JP4864464B2 - 磁気抵抗効果素子とその製造方法、およびそれを用いた磁気ヘッドと磁気再生装置と磁気メモリ - Google Patents

Description

本発明は、磁気抵抗効果素子とその製造方法、およびそれを用いた磁気ヘッドと磁気再生装置と磁気記憶装置に関する。

近年、ＨＤＤ（Hard Disk Drive：ハードディスクドライブ）の磁気記録密度を支えてきたＧＭＲ（Giant Magnetoresistive Effect：巨大磁気抵抗効果）ヘッドの感度向上は限界に達しつつある。1平方インチ当り100ギガビットを超える面記録密度の向上には、新たな高感度再生ヘッドが必要となりつつある。その1つの候補であるトンネル効果を利用したＧＭＲヘッド（ＴＭＲヘッド）も、記録密度の向上に伴って抵抗が増大するという原理的な問題を抱えている。200ギガビット以上の面記録密度の実現には、磁気抵抗効果膜の膜面垂直方向にセンス電流を通電する、いわゆるＣＰＰ（Current Perpendicular to Plane）構造を有するＧＭＲヘッドが有望視されている。

ＣＰＰ構造のＧＭＲヘッドによれば、ＣＩＰ（Current in Plane）構造の10倍程度のＭＲ変化率を得ることができる。さらに、ＣＰＰ構造のＧＭＲヘッドはＴＭＲヘッドに比べて抵抗が低いというような利点も有している。しかし、ＣＰＰ型ＧＭＲヘッドにおいても、抵抗変化率は現在最大でも10％程度に止まっており、原理的にも数10％程度が限界とされている。磁気記録の分野においては、記録密度の向上により必然的に記録ビットの縮小化が進められており、その結果として十分な信号強度を得ることが難しくなりつつある。このため、より高感度の磁気抵抗効果材料が求められており、大きな抵抗変化率を示すＧＭＲヘッドの必要性はますます高くなっている。

最近、100％以上の抵抗変化率を示す磁気抵抗効果材料として、2つの針状のニッケルを付き合わせた磁気微小接点、あるいは2つのマグネタイトを接触させた磁気微小接点が報告されている（非特許文献１，２参照）。これらは大きな抵抗変化率を示すものの、磁気微小接点はいずれも針状や三角形状に加工した2の強磁性体を付き合わせて作製されていることから、そのままでは実用的なＧＭＲヘッドに適用することは困難である。さらに、2本の細いニッケルワイヤをＴ字に配置し、電着法を用いて接触部に微小コラムを成長させた磁気微小接点が報告されている（非特許文献３，４参照）。これも非常に大きな磁気抵抗変化率を示すが、同様にＧＭＲヘッドに適用することは困難である。

上述した磁気微小接点による大きな抵抗変化率の起源には諸説があるが、1つには接点部分でのバリスティックな伝導効果が挙げられる。磁気微小接点は磁性層間にバリスティックな伝導を生じさせることで、極めて大きな磁気抵抗効果（バリスティックな磁気抵抗効果（ＢＭＲ））を発現させると考えられる。このようなＢＭＲを磁気ヘッドに応用するためには、例えば2つの強磁性層（磁化固着層と磁化自由層）間に非磁性中間層を介在させたスピンバルブ膜において、非磁性中間層を実質的に絶縁物で構成し、その一部に少なくとも1個のナノサイズの微小磁性領域を形成するプロセスが必要になる。

通常のリソグラフィプロセスで微小磁性領域を形成した場合、最も微細なパターンが実現できる電子線描画露光装置を用いても最小サイズが10nm程度に止まることから、ＢＭＲの発現に必要な数nmサイズの微小磁性領域（磁性ポイントコンタクト）を作製することは難しい。また、特許文献１には磁化固着層と磁化自由層との間に配置した絶縁層に最大幅が20nm以下の孔を設け、この孔内に強磁性体を充填して磁気微小接点を形成することが記載されている。このような方法でもＢＭＲを発現させることが可能な磁気微小接点を再現性よく形成することは困難とされている。
N. Garcia, M. Munoz and Y. -W. Zhao, Physical Review Letters, vol.82, p2923 (1999) J. J. Versluijs, M. A. Bari and J. M. D. Coey, Physical Review Letters, vol.87, p26601-1 (2001) N. Garcia et al., Appl. Phys. Lett., vol.80, p1785 (2002) H. D. Chopra and S. Z. Hua, Phys. Rev.B, vol.66, p.20403-1 (2002) 特開2003-204095号公報

磁気微小接点は大きな磁気抵抗変化率を示す可能性を有しているものの、従来の磁気微小接点は作製時に精密な制御が困難な構造、さらには磁気ヘッドへの応用が困難な構造を有している。磁気微小接点に基づくＢＭＲを磁気ヘッド等に応用するためには、量産が可能でかつ制御性のよい磁気微小接点の構造並びに製造方法の開発が必要とされている。

本発明の目的は、ＣＰＰ構造を有するＧＭＲ素子の中間層の一部にナノサイズの微小磁性領域を再現性並びに制御性よく形成するプロセスを実現することによって、バリスティックな伝導効果に基づく大きな磁気抵抗効果（ＢＭＲ）を実用的な構造で再現性よく得ることを可能にした磁気抵抗効果素子とその製造方法、さらにはそのような磁気抵抗効果素子を用いた磁気ヘッドと磁気再生装置と磁気メモリを提供することにある。

本発明の一態様に係る磁気抵抗効果素子は、磁化方向が実質的に一方向に固着された強磁性体膜を有する磁化固着層と、磁化方向が外部磁界に対応して変化する強磁性体膜を有する磁化自由層と、前記磁化固着層と前記磁化自由層との間に介在され、磁性領域と前記磁性領域より電気抵抗が高い非磁性領域とを有する中間層とを備える磁気抵抗効果膜と、前記磁気抵抗効果膜の膜面に対して略垂直方向にセンス電流を通電するように設けられた一対の電極とを具備し、前記非磁性領域は前記磁性領域に含まれる磁性金属元素より表面エネルギーが大きい非磁性金属元素を含み、前記中間層の前記磁性領域は、前記磁化固着層と前記磁化自由層とを接続するように、前記非磁性領域を局部的に貫通して膜面垂直方向に延伸しており、かつ前記磁性領域の上端部は前記非磁性領域を突き抜けていると共に、前記非磁性領域上にテラス状に広がっていることを特徴としている。

