JP6097344B2 - 磁気抵抗効果素子、磁気抵抗効果素子の製造方法、磁気ヘッド、および磁気記録再生装置 - Google Patents

Description

本発明の実施形態は、磁気抵抗効果素子、磁気抵抗効果素子の製造方法、磁気ヘッド、および磁気記録再生装置に関する。

ＨＤＤ(Hard Disk Drive)等の磁気記録装置では、再生素子としてＴＭＲ(Tunneling Magneto Resistance)素子が用いられる。このＴＭＲ素子は、磁化方向が固着された磁化固着層と、磁化方向が可変の磁化自由層と、磁化固着層と磁化自由層との間に設けられた中間層と、を備え、中間層としてトンネル伝導の酸化物を用いた構成を有している。

記録密度を増大させるためには、トラック幅を狭くすることが要求され、この要求に合わせて再生素子のトラック幅方向のサイズを縮小することが望まれる。

一方、再生素子のサイズを縮小しかつ高い転送レート、高いＳＮ比を得るためには、０．５ｋΩ〜１ｋΩの再生抵抗を維持することが望まれる。その結果、中間層の面積抵抗ＲＡを低減することが必要となる。面積抵抗ＲＡが低すぎるとスピントルクによるノイズの問題が発生し電流を増大させることが困難となり、高い出力を得ることが困難となる。したがって、面積抵抗ＲＡが０．１Ωμｍ^２〜０．２Ωμｍ^２のＴＭＲ素子が好ましい。しかし、ＴＭＲ素子の面積抵抗の低減は限界（ほぼ０．３Ωμｍ^２）に近づきつつあり、新たな中間層の構造または材料が望まれている。

中間層となる絶縁酸化層の一部にメタル導電パスを設けた電流狭窄構造が開発されている。しかし、この電流狭窄構造を用いた再生素子の微細化を進めると、導電パスの個数が減るため、面積抵抗のバラツキが大きくなる。

そこで、近年、電流狭窄構造とは異なるアプローチで、トンネル伝導とは異なる新たな低抵抗酸化物を含む中間層が提案されている。この低抵抗の酸化物層の第１例としてＣｕ／Ｚｎ−Ｏ／Ｚｎ、第２例としてＣｕ／Ｇａ−Ｏ／ＺｎＯ、第３例としてＣｕ／ＩｎＺｎＯ／Ｚｎを用いることが知られている。いずれの例においても、酸化物層の直下にＣｕまたはＡｇ等が使用されているので、ＭＲ比すなわちΔＲ／Ｒが１５％〜３０％であって、面積抵抗ＲＡが０．１Ωμｍ^２〜０．３Ωμｍ^２となっている。

一方、線記録密度方向の分解能を高めるには、ＴＭＲ素子を挟む２つの再生シールド間のギャップを狭めて、そのギャップ内に配置するＴＭＲ素子の厚さを減らすことが望まれる。しかし、現状の再生素子の構造では、反強磁性層、固定層、非磁性層、自由層など多くの層から構成されているため、再生素子のギャップを狭めることが困難である。

これの課題を解決する方法として、反強磁性層および固定層をギャップ外に配置できるスピン蓄積効果を用いた再生素子を備えた再生ヘッドが提案されている。この再生素子を用いて、高い出力および高いＳＮ比を得るためには、面積抵抗ＲＡが０．１μｍ^２程度の界面酸化物層を挿入することが望まれる。

特開２００９−１０３３３号公報 特開２０１２−１５４８９号公報 米国特許第９０４７８９１号明細書 特開２０１５−２６７４１号公報

本実施形態は、面積抵抗ＲＡが低く、高い出力および高いＳＮ比を得ることのできる磁気抵抗効果素子、その製造方法、磁気ヘッド、および磁気記録再生装置を提供する。

本実施形態による磁気抵抗効果素子は、第１磁性層と、第２磁性層と、前記第１磁性層と前記第２磁性層との間に設けられた中間層と、を備え、前記中間層は、Ｃｕ、Ａｕ、Ａｇの群から選択された少なくとも１つの元素と酸素とを含む第１層と、前記第１層と前記第２磁性層との間に設けられＭｇと酸素とを含む第２層と、を有する。

