JP5162021B2 - 磁気抵抗効果素子、磁気メモリ、磁気抵抗効果ヘッド、および磁気記録再生装置 - Google Patents

Description

本発明は、磁気抵抗効果素子、この磁気抵抗効果素子を搭載した磁気メモリ、磁気ヘッド及び磁気記録再生装置に関する。

近年、ハードディスクドライブ（ＨＤＤ：Hard Disk Drive）の急速な小型化・高密度化が進行し、今後もさらなる高密度化が見込まれている。記録トラック幅を狭くしてトラック密度を高めることで、ＨＤＤの高密度化を実現できる。しかし、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り、媒体信号を再生するＭＲヘッドの再生感度の向上が必要となる。

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する積層膜であり、抵抗変化を生ずる積層膜構造部位はスピン依存散乱ユニットとも呼ばれる。２層の強磁性層の一方の強磁性層（「ピン層」あるいは「磁化固定層」という）の磁化方向は反強磁性層などで固着される。他方の強磁性層（「フリー層」あるいは「磁化自由層」という）の磁化方向は外部磁界により変化可能である。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の変化によって、大きな磁気抵抗効果が得られる。（例えば、特許文献１参照）スピンバルブ膜を用いた磁気抵抗効果素子には、ＣＩＰ（Current In Plane）−ＧＭＲ素子、ＣＰＰ（Current Perpendicular to Plane）−ＧＭＲ素子、ＴＭＲ（Tunneling Magneto-Resistance）素子がある。ＣＩＰ−ＧＭＲ素子ではスピンバルブ膜の面に平行にセンス電流を通電し、ＣＰＰ−ＧＭＲ、ＴＭＲ素子ではスピンバルブ膜の面にほぼ垂直方向にセンス電流を通電する。

膜面垂直に通電する方式においては、通常のＣＰＰ−ＧＭＲではスペーサ層として金属層を用い、ＴＭＲ素子ではスペーサ層として絶縁層を用いる。

特開２００２−２０８７４４公報

今後、磁気ヘッドやＭＲＡＭデバイスの高密度化に伴って磁気抵抗効果素子の微細化が進行すると、磁気抵抗効果素子はさらに大きなＭＲ比が求められることになる。

磁気抵抗効果を向上させるには、磁化固着層および磁化自由層のスピン依存散乱因子の増大させることが重要となる。

本発明の目的は、高いＭＲ比の磁気抵抗効果素子、およびこのような磁気抵抗効果素子を用いた磁気ヘッド、磁気記録再生装置を提供することにある。

本発明の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第１の磁性層と、外部磁界に応じて磁化方向が変化する第２の磁性層と、第１の磁性層と第２の磁性層との間に設けられたスペーサ層と、前記第１の磁性層又は前記第２の磁性層の少なくとも一方に含まれ、式Ｍ１ａＭ２ｂＯｃ（５≦a≦６８、１０≦ｂ≦７３、２２≦ｃ≦８５）で表される少なくとも１層の磁性化合物層と、を備え、前記Ｍ１は、Ｃｏ，Ｆｅ，Ｎｉから選択される少なくとも一種の元素であり、前記Ｍ２は、Ｔｉ，Ｖ，Ｃｒから選択される少なくとも一種の元素であることを特徴とする。

本発明のＭＲ素子からは、大きなＭＲ比を得ることができ、その結果、高出力の膜面垂直に通電する方式の磁気抵抗効果素子、およびこのような磁気抵抗効果素子を用いた磁気メモリ、磁気抵抗効果ヘッド、磁気再生装置を提供することができる。

本発明の実施例１乃至実施例４に係る磁気抵抗効果膜の断面図。 本発明の実施例１の変形例１に係る磁気抵抗効果膜の断面図。 本発明の実施例１の変形例２に係る磁気抵抗効果膜の断面図。 本発明の実施例１の変形例３に係る磁気抵抗効果膜の断面図。 本発明の実施例１の変形例４に係る磁気抵抗効果膜の断面図。 本発明の実施例１の変形例５に係る磁気抵抗効果膜の断面図。 本発明の実施例５に係る磁気抵抗効果膜の断面図。 本発明の実施例５の変形例１に係る磁気抵抗効果膜の断面図。 本発明の実施例５の変形例２に係る磁気抵抗効果膜の断面図。 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す図。 同じく、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す図。 磁気記録再生装置の概略構成を例示する要部斜視図。 アクチュエータアームから先のヘッドジンバルアセンブリーをディスク側から眺めた拡大斜視図。 本発明の実施形態に係る磁気メモリのマトリクス構成の一例を示す図。 本発明の実施形態に係る磁気メモリのマトリクス構成の他の例を示す図。 本発明の実施形態に係る磁気メモリの要部を示す断面図。 図１７のＡ−Ａ’線に沿う断面図。

以下、本発明の実施形態について、図面を参照しつつ詳細に説明する。尚、以後の説明では、同一の部分には同一の符号を付すものとし、重複する説明は省略する。

本実施形態では、磁気抵抗効果膜の磁化固着層（ピン層）及び磁化自由層（フリー層）のうち少なくとも１層に、磁性化合物の新規材料を配置している。磁気抵抗効果膜のフリー層、ピン層に含まれる磁性化合物の新規材料として、Ｍ１ａＭ２ｂＸｃ で表され、Ｍ１は、Ｃｏ，Ｆｅ，Ｎｉから選択される少なくとも一種の磁性３ｄ遷移金属元素であり、Ｍ２は、Ｔｉ，Ｖ，Ｃｒ，Ｍｎから選択される少なくとも一種の非磁性３ｄ遷移金属元素であり、Ｘは、Ｎ，Ｏ，Ｃから選択される少なくとも一種の非金属元素であり、５≦a≦６８かつ、１０≦ｂ≦７３かつ、２２≦ｃ≦８５である磁性化合物を用いる。上記磁性化合物は高いスピン分極率を有するために、スピン依存散乱効果が大きく、大きなＭＲ比を得ることができる。

上記磁性化合物が高いスピン分極率を有する理由は下記のように考えられる。非磁性３ｄ遷移金属は磁性３ｄ遷移金属に近い電子構造を持っているため、弱い磁性を有しやすい。非磁性３ｄ遷移金属と磁性３ｄ遷移金属が結合した場合、互いのバンド構造が変化して、非磁性３ｄ遷移金属の磁性がより顕著に現れ、磁性３ｄ遷移金属元素のみでなく、非磁性３ｄ遷移金属もスピン依存伝導に寄与する。さらに、非金属元素が上記の金属元素と結合すると、非磁性３ｄ遷移金属と磁性３ｄ遷移金属のバンド構造の変化を助長することができ、その結果、磁性３ｄ金属元素および非磁性３ｄ金属元素のフェルミ面近傍のバンド構造が変化し、高いスピン分極率が得られる。

式Ｍ１ａ Ｍ２ｂＸｃ で表される磁性化合物中の非磁性３ｄ金属元素Ｔｉ，Ｖ，Ｃｒ，Ｍｎの組成比ｂは、添加量が少なすぎると、非磁性３ｄ金属元素のスピン依存伝導への寄与が少なくなるため、１０≦ｂとすることが望ましい。ただし、添加量が多すぎると、相対的に磁性３ｄ遷移金属元素が少なくなり、非磁性３ｄ金属元素と磁性３ｄ金属元素の結合が少なくなるため、非磁性３ｄ遷移金属元素の磁性が弱まってしまう。そのため、１０≦ｂ≦７３であることがより望ましい。

式Ｍ１ａ Ｍ２ｂＸｃ で表される磁性化合物中の非金属元素Ｎ，Ｏ，Ｃの組成比ｃは、非磁性３ｄ遷移金属と磁性３ｄ遷移金属のバンド構造の変化を助長する効果を得るためには２２≦ｃとすることが望ましい。ただし、添加量が多すぎると、相対的に非磁性３ｄ遷移金属元素と磁性３ｄ遷移金属元素が少なくなり、スピン依存伝導を担う元素が少なくなるため、２２≦ｃ≦８５であることが望ましい。さらに、含有される非磁性３ｄ遷移金属と磁性３ｄ遷移金属の大半の元素と結合して、大きいスピン分極率を得るためには、３０≦ｃ≦７５であることがより望ましい。

式Ｍ１ａ Ｍ２ｂＸｃ で表される磁性化合物中の磁性３d金属元素Ｃｏ，Ｆｅ，Ｎｉの組成比ａは、添加量が少なすぎると、非磁性３ｄ金属元素と磁性３ｄ金属元素の結合が少なくなるため、非磁性３ｄ遷移金属元素の磁性が弱まってしまう。ただし、添加量が多すぎると、相対的に非磁性３ｄ金属元素の組成比ｂ及び非金属元素の組成比ｃが少なくなり、既に示した非磁性３ｄ金属元素と非金属元素の添加によるスピン分極率の増大効果が弱まってしまう。そのため、５≦a≦６８であることが望ましい。

磁性化合物の結晶構造としては、式Ｍ１ａＭ２ｂＸｃの組成範囲のなかで特にＭＲの高かった３０≦ｃ≦７５の組成範囲では結晶構造がアモルファスとなっていることがある。結晶構造が微結晶やアモルファスとなったことにより、スピン依存散乱界面が平滑となることで、スピン依存散乱効果がさらに大きくなり、従ってさらに高いＭＲ変化率を得ることができる。

