酸化工程の場合と同様に、チャンバーにＡｒなどのガスを供給せずに所定の流量の酸化ガスを供給し、そのときのチャンバーの真空度の変化に基づいて計算することができる。例えば、チャンバーにガス供給をしていないときの到達真空度が１×１０^-7Ｔｏｒｒであり、ある流量の酸化ガスを供給したときの真空度が５×１０^-5Ｔｏｒｒである場合、酸化ガス供給による真空度の増加分４.９９×１０^-5Ｔｏｒｒがそのときの酸化ガス供給量における酸化ガス分圧の設計値となる。酸化ガス暴露量は、酸化ガス分圧と処理時間により便宜調整する。処理時間を１００ｓｅｃとした場合に好ましい酸化ガス供給量の範囲は、ＩＡＯの場合には１×１０^-5Ｔｏｒｒ〜５×１０^-5Ｔｏｒｒ、自然酸化の場合には３×１０^-5Ｔｏｒｒ〜３×１０^-4Ｔｏｒｒとなる。ただし、完全な酸化物Ａｌ₂Ｏ₃を形成するために酸化ガス分圧を１×１０^-5Ｔｏｒｒ以上としなくてはならないため、あまり処理時間を長くすると適正な酸化ガス暴露量を実現することができなくなる。前述した制御性、及びスループットの観点からと合わせて、処理時間は３０秒〜１８０秒程度が最も好ましい。

これまで述べた２段階の酸化工程において、酸化ガスの代わりに窒化ガスまたは酸窒化ガスを用いて、２段階の窒化工程、または２段階の酸窒化工程を行っても、スペーサ層の絶縁層を貫通する電流パスの純度を向上させる効果を得ることが出来る。

第１の酸化工程の代わりに第１の窒化工程を行う場合、窒化ガスとして、例えばＮ₂などが挙げられる。また、窒化ガスの代わりに窒化ガス（例えばＮ₂）と希ガス（例えばＡｒ）の混合ガスを用いてもよい。第１の酸化工程の代わりに第１の酸窒化工程を行う場合、酸窒化ガスとして、例えばＯ₂とＮ₂の混合ガスなどが挙げられる。また、酸窒化ガスの変わりに酸窒化ガス（例えばＯ₂とＮ₂の混合ガス）と希ガス（例えばＡｒ）の混合ガスを用いてもよい。

第２の酸化工程の代わりに第２の窒化工程を行う場合、窒化ガスとして、例えばＮ₂などが挙げられる。第２の酸化工程の代わりに第２の酸窒化工程を行う場合、酸窒化ガスとして、例えばＯ₂とＮ₂の混合ガスなどが挙げられる。

（実施例１）
本実施例においては、図３に示す積層構造を有する磁気抵抗効果素子を作製した。

下電極１１
下地層１２：Ｔａ［５ｎｍ］／Ｒｕ［２ｎｍ］
ピニング層１３：Ｐｔ₅₀Ｍｎ₅₀［１５ｎｍ］
ピン層１４：Ｃｏ₉₀Ｆｅ₁₀［３．６ｎｍ］／Ｒｕ［０．９ｎｍ］／｛（Ｆｅ₅₀Ｃｏ₅₀［１ｎｍ］／Ｃｕ［０．２５ｎｍ］）×２／Ｆｅ₅₀Ｃｏ₅₀［１ｎｍ］｝
金属層１５：Ｃｕ［０．５ｎｍ］
スペーサ層１６：Ａｌ₂Ｏ₃絶縁層２２およびＣｕ電流パス２１（Ａｌ₉₀Ｃｕ₁₀［１ｎｍ］成膜後に第１の酸化工程／第２の酸化工程）
金属層１７：Ｃｕ［０．２５ｎｍ］
フリー層１８：Ｃｏ₉₀Ｆｅ₁₀［１ｎｍ］／Ｎｉ₈₃Ｆｅ₁₇［３．５ｎｍ］
キャップ層１９：Ｃｕ［１ｎｍ］／Ｔａ［５ｎｍ］
上電極２０。

基板上に、スピンバルブ膜に垂直方向にセンス電流を流すための下電極１１を形成する。この下電極１１上に、下地層１２としてＴａ［５ｎｍ］／Ｒｕ［２ｎｍ］を成膜する。Ｔａは下電極の荒れを緩和するバッファ層である。Ｒｕはその上に成膜されるスピンバルブ膜の結晶配向および結晶粒径を制御するシード層である。バッファ層としてはＴａの代わりに、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗやそれらの合金材料を用いてもよい。バッファ層の膜厚は３〜５ｎｍが望ましい。バッファ層が薄すぎるとバッファ効果が失われる。一方、バッファ層が厚すぎると垂直方向にセンス電流を流した場合の直列抵抗増大を引き起こすため好ましくない。シード層としては、ｈｃｐ構造あるいはｆｃｃ構造を持つ材料を用いるのが好ましい。Ｒｕをシード層として用いると、その上に成膜されるスピンバルブ膜の結晶配向をｆｃｃ（１１１）配向とすることができ、ＰｔＭｎの結晶配向をｆｃｔ（１１１）配向、ｂｃｃ構造の結晶配向をｂｃｃ（１１０）配向とすることができる。また、シード層を設けることにより、その上に成膜されるスピンバルブ膜の結晶粒径を１０〜４０ｎｍに制御することができ、素子サイズが小さくなっても素子間におけるメタルパスの占有率のばらつきを招くことなく、適正ＲＡおよび高ＭＲを実現できる。シード層の膜厚は２〜６ｎｍが好ましい。シード層の厚さが薄すぎると結晶配向の制御効果が失われる。シード層が厚すぎると垂直方向にセンス電流を流した場合の直列抵抗増大を引き起こすので好ましくない。