第１実施形態による磁気ヘッドの磁気抵抗効果素子を示す断面図。 第１実施形態の実施例１によるＭＲ膜を示す断面図。 実施例１のＭＲ膜におけるＭＲ変化率（ΔＲ／Ｒ）と、面積抵抗ＲＡとの関係を示す図。 比較例のＭＲ膜におけるＭＲ変化率（ΔＲ／Ｒ）と、面積抵抗ＲＡとの関係を示す図。 実施例１におけるΔＲ／Ｒと熱処理温度Ｔａｎとの関係を示す図。 実施例１における面積抵抗ＲＡと熱処理温度Ｔａｎとの関係を示す図。 実施例２におけるΔＲ／Ｒと金属層の膜厚との関係を説明する図。 実施例３におけるＭｇ層の成膜厚さとＭＲ変化率との関係を示す図。 比較例１乃至４のＭＲ膜に対して熱処理を２９０℃と３８０℃の２種類の温度で行った場合のΔＲ／Ｒ（％）を測定した結果を示す図。 実施例４のＭＲ膜の断面をＴＥＭで撮影した写真。 比較例ＢのＭＲ膜の断面をＴＥＭで撮影した写真。 比較例ＣのＭＲ膜の断面をＴＥＭで撮影した写真。 実施例５におけるＭＲ膜の組成分析した結果を示す図。 実施例６のＭＲ膜におけるＭＲ変化率と面積抵抗ＲＡとの関係を示す図。 実施例７のＭＲ膜のＭＲ変化率の測定結果を示す図。 実施例８のＭＲ膜のＭＲ変化率を示す図。 実施例１０のＭＲ膜におけるＭＲ変化率および面積抵抗を示す図。 実施例１０における磁気抵抗効果素子の電圧Ｖｂと抵抗Ｒｐとの関係を示す図。 比較例における磁気抵抗効果素子の電圧Ｖｂと抵抗Ｒｐとの関係を示す図。 第２実施形態による磁気ヘッドを説明する図。 第２実施形態において、注入したセンス電流の経路に沿って、アップスピン電子とダウンスピン電子の電気化学ポテンシャルμ↑、μ↓をプロットした例を示す図。 第２実施形態において、非磁性ベース電極の中心に沿った電気化学ポテンシャルの分布を示す図。 ２つの磁化が反平行な場合における共通端子から非磁性ベース電極、スピン検出端子の経路に沿った、電気化学ポテンシャルの分布例を示す図。 ２つの磁化が平行な場合における共通端子から非磁性ベース電極、スピン検出端子の経路に沿った、電気化学ポテンシャルの分布例を示す図。 第２実施形態の磁気ヘッドを平面（ＣＴ(Cross Track)方向×ＳＨ方向）から見た、非磁性ベース層、スピン注入端子、共通端子、スピン検出端子の磁性層の形状を示す図。 第２実施形態の第１変形例における非磁性ベース層、スピン注入端子、共通端子、スピン検出端子の磁性層の形状を示す図。 ＡＢＳ面から見た第２実施形態の３端子非局所スピンバルブ素子を示す図。 第２実施形態の第２変形例による磁気ヘッドを示す断面図。 第２実施形態の第３変形例による磁気ヘッドを示す断面図。 第３実施形態による磁気記録再生装置を示す斜視図。 ヘッドスタックアセンブリを示す斜視図。 ヘッドスタックアセンブリを示す分解斜視図。 スライダに設けられた外部リード端子を示す図。

以下に図面を参照して実施形態について詳細に説明する。

（第１実施形態）
第１実施形態による磁気ヘッドを図１に示す。この実施形態の磁気ヘッドは、磁気抵抗効果素子（以下、ＭＲ素子とも云う）１を備えている。この第１実施形態のＭＲ素子は、再生部であり、図１は磁気記録媒体から見た再生部１の平面図、すなわち媒体対向面（以下、ＡＢＳ(Air Bearing Surface)ともいう）から見た平面図である。図１において、ｘ方向は再生部１から図示しない磁気記録媒体に向かう方向を示し、ｙ方向は磁気記録媒体のトラックの幅方向を示し、ｚ方向は磁気記録媒体のトラックの長手方向を示す。

