JP5356431B2 - 磁気抵抗効果素子、磁気ヘッドアセンブリ及び磁気記録装置 - Google Patents

磁気抵抗効果素子、磁気ヘッドアセンブリ及び磁気記録装置 Download PDF

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Description

本発明の実施形態は、磁気抵抗効果素子、磁気ヘッドアセンブリ及び磁気記録装置に関する。
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（Magnetro Resistance）ヘッドの再生感度の向上が必要となる。
最近では、トンネル磁気抵抗効果（ＴＭＲ：Tunneling Magneto-Resistance effect）を利用した高感度なスピンバルブ膜を含むＴＭＲ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、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。ここで、２層の強磁性層の間にスペーサ層を挟んだサンドイッチ構造をスピン依存抵抗変化ユニットと呼ぶ。
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素子、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。
膜面に対して垂直な方向に通電する方式において、通常のＣＰＰ−ＧＭＲ素子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。
ハードディスクドライブの記録密度の向上とデータ転送レートの向上を実現するためには、再生ヘッドには高周波応答性が良いことが要求されるため、再生ヘッド素子には低抵抗化が要求される。現在採用されているＴＭＲ素子の低抵抗化のためには、トンネル絶縁層を薄くすることが有効である。しかしながら、トンネル絶縁層を薄くしすぎると、絶縁層に多くのピンホールが生じてしまうため、ＭＲ変化率の低下やフリー層とピン層の磁気結合の増加によるノイズの増大など、ＴＭＲ素子の特性が劣化する問題が生ずる。
この一方で、ＣＰＰ−ＧＭＲ素子では、スペーサ層に金属層を用いるため、低抵抗化の点でＴＭＲ素子に比べて有利である。しかし、ＣＰＰ−ＧＭＲ素子では十分に大きなＭＲ変化率が得られていないという問題点がある。
このような問題点を解決するために、ＣＰＰ−ＧＭＲ素子の構成の改変やスペーサ層の材料の選択等が行われている。
例えば、ＣＰＰ−ＧＭＲ素子を構成するスペーサ層を、単なる金属層ではなく、厚み方向への電流パスを含む酸化物層（ＮＯＬ：nano-oxide layer）から構成するＣＰＰ素子が提案されている。この素子では、電流狭窄（ＣＣＰ：Current-confined-path）効果によりＭＲ変化率を増大できる。このような素子は、ＣＣＰ−ＣＰＰ素子と呼ぶ。
上述の試みとは別に、強磁性層の層中やこれらと非磁性スペーサ層との界面に、酸化物あるいは窒化物からなる薄膜のスピンフィルター層（Spin Filter：ＳＦ）を挿入した磁気抵抗効果素子が提案されている。このＳＦ層は、アップスピン電子又はダウンスピン電子の何れか一方の通電を阻害するスピンフィルター効果を有するために、ＭＲ変化率を増大させることができる。
特開２００２−２０８７４４号公報 特開２００４−６５８９号公報
本発明の実施形態は、ＭＲ変化率が高い磁気抵抗効果素子、磁気ヘッドアセンブリ、磁気記録装置及び磁気記憶装置を提供する。
実施形態に係る磁気抵抗効果素子は、積層体と、前記積層体の積層方向に電流を流すための一対の電極と、を備える。前記積層体は、第１の磁性層と、第２の磁性層と、前記第１の磁性層と前記第２の磁性層との間に配置されたスペーサ層と、を有する。前記第１の磁性層、前記第２の磁性層及び前記スペーサ層の少なくとも１つの層は酸化物層を含む。前記酸化物層は、金属酸化物からなる。前記金属酸化物の結晶配向は（１１１）面配向である。前記金属酸化物は、結晶構造がＮａＣｌ構造のＦｅ酸化物であるウスタイトを含む。
実施形態に係る別の磁気抵抗効果素子は、積層体と、前記積層体の積層方向に電流を流すための一対の電極と、を備える。前記積層体は、第１の磁性層と、第２の磁性層と、前記第１の磁性層と前記第２の磁性層との間に配置されたスペーサ層と、を有する。前記第１の磁性層、前記第２の磁性層及び前記スペーサ層の少なくとも１つの層は酸化物層を含む。前記酸化物層は金属酸化物からなる。前記金属酸化物の結晶配向は（１１１）面配向である。前記金属酸化物の結晶構造は、ＮａＣｌ構造である。前記金属酸化物は、鉄、コバルト及びニッケルからなる群より選択された少なくとも１つの第１の元素並びに亜鉛、カドミウム、スズ及びインジウムからなる群より選択された少なくとも１つの第２の元素を含む。
実施形態に係る別の磁気抵抗効果素子は、積層体と、前記積層体の積層方向に電流を流すための一対の電極と、を備える。前記積層体は、第１の磁性層と、第２の磁性層と、前記第１の磁性層と前記第２の磁性層との間に配置されたスペーサ層と、前記第１の磁性層、前記第２の磁性層及び前記スペーサ層のいずれかと前記積層方向に積層された酸化物層と、を有する。前記酸化物層は、金属酸化物からなる。前記金属酸化物の結晶配向は（１１１）面配向である。前記金属酸化物の結晶構造は、ＮａＣｌ構造である。前記第１の磁性層および前記第２の磁性層の少なくともいずれかは、結晶構造がｂｃｃ構造またはアモルファスの磁性材料を含む。
また、実施形態に係る磁気ヘッドアセンブリは、前記磁気抵抗効果素子と、前記磁気抵抗効果素子を一端に搭載するサスペンションと、前記サスペンションの他端に接続されたアクチュエータアームと、を備える。
さらに、実施形態に係る磁気記録装置は、前記磁気ヘッドアセンブリと、前記磁気ヘッドアセンブリに搭載された前記磁気抵抗効果素子を用いて情報が記録される磁気記録媒体と、を備える。
第１の実施形態に係る磁気抵抗効果素子の積層体を例示する断面図である。 （ａ）は、ＮａＣｌ構造をした金属酸化物の結晶構造を例示する図であり、（ｂ）及び（ｃ）は、スピネル構造をした金属酸化物の結晶構造を例示する図である。 （ａ）、（ｄ）は、ＮａＣｌ構造をした金属酸化物の［１１１］方向の原子層構造を例示する図であり、（ｂ）、（ｅ）及び（ｃ）、（ｆ）は、スピネル構造をした金属酸化物の［１１１］方向の原子層構造を例示する図である。 磁気抵抗効果素子の要部における酸化物層の形成位置を例示する断面図であり、（ａ）〜（ｍ）は、酸化物層の形成位置のバリエーションを示している。 第１の実施形態に係る磁気抵抗効果素子を例示する斜視図である。 （ａ）〜（ｃ）は、横軸に２θをとり、縦軸にＸ線の強度をとって、酸化物層のＸ線回折プロファイルを例示するグラフ図であり、（ａ）は、比較例（１−２）を示し、（ｂ）は、実施例（１−３）を示し、（ｃ）は実施例（１−１）を示す。 （ａ）〜（ｃ）は、横軸に結合エネルギーをとり、縦軸にイオン強度をとって、酸化物層のＸＰＳ分析プロファイルを例示するグラフ図であり、（ａ）は、比較例（１−２）の鉄２ｐスペクトルを示し、（ｂ）は、実施例（１−３）の鉄２ｐスペクトルを示し、（ｃ）は、実施例（１−１）の鉄２ｐスペクトルを示す。 横軸に分散角度ωをとり、縦軸にＸ線の強度をとって、実施例（１−１）の酸化物層の結晶配向分散のプロファイルを例示するグラフである。 （ａ）は、第１の実施形態に係る実施例１−１の磁気抵抗効果素子１０の断面を例示するＴＥＭ像写真であり、（ｂ）は、（ａ）に対応したＥＤＸライン分析を例示するグラフである。 実施例（１−１）の酸化物層におけるナノディフラクションの測定結果を例示する図である。 第２の実施形態に係る磁気抵抗効果素子を例示する斜視図である。 第３の実施形態に係る磁気抵抗効果素子を例示する斜視図である。 第４の実施形態に係る磁気抵抗効果素子を例示する斜視図である。 第５の実施形態に係る磁気抵抗効果素子を例示する分解斜視図である。 第２０の実施形態に係る磁気抵抗効果素子を例示する斜視図である。 第２１の実施形態に係る磁気抵抗効果素子を例示する分解斜視図である。 第２２の実施形態に係る磁気抵抗効果素子を例示する斜視図である。 第２３の実施形態に係る磁気抵抗効果素子の製造方法を例示するフローチャート図である。 第２４の実施形態に係る磁気ヘッドを例示する断面図である。 第２４の実施形態に係る磁気ヘッドを例示する断面図である。 第２５の実施形態に係る磁気記録再生装置を例示する斜視図である。 第２５の実施形態に係る磁気ヘッドが設けられたヘッドスライダを例示する斜視図である。 （ａ）は、第２６の実施形態に係る磁気ヘッドアセンブリを組み込んだヘッドスタックアセンブリを例示する斜視図であり、（ｂ）は、第２６の実施形態に係る磁気ヘッドアセンブリを例示する斜視図である。 第２７の実施形態に係る磁気メモリを例示する回路図である。 第２７の実施形態に係る磁気メモリの要部を例示する断面図である。 図２５に示すＡ−Ａ’線による断面図である。 第２８の実施形態に係る磁気メモリを例示する回路図である。
（第１の実施形態）
以下、図面を参照しつつ実施形態について説明する。また、以下説明する図面において、符号が一致するものは、同様のものを示しており、重複した説明は省略する。
先ず、第１の実施形態について説明する。
図１は第１の実施形態に係る磁気抵抗効果素子の積層体を例示する断面図である。
図１に示すように、第１の実施形態の磁気抵抗効果素子１０には、積層体が設けられている。積層体には、第１の磁性層１４と、第２の磁性層１８と、これらの間に設けられたスペーサ層１６とが含まれる。
第１の磁性層１４及び第２の磁性層１８は共に強磁性体からなり、第１の磁性層１４は、その磁化方向が実質的に一方向に固着されたピン層、又は磁化方向が外部磁界に応じて変化するフリー層である。第２の磁性層１８は、その磁化方向が外部磁界に応じて変化するフリー層である。磁気抵抗効果素子１０は、第１の磁性層１４の磁化方向と第２の磁性層１８の磁化方向との相対角度が外部磁界に応じて変化することで、膜面の垂直方向に通電した際の電気抵抗が変化し、磁気センサとして機能する。
ここで、垂直通電型の磁気抵抗効果素子１０のＭＲ変化率は、磁性層内部のスピン依存散乱（バルク散乱）と、磁性層とスペーサ層の界面でのスピン依存界面散乱によって決定される。磁性層やスペーサ層にスピン依存散乱の大きな材料を適用することで、ＭＲ変化率が増大する。
本発明者らは、かかる観点から、独自の実験試作検討を進めた結果、第１の磁性層、第２の磁性層、スペーサ層のうち、少なくとも１層中に、独特の結晶構造を有する酸化物層２１を設けることにより、スピン依存散乱を促進し、ＭＲ変化率を大きくできることを知得した。
図１に示すように、第１の実施形態に係る磁気抵抗効果素子１０の積層体には、酸化物層２１が設けられている。酸化物層２１を設けることにより、磁気抵抗効果素子１０のＭＲ変化率を増大させることができる。酸化物層２１は金属酸化物により形成されているが、その結晶構造及び組成には制約がある。
図２（ａ）は、ＮａＣｌ構造をした金属酸化物の結晶構造を例示する図であり、（ｂ）及び（ｃ）は、スピネル構造をした金属酸化物の結晶構造を例示する図である。
酸化物層２１には、図２（ａ）に示すようなＮａＣｌ構造の結晶構造をした金属酸化物、又は、図２（ｂ）及び（ｃ）に示すようなスピネル構造の結晶構造をした金属酸化物が含まれている。
金属元素をＭｅとし、酸素元素をＯとするとき、図２（ａ）に示すＮａＣｌ構造の金属酸化物の化学式は、ほぼ、ＭｅＯと表すことができる。酸素元素は２価のマイナスイオンとなるため、この金属酸化物の金属元素は２価のプラスイオン（Ｍｅ２＋）となる。なお、実際には、ＮａＣｌ構造の金属酸化物は、Ｍｅ０．９５Ｏ１．００程度の組成比をとる場合に、最も安定する。この場合、この金属酸化物の酸素濃度は、約５１原子％である。図２（ａ）には、金属元素（Ｍｅ）が鉄（Ｆｅ）である場合を示している。化学式は、Ｆｅ０．９５Ｏ１と表される。このＮａＣｌ構造の鉄酸化物は「ウスタイト（Ｗｕｓｔｉｔ）」と呼ばれる。
また、図２（ｂ）に示すスピネル構造の金属酸化物の化学式は、Ｍｅ３Ｏ４と表すことができる。図２（ｂ）には、金属元素が鉄である場合を示している。化学式は、Ｆｅ３Ｏ４と表される。
また、図２（ｂ）に示すスピネル構造の金属原子Ｍｅのサイトに陽イオン空格子を有するものとして、γ−Ｍｅ２Ｏ３が存在する。図２（ｃ）には、金属元素が鉄である場合を示している。化学式はγ−Ｆｅ２Ｏ３と表される。なお、図２（ａ）及び（ｃ）において、金属原子を示す黒丸のうち、黒で塗られている領域の面積割合は、そのサイトにおける原子の存在確率に対応している。
実際には、この中間の組成比をとる場合もある。Ｍｅ３Ｏ４においては、金属原子Ｍｅとして、２価のプラスイオン（Ｍｅ２＋）と３価のプラスイオン（Ｍｅ３＋）が混在する。この場合の酸素濃度は約５７原子％である。一方、γ−Ｍｅ２Ｏ３においては、金属原子Ｍｅとして、実質的に３価のプラスイオン（Ｍｅ３＋）のみが存在する。この場合の酸素濃度は約６０原子％である。金属元素（Ｍｅ）が鉄（Ｆｅ）である場合には、Ｆｅ３Ｏ４は「マグネタイト（Magnetite）」と呼ばれ、γ−Ｆｅ２Ｏ３は「マグヘマイト（Maghemite）」と呼ばれる。
そして、磁気抵抗効果素子１０のＭＲ変化率を十分に増大させるためには、酸化物層２１を形成する金属酸化物が、ＮａＣｌ構造であるか、化学式がＭｅ３Ｏ４であるスピネル構造である必要がある。これに対して、化学式がＭｅ２Ｏ３であるスピネル構造では、高いＭＲ変化率を得ることができない。すなわち、酸化物層２１を形成する金属酸化物には、２価の金属イオンが含まれている必要がある。この場合、金属酸化物の組成をＭｅＸＯＹと表すと、比（Ｙ／Ｘ）の値は４／３以下となる。但し、金属酸化物の組成比には多少の幅が許容されるため、比（Ｙ／Ｘ）の値が４／３を超えていても、２価の金属イオンが含まれていれば、高いＭＲ変化率を得ることができる。
上述した構造の酸化物層を設けることでＭＲ変化率が向上する理由は、以下のように考えられる。すなわち、上述したＮａＣｌ構造、もしくはＭｅ３Ｏ４であるスピネル構造である酸化物層のバンド構造において、フェルミ面におけるアップスピン電子とダウンスピン電子の状態密度の差もしくはアップスピン電子とダウンスピン電子の状態密度の微分の差（フェルミ速度）が大きいために、高いスピン依存散乱を実現できるためと考えられる。
ここで、図３には、Ｍｅ０．９５Ｏ１とＭｅ３Ｏ４とγ−Ｍｅ２Ｏ３の［１１１］方向の原子層構造を示す。（ａ）、（ｄ）はＭｅ０．９５Ｏ１、（ｂ）、（ｅ）はＭｅ３Ｏ４、（ｃ）、（ｆ）はγ−Ｍｅ２Ｏ３の原子層構造である。ここで、（ａ）、（ｂ）、（ｃ）は［−１−１２］方向からの断面図であり、（ｄ）、（ｅ）、（ｆ）は［１−１０］方向からの断面図である。図３に示すとおり、Ｍｅ３Ｏ４とγ−Ｍｅ２Ｏ３の［１１１］方向の原子層構造はすべてＭｅＴ／Ｏ／Ｍｅ／Ｏのユニットで繰り返される。ここで、ＭｅＴはtetrahedral位置のＭｅ原子の層を、下付文字のないＭｅとＯはそれぞれoctahedral位置のＭｅ原子とＯ原子の層を表している。
一方、Ｍｅ０．９５Ｏ１の［１１１］方向の原子層構造はＭｅ／Ｏ／Ｍｅ／Ｏのユニットで繰り返される。このように、Ｍｅ０．９５Ｏ１とＭｅ３Ｏ４とγ−Ｍｅ２Ｏ３の原子層構造は４層の中で１層のみ異なる非常に近い構造をしており、前述したようにこれら３つの構造はその酸素含有量に応じて連続的に変化する。ここで、ＭｅがＦｅ原子の場合、Ｆｅ０．９５Ｏ１の［１１１］方向の面間隔は０．２５ｎｍ、Ｆｅ３Ｏ４の［１１１］方向の面間隔は０．２４２ｎｍ、γ−Ｆｅ２Ｏ３の［１１１］方向の面間隔は０．２４１ｎｍであり、Ｆｅ０．９５Ｏ１、Ｆｅ３Ｏ４、γ−Ｆｅ２Ｏ３の順に面間隔が小さくなる。
Ｍｅ０．９５Ｏ１とＭｅ３Ｏ４がγ−Ｍｅ２Ｏ３に比べて高いスピン依存散乱を実現できた１つの要因として、Ｍｅ０．９５Ｏ１とＭｅ３Ｏ４がγ−Ｍｅ２Ｏ３に比べて大きい面間隔を有し、Ｍｅ原子とＯ原子の原子間距離が長くなったことにより、酸化物層２１のバンド構造が変化して、フェルミ面におけるアップスピン電子とダウンスピン電子の状態密度の差もしくはアップスピン電子とダウンスピン電子の状態密度の微分の差（フェルミ速度）が大きくなったことが考えられる。
また、図２及び図３に示すとおり、Ｍｅ０．９５Ｏ１は、他のＭｅ３Ｏ４とγ−Ｍｅ２Ｏ３に比べて、単純な結晶構造および原子層構造を有する。そのため、磁気抵抗効果膜中に極薄の薄膜として作製した場合に、結晶構造が単純なＭｅ０．９５Ｏ１はバルクと近い理想的な結晶構造が得られやすいため、Ｍｅ０．９５Ｏ１が最も高いスピン依存散乱を実現できた可能性がある。
酸化物層２１がＮａＣｌ構造の結晶構造をした金属酸化物によって形成されている場合には、この金属酸化物として、鉄（Ｆｅ）、コバルト（Ｃｏ）、ニッケル（Ｎｉ）、マンガン（Ｍｎ）、チタン（Ｔｉ）、バナジウム（Ｖ）、亜鉛（Ｚｎ）、銀（Ａｇ）、カルシウム（Ｃａ）、パラジウム（Ｐｄ）、白金（Ｐｔ）、ルテニウム（Ｒｕ）、サマリウム（Ｓｍ）、タンタル（Ｔａ）、ガドリニウム（Ｇｄ）、ネオジウム（Ｎｄ）、シリコン（Ｓｉ）、及びカドミウム（Ｃｄ）からなる群より選択された少なくとも１つの材料を含む酸化物を用いることができる。
これらの金属酸化物は、ＮａＣｌ構造の結晶構造を有する酸化化合物をとることができる酸化物なので用いることができ、高いＭＲ変化率を実現できる。ここで、酸化物層２１が、鉄（Ｆｅ）を含む場合には特に高いＭＲ変化率を実現することができる。酸化物層２１が鉄（Ｆｅ）を含む場合、添加元素としてコバルト（Ｃｏ）、ニッケル（Ｎｉ）、亜鉛（Ｚｎ）、カドミウム（Ｃｄ）、スズ（Ｓｎ）、インジウム（Ｉｎ）、アルミニウム（Ａｌ）、シリコン（Ｓｉ）、マグネシウム（Ｍｇ）、チタン（Ｔｉ）、バナジウム（Ｖ）、クロム（Ｃｒ）、マンガン（Ｍｎ）、コバルト（Ｃｏ）、ニッケル（Ｎｉ）、銅（Ｃｕ）、ジルコニウム（Ｚｒ）、ルテニウム（Ｒｕ）、パラジウム（Ｐｄ）、白金（Ｐｔ）、銀（Ａｇ）、ハフニウム（Ｈｆ）、カルシウム（Ｃａ）、ロジウム（Ｒｈ）、タングステン（Ｗ）、モリブデン（Ｍｏ）、カルシウム（Ｃａ）などを添加元素として用いることができる。
このような添加元素を加えることにより、バンド構造を変化させ、高いスピン依存散乱を実現することができる。また、これらの添加元素を加えることにより、高い耐熱性を得ることができる。上述した酸化物材料は磁性を示すものと示さないものの両方を含んでおり、その両方がスピン依存散乱の増強の効果を有する。
ここで、磁性体の酸化物層２１を用いた場合は、その酸化物層２１自体がスピン依存バルク散乱およびスピン依存界面散乱を有する。一方、非磁性体の酸化物層２１を用いた場合には、金属強磁性体に接して用いることにより、金属強磁性体からのスピン蓄積効果で非磁性体の酸化物層内部にスピン分極が発生する。このような場合でも、高いスピン依存散乱を実現することができる。特に、酸化物層２１を形成する金属酸化物が、鉄（Ｆｅ）及び亜鉛（Ｚｎ）を含む場合に、著しく高いＭＲ変化率を実現することができる。
酸化物層２１が、スピネル構造の結晶構造をした酸化物材料であって、２価の金属イオンを含む金属酸化物により形成されている場合には、鉄（Ｆｅ）、コバルト（Ｃｏ）及びニッケル（Ｎｉ）から選択された少なくとも1つの金属並びに亜鉛（Ｚｎ）、カドミウム（Ｃｄ）、スズ（Ｓｎ）及びインジウム（Ｉｎ）からなる群より選択された少なくとも１つの材料を含む酸化物材料を用いた場合に、高いＭＲ変化率が実現できる。上述した酸化物材料は磁性を示すものと示さないものの両方を含んでおり、その両方がスピン依存散乱の増強の効果を有する。ここで、磁性体の酸化物層を用いた場合は、その酸化物層自体がスピン依存バルク散乱およびスピン依存界面散乱を示す。一方、非磁性体の酸化物層を用いた場合には、金属強磁性体に接して用いることにより、金属強磁性体からのスピン蓄積効果で非磁性体の酸化物層内部にスピン分極が発生する。このような場合でも、高いスピン依存散乱を実現することができる。特に、酸化物層２１を形成する金属酸化物が、鉄（Ｆｅ）及び亜鉛（Ｚｎ）を含む場合に、著しく高いＭＲ変化率を実現することができる。
図４（ａ）〜（ｍ）は、磁気抵抗効果素子の要部における酸化物層の形成位置を例示する断面図である。図４（ａ）〜（ｍ）に示す基本構造は、下から第１の磁性層１４、スペーサ層１６、第２の磁性層１８となっている。なお、上下は逆でもよい。つまり、第１の磁性層１４が下側でも第２の磁性層１８が下側でもどちらでもよい。
図４（ａ）〜（ｍ）は、酸化物層の形成位置のバリエーションを示している。すなわち、図４（ａ）は、酸化物層が第２の磁性層の下部又はスペーサ層の上部に設けられている場合を示し、（ｂ）は第２の磁性層中、（ｃ）は第２の磁性層の上部、（ｄ）は第１の磁性層の上部又はスペーサ層の下部、（ｅ）は第１の磁性層中、（ｆ）は第１の磁性層の下部、（ｇ）はスペーサ層中、（ｈ）はスペーサ層のすべてを酸化物層とした場合、（ｉ）は第１の磁性層の上部又はスペーサ層の下部、及び、スペーサ層の上部又は第２の磁性層の下部、（ｊ）は第２の磁性層の下部又はスペーサ層の上部、及び、第２の磁性層中に配置されている場合を示す。（ｍ）はスペーサ層の上部に酸化物層を配置し、さらに酸化物層と第２の磁性層の間に非磁性層２９を追加した場合を示す。
図４（ａ）〜（ｍ）に示すいかなる構造においても、酸化物層２１を設けることにより、ＭＲ変化率を増大させることができる。すなわち、酸化物層２１は、第１の磁性層１４、第２の磁性層１８、スペーサ層１６のいずれの位置にも設けることができる。
また、酸化物層２１の膜厚は、均一な酸化物層を形成するためには、０．５ｎｍ以上であることが望ましく、素子抵抗の増大を抑えるためには、４ｎｍ以下であることが望ましい。
また、図４（ｉ）、（ｊ）に示すように、酸化物層は複数層設けることができ、第１の磁性層中に酸化物層を複数層設けてもよい。また、図４（ｍ）に示すように、酸化物層と第２の磁性層の間に非磁性層２９を設ける場合、磁性層からの酸化物層へのスピン蓄積がなされ、十分なスピンフィルタリング効果を発揮するためには、非磁性層２９の膜厚が２ｎｍ以下であることが望ましい。
