JP4582488B2 - 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 - Google Patents

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Description

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。
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／強磁性層からなる強磁性スピントンネル接合（ＭＴＪ）素子が新しい磁界センサ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るが、磁性体中でのスピン依存散乱（バルク散乱）の寄与もある。そのため一般に、バルク散乱の寄与が期待される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。
このような巨大磁気抵抗効果素子は、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、反強磁性層の比抵抗が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、スピンバルブ型でＣＰＰ構造を有する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ィ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。しかし、ハーフメタルのようなスピン分極率の大きい磁性材料が開発されれば、それを用いることで大きなバルク散乱が期待され、結果として大きなＣＰＰ−ＧＭＲが期待できる。
一方、ＭＴＪでは、外部磁場によって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（Ｊｕｌｌｉｅｒの式）で与えられることが知られている。
ＴＭＲ＝２Ｐ1Ｐ2／（１−Ｐ1Ｐ2） （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。
バリアとなる絶縁体としてＡｌ酸化膜を用いた場合、室温における現在得られているＴＭＲの最大値は、ＣｏＦｅＢ合金を用いた場合の約６０％である。
ＭＴＪ素子は現在、ハードディスク用磁気ヘッドに実用化されており、また、将来は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。従って、より大きなＴＭＲを示す素子の開発が必要である。
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、Ｆｅ3Ｏ4，ＣｒＯ2，（Ｌａ−Ｓｒ）ＭｎＯ3，Ｔｈ2ＭｎＯ7，Ｓｒ2ＦｅＭｏＯ6などの酸化物、ＮｉＭｎＳｂなどのハーフホイスラー合金、及びＣｏ2ＭｎＧｅ，Ｃｏ2ＭｎＳｉ，Ｃｏ2ＣｒＡｌ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。
最近、ＭｇＯバリアとＦｅやＦｅＣｏＢなどの強磁性層を用いることで、室温で２００％以上の大きなＴＭＲが得られている。しかし、これはＭｇＯバリアと上記強磁性層の特殊なバンド構造を利用しており、それらの組み合わせを用いることではじめて大きなＴＭＲが得られるものであり、強磁性層自体のスピン分極率が大きいというものではない。実際、Ｆｅのスピン分極率は０．４程度、ＦｅＣｏＢのそれは０．６程度であり、Ａｌ酸化膜バリアを用いた場合には上記のような大きなＴＭＲは得られない。
フルホイスラー合金でＬ２1構造を得るためには、通常、基板を３００℃以上に加熱するか、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、Ｌ２1構造が得られても、作製された薄膜が室温でハーフメタルであると認識された報告はない。実際、これらのハーフメタル材料を用いて作製されたトンネル接合素子では、いずれも室温のＴＭＲは期待に反して小さく、バリアとしてＡｌ酸化膜を用いた場合、Ｃｏ2ＭｎＡｌやＣｏ2ＭｎＳｉホイスラー合金を用いた場合の６０〜７０％程度が最大であった。しかも、これらＭｎを含むホイスラー合金は界面で酸化されやすく、安定したＴＭＲを得るのが困難である。また、酸化し易いために接合抵抗が大きく、通常、抵抗と面積の積（ＲＡ）が、１０7Ω・μｍ2以上になる。抵抗が高すぎると大容量ＭＲＡＭへの適用が困難になる。
このようにハーフメタル薄膜の作製は実際には非常に困難である。その原因は、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、また、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、界面が酸化したりすることなどにあると考えられる。
本発明者等は、これまで種々のフルホイスラー合金を用いたＭＴＪ素子を作製してきたが、ＭｇＯ基板上に作製したＣｏ2ＦｅＡｌフルホイスラー合金薄膜を用いた場合、室温で５０％以上のＴＭＲが安定して得られることを報告している（非特許文献２参照）。このときのＣｏ2ＦｅＡｌの構造はＬ２1ではなく不規則構造のＢ２であり、この組成においてはＬ２1構造を得るのは困難であることも見出している。
一方、最近、Ｃｏ2ＦｅＳｉフルホイスラー合金がハーフメタルになることが報告されている。この材料はバルクでＬ２1構造が得られ易く、薄膜においてもＬ２1構造が得られることを本発明者等は見出している。しかし、非特許文献３では、この材料を用いたトンネル接合では室温ＴＭＲは４０％程度と小さく、ハーフメタルから期待されるような大きなＴＭＲは得られないことが、本発明者等により報告された。
T. Miyazaki and N. Tezuka, "Spin polarized tunneling in ferromagnet/insulator/ferromagnet junctions", J. Magn. Magn. Mater, L39, p.1231, 1995 Okamura et al., Appl. Phys. Lett., Vol.86, pp.232503-1-232503-3, 2005 Inomata et al., J. Phys. D, Vol.39, pp.816-823, 2006
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述のように多く存在するが、作製された薄膜はいずれも室温でハーフメタル特性を示していない。そのため、ハーフメタルで期待されるような、室温での大きなＴＭＲは得られていないという課題がある。
本発明は、上記課題に鑑み、従来のＦｅＣｏ合金やＦｅＣｏＢ合金よりも大きなＴＭＲが室温で安定して得られる、スピン分極率の大きい磁性薄膜及びそれを用いたＴＭＲ素子やＧＭＲ素子等の磁気抵抗効果素子並びに磁気デバイス、さらにはこれを用いた磁気ヘッドや磁気記録装置などの磁気装置を提供することを目的としている。
本発明者等は、Ｃｏ2Ｆｅ（Ｓｉ1-xＡｌx）（ここで、０＜ｘ＜１）薄膜を作製し、この膜を用いて強磁性トンネル接合（ＭＴＪ）素子等を作製した結果、この膜は室温で強磁性であり、かつ、室温で７０％を超えるような大きなＴＭＲを発現することを見出し、本発明を完成するに至った。
上記目的を達するため、本発明の磁性薄膜は、基板と基板上に形成されるＣｏ2Ｆｅ（Ｓｉ1-xＡｌx）薄膜と、を備え、Ｃｏ2Ｆｅ（Ｓｉ1-xＡｌx）薄膜はＬ２1又はＢ２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、基板は、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ればよい。好ましくは、基板とＣｏ2Ｆｅ（Ｓｉ1-xＡｌx）薄膜の間にバッファ層が配設されおり、バッファ層として、Ｃｒ，Ｔａ，Ｖ，Ｎｂ，Ｒｕ，Ｆｅ，ＦｅＣｏ合金，フルホイスラー合金のうち少なくとも一つであってよい。