本発明の一態様に係る磁気抵抗効果素子の製造方法は、下部電極上に配置された第１の磁性層上に、磁性金属元素を含む第１の層と前記磁性金属元素より表面エネルギーが大きい非磁性金属元素を含む第２の層とを積層して形成する工程と、前記積層膜間並びに膜表面における原子の移動、拡散を促進するように前記積層膜にエネルギーを付与し、前記非磁性金属元素を含む非磁性領域を局部的に貫通して膜面垂直方向に延伸する、前記磁性金属元素を含む磁性領域を形成する工程と、前記磁性領域と前記非磁性領域とを有する中間層上に第２の磁性層を形成する工程と、前記第１の磁性層、前記中間層および前記第２の磁性層を備える磁気抵抗効果膜の膜面に対して略垂直方向にセンス電流を通電するように、前記第２の磁性層上に上部電極を配置する工程とを具備し、前記エネルギーの付与工程で、前記磁性領域をその上端部が前記非磁性領域を突き抜けると共に、前記非磁性領域上にテラス状に広がって存在するように形成することを特徴としている。

本発明の一態様に係る磁気ヘッドは、上記した本発明の磁気抵抗効果素子を具備することを特徴としている。本発明の一態様に係る磁気再生装置は、磁気記録媒体と、前記磁気記録媒体に磁気的に記録された情報を読み出す磁気ヘッドであって、上記した本発明の磁気抵抗効果素子を備える磁気ヘッドとを具備することを特徴としている。また、本発明の一態様に係る磁気メモリは、上記した本発明の磁気抵抗効果素子を具備することを特徴としている。

本発明の態様に係る磁気抵抗効果素子とその製造方法によれば、磁性金属元素と非磁性金属元素の表面エネルギーの差を利用することによって、磁化固着層と磁化自由層との間に介在される中間層に、非磁性領域を局部的に貫通して膜面垂直方向に延伸する磁性領域を形成している。このような磁性領域はナノサイズの磁気微小接点として有効に機能させることができるため、実用的な素子構造でバリスティックな伝導効果に基づく大きな磁気抵抗効果（ＢＭＲ）を得ることが可能となる。

以下、本発明を実施するための形態について、図面を参照して説明する。なお、以下では本発明の実施形態を図面に基づいて述べるが、それらの図面は図解のみの目的のために提供されるものであり、本発明はそれらの図面に限定されるものではない。

図１は本発明の一実施形態による磁気抵抗効果素子の構造を示す断面図である。図１に示す磁気抵抗効果素子１は、スピンバルブ構造を有する磁気抵抗効果膜２を有している。スピンバルブ型磁気抵抗効果膜２は下部電極として機能する基板３上に配置されている。さらに、スピンバルブ型磁気抵抗効果膜２上には上部電極４が配置されている。これら上下一対の電極３、４は、スピンバルブ型磁気抵抗効果膜２の膜面に対して略垂直方向にセンス電流Ｉを通電するように設けられている。すなわち、図１はＣＰＰ構造を有するスピンバルブ型磁気抵抗効果素子１を示している。

スピンバルブ型磁気抵抗効果膜２は、第１の磁性層５／中間層６／第２の磁性層７の構造の積層膜を有している。第１の磁性層５と第２の磁性層７のうち、一方は磁化方向が実質的に一方向に固着された強磁性体膜を有する磁化固着層（ピン層）であり、他方は磁化方向が外部磁界に対応して変化する強磁性体膜を有する磁化自由層（フリー層）である。磁化固着層と磁化自由層の上下方向の位置関係は特に限定されるものではなく、磁化固着層と磁化自由層のいずれを下層側に配置してもよい。

図２はスピンバルブ型磁気抵抗効果膜２の具体的な構造の一例を示している。図２に示すスピンバルブ型磁気抵抗効果膜２において、第１の磁性層５は磁化自由層を構成するものである。すなわち、下部電極を兼ねる基板３上には、下地層８を介して磁化自由層５として機能する強磁性体膜が形成されている。この強磁性体膜は磁化方向が信号磁界等の外部磁界に対応して変化するものであり、これにより磁化自由層５として機能する。

磁化自由層５上には中間層６が形成されており、その上には磁化固着層として第２の磁性層７が形成されている。すなわち、中間層６上には磁化固着層７として機能する強磁性体膜が形成されている。この強磁性体膜上にはＰｔ−Ｍｎ合金、Ｉｒ−Ｍｎ合金等からなる反強磁性層９が形成されている。中間層６上に形成された強磁性体膜は、反強磁性層９からの交換バイアス磁界で磁化方向が実質的に一方向に固着されており、これにより強磁性体膜は磁化固着層７として機能する。

磁化固着層７は図２に示した単層構造の強磁性体膜に限らず、積層構造を有していてもよい。例えば、磁化固着層７はＲｕ等からなる磁化反平行結合層の両側に強磁性体膜を配置した積層構造（シンセティック構造）を有していてもよい。このような積層構造では、一方の強磁性体膜が反強磁性層によって磁化方向が一方向に固着される。さらに、強磁性体膜同士は磁化反平行結合層を介して磁化が反平行状態で結合される。なお、磁化自由層５の構造も単層構造に限らず、強磁性体膜を含む積層構造を適用することができる。

磁化自由層５や磁化固着層７を構成する強磁性体膜には、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉ、これら元素同士の合金、あるいはこれら元素を主成分とする合金等が適用される。強磁性体膜は、磁気抵抗効果素子１を例えば磁気センサとして用いる際に感度を高めて、バルクハウゼンノイズ（Barkhausen noise）を減少させるために、良好な軟磁気特性を持つことが好ましい。このような観点から、特に磁化自由層５は面心立方格子の最密面である結晶軸[111]方向に積層されていることが好ましい。ただし、部分的に体心立方格子であったり、六方細密格子やその他の結晶構造を含んでいてもよい。磁化自由層５および磁化固着層７の膜厚は特に限定されるものではないが、例えば10nm以下とすることが好ましい。

反強磁性層９上には保護層１０が形成されており、さらにその上には上部電極４が配置されている。なお、図２では下層側に磁化自由層５を配置したスピンバルブ型磁気抵抗効果膜２を示したが、上述したように磁化自由層５と磁化固着層７の位置は逆であってもよい。この場合の構造は、基板３／下地層８／反強磁性層９／磁化固着層として機能する第１の磁性層５／中間層６／磁化自由層として機能する第２の磁性層７／保護層１０／上部電極４となる。さらに、スピンバルブ型磁気抵抗効果膜２は2層の中間層を有するデュアルスピンバルブ構造を有するものであってもよい。

第１の磁性層（図２では磁化自由層）５と第２の磁性層（図２では磁化固着層）７との間に介在された中間層６は、磁性金属元素を含む磁性領域１１と非磁性金属元素を含む非磁性領域１２とから構成されている。非磁性領域１２は相対的に磁性領域１１より高い電気抵抗を有している。非磁性領域１２は中間層６の全体形状を構成するものであり、第１の磁性層５と第２の磁性層７との間に層状に配置されている。このような非磁性領域１２内に1個もしくは複数個の磁性領域１１が分離された状態で形成されている。