以下、図面を参照しつつ、本発明の実施形態に係る磁気抵抗効果素子の詳細について説明する。
図５は、第１の実施形態に係る磁気抵抗効果素子を例示する斜視図である。
図５に示すように、本実施形態に係る磁気抵抗効果素子１０においては、下電極１１が設けられており、下電極１１上に下地層１２が設けられ、下地層１２上にピニング層１３が設けられている。下地層１２は、例えば、バッファ層及びシード層が積層されている。バッファ層は下電極１１側に位置し、シード層はピニング層１３側に位置する。
ピニング層１３上には、磁化方向が固着されたピン層１４が設けられ、ピン層１４上には、スペーサ層１６が設けられている。スペーサ層１６は、非磁性体からなる材料を含んでいる。
スペーサ層１６上には、磁化方向が自由に回転するフリー層１８が設けられ、フリー層上には、磁気抵抗効果素子１０を酸化等の劣化から保護するキャップ層１９が設けられている。
キャップ層１９上には、上電極２０が設けられている。
下電極１１及び上電極２０の材料としては、電流を磁気抵抗効果素子１０に流すために、電気抵抗が比較的小さい銅（Ｃｕ）、金（Ａｕ）等が用いられる。
本実施形態においては、フリー層１８の下部又はスペーサ層の上部に酸化物層２１が設けられている。
本実施形態においては、下電極１１および上電極２０は、磁気抵抗効果素子１０の積層方向に電流を流す。下電極１１と上電極２０との間に電圧が印加されることで、磁気抵抗効果素子１０の内部を積層方向に沿って電流が流れる。この電流が流れることで、磁気抵抗効果に起因する抵抗の変化を検出することができ、磁気の検知が可能となる。
バッファ層は下電極１１の表面の荒れを緩和し、バッファ層上に積層される層の結晶性を改善する。バッファ層としては、例えばタンタル（Ｔａ）、チタン（Ｔｉ）、バナジウム（Ｖ）、タングステン（Ｗ）、ジルコニウム（Ｚｒ）、ハフニウム（Ｈｆ）及びクロム（Ｃｒ）からなる群より選択された少なくとも１つの金属を用いることが出来る。これらの合金も用いることができる。バッファ層の膜厚は１ｎｍ以上１０ｎｍ以下が好ましく、１ｎｍ以上５ｎｍ以下がより好ましい。バッファ層の厚さが薄すぎるとバッファ効果が失われる。一方、バッファ層の厚さが厚すぎるとＭＲ変化率に寄与しない直列抵抗を増大させることになる。なお、バッファ層上に形成されるシード層がバッファ効果を有する場合には、バッファ層を必ずしも設ける必要はない。好ましい一例として、タンタル層を１ｎｍの厚さに形成することができる。
シード層は、シード層上に積層される層の結晶配位向及び結晶粒径を制御する。シード層としては、ｆｃｃ構造（face-centered cubic structure：面心立方格子構造）、ｈｃｐ構造（hexagonal close-packed structure：六方最密格子構造）またはｂｃｃ構造（body-centered cubic structure：体心立方格子構造）を有する金属等が好ましい。
例えば、シード層として、ｈｃｐ構造を有するルテニウム（Ｒｕ）またはｆｃｃ構造を有するＮｉＦｅを用いることにより、その上のスピンバルブ膜の結晶配向をｆｃｃ（１１１）配向にすることができる。また、ピニング層１３がＩｒＭｎの場合には良好なｆｃｃ（１１１）配向が実現され、ピニング層１３がＰｔＭｎの場合には規則化したｆｃｔ（１１１）構造（face-centered tetragonal structure：面心正方構造）が得られる。また、フリー層１８及びピン層１４としてｆｃｃ金属を用いたときには良好なｆｃｃ（１１１）配向を実現でき、フリー層１８及びピン層１４としてｂｃｃ金属を用いたときには、良好なｂｃｃ（１１０）配向とすることができる。結晶配向を向上させるシード層としての機能を十分発揮するために、シード層の膜厚としては、１ｎｍ以上５ｎｍ以下が好ましく、１ｎｍ以上３ｎｍ以下がより好ましい。好ましい一例として、ルテニウム層を２ｎｍの厚さで形成することができる。
他にも、シード層の材料として、ルテニウムの代わりに、ＮｉＦｅベースの合金（例えば、ＮｉｘＦｅ１００−ｘ（ｘ＝９０％〜５０％、好ましくは７５％〜８５％）又は、ＮｉＦｅに第３元素Ｘを添加して非磁性にした（ＮｉｘＦｅ１００−ｘ）１００−ｙＸｙ（Ｘ＝Ｃｒ、Ｖ、Ｎｂ、Ｈｆ、Ｚｒ、Ｍｏ））を用いることもできる。ＮｉＦｅベースのシード層では、良好な結晶配向性を得るのが比較的容易であり、ロッキングカーブの半値幅を３°〜５°とすることができる。
シード層には、結晶配向を向上させる機能だけでなく、スピンバルブ膜の結晶粒径を制御する機能もある。具体的には、スピンバルブ膜の結晶粒径を５ｎｍ以上２０ｎｍ以下に制御することができ、磁気抵抗効果素子のサイズが小さくなっても、特性のばらつきを招くことなく高いＭＲ変化率を実現できる。
なお、シード層の結晶粒径を５ｎｍ以上２０ｎｍ以下にすることで、結晶粒界による電子乱反射及び非弾性散乱サイトが少なくなる。このサイズの結晶粒径を得るには、ルテニウム層を２ｎｍ形成する。また、（ＮｉｘＦｅ１００−ｘ）１００−ｙＺｙ（ＺはＣｒ、Ｖ、Ｎｂ、Ｈｆ、Ｚｒ又はＭｏ）の場合には、第３元素Ｚの組成ｙを０％〜３０％程度として（ｙが０の場合も含む）、２ｎｍ形成することが好ましい。
スピンバルブ膜の結晶粒径は、シード層とスペーサ層１６との間に配置された層の結晶粒の粒径によって判別できる（例えば、断面ＴＥＭなどによって決定できる）。例えば、ピン層１４がスペーサ層１６よりも下層に位置するボトム型スピンバルブ膜の場合には、シード層の上に形成されるピニング層１３（反強磁性層）や、ピン層１４（磁化固着層）の結晶粒径によって判別することができる。
ピニング層１３は、その上に形成されるピン層１４となる強磁性層に一方向異方性（unidirectional anisotropy）を付与して磁化を固着する機能を有する。ピニング層１３の材料としては、ＩｒＭｎ、ＰｔＭｎ、ＰｄＰｔＭｎ、又はＲｕＲｈＭｎなどの反強磁性材料を用いることができる。この内、高記録密度対応のヘッドの材料として、ＩｒＭｎが有利である。ＩｒＭｎは、ＰｔＭｎよりも薄い膜厚で一方向異方性を印加することができ、高密度記録の為に必要な狭ギャップ化に適している。
十分な強さの一方向異方性を付与するために、ピニング層１３の膜厚を適切に設定する。ピニング層１３の材料がＰｔＭｎやＰｄＰｔＭｎの場合には、膜厚として、８ｎｍ以上２０ｎｍ以下が好ましく、１０ｎｍ以上１５ｎｍ以下がより好ましい。ピニング層１３の材料がＩｒＭｎの場合には、ＰｔＭｎなどより薄い膜厚でも一方向異方性を付与可能であり、４ｎｍ以上１８ｎｍ以下が好ましく、５ｎｍ以上１５ｎｍ以下がより好ましい。好ましい一例として、Ｉｒ２２Ｍｎ７８を７ｎｍ形成することができる。
ピニング層１３として、反強磁性層の代わりに、ハード磁性層も用いることができる。ハード磁性層として、例えば、ＣｏＰｔ（Ｃｏ＝５０％〜８５％）、（ＣｏｘＰｔ１００−ｘ）１００−ｙＣｒｙ（ｘ＝５０％〜８５％、ｙ＝０％〜４０％）、ＦｅＰｔ（Ｐｔ＝４０％〜６０％）を用いることができる。ハード磁性層（特に、ＣｏＰｔ）は比抵抗が比較的小さいため、直列抵抗および面積抵抗ＲＡ（Resistance Area）の増大を抑制できる。
ここで、面積抵抗ＲＡとは、磁気抵抗効果素子１０の積層膜の積層方向に対して垂直な断面積と磁気抵抗効果素子１０の積層膜の膜面に垂直に電流を流したときに一対の電極から得られる抵抗との積を示す。
スピンバルブ膜及びピニング層１３の結晶配向性は、Ｘ線回折により測定できる。スピンバルブ膜のｆｃｃ（１１１）ピーク、ピニング層１３（ＰｔＭｎ）のｆｃｔ（１１１）ピークまたはｂｃｃ（１１０）ピークでのロッキングカーブの半値幅を３．５°〜６°として、良好な配向性を得ることができる。なお、この配向の分散角は断面ＴＥＭを用いた回折スポットからも判別することができる。
ピン層１４においては、ピニング層１３側から下部ピン層１４１、磁気結合層１４２、及び上部ピン層１４３がこの順に積層されている。
ピニング層１３と下部ピン層１４１は一方向異方性（Unidirectional Anisotropy）を持つように交換磁気結合している。磁気結合層１４２を挟む下部ピン層１４１及び上部ピン層１４３は、磁化の向きが互いに反平行になるように強く結合している。
下部ピン層１４１の材料としては、例えば、ＣｏｘＦｅ１００−ｘ合金（ｘ＝０％〜１００％）、ＮｉｘＦｅ１００−ｘ合金（ｘ＝０％〜１００％）、又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。また、下部ピン層１４１の材料として、Ｃｏ、Ｆｅ、Ｎｉの単元素やこれらの合金を用いることもできる。または、（ＣｏｘＦｅ１００−ｘ）１００−ＹＢＸ合金（ｘ＝０％〜１００％、ｘ＝０％〜３０％）を用いることもできる。（ＣｏｘＦｅ１００−ｘ）１００−ＹＢＸのようなアモルファス合金を用いた場合、磁気抵抗効果素子の素子サイズが小さくなった場合に素子間のバラツキを抑えることができ、好ましい。
下部ピン層１４１の膜厚は１．５ｎｍ以上５ｎｍ以下が好ましい。ピニング層１３による一方向異方性磁界強度および磁気結合層１４２を介した下部ピン層１４１と上部ピン層１４３との反強磁性結合磁界を強く保つためである。
また、下部ピン層１４１が薄すぎると、ＭＲ変化率に影響を与える上部ピン層１４３も薄くしなければならなくなるため、ＭＲ変化率が小さくなる。一方、下部ピン層１４１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。
また、下部ピン層１４１の磁気膜厚（飽和磁化Ｂｓ×膜厚ｔ（Ｂｓ・ｔ積））を考慮する場合、上部ピン層１４３の磁気膜厚とほぼ等しいことが好ましい。つまり、上部ピン層１４３の磁気膜厚と下部ピン層１４１の磁気膜厚とが対応することが好ましい。
例えば、上部ピン層１４３がＦｅ５０Ｃｏ５０［３ｎｍ］の場合、薄膜でのＦｅ５０Ｃｏ５０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。Ｃｏ７５Ｆｅ２５の飽和磁化が約２．１Ｔなので、上記と等しい磁気膜厚を与える下部ピン層１４１の膜厚ｔは６．６Ｔｎｍ／２．１Ｔ＝３．１５ｎｍとなる。したがって、この場合、下部ピン層１４１の膜厚は約３．２ｎｍのＣｏ７５Ｆｅ２５を用いることが好ましい。
ここで、‘／’は‘／’の左側に記載されたものから順に積層していることを示し、Ａｕ／Ｃｕ／Ｒｕと記載された場合、Ａｕ層上にＣｕ層を積層し、Ｃｕ層上にＲｕ層を積層していることを示す。また、‘×２’とは、２層であることを示し、（Ａｕ／Ｃｕ）×２と記載された場合、Ａｕ層上にＣｕ層を積層し、Ｃｕ層上にさらにＡｕ層、Ｃｕ層と順次積層していることを示す。また、‘［ ］’はその材料の膜厚を示す。
磁気結合層１４２は、磁気結合層１４２を挟む下部ピン層１４１及び上部ピン層１４３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。磁気結合層１４２として、Ｒｕを用いることができ、磁気結合層１４２の膜厚は０．８ｎｍ以上１ｎｍ以下であることが好ましい。なお、磁気結合層１４２を挟む下部ピン層１４１及び上部ピン層１４３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。磁気結合層１４２の膜厚は、ＲＫＫＹ（Ruderman-Kittel-Kasuya-Yosida）結合の２ｎｄピークに対応する膜厚０．８ｎｍ以上１ｎｍ以下の代わりに、ＲＫＫＹ結合の１ｓｔピークに対応する膜厚０．３ｎｍ以上０．６ｎｍ以下を用いることもできる。ここでは、より高信頼性の結合を安定して特性が得られる、膜厚が０．９ｎｍのルテニウム層が一例として挙げられる。
上部ピン層１４３は、ＭＲ効果に直接的に寄与する磁性層であり、大きなＭＲ変化率を得るために、この構成材料、膜厚の双方が重要である。
上部ピン層１４３としては、Ｆｅ５０Ｃｏ５０を用いることができる。Ｆｅ５０Ｃｏ５０は、ｂｃｃ構造を有する磁性材料である。この材料は、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、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。そのなかでも、諸特性をすべて満たしたＦｅ４０Ｃｏ６０〜Ｆｅ８０Ｃｏ２０が使いやすい材料の一例である。
上部ピン層１４３が、高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ている場合には、この磁性層の全膜厚が１．５ｎｍ以上であることが好ましい。ｂｃｃ構造を安定に保つためである。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１４３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１４３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。
また、上部ピン層１４３の材料として、（ＣｏｘＦｅ１００−ｘ）１００−ＹＢＸ合金（ｘ＝０％〜１００％、ｘ＝０％〜３０％）を用いることもできる。（ＣｏｘＦｅ１００−ｘ）１００−ＹＢＸのようなアモルファス合金を用いた場合、磁気抵抗効果素子の素子サイズが小さくなった場合に懸念される結晶粒に起因した素子間のバラツキを抑えることができるため、好ましい。また、このようなアモルファス合金を用いた場合、上部ピン層１４３を平坦な膜にすることができるため、上部ピン層１４３の上に形成されるトンネル絶縁層を平坦化する効果がある。トンネル絶縁層の平坦化は、トンネル絶縁層の欠陥の頻度を減らすことができるため、低い面積抵抗で高いＭＲ変化率を得るために重要である。特に、トンネル絶縁層材料としてＭｇＯを用いる場合、（ＣｏｘＦｅ１００−ｘ）１００−ＹＢＸのようなアモルファス合金を用いることでその上に形成されるＭｇＯ層の（１００）配向性を強めることができる。ＭｇＯ層の（１００）配向性は高いＭＲ変化率を得るために重要である。また、（ＣｏｘＦｅ１００−ｘ）１００−ＹＢＸ合金はアニール時にＭｇＯ（１００）面をテンプレートとして結晶化するため、ＭｇＯと（ＣｏｘＦｅ１００−ｘ）１００−ＹＢＸ合金の良好な結晶整合を得ることができる。このような良好な結晶整合は高いＭＲ変化率を得るために重要である。
上部ピン層１４３の膜厚は、厚いほうが大きなＭＲ変化率を得やすいが、大きなピン固着磁界を得るためには薄いほうが好ましく、トレードオフの関係が存在する。例えば、ｂｃｃ構造をもつＦｅＣｏ合金層を用いたときには、ｂｃｃ構造を安定にする必要があるため、１．５ｎｍ以上の膜厚が好ましい。また、ｆｃｃ構造のＣｏＦｅ合金層を用いるときにも、大きなＭＲ変化率を得るため、やはり１．５ｎｍ以上の膜厚が好ましい。一方、大きなピン固着磁界を得るためには、上部ピン層１４３の膜厚が最大でも、５ｎｍ以下であることが好ましく、４ｎｍ以下であることがより好ましい。以上のように、上部ピン層１４３の膜厚は、１．５ｎｍ以上５ｎｍ以下が好ましく、２．０ｎｍ以上４ｎｍ以下がより好ましい。
上部ピン層１４３には、ｂｃｃ構造をもつ磁性材料の代わりに、従来の磁気抵抗効果素子で広く用いられているｆｃｃ構造を有するＣｏ９０Ｆｅ１０合金や、ｈｃｐ構造をもつＣｏや、Ｃｏ合金を用いることができる。上部ピン層１４３として、Ｃｏ、Ｆｅ、又はＮｉなどの単体金属、若しくはこれらのいずれか一つの元素を含む合金材料を用いることができる。上部ピン層１４３の磁性材料として、大きなＭＲ変化率を得るのに有利なものは、ｂｃｃ構造をもつＦｅＣｏ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組成である。
また、上部ピン層１４３として、Ｃｏ２ＭｎＧｅ、Ｃｏ２ＭｎＳｉ、Ｃｏ２ＭｎＡｌなどのホイスラー磁性合金層を用いることも可能である。
スペーサ層１６は、ピン層１４とフリー層１８との磁気的な結合を分断する。スペーサ層１６として、銅（Ｃｕ）、銀（Ａｇ）、金（Ａｕ）から選択される少なくとも１つの元素を含む非磁性金属層やＣＣＰスペーサ層、トンネル絶縁スペーサ層が形成される。ＣＣＰスペーサ層を用いる場合は、例えば酸化アルミニウム（Ａｌ２Ｏ３）絶縁層中に銅（Ｃｕ）メタルパスを有する構造を用いることができる。トンネル絶縁層を用いる場合、例えば、酸化マグネシウム（ＭｇＯ）、酸化アルミニウム（Ａｌ２Ｏ３）、酸化チタン（ＴｉＯ２）、酸化亜鉛（ＺｎＯ）などを用いることができる。
スペーサ層１６の上部又は第２の磁性層１８の下部に酸化物層２１が形成されている。酸化物層２１の形成方法の例として、酸化物層２１の材料としてＮａＣｌ構造を有するＺｎ−Ｆｅ酸化物、および（Ｚｎ−Ｆｅ）ＸＯＹ（Ｙ／Ｘ≦４／３）で表されるスピネル構造を有するＺｎ−Ｆｅ酸化物を用いた場合を例にとり説明する。まず、スペーサ層１６上にＦｅとＺｎを含む金属層を成膜する。ここで、ＦｅとＺｎの金属層は、Ｆｅ／ＺｎやＺｎ／Ｆｅや（Ｆｅ／Ｚｎ）×２のようなＦｅ層とＺｎ層の積層体としても良いし、Ｚｎ２０Ｆｅ８０のような合金の単層としてもよい。
次に、ＺｎとＦｅを含む金属材料に酸化処理を施す。この酸化処理は、希ガスなどのイオンビームまたはプラズマを金属材料層に照射しながら、酸素を供給して行う、イオンアシスト酸化（ＩＡＯ：Ion assisted Oxidation）を用いることができる。また、上記のイオンアシスト酸化処理において、酸素ガスをイオン化またはプラズマ化してもよい。イオンビームの照射による金属材料層へのエネルギーアシストにより、安定で均一な酸化物層２１として形成することができる。
また、一層の酸化物層２１を形成するに当たり、上述した金属材料層の形成と酸化処理を数回繰り返して行ってもよい。この場合、所定の膜厚の酸化物層２１を一度の成膜および酸化処理で作製するのではなく、膜厚を分割して薄い膜厚の金属材料層に酸化処理を行うほうが好ましい。また、ＺｎとＦｅを含む金属材料層を酸素雰囲気に晒す自然酸化を用いてもよい。ただし、安定な酸化物を形成するためには、エネルギーアシストを用いた酸化方法のほうが好ましい。また、ＺｎとＦｅの金属材料を積層体とした場合は、均一に混合されたＺｎとＦｅの酸化物層２１を形成する上で、イオンビームの照射を行いながら酸化したほうが好ましい。
希ガスなどのイオンビームまたはプラズマを用いる場合、当該希ガスは、例えば、アルゴン、キセノン、ヘリウム、ネオンおよびクリプトンから成る群より選択される少なくとも１つを含むガスを使用することができる。
なお、エネルギーアシストの方法として、イオンビームの照射以外に加熱処理などを行ってもよい。この場合、たとえば、金属材料層を成膜後に１００℃〜３００℃の温度で加熱しながら、酸素を供給してもよい。
以下、酸化物層２１を形成する酸化処理において、イオンビームアシスト酸化処理を行った場合のビーム条件について説明する。酸化処理により、酸化物層２１を形成する際に前述した希ガスをイオン化またはプラズマ化して照射する場合、その加速電圧Ｖを３０Ｖ〜１３０Ｖ、ビーム電流Ｉｂを２０ｍＡ〜２００ｍＡに設定することが好ましい。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。イオンビームの換わりにＲＦプラズマなどのプラズマを用いても同様に酸化物層２１を形成することができる。
イオンビームの入射角度は、膜面に対して垂直に入射する場合を０°、膜面に平行に入射する場合を９０°と定義して、０°〜８０°の範囲で適宜変更する。この工程による処理時間は１５秒〜１２００秒が好ましく、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、磁気抵抗効果素子の生産性が劣るため好ましくない。これらの観点から、処理時間は３０秒から６００秒が好ましい。
イオン又はプラズマを用いた酸化処理の場合、酸素暴露量はＩＡＯの場合には１×１０３〜１×１０４Ｌ（Ｌａｎｇｍｉｕｒ、１Ｌ＝１×１０−６Ｔｏｒｒ×ｓｅｃ）が好ましい。自然酸化の場合には３×１０３Ｌ〜３×１０４Ｌが好ましい。
上述した酸化処理の後に、還元性ガスを用いた還元処理を行ってもよい。還元性ガスとしては、アルゴン、ヘリウム、ネオン、クリプトンまたはキセノンのイオン、プラズマまたはラジカル、または水素または窒素の分子、イオン、プラズマまたはラジカルの少なくとも何れかを含むガスを使用することができる。特に還元性ガスとして、アルゴン、ヘリウム、ネオン、クリプトンまたはキセノンのイオンまたはプラズマ、または水素または窒素のイオンまたはプラズマの少なくとも何れかを含むガスを使用することが好ましい。さらに、還元性ガスとしては、アルゴンのイオンまたはプラズマの少なくとも何れかを含むガスを使用することが好ましい。
この還元処理によって、酸化処理後の母材料から成る膜の酸素濃度を調整することができ、スピン依存散乱を最も強く発現できる酸素含有量を有する構造に調整することができる。第３工程において、還元処理は、酸化処理後の母材料から成る膜を加熱しながら行うことができる。例えば、１００℃から３００℃に加熱した母材料に対して還元処理を行うことができる。加熱することで、より効率的に還元処理を行うことができる。
ここで、還元処理後の膜に対して、さらにアルゴンイオンの照射、アルゴンプラズマの照射又は加熱等の水分除去処理を施すことができる。これによって、還元処理の際に生成する水分を除去することができる。
また、酸化物層２１の作製において、上記の工程を終えた後、酸化処理と還元処理とを再度繰り返すことができる。生成した水の除去と還元処理とを交互に繰り返すことで、より効率的に膜を還元することができる。
このような還元処理について、特にＡｒイオンビーム照射を行った場合のビーム条件を以下に説明する。還元処理により、酸化物層２１を形成する際に前述した希ガスをイオン化またはプラズマ化して照射する場合、その加速電圧Ｖを３０Ｖ〜１３０Ｖ、ビーム電流Ｉｂを２０ｍＡ〜２００ｍＡに設定することが好ましい。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。