式Ｍ１ａ Ｍ２ｂＸｃ で表される磁性化合物が含まれる層の膜厚としては、スピンバルブ膜のギャップ長を短くする観点と、必要以上に抵抗値を上げないといった観点から薄いほうが望ましく５ｎｍ以下が望ましい。一方、薄すぎると十分なスピン依存散乱効果が得られなくなるため、０．５ｎｍ以上が望ましい。上記より、磁性化合物層の膜厚は０．５ｎｍ以上５ｎｍ以下が望ましい。

磁性化合物層の作製方法としては、Ｍ１−Ｍ２の合金材料をスパッタ成膜し、その後、Ｘ元素雰囲気中で反応させることにより、Ｍ１−Ｍ２−Ｘ磁性化合物層を作製することができる。純Ｍ１材料と純Ｍ２材料をスパッタにより積層成膜し、その後、Ｘ元素雰囲気中で反応させることにより、Ｍ１−Ｍ２−Ｘ磁性化合物層を作製してもよい。Ｘ元素雰囲気中で反応させる場合は、同時にＡｒなど希ガスのイオンビーム照射またはプラズマを照射しながら行ってもよい。この方法によれば、安定な磁性化合物を作製することができる。
また、Ｍ１−Ｍ２−Ｘターゲットを用いて、スパッタ成膜してもよい。

磁性化合物を含む磁性層は、磁性化合物の単層膜であっても、強磁性薄膜層との積層構造を有していてもよい。積層構造とする場合は、強磁性薄膜層として、従来の強磁性材料を用いることができる。フリー層に磁性化合物層を用いる場合は、磁性化合物層よりも軟磁気特性に優れる軟磁性膜と積層することにより、磁場応答性をよくすることができる。また、ピン層に磁性化合物層を用いる場合は、より一方向にピンされやすい材料との積層膜にすることにより、ピン特性をよくすることができる。

（実施例１）
以下、本発明の実施例につき図面を参照しつつ説明する。

図１は、本実施例の磁気抵抗効果素子の断面図である。

図１の磁気抵抗効果素子は，基板上に形成された，下電極２１，下地層１１，ピニング層１２，ピン層１３，スペーサ層１４，フリー層１５，キャップ層１６，および上電極２２を有する。この内，ピン層１３，スペーサ層１４，およびフリー層１５が，２つの強磁性層の間に非磁性のスペーサ層１４を挟んでなるスピンバルブ膜（スピン依存散乱ユニット）に対応する。

本実施例では、シンセティックスピンバルブ構造をとっており、ピン層１３のスペーサ側の上部ピン層１３３、及びフリー層１５に、式Ｍ１ａＭ２ｂＸｃで表される、磁性化合物を採用する。本実施例では、磁性化合物層Ｍ１ａＭ２ｂＸｃとして、組成比を変えたＣｏ−Ｔｉ−Ｏを用いた。

以下，磁気抵抗効果素子の構成要素を説明する。

下電極２１は、磁気抵抗効果膜の膜面垂直方向に通電するための電極である。下電極２１と上電極２２の間に電圧が印加されることで、磁気抵抗効果膜内部をその膜垂直方向に沿って電流が流れる。このセンス電流によって、磁気抵抗効果に起因する抵抗の変化を検出することで、磁気が検知される。下電極２１には、電流を磁気抵抗効果膜に通電するために、電気抵抗が比較的小さい金属層が用いられる。

この下電極２１上に，下地層１１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１１ａ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１１ｂである。

バッファ層１１ａとして，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１１ａの膜厚は１〜５ｎｍが望ましい。バッファ層１１ａが薄すぎるとバッファ効果が失われる。一方，バッファ層１２ａ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１１ｂとしては，ｈｃｐ構造（hexagonal close-packed structure：六方最密構造）あるいはｆｃｃ構造（face-centered cubic structure：面心立方構造）を持つ材料を用いるのが好ましい。

Ｒｕをシード層１１ｂ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。

シード層１１ｂの膜厚は２〜６ｎｍが好ましい。シード層１１ｂの厚さが薄すぎると結晶配向の制御効果が失われる。バッファ層１１ｂ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１１の上にピニング層１２としてＰｔ50Ｍｎ50［１５ｎｍ］を成膜する。ピニング層１２は，その上に成膜されるピン層１３の磁化方向を固着する役割を持つ。ピニング層１１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１２としてＰｔ50Ｍｎ50 を用いる場合，Ｐｔ50Ｍｎ50 の膜厚は８〜２０ｎｍ程度が好ましく，１０〜１５ｎｍがより好ましい。

ピニング層１２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１２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１２の上にピン層１３を成膜する。本実施例ではピン層１３として，下部ピン層１３１（Ｃｏ90Ｆｅ10 ［１〜３ｎｍ］），磁気結合中間層１３２（Ｒｕ［０．９ｎｍ］），上部ピン層１３３（磁性化合物Ｍ１−Ｍ２−Ｘ）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１３１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１３１と上部ピン層１３３は磁気結合中間層１３２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。

本実施例では、上部ピン層１３３に用いている磁性化合物Ｍ１−Ｍ２−Ｘの材料として、磁性金属元素Ｍ１としてＣｏ、非磁性金属元素Ｍ２としてＴｉ、非金属元素ＸとしてＯを用い、組成比を変えて作製を行った。

下部ピン層１３１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１３３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１３３に用いている磁性化合物（Ｃｏ−Ｔｉ−Ｏ）の膜厚を３ｎｍに固定し、下部ピン層１３１に用いているＣｏ90Ｆｅ10 の飽和磁化が上部ピン層１３３の磁気膜厚と等しくなるように、下部ピン層１３１に用いているＣｏ90Ｆｅ10の膜厚を１〜３ｎｍで適宜調整して作製した。

ピニング層１２（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１３１と上部ピン層１３３との反強磁性結合磁界強度という観点から，下部ピン層１３１に用いられる磁性層の膜厚は０．５〜５ｎｍ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１３１には，例えばＣｏXＦｅ100-x合金（ｘ＝０〜１００％），ＮｉxＦｅ100-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）１３２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。磁気結合中間層１３２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１３３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１６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、磁性化合物Ｍ１−Ｍ２−ＸとしてＣｏ−Ｔｉ−Ｏ［３ｎｍ］を組成比を変えて作製した。このような磁性化合物Ｃｏ−Ｔｉ−Ｏを主成分とする上部ピン層１４３は，高いスピン依存散乱効果を有する。

ピン層１３上にスペーサ層１４としてＣｕ［５ｎｍ］を成膜する。スペーサ層１４としては、Ｃｕの代わりとして、Ａｕ，Ａｇなどを用いてもよい。スペーサ層１４の膜厚は、フリー層とピン層の磁気結合を切るために厚いほうが望ましく、スピン散乱長以下であることが望ましいため、０．５〜１０ｎｍが好ましく，１５〜５ｎｍがさらに好ましい。

スペーサ層１４上に，フリー層１５として磁性化合物Ｃｏ−Ｔｉ−Ｏ［３ｎｍ］を組成比を変えて作製した。このような磁性化合物Ｃｏ−Ｔｉ−Ｏを主成分とするフリー層１５は，高いスピン依存散乱効果を有する。

フリー層１５上に、キャップ層としてＣｕ１０／Ｔａ５０を成膜する。

本実施例では、上部ピン層１３３とフリー層１５に磁性化合物Ｃｏ−Ｔｉ−Ｏ［３ｎｍ］を用いて、Ｃｏ−Ｔｉ−Ｏの組成比を変えて磁気抵抗効果素子を作製した。また、比較例として、上部ピン層１３３とフリー層１５に従来材料Ｃｏ９０Ｆｅ１０ ［３ｎｍ］を用いた磁気抵抗素子も作製した。

本実施例の磁性化合物層の作製方法としては、Ｍ１−Ｍ２の合金材料をスパッタ成膜し、その後、Ｘ元素雰囲気中で反応させる方法を用いた。純Ｍ１材料と純Ｍ２材料をスパッタにより積層成膜し、その後、Ｘ元素雰囲気中で反応させることにより、Ｍ１−Ｍ２−Ｘ磁性化合物層を作製してもよい。Ｘ元素雰囲気中で反応させる場合は、同時にＡｒなど希ガスのイオンビーム照射またはプラズマを照射しながら行ってもよい。この方法によれば、安定な磁性化合物を作製することができる。また、Ｍ１−Ｍ２−Ｘターゲットを用いて、スパッタ成膜してもよい。

本実施例では、式ＣｏａＴｉｂＯｃ で表される組成式において下記の表１に示す組成比の磁気抵抗効果素子を作製した。（ここでａ、ｂ、ｃは原子%[at.%]である。）表１には、各組成において比較例に対するＭＲ比の向上の有無を合わせて示す。

本実施例の磁気抵抗効果素子を評価したところ、特定の範囲のＣｏ−Ｔｉ−Ｏの組成比で作製した磁気抵抗効果素子において、比較例よりも大きなＭＲ比が得られることを確認した。このようなＭＲ比の増大は、適正な組成比を作製することで、磁性化合物が高いスピン分極率を有しているためと考えられる。