磁性領域１１は第１の磁性層５と第２の磁性層７とを接続するように、非磁性領域１２を局部的に貫通して膜面垂直方向に延伸している。平面的には図３に示すように、層状の非磁性領域１２内に1個もしくは複数個の磁性領域１１が局所的に点在している。さらに、磁性領域１１の上端部は層状の非磁性領域１２を突き抜けて存在している。図１および図２は非磁性領域１２を突き抜けた磁性領域１１の上端部が、層状の非磁性領域１２上にテラス状に広がっている状態を示している。なお、磁性領域１１の上端部の形状はテラス状に限られるものではなく、僅かでも層状の非磁性領域１２を突き抜けていればよい。これによって、後に詳述するように微小領域でのスピンの散乱を抑制することができる。

磁性領域１１は上述したように相対的に非磁性領域１２より電気抵抗が低く、かつ非磁性領域１２内に局所的に点在しているため、センス電流Ｉは磁性領域１１を選択的に流れることになる。すなわち、中間層６の近傍においては磁性領域１１に向かってセンス電流Ｉが狭窄され、磁性領域１１が導通部として機能する。磁性領域１１はＦｅ、ＣｏおよびＮｉから選ばれる少なくとも1種の磁性金属元素を含有している。さらに、磁性領域１１は導通部として機能させる上で、メタル状態を有していることが好ましい。具体的には、磁性領域１１はＦｅ、ＣｏおよびＮｉから選ばれる少なくとも1種の磁性金属元素やそれらの合金で構成されていることが好ましい。

一方、非磁性領域１２は磁性領域１１との間で十分な電気抵抗の差を確保することができれば非磁性金属元素やその合金等で構成してもよいが、高抵抗化する上で非磁性金属元素の酸化物、窒化物、炭化物、フッ化物等で構成することが好ましい。非磁性金属元素としては、Ｍｇ、Ｃａ、Ｂａ、Ｓｒ、Ｙ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ｃｕ、Ａｇ、Ａｕ、Ａｌ等が挙げられるが、この実施形態では後述するように、磁性領域１１を構成する磁性金属元素より表面エネルギーが大きい非磁性金属元素を用いている。このような非磁性金属元素としては、Ｎｂ、Ｖ、Ｔａ、Ｍｏ、Ｗ、Ｔｉ、ＺｒおよびＨｆから選ばれる少なくとも1種が例示される。

上述した磁性領域１１と非磁性領域１２とを有する中間層６は、各領域１１、１２を主として構成する磁性金属元素と非磁性金属元素の表面エネルギーの差等に基づいて、図３に示したように2次元的に相分離した微細構造を有する。具体的には、表面エネルギーが異なる磁性層（第１の層）と非磁性層（第２の層）の少なくとも2層を積層した後、加熱やイオンビーム照射等に基づいてエネルギーを付与して、積層膜間並びに膜表面における原子の移動、拡散を促進することによって、磁性領域１１と非磁性領域１２とに相分離した微細構造体を実現することができる。

このような微細構造体層は、第１の磁性層（図２では磁化自由層）５と第２の磁性層（図２では磁化固着層）７との間の磁気スピンの伝導パス、並びに磁気的な結合の強さを制御する中間層（スペーサ層）６としての役割を果たすものである。そして、上述した構成金属元素の表面エネルギーの差等に基づく相分離メカニズムによれば、非磁性領域１２内に磁性領域１１を微小領域として点在させた構造、言い換えると相対的に電気抵抗が高い非磁性領域１２内に導電性を有する磁性金属原子でナノブリッジ（スピンナノブリッジ）を形成した構造を実現することができる。

上述した導電性を有する微小な磁性領域（スピンナノブリッジ）１１は、第１の磁性層５と第２の磁性層７との間で磁気微小接点（あるいは磁性ポイントコンタクト）として作用する。このため、スピンバルブ型磁気抵抗効果膜２の膜面に対して略垂直方向にセンス電流Ｉを流した際に、磁化自由層（例えば第１の磁性層５）の磁化方向を信号磁界等の外部磁界で変化させることによって、磁性領域（スピンナノブリッジ）１１におけるバリスティックな伝導効果に基づく大きな磁気抵抗効果（ＢＭＲ）を発現させることができる。従って、実用的なＣＰＰ構造のスピンバルブ型磁気抵抗効果膜２を適用して、ＢＭＲに基づく大きな抵抗変化率を示す磁気抵抗効果素子１を実現することが可能となる。

さらに、磁性領域（スピンナノブリッジ）１１の先端部は非磁性領域１２を突き抜けて、例えば層状の非磁性領域１２上にテラス状に広がっている。これによって、ＢＭＲ効果を発現させる磁性領域１１の最小部分には、第２の磁性層７と磁性領域１１との界面が存在しない。界面でのスピンの散乱は一般的に磁気抵抗効果の低下要因となるが、特にＢＭＲの場合にはその発現部位での散乱が問題となる。先端部が非磁性領域１２を突き抜けて存在している磁性領域１１によれば、たとえ第２の磁性層７との界面でスピンの散乱が生じたとしても、これがＢＭＲの発現部位に直接影響することはない。従って、ＢＭＲに基づく抵抗変化率を良好にかつ再現性よく得ることが可能となる。

微小な磁性領域（スピンナノブリッジ）１１は、磁気微小接点として機能させる上で、中間層６の膜厚に対して0.1〜5倍の範囲の大きさ（最小部の二次元的な大きさ／最小径）を有していることが好ましい。具体的な大きさは5nm以下、さらには2nm以下とすることが好ましい。スピンナノブリッジ１１の最小径が中間層６の膜厚の0.1倍未満であると、磁気スピンの伝導パスとして機能させることができないおそれがある。一方、中間層６の膜厚の5倍を超えると、磁化自由層（５）と磁化固着層（７）との間の磁気結合力が強くなりすぎて、磁気抵抗効果素子１としての実用性が低下する。

このように、微小な磁性領域（スピンナノブリッジ）１１の大きさを、中間層６の膜厚に対して0.1〜5倍の範囲にすることで、磁化自由層と磁化固着層との間の磁気結合力を適宜制御することができる。この実施形態の磁気抵抗効果素子１においては、上述した構成元素の表面エネルギーの差等による原子の移動・拡散機構に基づいて磁性領域１１と非磁性領域１２とを相分離させているため、これら各領域１１、１２を有する微細構造を容易に得ることができるだけでなく、それらの割合や分布等も制御することができる。