イオンビームの換わりにＲＦプラズマなどのプラズマを用いても同様に酸化物層２１を形成することができる。イオンビームの入射角度は、膜面に対して垂直に入射する場合を０°、膜面に平行に入射する場合を９０°と定義して、０°〜８０°の範囲で適宜変更する。この工程による処理時間は１５秒〜１２００秒が好ましく、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、磁気抵抗効果素子の生産性が劣るため好ましくない。これらの観点から、処理時間は３０秒から６００秒が好ましい。
上述した酸化処理、還元処理において、適切なエネルギーアシストを行うことにより、ＮａＣｌ構造を有するＺｎ−Ｆｅ酸化物、および（Ｚｎ−Ｆｅ）ＸＯＹ（Ｙ／Ｘ≦４／３）で表されるスピネル構造を有するＺｎ−Ｆｅ酸化物を作成することができる。すなわち、イオンビームアシスト酸化処理を行った場合においては、酸化物層２１を形成する際に前述した希ガスをイオン化またはプラズマ化して照射する場合、その加速電圧Ｖを４０Ｖ〜１３０Ｖ、ビーム電流Ｉｂを４０ｍＡ〜２００ｍＡに設定することが好ましい。
イオンビームの換わりにＲＦプラズマなどのプラズマを用いる場合、そのプラズマ電圧は２０Ｗ〜２００Ｗに設定することが望ましい。また、還元処理においては、特にＡｒイオンビーム照射を行った場合、その加速電圧Ｖを４０Ｖ〜１３０Ｖ、ビーム電流Ｉｂを４０ｍＡ〜２００ｍＡに設定することが好ましい。イオンビームの換わりにＲＦプラズマなどのプラズマを用いる場合、そのプラズマ電圧は２０Ｗ〜２００Ｗに設定することが望ましい。
フリー層１８は、磁化方向が外部磁界によって変化する強磁性体を有する層である。例えば、界面にＣｏＦｅを形成してＮｉＦｅを用いたＣｏ９０Ｆｅ１０［１ｎｍ］／Ｎｉ８３Ｆｅ１７［３．５ｎｍ］という二層構成を用いることができる。なお、ＮｉＦｅ層を用いない場合には、Ｃｏ９０Ｆｅ１０［４ｎｍ］単層を用いることができる。また、ＣｏＦｅ／ＮｉＦｅ／ＣｏＦｅなどの三層構成からなるフリー層１８を用いても構わない。
フリー層１８には、ＣｏＦｅ合金のなかでも、軟磁気特性が安定であることから、Ｃｏ９０Ｆｅ１０が好ましい。Ｃｏ９０Ｆｅ１０近傍のＣｏＦｅ合金を用いる場合には、膜厚を０．５ｎｍ以上４ｎｍ以下とすることが好ましい。その他、ＣｏｘＦｅ１００−ｘ（ｘ＝７０％〜９０％）も用いることができる。
また、フリー層１８として、１ｎｍ以上２ｎｍ以下のＣｏＦｅ層またはＦｅ層と、０．１ｎｍ以上０．８ｎｍ以下の極薄Ｃｕ層とを複数層交互に積層したものを用いてもよい。
また、フリー層１８の一部として、ＣｏＺｒＮｂなどのアモルファス磁性層を用いても構わない。ただし、アモルファス磁性層を用いる場合でも、ＭＲ変化率に大きな影響を与えるスペーサ層１６と接する界面は結晶構造を有する磁性層を用いることが必要である。
フリー層１８の構造としては、スペーサ層１６側からみて、次のような構成が可能である。即ち、フリー層１８の構造として、（１）結晶層のみ、（２）結晶層／アモルファス層の積層、（３）結晶層／アモルファス層／結晶層の積層、などが考えられる。ここで重要なことは、（１）から（３）のいずれでもスペーサ層１６との界面は必ず結晶層が接することである。
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。キャップ層１９は、例えば、複数の金属層、例えば、Ｃｕ層とＲｕ層の２層構造（Ｃｕ［１ｎｍ］／Ｒｕ［１０ｎｍ］）とすることができる。また、キャップ層１９として、Ｒｕをフリー層１８側に配置したＲｕ／Ｃｕ層なども用いることができる。この場合、Ｒｕの膜厚は０．５ｎｍ以上２ｎｍ以下が好ましい。この構成のキャップ層１９は、特に、フリー層１８がＮｉＦｅからなる場合に好ましい。ＲｕはＮｉと非固溶な関係にあるので、フリー層１８とキャップ層１９の間に形成される界面ミキシング層の磁歪を低減できるからである。
キャップ層１９が、Ｃｕ／ＲｕやＲｕ／Ｃｕのいずれの場合も、Ｃｕ層の膜厚は０．５ｎｍ以上１０ｎｍ以下が好ましく、Ｒｕ層の膜厚は０．５ｎｍ以上５ｎｍ以下とすることができる。Ｒｕは比抵抗値が高いため、あまり厚いＲｕ層を用いることは好ましくないため、このような膜厚範囲にしておくことが好ましい。
キャップ層１９として、Ｃｕ層やＲｕ層の代わりに他の金属層を設けてもよい。キャップ層１９の構成は特に限定されず、キャップとしてスピンバルブ膜を保護可能なものであれば、他の材料を用いてもよい。但し、キャップ層の選択によってＭＲ変化率や長期信頼性が変わる場合があるので、注意が必要である。ＣｕやＲｕはこれらの観点からも好ましいキャップ層の材料の例である。
次に、第１の実施形態に係る磁気抵抗効果素子の動作について説明する。
図５において、下電極１１及び上電極２０は、磁気抵抗効果素子１０の積層方向に電流を流す。この電流が流れることによって、磁気抵抗効果に起因する抵抗の変化を検出することができる。
次に、第１の実施形態に係る磁気抵抗効果素子の効果について、比較例と比較しながら説明する。
第１の実施形態に係る磁気抵抗効果素子１０を作製して、ＲＡ値及びＭＲ変化率を評価した。すなわち、図５に示すように、酸化物層２１をスペーサ層１６の上部又はフリー層１８の下部に設けた。
以下に、本実施形態で形成した磁気抵抗効果素子１０の構成を示す。
下地層１２：Ｔａ［１ｎｍ］／Ｒｕ［２ｎｍ］
ピニング層１３：Ｉｒ２２Ｍｎ７８［７ｎｍ］
ピン層１４：Ｃｏ９０Ｆｅ１０［４．４ｎｍ］／Ｒｕ［０．９ｎｍ］／Ｆｅ５０Ｃｏ５０［４ｎｍ］
スペーサ層１６：Ｃｕ［１．５ｎｍ］
酸化物層２１：Ｚｎ−Ｆｅ−Ｏ［１．５ｎｍ］
フリー層１８：Ｆｅ５０Ｃｏ５０［３ｎｍ］
酸化物層２１の作製方法は、スペーサ層１６上に、Ｆｅを１ｎｍ形成し、その上にＺｎを０．６ｎｍ形成した。次に、表面酸化によりＺｎとＦｅの混合酸化物（以下、Ｚｎ−Ｆｅ−Ｏと表記する）へと変換を行って酸化物層２１を形成した。
また、本実施形態では比較例として、酸化物層２１を設けていない磁気抵抗効果素子も作製した。膜構造は下記のとおりである。
下地層１２：Ｔａ［１ｎｍ］／Ｒｕ［２ｎｍ］
ピニング層１３：Ｉｒ２２Ｍｎ７８［７ｎｍ］
ピン層１４：Ｃｏ９０Ｆｅ１０［４．４ｎｍ］／Ｒｕ［０．９ｎｍ］／Ｆｅ５０Ｃｏ５０［４ｎｍ］
スペーサ層１６：Ｃｕ［１．５ｎｍ］
フリー層１８：Ｆｅ５０Ｃｏ５０［４ｎｍ］
これらの層を積層後、２８０℃で５時間アニール処理を行った。その後、下電極１１及び上電極２０を形成した。
本発明者らは、酸化物層２１の表面酸化の条件を鋭意検討することにより、異なる結晶構造を有する酸化物層の作成に成功した。
表１は、酸化物層２１の形成工程及び酸化物層の構造を変化させた時の第１の実施形態に係る磁気抵抗効果素子のＭＲ変化率及び面積抵抗を示したものである。
表１に示すように、比較例１−１は、酸化物層２１が形成されていない磁気抵抗効果素子についてのものである。比較例１−２は、酸化物層２１の形成工程として、鉄（Ｆｅ）を１．０ｎｍ及び亜鉛（Ｚｎ）を０．６ｎｍスパッタ法で成膜した後、イオンビームアシスト酸化のビーム条件を低加速度条件（加速度電圧Ｖｂ＝６０Ｖ、ビーム電流Ｉｂ＝６０ｍＡ）として形成した場合の磁気抵抗効果素子についてのものである。形成された酸化物層２１は、スピネル構造の結晶構造を示し、γ−（Ｆｅ８５Ｚｎ１５）２Ｏ３を材料とするものであった。
実施例１−１は、酸化物層２１の形成工程として、鉄（Ｆｅ）を１．０ｎｍ及び亜鉛（Ｚｎ）を０．６ｎｍスパッタ法で成膜した後、イオンビームアシスト酸化のビーム条件を低加速度条件（加速度電圧Ｖｂ＝６０Ｖ、ビーム電流Ｉｂ＝６０ｍＡ）とし、さらに、イオンビームアシスト酸化後に、アルゴン（Ａｒ）プラズマの照射時の投入電力を高加速度条件（６０Ｗ）とした場合の磁気抵抗効果素子についてのものである。形成された酸化物層２１は、ＮａＣｌ構造の結晶構造を示し、（Ｆｅ８５Ｚｎ１５）Ｏｘ、すなわち、ウスタイトの鉄酸化物を材料とするものであった。
実施例１−２は、酸化物層２１の形成工程として、鉄を１．０ｎｍ及び亜鉛を０．６ｎｍスパッタ法で成膜した後、イオンビームアシスト酸化のビーム条件を高加速度条件（加速度電圧Ｖｂ＝８０Ｖ、ビーム電流Ｉｂ＝６０ｍＡ）とした場合の磁気抵抗効果素子についてのものである。形成された酸化物層２１は、ＮａＣｌ構造の結晶構造を示し、（Ｆｅ８５Ｚｎ１５）Ｏｘ、すなわち、ウスタイトの鉄酸化物を材料とするものであった。
実施例１−３は、酸化物層２１の形成工程として、鉄を１．０ｎｍ及び亜鉛を０．６ｎｍスパッタ法で成膜した後、イオンビームアシスト酸化のビーム条件を低加速度条件（加速度電圧Ｖｂ＝６０Ｖ、ビーム電流Ｉｂ＝６０ｍＡ）とし、さらに、イオンビームアシスト酸化後に、アルゴン（Ａｒ）プラズマの照射時の投入電力を低加速度条件（２０Ｗ）とした場合の磁気抵抗効果素子についてのものである。形成された酸化物層２１は、スピネル構造の（Ｆｅ８５Ｚｎ１５）３Ｏ４を材料とするものであった。
本実施形態に係る磁気抵抗効果素子の酸化物層２１におけるＺｎ−Ｆｅ酸化物は、ＮａＣｌ構造を有する（Ｚｎ−Ｆｅ）１Ｏ１、スピネル構造を有する（Ｚｎ−Ｆｅ）３Ｏ４、同じくスピネル構造を有するγ‐（Ｚｎ−Ｆｅ）２Ｏ３などの構造を有する。ここで、後の構造ほど高い酸素含有量を有する。これら３つの酸化物は、同じ立方晶の基本結晶構造を有しているため、酸化・還元反応により連続的に構造変化が確認されている材料系である。それぞれのストイキオメトリの酸化価数の中間の酸素含有量を有する構造も、酸化・還元条件により連続的に実現される。本実施形態では、表１に示すように表面酸化処理の条件を検討することで、前述した３つの構造を作製することに成功した。
表面酸化条件を変えて作製した、実施例１−１〜１−３および比較例１−２のＺｎ−Ｆｅ−Ｏ酸化物層の構造の評価には、Ｘ線回折法とＸＰＳ分析により行った。Ｘ線回折法では、酸化物の結晶構造を正確に同定するために、Ｚｎ−Ｆｅ−Ｏ層の形成プロセスを繰り返し３０回行い、およそ４５ｎｍのＺｎ−Ｆｅ−Ｏ層をＴａ５ｎｍ／Ｃｕ５ｎｍ下地上に形成した試料を用いた。
図６（ａ）は、第１の実施形態に係る比較例１−２について、（ｂ）は、第１の実施形態に係る実施例１−３について、（ｃ）は第１の実施形態に係る実施例１−１についての酸化物層２１のＸ線回折プロファイルを例示するグラフである。横軸は２θ、縦軸は強度を示す。
図７（ａ）は、第１の実施形態に係る比較例１−２についての鉄２ｐのＸＰＳスペクトル、（ｂ）は、第１の実施形態に係る実施例１−３についての鉄２ｐのＸＰＳスペクトル、（ｃ）は、第１の実施形態に係る実施例１−１についての鉄２ｐのＸＰＳスペクトルを例示するグラフである。横軸は結合エネルギー、縦軸は強度を示す。
図６（ａ）に示すように、比較例１−２の低加速条件のＩＡＯ工程のみで形成したＺｎ−Ｆｅ−Ｏ酸化物層は、Ｘ回折における２θが２０°付近に出現するスピネル構造特有のピークＰ１１を有することにより、スピネル構造であることが確認できた。
また、図７（ａ）に示すように、比較例１−２の低加速条件のＩＡＯ工程のみで形成したＺｎ−Ｆｅ−Ｏ酸化物層の鉄２ｐスペクトルは、ＸＰＳ分析における結合エネルギーが７１２及び７２５ｅＶ付近に出現するＦｅ３＋のピークＰ２１と一致しており、７１８ｅＶ付近にこのＦｅ３＋サテライトピークＰ２２が出現していることから、この酸化物層２１の鉄イオンは主に３価となっていることがわかる。すなわち、比較例１−２の酸化物層の酸化価数は（Ｚｎ−Ｆｅ）２Ｏ３となっていることが確認され、γ‐（Ｚｎ−Ｆｅ）２Ｏ３型のスピネル構造となっていることが同定された。
次に、図６（ｂ）に示すように、低加速条件のＩＡＯ工程を行った後に、高加速条件のＡｒプラズマ照射処理を行った実施例１−３のＺｎ−Ｆｅ−Ｏ酸化物層は、図６（ａ）と同様に、Ｘ回折における２θが２０°付近に出現するスピネル構造特有のピークＰ１２を有することにより、スピネル構造である。しかし、図７（ｂ）に示すように、実施例１−３のＺｎ−Ｆｅ−Ｏ酸化物層の鉄２ｐスペクトルは、ＸＰＳ分析における結合エネルギーが７１２及び７２５ｅＶ付近に出現するＦｅ３＋のピークＰ２３の他に、結合エネルギーが７１０及び７２３ｅＶ付近に出現するＦｅ２＋のピークＰ２４を有する。これらのピークＰ２３及びＰ２４が両方確認された結果より、この酸化物層２１は、鉄イオンの２価及び３価を有することがわかる。すなわち、実施例１−３の酸化物層の酸化価数は（Ｚｎ−Ｆｅ）３Ｏ４であることが確認され、（Ｚｎ−Ｆｅ）３Ｏ４型のスピネル構造なっていることが同定された。
次に、図６（ｃ）に示すように、低加速条件のＩＡＯ工程を行った後に、高加速条件のＡｒプラズマ照射処理を行った実施例１−１のＺｎ−Ｆｅ−Ｏ酸化物層は、ＮａＣｌ構造を示す構造を示し、特に、スピネル構造特有のピークを有していないことより、ＮａＣｌ構造であることが同定された。また、図７（ｃ）に示すように、低加速条件のＩＡＯ工程を行った後に、高加速条件のＡｒプラズマ照射処理を行った実施例１−１のＺｎ−Ｆｅ−Ｏ酸化物層の鉄２ｐスペクトルは、ＸＰＳ分析における結合エネルギーが７１０及び７２３ｅＶ付近に出現するＦｅ２＋のピークＰ２５と一致しており、７１５ｅＶ付近にＦｅ２＋サテライトピークＰ２６が出現していることから、この酸化物層２１において、鉄イオンは主に２価となっていることがわかる。すなわち、実施例１−１の酸化物層２１の酸化価数は（Ｚｎ−Ｆｅ）Ｏｘ（ｘ≒１）であることが確認された。すなわち、実施例１−１のＺｎ−Ｆｅ−Ｏ酸化物層は、前述した３つの結晶構造の中で最も酸素含有量の低いＮａＣｌ構造（Ｆｅを含有する場合には通称ウスタイト）となっていることが確認された。
高加速条件のＩＡＯ工程を行った実施例１−２のＺｎ−Ｆｅ−Ｏ酸化物層についても同様の分析を行うことにより、ＮａＣｌ構造となっていることが確認された。また、実施例１−２の酸価数は、（Ｚｎ−Ｆｅ）Ｏｘ（ｘ≒１）と（Ｚｎ−Ｆｅ）３Ｏ４の間の価数となっていることがわかった。また、実施例１−１〜１−３および比較例１−２の結晶配向はすべて立方晶系の（１１１）配向であることが確認された。
表１に示すように、実施例１−１〜１−３および比較例１−２のＺｎ−Ｆｅ−Ｏ酸化物層をスピンフィルタリング層として挿入した磁気抵抗効果素子はいずれも比較例１−１のスピンフィルタリング層を設けていない素子に比べて高いＭＲ変化率を示した。ここで、実施例１−１〜１−３に示すＮａＣｌ構造もしくは（Ｚｎ−Ｆｅ）３Ｏ４型のスピネル構造を有するＺｎ−Ｆｅ−Ｏ酸化物層を設けた磁気抵抗効果素子は、比較例１−２に示すγ‐（Ｚｎ−Ｆｅ）２Ｏ３型のスピネル構造のそれに比べて、高いＭＲ変化率を示した。さらに、実施例１−１、１−２のＮａＣｌ構造のＺｎ−Ｆｅ−Ｏ酸化物層を設けた素子は、（Ｚｎ−Ｆｅ）３Ｏ４型のスピネル構造を有するＺｎ−Ｆｅ−Ｏ酸化物層を設けた素子に比べて高いＭＲ変化率を示した。
上記の結果より、ＮａＣｌ構造もしくはＭｅＸＯＹ型（Ｙ／Ｘ≦４／３）のスピネル構造を有する酸化物層をスピンフィルタリング層として磁気抵抗効果素子に挿入することで著しいＭＲ変化率の向上を確認することができた。
図８は、第１の実施形態に係る実施例１−１の酸化物層の結晶配向分散のプロファイルを例示するグラフである。横軸はあおり角、縦軸は強度を示す。
実施例１−１の酸化物層の結晶配向分散角をＸ線回折装置において、２θ―θをＮａＣｌ（１１１）面の値に固定して、あおり角ωを変えて測定を行った結果を示す。図７より、実施例１−１の酸化物層の結晶配向分散角は５°であった。この結晶配向分散は少ないほど、高いＭＲ変化率を得ることができ、望ましい。１０°以下が望ましく、実施例１−１のように５°以下がさらに望ましい。
図９（ａ）は、第１の実施形態に係る実施例１−１の磁気抵抗効果素子１０の断面を例示するＴＥＭ像写真である。図９（ａ）に示すように、スペーサ層１６とフリー層１８の間に酸化物層２１が均一に形成されていることが確認できる。
図９（ｂ）は、（ａ）に対応したＥＤＸライン分析を例示するグラフである。縦軸は（ａ）に示す写真の縦方向、すなわち積層体の深さを示し、縦軸は、各元素の濃度を示す。図９（ｂ）に示すように、酸化物層２１に相当する場所は、Ｚｎ、Ｆｅ、Ｏのピークが一致しており、成膜時にはＦｅ［１ｎｍ］／Ｚｎ［０．６ｎｍ］のように積層構造で成膜したＺｎとＦｅが表面酸化時のエネルギーアシストにより、完全に混合した酸化物層が形成されていることがわかる。なお、本発明に係わる何れの磁気抵抗効果素子でも、ＴＥＭ像及びＥＤＸライン分析により同様に均一な酸化物層が形成されていることが確認できた。
ここで、前述したように酸化物層２１の結晶構造は、磁気抵抗効果素子１０の断面ＴＥＭ試料にたいして、酸化物層部分に直径を１ｎｍ程度に絞り込んだ電子ビームを照射し、ナノディフラクションパターンをとることによっても、解析できる。
図１０は、実施例１−１の酸化物層におけるナノディフラクションの測定結果を例示する図である。
図１０に示すように、回折スポットＤＳ３１として、膜面垂直方向に配向した面間隔ｄ＝０．２５２ｎｍを有する結晶面に起因した回折スポットが確認されており、回折スポットＤＳ３１から７０°傾いた方向に、同様に面間隔ｄ＝０．２５２ｎｍの結晶面に起因した回折スポットＤＳ３２が確認されている。この回折スポットＤＳ３１と回折スポットＤＳ３２がなす角度は、＜１１１＞方向とその等価面、例えば＜−１１１＞のなす角度７０°と一致しているため、回折スポットＤＳ３１は（１１１）配向面、回折スポットＤＳ３２は（１１１）配向面の等価面であることがわかる。
一方で、図１０に示すナノディフラクションの測定結果では、面間隔がおよそ０．４８５ｎｍであるスピネル構造の（１１１）面に起因した回折スポットは確認できていないことから、実施例１−１の酸化物層は、ＮａＣｌ構造の（１１１）面配向に対応したディフラクションパターンであることがわかる。
（第２の実施形態）
次に、第２の実施形態に係る磁気抵抗効果素子について説明する。
図１１は、第２の実施形態に係る磁気抵抗効果素子を例示する斜視図である。
図１１に示すように、本実施形態に係る磁気抵抗効果素子においては、酸化物層２１が、スペーサ層とピン層の間に設けられている。その他の構成は、フリー層の膜厚が４ｎｍであることを除けば、下記に示すように、第１の実施形態に係る磁気抵抗効果素子と同様である。
下地層１２：Ｔａ［１ｎｍ］／Ｒｕ［２ｎｍ］
ピニング層１３：Ｉｒ２２Ｍｎ７８［７ｎｍ］
ピン層１４：Ｃｏ９０Ｆｅ１０［４．４ｎｍ］／Ｒｕ［０．９ｎｍ］／Ｆｅ５０Ｃｏ５０［３ｎｍ］
酸化物層２１：Ｚｎ−Ｆｅ−Ｏ［１．５ｎｍ］
スペーサ層１６：Ｃｕ［１．５ｎｍ］
フリー層１８：Ｆｅ５０Ｃｏ５０［４ｎｍ］
本実施形態においても、第１の実施形態と同様に酸化物層２１の表面酸化の条件を鋭意検討することにより、異なる結晶構造および結晶配向を有する酸化物層の作成に成功した。
表２は、酸化物層２１の形成工程及び酸化物層の構造を変化させた時の第２の実施形態に係る磁気抵抗効果素子のＭＲ変化率及び面積抵抗を示したものである。
表２に示すように、比較例２−１は、酸化物層２１が形成されていない磁気抵抗効果素子についてのものである。比較例２−２は、酸化物層２１の形成工程として、Ｆｅを１．０ｎｍ及び亜鉛を０．６ｎｍスパッタ法で成膜した後、イオンビームアシスト酸化のビーム条件を低加速度条件として形成した場合の磁気抵抗効果素子についてのものである。形成された酸化物層は、スピネル構造の結晶構造を示し、γ−（Ｆｅ８５Ｚｎ１５）２Ｏ３を材料とするものであった。
実施例２−１は、酸化物層２１の形成工程として、鉄を１．０ｎｍ及び亜鉛を０．６ｎｍスパッタ法で成膜した後、イオンビームアシスト酸化のビーム条件を低加速度条件として形成し、さらに、イオンビームアシスト酸化後に、Ａｒプラズマの照射時の投入電力を高加速度条件とした場合の磁気抵抗効果素子についてのものである。形成された酸化物層２１は、ＮａＣｌ構造結晶構造を示し、（Ｆｅ８５Ｚｎ１５）Ｏｘ、すなわち、ウスタイトの鉄酸化物を材料とするものであった。
実施例２−２は、酸化物層２１の形成工程として、鉄を１．０ｎｍ及び亜鉛を０．６ｎｍスパッタ法で成膜した後、イオンビームアシスト酸化のビーム条件を高加速度条件として形成した場合の磁気抵抗効果素子についてのものである。形成された酸化物層２１は、ＮａＣｌ構造の結晶構造を示し、（Ｆｅ８５Ｚｎ１５）Ｏｘ、すなわち、ウスタイトの鉄酸化物を材料とするものであった。
実施例２−３は、酸化物層２１の形成工程として、鉄を１．０ｎｍ及び亜鉛を０．６ｎｍスパッタ法で成膜した後、イオンビームアシスト酸化のビーム条件を低加速度条件とし、さらに、イオンビームアシスト酸化後に、アルゴン（Ａｒ）プラズマの照射時の投入電力を低加速度条件とした場合の磁気抵抗効果素子についてのものである。形成された酸化物層２１は、スピネル構造の（Ｆｅ８５Ｚｎ１５）３Ｏ４を材料とするものであった。
第２の実施形態においても、第１の実施形態と同様に、Ｘ線回折とＸＰＳ分析により、酸化物層２１の結晶構造の解析を行った。表２には、結晶構造の解析結果と磁気抵抗効果素子１０の素子特性も合わせてのせている。また、実施例２−１〜２−３および比較例２−２の結晶配向はすべて立方晶系の（１１１）配向であることが確認された。
実施例２−１〜２−３および比較例２−２のＺｎ−Ｆｅ−Ｏ酸化物層をスピンフィルタリング層として挿入した磁気抵抗効果素子はいずれも比較例２−１のスピンフィルタリング層を設けていない素子に比べて高いＷＲ変化率を示した。ここで、実施例２−１〜２−３に示すＮａＣｌ構造もしくは（Ｚｎ−Ｆｅ）３Ｏ４型のスピネル構造を有するＺｎ−Ｆｅ−Ｏ酸化物層を設けた磁気抵抗効果素子は、比較例２−２に示すγ‐（Ｚｎ−Ｆｅ）２Ｏ３型のスピネル構造のそれに比べて、高いＭＲ変化率を示した。さらに、実施例２−１、２−２のＮａＣｌ構造のＺｎ−Ｆｅ−Ｏ酸化物層を設けた素子は、実施例２−３の（Ｚｎ−Ｆｅ）３Ｏ４型のスピネル構造を有するＺｎ−Ｆｅ−Ｏ酸化物層を設けた素子に比べて高いＭＲ変化率を示した。
上記の結果より、酸化物層をスペーサ層とピン層の間に設けた場合においても、ＮａＣｌ構造もしくはＭｅＸＯＹ型（Ｙ／Ｘ≦４／３）のスピネル構造を有する酸化物層をスピンフィルタリング層として磁気抵抗効果素子に挿入することで著しいＭＲ変化率の向上を確認することができた。
ここで、前述したように酸化物層２１の結晶構造は、磁気抵抗効果素子１０の断面ＴＥＭ試料にたいして、酸化物層部分に１ｎｍ程度に電子ビームを絞り込んで照射し、ナノディフラクションパターンをとることによっても、解析できる。実施例２−１の試料のナノディフラクションパターンを測定した結果、ＮａＣｌ構造の（１１１）面配向に対応したディフラクションパターンを確認することができた。