下地層１２の上にピニング層１３としてＰｔ₅₀Ｍｎ₅₀［１５ｎｍ］を成膜する。ピニング層１３は、その上に成膜されるピン層１４の磁化方向を固着する役割を持つ。ピニング層の膜厚は、薄すぎるとピン固着機能を発現しないため好ましくなく、厚すぎると狭ギャップ化の観点から好ましくない。ピニング層としてＰｔ₅₀Ｍｎ₅₀を用いる場合、Ｐｔ₅₀Ｍｎ₅₀の膜厚は８〜２０ｎｍ程度が好ましく、８〜２０ｎｍがより好ましい。ピニング層に用いる反強磁性材料としては、ＰｔＭｎの他にＰｄＰｔＭｎ、ＩｒＭｎが挙げられる。ＩｒＭｎはＰｔＭｎやＰｄＰｔＭｎよりも薄い膜厚でピン固着機能が発現するので狭ギャップの観点から望ましい。ピニング層としてＩｒＭｎを用いる場合、ＩｒＭｎの膜厚は４〜１２ｎｍが好ましく、５〜１０ｎｍがより好ましい。

ピニング層の上にピン層１４を成膜する。本実施例ではピン層１４として、下部ピン層１４ａ（Ｃｏ₉₀Ｆｅ₁₀［３．６ｎｍ］）、磁気結合中間層１４ｂ（Ｒｕ［０．９ｎｍ］）、上部ピン層１４ｃ｛（Ｆｅ₅₀Ｃｏ₅₀［１ｎｍ］／Ｃｕ［０．２５ｎｍ］）×２／Ｆｅ₅₀Ｃｏ₅₀［１ｎｍ］｝からなるシンセティックピン層を用いている。下部ピン層１４ａはピニング層１３と交換磁気結合しており、一方向異方性をもつ。下部ピン層１４ａと上部ピン層１４ｃは磁気結合中間層１４ｂを介して磁化の向きが互いに反平行を向くように磁気結合している。

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

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

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

上部ピン層１４ｃ｛（Ｆｅ₅₀Ｃｏ₅₀［１ｎｍ］／Ｃｕ［２．５ｎｍ］）×２／Ｆｅ₅₀Ｃｏ₅₀［１ｎｍ］｝は、スピン依存散乱ユニットの一部をなす。特に、スペーサ層との界面に位置する磁性材料は、スピン依存界面散乱に寄与する点で重要である。本実施例ではｂｃｃ構造をもつＦｅ₅₀Ｃｏ₅₀を用いている。

スペーサ層との界面にｂｃｃ構造をもつ磁性材料を用いた場合、スピン依存界面散乱効果が大きいため、大きなＭＲ変化率を実現することができる。ｂｃｃ構造をもつＦｅＣｏ系合金としては、Ｆｅ_xＣｏ_100-x（ｘ＝３０〜１００％）や、Ｆｅ_xＣｏ_100-xに添加元素を加えたものが挙げられる。スピンバルブ膜に用いられる金属材料は、ｆｃｃ構造またはｆｃｔ構造であることが多いため、上部ピン層のみがｂｃｃ構造を有することがあり得る。このため、上部ピン層の膜厚が薄すぎると、ｂｃｃ構造を安定に保つことが困難になり、高いＭＲ変化率が得られなくなるので好ましくない。上部ピン層（スペーサ層とＲｕの間にあるピン層）として機能する磁性材料の膜厚は２ｎｍ以上であることが好ましく、大きなピン固着磁界を得るために、５ｎｍ以下であることが好ましい。また、ピン層が高いＭＲ変化率を実現しやすいｂｃｃ構造をもつ磁性層から形成される場合には、ｂｃｃ構造をより安定に保つために、ｂｃｃ構造をもつ層の膜厚は２ｎｍ以上であることが好ましい。大きなピン固着磁界を得るとともにｂｃｃ構造の安定性を保つために、ｂｃｃ構造をもつピン層の膜厚範囲は、２．５ｎｍ〜４ｎｍ程度が好ましい。また、相図上でｂｃｃ構造がより安定に得られる組成範囲にある、Ｆｅ₇₅Ｃｏ_25〜Ｆｅ₈₅Ｃｏ₁₅なども好ましい材料として挙げられる。上部ピン層には、ｂｃｃ構造をもつ磁性材料の代わりに、ｆｃｃ構造のＣｏＦｅ合金や、ｈｃｐ構造をもつコバルト合金も用いることができる。Ｃｏ、Ｆｅ、Ｎｉなどの単体金属、またはこれらのいずれか一つの元素を含む合金材料はすべて用いることができる。上部ピン層の磁性材料を、大きなＭＲ変化率を得るのに有利なものから並べると、ｂｃｃ構造をもつ合金材料、５０％以上のコバルト組成をもつコバルト合金、５０％以上のＮｉ組成をもつニッケル合金の順になる。