この再生部１は、磁気抵抗効果を発現する磁性体の積層構造を含む磁気抵抗膜（以下、ＭＲ膜とも云う）１０と、ＭＲ膜１０を囲むように設けられた磁気シールド層２１、２２と、を備えている。ＭＲ膜１０は、下地層１１と、第１磁性層を含む第１積層構造１２と、中間層となる第２積層構造１３と、第２磁性層１４と、キャップ層１５とがこの順序で積層された構成を有している。なお、本実施形態においては、第１磁性層は磁化方向が固着された磁化固着層（以下、ピン層とも云う）であり、第２磁性層は磁化方向が外部磁場によって変化する磁化自由層（以下、フリー層とも云う）であるとする。

第１積層構造１２とフリー層１４は、位置を入れ替えても良い。すなわち、下地層１１と第２積層構造１３との間にフリー層１４を設け、第２積層構造１３とキャップ層１５との間に第１積層構造１２を設けてもよい。

磁気シールド２１、２２は、磁気をシールドする機能の他に、ＭＲ膜１０の膜面に垂直方向に電流を流すための電極として機能する。ここで、膜面とは、ＭＲ膜１０の積層方向に垂直な面を意味する。したがって、電流はＭＲ膜１０の積層方向に沿って流れる。

磁気シールド２２は、ＭＲ膜１０のトラック幅方向（ｙ方向）の側面の一部（フリー層１４の側面）を覆うように延在していても良い。この場合、フリー層１４への磁化安定化バイアス磁界を付与する機能も有する。

この実施形態の再生部１においては、磁気記録媒体からの磁界に応じて、フリー層１４の磁化が回転して、第１積層構造１２に含まれる磁化固着層の磁化方向とフリー層１４の磁化方向とのなす角度が変化する。この角度の変化により再生部１の電気抵抗が変化し、この電気抵抗の変化を磁気シールド２１、２２間に電流を流して磁気シールド２１、２２間の電圧変化を測定することにより検知する。

（材料）
次に、本実施形態の磁気抵抗効果素子の各構成要素の材料について説明する。

下地層１１としては、例えばＴａ、Ｒｕ、Ｃｕなどの非磁性金属が用いられる。また、複数の材料を積層した積層構造を有していても良い。例えば、Ｔａ／Ｃｕの積層構造、Ｔａ／Ｒｕの積層構造であっても良い。すなわち、Ｔａ層を形成した後、Ｃｕ層またはＲｕ層を形成してもよい。

第１積層構造１２は、反強磁性層１２_１と、磁性層１２_２と、非磁性層１２_３と、磁性層１２_４とがこの順序で積層された構造を有している。反強磁性層１２_１としてはＩｒＭｎなどが用いられる。磁性層１２_２としてはＣｏＦｅ合金などが用いられる。非磁性層１２_３としては磁性層１２_２と磁性層１２_４とを互いに反平行に磁化配列させる機能を有するＲｕ層等が用いられる。磁性層１２_４としては、例えば高スピン分極を有するＣｏ_{１００−ｘ}（Ａ_ｙＢ_{１．０−ｙ}）_ｘ（４０ａｔ％≦ｘ≦６０ａｔ％、０．３≦ｙ≦０．７）の組成を有するホイスラー規則化合金が用いられる。ここで、Ａは、少なくともＦｅとＭｎとを含む合金であり、ＢはＳｉ、Ａｌ、ＧａおよびＧｅの群からなる少なくとも１つの元素を含む合金、ＣｏＦｅ、ＣｏＦｅＢ、ＣｏＦｅＳｉ、ＣｏＭｎＧｅ、ＣｏＭｎＳｉ、またはＣｏＦｅＡｌ等の合金である。磁性層１２_２、非磁性層１２_３、および磁性層１２_４とからなる積層構造は、反強磁性層１２_１によって磁化方向が固着される。したがって、第１積層構造１２は、外部磁場によって磁化方向が変化しない磁化固着層として機能する。