また、実施例２−１の酸化物層の結晶配向分散角は５°であった。この結晶配向分散は少ないほど、高いＭＲ変化率を得ることができ、望ましい。１０°以下が望ましく、実施例２−１のように５°以下がさらに望ましい。
実施例２−１の磁気抵抗効果素子１０の断面ＴＥＭ観察結果より、スペーサ層１６とピン層の間に酸化物層２１が均一に形成されていることが確認できた。また、EDXライン分析結果より、酸化物層２１に相当する場所は、Ｚｎ、Ｆｅ、Ｏのピークが一致しており、成膜時にはＦｅ１ｎｍ／Ｚｎ０．６ｎｍのように積層構造で成膜したＺｎとＦｅが表面酸化時のエネルギーアシストにより、完全に混合した酸化物層が形成されていることがわかった。
（第３の実施形態）
次に、第３の実施形態に係る磁気抵抗効果素子について説明する。
図１２は、第３の実施形態に係る磁気抵抗効果素子を例示する斜視図である。
図１２に示すように、本実施形態に係る磁気抵抗効果素子においては、酸化物層２１が、スペーサ層１６中に設けられている。すなわち、ピン層１４上にスペーサ層１６を構成する下部金属層１５が設けられ、その上に、酸化物層２１が設けられている。そして、酸化物層２１上に、スペーサ層１６を構成する上部金属層１７が設けられている。その他の構成は、フリー層の膜厚が４ｎｍであることを除けば、下記に示すように、第１の実施形態に係る磁気抵抗効果素子１０と同様である。
下地層１２：Ｔａ［１ｎｍ］／Ｒｕ［２ｎｍ］
ピニング層１３：Ｉｒ２２Ｍｎ７８［７ｎｍ］
ピン層１４：Ｃｏ９０Ｆｅ１０［４．４ｎｍ］／Ｒｕ［０．９ｎｍ］／Ｆｅ５０Ｃｏ５０［４ｎｍ］
下部金属層１５：Ｃｕ［０．５ｎｍ］
酸化物層２１：Ｚｎ−Ｆｅ−Ｏ［１．５ｎｍ］
上部金属層１５：Ｚｎ［０．５ｎｍ］
フリー層１８：Ｆｅ５０Ｃｏ５０［４ｎｍ］
本実施形態においても、第１の実施形態と同様に酸化物層２１の表面酸化の条件を鋭意検討することにより、異なる結晶構造および結晶配向を有する酸化物層の作成に成功した。
表３は、酸化物層２１の形成工程及び酸化物層の構造を変化させた時の第３の実施形態に係る磁気抵抗効果素子のＭＲ変化率及び面積抵抗を示したものである。
表３に示すように、比較例３−１は、酸化物層２１が形成されていない磁気抵抗効果素子についてのものである。比較例３−２は、酸化物層２１の形成工程として、Ｆｅを１．０ｎｍ及び亜鉛を０．６ｎｍスパッタ法で成膜した後、イオンビームアシスト酸化のビーム条件を低加速度条件として形成した場合の磁気抵抗効果素子についてのものである。形成された酸化物層２１は、スピネル構造のγ−（Ｆｅ８５Ｚｎ１５）２Ｏ３を材料とするものであった。
実施例３−１は、酸化物層２１の形成工程として、鉄を１．０ｎｍ及び亜鉛を０．６ｎｍスパッタ法で成膜した後、イオンビームアシスト酸化のビーム条件を低加速度条件とし、さらに、イオンビームアシスト酸化後に、Ａｒプラズマの照射時の投入電力を高加速度条件とした場合の磁気抵抗効果素子についてのものである。形成された酸化物層２１は、ＮａＣｌ構造の（Ｆｅ８５Ｚｎ１５）Ｏｘ、すなわち、ウスタイトの鉄酸化物を材料とするものであった。
実施例３−２は、酸化物層２１の形成工程として、鉄を１．０ｎｍ及び亜鉛を０．６ｎｍスパッタ法で成膜した後、イオンビームアシスト酸化のビーム条件を高加速度条件として形成した場合の磁気抵抗効果素子についてのものである。形成された酸化物層２１は、ＮａＣｌ構造の（Ｆｅ８５Ｚｎ１５）Ｏｘ、すなわち、ウスタイトの鉄酸化物を材料としたものであった。
実施例３−３は、酸化物層２１の形成工程として、鉄１．０ｎｍ及び亜鉛を０．６ｎｍスパッタ法で成膜した後、イオンビームアシスト酸化のビーム条件を低加速度条件とし、さらに、イオンビームアシスト酸化後に、Ａｒプラズマの照射時の投入電力を低加速度条件とした場合の磁気抵抗効果素子についてのものである。形成された酸化物層２１は、スピネル構造の（Ｆｅ８５Ｚｎ１５）３Ｏ４を材料とするものであった。
第３の実施形態においても、第１の実施形態と同様に、Ｘ線回折とＸＰＳ分析により、酸化物層２１の結晶構造の解析を行った。表３には、結晶構造の解析結果と磁気抵抗効果素子１０の素子特性も合わせてのせている。また、実施例３−１〜３−３および比較例３−２の結晶配向はすべて立方晶系の（１１１）配向であることが確認された。
実施例３−１〜３−３および比較例３−２のＺｎ−Ｆｅ−Ｏ酸化物層をスピンフィルタリング層として挿入した磁気抵抗効果素子はいずれも比較例３−１のスピンフィルタリング層を設けていない素子に比べて高いMR変化率を示した。ここで、実施例３−１〜３−３に示すＮａＣｌ構造もしくは（Ｚｎ−Ｆｅ）３Ｏ４型のスピネル構造を有するＺｎ−Ｆｅ−Ｏ酸化物層を設けた磁気抵抗効果素子は、比較例３−２に示すγ‐（Ｚｎ−Ｆｅ）２Ｏ３型のスピネル構造のそれに比べて、高いＭＲ変化率を示した。さらに、実施例３−１、３−２のＮａＣｌ構造のＺｎ−Ｆｅ−Ｏ酸化物層を設けた素子は、実施例３−３の（Ｚｎ−Ｆｅ）３Ｏ４型のスピネル構造を有するＺｎ−Ｆｅ−Ｏ酸化物層を設けた素子に比べて高いＭＲ変化率を示した。
上記の結果より、酸化物層をスペーサ層中に設けた場合においても、ＮａＣｌ構造もしくはＭｅＸＯＹ型（Ｙ／Ｘ≦４／３））のスピネル構造を有する酸化物層をスピンフィルタリング層として磁気抵抗効果素子に挿入することで著しいＭＲ変化率の向上を確認することができた。
ここで、前述したように酸化物層２１の結晶構造は、磁気抵抗効果素子１０の断面ＴＥＭ試料に対して、酸化物層部分に１ｎｍ程度に電子ビームを絞り込んで照射し、ナノディフラクションパターンをとることによっても、解析できる。実施例３−１の試料のナノディフラクションパターンを測定した結果、ＮａＣｌ構造の（１１１）面配向に対応したディフラクションパターンを確認することができた。
また、実施例３−１の酸化物層の結晶配向分散角は５°であった。この結晶配向分散は少ないほど、高いＭＲ変化率を得ることができ、望ましい。１０°以下が望ましく、実施例３−１のように５°以下がさらに望ましい。
実施例３−１の磁気抵抗効果素子１０の断面ＴＥＭ観察結果より、下部金属層と上部金属層の間に酸化物層２１が均一に形成されていることが確認できた。また、ＥＤＸライン分析結果より、機能層２１に相当する場所は、Ｚｎ、Ｆｅ、Ｏのピークが一致しており、成膜時にはＦｅ１ｎｍ／Ｚｎ０．６ｎｍのように積層構造で成膜したＺｎとＦｅが表面酸化時のエネルギーアシストにより、完全に混合した酸化物層が形成されていることがわかった。
ここで、スぺーサ層１６はピン層１４とフリー層１８の磁気結合を分断する機能を有する。通常スペーサ層１６に鉄、コバルト、ニッケルなどの通常の金属磁性材料を用いた場合には、ピン層１４とフリー層１８の磁気結合を分断することはできないが、本実施形態においてスペーサ層１６の内部に設けた酸化物層は、鉄、コバルト、ニッケルなどの金属磁性材料に比べて、磁化が極めて小さいか、もしくは非磁性体となっているため、スペーサ層１６としてピン層１４とフリー層１８の磁気結合を分断する機能を有する。ここで、ピン層１４とフリー層１８の磁気結合を十分に分断するためには、本実施形態のように下部金属層１５と上部金属層１７を設けて、ピン層１４とフリー層１８の間の膜厚を調整することが望ましい。
（第４の実施形態）
次に、第４の実施形態に係る磁気抵抗効果素子について説明する。
図１３は、第４の実施形態に係る磁気抵抗効果素子を例示する斜視図である。
図１３に示すように、本実施形態に係る磁気抵抗効果素子においては、酸化物層２１が、スペーサ層すべてを占めている。すなわち、酸化物層２１のみでスペーサ層が構成されている。その他の構成は、酸化物層の膜厚が２ｎｍ、フリー層の膜厚が４ｎｍであることを除けば、下記に示すように、第１の実施形態に係る磁気抵抗効果素子と同様である。
下地層１２：Ｔａ［１ｎｍ］／Ｒｕ［２ｎｍ］
ピニング層１３：Ｉｒ２２Ｍｎ７８［７ｎｍ］
ピン層１４：Ｃｏ９０Ｆｅ１０［４．４ｎｍ］／Ｒｕ［０．９ｎｍ］／Ｆｅ５０Ｃｏ５０［４ｎｍ］
酸化物層２１：Ｚｎ−Ｆｅ−Ｏ［２ｎｍ］
フリー層１８：Ｆｅ５０Ｃｏ５０［４ｎｍ］
本実施例においても、実施例１と同様に酸化物層２１の表面酸化の条件を鋭意検討することにより、異なる結晶構造および結晶配向を有する酸化物層の作成に成功した。
表４は、酸化物層２１の形成工程及び酸化物層の構造を変化させた時の第４の実施形態に係る磁気抵抗効果素子のＭＲ変化率及び面積抵抗を示したものである。
表４に示すように、比較例４−１は、酸化物層２１が形成されていない磁気抵抗効果素子についてのものである。比較例４−２は、酸化物層２１の形成工程として、Ｆｅを１．５ｎｍ及び亜鉛を０．８ｎｍスパッタ法で成膜した後、イオンビームアシスト酸化のビーム条件を低加速度条件として形成した場合の磁気抵抗効果素子についてのものである。形成された酸化物層２１は、スピネル構造のγ−（Ｆｅ８５Ｚｎ１５）２Ｏ３を材料とするものであった。
実施例４−１は、酸化物層２１の形成工程として、鉄を１．５ｎｍ及び亜鉛を０．８ｎｍスパッタ法で成膜した後、イオンビームアシスト酸化のビーム条件を低加速度条件とし、さらに、イオンビームアシスト酸化後に、Ａｒプラズマの照射時の投入電力を高加速度条件とした場合の磁気抵抗効果素子についてのものである。形成された酸化物層２１は、ＮａＣｌ構造の（Ｆｅ８５Ｚｎ１５）Ｏｘ、すなわち、ウスタイトの鉄酸化物を材料とするものであった。
実施例４−２は、酸化物層２１の形成工程として、鉄を１．５ｎｍ及び亜鉛を０．８ｎｍスパッタ法で成膜した後、イオンビームアシスト酸化のビーム条件を高加速度条件として形成した場合の磁気抵抗効果素子についてのものである。形成された酸化物層２１は、ＮａＣｌ構造の（Ｆｅ８５Ｚｎ１５）Ｏｘ、すなわち、ウスタイトの鉄酸化物を材料とするものであった。
実施例４−３は、酸化物層２１の形成工程として、鉄を１．５ｎｍ及び亜鉛を０．８ｎｍスパッタ法で成膜した後、イオンビームアシスト酸化のビーム条件を低加速度条件とし、さらに、イオンビームアシスト酸化後に、Ａｒプラズマの照射時の投入電力を低加速度条件とした場合の磁気抵抗効果素子についてのものである。形成された酸化物層２１は、スピネル構造の（Ｆｅ８５Ｚｎ１５）３Ｏ４を材料とするものであった。
第４の実施形態においても、第１の実施形態と同様に、Ｘ線回折とＸＰＳ分析により、酸化物層２１の結晶構造の解析を行った。表４には、結晶構造の解析結果と磁気抵抗効果素子１０の素子特性も合わせてのせている。また、実施例４−１〜４−３および比較例４−２の結晶配向はすべて立方晶系の（１１１）配向であることが確認された。
実施例４−１〜４−３および比較例４−２のＺｎ−Ｆｅ−Ｏ酸化物層をスピンフィルタリング層として挿入した磁気抵抗効果素子はいずれも比較例４−１のスピンフィルタリング層を設けていない素子に比べて高いMR変化率を示した。ここで、実施例４−１〜４−３に示すＮａＣｌ構造もしくは（Ｚｎ−Ｆｅ）３Ｏ４型のスピネル構造を有するＺｎ−Ｆｅ−Ｏ酸化物層を設けた磁気抵抗効果素子は、比較例４−２に示すγ‐（Ｚｎ−Ｆｅ）２Ｏ３型のスピネル構造のそれに比べて、高いＭＲ変化率を示した。さらに、実施例４−１、４−２のＮａＣｌ構造のＺｎ−Ｆｅ−Ｏ酸化物層を設けた素子は、実施例４−３の（Ｚｎ−Ｆｅ）３Ｏ４型のスピネル構造を有するＺｎ−Ｆｅ−Ｏ酸化物層を設けた素子に比べて高いＭＲ変化率を示した。
上記の結果より、酸化物層をスペーサ層として設けた場合においても、ＮａＣｌ構造もしくはＭｅＸＯＹ型（Ｙ／Ｘ≦４／３）のスピネル構造を有する酸化物層をスピンフィルタリング層として磁気抵抗効果素子に挿入することで著しいＭＲ変化率の向上を確認することができた。
ここで、前述したように酸化物層２１の結晶構造は、磁気抵抗効果素子１０の断面ＴＥＭ試料に対して、酸化物層部分に１ｎｍ程度に電子ビームを絞り込んで照射し、ナノディフラクションパターンをとることによっても、解析できる。実施例３−１の試料のナノディフラクションパターンを測定した結果、ＮａＣｌ構造の（１１１）面配向に対応したディフラクションパターンを確認することができた。
また、実施例４−１の酸化物層の結晶配向分散角は５°であった。この結晶配向分散は少ないほど、高いＭＲ変化率を得ることができ、望ましい。１０°以下が望ましく、実施例４−１のように５°以下がさらに望ましい。
実施例４−１の磁気抵抗効果素子１０の断面ＴＥＭ観察結果より、ピン層とフリー層の間に酸化物層２１が均一に形成されていることが確認できた。また、ＥＤＸライン分析結果より、機能層２１に相当する場所は、Ｚｎ、Ｆｅ、Ｏのピークが一致しており、成膜時にはＦｅ［１ｎｍ］／Ｚｎ［０．６ｎｍ］のように積層構造で成膜したＺｎとＦｅが表面酸化時のエネルギーアシストにより、完全に混合した酸化物層が形成されていることがわかった。
ここで、スペーサ層１６はピン層１４とフリー層１８の磁気結合を分断する機能を有する。通常スペーサ層１６に鉄、コバルト、ニッケルなどの通常の金属磁性材料を用いた場合には、ピン層１４とフリー層１８の磁気結合を分断することはできないが、本実施形態においてスペーサ層１６の内部に設けた酸化物層は、鉄、コバルト、ニッケルなどの金属磁性材料に比べて、磁化が極めて小さいか、もしくは非磁性体となっているため、スペーサ層としてピン層１４とフリー層１８の磁気結合を分断する機能を有する。
（第５の実施形態）
次に、第５の実施形態に係る磁気抵抗効果素子について説明する。
図１４は、第５の実施形態に係る磁気抵抗効果素子を例示する分解斜視図である。
図１４に示すように、本実施形態に係る磁気抵抗効果素子においては、酸化物層２１が、スペーサ層とフリー層の間に設けられているとともに、スペーサ層には電流狭窄層４１が設けられている。すなわち、ピン層上には、スペーサ層を構成する下部金属層が設けられ、下部金属層上には、電流狭窄層４１が設けられている。電流狭窄層４１は、貫通孔が形成された絶縁材で、貫通孔には、金属部材が埋設されたものである。電流狭窄層４１上には、スペーサ層を構成する上部金属層が設けられ、上部金属層上には、酸化物層２１が設けられている。本実施形態においては、スペーサ層は、下部金属層、電流狭窄層４１及び上部金属層から構成されている。その他の構成は、フリー層の膜厚が４ｎｍであることを除けば、下記に示すように、第１の実施形態に係る磁気抵抗効果素子と同様である。
下地層１２：Ｔａ［１ｎｍ］／Ｒｕ［２ｎｍ］
ピニング層１３：Ｉｒ２２Ｍｎ７８［７ｎｍ］
ピン層１４：Ｃｏ９０Ｆｅ１０［４．４ｎｍ］／Ｒｕ［０．９ｎｍ］／Ｆｅ５０Ｃｏ５０［４ｎｍ］
下部金属層１５：Ｃｕ［０．６ｎｍ］
電流狭窄層４１：Ａｌ２Ｏ３絶縁層中にＣｕメタルパスが上下に貫通した構造［２ｎｍ］
上部金属層１５：Ｚｎ［０．５ｎｍ］
酸化物層２１：Ｚｎ−Ｆｅ−Ｏ［１．５ｎｍ］
フリー層１８：Ｆｅ５０Ｃｏ５０［４ｎｍ］
本実施形態においても、第１の実施形態と同様に酸化物層２１の表面酸化の条件を鋭意検討することにより、異なる結晶構造および結晶配向を有する酸化物層の作成に成功した。
表５は、酸化物層２１の形成工程及び酸化物層の構造を変化させた時の第３の実施形態に係る磁気抵抗効果素子のＭＲ変化率及び面積抵抗を示したものである。
表５に示すように、比較例５−１は、酸化物層２１が形成されていない磁気抵抗効果素子についてのものである。比較例５−２は、酸化物層２１の形成工程として、Ｆｅを１．０ｎｍ及び亜鉛を０．６ｎｍスパッタ法で成膜した後、イオンビームアシスト酸化のビーム条件を低加速度条件として形成した場合の磁気抵抗効果素子についてのものである。形成された酸化物層２１は、スピネル構造のγ−（Ｆｅ８５Ｚｎ１５）２Ｏ３を材料とするものであった。
実施例５−１は、酸化物層２１の形成工程として、鉄を１．０ｎｍ及び亜鉛を０．６ｎｍスパッタ法で成膜した後、イオンビームアシスト酸化のビーム条件を低加速度条件とし、さらに、イオンビームアシスト酸化後に、Ａｒプラズマの照射時の投入電力を高加速度条件とした場合の磁気抵抗効果素子についてのものである。形成された酸化物層２１は、ＮａＣｌ構造の（Ｆｅ８５Ｚｎ１５）Ｏｘ、すなわち、ウスタイトの鉄酸化物を材料とするものであった。
実施例５−２は、酸化物層２１の形成工程として、鉄を１．０ｎｍ及び亜鉛を０．６ｎｍスパッタ法で成膜した後、イオンビームアシスト酸化のビーム条件を高加速度条件として形成した場合の磁気抵抗効果素子についてのものである。形成された酸化物層２１は、ＮａＣｌ構造の（Ｆｅ８５Ｚｎ１５）Ｏｘ、すなわち、ウスタイトの鉄酸化物を材料とするものであった。
実施例５−３は、酸化物層２１の形成工程として、鉄を１．０ｎｍ及び亜鉛を０．６ｎｍスパッタ法で成膜した後、イオンビームアシスト酸化のビーム条件を低加速度条件とし、さらに、イオンビームアシスト酸化後に、Ａｒプラズマの照射時の投入電力を低加速度条件とした場合の磁気抵抗効果素子についてのものである。形成された酸化物層は、スピネル構造の（Ｆｅ８５Ｚｎ１５）３Ｏ４を材料とするものであった。
第５の実施形態においても、第１の実施形態と同様に、Ｘ線回折とＸＰＳ分析により、酸化物層２１の結晶構造の解析を行った。表５には、結晶構造の解析結果と磁気抵抗効果素子１０の素子特性も合わせてのせている。また、実施例５−１〜５−３および比較例５−２の結晶配向はすべて立方晶系の（１１１）配向であることが確認された。
実施例５−１〜５−３および比較例５−２のＺｎ−Ｆｅ−Ｏ酸化物層をスピンフィルタリング層として挿入した磁気抵抗効果素子はいずれも比較例５−１のスピンフィルタリング層を設けていない素子に比べて高いＭＲ変化率を示した。ここで、実施例５−１〜５−３に示すＮａＣｌ構造もしくは（Ｚｎ−Ｆｅ）３Ｏ４型のスピネル構造を有するＺｎ−Ｆｅ−Ｏ酸化物層を設けた磁気抵抗効果素子は、比較例５−２に示すγ‐（Ｚｎ−Ｆｅ）２Ｏ３型のスピネル構造のそれに比べて、高いＭＲ変化率を示した。さらに、実施例５−１、５−２のＮａＣｌ構造のＺｎ−Ｆｅ−Ｏ酸化物層を設けた素子は、実施例５−３の（Ｚｎ−Ｆｅ）３Ｏ４型のスピネル構造を有するＺｎ−Ｆｅ−Ｏ酸化物層を設けた素子に比べて高いＭＲ変化率を示した。
上記の結果より、酸化物層をスペーサ層中に設けた場合においても、ＮａＣｌ構造又はＭｅＸＯＹ型（Ｙ／Ｘ≦４／３）のスピネル構造を有する酸化物層をスピンフィルタリング層として磁気抵抗効果素子に挿入することで、著しいＭＲ変化率の向上を確認することができた。
ここで、前述したように酸化物層２１の結晶構造は、磁気抵抗効果素子１０の断面ＴＥＭ試料に対して、酸化物層部分に１ｎｍ程度に電子ビームを絞り込んで照射し、ナノディフラクションパターンをとることによっても、解析できる。実施例３−１の試料のナノディフラクションパターンを測定した結果、ＮａＣｌ構造の（１１１）面配向に対応したディフラクションパターンを確認することができた。
また、実施例５−１の酸化物層の結晶配向分散角は５°であった。この結晶配向分散は少ないほど、高いＭＲ変化率を得ることができ、望ましい。１０°以下が望ましく、実施例５−１のように５°以下がさらに望ましい。
実施例５−１の磁気抵抗効果素子１０の断面ＴＥＭ観察結果より、上部金属層とフリー層の間に酸化物層２１が均一に形成されていることが確認できた。また、ＥＤＸライン分析結果より、機能層２１に相当する場所は、Ｚｎ、Ｆｅ、Ｏのピークが一致しており、成膜時にはＦｅ［１ｎｍ］／Ｚｎ［０．６ｎｍ］のように積層構造で成膜したＺｎとＦｅが表面酸化時のエネルギーアシストにより、完全に混合した酸化物層が形成されていることがわかった。
（第６の実施形態）
次に、第６の実施形態に係る磁気抵抗効果素子について説明する。
本実施形態に係る磁気抵抗効果素子の構成は、図５に示すような第１の実施形態に係るものと同様であるが、第１の実施形態との違いは酸化物層２１の材料を変更した点である。
表６は、酸化物層２１の材料を変化させた場合の第６の実施形態に係る磁気抵抗効果素子のＭＲ変化率及び面積抵抗を示したものである。
表６に示すように、比較例６−１は、酸化物層２１が形成されていない磁気抵抗効果素子についてのものである。実施例６−１〜６−１６は、酸化物層２１がＮａＣｌ構造を有する場合の磁気抵抗効果素子についてのものである。具体的には、実施例６−１はＦｅＯｘ（ウスタイト）、実施例６−２はＣｏＯｘ、実施例６−３はＮｉＯｘ、実施例６−４は（Ｆｅ５０Ｃｏ５０）Ｏｘ（ウスタイト）、実施例６−５は（Ｆｅ５０Ｎｉ５０）Ｏｘ（ウスタイト）、実施例６−６は（Ｃｏ５０Ｎｉ５０）Ｏｘ、実施例６−７はＴｉＯｘ、実施例６−８はＶＯｘ、実施例６−９はＭｎＯｘ、実施例６−１０はＺｎＯｘ、実施例６−１１はＰｄＯｘ、実施例６−１２はＰｔＯｘ、実施例６−１３はＳｍＯｘ、実施例６−１４はＡｇＯｘ、実施例６−１５はＣｄＯｘ、実施例６−１６はＲｕＯｘを酸化物層２１の材料とする磁気抵抗効果素子についてのものである。
その他の構成は、下記に示すように、第１の実施形態に係る磁気抵抗効果素子と同様である。
下地層１２：Ｔａ［１ｎｍ］／Ｒｕ［２ｎｍ］
ピニング層１３：Ｉｒ２２Ｍｎ７８［７ｎｍ］
ピン層１４：Ｃｏ９０Ｆｅ１０［４．４ｎｍ］／Ｒｕ［０．９ｎｍ］／Ｆｅ５０Ｃｏ５０［４ｎｍ］
スペーサ層１６：Ｃｕ［１．５ｎｍ］
酸化物層２１：［表６に記載］
フリー層１８：Ｆｅ５０Ｃｏ５０［３ｎｍ］
本実施形態においても、第１の実施形態と同様に、Ｘ線回折とＸＰＳ分析により、酸化物層２１の結晶構造の解析を行った。表６には、結晶構造の解析結果と磁気抵抗効果素子１０の素子特性も合わせてのせている。本発明者らは、酸化物層２１の表面酸化の条件を鋭意検討することにより、表６に記載した材料でＮａＣｌ構造の（１１１）配向膜を作製することに成功した。
表６より、ＮａＣｌ構造を有するさまざまな酸化物材料をスピンフィルタリング層として挿入した磁気抵抗効果素子はいずれも比較例６−１のスピンフィルタリング層を設けていない素子に比べて高いＭＲ変化率を示した。
上記の結果より、ＮａＣｌ構造を有するさまざまな材料の酸化物層をスピンフィルタリング層として磁気抵抗効果素子に挿入することで著しいＭＲ変化率の向上を確認することができた。表６で挙げていない材料についても、ＮａＣｌ構造を持つ酸化物層ならばスピンフィルタリング層として磁気抵抗効果素子に挿入することで著しいＭＲ変化率の向上を確認することができる。