本発明の磁性化合物が高いスピン分極率を有する理由は下記のように考えられる。非磁性３ｄ遷移金属は磁性３ｄ遷移金属に近い電子構造を持っているため、弱い磁性を有しやすい。非磁性３ｄ遷移金属と磁性３ｄ遷移金属が結合した場合、互いのバンド構造が変化して、非磁性３ｄ遷移金属の磁性がより顕著に現れ、磁性３ｄ遷移金属元素のみでなく、非磁性３ｄ遷移金属もスピン依存伝導に寄与する。さらに、非金属元素が上記の金属元素と結合すると、非磁性３ｄ遷移金属と磁性３ｄ遷移金属のバンド構造の変化を助長することができ、その結果、磁性３ｄ金属元素および非磁性３ｄ金属元素のフェルミ面近傍のバンド構造が変化し、高いスピン分極率が得られる。

比較例のA00のＭＲ比は０．６％であった。５≦a≦６８かつ、１０≦ｂ≦７３かつ、２２≦ｃ≦８５であるの範囲で作製した磁気抵抗効果素子が比較例を上回る１％以上のＭＲ比を確認できた。また、前述した範囲の中でも、３０≦ｃ≦７５の範囲で作製した磁気抵抗効果素子では１５％を超える特に大きなＭＲ比を確認でき、磁性化合物を用いたことによるＭＲ比の向上が特に顕著に見られた。

式Ｍ１ａ Ｍ２ｂＸｃ で表される磁性化合物中の非磁性３ｄ金属元素Ｔｉ，Ｖ，Ｃｒ，Ｍｎの組成比ｂは、添加量が少なすぎると、非磁性３ｄ金属元素のスピン依存伝導への寄与が少なくなるため、１０≦ｂとすることが望ましい。ただし、添加量が多すぎると、非磁性３ｄ金属元素と磁性３ｄ金属元素の結合が少なくなるため、非磁性３ｄ遷移金属元素の磁性が弱まってしまう。そのため、１０≦ｂ≦７３であることがより望ましい。

式Ｍ１ａ Ｍ２ｂＸｃ で表される磁性化合物中の非金属元素Ｎ，Ｏ，Ｃの組成比ｃは、非磁性３ｄ遷移金属と磁性３ｄ遷移金属のバンド構造の変化を助長する効果を得るためには２２≦ｃとすることが望ましい。ただし、添加量が多すぎると、相対的に非磁性３ｄ遷移金属元素と磁性３ｄ遷移金属元素が少なくなり、スピン依存伝導を担う元素が少なくなるため、２２≦ｃ≦８５であることが望ましい。さらに、含有される非磁性３ｄ遷移金属と磁性３ｄ遷移金属の大半の元素と結合して、大きいスピン分極率を得るためには、３０≦ｃ≦７５であると、特に大きいＭＲ比を得ることができる。

式Ｍ１ａ Ｍ２ｂＸｃ で表される磁性化合物中の磁性３d金属元素Ｃｏ，Ｆｅ，Ｎｉの組成比ａは、添加量が少なすぎると、非磁性３ｄ金属元素と磁性３ｄ金属元素の結合が少なくなるため、非磁性３ｄ遷移金属元素の磁性が弱まってしまう。ただし、添加量が多すぎると、相対的に非磁性３ｄ金属元素の組成比ｂ及び非金属元素の組成比ｃが少なくなり、既に示した非磁性３ｄ金属元素と非金属元素の添加によるスピン分極率の増大効果が弱まってしまう。そのため、５≦a≦６８であることが望ましい。

磁性化合物の結晶構造としては、式Ｍ１ａＭ２ｂＸｃの組成範囲のなかで特にＭＲの高かった３０≦ｃ≦７５の組成範囲では微結晶やアモルファスとなっていることがある。結晶構造が微結晶やアモルファスとなったことにより、スピン依存散乱界面が平滑となることで、さらに高いＭＲ変化率を得ることができる。

式Ｍ１ａ Ｍ２ｂＸｃ で表される磁性化合物層の膜厚としては、スピンバルブ膜のギャップ長を短くする観点と、必要以上に抵抗値を上げないといった観点から薄いほうが望ましく５ｎｍ以下が望ましい。一方、薄すぎると十分なスピン依存散乱効果が得られなくなるため、０．５ｎｍ以上が望ましい。上記より、磁性化合物層の膜厚は０．５ｎｍ以上５ｎｍ以下が望ましい。本実施例では、磁性化合物層の膜厚は３ｎｍとした。

なお、本実施例では、上部ピン層１３３とフリー層１５に磁性化合物Ｃｏ−Ｔｉ−Ｏを用いたが、ピン層１３３、あるいはフリー層１５のいずれか一方のみに磁性化合物Ｃｏ−Ｔｉ−Ｏを用い、他方の層は従来材料を用いてもよい。片方のみに挿入した場合でも、挿入した層のスピン依存散乱を上げることができるため、ＭＲ比を向上することができる。

ピン層１３３に磁性化合物層Ｃｏ−Ｔｉ−Ｏを用い、フリー層１５に従来材料を用いる場合、フリー層１５として、例えばＣｏ90Ｆｅ10［１ｎｍ］／Ｎｉ83Ｆｅ17 ［３．５ｎｍ］を用いることができる。従来材料を用いる場合で高いＭＲ変化率を得るためには，スペーサ層１６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１６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。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１４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１８にもピン層１４と同様にｂｃｃ構造を有するＦｅ50Ｃｏ50 （もしくは，ＦｅxＣｏ100-x （ｘ＝４５〜８５））を用いることが考えられる。この場合，フリー層１８は，軟磁性を維持するために，あまり厚い膜厚は使用できず，０．５〜１ｎｍが好ましい膜厚範囲となる。

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，ＮｉxＦｅ100-x（ｘ＝７８〜８５％程度）が好ましい。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１８を用いてもよい。

フリー層１５に磁性化合物層Ｃｏ−Ｔｉ−Ｏを用い、上部ピン層１３３に従来材料を用いる場合には、上部ピン層１３３として、例えば｛（Ｆｅ50Ｃｏ50［１ｎｍ］／Ｃｕ［２．５ｎｍ］）×２／Ｆｅ50Ｃｏ50 ［１ｎｍ］｝を用いることができる。従来材料のなかでも、スペーサ層１６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，ＦｅxＣｏ100-x（ｘ＝３０〜１００％）や，ＦｅxＣｏ100-xに添加元素を加えたものが挙げられる。また，ピン層１３３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１３３の膜厚範囲は，２．５ｎｍ〜４ｎｍ程度が好ましい。

上部ピン層１３３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ることができる。このような構造を有する上部ピン層１４３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。

上部ピン層１３３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１４３として，Ｃｏ90Ｆｅ10 単層を用いてもよい。このような材料に元素を添加してもよい。

（変形例１：シングルピンスピンバルブの場合）
図２に、図１に示される実施例１の変形例として磁化固着層が３層構造（シンセティック構造）ではなく、単層である磁気抵抗効果素子を示す。

図２において、本変形例の磁気抵抗効果素子は，基板上に形成された，下電極２１，下地層１１，ピニング層１２，ピン層１３，スペーサ層１４，フリー層１５，キャップ層１６，および上電極２２を有する。

本変形例では、単層のピン層１３とフリー層１８に磁性化合物Ｍ１−Ｍ２−Ｘを採用している。

磁性化合物Ｍ１−Ｍ２−Ｘは、実施例１と同様にＣｏ−Ｔｉ−Ｏを用いることができ、本変形例においても、実施例１と同様の効果が得られる。磁性化合物Ｍ１−Ｍ２−Ｘの組成としては、Ｍ１は、Ｃｏ，Ｆｅ，Ｎｉから選択される少なくとも一種の磁性３ｄ遷移金属元素を用いても同様の効果を得ることができる。Ｍ２は、Ｔｉ，Ｖ，Ｃｒ，Ｍｎから選択される少なくとも一種の非磁性３ｄ遷移金属元素を用いても同様の効果を得ることができる。Ｘは、Ｎ，Ｏ，Ｃから選択される少なくとも一種の非金属元素を用いても同様の効果を得ることができる。

（変形例２：トップ型のスピンバルブの場合）
図３に、図１に示される実施例１の変形例としてスペーサ層を介して実施例１と磁化固着層、磁化自由層の位置が実施例１と逆になっている磁気抵抗効果素子を示す。

図３において、本変形例の磁気抵抗効果素子は、基板上に形成された，下電極２１，下地層１１，フリー層１５，スペーサ層１４，ピン層１３，ピニング層１２、キャップ層１６，および上電極２２を有する。

本変形例では、シンセティックスピンバルブ構造をとっており、ピン層１３のスペーサ側の下部ピン層１３３、及びフリー層１５に磁性化合物Ｍ１−Ｍ２−Ｘを採用している。

磁性化合物Ｍ１−Ｍ２−Ｘは、実施例１と同様にＣｏ−Ｔｉ−Ｏを用いることができ、本変形例においても、実施例１と同様の効果が得られる。磁性化合物Ｍ１−Ｍ２−Ｘの組成としては、Ｍ１は、Ｃｏ，Ｆｅ，Ｎｉから選択される少なくとも一種の磁性３ｄ遷移金属元素を用いても同様の効果を得ることができる。Ｍ２は、Ｔｉ，Ｖ，Ｃｒ，Ｍｎから選択される少なくとも一種の非磁性３ｄ遷移金属元素を用いても同様の効果を得ることができる。Ｘは、Ｎ，Ｏ，Ｃから選択される少なくとも一種の非金属元素を用いても同様の効果を得ることができる。