磁性層１４には、第２積層構造１３の側にはＣｏＦｅＭｎＧｅなどのＧｅを含む磁性合金の層を有していることが好ましい。しかし、ＦｅＣｏ合金を用いても良い。さらに磁性層１４は、キャップ層１５の側にＮｉＦｅ合金層を積層して磁気歪を低減することが望ましい。

中間層となる第２積層構造１３は、非磁性層の積層構造であって、例えばＣｕなどの金属元素を含む金属層１３_１と、Ａｌなどを含む酸化層１３_２と、Ｍｇ層１３_３とがこの順序で積層された構造を有している。酸化層１３_２をプラズマ酸化等の高エネルギープロセスを用いて酸化することにより、あるいは熱処理により、酸化層１３_２には金属層１３_１の金属元素が混入する。磁性層１２側の界面では上記金属元素が、磁性層１４側の界面ではＭｇが存在する。Ｍｇは、酸化親和力がＡｌよりも大きいので、熱処理により酸化層１３_２が酸素により酸化される。その結果、最終的に、Ｍｇ層１３_３と酸化層１３_２は一体化した酸化層となり、磁性層１４との界面部にはＭｇを含む酸化層が存在する。その一部（Ｍｇ）は、メタルと残存してもよい。

このように、金属層１３_１の上に酸化層１３_２を形成するプロセスを用いることにより層状が均一に成長した酸化層１３_２を実現することができる。層状が均一に成長することを促進するには、厚い金属層１３_１であることが好ましい。しかし、金属層１３_１の膜厚が１．５ｎｍを超えると第１積層構造１２と第２積層構造１３の界面抵抗がメタとル同様な値にまで低下して、ＭＲ変化率（以下、ΔＲ／Ｒとも云う）が急激に低下するので好ましくない。

一方、ポスト熱処理等により最終的に完全に金属層１３_１の元素が酸化層１３_２に混入しても良い。金属層１３_１には、Ｃｕの換わりにＡｇ、Ａｕを用いて良い。また、Ｃｕ、Ａｕ、Ａｇからなる群から選択された少なくとも２つの金属元素を含む合金を用いてもよい。

酸化層１３_２としては、アルミニウムにＭｇまたはＳｉ加えてもよい。最終的な酸化層１３_２の厚さは、低抵抗、すなわち面積抵抗ＲＡが０．３Ωμｍ^２未満を実現するために概ね１ｎｍ前後の厚みとすることが好ましい。

キャップ層１５としては、例えばＴａ、Ｒｕ、Ｃｕ、Ａｇ、Ａｕ、Ａｌ、Ｔｉなどの非磁性金属が用いられる。

磁気シールド層２１、２２としては、例えばＮｉＦｅ合金が用いられる。

図１では、中間層となる積層構造１３を間に挟む第１および第２磁性層は、一方が磁化固着層であり、他方がフリー層であるスピンバルブタイプの垂直通電型ＭＲ素子であった。すなわち、図１に示すＭＲ素子は、下部電極となる磁気シールド２１と、上部電極となる磁気シールド２２との間に、ＭＲ膜１０の積層方向に沿って電流を流すＭＲ素子である。しかし、中間層となる積層構造１３を間に挟む２つの磁性層がともにフリー層である垂直通電型ＭＲ素子であってもよい。

以下に、第１実施形態の磁気抵抗効果素子１に用いられる各種のＭＲ膜について実施例として説明する。

（実施例１）
実施例１によるＭＲ膜を図２に示す。この実施例１のＭＲ膜１０Ａは、中間層となる積層構造１３を間に挟む第１磁性層１２がフリー層、磁性層１４がピン層となる構造を有している。すなわち、この実施例１のＭＲ膜１０Ａは、下部電極２３上に、下地層１１、第１磁性層１２、中間層となる積層構造１３，第２磁性層１４、反強磁性層２５、キャップ層１５、および上部電極２４が、この順序で積層された構造を有している。