ここで、前述したように酸化物層２１の結晶構造は、磁気抵抗効果素子１０の断面ＴＥＭ試料に対して、酸化物層部分に１ｎｍ程度に電子ビームを絞り込んで照射し、ナノディフラクションパターンをとることによっても、解析できる。実施例６−１〜６−１５の試料のナノディフラクションパターンを測定した結果、ＮａＣｌ構造の（１１１）面配向に対応したディフラクションパターンを確認することができた。
また、実施例６−１の酸化物層の結晶配向分散角は５°であった。この結晶配向分散は少ないほど、高いＭＲ変化率を得ることができ、望ましい。１０°以下が望ましく、実施例６−１のように５°以下がさらに望ましい。
実施例６−１〜６−１５の磁気抵抗効果素子１０の断面ＴＥＭ観察結果より、スペーサ層とフリー層の間に酸化物層２１が均一に形成されていることが確認できた。
（第７の実施形態）
次に、第７の実施形態に係る磁気抵抗効果素子について説明する。
本実施形態に係る磁気抵抗効果素子の構成は、図５に示すような第１の実施形態に係るものと同様であるが、第１の実施形態との違いは酸化物層２１の材料を変更した点である。
表７は、酸化物層２１の材料を変化させた場合の第７の実施形態に係る磁気抵抗効果素子のＭＲ変化率及び面積抵抗を示したものである。
表７に示すように、比較例７−１は、酸化物層２１が形成されていない磁気抵抗効果素子についてのものである。実施例７−１〜７−２３は、酸化物層２１がＮａＣｌ構造を有する場合の磁気抵抗効果素子についてのものである。本実施例では、Ｆｅを含む酸化物層２１に添加元素を加えた場合について検討した結果を示している。具体的には、実施例７−１はＦｅＯｘ（ウスタイト）、実施例７−２は（Ｆｅ８５Ｚｎ１５）Ｏｘ（ウスタイト）、実施例７−３は（Ｆｅ４２．５Ｃｏ４２．５Ｚｎ１５）Ｏｘ（ウスタイト）、実施例７−４は（Ｆｅ４２．５Ｎｉ４２．５Ｚｎ１５）Ｏｘ（ウスタイト）、実施例７−５は（Ｆｅ８５Ｉｎ１５）Ｏｘ（ウスタイト）、実施例７−６は（Ｆｅ８５Ｓｎ１５）Ｏｘ（ウスタイト）、実施例７−７は（Ｆｅ８５Ｃｄ１５）Ｏｘ（ウスタイト）、実施例７−８は（Ｆｅ８５Ｃｏ１５）Ｏｘ（ウスタイト）、実施例７−９は（Ｆｅ８５Ｎｉ１５）Ｏｘ（ウスタイト）、実施例７−１０は（Ｆｅ８５Ｃｕ１５）Ｏｘ（ウスタイト）、実施例７−１１は（Ｆｅ８５Ｔｉ１５）Ｏｘ（ウスタイト）、実施例７−１２は（Ｆｅ８５Ｖ１５）Ｏｘ（ウスタイト）、実施例７−１３は（Ｆｅ８５Ｃｒ１５）Ｏｘ（ウスタイト）、実施例７−１４は（Ｆｅ８５Ｍｎ１５）Ｏｘ（ウスタイト）、実施例７−１５は（Ｆｅ８５Ａｌ１５）Ｏｘ（ウスタイト）、実施例７−１６は（Ｆｅ８５Ｓｉ１５）Ｏｘ（ウスタイト）、実施例７−１７は（Ｆｅ８５Ｍｇ１５）Ｏｘ（ウスタイト）、実施例７−１８は（Ｆｅ８５Ｐｔ１５）Ｏｘ（ウスタイト）、実施例７−１９は（Ｆｅ８５Ｐｄ１５）Ｏｘ（ウスタイト）、実施例７−２０は（Ｆｅ８５Ａｇ１５）Ｏｘ（ウスタイト）、実施例７−２１は（Ｆｅ８５Ｚｒ１５）Ｏｘ（ウスタイト）、実施例７−２２は（Ｆｅ８５Ｈｆ１５）Ｏｘ（ウスタイト）、実施例７−２３は（Ｆｅ８５Ｔａ１５）Ｏｘ（ウスタイト）、を酸化物層２１の材料とする磁気抵抗効果素子についてのものである。
その他の構成は、下記に示すように、第１の実施形態に係る磁気抵抗効果素子と同様である。
下地層１２：Ｔａ［１ｎｍ］／Ｒｕ［２ｎｍ］
ピニング層１３：Ｉｒ２２Ｍｎ７８［７ｎｍ］
ピン層１４：Ｃｏ９０Ｆｅ１０［４．４ｎｍ］／Ｒｕ［０．９ｎｍ］／Ｆｅ５０Ｃｏ５０［４ｎｍ］
スペーサ層１６：Ｃｕ［１．５ｎｍ］
酸化物層２１：［表７に記載］
フリー層１８：Ｆｅ５０Ｃｏ５０［３ｎｍ］
本実施形態においても、第１の実施形態と同様に、Ｘ線回折とＸＰＳ分析により、酸化物層２１の結晶構造の解析を行った。表７には、結晶構造の解析結果と磁気抵抗効果素子１０の素子特性も合わせてのせている。本発明者らは、酸化物層２１の表面酸化の条件を鋭意検討することにより、表７に記載した材料でＮａＣｌ構造の（１１１）配向膜を作製することに成功した。
表７より、ＮａＣｌ構造を有するさまざまな酸化物材料をスピンフィルタリング層として挿入した磁気抵抗効果素子はいずれも比較例７−１のスピンフィルタリング層を設けていない素子に比べて高いＭＲ変化率を示した。表７に示したように、酸化物層２１の金属元素ＭｅにＦｅを用いた場合に対して、Ｚｎ、Ｉｎ、Ｓｎ、Ｃｄ、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ａｌ、Ｓｉ、Ｍｇ、Ｐｔ、Ｐｄ、Ａｇ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｔａ様々な添加元素を加えた場合においても、高いＭＲ変化率を得ることができる。表７では、添加元素を１５ａｔ．％加えた場合を代表例として示しているが、添加量が０．５ａｔ．％〜５０ａｔ．％の範囲で同様に比較例７−１のスピンフィルタリング層を設けていない素子に比べて高いＭＲ変化率を確認できている。
ここで、特に酸化物層２１の金属元素ＭｅにＦｅを用いた場合、添加元素としてＺｎ、Ｉｎ、Ｓｎ、Ｃｄを加えた場合に特に高いＭＲ変化率が確認できた。
ここで、前述したように酸化物層２１の結晶構造は、磁気抵抗効果素子１０の断面ＴＥＭ試料に対して、酸化物層部分に１ｎｍ程度に電子ビームを絞り込んで照射し、ナノディフラクションパターンをとることによっても、解析できる。実施例７−１〜７−２３の試料のナノディフラクションパターンを測定した結果、ＮａＣｌ構造の（１１１）面配向に対応したディフラクションパターンを確認することができた。
また、実施例７−１の酸化物層の結晶配向分散角は５°であった。この結晶配向分散は少ないほど、高いＭＲ変化率を得ることができ、望ましい。１０°以下が望ましく、実施例６−１のように５°以下がさらに望ましい。
実施例７−１〜７−２３の磁気抵抗効果素子１０の断面ＴＥＭ観察結果より、スペーサ層とフリー層の間に酸化物層２１が均一に形成されていることが確認できた。
（第８の実施形態）
次に、第８の実施形態に係る磁気抵抗効果素子について説明する。
本実施形態に係る磁気抵抗効果素子の構成は、図５に示すような第１の実施形態に係るものと同様であるが、第１の実施形態との違いは酸化物層２１の材料を変更した点である。
表７は、酸化物層２１の材料を変化させた場合の第８の実施形態に係る磁気抵抗効果素子のＭＲ変化率及び面積抵抗を示したものである。
表８に示すように、比較例８−１は、酸化物層２１が形成されていない磁気抵抗効果素子についてのものである。実施例８−１〜８−２０は、酸化物層２１がＮａＣｌ構造を有する場合の磁気抵抗効果素子についてのものである。本実施例では、Ｆｅ５０Ｃｏ５０を含む酸化物層２１に添加元素を加えた場合について検討した結果を示している。具体的には、実施例８−１は（Ｆｅ５０Ｃｏ５０）Ｏｘ（ウスタイト）、実施例８−２は（（Ｆｅ５０Ｃｏ５０）８５Ｚｎ１５）Ｏｘ（ウスタイト）、実施例８−３は（（Ｆｅ５０Ｃｏ５０）８５Ｉｎ１５）Ｏｘ（ウスタイト）、実施例８−４は（（Ｆｅ５０Ｃｏ５０）８５Ｓｎ１５）Ｏｘ（ウスタイト）、実施例８−５は（（Ｆｅ５０Ｃｏ５０）８５Ｃｄ１５）Ｏｘ（ウスタイト）、実施例８−６は（（Ｆｅ５０Ｃｏ５０）８５Ｎｉ１５）Ｏｘ（ウスタイト）、実施例８−７は（（Ｆｅ５０Ｃｏ５０）８５Ｃｕ１５）Ｏｘ（ウスタイト）、実施例８−８は（（Ｆｅ５０Ｃｏ５０）８５Ｔｉ１５）Ｏｘ（ウスタイト）、実施例８−９は（（Ｆｅ５０Ｃｏ５０）８５Ｖ１５）Ｏｘ（ウスタイト）、実施例８−１０は（（Ｆｅ５０Ｃｏ５０）８５Ｃｒ１５）Ｏｘ（ウスタイト）、実施例８−１１は（（Ｆｅ５０Ｃｏ５０）８５Ｍｎ１５）Ｏｘ（ウスタイト）、実施例８−１２は（（Ｆｅ５０Ｃｏ５０）８５Ａｌ１５）Ｏｘ（ウスタイト）、実施例８−１３は（（Ｆｅ５０Ｃｏ５０）８５Ａｌ１５）Ｏｘ（ウスタイト）、実施例８−１４は（（Ｆｅ５０Ｃｏ５０）８５Ｓｉ１５）Ｏｘ（ウスタイト）、実施例８−１５は（（Ｆｅ５０Ｃｏ５０）８５Ｐｔ１５）Ｏｘ（ウスタイト）、実施例８−１６は（（Ｆｅ５０Ｃｏ５０）８５Ｐｄ１５）Ｏｘ（ウスタイト）、実施例８−１７は（（Ｆｅ５０Ｃｏ５０）８５Ａｇ１５）Ｏｘ（ウスタイト）、実施例８−１８は（（Ｆｅ５０Ｃｏ５０）８５Ｚｒ１５）Ｏｘ（ウスタイト）、実施例８−１９は（（Ｆｅ５０Ｃｏ５０）８５Ｈｆ１５）Ｏｘ（ウスタイト）、実施例８−２０は（（Ｆｅ５０Ｃｏ５０）８５Ｔａ１５）Ｏｘ（ウスタイトを酸化物層２１の材料とする磁気抵抗効果素子についてのものである。
その他の構成は、下記に示すように、第１の実施形態に係る磁気抵抗効果素子と同様である。
下地層１２：Ｔａ［１ｎｍ］／Ｒｕ［２ｎｍ］
ピニング層１３：Ｉｒ２２Ｍｎ７８［７ｎｍ］
ピン層１４：Ｃｏ９０Ｆｅ１０［４．４ｎｍ］／Ｒｕ［０．９ｎｍ］／Ｆｅ５０Ｃｏ５０［４ｎｍ］
スペーサ層１６：Ｃｕ［１．５ｎｍ］
酸化物層２１：［表８に記載］
フリー層１８：Ｆｅ５０Ｃｏ５０［３ｎｍ］
本実施形態においても、第１の実施形態と同様に、Ｘ線回折とＸＰＳ分析により、酸化物層２１の結晶構造の解析を行った。表８には、結晶構造の解析結果と磁気抵抗効果素子１０の素子特性も合わせてのせている。本発明者らは、酸化物層２１の表面酸化の条件を鋭意検討することにより、表８に記載した材料でＮａＣｌ構造の（１１１）配向膜を作製することに成功した。
表８より、ＮａＣｌ構造を有するさまざまな酸化物材料をスピンフィルタリング層として挿入した磁気抵抗効果素子はいずれも比較例８−１のスピンフィルタリング層を設けていない素子に比べて高いＭＲ変化率を示した。表８に示したように、酸化物層２１の金属元素ＭｅにＦｅ５０Ｃｏ５０を用いた場合に対して、Ｚｎ、Ｉｎ、Ｓｎ、Ｃｄ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ａｌ、Ｓｉ、Ｍｇ、Ｐｔ、Ｐｄ、Ａｇ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｔａ様々な添加元素を加えた場合においても、高いＭＲ変化率を得ることができる。表８では、添加元素を１５ａｔ．％加えた場合を代表例として示しているが、添加量が０．５ａｔ．％〜５０ａｔ．％の範囲で同様に比較例８−１のスピンフィルタリング層を設けていない素子に比べて高いＭＲ変化率を確認できている。ここで、特に酸化物層２１の金属元素ＭｅにＦｅ５０Ｃｏ５０を用いた場合、添加元素としてＺｎ、Ｉｎ、Ｓｎ、Ｃｄを加えた場合に特に高いＭＲ変化率が確認できた。
ここで、前述したように酸化物層２１の結晶構造は、磁気抵抗効果素子１０の断面ＴＥＭ試料に対して、酸化物層部分に１ｎｍ程度に電子ビームを絞り込んで照射し、ナノディフラクションパターンをとることによっても、解析できる。実施例８−１〜８−２０の試料のナノディフラクションパターンを測定した結果、ＮａＣｌ構造の（１１１）面配向に対応したディフラクションパターンを確認することができた。
また、実施例８−１の酸化物層の結晶配向分散角は５°であった。この結晶配向分散は少ないほど、高いＭＲ変化率を得ることができ、望ましい。１０°以下が望ましく、実施例８−１のように５°以下がさらに望ましい。
実施例８−１〜８−２０の磁気抵抗効果素子１０の断面ＴＥＭ観察結果より、スペーサ層とフリー層の間に酸化物層２１が均一に形成されていることが確認できた。
（第９の実施形態）
次に、第９の実施形態に係る磁気抵抗効果素子について説明する。
本実施形態に係る磁気抵抗効果素子の構成は、図５に示すような第１の実施形態に係るものと同様であるが、第１の実施形態との違いは酸化物層２１の材料を変更した点である。
表９は、酸化物層２１の材料を変化させた場合の第９の実施形態に係る磁気抵抗効果素子のＭＲ変化率及び面積抵抗を示したものである。
表９に示すように、比較例９−１は、酸化物層２１が形成されていない磁気抵抗効果素子についてのものである。実施例９−１〜９−２０は、酸化物層２１がＮａＣｌ構造を有する場合の磁気抵抗効果素子についてのものである。本実施例では、Ｃｏ、Ｎｉ、またはＣｏ５０Ｎｉ５０を含む酸化物層２１に添加元素を加えた場合について検討した結果を示している。具体的には、実施例９−１はＣｏＯｘ、実施例９−２は（Ｃｏ８５Ｚｎ１５）Ｏｘ、実施例９−３は（Ｃｏ８５Ｉｎ１５）Ｏｘ、実施例９−４は（Ｃｏ８５Ｓｎ１５）Ｏｘ、実施例９−５は（Ｃｏ８５Ｃｄ１５）Ｏｘ、実施例９−６はＮｉＯｘ、実施例９−７は（Ｎｉ８５Ｚｎ１５）Ｏｘ、実施例９−８は（Ｎｉ８５Ｉｎ１５）Ｏｘ、実施例９−９は（Ｎｉ８５Ｓｎ１５）Ｏｘ、実施例９−１０は（Ｎｉ８５Ｃｄ１５）Ｏｘ、実施例９−１１は（（Ｃｏ５０Ｎｉ５０）８５Ｚｎ１５）Ｏｘを酸化物層２１の材料とする磁気抵抗効果素子についてのものである。
その他の構成は、下記に示すように、第１の実施形態に係る磁気抵抗効果素子と同様である。
下地層１２：Ｔａ［１ｎｍ］／Ｒｕ［２ｎｍ］
ピニング層１３：Ｉｒ２２Ｍｎ７８［７ｎｍ］
ピン層１４：Ｃｏ９０Ｆｅ１０［４．４ｎｍ］／Ｒｕ［０．９ｎｍ］／Ｆｅ５０Ｃｏ５０［４ｎｍ］
スペーサ層１６：Ｃｕ［１．５ｎｍ］
酸化物層２１：［表９に記載］
フリー層１８：Ｆｅ５０Ｃｏ５０［３ｎｍ］
本実施形態においても、第１の実施形態と同様に、Ｘ線回折とＸＰＳ分析により、酸化物層２１の結晶構造の解析を行った。表９には、結晶構造の解析結果と磁気抵抗効果素子１０の素子特性も合わせてのせている。本発明者らは、酸化物層２１の表面酸化の条件を鋭意検討することにより、表８に記載した材料でＮａＣｌ構造の（１１１）配向膜を作製することに成功した。
表９より、ＮａＣｌ構造を有するさまざまな酸化物材料をスピンフィルタリング層として挿入した磁気抵抗効果素子はいずれも比較例９−１のスピンフィルタリング層を設けていない素子に比べて高いＭＲ変化率を示した。表９に示したように、酸化物層２１の金属元素ＭｅにＣｏ、Ｎｉ、またはＣｏ５０Ｎｉ５０を用いた場合に対して、Ｚｎ、Ｉｎ、Ｓｎ、Ｃｄなどの様々な添加元素を加えた場合においても、高いＭＲ変化率を得ることができる。添加元素としては、Ｚｎ、Ｉｎ、Ｓｎ、Ｃｄ以外にＣｕ、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ａｌ、Ｓｉ、Ｍｇ、Ｐｔ、Ｐｄ、Ａｇ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｔａなどを用いた場合でも高いＭＲ変化率を得ることができる。表９では、添加元素を１５ａｔ．％加えた場合を代表例として示しているが、添加量が０．５ａｔ．％〜５０ａｔ．％の範囲で同様に比較例９−１のスピンフィルタリング層を設けていない素子に比べて高いＭＲ変化率を確認できている。ここで、特に酸化物層２１の金属元素ＭｅにＣｏ、Ｎｉ、またはＣｏ５０Ｎｉ５０を用いた場合、添加元素としてＺｎ、Ｉｎ、Ｓｎ、Ｃｄを加えた場合に特に高いＭＲ変化率が確認できた。
ここで、前述したように酸化物層２１の結晶構造は、磁気抵抗効果素子１０の断面ＴＥＭ試料に対して、酸化物層部分に１ｎｍ程度に電子ビームを絞り込んで照射し、ナノディフラクションパターンをとることによっても、解析できる。実施例９−１〜９−１１の試料のナノディフラクションパターンを測定した結果、ＮａＣｌ構造の（１１１）面配向に対応したディフラクションパターンを確認することができた。
また、実施例９−１の酸化物層の結晶配向分散角は５°であった。この結晶配向分散は少ないほど、高いＭＲ変化率を得ることができ、望ましい。１０°以下が望ましく、実施例９−１のように５°以下がさらに望ましい。
実施例９−１〜９−１１の磁気抵抗効果素子１０の断面ＴＥＭ観察結果より、スペーサ層とフリー層の間に酸化物層２１が均一に形成されていることが確認できた。
（第１０の実施形態）
次に、第１０の実施形態に係る磁気抵抗効果素子について説明する。
本実施形態に係る磁気抵抗効果素子の構成は、図５に示すような第１の実施形態に係るものと同様であるが、第１の実施形態との違いは酸化物層２１の材料を変更した点である。
表１０は、酸化物層２１の材料を変化させた場合の第１０の実施形態に係る磁気抵抗効果素子のＭＲ変化率及び面積抵抗を示したものである。
表１０に示すように、比較例１０−１は、酸化物層２１が形成されていない磁気抵抗効果素子についてのものである。実施例１０−１〜１０−６は、酸化物層２１がＮａＣｌ構造を有する場合の磁気抵抗効果素子についてのものである。本実施例では、（（Ｃｏ−Ｆｅ）８５Ｚｎ１５）Ｏｘで表される酸化物層２１において、ＣｏとＦｅの組成比を変えた場合について検討した結果を示している。具体的には、実施例１０−１は（Ｆｅ８５Ｚｎ１５）Ｏｘ、実施例１０−２は（（Ｆｅ８０Ｃｏ２０）８５Ｚｎ１５）Ｏｘ、実施例１０−３は（（Ｆｅ５０Ｃｏ５０）８５Ｚｎ１５）Ｏｘ、実施例１０−４は（（Ｆｅ２５Ｃｏ７５）８５Ｚｎ１５）Ｏｘ、実施例１０−５は（（Ｆｅ１０Ｃｏ９０）８５Ｚｎ１５）Ｏｘ、実施例１０−６は（Ｃｏ８５Ｚｎ１５）Ｏｘを酸化物層２１の材料とする磁気抵抗効果素子についてのものである。
その他の構成は、下記に示すように、第１の実施形態に係る磁気抵抗効果素子と同様である。
下地層１２：Ｔａ［１ｎｍ］／Ｒｕ［２ｎｍ］
ピニング層１３：Ｉｒ２２Ｍｎ７８［７ｎｍ］
ピン層１４：Ｃｏ９０Ｆｅ１０［４．４ｎｍ］／Ｒｕ［０．９ｎｍ］／Ｆｅ５０Ｃｏ５０［４ｎｍ］
スペーサ層１６：Ｃｕ［１．５ｎｍ］
酸化物層２１：［表１０に記載］
フリー層１８：Ｆｅ５０Ｃｏ５０［３ｎｍ］
本実施形態においても、第１の実施形態と同様に、Ｘ線回折とＸＰＳ分析により、酸化物層２１の結晶構造の解析を行った。表９には、結晶構造の解析結果と磁気抵抗効果素子１０の素子特性も合わせてのせている。本発明者らは、酸化物層２１の表面酸化の条件を鋭意検討することにより、表１０に記載した材料でＮａＣｌ構造の（１１１）配向膜を作製することに成功した。
表１０より、ＮａＣｌ構造を有するさまざまな酸化物材料をスピンフィルタリング層として挿入した磁気抵抗効果素子はいずれも比較例１０−１のスピンフィルタリング層を設けていない素子に比べて高いＭＲ変化率を示した。表１０に示したように、酸化物層２１の金属元素Ｍｅに（（Ｃｏ−Ｆｅ）８５Ｚｎ１５）Ｏｘで表される酸化物層２１において、Ｃｏに対するＦｅ濃度が０ａｔ．％〜１００ａｔ．％で高いＭＲ変化率が確認された。特に、Ｃｏに対するＦｅ濃度が２５ａｔ．％〜１００ａｔ．％で特に高いＭＲ変化率が確認された。表１０では、添加元素としてＺｎを１５ａｔ．％加えた場合を代表例として示しているが、添加量が０．５ａｔ．％〜５０ａｔ．％の範囲で同様に比較例１０−１のスピンフィルタリング層を設けていない素子に比べて高いＭＲ変化率を確認できている。ここで、添加元素として、Ｚｎ以外にもＩｎ、Ｓｎ、Ｃｄ、Ｃｕ、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ａｌ、Ｓｉ、Ｍｇ、Ｐｔ、Ｐｄ、Ａｇ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｔａなどを用いた場合でも高いＭＲ変化率を得ることができる。特に、添加元素として、Ｚｎ、Ｉｎ、Ｓｎ、Ｃｄを用いた場合に特に高いＭＲ変化率を得ることができる。
ここで、前述したように酸化物層２１の結晶構造は、磁気抵抗効果素子１０の断面ＴＥＭ試料に対して、酸化物層部分に１ｎｍ程度に電子ビームを絞り込んで照射し、ナノディフラクションパターンをとることによっても、解析できる。実施例１０−１〜１０−６の試料のナノディフラクションパターンを測定した結果、ＮａＣｌ構造の（１１１）面配向に対応したディフラクションパターンを確認することができた。
また、実施例１０−３の酸化物層の結晶配向分散角は５°であった。この結晶配向分散は少ないほど、高いＭＲ変化率を得ることができ、望ましい。１０°以下が望ましく、実施例１０−３のように５°以下がさらに望ましい。
実施例１０−１〜１０−６の磁気抵抗効果素子１０の断面ＴＥＭ観察結果より、スペーサ層とフリー層の間に酸化物層２１が均一に形成されていることが確認できた。
（第１１の実施形態）
次に、第１１の実施形態に係る磁気抵抗効果素子について説明する。
本実施形態に係る磁気抵抗効果素子の構成は、図５に示すような第１の実施形態に係るものと同様であるが、第１の実施形態との違いは酸化物層２１の材料を変更した点である。
表１１は、酸化物層２１の材料を変化させた場合の第１１の実施形態に係る磁気抵抗効果素子のＭＲ変化率及び面積抵抗を示したものである。
表１１に示すように、比較例１１−１は、酸化物層２１が形成されていない磁気抵抗効果素子についてのものである。実施例１１−１〜１１−６は、酸化物層２１がＮａＣｌ構造を有する場合の磁気抵抗効果素子についてのものである。本実施例では、（（Ｆｅ−Ｎｉ）８５Ｚｎ１５）Ｏｘで表される酸化物層２１において、ＦｅとＮｉの組成比を変えた場合について検討した結果を示している。具体的には、実施例１１−１は（Ｆｅ８５Ｚｎ１５）Ｏｘ、実施例１１−２は（（Ｆｅ８０Ｎｉ２０）８５Ｚｎ１５）Ｏｘ、実施例１１−３は（（Ｆｅ５０Ｎｉ５０）８５Ｚｎ１５）Ｏｘ、実施例１１−４は（（Ｆｅ２５Ｎｉ７５）８５Ｚｎ１５）Ｏｘ、実施例１１−５は（（Ｆｅ１０Ｎｉ９０）８５Ｚｎ１５）Ｏｘ、実施例１１−６は（Ｎｉ８５Ｚｎ１５）Ｏｘを酸化物層２１の材料とする磁気抵抗効果素子についてのものである。
その他の構成は、下記に示すように、第１の実施形態に係る磁気抵抗効果素子と同様である。
下地層１２：Ｔａ［１ｎｍ］／Ｒｕ［２ｎｍ］
ピニング層１３：Ｉｒ２２Ｍｎ７８［７ｎｍ］
ピン層１４：Ｃｏ９０Ｆｅ１０［４．４ｎｍ］／Ｒｕ［０．９ｎｍ］／Ｆｅ５０Ｃｏ５０［４ｎｍ］
スペーサ層１６：Ｃｕ［１．５ｎｍ］
酸化物層２１：［表１１に記載］
フリー層１８：Ｆｅ５０Ｃｏ５０［３ｎｍ］
本実施形態においても、第１の実施形態と同様に、Ｘ線回折とＸＰＳ分析により、酸化物層２１の結晶構造の解析を行った。表１１には、結晶構造の解析結果と磁気抵抗効果素子１０の素子特性も合わせてのせている。本発明者らは、酸化物層２１の表面酸化の条件を鋭意検討することにより、表１１に記載した材料でＮａＣｌ構造の（１１１）配向膜を作製することに成功した。