（変形例３：デュアルピン型のスピンバルブの場合）
図４に、図１に示される実施例１の変形例としてフリー層上下にスペーサ層及びピン層を二組有するデュアル型の磁気抵抗効果素子を示す。

図４において、本変形例の磁気抵抗効果素子は、基板上に形成された、下電極２１、下地層１１、ピニング層１２、ピン層１３、スペーサ層１４、フリー層１５、スペーサ層１７、ピン層１８、ピニング層１９、キャップ層１６、上電極２２を有する。

本変形例では、ピン層１３およびピン層１８ともに、シンセティック構造をとっており、ピン層１３のスペーサ側の上部ピン層１３３、ピン層１８のスペーサ側の下部ピン層１８３及びフリー層１５に磁性化合物Ｍ１−Ｍ２−Ｘを採用している。

磁性化合物Ｍ１−Ｍ２−Ｘは、実施例１と同様にＣｏ−Ｔｉ−Ｏを用いることができ、本変形例においても、実施例１と同様の効果が得られる。磁性化合物Ｍ１−Ｍ２−Ｘの組成としては、Ｍ１は、Ｃｏ，Ｆｅ，Ｎｉから選択される少なくとも一種の磁性３ｄ遷移金属元素を用いても同様の効果を得ることができる。Ｍ２は、Ｔｉ，Ｖ，Ｃｒ，Ｍｎから選択される少なくとも一種の非磁性３ｄ遷移金属元素を用いても同様の効果を得ることができる。Ｘは、Ｎ，Ｏ，Ｃから選択される少なくとも一種の非金属元素を用いても同様の効果を得ることができる。

（変形例４：フリー層を積層構造とした場合）
図５に、図１に示される実施例１の変形例としてフリー層を磁性化合物層と強磁性薄膜層との積層構造とした磁気抵抗効果素子を示す。

図５において、本変形例４の磁気抵抗効果素子は、基板上に形成された，下電極２１，下地層１１，ピニング層１２，ピン層１３，スペーサ層１４，フリー層１５，キャップ層１６，および上電極２２を有する。本変形例４では、フリー層１５が下部フリー層１５１と上部フリー層１５２の積層膜となっている。また、本変形例４では、シンセティックスピンバルブ構造をとっており、ピン層１３のスペーサ側の上部ピン層１３３、と下部フリー層１５１に磁性化合物層Ｍ１−Ｍ２−Ｘを採用している。

上部フリー層１５２に用いる強磁性薄膜層は、磁性化合物層よりも軟磁気特性に優れる軟磁性膜を用いることにより、磁場応答性をよくすることができる。上部フリー層１５２に用いる強磁性薄膜層の材料として、ＮｉＦｅ合金を用いることができる。ＮｉＦｅ合金の組成は、ＮｉxＦｅ100-x （ｘ＝７８〜８５％程度）が好ましく、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。また、ＣｏＦｅ合金のなかでも特に軟磁気特性が安定なＣｏ90Ｆｅ10を用いてもよい。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。他の組成のＣｏＦｅ合金を用いる場合、軟磁気特性を保つために、膜厚を０．５〜２ｎｍとすることが好ましい。

磁性化合物Ｍ１−Ｍ２−Ｘは、実施例１と同様にＣｏ−Ｔｉ−Ｏを用いることができ、本変形例においても、実施例１と同様に従来材料に比べて高いＭＲ変化率を得られる。磁性化合物Ｍ１−Ｍ２−Ｘの組成としては、Ｍ１は、Ｃｏ，Ｆｅ，Ｎｉから選択される少なくとも一種の磁性３ｄ遷移金属元素を用いても同様の効果を得ることができる。Ｍ２は、Ｔｉ，Ｖ，Ｃｒ，Ｍｎから選択される少なくとも一種の非磁性３ｄ遷移金属元素を用いても同様の効果を得ることができる。Ｘは、Ｎ，Ｏ，Ｃから選択される少なくとも一種の非金属元素を用いても同様の効果を得ることができる。

本変形例４では、下部フリー層１５１に磁性化合物層Ｍ１−Ｍ２−Ｘを用い、上部フリー層１５２に強磁性薄膜層を用いたが、下部フリー層１５１に強磁性薄膜層を用い、上部フリー層１５２に磁性化合物層Ｍ１−Ｍ２−Ｘを用いても良い。磁性化合物のスピン依存散乱をバルク散乱と界面散乱にわけて考えた場合、磁性化合物層Ｍ１−Ｍ２−Ｘの作製方法によっては、スピン依存バルク散乱は強磁性薄膜層に用いられる従来強磁性材料よりも高く、スピン依存界面散乱は強磁性薄膜層に用いられる従来強磁性材料よりも低くなる場合がある。このような場合は、スペーサ層界面には、強磁性薄膜層を配置して、磁性化合
物層のスピン依存バルク散乱効果のみを有効に用い、高いＭＲ変化率を得ることができる。また、本変形例４では、磁性化合物層と強磁性薄膜層との２層積層としたが、強磁性薄膜層/磁性化合物層/強磁性薄膜層のような３層以上の積層構造としてもよい。

本変形例４では、ピン層は磁性化合物Ｍ１−Ｍ２−Ｘ単層としたが、従来材料を用いてもよい。また、後述する本変形例５と組み合わせて、フリー層およびピン層の両方の磁性層が積層タイプでもよい。

（変形例５：ピン層を積層構造とした場合）
図６に、図１に示される実施例１の変形例としてピン層を磁性化合物層と強磁性薄膜層との積層構造とした磁気抵抗効果素子を示す。

図６において、本変形例４の磁気抵抗効果素子は、基板上に形成された，下電極２１，下地層１１，ピニング層１２，ピン層１３，スペーサ層１４，フリー層１５，キャップ層１６，および上電極２２を有する。本変形例５では、シンセティックスピンバルブ構造をとっており、ピン層１３のスペーサ側の上部ピン層１３３を上部ピン層下層１３３１と上部ピン層上層１３３２との積層膜としており、上部ピン層１３３２とフリー層１５に、式Ｍ１ａ Ｍ２ｂＸｃ で表される、磁性化合物を採用する。

本変形例のように、上部ピン層１３３を磁性化合物と強磁性層の積層構造を用いることにより、一方向にピンされやすいのでピン層のピン特性をよくすることができる。本変形例では、上部ピン層下層１３３１に強磁性層を用いた。上部ピン層下層１３３１に用いられる強磁性薄膜層の材料としては、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。

磁性化合物Ｍ１−Ｍ２−Ｘは、実施例１と同様にＣｏ−Ｔｉ−Ｏを用いることができ、本変形例においても、実施例１と同様に従来材料に比べて高いＭＲ変化率を得られる。磁性化合物Ｍ１−Ｍ２−Ｘの組成としては、Ｍ１は、Ｃｏ，Ｆｅ，Ｎｉから選択される少なくとも一種の磁性３ｄ遷移金属元素を用いても同様の効果を得ることができる。Ｍ２は、Ｔｉ，Ｖ，Ｃｒ，Ｍｎから選択される少なくとも一種の非磁性３ｄ遷移金属元素を用いても同様の効果を得ることができる。Ｘは、Ｎ，Ｏ，Ｃから選択される少なくとも一種の非金属元素を用いても同様の効果を得ることができる。

本変形例５では、上部ピン層上層１３３２に磁性化合物層Ｍ１−Ｍ２−Ｘを用い、上部ピン層下層１３３１に強磁性薄膜層を用いたが、上部ピン層上層１３３２に強磁性薄膜層を用い、上部ピン層下層１３３１に磁性化合物層に用いることも可能である。磁性化合物のスピン依存散乱をバルク散乱と界面散乱にわけて考えた場合、磁性化合物層Ｍ１−Ｍ２−Ｘの作製方法によっては、スピン依存バルク散乱は強磁性薄膜層に用いられる従来強磁性材料よりも高く、スピン依存界面散乱は強磁性薄膜層に用いられる従来強磁性材料よりも低くなる場合がある。このような場合は、スペーサ層界面には、強磁性薄膜層を配置して、磁性化合物層のスピン依存バルク散乱効果のみを有効に用い、高いＭＲ変化率を得ることができる。また、本変形例５では、磁性化合物層と強磁性薄膜層との２層積層としたが、強磁性薄膜層/磁性化合物層/強磁性薄膜層のような３層積層としてもよい。

本変形例５では、フリー層は磁性化合物Ｍ１−Ｍ２−Ｘ単層としたが、従来材料を用いてもよい。また、本変形例４と組み合わせて、フリー層およびピン層の両方の磁性層が磁性化合物層と強磁性薄膜層との積層構造を有していたもよい。

（実施例２）
次に本発明の実施例２である磁気抵抗効果素子について説明する。本実施例では、磁性化合物の材料を変化させている点が実施例１と異なるため、実施例１と明らかに異なる部分について説明し、同様の部分については説明を省略する。