すなわち、構成元素の表面エネルギーの差を利用すると、磁性領域１１の大きさや間隔を、中間層（微細構造体層）６の形成源となる積層膜の膜厚比や拡散プロセス条件（例えば基板温度、Ａｒ等の希ガスのプラズマ照射条件やイオン照射条件）に基づいて制御することができる。さらに、構成元素（磁性金属元素）の分散も少ないため、微細構造体層６内に占める磁性領域１１の割合等も高精度に制御することができる。従って、微小な磁性領域（スピンナノブリッジ）１１を再現性並びに制御性よく作製することが可能になる。

上述したような微細構造体からなる中間層６は、例えば以下のようにして形成することができる。磁性領域１１と非磁性領域１２とを有する中間層６の形成工程について、図４および図５を参照して説明する。なお、図４は中間層６の形成工程（微細構造体層の生成過程）を平面的に示す図であり、図５はその断面構造を示す図である。

まず、図４（ａ）および図５（ａ）に示すように、中間層６の下地となる第１の磁性層５上に、磁性金属元素Ｍを含む第１の層２１と非磁性金属元素Ｎを含む第２の層２２とを順に積層して形成する。これら各層（金属層）２１、２２は、例えばスパッタ法やレーザデポジション法等で薄膜状に堆積する。なお、第１および第２の層２１、２２の膜厚比は、特に限定されるものではない。ここで、磁性金属元素Ｍには前述したようにＦｅ、ＣｏおよびＮｉから選ばれる少なくとも1種が用いられる。一方、非磁性金属元素Ｎには磁性金属元素Ｍより表面エネルギー（Ｅs）が大きい元素が用いられる。

すなわち、磁性金属元素Ｍの表面エネルギーをＥs1、非磁性金属元素Ｎの表面エネルギーをＥs2としたとき、非磁性金属元素ＮにはＥs2＞Ｅs1を満足する表面エネルギーを有する金属元素が用いられる。各種金属元素の表面エネルギーＥsを図６に示す。図６に示されるように、表面エネルギーＥsは金属元素によって異なり、さらに酸化することで大きくなる傾向を有する。磁性金属元素ＭとしてＦｅ、ＣｏおよびＮｉから選ばれる少なくとも1種を用いることを考慮すると、非磁性金属元素ＮはＮｂ、Ｖ、Ｔａ、Ｍｏ、Ｗ、Ｔｉ、ＺｒおよびＨｆから選ばれる少なくとも1種であることが好ましい。

第１および第２の層２１、２２の積層膜（金属積層膜）は、図４（ａ）および図５（ａ）に示したように、堆積直後には各層に分離しており、それぞれほぼ均一な組織を有している。このような積層膜に対して、積層膜間並びに膜表面における原子の移動、拡散を促進するようにエネルギーを付与する。エネルギーの付与工程は、例えばアニール処理、イオンビーム照射、プラズマ照射等により実施することができる。なお、これら以外の処理であっても、原子の移動、拡散を促進するエネルギーを付与することが可能であれば、エネルギーの付与工程として適用することができる。

上述したようなエネルギーを積層膜に付与すると、表面エネルギーが大きい第２の層２２は、非磁性金属元素Ｎが凝集して表面エネルギーを小さくして安定になろうとする。非磁性金属元素Ｎが凝集することで、第２の層２２には隙間が発生し、この隙間に非磁性金属元素Ｎより表面エネルギーが小さい磁性金属元素Ｍが吸い上げられる。磁性金属元素Ｍの吸い上げは、第２の層２２の結晶粒界等を介しても発生する。このように、磁性金属元素Ｍが吸い上げられることによって、図４（ｂ）および図５（ｂ）に示すように、非磁性領域１２を構成する第２の層２２を局部的に貫通して膜面垂直方向に延伸した磁性領域１１、すなわちスピンナノブリッジが形成される。

この際、積層膜に対するエネルギーの付与量や付与時間等を制御することによって、第２の層２２の隙間に吸い上げられた磁性金属元素Ｍは、第２の層２２（非磁性領域１２）の表面にテラス状に拡散する。また、テラス状に拡散しないまでも、磁性金属元素Ｍにより構成された磁性領域１１の先端部は第２の層２２（非磁性領域１２）を突き抜けて存在することになる。これによって、上述したようにＢＭＲの発現に悪影響を及ぼす微小領域におけるスピンの散乱等を抑制することが可能となる。

積層膜に対するエネルギーの付与工程は、例えば高温での長時間のアニール処理により実施することができる。この際の処理温度や処理時間は、磁性金属元素Ｍと非磁性金属元素Ｎとの表面エネルギーの差等に基づいて、第１の層２１と第２の層２２との層間で通常の拡散が生じない範囲で適宜に設定する。例えば、表面エネルギーの差が大きければ吸い上げ力も大きくなるため、それだけ処理時間を短くすることができる。また、比較的処理温度が低くても、磁性金属元素Ｍの吸い上げ現象が発生する。このように、第１の層２１と第２の層２２との組合せに基づいて、処理温度や処理時間は適宜に調節する。

磁性金属元素Ｍの吸い上げ現象を生じさせる上で、積層膜にイオンビームを照射する方法も有効である。すなわち、薄膜状に形成された第２の層２２の内部に隙間を生じさせるためのエネルギーを、イオンビームの照射に基づいて与えることができる。この場合に用いるイオンビームとしては、例えばアルゴン（Ａｒ）、キセノン（Ｘｅ）、クリプトン（Ｋｒ）等の希ガス元素を用いることができる。イオンビームの照射条件としては、微細構造体層（中間層）６を構成する磁性金属元素Ｍや非磁性金属元素Ｎにエッチングが顕著に生じない範囲で適宜に選択することができる。

さらに、磁性金属元素Ｍの吸い上げ現象は第１の層２１と第２の層２２の結晶状態を変えることで、より顕著に生じさせることができる。すなわち、図７（ａ）に示すように、磁性金属元素Ｍで構成された第１の層２１を結晶質相とし、非磁性金属元素Ｎで構成された第２の層２２を非晶質相とする。第２の層２２は堆積直後には粒界を有していない非晶質相からなる。これらの積層膜にアニール処理やイオンビームの照射処理等を施してエネルギーを付与すると、図７（ｂ）に示すように、第２の層２２は非晶質相から結晶質相へと結晶状態の変化が起こり、その際に第２の層２２に結晶粒界Ｂが形成される。