表１１より、ＮａＣｌ構造を有するさまざまな酸化物材料をスピンフィルタリング層として挿入した磁気抵抗効果素子はいずれも比較例１１−１のスピンフィルタリング層を設けていない素子に比べて高いＭＲ変化率を示した。表１１に示したように、酸化物層２１の金属元素Ｍｅに（（Ｃｏ−Ｎｉ）８５Ｚｎ１５）Ｏｘで表される酸化物層２１において、Ｎｉに対するＦｅ濃度が０ａｔ．％〜１００ａｔ．％で高いＭＲ変化率が確認された。特に、Ｎｉに対するＦｅ濃度が２５ａｔ．％〜１００ａｔ．％で特に高いＭＲ変化率が確認された。表１１では、添加元素としてＺｎを１５ａｔ．％加えた場合を代表例として示しているが、添加量が０．５ａｔ．％〜５０ａｔ．％の範囲で同様に比較例１１−１のスピンフィルタリング層を設けていない素子に比べて高いＭＲ変化率を確認できている。ここで、添加元素として、Ｚｎ以外にもＩｎ、Ｓｎ、Ｃｄ、Ｃｕ、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ａｌ、Ｓｉ、Ｍｇ、Ｐｔ、Ｐｄ、Ａｇ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｔａなどを用いた場合でも高いＭＲ変化率を得ることができる。特に、添加元素として、Ｚｎ、Ｉｎ、Ｓｎ、Ｃｄを用いた場合に特に高いＭＲ変化率を得ることができる。
ここで、前述したように酸化物層２１の結晶構造は、磁気抵抗効果素子１０の断面ＴＥＭ試料に対して、酸化物層部分に１ｎｍ程度に電子ビームを絞り込んで照射し、ナノディフラクションパターンをとることによっても、解析できる。実施例１１−１〜１１−６の試料のナノディフラクションパターンを測定した結果、ＮａＣｌ構造の（１１１）面配向に対応したディフラクションパターンを確認することができた。
また、実施例１１−３の酸化物層の結晶配向分散角は５°であった。この結晶配向分散は少ないほど、高いＭＲ変化率を得ることができ、望ましい。１０°以下が望ましく、実施例１１−３のように５°以下がさらに望ましい。
実施例１１−１〜１１−６の磁気抵抗効果素子１０の断面ＴＥＭ観察結果より、スペーサ層とフリー層の間に酸化物層２１が均一に形成されていることが確認できた。
（第１２の実施形態）
次に、第１２の実施形態に係る磁気抵抗効果素子について説明する。
本実施形態に係る磁気抵抗効果素子の構成は、図５に示すような第１の実施形態に係るものと同様であるが、第１の実施形態との違いは酸化物層２１の材料を変更した点である。
表１２は、酸化物層２１の材料を変化させた場合の第１２の実施形態に係る磁気抵抗効果素子のＭＲ変化率及び面積抵抗を示したものである。
表１２に示すように、比較例１２−１は、酸化物層２１が形成されていない磁気抵抗効果素子についてのものである。実施例１２−１〜１２−９は、酸化物層２１がスピネル構造を有する場合の磁気抵抗効果素子についてのものである。具体的には、実施例１２−１は（Ｆｅ８５Ｚｎ１５）３Ｏ４、実施例１２−２は（Ｆｅ４２．５Ｃｏ４２．５Ｚｎ１５）３Ｏ４、実施例１２−３は（Ｆｅ４２．５Ｎｉ４２．５Ｚｎ１５）３Ｏ４、実施例１２−４は（Ｃｏ４２．５Ｎｉ４２．５Ｚｎ１５）３Ｏ４、実施例１２−５は（Ｃｏ８５Ｚｎ１５）３Ｏ４、実施例１２−６は（Ｎｉ８５Ｚｎ１５）３Ｏ４、実施例１２−７は（Ｆｅ８５Ｉｎ１５）３Ｏ４、実施例１２−８は（Ｆｅ８５Ｓｎ１５）３Ｏ４、実施例１２−９は（Ｆｅ８５Ｃｄ１５）３Ｏ４を酸化物層２１の材料とする磁気抵抗効果素子についてのものである。
その他の構成は、下記に示すように、第１の実施形態に係る磁気抵抗効果素子と同様である。
下地層１２：Ｔａ［１ｎｍ］／Ｒｕ［２ｎｍ］
ピニング層１３：Ｉｒ２２Ｍｎ７８［７ｎｍ］
ピン層１４：Ｃｏ９０Ｆｅ１０［４．４ｎｍ］／Ｒｕ［０．９ｎｍ］／Ｆｅ５０Ｃｏ５０［４ｎｍ］
スペーサ層１６：Ｃｕ［１．５ｎｍ］
酸化物層２１：［表１２に記載］
フリー層１８：Ｆｅ５０Ｃｏ５０［３ｎｍ］
本実施例においても、第１の実施形態と同様に、Ｘ線回折とＸＰＳ分析により、酸化物層２１の結晶構造の解析を行った。表１２には、結晶構造の解析結果と磁気抵抗効果素子１０の素子特性も合わせてのせている。本発明者らは、酸化物層２１の表面酸化の条件を鋭意検討することにより、表１２に記載した材料で２価の金属イオンを含むＭｅＸＯＹ型（Ｙ／Ｘ≦４／３）のスピネル構造の（１１１）配向膜を作製することに成功した。
表７より、実施例１２−１〜１２〜９のＭｅＸＯＹ型（Ｙ／Ｘ≦４／３以下）のスピネル構造を有するさまざまな酸化物材料をスピンフィルタリング層として挿入した磁気抵抗効果素子はいずれも比較例１２−１のスピンフィルタリング層を設けていない素子に比べて高いＭＲ変化率を示した。表１２に示すように、Ｆｅ、Ｃｏ及びＮｉから選択された少なくとも1つの金属並びにＺｎ、Ｃｄ、Ｓｎ及びＩｎからなる群より選択された少なくとも１つの材料を含む酸化物材料を用いた場合に、高いＭＲ変化率が実現できることが確認できている。
上記の結果より、ＭｅＸＯＹ型（Ｙ／Ｘ≦４／３）のスピネル構造を有するさまざまな材料の酸化物層をスピンフィルタリング層として磁気抵抗効果素子に挿入することで著しいＭＲ変化率の向上を確認することができた。
ここで、前述したように酸化物層２１の結晶構造は、磁気抵抗効果素子１０の断面ＴＥＭ試料に対して、酸化物層部分に１ｎｍ程度に電子ビームを絞り込んで照射し、ナノディフラクションパターンをとることによっても、解析できる。実施例１２−１〜１２−９の試料のナノディフラクションパターンを測定した結果、スピネル構造の（１１１）面配向に対応したディフラクションパターンを確認することができた。
また、実施例１２−１の酸化物層の結晶配向分散角は５°であった。この結晶配向分散は少ないほど、高いＭＲ変化率を得ることができ、望ましい。１０°以下が望ましく、実施例１２−１のように５°以下がさらに望ましい。
実施例１２−１〜１２−９の磁気抵抗効果素子１０の断面ＴＥＭ観察結果より、スペーサ層とフリー層の間に酸化物層２１が均一に形成されていることが確認できた。
（第１３の実施形態）
次に、第１３の実施形態に係る磁気抵抗効果素子について説明する。
本実施形態に係る磁気抵抗効果素子の構成は、図５に示すような第１の実施形態に係るものと同様であるが、第１の実施形態との違いは酸化物層２１の膜厚を変更した点である。
表１３は、ＮａＣｌ構造の（Ｆｅ−Ｚｎ）Ｏｘ（ウスタイト）を構成要素とする酸化物層２１の膜厚を変化させた場合における第１３の実施形態に係る磁気抵抗効果素子のＭＲ変化率及び面積抵抗を示したものである。
表１３に示すように、比較例１３−１は、酸化物層２１が形成されていない磁気抵抗効果素子についてのものである。実施例１３−１〜１３−１０は、酸化膜層２１の厚さを、それぞれ、０．２、０．５、１、１．５、２、２．５、３、３．５、４、５ｎｍとする磁気抵抗効果素子についてのものである。
その他の構成は、下記に示すように、第１の実施形態に係る磁気抵抗効果素子と同様である。
下地層１２：Ｔａ［１ｎｍ］／Ｒｕ［２ｎｍ］
ピニング層１３：Ｉｒ２２Ｍｎ７８［７ｎｍ］
ピン層１４：Ｃｏ９０Ｆｅ１０［４．４ｎｍ］／Ｒｕ［０．９ｎｍ］／Ｆｅ５０Ｃｏ５０［４ｎｍ］
スペーサ層１６：Ｃｕ［１．５ｎｍ］
酸化物層２１：Ｚｎ−Ｆｅ−Ｏ［膜厚は表１３に記載］
フリー層１８：Ｆｅ５０Ｃｏ５０［３ｎｍ］
本実施形態においても、第１の実施形態と同様に、Ｘ線回折とＸＰＳ分析により、酸化物層２１の結晶構造の解析を行った。表８には、結晶構造の解析結果と磁気抵抗効果素子１０の素子特性も合わせてのせている。本発明者らは、酸化物層２１の表面酸化の条件を鋭意検討することにより、ＮａＣｌ構造の（１１１）配向であるＺｎ−Ｆｅ−Ｏ膜を作製することに成功した。
表１３より、ＮａＣｌ構造を有するＺｎ−Ｆｅ−Ｏ膜をスピンフィルタリング層として挿入した実施例１３−１〜１３−１０は、０．２ｎｍ〜５ｎｍのいずれの膜厚においても比較例１３−１のスピンフィルタリング層を設けていない素子に比べて高いＭＲ変化率を示した。特に、０．５ｎｍ〜４ｎｍの時、著しく高いＭＲ変化率を示した。このようなＭＲ変化率の膜厚依存性は、第６の実施形態、第７の実施形態、第８の実施形態、第９の実施形態、第１０の実施形態及び第１１の実施形態に示した酸化物層２１の材料においても同様に確認された。
ここで、前述したように酸化物層２１の結晶構造は、磁気抵抗効果素子１０の断面ＴＥＭ試料に対して、酸化物層部分に１ｎｍ程度に電子ビームを絞り込んで照射し、ナノディフラクションパターンをとることによっても、解析できる。実施例１３−３の試料のナノディフラクションパターンを測定した結果、ＮａＣｌ構造の（１１１）面配向に対応したディフラクションパターンを確認することができた。
また、実施例１３−３の酸化物層の結晶配向分散角は５°であった。この結晶配向分散は少ないほど、高いＭＲ変化率を得ることができ、望ましい。１０°以下が望ましく、実施例１３−３のように５°以下がさらに望ましい。
実施例１３−３の磁気抵抗効果素子１０の断面ＴＥＭ観察結果より、スペーサ層とフリー層の間に酸化物層２１が均一に形成されていることが確認できた。
（第１４の実施形態）
次に、第１４の実施形態に係る磁気抵抗効果素子について説明する。
本実施形態に係る磁気抵抗効果素子の構成は、図５に示すような第１の実施形態に係るものと同様であるが、第１の実施形態との違いは酸化物層２１の膜厚を変更した点である。
表１４は、ＭｅＸＯＹ型（Ｙ／Ｘ≦４／３）のスピネル構造の酸化物層２１の膜厚を変化させた場合における第１４の実施形態に係る磁気抵抗効果素子のＭＲ変化率及び面積抵抗を示したものである。
表１４に示すように、比較例１４−１は、酸化物層２１が形成されていない磁気抵抗効果素子についてのものである。実施例１４−１〜１４−１０は、酸化膜層２１の厚さを、それぞれ、０．２、０．５、１、１．５、２、２．５、３、３．５、４、５ｎｍとする磁気抵抗効果素子についてのものである。
その他の構成は、下記に示すように、第１の実施形態に係る磁気抵抗効果素子と同様である。
下地層１２：Ｔａ［１ｎｍ］／Ｒｕ［２ｎｍ］
ピニング層１３：Ｉｒ２２Ｍｎ７８［７ｎｍ］
ピン層１４：Ｃｏ９０Ｆｅ１０［４．４ｎｍ］／Ｒｕ［０．９ｎｍ］／Ｆｅ５０Ｃｏ５０［４ｎｍ］
スペーサ層１６：Ｃｕ［１．５ｎｍ］
酸化物層２１：Ｚｎ−Ｆｅ−Ｏ［膜厚は表１４に記載］
フリー層１８：Ｆｅ５０Ｃｏ５０［３ｎｍ］
本実施形態においても、第１の実施形態と同様に、Ｘ線回折とＸＰＳ分析により、酸化物層２１の結晶構造の解析を行った。表９には、結晶構造の解析結果と磁気抵抗効果素子１０の素子特性も合わせてのせている。本発明者らは、酸化物層２１の表面酸化の条件を鋭意検討することにより、ＭｅＸＯＹ型（Ｙ／Ｘ≦４／３）のスピネル構造の（１１１）配向のＺｎ−Ｆｅ−Ｏ膜を作製することに成功した。
表１４より、ＭｅＸＯＹ型（Ｙ／Ｘ≦４／３）のスピネル構造を有するＺｎ−Ｆｅ−Ｏ膜をスピンフィルタリング層として挿入した実施例１４−１〜１４−１０は、０．２ｎｍ〜５ｎｍのいずれの膜厚においても比較例１４−１のスピンフィルタリング層を設けていない素子に比べて高いＭＲ変化率を示した。このようなＭＲ変化率の膜厚依存性は、第１２の実施形態に示した酸化物層２１の材料においても同様に確認された。
ここで、前述したように酸化物層２１の結晶構造は、磁気抵抗効果素子１０の断面ＴＥＭ試料に対して、酸化物層部分に１ｎｍ程度に電子ビームを絞り込んで照射し、ナノディフラクションパターンをとることによっても、解析できる。実施例１４−３の試料のナノディフラクションパターンを測定した結果、スピネル構造の（１１１）面配向に対応したディフラクションパターンを確認することができた。
また、実施例１４−３の酸化物層の結晶配向分散角は５°であった。この結晶配向分散は少ないほど、高いＭＲ変化率を得ることができ、望ましい。１０°以下が望ましく、実施例１４−３のように５°以下がさらに望ましい。
実施例１４−３の磁気抵抗効果素子１０の断面ＴＥＭ観察結果より、スペーサ層とフリー層の間に酸化物層２１が均一に形成されていることが確認できた。
（第１５の実施形態）
次に、第１５の実施形態に係る磁気抵抗効果素子について説明する。
本実施形態に係る磁気抵抗効果素子の構成は、図５に示すような第１の実施形態に係るものと同様であるが、第１の実施形態との違いは酸化物層２１に用いたＺｎ−Ｆｅ−Ｏ膜中のメタル元素であるＺｎＸＦｅ１−ＸのＺｎ濃度Ｘを変更した点である。
表１５は、ＺｎＸＦｅ１−ＸのＺｎ濃度を変化させた場合における第１５の実施形態に係る磁気抵抗効果素子のＭＲ変化率及び面積抵抗を示したものである。
表１５に示すように、比較例１５−１は、酸化物層２１が形成されていない磁気抵抗効果素子についてのものである。実施例１５−１はＺｎXＦｅ１−XのＺｎ濃度を０、すなわち酸化物層２１としてＦｅＯｘ（ウスタイト）を用いた場合の磁気抵抗効果素子についてのものである。実施例１５−２〜１５−１０は、ＺｎXＦｅ１−XのＺｎ濃度をそれぞれ０．５、２、５、１０、１５、２０、３０、５０、７０原子％（ａｔ．％）とした場合の磁気抵抗効果素子についてのものである。
その他の構成は、下記に示すように、第１の実施形態に係る磁気抵抗効果素子と同様である。
下地層１２：Ｔａ［１ｎｍ］／Ｒｕ［２ｎｍ］
ピニング層１３：Ｉｒ２２Ｍｎ７８［７ｎｍ］
ピン層１４：Ｃｏ９０Ｆｅ１０［４．４ｎｍ］／Ｒｕ［０．９ｎｍ］／Ｆｅ５０Ｃｏ５０［４ｎｍ］
スペーサ層１６：Ｃｕ［１．５ｎｍ］
酸化物層２１：Ｚｎ−Ｆｅ−Ｏ［１．５ｎｍ］
フリー層１８：Ｆｅ５０Ｃｏ５０［３ｎｍ］
本実施形態においても、第１の実施形態と同様に、Ｘ線回折とＸＰＳ分析により、酸化物層２１の結晶構造の解析を行った。表１５には、結晶構造の解析結果と磁気抵抗効果素子１０の素子特性も合わせてのせている。本発明者らは、酸化物層２１の表面酸化の条件を鋭意検討することにより、ＮａＣｌ構造の（１１１）配向であるＺｎ−Ｆｅ−Ｏ膜を作製することに成功した。また、酸化物膜中のＺｎXＦｅ１−XのＺｎ濃度ＸはＩＣＰ−ＭＳ測定により行った。
表１５より、ＮａＣｌ構造を有するＺｎ−Ｆｅ−Ｏ膜をスピンフィルタリング層として挿入した実施例１５−１〜１５−１０は、Ｚｎ−Ｆｅ−Ｏ膜中のメタル元素であるＺｎXＦｅ１−XのＺｎ濃度Ｘが０％〜７０％の範囲で比較例１５−１のスピンフィルタリング層を設けていない素子に比べて高いＭＲ変化率を確認することができた。また、Ｚｎ濃度Ｘが０．５％〜５０％の範囲で特に高いＭＲ変化率を確認することができた。
ここで、前述したように酸化物層２１の結晶構造は、磁気抵抗効果素子１０の断面ＴＥＭ試料に対して、酸化物層部分に１ｎｍ程度に電子ビームを絞り込んで照射し、ナノディフラクションパターンをとることによっても、解析できる。実施例１５−６の試料のナノディフラクションパターンを測定した結果、ＮａＣｌ構造の（１１１）面配向に対応したディフラクションパターンを確認することができた。
また、実施例１５−６の酸化物層の結晶配向分散角は５°であった。この結晶配向分散は少ないほど、高いＭＲ変化率を得ることができ、望ましい。１０°以下が望ましく、実施例１５−６のように５°以下がさらに望ましい。
実施例１５−６の磁気抵抗効果素子１０の断面ＴＥＭ観察結果より、スペーサ層とフリー層の間に酸化物層２１が均一に形成されていることが確認できた。
（第１６の実施形態）
次に、第１６の実施形態に係る磁気抵抗効果素子について説明する。
本実施形態に係る磁気抵抗効果素子の構成は、図５に示すような第１の実施形態に係るものと同様であるが、第１の実施形態との違いは酸化物層２１に用いたＺｎ−Ｆｅ−Ｃｏ−Ｏ膜中のメタル元素であるＺｎＸ（Ｆｅ５０Ｃｏ５０）１−ＸのＺｎ濃度Ｘを変更した点である。
表１６は、ＺｎＸ（Ｆｅ５０Ｃｏ５０）１−ＸのＺｎ濃度を変化させた場合における第１６の実施形態に係る磁気抵抗効果素子のＭＲ変化率及び面積抵抗を示したものである。
表１６に示すように、比較例１６−１は、酸化物層２１が形成されていない磁気抵抗効果素子についてのものである。実施例１６−１はＺｎｘ（Ｆｅ５０Ｃｏ５０）１−ＸのＺｎ濃度を０、すなわち酸化物層２１として（Ｆｅ５０Ｃｏ５０）Ｏｘ（ウスタイト）を用いた場合の磁気抵抗効果素子についてのものである。実施例１６−２〜１６−１０は、ＺｎｘＦｅ１−ｘのＺｎ濃度をそれぞれ０．５、２、５、１０、１５、２０、３０、５０、７０原子％（ａｔ．％）とした場合の磁気抵抗効果素子についてのものである。
その他の構成は、下記に示すように、第１の実施形態に係る磁気抵抗効果素子と同様である。
下地層１２：Ｔａ［１ｎｍ］／Ｒｕ［２ｎｍ］
ピニング層１３：Ｉｒ２２Ｍｎ７８［７ｎｍ］
ピン層１４：Ｃｏ９０Ｆｅ１０［４．４ｎｍ］／Ｒｕ［０．９ｎｍ］／Ｆｅ５０Ｃｏ５０［４ｎｍ］
スペーサ層１６：Ｃｕ［１．５ｎｍ］
酸化物層２１：Ｚｎ−Ｆｅ−Ｏ［１．５ｎｍ］
フリー層１８：Ｆｅ５０Ｃｏ５０［３ｎｍ］
本実施形態においても、第１の実施形態と同様に、Ｘ線回折とＸＰＳ分析により、酸化物層２１の結晶構造の解析を行った。表１６には、結晶構造の解析結果と磁気抵抗効果素子１０の素子特性も合わせてのせている。本発明者らは、酸化物層２１の表面酸化の条件を鋭意検討することにより、ＮａＣｌ構造の（１１１）配向であるＺｎ−Ｆｅ−Ｃｏ−Ｏ膜を作製することに成功した。また、酸化物膜中のＺｎＸ（Ｆｅ５０Ｃｏ５０）１−ＸのＺｎ濃度ＸはＩＣＰ−ＭＳ測定により行った。
表１６より、ＮａＣｌ構造を有するＺｎ−Ｆｅ−Ｃｏ−Ｏ膜をスピンフィルタリング層として挿入した実施例１６−１〜１６−１０は、Ｚｎ−Ｆｅ−Ｃｏ−Ｏ膜中のメタル元素であるＺｎＸ（Ｆｅ５０Ｃｏ５０）１−ＸのＺｎ濃度Ｘが０％〜７０％の範囲で比較例１６−１のスピンフィルタリング層を設けていない素子に比べて高いＭＲ変化率を確認することができた。また、Ｚｎ濃度Ｘが０．５％〜５０％の範囲で特に高いＭＲ変化率を確認することができた。
ここで、前述したように酸化物層２１の結晶構造は、磁気抵抗効果素子１０の断面ＴＥＭ試料に対して、酸化物層部分に１ｎｍ程度に電子ビームを絞り込んで照射し、ナノディフラクションパターンをとることによっても、解析できる。実施例１６−６の試料のナノディフラクションパターンを測定した結果、ＮａＣｌ構造の（１１１）面配向に対応したディフラクションパターンを確認することができた。
また、実施例１６−６の酸化物層の結晶配向分散角は５°であった。この結晶配向分散は少ないほど、高いＭＲ変化率を得ることができ、望ましい。１０°以下が望ましく、実施例１６−６のように５°以下がさらに望ましい。
実施例１６−６の磁気抵抗効果素子１０の断面ＴＥＭ観察結果より、スペーサ層とフリー層の間に酸化物層２１が均一に形成されていることが確認できた。
（第１７の実施形態）
次に、第１７の実施形態に係る磁気抵抗効果素子について説明する。
本実施形態に係る磁気抵抗効果素子の構成は、図５に示すような第１の実施形態に係るものと同様であるが、第１の実施形態との違いは酸化物層２１に用いたＺｎ−Ｆｅ−Ｏ膜中のメタル元素であるＺｎXＦｅ１−XのＺｎ濃度Ｘを変更した点である。
表１７は、ＺｎXＦｅ１−XのＺｎ濃度を変化させた場合における第１７の実施形態に係る磁気抵抗効果素子のＭＲ変化率及び面積抵抗を示したものである。
表１７に示すように、比較例１７−１は、酸化物層２１が形成されていない磁気抵抗効果素子についてのものである。比較例１７−２はＺｎXＦｅ１−XのＺｎ濃度を０、すなわち酸化物層２１としてＦｅ３Ｏ４を用いた場合の磁気抵抗効果素子についてのものである。実施例１７−１〜１７−９はＺｎXＦｅ１−XのＺｎ濃度をそれぞれ０．５、２、５、１０、１５、２０、３０、５０、７０原子％（ａｔ．％）とした場合の磁気抵抗効果素子についてのものである。
その他の構成は、下記に示すように、第１の実施形態に係る磁気抵抗効果素子と同様である。
下地層１２：Ｔａ［１ｎｍ］／Ｒｕ［２ｎｍ］
ピニング層１３：Ｉｒ２２Ｍｎ７８［７ｎｍ］
ピン層１４：Ｃｏ９０Ｆｅ１０［４．４ｎｍ］／Ｒｕ［０．９ｎｍ］／Ｆｅ５０Ｃｏ５０［４ｎｍ］
スペーサ層１６：Ｃｕ［１．５ｎｍ］
酸化物層２１：Ｚｎ−Ｆｅ−Ｏ［１．５ｎｍ］
フリー層１８：Ｆｅ５０Ｃｏ５０［３ｎｍ］
本実施形態においても、前述の第１の実施形態と同様に、Ｘ線回折とＸＰＳ分析により、酸化物層２１の結晶構造の解析を行った。表１７には、結晶構造の解析結果と磁気抵抗効果素子１０の素子特性も合わせてのせている。本発明者らは、酸化物層２１の表面酸化の条件を鋭意検討することにより、ＭｅＸＯＹ型（Ｙ／Ｘ≦４／３）のスピネル構造の（１１１）配向のＺｎ−Ｆｅ−Ｏ膜を作製することに成功した。また、酸化物膜中のＺｎXＦｅ１−XのＺｎ濃度ＸはＩＣＰ−ＭＳ測定により行った。
表１７より、ＭｅＸＯＹ型（Ｙ／Ｘ≦４／３）のスピネル構造の（１１１）配向のＺｎ−Ｆｅ−Ｏ膜をスピンフィルタリング層として挿入した実施例１７−１〜１７−９は、Ｚｎ−Ｆｅ−Ｏ膜中のメタル元素であるＺｎXＦｅ１−XのＺｎ濃度Xが０．５％〜７０％の範囲で比較例１７−１のスピンフィルタリング層を設けていない素子に比べて高いＭＲ変化率を確認することができた。また、Ｚｎ濃度Ｘが０．５％〜５０％の範囲で特に高いＭＲ変化率を確認することができた。
ここで、前述したように酸化物層２１の結晶構造は、磁気抵抗効果素子１０の断面ＴＥＭ試料に対して、酸化物層部分に１ｎｍ程度に電子ビームを絞り込んで照射し、ナノディフラクションパターンをとることによっても、解析できる。実施例１７−５の試料のナノディフラクションパターンを測定した結果、スピネル構造の（１１１）面配向に対応したディフラクションパターンを確認することができた。
また、実施例１７−５の酸化物層の結晶配向分散角は５°であった。この結晶配向分散は少ないほど、高いＭＲ変化率を得ることができ、望ましい。１０°以下が望ましく、実施例１７−５のように５°以下がさらに望ましい。
実施例１７−５の磁気抵抗効果素子１０の断面ＴＥＭ観察結果より、スペーサ層とフリー層の間に酸化物層２１が均一に形成されていることが確認できた。
（第１８の実施形態）
次に、第１８の実施形態に係る磁気抵抗効果素子について説明する。
本実施形態に係る磁気抵抗効果素子の構成は、図５に示すような第１の実施形態に係るものと同様であるが、第１の実施形態との違いは酸化物層２１に用いたＺｎ−Ｆｅ−Ｏ膜の膜面垂直方向の面間隔を変更した点である。本発明者らは、酸化物層２１の表面酸化の条件を鋭意検討することにより、異なる面間隔を有する酸化物層の作製に成功した。