本実施例では、上部ピン層１３３とフリー層１５に磁性化合物Ｃｏ−Ｖ−Ｏ［３ｎｍ］を用いて、Ｃｏ−Ｖ−Ｏの組成比を変えて磁気抵抗効果素子を作製した。また、比較例として、上部ピン層１３３とフリー層１５に従来材料Ｃｏ９０Ｆｅ１０［３ｎｍ］を用いた磁気抵抗素子も作製した。

本実施例の磁気抵抗効果素子を評価したところ、特定の範囲のＣｏ−Ｖ−Ｏの組成比で作製した磁気抵抗効果素子において、比較例よりも大きなＭＲ比が得られることを確認した。このようなＭＲ比の増大は、適正な組成比を作製することで、磁性化合物が高いスピン分極率を有しているためと考えられる。

本実施例では、式ＣｏａＶｂＯｃ で表される組成式において下記の表２に示す組成比の磁気抵抗効果素子を作製した。（ここでａ、ｂ、ｃは原子%[at.%]である。）表２には、各組成において比較例に対するＭＲ比の向上の有無を合わせて示す。

比較例のA00のＭＲ比は０．６％であった。５≦a≦６８かつ、１０≦ｂ≦７３かつ、２２≦ｃ≦８５であるの範囲で作製した磁気抵抗効果素子が比較例を上回る１％以上のＭＲ比を確認できた。また、前述した範囲の中でも、３０≦ｃ≦７５の範囲で作製した磁気抵抗効果素子では１５％を超える特に大きなＭＲ比を確認でき、磁性化合物を用いたことによるＭＲ比の向上が特に顕著に見られた。

式Ｍ１ａ Ｍ２ｂＸｃ で表される磁性化合物中の非磁性３ｄ金属元素Ｔｉ，Ｖ，Ｃｒ，Ｍｎの組成比ｂは、添加量が少なすぎると、非磁性３ｄ金属元素のスピン依存伝導への寄与が少なくなるため、１０≦ｂとすることが望ましい。ただし、添加量が多すぎると、非磁性３ｄ金属元素と磁性３ｄ金属元素の結合が少なくなるため、非磁性３ｄ遷移金属元素の磁性が弱まってしまう。そのため、１０≦ｂ≦７３であることがより望ましい。

式Ｍ１ａ Ｍ２ｂＸｃ で表される磁性化合物中の非金属元素Ｎ，Ｏ，Ｃの組成比ｃは、非磁性３ｄ遷移金属と磁性３ｄ遷移金属のバンド構造の変化を助長する効果を得るためには２２≦ｃとすることが望ましい。ただし、添加量が多すぎると、相対的に非磁性３ｄ遷移金属元素と磁性３ｄ遷移金属元素が少なくなり、スピン依存伝導を担う元素が少なくなるため、２２≦ｃ≦８５であることが望ましい。さらに、含有される非磁性３ｄ遷移金属と磁性３ｄ遷移金属の大半の元素と結合して、大きいスピン分極率を得るためには、３０≦ｃ≦７５であると、特に大きいＭＲ比を得ることができる。

式Ｍ１ａ Ｍ２ｂＸｃ で表される磁性化合物中の磁性３d金属元素Ｃｏ，Ｆｅ，Ｎｉの組成比ａは、添加量が少なすぎると、非磁性３ｄ金属元素と磁性３ｄ金属元素の結合が少なくなるため、非磁性３ｄ遷移金属元素の磁性が弱まってしまう。ただし、添加量が多すぎると、相対的に非磁性３ｄ金属元素の組成比ｂ及び非金属元素の組成比ｃが少なくなり、既に示した非磁性３ｄ金属元素と非金属元素の添加によるスピン分極率の増大効果が弱まってしまう。そのため、５≦a≦６８であることが望ましい。

本実施例では、磁性化合物式Ｍ１ａ Ｍ２ｂＸｃの組成として、Ｍ１としてＣｏ，Ｍ２としてＶ，ＸとしてＯを用いたが、Ｍ１は、Ｃｏ，Ｆｅ，Ｎｉから選択される少なくとも一種の磁性３ｄ遷移金属元素を用いても同様の効果を得ることができる。Ｍ２は、Ｔｉ，Ｖ，Ｃｒ，Ｍｎから選択される少なくとも一種の非磁性３ｄ遷移金属元素を用いても同様の効果を得ることができる。Ｘは、Ｎ，Ｏ，Ｃから選択される少なくとも一種の非金属元素を用いても同様の効果を得ることができる。

なお、本実施例２においても、実施例１に対する変形例１〜５のような膜構造のバリエーションが適用可能である。

（実施例３）
次に本発明の実施例３である磁気抵抗効果素子について説明する。本実施例では、磁性化合物の材料を変化させている点が実施例１と異なるため、実施例１と明らかに異なる部分について説明し、同様の部分については説明を省略する。

本実施例では、上部ピン層１３３とフリー層１５に磁性化合物Ｃｏ−Ｃｒ−Ｏ［３ｎｍ］を用いて、Ｃｏ−Ｃｒ−Ｏの組成比を変えて磁気抵抗効果素子を作製した。また、比較例として、上部ピン層１３３とフリー層１５に従来材料Ｃｏ９０Ｆｅ１０ ［３ｎｍ］を用いた磁気抵抗素子も作製した。

本実施例の磁気抵抗効果素子を評価したところ、特定の範囲のＣｏ−Ｃｒ−Ｏの組成比で作製した磁気抵抗効果素子において、比較例よりも大きなＭＲ比が得られることを確認した。このようなＭＲ比の増大は、適正な組成比を作製することで、磁性化合物が高いスピン分極率を有しているためと考えられる。

本実施例では、式ＣｏａＣｒｂＯｃ で表される組成式において下記の表３に示す組成比の磁気抵抗効果素子を作製した。（ここでａ、ｂ、ｃは原子%[at.%]である。）表３には、各組成において比較例に対するＭＲ比の向上の有無を合わせて示す。

比較例のA00のＭＲ比は０．６％であった。５≦a≦６８かつ、１０≦ｂ≦７３かつ、２２≦ｃ≦８５であるの範囲で作製した磁気抵抗効果素子が比較例を上回る１％以上のMR比を確認できた。また、前述した範囲の中でも、３０≦ｃ≦７５の範囲で作製した磁気抵抗効果素子では１５％を超える特に大きなＭＲ比を確認でき、磁性化合物を用いたことによるＭＲ比の向上が特に顕著に見られた。

式Ｍ１ａ Ｍ２ｂＸｃ で表される磁性化合物中の非磁性３ｄ金属元素Ｔｉ，Ｖ，Ｃｒ，Ｍｎの組成比ｂは、添加量が少なすぎると、非磁性３ｄ金属元素のスピン依存伝導への寄与が少なくなるため、１０≦ｂとすることが望ましい。ただし、添加量が多すぎると、非磁性３ｄ金属元素と磁性３ｄ金属元素の結合が少なくなるため、非磁性３ｄ遷移金属元素の磁性が弱まってしまう。そのため、１０≦ｂ≦７３であることがより望ましい。

式Ｍ１ａ Ｍ２ｂＸｃ で表される磁性化合物中の非金属元素Ｎ，Ｏ，Ｃの組成比ｃは、非磁性３ｄ遷移金属と磁性３ｄ遷移金属のバンド構造の変化を助長する効果を得るためには２２≦ｃとすることが望ましい。ただし、添加量が多すぎると、相対的に非磁性３ｄ遷移金属元素と磁性３ｄ遷移金属元素が少なくなり、スピン依存伝導を担う元素が少なくなるため、２２≦ｃ≦８５であることが望ましい。さらに、含有される非磁性３ｄ遷移金属と磁性３ｄ遷移金属の大半の元素と結合して、大きいスピン分極率を得るためには、３０≦ｃ≦７５であると、特に大きいＭＲ比を得ることができる。

式Ｍ１ａ Ｍ２ｂＸｃ で表される磁性化合物中の磁性３d金属元素Ｃｏ，Ｆｅ，Ｎｉの組成比ａは、添加量が少なすぎると、非磁性３ｄ金属元素と磁性３ｄ金属元素の結合が少なくなるため、非磁性３ｄ遷移金属元素の磁性が弱まってしまう。ただし、添加量が多すぎると、相対的に非磁性３ｄ金属元素の組成比ｂ及び非金属元素の組成比ｃが少なくなり、既に示した非磁性３ｄ金属元素と非金属元素の添加によるスピン分極率の増大効果が弱まってしまう。そのため、５≦a≦６８であることが望ましい。

本実施例では、磁性化合物式Ｍ１ａ Ｍ２ｂＸｃの組成として、Ｍ１としてＣｏ，Ｍ２としてＣｒ，ＸとしてＯを用いたが、Ｍ１は、Ｃｏ，Ｆｅ，Ｎｉから選択される少なくとも一種の磁性３ｄ遷移金属元素を用いても同様の効果を得ることができる。Ｍ２は、Ｔｉ，Ｖ，Ｃｒ，Ｍｎから選択される少なくとも一種の非磁性３ｄ遷移金属元素を用いても同様の効果を得ることができる。Ｘは、Ｎ，Ｏ，Ｃから選択される少なくとも一種の非金属元素を用いても同様の効果を得ることができる。

なお、本実施例３においても、実施例１に対する変形例１〜５のような膜構造のバリエーションが適用可能である。

（実施例４）
次に本発明の実施例４である磁気抵抗効果素子について説明する。本実施例では、磁性化合物の材料を変化させている点が実施例１と異なるため、実施例１と明らかに異なる部分について説明し、同様の部分については説明を省略する。