本実施例においては上部ピン層として、磁性層（ＦｅＣｏ層）と非磁性層（極薄Ｃｕ層）とを交互に積層したものを用いている。このような構造を有する上部ピン層では、バルク散乱効果と呼ばれるスピン依存散乱効果を向上させることができる。ＣＣＰ−ＣＰＰ素子においては、スペーサ近傍で電流が狭窄されるため、スペーサ層界面近傍の抵抗の寄与が非常に大きくなる。この場合、バルク散乱効果よりも界面散乱効果の寄与が大きいため、スペーサ層との界面に位置する材料の選択が重要な意味をもつ。それでも、バルク散乱効果の大きい材料を用いることは有効である。磁性層間のＣｕ層の膜厚は、０．１〜１ｎｍが好ましく、０．２〜０．５ｎｍがより好ましい。Ｃｕ層の膜厚が薄すぎると、バルク散乱効果を向上させる効果が弱くなる。Ｃｕ層の膜厚が厚すぎると、バルク散乱効果が減少させることがあるうえに、非磁性のＣｕ層を介した上下磁性層の磁気結合が弱くなり、ピン層の特性が不十分となるので好ましくない。磁性層間の非磁性層の材料としては、Ｃｕの代わりに、Ｈｆ、Ｚｒ、Ｔｉなどを用いてもよい。一方、ＦｅＣｏなどの磁性層の膜厚は０．５〜２ｎｍが好ましく、１〜１．５ｎｍ程度がより好ましい。

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

ピン層１４上にスペーサ層１６の電流パス２１の供給源となる第１の非磁性金属層としてＣｕを成膜した後、スペーサ層１６の絶縁層に変換される第２の金属層としてＡｌＣｕ層を成膜する。次に、第１の酸化工程の酸化ガス分圧を第２の酸化工程の酸化ガス分圧の１／１０以下とした、２段階の酸化工程を行う。Ａｌ₂Ｏ₃からなる絶縁層中にＣｕからなる電流パスを含むスペーサ層を形成する場合、第１の酸化工程の酸化ガス分圧が第２の酸化工程の酸化ガス分圧の１／１０以下という範囲のなかでも、第１の酸化工程の酸化ガス分圧が１×１０^-8Ｔｏｒｒ〜１×１０^-6Ｔｏｒｒであり、第２の酸化工程の酸化ガス分圧が１×１０^-5Ｔｏｒｒ以上の範囲であることが好ましい。

まず、酸化ガスを供給して１×１０^-8Ｔｏｒｒ〜１×１０^-6Ｔｏｒｒの酸素ガス分圧の下で、前記第２の金属層に希ガス（例えばＡｒ）のイオンビームまたはＲＦプラズマを照射する第１の酸化工程を行う。本実施例の第１の酸化工程では、酸化ガスとして酸素を用いて、チャンバー内の酸素ガス分圧を１×１０^-7Ｔｏｒｒとした。この処理により、ＡｌＣｕ内のＡｌが不完全に酸化されたＡｌＯｘに変換される。第１の酸化工程においては、加速電圧３０〜１３０Ｖ、ビーム電流２０〜２００ｍＡ、照射時間３０〜１８０秒の条件でＡｒイオンを照射する。本実施例では、上記の条件の中でも、加速電圧４０〜７０Ｖ、ビーム電流３０〜８０ｍＡ、照射時間６０〜１５０秒の範囲を選択して用いた。イオンビームの照射により、不完全に酸化されたＡｌＯｘ中に第１の非磁性金属層であるＣｕが吸い上げられて侵入し、ＡｌＯｘ中に侵入したＣｕが電流パスとなる。加えて、ＡｌをＡｌＯｘに変換したことにより、金属Ｃｕと金属Ａｌとの相互拡散を抑えることができ、Ｃｕ電流パス中のＡｌ不純物の量を抑えることができる。

さらに、不完全に酸化されたＡｌＯｘを完全な絶縁層であるＡｌ₂Ｏ₃に変換するため、１×１０^-5以上の酸素ガス分圧の下で第２の酸化工程を行う。本実施例では、酸化ガス分圧を１×１０^-5とした。また、本実施例では、第２の酸化工程において、不完全に酸化されたＡｌＯｘに希ガス（例えばＡｒ）のイオンビームまたはＲＦプラズマを照射するＩＡＯ工程を行う。また、このＩＡＯ工程では、加速電圧４０〜２００Ｖ、ビーム電流３０〜２００ｍＡ、照射時間１５〜３００秒の条件でＡｒイオンを照射する。本実施例では、上記の条件の中でも、加速電圧５０〜１００Ｖ、ビーム電流４０〜１００ｍＡ、照射時間３０〜１８０秒の範囲を選択した。第２の酸化工程におけるＩＡＯ工程は第１の酸化工程よりも高い酸素分圧の下で行うため、イオンビームによるエネルギーアシスト効果を得るためには、第１の酸化工程よりも強いビーム条件が必要となる。この工程では、イオンビームのエネルギーアシストによる酸化還元反応により、電流パスとなるＣｕ側から絶縁層となるＡｌ側へ酸素を移動させることができる。