表１８は、Ｚｎ−Ｆｅ−Ｏ膜の作製プロセスの違いによる膜面垂直方向の面間隔の変化と、面間隔を変化させた場合における第１８の実施形態に係る磁気抵抗効果素子のＭＲ変化率及び面積抵抗を示したものである。ここで、酸化物層の面間隔は、磁気抵抗効果素子１０の断面ＴＥＭの明視野像で観察された酸化物層を直接計測することで確認した。
表１８に示すように、比較例１８−１は、酸化物層２１が形成されていない磁気抵抗効果素子についてのものである。比較例１８−２は、酸化物層２１の形成過程として、鉄を１．０ｎｍ及び亜鉛を０．６ｎｍスパッタ法で成膜した後、イオンビームアシスト酸化のビーム条件を低加速度条件（加速度電圧Ｖｂ＝６０Ｖ、ビーム電流Ｉｂ＝６０ｍＡ）として形成した場合の磁気抵抗効果素子についてのものである。形成された酸化物層２１の膜面垂直方向の面間隔は０．２４１ｎｍであった。
実施例１８−１〜１８−８は、酸化物層２１の形成工程として、鉄を１．０ｎｍ及び亜鉛を０．６ｎｍスパッタ法で成膜した後、イオンビームアシスト酸化のビーム条件を低加速度条件（加速度電圧Ｖｂ＝６０Ｖ、ビーム電流Ｉｂ＝６０ｍＡ）とし、さらに、イオンビームアシスト酸化後に、アルゴンプラズマの照射を行った場合の磁気抵抗効果素子についてのものである。実施例１８−１〜１８−８では、アルゴンプラズマ照射プロセスの投入電力を高加速度条件の５、１０、２０、４０、６０、８０、１００、１２０Ｗと変えることにより、表１２に示すようにそれぞれ、０．２４２、０．２４５、０．２４７、０．２４９、０．２５２、０．２５５、０．２６、０．２６１ｎｍを示す面間隔を有する酸化物層２１の作製に成功した。
その他の構成は、下記に示すように、第１の実施形態に係る磁気抵抗効果素子と同様である。
下地層１２：Ｔａ［１ｎｍ］／Ｒｕ［２ｎｍ］
ピニング層１３：Ｉｒ２２Ｍｎ７８［７ｎｍ］
ピン層１４：Ｃｏ９０Ｆｅ１０［４．４ｎｍ］／Ｒｕ［０．９ｎｍ］／Ｆｅ５０Ｃｏ５０［４ｎｍ］
スペーサ層１６：Ｃｕ［１．５ｎｍ］
酸化物層２１：表１８に記載［１．５ｎｍ］
フリー層１８：Ｆｅ５０Ｃｏ５０［３ｎｍ］
表１８より、Ｚｎ−Ｆｅ−Ｏ膜を設けた実施例１８−１〜１８−８及び比較例１８−２は、比較例１８−１のスピンフィルタリング層を設けていない素子に比べて高いＭＲ変化率を確認することができた。また、酸化物層２１の膜面垂直方向の面間隔は、０．２４２ｎｍ〜０．２６ｎｍの範囲で特に高いＭＲ変化率を確認することができた。
このようなＭＲ変化率の酸化物層２１の膜面垂直方向の面間隔に対する依存性は、表１８に示した（Ｚｎ１５Ｆｅ８５）−Ｏ膜のＺｎ添加量が１５ａｔ．％の場合のみでなく、（ＺｎXＦｅ１−X）−Ｏ膜においてＺｎ添加量が０．５ａｔ．％〜５０ａｔ．％の場合でも同様に０．２４２ｎｍ〜０．２６ｎｍの範囲で高いＭＲ変化率を確認することができた。また、表１８に示した（Ｚｎ１５Ｆｅ８５）−Ｏ膜以外にも、Ｆｅ−Ｏ膜やＦｅ−Ｏ膜にＺｎ以外の添加元素としてＩｎ、Ｓｎ、Ｃｄ、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ａｌ、Ｓｉ、Ｍｇ、Ｐｔ、Ｐｄ、Ａｇ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｔａを０．５ａｔ．％〜５０ａｔ．％の添加量で添加した酸化物層２１においても同様に０．２４２ｎｍ〜０．２６ｎｍの範囲で高いＭＲ変化率を確認できている。
ここで、酸化物層の面間隔は、断面ＴＥＭの明視野像で観察された酸化物層の面間隔を直接計測することで確認する以外に、磁気抵抗効果素子１０の断面ＴＥＭ試料に対して、酸化物層部分に１ｎｍ程度に電子ビームを絞り込んで照射し、ナノディフラクションパターンをとることによっても、計測することができる。また、磁気抵抗効果素子１０の断面ＴＥＭの明視野像の酸化物層部分に、ＦＦＴ（高速フーリエ変換）処理を行うことによっても、計測することができる。
ここで、前述したように酸化物層２１の結晶構造は、磁気抵抗効果素子１０の断面ＴＥＭ試料に対して、酸化物層部分に１ｎｍ程度に電子ビームを絞り込んで照射し、ナノディフラクションパターンをとることによって解析できる。実施例１８−１〜１８−８の試料のナノディフラクションパターンを測定した結果、ＮａＣｌ構造の（１１１）面配向もしくはスピネル構造の（１１１）面配向に対応したディフラクションパターンを確認することができた。よって、酸化物層に含まれる金属酸化物の結晶配向は、（１１１）面配向であり、（１１１）面の面間隔が０．２４２ｎｍ以上０．２６ｎｍ以下であると、特に高いＭＲ変化率を示すことが確認された。
また、実施例１８−５の酸化物層の結晶配向分散角は５°であった。この結晶配向分散は少ないほど、高いＭＲ変化率を得ることができ、望ましい。１０°以下が望ましく、実施例１８−５のように５°以下がさらに望ましい。
実施例１８−５の磁気抵抗効果素子１０の断面ＴＥＭ観察結果より、スペーサ層とフリー層の間に酸化物層２１が均一に形成されていることが確認できた。
（第１９の実施形態）
次に、第１９の実施形態に係る磁気抵抗効果素子について説明する。
本実施形態に係る磁気抵抗効果素子の構成は、図５に示すような第１９の実施形態に係るものと同様であるが、第１９の実施形態との違いは酸化物層２１に用いた材料をＺｎ−Ｆｅ−Ｏ膜からＺｎ−ＦｅＣｏ−Ｏ膜に変更した点である。本発明者らは、酸化物層２１の表面酸化の条件を鋭意検討することにより、Ｚｎ−ＦｅＣｏ−Ｏ膜においても異なる面間隔を有する酸化物層の作製に成功した。
表１９は、Ｚｎ−ＦｅＣｏ−Ｏ膜の作製プロセスの違いによる膜面垂直方向の面間隔の変化と、面間隔を変化させた場合における第１９の実施形態に係る磁気抵抗効果素子のＭＲ変化率及び面積抵抗を示したものである。ここで、酸化物層の面間隔は、磁気抵抗効果素子１０の断面ＴＥＭの明視野像で観察された酸化物層を直接計測することで確認した。
表１９に示すように、比較例１９−１は、酸化物層２１が形成されていない磁気抵抗効果素子についてのものである。比較例１９−２は、酸化物層２１の形成工程として、Ｆｅ５０Ｃｏ５０を１．０ｎｍ及び亜鉛を０．６ｎｍスパッタ法で成膜した後、イオンビームアシスト酸化のビーム条件を低加速度条件（加速度電圧Ｖｂ＝６０Ｖ、ビーム電流Ｉｂ＝６０ｍＡ）として形成した場合の磁気抵抗効果素子についてのものである。形成された酸化物層２１の膜面垂直方向の面間隔は０．２４１ｎｍであった。
実施例１９−１〜１９−８は、酸化物層２１の形成工程として、Ｆｅ５０Ｃｏ５０を１．０ｎｍ及び亜鉛を０．６ｎｍスパッタ法で成膜した後、イオンビームアシスト酸化のビーム条件を低加速度条件（加速度電圧Ｖｂ＝６０Ｖ、ビーム電流Ｉｂ＝６０ｍＡ）とし、さらに、イオンビームアシスト酸化後に、アルゴンプラズマの照射を行った場合の磁気抵抗効果素子についてのものである。実施例１９−１〜１９−８では、アルゴンプラズマ照射プロセスの投入電力を高加速度条件の５、１０、２０、４０、６０、８０、１００、１２０Ｗと変えることにより、表１９に示すように０．２４２、０．２４５、０．２４７、０．２４９、０．２５２、０．２５５、０．２６、０．２６１ｎｍを示す面間隔を有する酸化物層の作製に成功した。
その他の構成は、下記に示すように、第１９の実施形態に係る磁気抵抗効果素子と同様である。
下地層１２：Ｔａ［１ｎｍ］／Ｒｕ［２ｎｍ］
ピニング層１３：Ｉｒ２２Ｍｎ７８［７ｎｍ］
ピン層１４：Ｃｏ９０Ｆｅ１０［４．４ｎｍ］／Ｒｕ［０．９ｎｍ］／Ｆｅ５０Ｃｏ５０［４ｎｍ］
スペーサ層１６：Ｃｕ［１．５ｎｍ］
酸化物層２１：表１９に記載［１．５ｎｍ］
フリー層１８：Ｆｅ５０Ｃｏ５０［３ｎｍ］
表１９より、Ｚｎ−ＦｅＣｏ−Ｏ膜を設けた実施例１９−１〜１９−８及び比較例１９−２は、比較例１９−１のスピンフィルタリング層を設けていない素子に比べて高いＭＲ変化率を確認することができた。また、酸化物層２１の膜面垂直方向の面間隔は、０．２４２ｎｍ〜０．２６ｎｍの範囲で特に高いＭＲ変化率を確認することができた。
このようなＭＲ変化率の酸化物層２１の膜面垂直方向の面間隔に対する依存性は、表１８に示した（Ｚｎ１５（Ｆｅ５０Ｃｏ５０）８５）−Ｏ膜のＺｎ添加量が１５ａｔ．％の場合のみでなく、（Ｚｎｘ（Ｆｅ５０Ｃｏ５０）１−ｘ）−Ｏ膜においてＺｎ添加量が０．５ａｔ．％〜５０ａｔ．％の場合でも同様に０．２４２ｎｍ〜０．２６ｎｍの範囲で高いＭＲ変化率を確認することができた。
また、表１８に示した（Ｚｎ１５（Ｆｅ５０Ｃｏ５０）８５）−Ｏ膜以外にも、（Ｆｅ５０Ｃｏ５０）−Ｏ膜や（Ｆｅ５０Ｃｏ５０）−Ｏ膜にＺｎ以外の添加元素としてＩｎ、Ｓｎ、Ｃｄ、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ａｌ、Ｓｉ、Ｍｇ、Ｐｔ、Ｐｄ、Ａｇ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｔａを０．５ａｔ．％〜５０ａｔ．％の添加量で添加した酸化物層２１においても同様に０．２４２ｎｍ〜０．２６ｎｍの範囲で高いＭＲ変化率を確認できている。また、（ＦｅｘＣｏ１−ｘ）−Ｏ膜で表される酸化物層２１に含まれるＦｅXＣｏ１−X合金の組成Ｘが１０ａｔ．％〜１００ａｔ．％の範囲で同様に０．２４２ｎｍ〜０．２６ｎｍの範囲で高いＭＲ変化率を確認できた。
また、（ＦｅｘＣｏ１−ｘ）ＹＭ１−Ｙ−Ｏ膜（Ｘ＝１０ａｔ．％〜１００ａｔ．％）で表される酸化物層２１に添加元素ＭとしてＩｎ、Ｓｎ、Ｃｄ、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ａｌ、Ｓｉ、Ｍｇ、Ｐｔ、Ｐｄ、Ａｇ、Ｚｒ、Ｈｆ、ＴａをＹ＝０．５ａｔ．％〜５０ａｔ．％の添加量で添加した酸化物層２１においても同様に０．２４２ｎｍ〜０．２６ｎｍの範囲で高いＭＲ変化率を確認できた。
ここで、酸化物層の面間隔は、断面ＴＥＭの明視野像で観察された酸化物層の面間隔を直接計測することで確認する以外に、磁気抵抗効果素子１０の断面ＴＥＭ試料に対して、酸化物層部分に１ｎｍ程度に電子ビームを絞り込んで照射し、ナノディフラクションパターンをとることによっても計測することができる。また、磁気抵抗効果素子１０の断面ＴＥＭの明視野像の酸化物層部分に、ＦＦＴ（高速フーリエ変換）処理を行うことによっても、計測することができる。
ここで、前述したように酸化物層２１の結晶構造は、磁気抵抗効果素子１０の断面ＴＥＭ試料に対して、酸化物層部分に１ｎｍ程度に電子ビームを絞り込んで照射し、ナノディフラクションパターンをとることによっても、解析できる。実施例１９−１〜１９−８の試料のナノディフラクションパターンを測定した結果、ＮａＣｌ構造の（１１１）面配向もしくはスピネル構造の（１１１）面配向に対応したディフラクションパターンを確認することができた。よって、酸化物層に含まれる金属酸化物の結晶配向は、（１１１）面配向であり、（１１１）面の面間隔が０．２４２ｎｍ以上０．２６ｎｍ以下であると、特に高いＭＲ変化率を示すことが確認された。
また、実施例１９−５の酸化物層の結晶配向分散角は５°であった。この結晶配向分散は少ないほど、高いＭＲ変化率を得ることができ、望ましい。１０°以下が望ましく、実施例１９−５のように５°以下がさらに望ましい。
実施例１９−５の磁気抵抗効果素子１０の断面ＴＥＭ観察結果より、スペーサ層とフリー層との間に酸化物層２１が均一に形成されていることが確認できた。
（第２０の実施形態）
次に、第２０の実施形態に係る磁気抵抗効果素子について説明する。
図１５は、第２０の実施形態に係る磁気抵抗効果素子を例示する斜視図である。
図１５に示すように、本実施形態に係る磁気抵抗効果素子は、ピン層１４がフリー層１８よりも上に設けられたトップスピンバルブ型の構造であることが第１の実施形態と異なる。
このようなトップスピンバルブ構造を用いた場合でも、ＮａＣｌ構造、もしくはＭｅＸＯＹ型（Ｙ／Ｘ≦４／３）で表されるスピネル構造を有する酸化物層を設けることにより、高いスピン依存界面散乱を発現し、ＭＲ変化率を大きく向上することができる。
よって、高集積化を図ることができる磁気抵抗効果素子を提供することができる。
（第２１の実施形態）
次に、第２１の実施形態に係る磁気抵抗効果素子について説明する。
図１６は、第２１の実施形態に係る磁気抵抗効果素子を例示する分解斜視図である。
図１６に示すように、本実施形態に係る磁気抵抗効果素子は、フリー層上にスペーサ層が設けられ、スペーサ層上に酸化物層が設けられている。そして、酸化物層上には再びフリー層が設けられている。すなわち、本実施形態に係る磁気抵抗効果素子においては、ピン層を有しておらず、２層のフリー層で形成されている点が第１の実施形態と異なる。
このような磁気抵抗効果素子では、磁気ディスクからの磁界が加わっていない状態におけるフリー層１８１とフリー層１８２の磁化が９０°になるようにバイアスされており、磁気ディスクからの磁界によって、２層のフリー層の相対角度が変化することにより、再生ヘッドとして用いることができる。このような９０°の磁化アライメントは、スペーサ層を介した磁気結合とハードバイアスなどの組合せなどで得ることができる。
ここで、酸化物層２１はスペーサ層の上部又はフリー層の下部に設けられている。
このような２層のフリー層からなる磁気抵抗効果素子を用いた場合でも、ＮａＣｌ構造、もしくはＭｅＸＯＹ（Ｘ／Ｙ≦４／３）で表されるスピネル構造を有する酸化物層を設けることにより、高いスピン依存界面散乱を発現し、ＭＲ変化率を大きく向上することができる。
よって、高集積化を図ることができる磁気抵抗効果素子を提供することができる。
（第２２の実施形態）
次に、第２２の実施形態に係る磁気抵抗効果素子について説明する。
図１７は、第２２の実施形態に係る磁気抵抗効果素子を例示する斜視図である。
図１７に示すように、本実施形態に係る磁気抵抗効果素子は、ピン層１４ａ上にスペーサ層１６ａが設けられ、スペーサ層１６ａ上に、フリー層１８ａが設けられている。スペーサ層１６ａの上部又はフリー層１８ａの下部に酸化物層２１ａが設けられている。ここまでは、第１の実施形態と同様である。しかし、フリー層１８ａ上に中間層５１が設けられ、中間層５１上に、第１の実施形態と逆の構成、すなわち、フリー層１８ｂ、スペーサ層１６ｂ、ピン層１４ｂがこの順で設けられている。そして、フリー層１８ｂの上部又はスペーサ層１６ｂの下部に、酸化物層２１ｂが設けられている。
したがって、スペーサ層に接したピン層の磁化方向が逆に固着された２つの磁気抵抗効果素子を直列に接続した差動型構造を有している点が第１の実施形態と異なる。このような磁気抵抗効果素子では、接続された２つの磁気抵抗効果素子の抵抗変化が外部磁界に対して逆極性で振舞う。そのため、垂直磁気記録媒体において媒体磁化の向きが上向きと下向きが隣り合う、磁化遷移領域において出力が得られる。すなわち、差動型の媒体磁界検出を行うことができる。
なお、中間層５１には、例えば５ｎｍの膜厚の銅膜を用いることができる。中間層５１として、その他、金、銀、ルテニウム、イリジウム、オスミウム、レニウム、ロジウム、タンタルなどの非磁性金属を用いてもよい。また、中間層５１として、コバルト、鉄及びニッケルからなる群より選択された強磁性金属の層と、ルテニウム、イリジウム、オスミウム、レニウム及びロジウムからなる群より選択された強磁性金属の層と、これらの層間に配置した際に反強磁性結合を生ずる金属の層との積層体で形成してもよい。この場合は、フリー層１８ａとフリー層１８ｂの磁化方向を反平行結合とすることができる。
このような差動型の磁気抵抗効果素子を用いた場合でも、ＮａＣｌ構造、もしくはＭｅＸＯＹ（Ｙ／Ｘ≦４／３）で表されるスピネル構造を有する酸化物層を設けることにより、高いスピン依存界面散乱を発現し、ＭＲ変化率を大きく向上することができる。
よって、高集積化を図ることができる磁気抵抗効果素子を提供することができる。
（第２３の実施形態）
次に、第２３の実施形態に係る磁気抵抗効果素子について説明する。本実施形態は、第１の実施形態に係る磁気抵抗効果素子の製造方法についてのものである。
図１８は、第２３の実施形態に係る磁気抵抗効果素子の製造方法を例示するフローチャート図である。以降、本実施形態に係る磁気抵抗効果素子１０の製造方法について説明する。本実施形態においては、各層の形成方法として、ＤＣマグネトロンスパッタ、ＲＦマグネトロンスパッタ等のスパッタ法、イオンビームスパッタ法、蒸着法、ＣＶＤ（Chemical Vapor Deposition）法、およびＭＢＥ（Molecular Beam Epitaxy）法などを用いることができる。
図１８に示すように、ステップＳ１１では、基板（図示せず）上に、電極１１を微細加工プロセスによって前もって形成しておく。次に、電極１１上に下地層１２として例えば、Ｔａ［１ｎｍ］／Ｒｕ［２ｎｍ］を形成する。Ｔａは下電極の荒れを緩和等するためのバッファ層１２ａに相当する。Ｒｕはその上に形成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１２ｂに相当する。
ステップＳ１２では、下地層１２上にピニング層１３を形成する。ピニング層１３の材料としては、ＩｒＭｎ、ＰｔＭｎ、ＰｄＰｔＭｎ、又はＲｕＲｈＭｎ等の反強磁性材料を用いることができる。
ステップＳ１３では、ピニング層１３上にピン層１４を形成する。ピン層１４は、例えば、下部ピン層１４１（Ｃｏ７５Ｆｅ２５［４．４ｎｍ］）、磁気結合層１４２（Ｒｕ）、および上部ピン層１４３（Ｆｅ５０Ｃｏ５０［４ｎｍ］）からなるシンセティックピン層とすることができる。
ステップＳ１４では、ピン層１４上に第１の金属層を形成する。第１の金属層は、Ａｕ、Ａｇ、Ｃｕ、及びＺｎのいずれかの金属を用いて形成する。
ステップＳ１５では、スペーサ層１６上に酸化物層２１を形成する。一例を挙げると、スペーサ層１６上にＦｅとＺｎの金属層を成膜する。ここで、ＦｅとＺｎの金属層は、Ｆｅ／ＺｎやＺｎ／Ｆｅや（Ｆｅ／Ｚｎ）×２のようなＦｅ層とＺｎ層の積層体としても良いし、Ｚｎ５０Ｆｅ５０のような合金の単層としてもよい。ここで、酸化物層の母材料としては、Ｚｎ、Ｉｎ、Ｓｎ及びＣｄからなる群より選択された少なくとも１種の材料並びにＦｅ、Ｃｏ及びＮｉからなる群より選択された少なくとも１種の金属を含む金属層を成膜することができる。
次に、ステップＳ１５の続きとして、ＺｎとＦｅを含む金属材料に酸化処理を施す。この酸化処理は、希ガスなどのイオンビームまたはプラズマを金属材料層に照射しながら、酸素を供給して行う、イオンアシスト酸化（ＩＡＯ：Ion assisted Oxidation）を用いることができる。また、上記のイオンアシスト酸化処理において、酸素ガスをイオン化またはプラズマ化してもよい。イオンビームの照射による金属材料層へのエネルギーアシストにより、安定で均一な酸化物層を機能層２１として形成することができる。また、一層の酸化層２１を形成するに当たり、上述した金属材料層の形成と酸化処理を数回繰り返して行ってもよい。
この場合、所定の膜厚の機能層２１を一度の成膜および酸化処理で作製するのではなく、膜厚を分割して薄い膜厚の金属材料層に酸化処理を行うほうが好ましい。
また、ＺｎとＦｅを含む金属材料層を酸素雰囲気に晒す自然酸化を用いてもよい。ただし、安定な酸化物を形成するためには、エネルギーアシストを用いた酸化方法のほうが好ましい。
また、ＺｎとＦｅの金属材料を積層体とした場合は、均一に混合されたＺｎとＦｅの酸化物層２１を形成する上で、イオンビームの照射を行いながら酸化したほうが好ましい。また、ＮａＣｌ構造を有する(Ｚｎ１５Ｆｅ８５)０．９５Ｏ１やスピネル構造を有する(Ｚｎ１５Ｆｅ８５)3Ｏ4の酸化物ターゲットをスパッタで形成しても良い。
また、前述した酸化物ターゲットを用いてスパッタで成膜した後に、追加酸化処理や還元処理を組み合わせても良い。このような追加処理を行うことで、最も高いスピン依存散乱効果を発揮するＦｅ―Ｚｎ混合酸化物の酸素濃度に調整することができる。
希ガスなどのイオンビームまたはプラズマを用いる場合、当該希ガスは、例えば、アルゴン、キセノン、ヘリウム、ネオンおよびクリプトンから成る群より選択される少なくとも１つを含むガスを使用することができる。
なお、エネルギーアシストの方法として、イオンビームの照射以外に加熱処理などを行ってもよい。この場合、たとえば、金属材料層を成膜後に１００℃〜３００℃の温度で加熱しながら、酸素を供給してもよい。
以下、酸化物層２１を形成する酸化処理において、イオンビームアシスト酸化処理を行った場合のビーム条件について説明する。酸化処理により、酸化物層２１を形成する際に前述した希ガスをイオン化またはプラズマ化して照射する場合、その加速電圧Ｖを３０Ｖ〜１３０Ｖ、ビーム電流Ｉｂを２０ｍＡ〜２００ｍＡに設定することが好ましい。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。イオンビームの換わりにＲＦプラズマなどのプラズマを用いても同様に酸化物層２１を形成することができる。
イオンビームの入射角度は、膜面に対して垂直に入射する場合を０°、膜面に平行に入射する場合を９０°と定義して、０°〜８０°の範囲で適宜変更する。この工程による処理時間は１５秒〜１２００秒が好ましく、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、磁気抵抗効果素子の生産性が劣るため好ましくない。これらの観点から、処理時間は３０秒から６００秒が好ましい。
イオン又はプラズマを用いた酸化処理の場合、酸素暴露量はＩＡＯの場合には１×１０３〜１×１０４Ｌ（Ｌａｎｇｍｉｕｒ、１Ｌ＝１×１０−６Ｔｏｒｒ×ｓｅｃ）が好ましい。自然酸化の場合には３×１０３Ｌ〜３×１０４Ｌが好ましい。
ステップＳ１５の続きとして、還元性ガスを用いた還元処理を行ってもよい。還元性ガスとしては、アルゴン、ヘリウム、ネオン、クリプトンまたはキセノンのイオン、プラズマまたはラジカル、または水素または窒素の分子、イオン、プラズマまたはラジカルの少なくとも何れかを含むガスを使用することができる。特に還元性ガスとして、アルゴン、ヘリウム、ネオン、クリプトンまたはキセノンのイオンまたはプラズマ、または水素または窒素のイオンまたはプラズマの少なくとも何れかを含むガスを使用することが好ましい。