第１の層２１を構成する磁性金属元素Ｍは、上述した表面エネルギーが大きい非磁性金属元素Ｎの凝集により生じた隙間に加えて、第２の層２２が結晶質相に変化することで生じる結晶粒界Ｂを通って吸い上げられる。第２の層２２の結晶粒界Ｂを通って吸い上げられた磁性金属元素Ｍは、図７（ｃ）に示すように、第２の層２２（非磁性領域１２）を局部的に貫通して膜面垂直方向に延伸した磁性領域１１、すなわちスピンナノブリッジを形成する。このように、磁性金属元素Ｍと非磁性金属元素Ｎとの表面エネルギーの差に加えて、第１の層２１と第２の層２２の結晶状態の違いを利用することによって、磁性金属元素Ｍの吸い上げ現象をより確実に生じさせることができる。

図４（ｂ）や図５（ｂ）、さらに図７（ｃ）に示したように、表面エネルギーの差に基づく磁性金属元素Ｍの吸い上げ現象を利用することによって、層状の非磁性領域１２とそれを局部的に貫通して膜面垂直方向に延伸した磁性領域１１とを有する微細構造体層６を作製することができる。各領域１１、１２を構成する金属元素によっては、非磁性領域１２の電気抵抗を磁性領域１１の10〜100倍程度まで高めることができる。従って、このままの状態でも磁性領域１１を磁気微小接点として機能させることができる場合もある。ただし、非磁性領域１２の電気抵抗を高める上で、磁性領域１１の形成工程（エネルギーの付与工程）を実施した後に、非磁性領域１２の酸化工程を実施することが好ましい。

すなわち、エネルギーの付与工程後にチャンバ内に酸素を導入し、第２の層２２（非磁性領域１２）を酸素雰囲気に暴露したり、あるいは酸素ラジカルを照射する等によって、第２の層２２（非磁性領域１２）を選択的に酸化する。第２の層２２（非磁性領域１２）の選択的な酸化は、非磁性金属元素Ｎと磁性金属元素Ｍとの酸化物生成自由エネルギーの差等を利用することで実現可能である。このように、非磁性領域１２を選択的に酸化することによって、図４（ｃ）や図５（ｃ）に示すように、非磁性金属元素Ｎの酸化物層２３からなる高抵抗の非磁性領域１２内に低抵抗の磁性領域（スピンナノブリッジ）１１を点在させた微細構造体層（中間層）６を得ることができる。

エネルギーの付与工程と酸化工程とは、必ずしも別々に実施する必要はなく、同時に実施してもよい。例えば、磁性領域１１の形成のためのアニール処理と同時に、酸素雰囲気に暴露したり、あるいは酸素ラジカルを照射することによって、これら各工程を同時に実施することができる。さらに、エネルギーの付与工程と酸化工程は第２の層２２の堆積工程と同時に実施することもできる。例えば、非磁性金属元素Ｎの堆積と同時に酸素イオンを含んだイオンビームを基板上に照射することによって、堆積工程と酸化工程とを同時に実施することができ、さらに非磁性金属元素Ｎを酸化することで、その表面エネルギーをさらに大きくすることも可能である。このように、各工程を同時に実施した場合、非磁性金属元素Ｎが酸化されて残留し、高抵抗領域１２の一部を構成することもある。

非磁性領域１２を高抵抗化する工程は、非磁性金属元素Ｎの酸化工程に限られるものではない。すなわち、非磁性金属元素Ｎの酸化工程に代えて、窒化工程、炭化工程、フッ化工程等を適用することも可能である。このように、非磁性領域１２の高抵抗化工程には、非磁性金属元素Ｎの酸化、窒化、炭化、フッ化から選ばれる少なくとも1種が適用される。これらは組合せて適用することも可能である。エネルギーの付与工程や非磁性金属元素Ｎの堆積工程と同時に高抵抗化する場合も同様であり、酸素、窒素、炭素、フッ素から選ばれる少なくとも1種を用いることができる。

なお、第１の層２１は磁性領域（スピンナノブリッジ）１１の形成に必要な磁性金属元素Ｍを供給できればよく、その後は磁性領域１１と非磁性領域１２とを有する中間層（微細構造体層）６の下側に残存していても特に問題はない。非磁性領域１２内に磁性領域１１を形成する工程（磁性金属元素Ｍの吸い上げ工程）を考慮すると、磁性金属元素Ｍは非磁性領域１２より基板側に配置された磁性層２１と非磁性領域１２内に形成された磁性領域１１とに存在し、その大半は磁性層２１内に存在することになる。

上述したように、磁性金属元素Ｍの吸い上げ現象を利用して中間層（微細構造体層）６を作製することによって、高抵抗の非磁性領域１２内に微小な磁性領域（スピンナノブリッジ）１１を再現性並びに制御性よく形成することができる。従って、バリスティックな伝導に基づく巨大磁気抵抗効果（ＢＭＲ）を安定して得ることが可能となる。なお、中間層６の形成工程後は通常のスピンバルブ型磁気抵抗効果膜と同様に、第２の磁性層７や上部電極４等を成膜して磁気抵抗効果素子１を作製する。

この実施形態のＣＰＰ構造を有するスピンバルブ型磁気抵抗効果素子１は、従来の磁気抵抗効果素子と同様に磁気ヘッド等の構成素子として使用される。磁気抵抗効果素子１は磁気ヘッドに限らず、磁気ランダムアクセスメモリ等の磁気記憶装置の構成素子としても利用可能である。この実施形態の磁気抵抗効果素子１を用いた磁気ヘッドは、再生ヘッドとして磁気記録媒体に磁気的に記録された情報の読み出しに使用される。本発明の磁気ヘッドを適用した再生ヘッドは、記録ヘッドと一体化して使用することができる。

図８は本発明の磁気再生装置を磁気ディスク装置に適用した一実施形態の構成を示す斜視図であり、図９は図８に示す磁気ディスク装置に使用した磁気ヘッドアセンブリの構成を示す斜視図である。この実施形態の磁気抵抗効果素子を使用した磁気ヘッドは、記録再生一体型の磁気ヘッドアセンブリに組み込まれて磁気記録再生装置に搭載される。図８に示す磁気記録再生装置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。

図８において、記録用媒体ディスク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。磁気記録再生装置１５０は複数の媒体ディスク２００を備えたものとしてもよい。媒体ディスク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、薄膜状のサスペンション１５４の先端に取り付けられている。ここで、ヘッドスライダ１５３には例えば前述した実施形態の磁気抵抗効果素子を適用した磁気ヘッドが搭載されている。