電流パスとなる第１の非磁性金属層であるＣｕの膜厚はＡｌＣｕの膜厚に応じて調整する。ＡｌＣｕの厚さを厚くした場合に電流パスの占有率を保つためには、ＡｌＣｕ中に侵入させるＣｕの量を増加させなければならないためである。Ｃｕの膜厚が適正範囲よりも薄ければ、電流パスの占有率が下がり面積抵抗が適正値よりも高くなってしまう。一方、Ｃｕの膜厚が適正範囲よりも厚い場合、ＣＣＰ−ＮＯＬにより狭窄された電流が磁性層に到達するまでの間にＣｕ中で広がってしまい、ＭＲ変化率の低下を招くため好ましくない。

第１の非磁性金属層としては、酸化されにくく、かつ比抵抗の低い材料が望ましい。Ｃｕの代わりとして、Ａｕ、Ａｇなどを用いてもよい。

第２の金属層としてＡｌＣｕを用いた場合、第１の酸化工程中に第１の非磁性金属層のＣｕが吸い上げられるだけでなくＡｌＣｕ中のＣｕもＡｌから分離されて電流パスとなる。本実施例では第２の金属層としてＡｌ₉₀Ｃｕ₁₀を用いたがＣｕを含まない純Ａｌを用いてもよい。純Ａｌを用いた場合、Ｃｕの吸いあがりによってのみ電流パスが形成される。

第２の金属層の材料は、Ａｌ₂Ｏ₃を形成するためのＡｌ合金に限らず、Ｈｆ、Ｚｒ、Ｔｉ、Ｍｇ、Ｔａ、Ｍｏ、Ｗ、Ｎｂ、Ｓｉなどおよびそれらを主成分とする合金でもよい。また、第２の金属層の材料は非磁性体に限られず、磁性体であってもよい。また、第２の金属層から変換される絶縁層は酸化物に限らず、窒化物や酸窒化物でもよい。第２の金属層としてどのような材料を用いた場合にも成膜時の膜厚は０．５〜２ｎｍが好ましく、酸化物、窒化物または酸窒化物に変換したときの膜厚は０．８〜３．５ｎｍ程度が好ましい。

スペーサ層１６の上に、金属層１７としてＣｕ［０．２５ｎｍ］を成膜する。この金属層１７は、その上に成膜されるフリー層がスペーサ層１６の酸化物に接して酸化されないようにするバリア層としての機能を有する。なお、フリー層の酸化はアニール条件の最適化などによって回避できることもあるので、スペーサ層１６上の金属層１７は必ずしも設ける必要はない。このように、スペーサ層１６の下の金属層１５は電流パスの供給源であるため必須であるが、スペーサ層１６の上の金属層１７は必須というわけではない。製造上のマージンを考慮すると、スペーサ層１６上の金属層１７を形成することが好ましい。金属層１７の材料としては、Ｃｕ以外に、Ａｕ、Ａｇ、Ｒｕなどを用いることもできる。ただし、金属層１７の材料は、スペーサ層１６の電流パスの材料と同一材料であることが好ましい。金属層１７の材料として電流パスの材料と異種材料を用いた場合には界面抵抗の増大を招くが、両者が同一の材料であれば界面抵抗の増大は生じない。金属層１７の膜厚は、０〜１ｎｍが好ましく、０．１〜０．５ｎｍがより好ましい。金属層１７が厚すぎると、スペーサ層１６で狭窄された電流が金属層１７で広がって電流狭窄効果が不十分になり、ＭＲ変化率の低下を招く。

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

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

本実施例のＣＣＰ−ＣＰＰ素子の特性を評価したところ、ＲＡ＝５００ｍΩμｍ²、ΔＲＡ＝４５ｍΩμｍ²、ＭＲ変化率＝９％であった。このような高いＭＲ変化率が実現できたのは、上記の２段階の酸化工程を行うことにより、Ｃｕ電流パスの純度を向上が実現できたことに起因する。

（実施例２）
本実施例では、様々な方法を用いてＣＣＰ−ＣＰＰ素子を作製し、これらのＣＣＰ−ＣＰＰ素子について特性を比較した結果を説明する。作製した磁気抵抗効果素子は以下の積層構造を有する。

下電極１１
下地層１２：Ｔａ［５ｎｍ］／Ｒｕ［２ｎｍ］
ピニング層１３：Ｐｔ₅₀Ｍｎ₅₀［１５ｎｍ］
ピン層１４：Ｃｏ₉₀Ｆｅ₁₀［４ｎｍ］／Ｒｕ［０．９ｎｍ］／Ｃｏ₉₀Ｆｅ₁₀［４ｎｍ］
金属層１５：Ｃｕ［０．５ｎｍ］
スペーサ層１６：Ａｌ₂Ｏ₃絶縁層２２およびＣｕ電流パス２１（Ａｌ₉₀Ｃｕ₁₀［０．５〜１ｎｍ］成膜後に第１の酸化工程／第２の酸化工程）
金属層１７：Ｃｕ［０．２５ｎｍ］
フリー層１８：Ｃｏ₉₀Ｆｅ₁₀［１ｎｍ］／Ｎｉ₈₃Ｆｅ₁₇［３．５ｎｍ］
キャップ層１９：Ｃｕ［１ｎｍ］／Ｔａ［５ｎｍ］。