本実施例では、上部ピン層１３３とフリー層１５に磁性化合物Ｃｏ−Ｍｎ−Ｏ［３ｎｍ］を用いて、Ｃｏ−Ｍｎ−Ｏの組成比を変えて磁気抵抗効果素子を作製した。また、比較例として、上部ピン層１３３とフリー層１５に従来材料Ｃｏ９０Ｆｅ１０ ［３ｎｍ］を用いた磁気抵抗素子も作製した。

本実施例の磁気抵抗効果素子を評価したところ、特定の範囲のＣｏ−Ｍｎ−Ｏの組成比で作製した磁気抵抗効果素子において、比較例よりも大きなＭＲ比が得られることを確認した。このようなＭＲ比の増大は、適正な組成比を作製することで、磁性化合物が高いスピン分極率を有しているためと考えられる。

本実施例では、式ＣｏａＭｎｂＯｃ で表される組成式において下記の表４に示す組成比の磁気抵抗効果素子を作製した。（ここでａ、ｂ、ｃは原子%[at.%]である。）表４には、各組成において比較例に対するＭＲ比の向上の有無を合わせて示す。

比較例のA00のＭＲ比は０．６％であった。５≦a≦６８かつ、１０≦ｂ≦７３かつ、２２≦ｃ≦８５であるの範囲で作製した磁気抵抗効果素子が比較例を上回る１％以上のMR比を確認できた。また、前述した範囲の中でも、３０≦ｃ≦７５の範囲で作製した磁気抵抗効果素子では１５％を超える特に大きなＭＲ比を確認でき、磁性化合物を用いたことによるＭＲ比の向上が特に顕著に見られた。

式Ｍ１ａ Ｍ２ｂＸｃ で表される磁性化合物中の非磁性３ｄ金属元素Ｔｉ，Ｖ，Ｃｒ，Ｍｎの組成比ｂは、添加量が少なすぎると、非磁性３ｄ金属元素のスピン依存伝導への寄与が少なくなるため、１０≦ｂとすることが望ましい。ただし、添加量が多すぎると、非磁性３ｄ金属元素と磁性３ｄ金属元素の結合が少なくなるため、非磁性３ｄ遷移金属元素の磁性が弱まってしまう。そのため、１０≦ｂ≦７３であることがより望ましい。

式Ｍ１ａ Ｍ２ｂＸｃ で表される磁性化合物中の非金属元素Ｎ，Ｏ，Ｃの組成比ｃは、非磁性３ｄ遷移金属と磁性３ｄ遷移金属のバンド構造の変化を助長する効果を得るためには２２≦ｃとすることが望ましい。ただし、添加量が多すぎると、相対的に非磁性３ｄ遷移金属元素と磁性３ｄ遷移金属元素が少なくなり、スピン依存伝導を担う元素が少なくなるため、２２≦ｃ≦８５であることが望ましい。さらに、含有される非磁性３ｄ遷移金属と磁性３ｄ遷移金属の大半の元素と結合して、大きいスピン分極率を得るためには、３０≦ｃ≦７５であると、特に大きいＭＲ比を得ることができる。

式Ｍ１ａ Ｍ２ｂＸｃ で表される磁性化合物中の磁性３d金属元素Ｃｏ，Ｆｅ，Ｎｉの組成比ａは、添加量が少なすぎると、非磁性３ｄ金属元素と磁性３ｄ金属元素の結合が少なくなるため、非磁性３ｄ遷移金属元素の磁性が弱まってしまう。ただし、添加量が多すぎると、相対的に非磁性３ｄ金属元素の組成比ｂ及び非金属元素の組成比ｃが少なくなり、既に示した非磁性３ｄ金属元素と非金属元素の添加によるスピン分極率の増大効果が弱まってしまう。そのため、５≦a≦６８であることが望ましい。

本実施例では、磁性化合物式Ｍ１ａ Ｍ２ｂＸｃの組成として、Ｍ１としてＣｏ，Ｍ２としてＣｒ，ＸとしてＯを用いたが、Ｍ１は、Ｃｏ，Ｆｅ，Ｎｉから選択される少なくとも一種の磁性３ｄ遷移金属元素を用いても同様の効果を得ることができる。Ｍ２は、Ｔｉ，Ｖ，Ｃｒ，Ｍｎから選択される少なくとも一種の非磁性３ｄ遷移金属元素を用いても同様の効果を得ることができる。Ｘは、Ｎ，Ｏ，Ｃから選択される少なくとも一種の非金属元素を用いても同様の効果を得ることができる。

なお、本実施例４においても、実施例１に対する変形例１〜５のような膜構造のバリエーションが適用可能である。

（実施例５）
実施例１〜４に示した磁気抵抗効果素子においては、スペーサ層１４がＣｕであったが、ここではスペーサ層１４として抵抗調整層を有する磁気抵抗効果素子においても本発明の効果が得られるかどうかを検討した。ここで用いた抵抗調整層１４２は、Ｃｕからなるメタルパスを持つＡｌ−ＯからなるＮＯＬ（Nano Oxide Layer）である。Ｃｕメタルパスは絶縁部分であるＡｌ−Ｏを貫通しており、磁化自由層と磁化固着層をオーミックに接続している。

本実施例の磁気抵抗効果素子を図７に示す。基板上に形成された，下電極２１，下地層１１，ピニング層１２，ピン層１３，スペーサ層１４，フリー層１５，キャップ層１６，および上電極２２を有する。本実施例では、シンセティックスピンバルブ構造をとっており、ピン層１３のスペーサ側の上部ピン層１３３、及びフリー層１５に、式Ｍ１ａ Ｍ２ｂＸｃ で表される、磁性化合物層を採用する。

スペーサ層１４は、金属層１４１と抵抗調整層１４２と金属層１４３から構成される。抵抗調整層１４２はＣｕからなるメタルパス１４２aを持つＡｌ−Ｏからなる絶縁層１４２ｂより構成されるＮＯＬ（Nano Oxide Layer）である。抵抗調整層１４２の絶縁層１４２ｂは、Ａｌ−Ｏ以外にＳｉ，Ｍｇ，Ｔａ，Ｔｉ，ＺｒおよびＺｎなどおよびそれらを主成分とする合金の酸化物でもよい。また，被酸化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。抵抗調整層１４２のメタルパス１４２aの材料としては、酸化されにくく，かつ比抵抗の低い材料が望ましく、Ｃｕ，Ａｕ，Ａｇなどを用い
ることができる。

金属層１４１は、抵抗調整層１４２を作製する上で、メタルパス１４２aの供給源となったり、その下にあるピン層１３がスペーサ層１４２の酸化物に接して余分に酸化されないようにするバリア層としての機能を有している。そのため、酸化されにくく，かつ比抵抗の低い材料が望ましく、Ｃｕ，Ａｕ，Ａｇなどを用いることができる。

金属層１４３は，その上に成膜されるフリー層１５がスペーサ層１４２の酸化物に接して余分に酸化されないようにするバリア層としての機能を有しており、Ｃｕ，Ａｕ，Ａｇなどを用いることができる。

本実施例では、スペーサ層１４以外の構成要素は実施例１と同じとし、上部ピン層１３３とフリー層１５に磁性化合物Ｃｏ−Ｔｉ−Ｏ［３ｎｍ］を用いて、Ｃｏ−Ｔｉ−Ｏの組成比を変えて磁気抵抗効果素子を作製した。また、比較例として、上部ピン層１３３とフリー層１５に従来材料Ｃｏ９０Ｆｅ１０［３ｎｍ］を用いた磁気抵抗素子も作製した。

本実施例の磁気抵抗効果素子を評価したところ、特定の範囲のＣｏ−Ｔｉ−Ｏの組成比で作製した磁気抵抗効果素子において、比較例よりも大きなＭＲ比が得られることを確認した。このようなＭＲ比の増大は、適正な組成比を作製することで、磁性化合物が高いスピン分極率を有しているためと考えられる。

本実施例では、式ＣｏａＴｉｂＯｃ で表される組成式において下記の表５に示す組成比の磁気抵抗効果素子を作製した。（ここでａ、ｂ、ｃは原子%[at.%]である。）表５には、各組成において比較例に対するＭＲ比の向上の有無を合わせて示す。

比較例のE00のＭＲ比は５％であった。５≦a≦６８かつ、１０≦ｂ≦７３かつ、２２≦ｃ≦８５であるの範囲で作製した磁気抵抗効果素子が比較例を上回る６％以上のMR比を確認できた。また、前述した範囲の中でも、３０≦ｃ≦７５の範囲で作製した磁気抵抗効果素子では２０％を超える特に大きなＭＲ比を確認でき、磁性化合物を用いたことによるＭＲ比の向上が特に顕著に見られた。

以上により、Ｃｕメタルパスを有するＡｌ−Ｏ ＮＯＬ構造のスペーサ層１４を有する磁気抵抗効果素子においても、本発明の磁性化合物Ｍ１−Ｍ２−Ｘの採用によるＭＲ比向上という効果をそのまま維持することができる。