媒体ディスク２００が回転すると、ヘッドスライダ１５３の媒体対向面（ＡＢＳ）は媒体ディスク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媒体ディスク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、図示しない駆動コイルを保持するボビン部などを有する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、アクチュエータアーム１５５のボビン部に巻き上げら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、スピンドル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から先の磁気ヘッドアセンブリをディスク側から眺めた拡大斜視図である。磁気ヘッドアッセンブリ１６０は、例えば駆動コイルを保持するボビン部などを有する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、前述した実施形態の磁気抵抗効果素子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は磁気ヘッドアッセンブリ１６０の電極パッドである。この実施形態の磁気記録再生装置１５０は、前述した実施形態の磁気抵抗効果素子を具備することにより、従来よりも高い記録密度で媒体ディスク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。

次に、本発明の実施形態による磁気抵抗効果素子を搭載した磁気記憶装置について述べる。すなわち、上述した本発明の実施形態による磁気抵抗効果素子（例えば図２に素子構造を示す磁気抵抗効果素子）を用いることによって、例えばメモリセルがマトリクス状に配置された磁気ランダムアクセスメモリ（magnetic random access memory）等の磁気メモリを実現することができる。

図１０は本発明の一実施形態による磁気メモリのマトリクス構成を示す概念図である。同図はメモリセルをアレイ状に配置した場合の回路構成を示している。アレイ中の1ビットを選択するために、列デコーダ３５０と行デコーダ３５１とが備えられており、ビット線３３４とワード線３３２によりスイッチングトランジスタ３３０がオンになり一意に選択され、センスアンプ３５２で検出することにより磁気抵抗効果素子３２１を構成する磁気記録層に記録されたビット情報を読み出すことができる。ビット情報を書き込むときは、特定の書込みワード線３２３とビット線３２２に書き込み電流を流して発生する磁場により行われる。

図１１は本発明の他の実施形態による磁気メモリのマトリクス構成を示す概念図である。図１１に示す実施形態の場合、マトリクス状に配線されたビット線３２２とワード線３３４とがそれぞれデコーダ３６０、３６１により選択されて、アレイ中の特定のメモリセルが選択される。それぞれのメモリセルは、磁気抵抗効果素子３２１とダイオードＤとが直列に接続された構造を有する。ここで、ダイオードＤは、選択された磁気抵抗効果素子３２１以外のメモリセルにおいてセンス電流が迂回することを防止する役割を有する。書き込みは、特定のビット線３２２と書き込みワード線３２３とにそれぞれに書き込み電流を流して発生する磁場により行われる。

図１２は本発明の実施形態に係る磁気メモリの要部断面構造を示す概念図である。また、図１３は図１２のＡ−Ａ′線に沿った断面図である。これらの図に示した構造は、図１０に例示した磁気メモリに含まれるひとつのメモリセルに対応する。つまり、ランダムアクセスメモリとして動作する磁気メモリの1ビット部分のメモリセルである。このメモリセルは、記憶素子部分３１１とアドレス選択用トランジスタ部分３１２とを有する。

記憶素子部分３１１は、磁気抵抗効果素子３２１とこれに接続された一対の配線３２２、３２４とを有する。磁気抵抗効果素子３２１は、図１ないし図９に基づいて説明した本発明の実施形態による磁気抵抗効果素子である。ビット情報の読み出しの際には磁気抵抗効果素子３２１にセンス電流を流してその抵抗変化を検出すればよい。

一方、選択用トランジスタ部分３１２には、ビア３２６および埋め込み配線３２８を介して接続されたトランジスタ３３０が設けられている。このトランジスタ３３０は、ゲート３３２に印加される電圧に応じてスイッチング動作をし、磁気抵抗効果素子３２１と配線３３４との電流経路の開閉を制御する。

また、磁気抵抗効果素子３２１の下方には書き込み配線３２３が、配線３２２と略直交する方向に設けられている。これら書き込み配線３２２、３２３は、例えばアルミニウム（Ａｌ）、銅（Ｃｕ）、タングステン（Ｗ）、タンタル（Ｔａ）、あるいはこれらのいずれかを含む合金により形成することができる。

このような構成のメモリセルにおいて、ビット情報を磁気抵抗効果素子３２１に書き込むときは、配線３２２、３２３に書き込みパルス電流を流し、それらの電流により誘起される合成磁場を印加することにより磁気抵抗効果素子の記録層の磁化を適宜反転させる。また、ビット情報を読み出すときは、配線３２２と磁気記録層を含む磁気抵抗効果素子３２１と下部電極３２４とを通してセンス電流を流し、磁気抵抗効果素子３２１の抵抗値または抵抗値の変化を測定することにより行われる。

本発明の実施形態による磁気メモリは、前述したように図１ないし図９に基づいて説明した磁気抵抗効果素子を用いているため、大きな磁気抵抗変化率を安定して得ることができる。その結果としてセルサイズを微細化しても、記録層の磁区を確実に制御して書き込みが確保され、かつ読み出しも確実に行うことができる。

次に、本発明の具体的な実施例およびその評価結果について述べる。ただし、これらの実施例は本発明を何等制限するものではない。

実施例１
この実施例１においては、ニッケル（Ｎｉ）−タングステン（Ｗ）系積層膜を用いて形成した微細構造体層を中間層として有する磁気抵抗効果素子について述べる。素子構造は図２における第１の磁性層５を磁化固着層とし、第２の磁性層７を磁化自由層とした。従って、反強磁性層９は第１の磁性層５の下側に配置した。具体的な素子構造は、下部電極を兼ねる基板３／下地層８／反強磁性層９／磁化固着層５／中間層６／磁化自由層７／保護層１０／上部電極４である。磁化固着層５はシンセティック構造とした。

各層の成膜はＤＣマグネトロンスパッタ装置を用いて行った。成膜チャンバ内を到達真空度が10^-5Pa以下となるまで排気し、0.02〜0.1nm/sの成膜速度で各層を成膜した。上部電極４は直径0.5μmの略円形状とした。磁気抵抗効果素子１を構成する各層の膜厚と構成材料は以下に示す通りである。なお、図２および図５に示した符号を、対応する各層に括弧書きで付した。すなわち、層構造はＳｉ基板（３）／Ｔａ[5nm]（８）／Ｃｕ[200nm]（８）／（Ｎｉ_0.8Ｆｅ_0.2）₇₈Ｃｒ₂₂[5nm]（８）／ＰｔＭｎ[10nm]（９）／ＣｏＦｅ[4.0nm]（５）／Ｒｕ[0.9nm]（５）／ＣｏＦｅ[4.0nm]（５）／Ｎｉ[1.0nm]（２１（６））／Ｗ[1.0nm]（２２（６））／ＣｏＦｅ[4.0nm]（７）／Ｔａ[2nm]（１０）／Ｃｕ[200nm]（４）である。