本実施例では、第２の金属層として用いたＡｌＣｕの膜厚を０．５〜１ｎｍの範囲で変化させてＣＣＰ−ＣＰＰ素子を作製した。ＡｌＣｕ膜厚を変えることでＣＣＰ−ＮＯＬの電流パスの占有率を変化させることができるため、様々な面積抵抗ＲＡを実現することができる。また、本実施例ではＣＣＰ−ＣＰＰ素子の特性の製造方法による違いを比較することを目的としているため、ピン層は実施例１よりも単純なＣｏ₉₀Ｆｅ₁₀［４ｎｍ］／Ｒｕ［０．９ｎｍ］／Ｃｏ₉₀Ｆｅ₁₀［４ｎｍ］とした。

本実施例においては、ＣＣＰ−ＮＯＬを形成するにあたり、第１の非磁性金属層および第２の金属層を成膜した後に、第１の酸化工程の酸化ガス分圧を第２の酸化工程の酸化ガス分圧の１／１０以下とした、２段階の酸化工程を順次行い、第１の酸化工程において第２の金属層に希ガスのイオンビームまたはＲＦプラズマの照射を行う。実施例２では、第１の酸化工程の酸化ガス分圧を以下の３水準として、ＣＣＰ−ＣＰＰ素子を作製した。

実施例２（Ａ）：第１の酸化工程の酸化ガス分圧 １×１０^-8Ｔｏｒｒ
実施例２（Ｂ）：第１の酸化工程の酸化ガス分圧 １×１０^-7Ｔｏｒｒ
実施例２（Ｃ）：第１の酸化工程の酸化ガス分圧 １×１０^-6Ｔｏｒｒ。

実施例２（Ａ）、（Ｂ）、（Ｃ）ともに、第２の酸化工程の酸化ガス分圧を１×１０^-5Ｔｏｒｒとした。実施例２（Ａ）、（Ｂ）、（Ｃ）では、第２の酸化工程において、不完全に酸化されたＡｌＯｘに希ガス（例えばＡｒ）のイオンビームまたはＲＦプラズマを照射するＩＡＯ工程を行う。

実施例２のＣＣＰ−ＣＰＰ素子と比較するための比較例として、ＣＣＰ−ＮＯＬを形成するにあたり、第１の非磁性金属層および第２の金属層を成膜した後に、以下の二つの方法で酸化工程を行い、ＣＣＰ−ＣＰＰ素子を作製した。

比較例１：
第１の酸化工程の酸化ガス分圧を第２の酸化工程の酸化ガス分圧の１／１０よりも高くした、２段階の酸化工程を順次行い、第１の酸化工程において第２の金属層に希ガスのイオンビームまたはＲＦプラズマの照射を行う。第１の酸化工程の酸化ガス分圧を５×１０^-6Ｔｏｒｒとし、第２の酸化工程の酸化ガス分圧を１×１０^-5Ｔｏｒｒとする。第２の酸化工程において、不完全に酸化されたＡｌＯｘに希ガス（例えばＡｒ）のイオンビームまたはＲＦプラズマを照射するＩＡＯ工程を行う。

比較例２：
酸化ガス分圧を１×１０^-5Ｔｏｒｒで一定とした、１段階の酸化工程を行う。比較例２では、１段階の酸化工程において、第２の金属層に希ガス（例えばＡｒ）のイオンビームまたはＲＦプラズマを照射するＩＡＯ工程を行う。

図４に上記の各製造方法を用いて製造されたＣＣＰ−ＣＰＰ素子のＲＡとＭＲとの関係を示す。

実施例２（Ａ）、（Ｂ）、（Ｃ）、比較例１、比較例２において、ＡｌＣｕ膜厚を変化させることにより１００〜１５００ｍΩμｍ²の面積抵抗を実現できた。ＣＣＰ−ＣＰＰ素子の特性を比較するには、同等の面積抵抗をもつ素子間のＭＲを比較することが有効である。面積抵抗５００ｍΩμｍ²における各ＣＣＰ−ＣＰＰ素子間のＭＲ変化率を対比すると、
実施例２（Ａ）：５．５％、
実施例２（Ｂ）：５．０％、
実施例２（Ｃ）：５．１％、
比較例１：２．５％、
比較例２：２．４％
であった。

実施例２（Ａ）、（Ｂ）、（Ｃ）のＭＲ変化率はほぼ同等であり、比較例１および比較例２のＭＲ変化率よりも高い値を示した。すなわち、実施例２（Ａ）、（Ｂ）、（Ｃ）のように第１の酸化工程の酸化ガス分圧を第２の酸化工程の酸化ガス分圧の１／１０以下という範囲とした、酸化ガス分圧を変えた２段階の酸化工程を行った場合に高いＭＲ変化率を実現することができる。