式Ｍ１ａ Ｍ２ｂＸｃ で表される磁性化合物中の非磁性３ｄ金属元素Ｔｉ，Ｖ，Ｃｒ，Ｍｎの組成比ｂは、添加量が少なすぎると、非磁性３ｄ金属元素のスピン依存伝導への寄与が少なくなるため、１０≦ｂとすることが望ましい。ただし、添加量が多すぎると、非磁性３ｄ金属元素と磁性３ｄ金属元素の結合が少なくなるため、非磁性３ｄ遷移金属元素の磁性が弱まってしまう。そのため、１０≦ｂ≦７３であることがより望ましい。

式Ｍ１ａ Ｍ２ｂＸｃ で表される磁性化合物中の非金属元素Ｎ，Ｏ，Ｃの組成比ｃは、非磁性３ｄ遷移金属と磁性３ｄ遷移金属のバンド構造の変化を助長する効果を得るためには２２≦ｃとすることが望ましい。ただし、添加量が多すぎると、相対的に非磁性３ｄ遷移金属元素と磁性３ｄ遷移金属元素が少なくなり、スピン依存伝導を担う元素が少なくなるため、２２≦ｃ≦８５であることが望ましい。さらに、含有される非磁性３ｄ遷移金属と磁性３ｄ遷移金属の大半の元素と結合して、大きいスピン分極率を得るためには、３０≦ｃ≦７５であると、特に大きいＭＲ比を得ることができる。

式Ｍ１ａ Ｍ２ｂＸｃ で表される磁性化合物中の磁性３d金属元素Ｃｏ，Ｆｅ，Ｎｉの組成比ａは、添加量が少なすぎると、非磁性３ｄ金属元素と磁性３ｄ金属元素の結合が少なくなるため、非磁性３ｄ遷移金属元素の磁性が弱まってしまう。ただし、添加量が多すぎると、相対的に非磁性３ｄ金属元素の組成比ｂ及び非金属元素の組成比ｃが少なくなり、既に示した非磁性３ｄ金属元素と非金属元素の添加によるスピン分極率の増大効果が弱まってしまう。そのため、５≦a≦６８であることが望ましい。

本実施例では、磁性化合物式Ｍ１ａ Ｍ２ｂＸｃの組成として、Ｍ１としてＣｏ，Ｍ２としてＴｉ，ＸとしてＯを用いたが、Ｍ１は、Ｃｏ，Ｆｅ，Ｎｉから選択される少なくとも一種の磁性３ｄ遷移金属元素を用いても同様の効果を得ることができる。Ｍ２は、Ｔｉ，Ｖ，Ｃｒ，Ｍｎから選択される少なくとも一種の非磁性３ｄ遷移金属元素を用いても同様の効果を得ることができる。Ｘは、Ｎ，Ｏ，Ｃから選択される少なくとも一種の非金属元素を用いても同様の効果を得ることができる。

（変形例６：スペーサ層がＣＣＰ−ＮＯＬかつフリー層が積層構造の場合）
図８に、図７に示される実施例５の変形例として、スペーサ層１４に抵抗調整層１４２が用いられ、かつフリー層を磁性化合物層と強磁性薄膜層との積層構造とした磁気抵抗効果素子を示す。

図８において、本変形例４の磁気抵抗効果素子は、基板上に形成された，下電極２１，下地層１１，ピニング層１２，ピン層１３，スペーサ層１４，フリー層１５，キャップ層１６，および上電極２２を有する。本変形例４では、フリー層１５が下部フリー層１５１と上部フリー層１５２の積層構造となっている。また、本変形例４では、シンセティックスピンバルブ構造をとっており、ピン層１３のスペーサ側の上部ピン層１３３、と下部フリー層１５１に磁性化合物層Ｍ１−Ｍ２−Ｘを採用している。

上部フリー層１５２に用いる強磁性薄膜層は、磁性化合物層よりも軟磁気特性に優れる軟磁性膜を用いることにより、磁場応答性をよくすることができる。上部フリー層１５２に用いる強磁性薄膜層として、ＮｉＦｅ合金を用いることができる。ＮｉＦｅ合金の組成は、ＮｉxＦｅ100-x （ｘ＝７８〜８５％程度）が好ましく、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。また、ＣｏＦｅ合金のなかでも特に軟磁気特性が安定なＣｏ90Ｆｅ10 を用いてもよい。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。他の組成のＣｏＦｅ合金を用いる場合、軟磁気特性を保つために、膜厚を０．５〜２ｎｍとすることが好ましい。

本変形例では、スペーサ層１４に抵抗調整層１４２を用いており、メタルパス１４２a近傍で電流が狭窄されるため、フリー層１５の中でも下部フリー層１５１が上部フリー層１５２よりもスピン依存散乱の効果が増大される。そのため、スペーサ層として、抵抗調整層を用い、かつフリー層を積層タイプとする場合は、下部フリー層１５１にスピン依存散乱の大きい材料である、磁性化合物Ｍ１−Ｍ２−Ｘを配置することが望ましい。

ただし、次のような場合は、下部フリー層１５１に強磁性薄膜層を用い、上部フリー層１５２に磁性化合物層Ｍ１−Ｍ２−Ｘを用いても良い。磁性化合物のスピン依存散乱をバルク散乱と界面散乱にわけて考えた場合、磁性化合物層Ｍ１−Ｍ２−Ｘの作製方法によっては、スピン依存バルク散乱は強磁性薄膜層に用いられる従来強磁性材料よりも高く、スピン依存界面散乱は強磁性薄膜層に用いられる従来強磁性材料よりも低くなる場合がある。このような場合は、下部フリー層１５１に強磁性薄膜層を用い、上部フリー層１５２に磁性化合物層Ｍ１−Ｍ２−Ｘを用いても良い。スペーサ層界面には、強磁性薄膜層を配置して、磁性化合物層のスピン依存バルク散乱効果のみを有効に用い、高いＭＲ変化率を得ることができる。また、本変形例４では、磁性化合物層と強磁性薄膜層との２層積層としたが、強磁性薄膜層/磁性化合物層/強磁性薄膜層のような３層以上の積層構造としてもよい。

磁性化合物Ｍ１−Ｍ２−Ｘは、実施例１と同様にＣｏ−Ｔｉ−Ｏを用いることができ、本変形例においても、実施例１と同様に従来材料に比べて高いＭＲ変化率を得られる。磁性化合物Ｍ１−Ｍ２−Ｘの組成としては、Ｍ１は、Ｃｏ，Ｆｅ，Ｎｉから選択される少なくとも一種の磁性３ｄ遷移金属元素を用いても同様の効果を得ることができる。Ｍ２は、Ｔｉ，Ｖ，Ｃｒ，Ｍｎから選択される少なくとも一種の非磁性３ｄ遷移金属元素を用いても同様の効果を得ることができる。Ｘは、Ｎ，Ｏ，Ｃから選択される少なくとも一種の非金属元素を用いても同様の効果を得ることができる。

本変形例６では、ピン層は磁性化合物Ｍ１−Ｍ２−Ｘ単層としたが、従来材料を用いてもよい。また、後述する本変形例７と組み合わせて、フリー層およびピン層の両方の磁性層が磁性化合物層と強磁性薄膜層との積層構造でもよい。

（変形例７：スペーサ層がＣＣＰ−ＮＯＬかつピン層が積層構造の場合）
図９に、図７に示される実施例５の変形例として、スペーサ層１４に抵抗調整層１４２が用いられ、かつピン層を磁性化合物と強磁性薄膜層との積層構造とした磁気抵抗効果素子を示す。

図９において、本変形例４の磁気抵抗効果素子は、基板上に形成された，下電極２１，下地層１１，ピニング層１２，ピン層１３，スペーサ層１４，フリー層１５，キャップ層１６，および上電極２２を有する。本変形例５では、シンセティックスピンバルブ構造をとっており、ピン層１３のスペーサ側の上部ピン層１３３を上部ピン層下層１３３１と上部ピン層上層１３３２との積層膜としており、上部ピン層１３３２とフリー層１５に、式Ｍ１ａ Ｍ２ｂＸｃ で表される、磁性化合物層を採用する。

上部ピン層下層１３３２に用いる強磁性薄膜層として、磁性化合物よりも一方向にピンされやすい材料を用いることにより、ピン特性をよくすることができる。上部ピン層下層１３３２に用いる強磁性薄膜層材料としては、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。

本変形例では、スペーサ層１４に抵抗調整層１４２を用いており、メタルパス１４２a近傍で電流が狭窄されるため、上部ピン層の中でも上部ピン層上層１３３２が上部ピン層下層１３３１よりもスピン依存散乱の効果が増大される。そのため、スペーサ層として、抵抗調整層を用い、かつフリー層を積層タイプとする場合は、上部ピン層上層１３３２にスピン依存散乱の大きい材料である、磁性化合物層Ｍ１−Ｍ２−Ｘを配置することが望ましい。

つまり、ピン特性の観点からも、ＭＲ変化率の観点からも、上部ピン層上層１３３２に磁性化合物Ｍ１−Ｍ２−Ｘを配置することが望ましい。

ただし、次のような場合は、強磁性薄膜層/磁性化合物層/強磁性薄膜層のような３層以上の積層構造としてもよい。磁性化合物のスピン依存散乱をバルク散乱と界面散乱にわけて考えた場合、磁性化合物層Ｍ１−Ｍ２−Ｘの作製方法によっては、スピン依存バルク散乱は強磁性薄膜層に用いられる従来強磁性材料よりも高く、スピン依存界面散乱は強磁性薄膜層に用いられる従来強磁性材料よりも低くなる場合がある。このような場合は、スペーサ層界面には、強磁性薄膜層を配置して、磁性化合物層のスピン依存バルク散乱効果のみを有効に用い、高いＭＲ変化率を得ることができる。