磁性金属元素（Ｎｉ）の吸い上げ工程は、Ｎｉ層２１とＷ層２２との積層膜を成膜した後、300℃で30分の熱処理を施すことにより実施した。この熱処理の前後でＲＨＥＥＤ観察を行ったところ、熱処理前には最表面にあるＷからのスポット（結晶質）のみが観察されたが、熱処理後のＲＨＥＥＤ観察ではＷからのスポット以外に、弱いながらも他のスポットが観察された。このスポット間隔から元素を同定すると、Ｎｉに起因するものであることが分かった。このことから300℃で30分の熱処理によって、非磁性領域１２を構成するＷ層中にＮｉが拡散していることが確認された。

Ｗ層中にＮｉが拡散したことを確認した後、酸素ラジカルを照射することによって、Ｗ
選択的に酸化した。次いで、磁化自由層７としてのＣｏＦｅ層から上部電極４としてのＣｕ層までを成膜した後、5kＯeの磁界を印加した状態で、270℃で10時間の熱処理を行った。その後、通常の半導体プロセスを用いて、磁気抵抗効果素子を作製した。このようにして作製した磁気抵抗効果素子の磁気抵抗変化率ＭＲと面積抵抗ＲＡは、ＭＲ＝25.0％、ＲＡ＝0.80Ωμm²であった。

この実施例１で作製した磁気抵抗効果素子について、断面ＴＥＭとナノＥＤＸ分析（中間層（微細構造体層）６中の酸素とＮｉに着目）によって、微細構造体層６の断面形状と組成分析を行った。その結果、断面ＴＥＭによると微細構造体層６の膜厚は約2.5nmで、またＷ層中に吸い上げられたＮｉは台形状になっており、先端側はＷ層上にテラス状に広がっていることが確認された。Ｎｉ領域の大きさは磁化固着層５側が約3nm、磁化自由層７側が約1nmであり、その形成間隔は概ね30nmから50nmであった。さらに、ナノＥＤＸ分析結果の模式図を図１４に示す。ナノＥＤＸ分析の結果、Ｎｉ中には酸素がほとんど存在していないことが分かった。

なお、Ｎｉ−Ｗ系に代えて、Ｎｉより表面エネルギーが大きいＮｂ、Ｖ、Ｔａ、Ｍｏ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆを用いた場合についても、同様に磁気抵抗効果素子を作製して素子特性を調べた。その結果、Ｎｉ−Ｗ系と同様に良好な磁気抵抗変化率と適切な面積抵抗が得られた。さらに、Ｎｉに代えてＦｅ、Ｃｏ、並びにそれらの合金を用いて磁気抵抗効果素子を作製したところ、Ｎｉと同様に良好な結果が得られた。

実施例２
実施例２においては、実施例１と同様な素子構造を有する磁気抵抗効果素子を作製した。各層の成膜方法も実施例１と概ね同様とした。実施例２の磁気抵抗効果素子を構成する各層の膜厚と構成材料は以下に示す通りである。すなわち、層構造はＳｉ基板（３）／Ｔａ[5nm]（８）／Ｃｕ[200nm]（８）／（Ｎｉ_0.8Ｆｅ_0.2）₇₈Ｃｒ₂₂[5nm]（８）／ＰｔＭｎ[10nm]（９）／ＣｏＦｅ[2.5nm]（５）／Ｒｕ[0.9nm]（５）／ＣｏＦｅ[2.5nm]（５）／Ｆｅ[1.0nm]（２１（６））／Ｔａ[2.0nm]（２２（６））／ＣｏＦｅ[3.0nm]（７）／Ｔａ[2nm]（１０）／Ｃｕ[200nm]（４）である。

磁性金属元素（Ｆｅ）の吸い上げ工程は、Ｆｅ層２１とＴａ層２２との積層膜を成膜した後、300℃で30分の熱処理を施すことにより実施した。この熱処理でＴａ層の結晶状態の変化（非晶質相から結晶質相への相変化）とＴａ中へのＦｅの拡散を同時に実施した。その後、成膜チャンバ内に酸素を導入してＴａの酸化処理を行った。この場合も実施例１と同様にＲＨＥＥＤによって、Ｆｅの成膜後、Ｔａの成膜後、並びに酸化処理と拡散後の表面状態を観察した。その結果、Ｆｅの成膜直後のＲＨＥＥＤパターンからはＦｅに対応したスポットが観察されたが、Ｔａの成膜後のＲＨＥＥＤパターンはリングであったことから、Ｔａは非晶質状態であることが確認された。

熱処理後のＲＨＥＥＤパターンからは、bcc−Ｆｅに対応するスポットと結晶性の低いbcc-Ｔａに対応するリングパターンが同時に観察された。このことから、非晶質のＴａが結晶質へと結晶変態し、さらにその結晶変態の過程でＦｅが結晶質Ｔａ中に吸い上げられたことが確認された。次いで、磁化自由層７としてのＣｏＦｅ層から上部電極４としてのＣｕ層までを成膜した後、5kＯeの磁界を印加した状態で、270℃で10時間の熱処理を行った。その後、通常の半導体プロセスを用いて、磁気抵抗効果素子を作製した。

このようにして得た磁気抵抗効果素子の特性は、ＭＲ＝15.0％、ＲＡ＝0.70Ωμm²であった。この実施例２においては、Ｔａの表面エネルギーがＦｅより大きいことに加えて、Ｔａの非晶質相から結晶質相への相変化に基づいて、Ｆｅの吸い上げ現象が生じたものと考えられる。なお、Ｆｅに変えてＮｉ、Ｃｏ、並びにそれらの合金を用いた場合においても、同様に良好な素子特性を有する磁気抵抗効果素子が得られた。Ｔａに代えてＮｂ、Ｖ、Ｍｏ、Ｗ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆを用いた場合も同様であった。

なお、本発明は上記した実施形態に限定されるものではなく、実施段階ではその要旨を逸脱しない範囲で構成要素を変形して具体化することができる。また、上記実施形態に開示されている複数の構成要素の適宜な組合せにより、様々の発明を形成することができる。例えば、実施形態に示される全構成要素から幾つかの構成要素を削除してもよい。さらに、異なる実施形態にわたる構成要素を適宜組合せてもよい。

本発明の一実施形態による磁気抵抗効果素子の構造を示す断面図である。 図１に示す磁気抵抗効果素子の具体的な構造の一例を示す断面図である。 図１に示す磁気抵抗効果素子における中間層の平面構造を示す図である。 本発明の磁気抵抗効果素子の製造工程の一実施形態における中間層の形成工程（表面エネルギーの違いに基づく吸上げ現象）を示す平面図である。 図４の断面構造を示す図である。 各種元素の表面エネルギーを示す図である。 図４に示す中間層の形成工程における積層膜の相状態の違いに基づく吸上げ現象を説明するための図である。 本発明の一実施形態による磁気再生装置の構造を示す斜視図である。 図８に示す磁気再生装置の磁気ヘッドアッセンブリを示す斜視図である。 本発明の一実施形態による磁気メモリのマトリクス構成を示す概念図である。 本発明の他の実施形態による磁気メモリのマトリクス構成を示す概念図である。 本発明の実施形態による磁気メモリの要部断面構造を示す概念図である。 図１２のＡ−Ａ′線に沿った断面図である。 本発明の実施例１による磁気抵抗効果素子の中間層のナノＥＤＸ分析結果を模式的に示す図である。