実施例２（Ａ）、（Ｂ）、（Ｃ）で比較例１および比較例２よりも高いＭＲ変化率を実現することができた原因について考察する。ここでは、ValetとFert（T. Valet and A. Fert, Phys. Rev. B 48, 7099(1993)）が提案したモデル（以下、Valet-Fertモデルと呼ぶ）を利用して考察する。本実施例の実験結果を考察するためには、Valet-FertモデルをＣＣＰ−ＣＰＰ素子に適合させる必要がある。Valet-Fertモデルを拡張するにあたっては、以下のように仮定した。すなわち、ＣＣＰ−ＣＰＰ素子ではスペーサ層において電流パスが狭窄されるため、スペーサ層とピン層またはフリー層との界面の面積は電流パスの面積比率Ｄ［％］に依存すると仮定した。また、ＣＣＰ−ＣＰＰ素子ではトータルの抵抗のうちスペーサ層の抵抗の割合が高くなるので、スピン依存散乱のうち界面散乱効果のほうがバルク散乱効果よりも影響が大きい。このため、ここでは計算を簡単にするためバルク散乱効果を無視している。

図５（Ａ）に本実施例に係るＣＣＰ−ＣＰＰ素子の斜視図、図５（Ｂ）に電流パスの拡大斜視図、図５（Ｃ）に本実施例に係るＣＣＰ−ＣＰＰ素子の等価回路図を示す。

図５（Ｃ）において、ＲＡ_upperはフリー層１８より上のキャップ層１９、上電極の面積抵抗、ＲＡ_freeはフリー層１８の面積抵抗、ＲＡ_pinnedはＧＭＲ効果に寄与するＲｕとＣＣＰ−ＮＯＬに挟まれた上部ピン層１４ａの面積抵抗、ＲＡ_lowerは上部ピン層１４ａより下のＲｕ１４ｂ、下部ピン層１４ａ、ピニング層１２、下地層１２、下電極の面積抵抗である。また、図５（Ｃ）に示すように、ＣＣＰ−ＮＯＬのＣｕ電流パスの抵抗は、Ｃｕ電流パスの比抵抗ρ_Cuと膜厚ｔ_Cuの積を電流パスの面積比率Ｄで除算することにより、ρ_Cu・ｔ_Cu／（Ｄ／１００）と求められる。電流パスとフリー層１８または上部ピン層１４ｃ（電流パスとの界面はいずれもＣｏＦｅ）との界面抵抗は、ＲＡ_CoFe/Cuに対して界面散乱係数γを考慮に入れ、かつ電流パスの面積比率Ｄで除算することにより、ＲＡ_CoFe/Cu／（１−γ²）／（Ｄ／１００）と求められる。

以上のモデルによるＣＣＰ−ＮＯＬのＲＡ_CCPは式（１）により、ΔＲＡ_interfaceは式（２）によりそれぞれ表される。

これらのモデルに基づいて、ＣＣＰ−ＣＰＰスピンバルブ膜のＲＡとＭＲ変化率との関係を計算した。まず、ＲＡ_CCPを除いた残りの部分のＲＡ値を１００ｍΩμｍ²とした。この値には、メタルＣＰＰ素子について実験から求めたＲＡ値を採用している。ＲＡ_CoFe/Cuは文献値に基づいて０．２ｍΩμｍ²としている。ｔ_Cuとしては、断面ＴＥＭ観察結果から得られたＣＣＰ−ＮＯＬの膜厚である１．５ｎｍを用いている。γとしては、メタルＣＰＰ素子について実験から求めた０．６２を用いている。

電流パスであるＣｕの比抵抗を比較すると、実施例２（Ａ）、（Ｂ）、（Ｃ）の電流パスであるＣｕの比抵抗はほぼ同等であり、比較例１及び比較例２のＣｕの比抵抗よりも低いという傾向が認められた。これは、実施例２（Ａ）、（Ｂ）、（Ｃ）において、酸化ガス分圧を変えた２段階の酸化工程を行い、１×１０^-8Ｔｏｒｒ〜１×１０^-6Ｔｏｒｒの範囲の酸化分圧での第１の酸化工程により、Ｃｕの吸い上がり現象を引き起こし、純度の高いＣｕ電流パスを形成できたことに起因する。比較例２では、酸化ガス分圧を１×１０^-5Ｔｏｒｒで一定とした１段階の酸化工程を行っているため、実施例２の第１の酸化工程で起こったＣｕの吸い上がり現象が起こらない。比較例２では、Ｃｕの吸いあがりが起こらなくとも第２の金属層としてＡｌＣｕを用いているため、多少の相分離現象が生じ、Ａｌから分離したＣｕの電流パスが形成されるが、Ｃｕの吸いあがり現象が起こった場合と比較するとＡｌとＣｕの分離は極めて悪い。比較例１では、酸化ガス分圧を変えた２段階の酸化工程を行っているが、第１の酸化工程の酸化ガス分圧が高すぎるため、イオンビームの照射が酸化ガスに阻害され不十分となり、Ｃｕの吸い上げを起こすほど十分なエネルギーアシストをすることができない。そのため、比較例２と同様に、Ｃｕの吸いあがり現象が起こった場合と比較するとＡｌとＣｕの分離は極めて悪い。