本発明のＣｏ2Ｆｅ（Ｓｉ1-xＡｌx）（ここで、０＜ｘ＜１）薄膜によれば、室温において強磁性であり、スピン分極率の大きいハーフメタルとすることができる。
本発明のトンネル磁気抵抗効果素子は、基板と、フリー層となる強磁性層と、トンネル層となる絶縁層と、ピン層となる強磁性層と、を含み、強磁性層の何れかが、基板上に形成されるＬ２1又はＢ２構造を有するＣｏ2Ｆｅ（Ｓｉ1-xＡｌx）（ここで、０＜ｘ＜１）磁性薄膜から成ることを特徴とする。
上記Ｃｏ2Ｆｅ（Ｓｉ1-xＡｌx）（ここで、０＜ｘ＜１）磁性薄膜は、フリー層として用いてもよい。基板としては、熱酸化Ｓｉ，ガラス，ＭｇＯ単結晶，ＧａＡｓ単結晶，Ａｌ2Ｏ3単結晶の何れか一つが適用できる。基板とＣｏ2Ｆｅ（Ｓｉ1-xＡｌx）（ここで、０＜ｘ＜１）薄膜との間には、好ましくは、バッファ層が配設されており、このバッファ層として、Ｃｒ，Ｔａ，Ｖ，Ｎｂ，Ｒｕ，Ｆｅ，ＦｅＣｏ合金，フルホイスラー合金のうち少なくとも一つを用いることができる。
上記構成によれば、室温において、低電流で、かつ、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。
本発明の巨大磁気抵抗効果素子は、基板と、フリー層となる強磁性層と、非磁性金属層と、ピン層となる強磁性層と、を含み、強磁性層の何れかが、基板上に形成されるＬ２1又はＢ２構造を有するＣｏ2Ｆｅ（Ｓｉ1-xＡｌx）（ここで、０＜ｘ＜１）磁性薄膜から成り、膜面垂直方向に電流を流すことを特徴とする。
上記Ｃｏ2Ｆｅ（Ｓｉ1-xＡｌx）（ここで、０＜ｘ＜１）磁性薄膜を、フリー層として用いてもよい。基板として、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が適用できる。基板とＣｏ2Ｆｅ（Ｓｉ1-xＡｌx）（ここで、０＜ｘ＜１）薄膜との間には、好ましくは、バッファ層が配設されており、このバッファ層として、Ｃｒ，Ｔａ，Ｖ，Ｎｂ，Ｒｕ，Ｆｅ，ＦｅＣｏ合金，フルホイスラー合金のうち少なくとも一つを用いることができる。
上記構成によれば、室温において、低電流で、かつ、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。
本発明の磁気デバイスは、基板と、この基板上に形成されるＬ２1又はＢ２構造を有するＣｏ2Ｆｅ（Ｓｉ1-xＡｌx）（ここで、０＜ｘ＜１）磁性薄膜と、を有することを特徴とする。
上記磁気デバイスは、好ましくは、さらに、フリー層となる強磁性層を有するトンネル磁気抵抗効果素子又は巨大磁気抵抗効果素子を備え、フリー層が、基板上に形成されるＣｏ2Ｆｅ（Ｓｉ1-xＡｌx）（ここで、０＜ｘ＜１）磁性薄膜で成る。基板は、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ってよい。基板とＣｏ2Ｆｅ（Ｓｉ1-xＡｌx）（ここで、０＜ｘ＜１）薄膜との間には、好ましくは、バッファ層が配設されており、このバッファ層は、Ｃｒ，Ｔａ，Ｖ，Ｎｂ，Ｒｕ，Ｆｅ，ＦｅＣｏ合金，フルホイスラー合金のうち少なくとも一つを用い得る。
上記構成によれば、室温において、低電流で、かつ、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提供することができる。
本発明の磁気装置は、基板と、この基板上に形成されるＬ２1又はＢ２構造を有するＣｏ2Ｆｅ（Ｓｉ1-xＡｌx）（ここで、０＜ｘ＜１）磁性薄膜と、を有することを特徴とする。
上記磁気装置は、好ましくは、さらに、フリー層となる強磁性層を有するトンネル磁気抵抗効果素子又は巨大磁気抵抗効果素子を備え、フリー層が、基板上に形成されるＣｏ2Ｆｅ（Ｓｉ1-xＡｌx）（ここで、０＜ｘ＜１）磁性薄膜で成る。基板としては、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を用いることができる。基板とＣｏ2Ｆｅ（Ｓｉ1-xＡｌx）（ここで、０＜ｘ＜１）薄膜との間には、好ましくは、バッファ層が配設されており、このバッファ層は、Ｃｒ，Ｔａ，Ｖ，Ｎｂ，Ｒｕ，Ｆｅ，ＦｅＣｏ合金，フルホイスラー合金のうち少なくとも一つを用いることができる。好ましくは、磁気装置は、磁気ヘッド、該磁気ヘッドを用いた磁気記録装置、ＭＲＡＭ、ハードディスク駆動装置を含む。
上記構成によれば、室温において、低電流で、かつ、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、高速な磁気ヘッドや磁気記録装置などの各種磁気装置を提供することができる。
以上の説明から理解されるように、本発明のＬ２1又はＢ２構造を有するＣｏ2Ｆｅ（Ｓｉ1-xＡｌx）（ここで、０＜ｘ＜１）を用いた磁性薄膜は、強磁性特性を示し、スピン分極率が大きい。
本発明のＬ２1又はＢ２構造を有するＣｏ2Ｆｅ（Ｓｉ1-xＡｌx）（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、低電流で、かつ、低外部磁場で非常に大きなＧＭＲを得ることができる。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。
本発明のＬ２1又はＢ２構造を有するＣｏ2Ｆｅ（Ｓｉ1-xＡｌx）（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、超大容量ＨＤＤ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、小型で高性能の磁気装置が実現できる。スピン注入素子としても応用でき、飽和磁化が小さくスピン分極率が大きいためスピン注入による磁化反転電流が小さくなり、低消費電力で磁化反転を実現することができるほか、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。
本発明の第１の実施の形態に係る磁性薄膜の断面図である。 上記第１の実施の形態に係る磁性薄膜の変形例の断面図である。 第１の実施の形態に係る磁性薄膜に用いるＣｏ2Ｆｅ（Ｓｉ1-xＡｌx）（ここで、０＜ｘ＜１）の構造を模式的に説明する図である。 第２の実施の形態に係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。 第２の実施の形態に係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。 第２の実施の形態に係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。 第３の実施の形態に係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。 第３の実施の形態に係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。 実施例１のＣｏ2Ｆｅ（Ｓｉ0.5Ａｌ0.5）薄膜のＸ線回折を測定した結果を示す図である。 実施例２のＣｏ2Ｆｅ（Ｓｉ0.5Ａｌ0.5）薄膜のＸ線回折を測定した結果を示す図である。 実施例２のＣｏ2Ｆｅ（Ｓｉ0.5Ａｌ0.5）薄膜の磁化の温度依存性を示す図である。 実施例３のトンネル磁気抵抗効果素子の室温における抵抗の磁場依存性を示す図である。 実施例３のトンネル磁気抵抗効果素子におけるＴＭＲの温度磁場依存性を示す図である。 実施例３〜８及び比較例１〜２のトンネル磁気抵抗効果素子における室温でのＴＭＲのＣｏ2Ｆｅ（Ｓｉ1-xＡｌx）薄膜の組成依存性を示す図である。 実施例１２のトンネル磁気抵抗効果素子における室温のＴＭＲ及び接合抵抗のＭｇＯ層の膜厚依存性を示す図である。 ＭｇＯ層の膜厚を１．７ｎｍとし、Ｃｏ2Ｆｅ（Ｓｉ0.5Ａｌ0.5）薄膜の熱処理温度を４３０℃とした実施例１２のトンネル磁気抵抗効果素子におけるＴＭＲの温度依存性を示す図である。 図１６のトンネル磁気抵抗効果素子の５Ｋにおける抵抗の磁場依存性を示す図である。 実施例１２のトンネル磁気抵抗素子におけるＴＭＲの熱処理温度依存性を示す図である。 実施例１２のトンネル磁気抵抗素子における接合抵抗の熱処理温度依存性を示す図である。