さらに、還元性ガスとしては、アルゴンのイオンまたはプラズマの少なくとも何れかを含むガスを使用することが好ましい。この還元処理によって、酸化処理後の母材料から成る膜の酸素濃度を調整することができ、スピンフィルタリング効果を最も強く発現できる濃度に調整することができる。
還元処理は、酸化処理後の母材料から成る膜を加熱しながら行うことができる。例えば、１００℃から３００℃に加熱した母材料に対して還元処理を行うことができる。加熱することで、より効率的に還元処理を行うことができる。ここで、還元処理後の膜に対して、さらにアルゴンイオンの照射、アルゴンプラズマの照射および加熱から成る群より選択される少なくとも１つの水分除去処理を施すことができる。これによって、還元処理の際に生成する水分を除去することができる。
また、酸化物層２１の作製において、上記の工程を終えた後、酸化処理と還元処理とを再度繰り返すことができる。生成した水の除去と還元処理とを交互に繰り返すことで、より効率的に膜を還元することができる。
このような還元処理について、特にＡｒイオンビーム照射を行った場合のビーム条件を以下に説明する。還元処理により、機能層２１を形成する際に前述した希ガスをイオン化またはプラズマ化して照射する場合、その加速電圧Ｖを３０Ｖ〜１３０Ｖ、ビーム電流Ｉｂを２０ｍＡ〜２００ｍＡに設定することが好ましい。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。イオンビームの換わりにＲＦプラズマなどのプラズマを用いても同様に機能層２１を形成することができる。イオンビームの入射角度は、膜面に対して垂直に入射する場合を０°、膜面に平行に入射する場合を９０°と定義して、０°〜８０°の範囲で適宜変更する。この工程による処理時間は１５秒〜１２００秒が好ましく、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、磁気抵抗効果素子の生産性が劣るため好ましくない。これらの観点から、処理時間は３０秒から６００秒が好ましい。
ステップＳ１６では、第２の金属層状にフリー層１８を形成する。フリー層１８としては、例えば、Ｆｅ５０Ｃｏ５０［１ｎｍ］／Ｎｉ９０Ｆｅ１０［３ｎｍ］を形成する。
ステップＳ１７では、フリー層１８上にキャップ層１９を形成する。キャップ層１９としては、例えば、Ｃｕ［１ｎｍ］／Ｒｕ［１０ｎｍ］を形成する。
ステップＳ１８では、アニール処理を行う。
その後に、キャップ層１９上に磁気抵抗効果素子１０へ垂直通電するための電極２０を形成する。
本実施形態によって、ＭＲ変化率を増大させることができ、高集積化を図ることができる磁気抵抗効果素子を提供することができる。
（第２４の実施形態）
次に、第２４の実施形態について説明する。本実施形態は磁気ヘッドの実施形態である。
図１９及び図２０は、第２４の実施形態に係る磁気ヘッドを例示する断面図である。
図１９は、磁気記録媒体（図示せず）に対向する媒体対向面（ＡＢＳ面）に対してほぼ平行な方向に磁気抵抗効果素子１０を切断した断面図である。図１８は、磁気抵抗効果素子１０をＡＢＳ面に対して垂直な方向に切断した断面図である。
図１９および図２０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。磁気抵抗効果素子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１９において、磁気抵抗効果素子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２０に示すように、磁気抵抗効果素子１０のＡＢＳ面には保護層４３が設けられている。
磁気抵抗効果素子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および上電極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により、磁気抵抗効果素子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、磁気抵抗効果素子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。
よって、ＭＲ変化率を高くすることができる磁気ヘッドを提供することができる。
（第２５の実施形態）
次に、第２５の実施形態について説明する。本実施形態は、磁気記録再生装置の実施形態である。
図２１は、第２５の実施形態に係る磁気記録再生装置を例示する斜視図である。
図２１に示すように、実施形態に係る磁気記録再生装置３１０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。磁気記録媒体２３０は、スピンドルモータ３３０に設けられ、駆動制御部（図示せず）からの制御信号に応答するモータ（図示せず）により媒体移動方向Ａの方向に回転する。磁気記録再生装置３１０は、複数の磁気記録媒体２３０を備えてもよい。
図２２は、第２５の実施形態に係る磁気ヘッドが設けられたヘッドスライダを例示する斜視図である。
磁気記録媒体２３０に格納する情報の記録再生を行うヘッドスライダ２８０は、図２２に示すように、磁気抵抗効果素子１０を備えた磁気ヘッド１４０がヘッドスライダ２８０に設けられる。ヘッドスライダ２８０は、Ａｌ２Ｏ３／ＴｉＣなどからなり、磁気ディスクなどの磁気記録媒体２３０の上を、浮上又は接触しながら相対的に運動できるように設計されている。
ヘッドスライダ２８０は薄膜状のサスペンション３５０の先端に取り付けられている。ヘッドスライダ２８０の先端付近には、磁気ヘッド１４０が設けられている。
磁気記録媒体２３０が回転すると、サスペンション３５０により押し付け圧力とヘッドスライダ２８０の媒体対向面（ＡＢＳ）で発生する圧力とがつりあう。ヘッドスライダ２８０の媒体対向面は、磁気記録媒体２３０の表面から所定の浮上量をもって保持される。ヘッドスライダ２８０が磁気記録媒体２３０と接触する「接触走行型」としてもよい。
サスペンション３５０は、駆動コイル（図示せず）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３６０の一端に接続されている。アクチュエータアーム３６０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３７０が設けられている。ボイスコイルモータ３７０は、アクチュエータアーム３６０のボビン部に巻き上げられた駆動コイル（図示せず）と、この駆動コイルを挟み込むように対向して設けられた永久磁石及び対向ヨークからなる磁気回路から構成することができる。
アクチュエータアーム３６０は、軸受部３８０の上下２箇所に設けられたボールベアリング（図示せず）によって保持され、ボイスコイルモータ３７０により回転摺動が自在にできるようになっている。その結果、磁気ヘッド１４０を磁気記録媒体２３０の任意の位置に移動可能となる。
以上のような構成によって、高集積化を図ることができる磁気ヘッドを提供することができる。
（第２６の実施形態）
次に、第２６の実施形態について説明する。本実施形態は、磁気ヘッドアセンブリの実施形態である。
図２３（ａ）は、第２６の実施形態に係る磁気ヘッドアセンブリを組み込んだヘッドスタックアセンブリを例示する斜視図であり、図２３（ｂ）は、第２６の実施形態に係る磁気ヘッドアセンブリを例示する斜視図である。
図２３（ａ）に示すように、ヘッドスタックアセンブリ３９０は、軸受部３８０と、この軸受部３８０から延出したヘッドジンバルアセンブリ４００と、軸受部３８０からヘッドジンバルアセンブリ４００と反対方向に延出しているとともにボイスコイルモータのコイル４１０を支持した支持フレーム４２０を有する。
図２３（ｂ）に示すように、ヘッドジンバルアセンブリ４００は、軸受部３８０から延出したアクチュエータアーム３６０と、アクチュエータアーム３６０から延出したサスペンション３５０とを有する。
サスペンション３５０の先端には、実施形態に係る磁気記録ヘッド１４０を有するヘッドスライダ２８０が設けられている。
実施形態に係る磁気ヘッドアセンブリ（ヘッドジンバルアセンブリ（ＨＧＡ））４００は、実施形態に係る磁気記録ヘッド１４０と、磁気記録ヘッド１４０が設けられたヘッドスライダ２８０と、ヘッドスライダ２８０を一端に搭載するサスペンション３５０と、サスペンション３５０の他端に接続されたアクチュエータアーム３６０とを備える。
サスペンション３５０は、信号の書き込み及び読み取り用、浮上量調整のためのヒータ用、ＳＴＯ１０用のリード線（図示せず）を有し、このリード線とヘッドスライダ２８０に組み込まれた磁気記録ヘッド１４０の各電極とが電気的に接続される。電極パッド（図示せず）はヘッドジンバルアセンブリ４００に設けられる。本実施形態では、電極パッドは８個設けられる。主磁極のコイル用の電極パッドが２つ、磁気再生素子用の電極パッドが２つ、ＤＦＨ（ダイナミックフライングハイト）用の電極パッドが２つ、ＳＴＯ１０用の電極パッドが２つ設けられている。
信号処理部（図示せず）が、図２１に示す磁気記録再生装置３１０の図面中の背面側に設けられる。信号処理部は、磁気記録ヘッド１４０を用いて磁気記録媒体２３０への信号の書き込みと読み出しを行う。信号処理部の入出力線は、ヘッドジンバルアセンブリ４００の電極パッドに接続され、磁気記録ヘッド１４０と電気的に結合される。
実施形態に係る磁気記録再生装置３１０は、磁気記録媒体２３０と、磁気記録ヘッド１４０と、磁気記録媒体２３０と磁気記録ヘッド１４０とを離間させ、又は、接触させた状態で対峙させながら相対的に移動可能とした可動部と、磁気記録ヘッド１４０を磁気記録媒体２３０の所定記録位置に位置あわせする位置制御部と、磁気記録ヘッド１４０を用いて磁気記録媒体２３０への書き込みと読み出しを行う信号処理部とを備える。
上記の磁気記録媒体２３０として、磁気記録媒体２３０が用いられる。上記の可動部は、ヘッドスライダ２８０を含むことができる。上記の位置制御部は、ヘッドジンバルアセンブリ４００を含むことができる。
磁気記録再生装置３１０は、磁気記録媒体２３０と、ヘッドジンバルアセンブリ４００と、ヘッドジンバルアセンブリ４００に搭載された磁気記録ヘッド１４０を用いて磁気記録媒体２３０への信号の書き込みと読み出しを行う信号処理部とを備える。
実施形態として上述した磁気ヘッドおよび磁気記録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、磁気記録再生装置および磁気メモリも同様に本発明に係る磁気抵抗効果素子を用いることができる。
実施形態では、ボトム型の磁気抵抗効果素子１０について説明したが、ピン層１４がスペーサ層１６よりも上に形成されたトップ型の磁気抵抗効果素子１０でも実施形態の効果を得ることができる。
（第２７の実施形態）
次に、第２７の実施形態について説明する。
本実施形態は、前述の第１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のものである。すなわち、前述の第１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（Magnetic Random Access Memory：ＭＲＡＭ）などの磁気メモリを実現できる。
図２４は、第２７の実施形態に係る磁気メモリを例示する回路図である。
図２４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５５０、行デコーダ５５１が備えられており、ビット線５３４とワード線５３２によりスイッチングトランジスタ５３０がオンになり一意に選択され、センスアンプ５５２で検出することにより磁気抵抗効果素子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５２３とビット線５２２に書き込み電流を流して発生する磁場を印加する。
図２５は、第２７の実施形態に係る磁気メモリの要部を例示する断面図である。
図２６は、図２５に示すＡ−Ａ’線による断面図である。
これらの図に示した構造は、図２３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。
図２５及び図２６に示すように、このメモリセルは、記憶素子部分５１１とアドレス選択用トランジスタ部分５１２とを有する。
記憶素子部分５１１は、磁気抵抗効果素子１０と、これに接続された一対の配線５２２、５２４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、選択用トランジスタ部分５１２には、ビア５２６および埋め込み配線５２８を介して接続されたトランジスタ５３０が設けられている。このトランジスタ５３０は、ゲート５３２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５２３が、配線５２２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５２２、５２３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５２２、５２３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５２２と、磁気記録層を含む磁気抵抗効果素子１０と、下電極５２４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。
（第２８の実施形態）
次に、第２８の実施形態について説明する。
本実施形態は、前述の第１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のものである。
図２７は、第２８の実施形態に係る磁気メモリを例示する回路図である。
図２７に示すように、本実施形態においては、マトリクス状に配線されたビット線５２２とワード線５３４とが、それぞれデコーダ５６０、５６１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５２２と書き込みワード線５２３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。
第２０の実施形態に係る磁気メモリにおける上記以外の構成は、前述した第２７の実施形態と同様であるので、説明を省略する。
以上説明した実施形態によれば、ＭＲ変化率が高い磁気抵抗効果素子、磁気ヘッドアセンブリ、磁気記録装置及び磁気記憶装置を実現することができる。
以上、本発明のいくつかの実施形態を説明したが、これらの実施形態は、例として提示したものであり、発明の範囲を限定することは意図していない。これら新規な実施形態は、その他の様々な形態で実施されることが可能であり、発明の要旨を逸脱しない範囲で、種々の省略、置き換え、変更を行うことができる。これら実施形態やその変形は、発明の範囲や要旨に含まれるとともに、特許請求の範囲に記載された発明及びその等価物の範囲に含まれる。また、前述の各実施形態は、相互に組み合わせて実施することができる。
１０…磁気抵抗効果素子、１１…下電極、１２…下地層、１３…ピニング層、１４…ピン層（磁化固着層）、１４ａ…ピン層、１４ｂ…ピン層、１５…下部金属層、１６…スペーサ層、１６ａ…スペーサ層、１６ｂ…スペーサ層、１７…上部金属層、１８…フリー層（磁化自由層）、１８ａ…フリー層、１８ｂ…フリー層、１９…キャップ層、２０…上電極、２１…酸化物層、２１ａ…酸化物層、２１ｂ…酸化物層、２４…電流パス、２５…絶縁層、２９…非磁性層、３１…電流狭窄層、３２…絶縁体、３３…メタルパス、４１…バイアス磁界印加膜、４２…絶縁膜、４３…保護層、１４０…磁気ヘッド、１４１…下部ピン層、１４２…磁気結合層、１４３…上部ピン層、１６１…フリー層、１８２…フリー層、２３０…磁気記録媒体、２７０…媒体移動方向、２８０…ヘッドスライダ、２９０…空気流入側、３００…空気流出側、３１０…磁気記録再生装置、３３０…スピンドルモータ、３５０…サスペンション、３６０…アクチュエータアーム、３７０…ボイスコイルモータ、３８０…軸受部、３８５…信号処理部、３９０…ヘッドスタックアセンブリ、４００…磁気ヘッドアセンブリ（ヘッドジンバルアセンブリ（ＨＧＡ））、４１０…コイル、４２０…支持フレーム、５１１…記憶素子部分、５１２…アドレス選択用トランジスタ部分、５２２…ビット線、５２３…ワード線、５２４…配線、５２６…ビア、５２８…埋め込み配線、５３０…トランジスタ、５３２…ワード線、５３４…ビット線、５５０…列デコーダ、５５１…行デコーダ、５５２…センスアンプ、５６０…デコーダ、５６１…デコーダ、Ｐ１１…ピーク、Ｐ１２…ピーク、Ｐ２１…ピーク、Ｐ２２…ピーク、Ｐ２３…ピーク

Claims (16)

  1. 積層体と、
    前記積層体の積層方向に電流を流すための一対の電極と、
    を備え、
    前記積層体は、
    第１の磁性層と、
    第２の磁性層と、
    前記第１の磁性層と前記第２の磁性層との間に配置されたスペーサ層と、
    を有し、
    前記第１の磁性層、前記第２の磁性層及び前記スペーサ層の少なくとも１つの層は酸化物層を含み、
    前記酸化物層は、金属酸化物からなり、
    前記金属酸化物の結晶配向は（１１１）面配向であり、
    前記金属酸化物は、結晶構造がＮａＣｌ構造のＦｅ酸化物であるウスタイトを含むことを特徴とする磁気抵抗効果素子。
  2. 前記金属酸化物は、亜鉛、インジウム、スズ、カドミウム、コバルト、ニッケル、銅、チタン、バナジウム、クロム、マンガン、アルミニウム、シリコン、マグネシウム、白金、パラジウム、銀、ジルコニウム、ハフニウム及びタンタルからなる群より選択された少なくとも１つをさらに含むことを特徴とする請求項１記載の磁気抵抗効果素子。
  3. 積層体と、
    前記積層体の積層方向に電流を流すための一対の電極と、
    を備え、
    前記積層体は、
    第１の磁性層と、
    第２の磁性層と、
    前記第１の磁性層と前記第２の磁性層との間に配置されたスペーサ層と、
    を有し、
    前記第１の磁性層、前記第２の磁性層及び前記スペーサ層の少なくとも１つの層は酸化物層を含み、
    前記酸化物層は金属酸化物からなり、
    前記金属酸化物の結晶配向は（１１１）面配向であり、
    前記金属酸化物の結晶構造は、ＮａＣｌ構造であり、
    前記金属酸化物は、鉄、コバルト及びニッケルからなる群より選択された少なくとも１つの第１の元素並びに亜鉛、カドミウム、スズ及びインジウムからなる群より選択された少なくとも１つの第２の元素を含むことを特徴とする磁気抵抗効果素子。
  4. 積層体と、
    前記積層体の積層方向に電流を流すための一対の電極と、
    を備え、
    前記積層体は、
    第１の磁性層と、
    第２の磁性層と、
    前記第１の磁性層と前記第２の磁性層との間に配置されたスペーサ層と、
    前記第１の磁性層、前記第２の磁性層及び前記スペーサ層のいずれかと前記積層方向に積層された酸化物層と、
    を有し、
    前記酸化物層は、金属酸化物からなり、
    前記金属酸化物の結晶配向は（１１１）面配向であり、
    前記金属酸化物の結晶構造は、ＮａＣｌ構造であり、
    前記第１の磁性層および前記第２の磁性層の少なくともいずれかは、結晶構造がｂｃｃ構造またはアモルファスの磁性材料を含むことを特徴とする磁気抵抗効果素子。
  5. 前記酸化物層は、鉄、コバルト、ニッケル、マンガン、チタン、バナジウム、亜鉛、銀、パラジウム、白金、ルテニウム、サマリウム、タンタル及びカドミウムからなる群より選択された少なくとも１つの材料を含むことを特徴とする請求項４記載の磁気抵抗効果素子。
  6. 前記酸化物層は、鉄を含むことを特徴とする請求項４記載の磁気抵抗効果素子。
  7. 前記酸化物層は、鉄、コバルト及びニッケルからなる群より選択された少なくとも１つの金属並びに亜鉛、カドミウム、スズ及びインジウムからなる群より選択された少なくとも１つの材料を含むことを特徴とする請求項４記載の磁気抵抗効果素子。
  8. 前記酸化物層は、鉄及び亜鉛を含むことを特徴とする請求項３または４に記載の磁気抵抗効果素子。
  9. 前記酸化物層に含まれる金属材料中の亜鉛濃度は、原子百分率で０．５原子％以上５０原子％以下であることを特徴とする請求項８記載の磁気抵抗効果素子。
  10. 前記酸化物層の結晶配向分散は、５°以下であることを特徴とする請求項１〜９のいずれか１つに記載の磁気抵抗効果素子。
  11. 前記酸化物層の膜厚は、０．５ｎｍ以上４ｎｍ以下であることを特徴とする請求項１〜１０のいずれか１つに記載の磁気抵抗効果素子。
  12. 前記スペーサ層は、
    貫通孔が形成された絶縁材と、
    前記貫通孔内に埋め込まれた導電部材と、
    を有することを特徴とする請求項１〜１１のいずれか１つに記載の磁気抵抗効果素子。
  13. 前記スペーサ層は、
    上部金属層と、
    下部金属層と、
    を有し、
    前記酸化物層は、前記上部金属層と前記下部金属層との間に形成されていることを特徴とする請求項１〜１０のいずれか１つに記載の磁気抵抗効果素子。
  14. 前記第１の磁性層の磁化方向及び前記第２の磁性層の磁化方向は、外部磁場によって回転可能であることを特徴とする請求項１〜１３のいずれか１つに記載の磁気抵抗効果素子。
  15. 請求項１〜１４のいずれか１つに記載の磁気抵抗効果素子と、
    前記磁気抵抗効果素子を一端に搭載するサスペンションと、
    前記サスペンションの他端に接続されたアクチュエータアームと、
    を備えたことを特徴とする磁気ヘッドアセンブリ。
  16. 請求項１５に記載の磁気ヘッドアセンブリと、
    前記磁気ヘッドアセンブリに搭載された前記磁気抵抗効果素子を用いて情報が記録される磁気記録媒体と、
    を備えたことを特徴とする磁気記録装置。
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