以上に示したように、第１の酸化工程の酸化ガス分圧を第２の酸化工程の酸化ガス分圧の１／１０以下とした、２段階の酸化工程を順次行い、第１の酸化工程において第２の金属層に希ガスのイオンビームまたはＲＦプラズマの照射を行うことにより、純度の高いＣｕ電流パスを形成することができ、高いＭＲ変化率を有するＣＣＰ−ＣＰＰ素子を作製することができる。

以下、本発明の実施形態に係る磁気抵抗効果素子（ＣＣＰ−ＣＰＰ素子）の応用について説明する。

図６および図７は、本発明の実施形態に係る磁気抵抗効果素子を磁気ヘッドに組み込んだ状態を示している。図６は、磁気記録媒体（図示せず）に対向する媒体対向面に対してほぼ平行な方向に磁気抵抗効果素子を切断した断面図である。図７は、この磁気抵抗効果素子を媒体対向面ＡＢＳに対して垂直な方向に切断した断面図である。

図６および図７に例示した磁気ヘッドは、いわゆるハード・アバッテッド（hard abutted）構造を有する。磁気抵抗効果膜１０は上述したＣＣＰ−ＣＰＰ膜である。磁気抵抗効果膜１０の上下には、下電極１１と上電極２０とがそれぞれ設けられている。図６において、磁気抵抗効果膜１０の両側面には、バイアス磁界印加膜４１と絶縁膜４２とが積層して設けられている。図７に示したように、磁気抵抗効果膜１０の媒体対向面には保護層４３が設けられている。

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

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

図６および図７に示した磁気ヘッドは、記録再生一体型の磁気ヘッドアセンブリに組み込んで、磁気記録再生装置に搭載することができる。

図８は、このような磁気記録再生装置の概略構成を例示する要部斜視図である。すなわち、本発明の磁気記録再生装置１５０は、ロータリーアクチュエータを用いた形式の装置である。同図において、磁気ディスク２００は、スピンドル１５２に装着され、図示しない駆動装置制御部からの制御信号に応答する図示しないモータにより矢印Ａの方向に回転する。本発明の磁気記録再生装置１５０は、複数の磁気ディスク２００を備えたものとしてもよい。

磁気ディスク２００に格納する情報の記録再生を行うヘッドスライダ１５３は、サスペンション１５４の先端に取り付けられている。ヘッドスライダ１５３は、上述したいずれかの実施形態に係る磁気抵抗効果素子を含む磁気ヘッドをその先端付近に搭載している。

磁気ディスク２００が回転すると、ヘッドスライダ１５３の媒体対向面（ＡＢＳ）は磁気ディスク２００の表面から所定の浮上量をもって保持される。あるいはスライダが磁気ディスク２００と接触するいわゆる「接触走行型」であってもよい。

サスペンション１５４はアクチュエータアーム１５５の一端に接続されている。アクチュエータアーム１５５の他端には、リニアモータの一種であるボイスコイルモータ１５６が設けられている。ボイスコイルモータ１５６は、ボビン部に巻かれた図示しない駆動コイルと、このコイルを挟み込むように対向して配置された永久磁石および対向ヨークからなる磁気回路とから構成される。

アクチュエータアーム１５５は、ピボット１５７の上下２箇所に設けられた図示しないボールベアリングによって保持され、ボイスコイルモータ１５６により回転摺動が自在にできるようになっている。

図９は、アクチュエータアーム１５５から先のヘッドジンバルアセンブリをディスク側から眺めた拡大斜視図である。すなわち、アセンブリ１６０は、アクチュエータアーム１５５を有し、アクチュエータアーム１５５の一端にはサスペンション１５４が接続されている。サスペンション１５４の先端には、上述したいずれかの実施形態に係る磁気抵抗効果素子を含む磁気ヘッドを具備するヘッドスライダ１５３が取り付けられている。サスペンション１５４は信号の書き込みおよび読み取り用のリード線１６４を有し、このリード線１６４とヘッドスライダ１５３に組み込まれた磁気ヘッドの各電極とが電気的に接続されている。図中１６５はアセンブリ１６０の電極パッドである。

本発明によれば、上述した本発明の実施形態に係る磁気抵抗効果素子を含む磁気ヘッドを具備することにより、従来よりも高い記録密度で磁気ディスク２００に磁気的に記録された情報を確実に読み取ることが可能となる。

以上、具体例を参照しつつ、本発明の実施形態について説明した。しかし、本発明は、これらの具体例に限定されるものではない。例えば、磁気抵抗効果膜の具体的な構造や、その他、電極、バイアス印加膜、絶縁膜などの形状や材質に関しては、当業者が公知の範囲から適宜選択することにより本発明を同様に実施し、同様の効果を得ることができる。

例えば、磁気抵抗効果素子を再生ヘッドに適用する際に、素子の上下に磁気シールドを付与することにより、検出分解能を規定することができる。

また、本発明は、長手磁気記録方式のみならず垂直磁気記録方式の磁気ヘッドあるいは磁気記録再生装置についても同様に適用して同様の効果を得ることができる。

さらに、本発明の磁気記録再生装置は、特定の記録媒体を定常的に備えたいわゆる固定式のものでもよく、一方、記録媒体が差し替え可能ないわゆる「リムーバブル」方式のものでもよい。