符号の説明
１，５：磁性薄膜
２：基板
３，１６：Ｃｏ2Ｆｅ（Ｓｉ1-xＡｌx）薄膜
４：バッファ層
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
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。
最初に、本発明の磁性薄膜の第１の実施の形態を示す。
図１は、本発明に係る第１の実施の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、Ｌ２1又はＢ２構造を有するＣｏ2Ｆｅ（Ｓｉ1-xＡｌx）薄膜３を配設している。ここで、組成ｘは、ｚ０＜ｘ＜１である。Ｃｏ2Ｆｅ（Ｓｉ1-xＡｌx）薄膜３は、室温で強磁性である。基板２上のＣｏ2Ｆｅ（Ｓｉ1-xＡｌx）薄膜３の膜厚は、１ｎｍ以上で１μｍ以下であればよい。
図２は、本発明に係る第１の実施の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Ｃｏ2Ｆｅ（Ｓｉ1-xＡｌx）（ここで、０＜ｘ＜１）薄膜３の間にバッファ層４を挿入している。このバッファ層４を挿入することで、基板１上のＣｏ2Ｆｅ（Ｓｉ1-xＡｌx）（ここで、０＜ｘ＜１）薄膜３の結晶性をさらによくし、表面粗さを小さくすることができる。
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、Ａｌ2Ｏ3、ＧａＡｓなどの単結晶を用いることができる。バッファ層４としては、Ｃｒ，Ｖ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｆｅ，ＦｅＣｏ合金などの体心立方晶の金属、及びフルホイスラー合金などを用いることができる。基板２上にバッファ層４を設けることで、表面が滑らかで、より結晶性の良いＬ２1又はＢ２構造を有するＣｏ2Ｆｅ（Ｓｉ1-xＡｌx）（ここで、０＜ｘ＜１）薄膜３を作製することができる。
上記Ｃｏ2Ｆｅ（Ｓｉ1-xＡｌx）（ここで、０＜ｘ＜１）薄膜３の膜厚は、１ｎｍ以上、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又はＢ２構造を得るのが困難になり、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。
次に、上記構成の実施の形態１の磁性薄膜の作用を説明する。
図３は、本発明の実施の形態１における磁性薄膜に用いるＣｏ2Ｆｅ（Ｓｉ1-xＡｌx）（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。
Ｃｏ2Ｆｅ（Ｓｉ1-xＡｌx）のＬ２1構造においては、図３のＩの位置にＳｉとＡｌが組成比としてＳｉ1-xＡｌx（ここで、０＜ｘ＜１）となるように配置され、IIの位置にＦｅ、IIIとIVの位置にＣｏが配置される。
さらに、Ｃｏ2Ｆｅ（Ｓｉ1-xＡｌx）のＢ２構造においては、図３のＩの位置とIIの位置に、ＦｅとＳｉとＡｌが不規則に配列される構造となる。この際、ＳｉとＡｌの組成比は、Ｓｉ1-xＡｌx（ここで、０＜ｘ＜１）となるように配置される。
次に、上記構成の実施の形態１の磁性薄膜１，５の磁気的性質を説明する。
上記構成のＣｏ2Ｆｅ（Ｓｉ1-xＡｌx）（ここで、０＜ｘ＜１）薄膜３は、室温で強磁性であり、かつ、Ｌ２1又はＢ２構造のＣｏ2Ｆｅ（Ｓｉ1-xＡｌx）（ここで、０＜ｘ＜１）薄膜３が得られる。Ｃｏ2Ｆｅ（Ｓｉ1-xＡｌx）（ここで、０＜ｘ＜１）薄膜３を加熱基板２上に成膜するか、あるいは成膜した後で、この薄膜３に熱処理を施こすことで、その温度に応じたＬ２1又はＢ２構造が得られる。上記Ｃｏ2Ｆｅ（Ｓｉ1-xＡｌx）薄膜３の組成ｘを０＜ｘ＜１としたのは、ｘが０や１では、ＣＰＰ構造の巨大磁気抵抗効果素子において大きなＧＭＲやトンネル磁気抵抗効果素子において大きなＴＭＲが得られないからである。
ここで、Ｃｏ2Ｆｅ（Ｓｉ1-xＡｌx）（ここで、０＜ｘ＜１）薄膜の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、Ｓｉ（Ａｌ）とＦｅ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。これらの違いはＸ線回折で測定することができる。
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の実施の形態を示す。
図４は、本発明に係る第２の実施の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、トンネル磁気抵抗効果素子の場合を示している。図４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、Ｃｏ2Ｆｅ（Ｓｉ1-xＡｌx）（ここで、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。
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、スピンバルブ型の構造のために用いている。この構造においてはＣｏ2Ｆｅ（Ｓｉ1-xＡｌx）（ここで、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、単層構造又は複数の層構造とすることができる。絶縁層１１にはＡｌ2Ｏ3、Ａｌの酸化物であるＡｌＯx又はＭｇＯを、強磁性層１２にはＣｏＦｅ，ＮｉＦｅ、ＣｏＦｅＢ、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における反強磁性層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。
図５は、本発明に係る第２の実施の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上にバッファ層４とＣｏ2Ｆｅ（Ｓｉ1-xＡｌx）（ここで、０＜ｘ＜１）薄膜３が配設され、トンネル層となる絶縁層１１と、ピン層となる強磁性層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。
図６は、本発明に係る第２の実施の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上にバッファ層４とＣｏ2Ｆｅ（Ｓｉ1-xＡｌx）（ここで、０＜ｘ＜１）薄膜３が配設され、トンネル層となる絶縁層１１と、Ｃｏ2Ｆｅ（Ｓｉ1-xＡｌx）（ここで、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Ｃｏ2Ｆｅ（Ｓｉ1-xＡｌx）（ここで、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。
なお、ピン層となる強磁性層１６は、Ｃｏ2Ｆｅ（Ｓｉ1-xＡｌx）（ここで、０＜ｘ＜１）薄膜とＣｏＦｅのような強磁性層とからなる多層膜としてもよい。