符号の説明

１…磁気抵抗効果素子、２…スピンバルブ型磁気抵抗効果膜、３…下部電極を兼ねる基板、４…上部電極、５…第１の磁性層、６…中間層、７…第２の磁性層、１１…磁性領域、１２…非磁性領域、２１…磁性金属元素を含む第１の層、２２…非磁性金属元素を含む第２の層（非磁性領域）、２３…非磁性金属元素の酸化物層（非磁性領域）、１５０…磁気記録再生装置、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…スピンドル、１６０…磁気ヘッドアッセンブリ、１６４…リード線、２００…磁気記録媒体ディスク、３１１…記憶素子部分、３１２…アドレス選択用トランジスタ部分、３２１…磁気抵抗効果素子、３２２…配線、３２３…ワード線、３２４…下部電極、３２６…ビア、３２８…配線、３３０…スイッチングトランジスタ、３３２…ワード線、３３４…ビット線、３５０…列デコーダ、３５１…行デコーダ、３５２…センスアンプ、３６０…デコーダ。

Claims (12)

1. 磁化方向が実質的に一方向に固着された強磁性体膜を有する磁化固着層と、磁化方向が外部磁界に対応して変化する強磁性体膜を有する磁化自由層と、前記磁化固着層と前記磁化自由層との間に介在され、磁性領域と前記磁性領域より電気抵抗が高い非磁性領域とを有する中間層とを備える磁気抵抗効果膜と、
   前記磁気抵抗効果膜の膜面に対して略垂直方向にセンス電流を通電するように設けられた一対の電極とを具備し、
   前記非磁性領域は前記磁性領域に含まれる磁性金属元素より表面エネルギーが大きい非磁性金属元素を含み、
   前記中間層の前記磁性領域は、前記磁化固着層と前記磁化自由層とを接続するように、前記非磁性領域を局部的に貫通して膜面垂直方向に延伸しており、かつ前記磁性領域の上端部は前記非磁性領域を突き抜けていると共に、前記非磁性領域上にテラス状に広がっていることを特徴とする磁気抵抗効果素子。
2. 請求項１記載の磁気抵抗効果素子において、
   前記磁性領域はＦｅ、ＮｉおよびＣｏから選ばれる少なくとも1種の磁性金属元素を含み、かつ前記非磁性領域はＮｂ、Ｖ、Ｔａ、Ｍｏ、Ｗ、Ｔｉ、ＺｒおよびＨｆから選ばれる少なくとも1種の非磁性金属元素を含むことを特徴とする磁気抵抗効果素子。
3. 請求項１または請求項２記載の磁気抵抗効果素子において、
   前記非磁性領域は非磁性金属元素の酸化物、窒化物、炭化物およびフッ化物から選ばれる少なくとも1種を有することを特徴とする磁気抵抗効果素子。
4. 請求項１ないし請求項３のいずれか１項記載の磁気抵抗効果素子において、
   前記磁性領域は前記中間層の膜厚に対して０．１〜５倍の範囲の最小径を有することを特徴とする磁気抵抗効果素子。
5. 下部電極上に配置された第１の磁性層上に、磁性金属元素を含む第１の層と前記磁性金属元素より表面エネルギーが大きい非磁性金属元素を含む第２の層とを積層して形成する工程と、
   前記積層膜間並びに膜表面における原子の移動、拡散を促進するように、前記積層膜にエネルギーを付与し、前記非磁性金属元素を含む非磁性領域を局部的に貫通して膜面垂直方向に延伸する、前記磁性金属元素を含む磁性領域を形成する工程と、
   前記磁性領域と前記非磁性領域とを有する中間層上に、第２の磁性層を形成する工程と、
   前記第１の磁性層、前記中間層および前記第２の磁性層を備える磁気抵抗効果膜の膜面に対して略垂直方向にセンス電流を通電するように、前記第２の磁性層上に上部電極を配置する工程とを具備し、
   前記エネルギーの付与工程で、前記磁性領域をその上端部が前記非磁性領域を突き抜けると共に、前記非磁性領域上にテラス状に広がって存在するように形成することを特徴とする磁気抵抗効果素子の製造方法。
6. 請求項５記載の磁気抵抗効果素子の製造方法において、
   前記第１の層は結晶質相を有し、かつ前記第２の層は非晶質相を有することを特徴とする磁気抵抗効果素子の製造方法。
7. 請求項５または請求項６記載の磁気抵抗効果素子の製造方法において、
   さらに、前記エネルギーの付与工程と同時にまたは工程後に、前記非磁性領域を選択的に酸化、窒化、炭化またはフッ化する工程を具備することを特徴とする磁気抵抗効果素子の製造方法。
8. 請求項５ないし請求項７のいずれか１項記載の磁気抵抗効果素子の製造方法において、
   前記磁性金属元素はＦｅ、ＮｉおよびＣｏから選ばれる少なくとも１種からなり、前記非磁性金属元素はＮｂ、Ｖ、Ｔａ、Ｍｏ、Ｗ、Ｔｉ、ＺｒおよびＨｆから選ばれる少なくとも1種からなることを特徴とする磁気抵抗効果素子の製造方法。
9. 請求項５ないし請求項８のいずれか１項記載の磁気抵抗効果素子の製造方法において、
   前記第１および第２の磁性層のいずれか一方は、磁化方向が実質的に一方向に固着された強磁性体膜を有する磁化固着層であり、他方は磁化方向が外部磁界に対応して変化する強磁性体膜を有する磁化自由層であることを特徴とする磁気抵抗効果素子の製造方法。
10. 請求項１ないし請求項４のいずれか１項記載の磁気抵抗効果素子を具備することを特徴とする磁気ヘッド。
11. 磁気記録媒体と、
    前記磁気記録媒体に磁気的に記録された情報を読み出す磁気ヘッドであって、請求項１ないし請求項４のいずれか１項記載の磁気抵抗効果素子を備える磁気ヘッドと
    を具備することを特徴とする磁気再生装置。
12. 請求項１ないし請求項４のいずれか１項記載の磁気抵抗効果素子を具備することを特徴とする磁気メモリ。

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