磁性化合物Ｍ１−Ｍ２−Ｘは、実施例１と同様にＣｏ−Ｔｉ−Ｏを用いることができ、本変形例においても、実施例１と同様に従来材料に比べて高いＭＲ変化率を得られる。磁性化合物Ｍ１−Ｍ２−Ｘの組成としては、Ｍ１は、Ｃｏ，Ｆｅ，Ｎｉから選択される少なくとも一種の磁性３ｄ遷移金属元素を用いても同様の効果を得ることができる。Ｍ２は、Ｔｉ，Ｖ，Ｃｒ，Ｍｎから選択される少なくとも一種の非磁性３ｄ遷移金属元素を用いても同様の効果を得ることができる。Ｘは、Ｎ，Ｏ，Ｃから選択される少なくとも一種の非金属元素を用いても同様の効果を得ることができる。

本変形例７では、フリー層は磁性化合物Ｍ１−Ｍ２−Ｘ単層としたが、従来材料を用いてもよい。また、本変形例６と組み合わせて、フリー層およびピン層の両方の磁性層が積層タイプでもよい。

以下、本発明の実施形態に係る磁気抵抗効果素子の応用について説明する。

本発明の実施形態において、磁気抵抗効果素子の素子抵抗ＲＡは、高密度対応の観点から、５００ｍΩ／μｍ２ 以下が好ましく、３００ｍΩ／μｍ２以下がより好ましい。素子抵抗ＲＡを算出する場合には、ＣＰＰ素子の抵抗Ｒにスピンバルブ膜の通電部分の実効面積Ａを掛け合わせる。ここで、素子抵抗Ｒは直接測定できる。一方、スピンバルブ膜の通電部分の実効面積Ａは素子構造に依存する値であるため、その決定には注意を要する。

例えば、スピンバルブ膜の全体を実効的にセンシングする領域としてパターニングしている場合には、スピンバルブ膜全体の面積が実効面積Ａとなる。この場合、素子抵抗を適度に設定する観点から、スピンバルブ膜の面積を少なくとも０．０４μｍ２ 以下にし、２００Ｇｂｐｓｉ以上の記録密度では０．０２μｍ２以下にする。

しかし、スピンバルブ膜に接してスピンバルブ膜より面積の小さい下電極１１または上電極２０を形成した場合には、下電極１１または上電極２０の面積がスピンバルブ膜の実効面積Ａとなる。下電極１１または上電極２０の面積が異なる場合には、小さい方の電極の面積がスピンバルブ膜の実効面積Ａとなる。この場合、素子抵抗を適度に設定する観点から、小さい方の電極の面積を少なくとも０．０４μｍ２以下にする。

後に詳述する図１０、図１１の実施例の場合、図１０でスピンバルブ膜１０の面積が一番小さいところは上電極２０と接触している部分なので、その幅をトラック幅Ｔｗとして考える。また、ハイト方向に関しては、図１１においてやはり上電極２０と接触している部分が一番小さいので、その幅をハイト長Ｄとして考える。スピンバルブ膜の実効面積Ａは、Ａ＝Ｔｗ×Ｄとして考える。

本発明の実施形態に係る磁気抵抗効果素子では、電極間の抵抗Ｒを１００Ω以下にすることができる。この抵抗Ｒは、例えばヘッドジンバルアセンブリー（ＨＧＡ）の先端に装着した再生ヘッド部の２つの電極パッド間で測定される抵抗値である。

（磁気ヘッド）
図１０および図１１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１０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１１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１０および図１１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は上述した磁気抵抗効果膜である。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１０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１１に示すように、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下電極１１、上電極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１８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。

磁気抵抗効果膜１０のＳ／Ｎ比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磁気再生が可能となる。

（ハードディスクおよびヘッドジンバルアセンブリー）
図１０および図１１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１２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、本実施形態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。本実施形態の磁気記録再生装置１５０は、複数の磁気ディスク２００を備えてもよい。

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、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。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、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１３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ー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。

本実施形態によれば、上述の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、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。

（磁気メモリ）
次に、本発明の実施形態に係る磁気抵抗効果素子を搭載した磁気メモリについて説明する。すなわち、本発明の実施形態に係る磁気抵抗効果素子を用いて、例えばメモリセルがマトリクス状に配置されたランダムアクセス磁気メモリ（ＭＲＡＭ： magnetic random access memory）などの磁気メモリを実現できる。

図１４は、本発明の実施形態に係る磁気メモリのマトリクス構成の一例を示す図である。この図は、メモリセルをアレイ状に配置した場合の回路構成を示す。アレイ中の１ビットを選択するために、列デコーダ３５０、行デコーダ３５１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膜１０中の磁気記録層（フリー層）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、特定の書き込みワード線３２３とビット線３２２に書き込み電流を流して発生する磁場
を印加する。

図１５は、本発明の実施形態に係る磁気メモリのマトリクス構成の他の例を示す図である。この場合、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１０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１０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１６は、本発明の実施形態に係る磁気メモリの要部を示す断面図である。図１７は、図１６のＡ−Ａ’線に沿う断面図である。これらの図に示した構造は、図１４または図１５に示した磁気メモリに含まれる１ビット分のメモリセルに対応する。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１０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１０は、上述した実施形態に係る磁気抵抗効果素子である。

一方、アドレス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１０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１０の下方には、書き込み配線３２３が、配線３２２とほぼ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１０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１０と、下電極３２４とを通してセンス電流を流し、磁気抵抗効果素子１０の抵抗値または抵抗値の変化を測定する。

本発明の実施形態に係る磁気メモリは、上述した実施形態に係る磁気抵抗効果素子を用いることにより、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確実な書き込みを確保でき、且つ、読み出しも確実に行うことができる。

（その他の実施形態）
本発明の実施形態は上記の実施形態に限られず拡張、変更可能であり、拡張、変更した実施形態も本発明の技術的範囲に含まれる。

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用磁気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、磁気ヘッドの検出分解能を規定することができる。また、本発明の実施形態は、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再生装置についても適用できる。さらに、本発明の磁気再生装置は、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良く、一方、記録媒体が差し替え可能ないわゆる「リムーバブル」方式のものでも良い。

その他、本発明の実施形態として上述した磁気ヘッドおよび磁気記憶再生装置を基にして、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、磁気記憶再生装置および磁気メモリも同様に本発明の範囲に属する。

１１・・・下地層、１２・・・ピニング層、１３・・・ピン層、１３１・・・下部ピン層、１３２・・・磁気結合中間層、１３３・・・上部ピン層、１３３１・・・上部ピン層下層、１３３２・・・上部ピン層上層、１４・・・スペーサ層、１４１・・・金属層、１４２・・・抵抗調整層、１４３・・・金属層、１５・・・フリー層、１５１・・・下部フリー層、１５２・・・上部フリー層、１６・・・キャップ層、１７・・・スペーサ層、１８・・・ピン層、１８１・・・上部ピン層、１８２・・・磁気結合中間層、１８３・・・下部ピン層、２１・・・下電極、２２・・・上電極

Claims (9)

1. 磁化方向が実質的に一方向に固定された第１の磁性層と、
   外部磁界に応じて磁化方向が変化する第２の磁性層と、
   前記第１の磁性層と前記第２の磁性層との間に設けられたスペーサ層と、
   前記第１の磁性層又は前記第２の磁性層の少なくとも一方に含まれ、式Ｍ１ａＭ２ｂＯｃ（５≦a≦６８、１０≦ｂ≦７３、２２≦ｃ≦８５）で表され、かつ結晶構造がアモルファスである少なくとも１層の磁性化合物層と、
   を備え、
   前記Ｍ１は、Ｃｏ，Ｆｅ，Ｎｉから選択される少なくとも一種の元素であり、前記Ｍ２は、Ｔｉ，Ｖ，Ｃｒから選択される少なくとも一種の元素であることを特徴とする磁気抵抗効果素子。
2. 前記磁性化合物層の少なくとも１層が前記第１の磁性層とスペーサ層との界面側、または前記第２の磁性層とスペーサ層との界面側に配置され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。
3. ｃが３０≦ｃ≦７５を満たす請求項１又は２に記載の磁気抵抗効果素子。
4. 前記スペーサ層は導電体であることを特徴とする請求項１乃至３のいずれかに記載の磁気抵抗効果素子。
5. 前記スペーサ層は絶縁層と導電体とから構成され、前記導電体は前記絶縁層の膜面垂直方向に貫通している構造を有することを特徴とする請求項１乃至４のいずれかに記載の磁気抵抗効果素子。
6. 前記磁性化合物層の膜厚が、０．５ｎｍ以上５ｎｍ以下であることを特徴とする請求項１乃至５のいずれかに記載の磁気抵抗効果素子。
7. 請求項１乃至６のいずれかに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抵抗効果ヘッド。
8. 請求項７に記載の磁気抵抗効果ヘッドを具備することを特徴とする磁気記録再生装置。
9. 請求項１乃至６のいずれかに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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