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、Ｃｏ2Ｆｅ（Ｓｉ1-xＡｌx）（ここで、０＜ｘ＜１）薄膜３又はバッファ層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。バッファ層４と電極層１４への電流の流し方は、膜面垂直方向に電流を流すＣＰＰ構造とすることができる。
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や、ＭｇＯ、Ａｌ2Ｏ3、ＧａＡｓなどの単結晶であってよい。また、バッファ層４として、Ｃｒ，Ｔａ，Ｖ，Ｎｂ，Ｒｕ，Ｆｅ，ＦｅＣｏ合金，フルホイスラー合金のうち少なくとも一つを用いることができる。上記Ｃｏ2Ｆｅ（Ｓｉ1-xＡｌx）（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Ｌ２1又はＢ２構造を得るのが困難になる。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る。
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。
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のＣｏ2Ｆｅ（Ｓｉ1-xＡｌx）（ここで、０＜ｘ＜１）薄膜３のスピンのみが反転される。
このため、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り、スピンが１方向に固定される。従って、フリー層であるＣｏ2Ｆｅ（Ｓｉ1-xＡｌx）（ここで、０＜ｘ＜１）薄膜３のスピンの平行、反平行が容易に得られる。強磁性層がＣｏ2Ｆｅ（Ｓｉ1-xＡｌx）（ここで、０＜ｘ＜１）薄膜３であるために、室温でスピン分極率が０．５以上と大きいことから、本発明のトンネル磁気抵抗効果素子の１０，１５におけるＴＭＲは非常に大きくなる。この際、フリー層であるＣｏ2Ｆｅ（Ｓｉ1-xＡｌx）（ここで、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。
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でスピン分極率の大きいＣｏ2Ｆｅ（Ｓｉ1-xＡｌx）（ここで、０＜ｘ＜１）薄膜３と同じＣｏ2Ｆｅ（Ｓｉ1-xＡｌx）（ここで、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などの大きなＴＭＲを必要とする磁気デバイスに好適である。
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の実施の形態を示す。
図７は、本発明に係る第３の実施の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、バッファ層４と強磁性体となる本発明のＣｏ2Ｆｅ（Ｓｉ1-xＡｌx）（ここで、０＜ｘ＜１）薄膜３がフリー層として配設され、非磁性金属層２１と、ピン層となる強磁性層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。バッファ層４と電極層１４への電流の流し方は、膜面内に電流を流すタイプであるＣＩＰ構造と、膜面垂直方向に電流を流すタイプであるＣＰＰ構造とすることができる。
図８は、本発明に係る第３の実施の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。バッファ層４と電極層１４への電流の流し方は、膜面内に電流を流すタイプのＣＩＰ構造と、膜面垂直方向に電流を流すタイプのＣＰＰ構造とすることができる。
上記巨大磁気抵抗効果素子３０，３５に用いる基板２は、熱酸化Ｓｉ、ガラスなどの多結晶、さらに、ＭｇＯ，Ａｌ2Ｏ3，ＧａＡｓなどの単結晶を用いることができる。バッファ層４としては、Ｃｒ，Ｔａ，Ｖ，Ｎｂ，Ｒｕ，Ｆｅ，ＦｅＣｏ合金，フルホイスラー合金のうち少なくとも一つを用いることができる。非磁性金属層２１としては、Ｃｕ，Ａｌ，Ｃｒ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，Ｃｏ2Ｆｅ（Ｓｉ1-xＡｌx）（ここで、０＜ｘ＜１）薄膜などの何れか一つか、又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，ＰｔＭｎなどを用いることができる。
上記Ｃｏ2Ｆｅ（Ｓｉ1-xＡｌx）（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Ｌ２1又はＢ２構造を得るのが困難になり、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る。
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。
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巨大磁気抵抗効果素子３０の動作について説明する。強磁性層のＣｏ2Ｆｅ（Ｓｉ1-xＡｌx）（ここで、０＜ｘ＜１）薄膜３がハーフメタルであることから、外部磁界が印加されたときに、伝導に寄与するのはＣｏ2Ｆｅ（Ｓｉ1-xＡｌx）（ここで、０＜ｘ＜１）薄膜３の一方のスピンのみであるので、非常に大きな磁気抵抗、即ち、ＧＭＲが得られる。
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巨大磁気抵抗効果素子３５の動作について説明する。この場合には、スピンバルブ型の巨大磁気抵抗効果素子３５であるので、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、外部磁界の印加により、フリー層であるＣｏ2Ｆｅ（Ｓｉ1-xＡｌx）（ここで、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り、さらに、伝導に寄与するのはハーフメタルであるＣｏ2Ｆｅ（Ｓｉ1-xＡｌx）（ここで、０＜ｘ＜１）薄膜３の一方のスピンのみであるので、非常に大きなＧＭＲが得られる。
さらに、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３０，３５のＣＰＰ動作について説明する。ＣＰＰ構造の巨大磁気抵抗効果素子においては、Ｃｏ2Ｆｅ（Ｓｉ1-xＡｌx）（ここで、０＜ｘ＜１）の比抵抗が、反強磁性層１３のそれと同等以上であるので、反強磁性層１３の存在によるＧＭＲの低下がほとんどなく、大きなＣＰＰ−ＧＭＲが得られる。
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の実施の形態を示す。
図１乃至図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、低電流、かつ、低磁界でＴＭＲ、又は、ＧＭＲが非常に大きくなる。この場合、磁気抵抗変化率は、外部磁界を印加したとき、下記（２）式で求められ、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、磁界が零よりも極僅かに大きい磁界、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。
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、低電流、かつ、低磁界で大きなＴＭＲ又はＧＭＲを示すので、磁気抵抗センサとして用いれば、高い感度を得ることができる。本発明の磁気薄膜を用いたトンネル磁気抵抗素子又は巨大磁気抵抗素子は、各種の磁気デバイスに適用することができる。