その他、本発明の実施形態を基にして、当業者が適宜設計変更して実施しうるすべての磁気抵抗効果素子、磁気ヘッド、磁気記録再生装置も同様に本発明の範囲に属する。

本発明の実施形態に係るＣＣＰ−ＣＰＰ素子の断面図。 本発明の実施形態に係るＣＣＰ−ＣＰＰ素子の製造方法を概略的に説明する断面図。 実施例１におけるＣＣＰ−ＣＰＰ素子の斜視図。 実施例２において製造されたＣＣＰ−ＣＰＰ素子について、ＲＡとＭＲ変化率との関係を示す図。 実施例２におけるＣＣＰ−ＣＰＰ素子の斜視図、電流パスの拡大斜視図、およびＣＣＰ−ＣＰＰ素子の等価回路図。 本発明の実施形態に係る磁気ヘッドの断面図。 本発明の実施形態に係る磁気ヘッドの断面図。 本発明の実施形態に係る磁気記録再生装置の斜視図。 本発明の実施形態に係るヘッドジンバルアセンブリの斜視図。

符号の説明

１１…下電極、１２…バッファ層、１３…ピニング層、１４…ピン層、１５…金属層、１６…スペーサ層、１７…金属層、１８…フリー層、１９…キャップ層、２０…上電極、２１…電流パス、２２…絶縁層、４１…バイアス磁界印加膜、４２…絶縁膜、４３…保護層、１５０…磁気記録再生装置、１５２…スピンドル、１５３…ヘッドスライダ、１５４…サスペンション、１５５…アクチュエータアーム、１５６…ボイスコイルモータ、１５７…ピボット、１６０…磁気ヘッドアッセンブリ、１６４…リード線、２００…磁気ディスク。

Claims (8)

1. 磁化方向が実質的に一方向に固着された磁化固着層と、磁化方向が外部磁界に対して変化する磁化自由層と、前記磁化固着層と前記磁化自由層との間に設けられた絶縁層及び前記絶縁層を貫通する電流パスを含むスペーサ層と、を有する磁気抵抗効果素子の製造方法において、
   前記スペーサ層を形成するにあたり、
   前記電流パスを形成する第１の非磁性金属層を成膜し、
   前記第１の非磁性金属層上に、前記絶縁層に変換される、前記第１の非磁性金属層よりも酸化、窒化、または酸窒化されやすい第２の金属層を成膜し、
   第１の酸化工程の酸化ガス分圧、第１の窒化工程の窒化ガス分圧、または第１の酸窒化工程の酸窒化ガス分圧が１×１０ ^-8 Ｔｏｒｒ〜１×１０ ^-6 Ｔｏｒｒであり、第２の酸化工程の酸化ガス分圧、第２の窒化工程の窒化ガス分圧、または第２の酸窒化ガス分圧が１×１０ ^-5 Ｔｏｒｒ以上である酸化工程、窒化工程または酸窒化工程を順次行い、
   前記第１の酸化工程、前記第１の窒化工程、または前記第１の酸窒化工程において前記第２の金属層に希ガスのイオンビームまたはＲＦプラズマの照射を行う
   ことを特徴とする磁気抵抗効果素子の製造方法。
2. 前記第１の酸化工程の酸化ガス分圧、前記第１の窒化工程の窒化ガス分圧、または前記第１の酸窒化ガス分圧が、前記第２の酸化工程の酸化ガス分圧、前記第２の窒化工程の窒化ガス分圧、または前記第２の酸窒化工程の酸窒化ガス分圧の１／１０００〜１／１０であることを特徴とする請求項１に記載の磁気抵抗効果素子の製造方法。
3. 前記スペーサ層上に、さらに非磁性金属層を形成することを特徴とする請求項１に記載の磁気抵抗効果素子の製造方法。
4. 前記第１の酸化工程、前記第１の窒化工程または前記第１の酸窒化工程は、前記希ガスのイオンビームまたはＲＦプラズマの加速電圧を３０Ｖ以上１３０Ｖ以下に設定して行うことを特徴とする請求項１に記載の磁気抵抗効果素子の製造方法。
5. 前記第２の酸化工程、前記第２の窒化工程、または前記第２の酸窒化工程は、前記第２の金属層の酸化物、窒化物、または酸窒化物に希ガスのイオンビームまたはＲＦプラズマを照射しながら行うことを特徴とする請求項１に記載の磁気抵抗効果素子の製造方法。
6. 前記第２の酸化工程、第２の窒化工程、または第２の酸窒化工程は、前記希ガスのイオンビームまたはＲＦプラズマの加速電圧を５０Ｖ以上１００Ｖ以下に設定して行うことを特徴とする請求項５に記載の磁気抵抗効果素子の製造方法。
7. 前記第１の非磁性金属層は、Ｃｕ、ＡｕおよびＡｇからなる群より選択される少なくとも１種の元素を含むことを特徴とする請求項１に記載の磁気抵抗効果素子の製造方法。
8. 前記絶縁層は、Ａｌ、Ｓｉ、Ｈｆ、Ｍｇ、Ｔｉ、Ｔａ、Ｍｏ、Ｗ、Ｎｂ、ＣｒおよびＺｒからなる群より選択される少なくとも１種の元素を含む酸化物、窒化物、または酸窒化物で形成されていることを特徴とする請求項１に記載の磁気抵抗効果素子の製造方法。

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