また、本発明の磁性薄膜を用いた磁気抵抗効果素子は、室温において、低電流、かつ、低磁界で大きなＴＭＲ又は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としての、例えばＭＴＪ素子はＭＲＡＭなどの各種の磁気装置に用いることができる。ＭＲＡＭ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”を記録させることができる。さらに、読み出しはＴＭＲ効果を利用して行うことができる。
また、本発明の磁気抵抗効果素子であるＣＰＰ構造のＭＴＪ素子においては、素子面積を小さくできるので、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。なお、本発明において磁気装置とは、磁気ヘッド、磁気ヘッドを用いた各種の磁気記録装置、上記ＭＲＡＭ、ハードディスク駆動装置などを含む概念で用いている。
以下、本発明の実施例について説明する。
高周波マグネトロンスパッタ装置を用いてＭｇＯ（００１）基板２上に、厚さ１００ｎｍのＣｏ2Ｆｅ（Ｓｉ0.5Ａｌ0.5）薄膜３を室温で作製した。その後、最大６００℃までの温度で熱処理した。
図９は、実施例１のＣｏ2Ｆｅ（Ｓｉ0.5Ａｌ0.5）薄膜３のＸ線回折を測定した結果を示している。図９において、縦軸はＸ線回折強度（任意目盛）、横軸は角度（°）、即ち、Ｘ線の原子面への入射角θの２倍に相当する角度を示している。図９には、Ｃｏ2Ｆｅ（Ｓｉ0.5Ａｌ0.5）薄膜３を室温で成膜した試料と、成膜後に５００℃及び６００℃で熱処理した試料を示している。図９から明らかなように、Ｃｏ2Ｆｅ（Ｓｉ0.5Ａｌ0.5）薄膜３は（００l）配向をしており、膜面内で４５°回転してＭｇＯ基板２上にエピタキシャル成長していることが分かる。
図９の挿入図は、Ｃｏ2Ｆｅ（Ｓｉ0.5Ａｌ0.5）薄膜３を室温で成膜後に５００℃及び６００℃で熱処理した試料のＸ線回折パターンを示す図であり、Ｌ２1構造の規則相に対応する（１１１）回折線に角度を合わせ、膜面内で回転した場合のＸ線回折パターンを示している。４回対称の回折像が見られることから、この膜はＬ２1構造を有していることが判明した。
一方、図示してない熱処理をしなかったＣｏ2Ｆｅ（Ｓｉ0.5Ａｌ0.5）薄膜３の場合には、（１１１）回折像が観測されず、Ｂ２構造であることが分かった。これにより、実施例１のＭｇＯ基板２上に作製したＣｏ2Ｆｅ（Ｓｉ0.5Ａｌ0.5）膜３は、適当な温度で熱処理することでＢ２又はＬ２1構造が得られることが分かった。
Ｃｒから成るバッファ層４を用いたこと以外は、実施例１と同じ方法で、厚さ１００ｎｍのＣｏ2Ｆｅ（Ｓｉ0.5Ａｌ0.5）薄膜３を室温で作製した。その後、最大６００℃までの温度で熱処理した。
図１０は実施例２のＣｏ2Ｆｅ（Ｓｉ0.5Ａｌ0.5）薄膜３のＸ線回折を測定した結果を示す。縦軸及び横軸は図９と同じである。図１０には、Ｃｏ2Ｆｅ（Ｓｉ0.5Ａｌ0.5）薄膜３を室温で成膜した試料と、成膜後に４００℃及び５００℃で熱処理した試料を示している。
図１０から明らかなように、実施例２で作製したＣｏ2Ｆｅ（Ｓｉ0.5Ａｌ0.5）薄膜３は、熱処理する前から（００ｌ）配向しており、Ｃｒバッファ層４を用いることで（００l）配向性が向上することがわかる。
図１０の挿入図は、Ｃｏ2Ｆｅ（Ｓｉ0.5Ａｌ0.5）薄膜３を室温で成膜後に、４００℃，４５０℃及び５００℃で熱処理した試料のＸ線回折パターンを示しており、Ｌ２1構造の規則相に対応する（１１１）回折線に角度を合わせ、膜面内で回転した場合のＸ線回折パターンである。４５０℃以上で熱処理したＣｏ2Ｆｅ（Ｓｉ0.5Ａｌ0.5）薄膜３において（１１１）回折像が得られており、Ｌ２1構造が得られることが分かる。これにより、実施例２のＭｇＯ基板２上にバッファ層４を挿入して作製したＣｏ2Ｆｅ（Ｓｉ0.5Ａｌ0.5）薄膜３は、バッファ層４を用いない場合よりも、より低温でＬ２1構造が得られることが分かった。
図１１は、実施例２のＣｏ2Ｆｅ（Ｓｉ0.5Ａｌ0.5）薄膜３の磁化の温度依存性を示している。図１１において、縦軸は磁化（ｅｍｕ／ｃｍ3）、横軸は温度（Ｋ）である。Ｃｏ2Ｆｅ（Ｓｉ0.5Ａｌ0.5）薄膜３は、４００℃で１時間熱処理した。図１１から明らかように、実施例２のＣｏ2Ｆｅ（Ｓｉ0.5Ａｌ0.5）薄膜３の磁化のＨｅ温度近傍及び３００Ｋの値は、それぞれ、約１０９０ｅｍｕ／ｃｍ3、約１０６０ｅｍｕ／ｃｍ3であり、温度変化による磁化の変化は小さく、キュリー点の高い強磁性体であることが判明した。
図１１の挿入図は、実施例２のＣｏ2Ｆｅ（Ｓｉ0.5Ａｌ0.5）薄膜３の室温における磁化曲線を示す。挿入図において、縦軸は磁化（ｅｍｕ／ｃｍ3）を、横軸は印加した磁場Ｈ（Ｏｅ）である。図から明らかなように、実施例２のＣｏ2Ｆｅ（Ｓｉ0.5Ａｌ0.5）薄膜３は、保磁力の小さいソフト磁性を示していることが分かった。
実施例３として、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（ＭＴＪ）１５を作製した。
先ず、高周波マグネトロンスパッタ装置を用いて、ＭｇＯ（００１）基板２上に、Ｃｒから成るバッファ層４を４０ｎｍとこのバッファ層４上に強磁性のフリー層となるＣｏ2Ｆｅ（Ｓｉ0.5Ａｌ0.5）薄膜３を３０ｎｍ積層した。成膜後、Ｃｏ2Ｆｅ（Ｓｉ0.5Ａｌ0.5）薄膜３の結晶性をよくするために４００℃で熱処理した。熱処理したＣｏ2Ｆｅ（Ｓｉ0.5Ａｌ0.5）薄膜３はＢ２構造であった。
引き続き、トンネル絶縁層１１となるＡｌＯｘ層を１．２ｎｍ、強磁性のピン層１２となるＣｏＦｅ層を３ｎｍ、ＣｏＦｅ層のスピンを固定する役割をする反強磁性体１３となるＩｒＭｎ層を１０ｎｍ、保護膜の役割と微細加工におけるマスクの役割とを果す電極層１４としてのＴａ層５ｎｍを順に積層した。なお、ピン層１２となるＣｏＦｅ層の成膜時には、２５０℃の温度で磁場中熱処理を行った。具体的には、２ｋＯｅの磁界を印加して膜面内に一軸異方性を導入した。
次に、上記のように成膜した積層膜をフォトリソグラフィ及びイオンミリングを用いて微細加工を行ない、１０μｍ×１０μｍの寸法を有するスピンバルブ型のトンネル磁気抵抗効果素子１５を作製した。
実施例３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、実施例３のトンネル磁気抵抗効果素子１５の室温における抵抗の磁場依存性を示す。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７５％のＴＭＲが得られた。このＴＭＲの値は、従来のＣｏＦｅ合金やＣｏＦｅＢ合金を用いた場合のＴＭＲよりも大きな値である。また、接合抵抗は、ＲＡ＝１．２×１０5Ωμｍ2と小さいことが分かった。
図１３は、実施例３のトンネル磁気抵抗効果素子１５におけるＴＭＲの温度磁場依存性を示す図である。図の横軸は温度（Ｋ）であり、縦軸はＴＭＲ（％）である。図１３から明らかなように、５０Ｋの低温では１００％以上、最大１１０％という大きなＴＭＲが得られることが分かった。Ｊｕｌｌｉｅｒの式（１）を用いてＣｏ2Ｆｅ（Ｓｉ0.5Ａｌ0.5）のスピン分極率を求めると、Ｐ＝０．７１となる。このスピン分極率は、従来のＣｏＦｅＢ合金の最大値である０．６よりかなり大きな値である。
強磁性フリー層３となるＣｏ2Ｆｅ（Ｓｉ1-xＡｌx）の組成ｘを０．１とし、Ｃｏ2Ｆｅ（Ｓｉ0.1Ａｌ0.9）薄膜とした以外は、実施例３と同様にして実施例４のトンネル磁気抵抗効果素子１５を作製した。室温におけるＴＭＲは、約６３％であった。
強磁性フリー層３となるＣｏ2Ｆｅ（Ｓｉ1-xＡｌx）の組成ｘを０．３とし、Ｃｏ2Ｆｅ（Ｓｉ0.3Ａｌ0.7）薄膜とした以外は、実施例３と同様にして実施例５のトンネル磁気抵抗効果素子１５を作製した。室温におけるＴＭＲは、約７０％であった。
強磁性フリー層３となるＣｏ2Ｆｅ（Ｓｉ1-xＡｌx）の組成ｘを０．６とし、Ｃｏ2Ｆｅ（Ｓｉ0.6Ａｌ0.4）薄膜とした以外は、実施例３と同様にして実施例６のトンネル磁気抵抗効果素子１５を作製した。室温におけるＴＭＲは、約８０％であった。
強磁性フリー層３となるＣｏ2Ｆｅ（Ｓｉ1-xＡｌx）の組成ｘを０．７とし、Ｃｏ2Ｆｅ（Ｓｉ0.7Ａｌ0.3）薄膜とした以外は、実施例３と同様にして実施例７のトンネル磁気抵抗効果素子１５を作製した。室温におけるＴＭＲは、約７７％であった。
強磁性フリー層３となるＣｏ2Ｆｅ（Ｓｉ1-xＡｌx）の組成ｘを０．９とし、Ｃｏ2Ｆｅ（Ｓｉ0.7Ａｌ0.3）薄膜とした以外は、実施例３と同様にして実施例８のトンネル磁気抵抗効果素子１５を作製した。室温におけるＴＭＲは、約６９％であった。
次に、実施例３〜８に対する比較例について説明する。
（比較例１）
強磁性フリー層３となるＣｏ2Ｆｅ（Ｓｉ1-xＡｌx）の組成ｘを０、すなわち、Ｃｏ2ＦｅＳｉ薄膜とした以外は、実施例３と同様にして比較例１のトンネル磁気抵抗効果素子を作製した。室温におけるＴＭＲは、約４１％であった。
（比較例２）
強磁性フリー層３となるＣｏ2Ｆｅ（Ｓｉ1-xＡｌx）の組成ｘを１、すなわち、Ｃｏ2ＦｅＡｌ薄膜とした以外は、実施例３と同様にして比較例２のトンネル磁気抵抗効果素子を作製した。室温におけるＴＭＲは、約５３％であった。
図１４は、実施例３〜８及び比較例１〜２のトンネル磁気抵抗効果素子における室温でのＴＭＲのＣｏ2Ｆｅ（Ｓｉ1-xＡｌx）薄膜の組成依存性を示す図である。図の横軸は組成ｘを示し、縦軸はＴＭＲ（％）を示している。Ｃｏ2Ｆｅ（Ｓｉ1-xＡｌx）薄膜の組成ｘが０の場合はＣｏ2ＦｅＳｉの比較例１を、組成ｘが１の場合はＣｏ2ＦｅＡｌの比較例２を、それぞれ示している。
図１４から明らかなように、実施例３〜８のトンネル磁気抵抗効果素子における室温でのＴＭＲは、Ｃｏ2Ｆｅ（Ｓｉ1-xＡｌx）の組成ｘが０．１から０．９においては、約６３％から最大８０％という大きなＴＭＲが得られ、本発明によるホイスラー合金はいずれも６０％以上のＴＭＲを示しており、大きなスピン分極率をもつことが分かった。
一方、比較例１のＣｏ2ＦｅＳｉ薄膜及び比較例２のＣｏ2ＦｅＡｌを用いたトンネル磁気抵抗効果素子における室温でのＴＭＲは、それぞれ、約４１％、５３％であり、何れも、実施例３〜８のＣｏ2Ｆｅ（Ｓｉ1-xＡｌx）（ここで、０＜ｘ＜１）薄膜３を用いたトンネル磁気抵抗効果素子におけるＴＭＲよりも低いことが分かった。
実施例９として、スピンバルブ型のトンネル磁気抵抗効果素子（ＭＴＪ）２０を作製した。
先ず、高周波マグネトロンスパッタ装置を用いて、ＭｇＯ（００１）基板２上に、Ｃｒから成るバッファ層４を４０ｎｍと、このＣｒバッファ層４上に強磁性のフリー層となるＣｏ2Ｆｅ（Ｓｉ0.5Ａｌ0.5）層３を３０ｎｍと、トンネル絶縁層１１となるＭｇＯ層を２ｎｍと、Ｃｏ2Ｆｅ（Ｓｉ0.5Ａｌ0.5）層を３０ｎｍ積層した。この成膜後に、Ｃｏ2Ｆｅ（Ｓｉ0.5Ａｌ0.5）薄膜３の結晶性をよくするために４００℃の温度で熱処理を行なった。熱処理したＣｏ2Ｆｅ（Ｓｉ0.5Ａｌ0.5）薄膜３はＢ２構造であった。
引き続き、強磁性のピン層１６となるＣｏＦｅ層を３ｎｍと、ピン層１６のスピンを固定する役割をする反強磁性体１３となるＩｒＭｎ層を１０ｎｍ、保護膜であるとともに微細加工におけるマスクの役割も果す電極層１４としてのＴａ層５ｎｍを、順に積層した。次に、５００℃の温度で磁場中熱処理を行ない室温まで冷却し、Ｃｏ2Ｆｅ（Ｓｉ0.5Ａｌ0.5）層とＣｏＦｅ層からなるピン層１６に一軸異方性を導入した。
上記のように成膜した積層膜をフォトリソグラフィ及びイオンミリングを用いて微細加工を行ない、１０μｍ×１０μｍの寸法を有するスピンバルブ型のトンネル磁気抵抗効果素子２０を作製した。
実施例９のスピンバルブ型のトンネル磁気抵抗効果素子（ＭＴＪ）２０に外部磁場を印加して、室温で磁気抵抗を測定した。その結果、５Ｋで２５４％、室温で１７０％という非常に大きなＴＭＲが得られた。これは、トンネル絶縁層１１としてＭｇＯバリアを用いたことで、（１）式から、Ｃｏ2Ｆｅ（Ｓｉ0.5Ａｌ0.5）薄膜３のスピン分極率が０．７５という大きな値が得られたことを意味する。また、接合抵抗ＲＡは、ＲＡ＝０．８×１０5Ωμｍ2と小さかった。
実施例１０として、図８に示すスピンバルブ型でＣＰＰ構造を有する巨大磁気抵抗効果素子３５（ＣＰＰ−ＧＭＲ素子）を作製した。
先ず、高周波マグネトロンスパッタ装置を用いて、ＭｇＯ（００１）基板２上に、Ｃｒから成るバッファ層４を４０ｎｍと、このＣｒバッファ層４上に強磁性のフリー層となる厚さが３０ｎｍのＣｏ2Ｆｅ（Ｓｉ0.5Ａｌ0.5）薄膜３と、を室温で積層した。この成膜の後で、Ｃｏ2Ｆｅ（Ｓｉ0.5Ａｌ0.5）薄膜３の結晶性をよくするために４００℃の温度で熱処理を施した。熱処理したＣｏ2Ｆｅ（Ｓｉ0.5Ａｌ0.5）薄膜３はＬ２1構造であった。
引き続き、非磁性金属層２１となるＣｕ層を３ｎｍ、強磁性のピン層２２となるＣｏＦｅ層を３ｎｍ、ＣｏＦｅ層２２のスピンを固定する役割をする反強磁性体１３となるＩｒＭｎ層を１０ｎｍ、保護膜の役割と微細加工におけるマスクの役割をも果たす電極層１４となるＴａ層５ｎｍを、順に積層した。
次に、２５０℃の温度で、２ｋＯｅの磁界を印加して磁場中熱処理を行ない、ピン層２２となるＣｏＦｅ層の膜面内に一軸異方性を導入した。
上記のように成膜した積層膜をフォトリソグラフィ及びイオンミリングを用いて微細加工を行ない、１０μｍ×１０μｍの寸法を有するスピンバルブ型のＣＰＰ型巨大磁気抵抗効果素子３５を作製した。
実施例１０のスピンバルブ型でＣＰＰ構造を有する巨大磁気抵抗効果素子３５に外部磁場を印加して室温で磁気抵抗を測定した。その結果、５％のＣＰＰ−ＧＭＲが得られた。これは、従来のスピンバルブ型でＣＰＰ構造を有する巨大磁気抵抗効果素子では、そのＣＰＰ−ＧＭＲが１％に満たない値しか得られないことを考えると非常に大きな値である。これは、実施例１０の強磁性フリー層に用いＣｏ2Ｆｅ（Ｓｉ0.5Ａｌ0.5）薄膜３の大きなスピン分極率を反映している。また、Ｃｏ2Ｆｅ（Ｓｉ0.5Ａｌ0.5）薄膜３の比抵抗が約１９０μΩ・ｃｍであり、反強磁性層に用いたＩｒＭｎの比抵抗の値が２００μΩ・ｃｍと同等であることも寄与していると推定される。
強磁性フリー層３となるＣｏ2Ｆｅ（Ｓｉ1-xＡｌx）の組成ｘを、実施例１０のｘ＝０．５を除く０から１の間の種々の値とした以外は、実施例１０と同様にして実施例１１のスピンバルブ型でＣＰＰ構造を有する巨大磁気抵抗効果素子３５を作製した。室温におけるＣＰＰ−ＧＭＲは、何れの場合も３％以上であり、従来の合金を強磁性フリー層としたスピンバルブ型のＣＰＰ構造を有する巨大磁気抵抗効果素子の場合よりも非常に大きいことが分かった。
実施例１２として、実施例９と同様にスピンバルブ型のトンネル磁気抵抗効果素子（ＭＴＪ）２０を作製した。
先ず、高周波マグネトロンスパッタ装置を用いて、ＭｇＯ（００１）基板２上に、Ｃｒから成るバッファ層４を４０ｎｍと、このＣｒバッファ層４上に強磁性のフリー層となるＣｏ2Ｆｅ（Ｓｉ0.5Ａｌ0.5）層３を３０ｎｍと、トンネル絶縁層１１となるＭｇＯ層と、Ｃｏ2Ｆｅ（Ｓｉ0.5Ａｌ0.5）層を５ｎｍ積層した。この成膜後に、Ｃｏ2Ｆｅ（Ｓｉ0.5Ａｌ0.5）薄膜３の結晶性をよくするために４００℃で熱処理を行った。熱処理したＣｏ2Ｆｅ（Ｓｉ0.5Ａｌ0.5）薄膜３はＢ２構造であった。
引き続き、強磁性のピン層１６となるＣｏＦｅ層を３ｎｍと、ピン層１６のスピンを固定する役割の反強磁性体１３となるＩｒＭｎ層を１０ｎｍ、保護膜の役割と微細加工におけるマスクの役割を果たす電極層１４としてのＴａ層２ｎｍを、順に積層した。
次に、種々の温度で磁場中熱処理を行ない、Ｃｏ2Ｆｅ（Ｓｉ0.5Ａｌ0.5）とＣｏＦｅとからなるピン層１６に一軸異方性を導入した。
上記のように成膜した積層膜をフォトリソグラフィ及びイオンミリングを用いて微細加工を行ない、１０μｍ×１０μｍの寸法を有するスピンバルブ型のトンネル磁気抵抗効果素子２０を作製した。
実施例１２が実施例９のスピンバルブ型のトンネル磁気抵抗効果素子２０と異なるのは、トンネル絶縁層１１となるＭｇＯ層の膜厚を変えた点と、強磁性フリー層となるＣｏ2Ｆｅ（Ｓｉ0.5Ａｌ0.5）層３の熱処理温度を２７５℃から５２５℃まで約２５℃毎に変えた点である。
図１５は、実施例１２のトンネル磁気抵抗効果素子２０における室温のＴＭＲ及び接合抵抗のＭｇＯ層１１の膜厚依存性を示す。図の横軸はＭｇＯ層１１の膜厚（ｎｍ）、左縦軸はＴＭＲ（％）、右縦軸は接合抵抗（Ωμｍ2）である。黒丸印（●）及び白三角印（△）の各プロットは、それぞれ、Ｃｏ2Ｆｅ（Ｓｉ0.5Ａｌ0.5）層３の熱処理で得られた最も大きなＴＭＲとそのときの接合抵抗とを示している。白丸印（○）プロットは、Ｃｏ2Ｆｅ（Ｓｉ0.5Ａｌ0.5）層３に熱処理を施さなかった場合のＴＭＲを示している。
図１５から明らかなように、実施例１２のトンネル磁気抵抗効果素子２０でＭｇＯ層１１の膜厚を１．５ｎｍ，１．７ｎｍ，２ｎｍ，２．２ｎｍ，２，５ｎｍとした場合のトンネル磁気抵抗効果素子２０のＴＭＲは、それぞれ、７０％，２１０％，１７５％，１１３％，１０８％であり、ＭｇＯ層１１の膜厚が１．７ｎｍの場合に最も大きなＴＭＲ（２１０％）が得られることが分かった。これらのＴＭＲの値は、何れもＣｏ2Ｆｅ（Ｓｉ0.5Ａｌ0.5）薄膜３の熱処理を施さなかった場合よりも高くなることが分かる。
実施例１２のトンネル磁気抵抗効果素子２０の接合抵抗は、ＭｇＯ層１１の膜厚が１．５ｎｍ，１．７ｎｍ，２ｎｍ，２．２ｎｍ，２．５ｎｍの場合に、それぞれ２×１０3Ωμｍ2，７×１０3Ωμｍ2，１×１０5Ωμｍ2，２×１０6Ωμｍ2，２×１０7Ωμｍ2であった。接合抵抗は、ＭｇＯ層１１の膜厚の増加と共に対数的に増大していることが分かった。
図１６は、ＭｇＯ層１１の膜厚を１．７ｎｍとし、Ｃｏ2Ｆｅ（Ｓｉ0.5Ａｌ0.5）薄膜３の熱処理温度を４３０℃とした実施例１２のトンネル磁気抵抗効果素子２０におけるＴＭＲの温度依存性を示す図である。図の縦軸はＴＭＲ（％）、横軸は測定温度（Ｋ）である。
図１６から明らかなように室温のＴＭＲは２２０％であり、温度を下げるとＴＭＲは増加し、測定温度５ＫのＴＭＲは３９０％と非常に高い値となることが分かった。Ｊｕｌｌｉｅｒの式（１）を用いてＣｏ2Ｆｅ（Ｓｉ0.5Ａｌ0.5）薄膜３のスピン分極率を求めると、Ｐ＝０．８１となる。このスピン分極率の値は、実施例３で計算された値よりも高いことが分かる。
図１７に図１６のトンネル磁気抵抗効果素子２０の５Ｋにおける抵抗の磁場依存性を示す。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、５Ｋで３９０％のＴＭＲが得られた。このＴＭＲの値は、従来のＣｏＦｅ合金やＣｏＦｅＢ合金を用いた場合のＴＭＲよりも大きな値であった。
図１８は、実施例１２のトンネル磁気抵抗素子２０におけるＴＭＲの熱処理温度依存性を示す。図の縦軸は室温のＴＭＲ（％）であり、横軸は熱処理温度（℃）である。黒四角印（■）、黒丸印（●）及び黒三角印（▲）の各プロットは、それぞれトンネル絶縁層１１となるＭｇＯ層の厚みが１．５ｎｍ、２ｎｍ、２．５ｎｍの値を示している。
図８から明らかなように、ＭｇＯ層１１の膜厚が１．５ｎｍの場合、Ｃｏ2Ｆｅ（Ｓｉ0.5Ａｌ0.5）薄膜３の熱処理温度を、２７５℃，３００℃，３５０℃，３７５℃，４００℃，４２５℃，４５０℃，４７５℃としたときのＴＭＲは、それぞれ約５０％，約５５％，約６０％，約７０％，約５５％，約４８％，約５２％，約２２％であった。Ｃｏ2Ｆｅ（Ｓｉ0.5Ａｌ0.5）薄膜３の熱処理を施さないときのＴＭＲは約４５％であった。
ＭｇＯ層１１の膜厚が２ｎｍの場合、Ｃｏ2Ｆｅ（Ｓｉ0.5Ａｌ0.5）薄膜３の熱処理温度を、２７５℃，３００℃，３５０℃，３７５℃，４００℃，４２５℃，４５０℃，４７５℃，５００℃，５２５℃としたときのＴＭＲは、それぞれ約６３％，約７０％，約８３％，約９２％，約１０３％，約１２３％，約１４７％，約１７２％，約１７５％，約１５８％であった。Ｃｏ2Ｆｅ（Ｓｉ0.5Ａｌ0.5）薄膜３の熱処理を施さないときのＴＭＲは約５０％であった。
ＭｇＯ層１１の膜厚が２．５ｎｍの場合、Ｃｏ2Ｆｅ（Ｓｉ0.5Ａｌ0.5）薄膜３の熱処理温度を、２７５℃，３００℃，３５０℃，３７５℃，４００℃，４２５℃，４５０℃，４７５℃，５００℃，５２５℃としたときのＴＭＲは、それぞれ約３０％，約３５％，約４５％，約５２％，約５８％，約７２％，約９０％，約１１０％，約１１０％，約９０％であった。Ｃｏ2Ｆｅ（Ｓｉ0.5Ａｌ0.5）薄膜３の熱処理を施さないときのＴＭＲは約２３％であった。
上記結果から、何れのＭｇＯ層１１の厚みでも、熱処理温度を増加させると、ＴＭＲは増加しＭｇＯ層１１の厚み毎に異なる温度で極大となって減少することが分かる。ＭｇＯ層１１の厚みが１．５ｎｍでは、熱処理温度が３７５℃でＴＭＲは最大となり、熱処理温度が約４２５℃までは熱処理をしない場合と比べてＴＭＲは増加し、約４２５℃以上の温度で熱処理を行うと、熱処理をしない場合と比べてＴＭＲは低くなることが分かる。
ＭｇＯ層１１の厚みが２ｎｍ及び２．５ｎｍでは、熱処理温度が５００℃でＴＭＲは最大となる。特に、ＭｇＯ層１１の厚みが２ｎｍの場合には、３００℃〜５２５℃の熱処理により、ＴＭＲを約７５％から１７５％とすることができる。
なお、図示しないが、ＭｇＯ層１１の膜厚が１．７ｎｍの場合には、４３０℃の熱処理により、ＴＭＲが最大となり２００％以上とすることができた。
図１９は、実施例１２のトンネル磁気抵抗素子２０における接合抵抗の熱処理温度依存性を示す。図の縦軸は接合抵抗（Ωμｍ2）であり、横軸は熱処理温度（℃）である。黒四角印（■）、黒丸印（●）及び黒三角印（▲）の各プロットは、それぞれトンネル絶縁層１１となるＭｇＯ層の膜厚が１．５ｎｍ、２ｎｍ、２．５ｎｍの値を示している。
図１９から明らかなように、ＭｇＯ層１１の膜厚が１．５ｎｍの場合、Ｃｏ2Ｆｅ（Ｓｉ0.5Ａｌ0.5）薄膜３の熱処理温度を、２７５℃，３００℃，３５０℃，３７５℃としたときの接合抵抗は、何れも熱処理を施さない場合と同じ約２×１０3Ωμｍ2であった。熱処理温度を４００℃，４２５℃，４５０℃としたときの接合抵抗は約１．５×１０3Ωμｍ2であり、熱処理温度を４７５℃としたときの接合抵抗は約１×１０3Ωμｍ2となった。
ＭｇＯ層１１の膜厚が２ｎｍの場合、Ｃｏ2Ｆｅ（Ｓｉ0.5Ａｌ0.5）薄膜３の熱処理温度を、２７５℃，３００℃，３５０℃，３７５℃，４００℃としたときの接合抵抗は、何れも熱処理を施さない場合と同じ約５×１０4Ωμｍ2であった。熱処理温度を４２５℃，４５０℃，４７５℃，５００℃，５２５℃としたときの接合抵抗は、それぞれ約６×１０4Ωμｍ2，７×１０4Ωμｍ2，８×１０4Ωμｍ2，１×１０5Ωμｍ2となり、熱処理温度が４００℃以上の場合には温度上昇と共に接合抵抗が増大することが分かった。
ＭｇＯ層１１の膜厚が２．５ｎｍの場合、Ｃｏ2Ｆｅ（Ｓｉ0.5Ａｌ0.5）薄膜３の熱処理温度を、２７５℃，３００℃，３５０℃，３７５℃，４００℃，４２５℃としたときの接合抵抗は、何れも熱処理を施さない場合と同じ約２×１０7Ωμｍ2であった。熱処理温度を４５０℃，４７５℃，５００℃，５２５℃としたときの接合抵抗は、それぞれ約２．５×１０7Ωμｍ2，約３×１０7Ωμｍ2，約３×１０7Ωμｍ2，約４×１０7Ωμｍ2となり、熱処理温度が４２５℃以上の場合には温度上昇と共に接合抵抗が増大することが分かった。
上記結果から、実施例１２の熱処理温度が増加しても４００℃までは、熱処理を施さない場合の接合抵抗とほとんど同じで変化しない。ＭｇＯ層１１の膜厚が１．５ｎｍでは熱処理温度が４００℃以上では接合抵抗は減少する。一方、ＭｇＯ層１１の膜厚が２ｎｍ，２．５ｎｍでは熱処理温度が４００℃以上では接合抵抗は増加した。また、ＭｇＯ層１１が厚くなるにつれて接合抵抗が増加することが分かった。
本発明は、上記実施の形態に限定されるものではなく、特許請求の範囲に記載した発明の範囲内で種々の変形が可能である。例えば、トンネル磁気抵抗効果素子の場合、フリー層となるＣｏ2Ｆｅ（Ｓｉ1-xＡｌx）薄膜３（０＜ｘ＜１）の組成や用いるトンネル絶縁層などの厚さは所望のＴＭＲが得られるように適宜設計することができ、それらも本発明の範囲内に含まれることはいうまでもない。
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、磁界反転の検出に必要な各種の電子機器、各種産業機械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。

Claims (25)

  1. 基板上に形成されるＣｏ２Ｆｅ（Ｓｉ１−ｘＡｌｘ）磁性薄膜で成り、
    上記Ｃｏ２Ｆｅ（Ｓｉ１−ｘＡｌｘ）磁性薄膜はＬ２１又はＢ２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。
  2. 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から成ることを特徴とする、請求の範囲１に記載の磁性薄膜。
  3. 前記基板と前記Ｃｏ２Ｆｅ（Ｓｉ１−ｘＡｌｘ）磁性薄膜との間にバッファ層が配設されていることを特徴とする、請求の範囲１又は２に記載の磁性薄膜。
  4. 基板と、フリー層となる強磁性層と、トンネル層となる絶縁層と、ピン層となる強磁性層と、を含み、
    上記強磁性層の何れかが、上記基板上に形成されるＬ２１又はＢ２構造の結晶構造を有するＣｏ２Ｆｅ（Ｓｉ１−ｘＡｌｘ）（ここで、０＜ｘ＜１）磁性薄膜から成ることを特徴とする、トンネル磁気抵抗効果素子。
  5. 基板と、フリー層となる強磁性層と、トンネル層となる絶縁層と、ピン層となる強磁性層と、を含み、
    上記フリー層となる強磁性層が、上記基板上に形成されるＬ２１又はＢ２構造の結晶構造を有するＣｏ２Ｆｅ（Ｓｉ１−ｘＡｌｘ）（ここで、０＜ｘ＜１）磁性薄膜から成ることを特徴とする、トンネル磁気抵抗効果素子。
  6. 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から成ることを特徴とする、請求の範囲４又は５に記載のトンネル磁気抵抗効果素子。
  7. 前記基板と前記Ｃｏ２Ｆｅ（Ｓｉ１−ｘＡｌｘ）（ここで、０＜ｘ＜１）磁性薄膜との間にバッファ層が配設されていることを特徴とする、請求の範囲４〜６の何れかに記載のトンネル磁気抵抗効果素子。
  8. 基板と、フリー層となる強磁性層と、非磁性金属層と、ピン層となる強磁性層と、を含み、
    上記強磁性層の何れかが、上記基板上に形成されるＬ２１又はＢ２構造の結晶構造を有するＣｏ２Ｆｅ（Ｓｉ１−ｘＡｌｘ）（ここで、０＜ｘ＜１）磁性薄膜から成り、膜面垂直方向に電流を流すことを特徴とする、巨大磁気抵抗効果素子。
  9. 基板と、フリー層となる強磁性層と、非磁性金属層と、ピン層となる強磁性層と、を含み、
    上記フリー層となる強磁性層は、上記基板上に形成されるＬ２１又はＢ２構造の結晶構造を有するＣｏ２Ｆｅ（Ｓｉ１−ｘＡｌｘ）（ここで、０＜ｘ＜１）磁性薄膜から成り、膜面垂直方向に電流を流すことを特徴とする、巨大磁気抵抗効果素子。
  10. 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から成ることを特徴とする、、請求の範囲８又は９に記載の巨大磁気抵抗効果素子。
  11. 前記基板と前記Ｃｏ２Ｆｅ（Ｓｉ１−ｘＡｌｘ）（ここで、０＜ｘ＜１）磁性薄膜との間にバッファ層が配設されていることを特徴とする、請求の範囲８〜１０の何れかに記載の巨大磁気抵抗効果素子。
  12. 基板と、該基板上に形成されるＬ２１又はＢ２構造の結晶構造を有するＣｏ２Ｆｅ（Ｓｉ１−ｘＡｌｘ）（ここで、０＜ｘ＜１）磁性薄膜と、を有することを特徴とする、磁気デバイス。
  13. 前記磁気デバイスは、フリー層となる強磁性層を有するトンネル磁気抵抗効果素子又は巨大磁気抵抗効果素子を備え、
    上記フリー層が、前記基板上に形成されるＣｏ２Ｆｅ（Ｓｉ１−ｘＡｌｘ）（ここで、０＜ｘ＜１）磁性薄膜で成ることを特徴とする、請求の範囲１２に記載の磁気デバイス。
  14. 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から成ることを特徴とする、請求の範囲１２又は１３に記載の磁気デバイス。
  15. 前記基板と前記Ｃｏ２Ｆｅ（Ｓｉ１−ｘＡｌｘ）（ここで、０＜ｘ＜１）磁性薄膜との間にバッファ層が配設されていることを特徴とする、請求の範囲１２〜１４の何れかに記載の磁気デバイス。
  16. 基板と、該基板上に形成されるＬ２１又はＢ２構造の結晶構造を有するＣｏ２Ｆｅ（Ｓｉ１−ｘＡｌｘ）（ここで、０＜ｘ＜１）磁性薄膜と、を有することを特徴とする、磁気装置。
  17. 前記磁気装置は、フリー層となる強磁性層を有するトンネル磁気抵抗効果素子又は巨大磁気抵抗効果素子を備え、
    上記フリー層が前記基板上に形成されるＣｏ２Ｆｅ（Ｓｉ１−ｘＡｌｘ）（ここで、０＜ｘ＜１）磁性薄膜で成ることを特徴とする、請求の範囲１６に記載の磁気装置。
  18. 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から成ることを特徴とする、請求の範囲１６又は１７に記載の磁気装置。
  19. 前記基板と前記Ｃｏ２Ｆｅ（Ｓｉ１−ｘＡｌｘ）（ここで、０＜ｘ＜１）磁性薄膜との間にバッファ層が配設されていることを特徴とする、請求の範囲１６〜１８の何れかに記載の磁気装置。
  20. 前記磁気装置が、磁気ヘッド、該磁気ヘッドを用いた磁気記録装置、ＭＲＡＭ、ハードディスク駆動装置を含むことを特徴とする、請求の範囲１６〜１９の何れかに記載の磁気装置。
  21. 前記バッファ層が、Ｃｒ，Ｔａ，Ｖ，Ｎｂ，Ｒｕ，Ｆｅ，ＦｅＣｏ合金，フルホイスラー合金のうち少なくとも一つから成ることを特徴とする、請求の範囲３に記載の磁性薄膜。
  22. 前記バッファ層が、Ｃｒ，Ｔａ，Ｖ，Ｎｂ，Ｒｕ，Ｆｅ，ＦｅＣｏ合金，フルホイスラー合金のうち少なくとも一つから成ることを特徴とする、請求の範囲７に記載のトンネル磁気抵抗効果素子。
  23. 前記バッファ層が、Ｃｒ，Ｔａ，Ｖ，Ｎｂ，Ｒｕ，Ｆｅ，ＦｅＣｏ合金，フルホイスラー合金のうち少なくとも一つから成ることを特徴とする、請求の範囲１１に記載の巨大磁気抵抗効果素子。
  24. 前記バッファ層が、Ｃｒ，Ｔａ，Ｖ，Ｎｂ，Ｒｕ，Ｆｅ，ＦｅＣｏ合金，フルホイスラー合金のうち少なくとも一つから成ることを特徴とする、請求の範囲１５に記載の磁気デバイス。
  25. 前記バッファ層が、Ｃｒ，Ｔａ，Ｖ，Ｎｂ，Ｒｕ，Ｆｅ，ＦｅＣｏ合金，フルホイスラー合金のうち少なくとも一つから成ることを特徴とする、請求の範囲１９に記載の磁気装置。
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