次に、実施例１のＭＲ膜１０Ａの製造方法について説明する。

まず、熱酸化シリコン上に、厚さが２ｎｍのＴａ、厚さが２００ｎｍのＣｕ、厚さが２０ｎｍのＴａを順次積層し、ＣＭＰ(Chemical Mechanical Polishing)を用いることにより平滑化した積層構造を有する下電極２３を形成する。この積層構造上に、下地層１１として厚さが２ｎｍのＴａ、厚さが５ｎｍのＣｕを順次形成する。この下地層１１上にフリー層１２としてＦｅＣｏ（厚さ５ｎｍ）とＦｅＣｏＡｌ（Ａｌ濃度：原子１０％、厚さ５ｎｍ）を積層した磁性層を形成する。

続いて、フリー層１２上に、金属層１３_１として厚さが０．５ｎｍのＣｕ、酸化層１３_２として、Ａｌ：Ｍｇが２：１となるＡｌＭｇ酸化層を形成する。このＡｌＭｇ酸化層は、まず、金属層１３_１上に厚さが０．５ｎｍのＭｇ層を形成し、このＭｇ層上に厚さが１．０ｎｍのＡｌ層を形成し、その後、イオンビーム表面酸化処理を行う。最終的な厚さは、酸化処理後に行われるイオンエッチングの時間によって調整する。

次に、酸化層１３_３として、酸化層１３_２上に酸素を含むＭｇ層を形成する。この酸素を含むＭｇ層１３_３は、Ｍｇ層を形成後、熱処理を行うことより形成される。この熱処理によって酸化層１３_２からの酸素がＭｇ層に吸収され、酸素を含むＭｇ層１３_３が形成される。

続いて、第２磁性層１４として、厚さが４．５ｎｍのＦｅＣｏ層を形成する。このＦｅＣｏ層１４上に厚さが７ｎｍのＩｒＭｎからなる反強磁性層２５を形成する。この反強磁性層２５上に、キャップ層１５として厚さが２ｎｍのＣｕ層と、厚さが２ｎｍのＴａ層とを順次積層して形成する。このキャップ層１５上に、厚さが３０ｎｍのＣｕ層と、厚さが２０ｎｍのＲｕ層と順次積層することにより、上部電極２４を形成する。これにより、実施例１のＭＲ膜１０Ａの試料が作製される。

このように形成されたＭＲ膜１０Ａの試料においては、イオンビームが酸化層１３_２の表面に照射されているので、このイオンビームのエネルギにより金属層１３_１は一部が酸化層１３_２にミキシングされる。金属層１３_１のＣｕは、Ａｌ、Ｍｇに比べて酸化されにくく、酸化層中では酸素または他の元素と結合せず、金属元素として混入していると予想される。

（比較例）
比較例として、図２に示すＭＲ膜１０Ａにおいて、Ｃｕからなる金属層１３_１が設けられない試料を作製した。この製造は、金属層１３_１を形成しない以外は、実施例１と同様なプロセスを用いた。

実施例１および比較例の試料をそれぞれ作成後、これらの試料を、最初の熱処理として２９０℃、１時間の磁界中での熱処理を施し、ＣＩＰＴ(Current In-plane Tunneling)法を用いて、ＭＲ変化率（ΔＲ／Ｒ）と、面積抵抗ＲＡを測定した。

その後、追加の磁界中における熱処理とＣＩＰＴ法による測定を、３２０℃、３５０℃、３８０℃、４００℃で行った。ＣＩＰＴ法を用いることにより、試料を素子形状に加工することなくＭＲ比、ＲＡを評価することができる。

実施例１の試料および比較例の試料について測定した、ＭＲ変化率（ΔＲ／Ｒ）と、面積抵抗ＲＡとの関係を、熱処理温度Ｔａｎをパラメータとして図３Ａ、３Ｂにそれぞれ示した。図３Ａ、３Ｂからわかるように、面積抵抗ＲＡは、酸化層１３_２の厚み、および熱処理温度で変化する。

図３Ａからわかるように、金属層１３_１を有する実施例１においては、どの熱処理温度でも、面積抵抗ＲＡの低下とともにＭＲ変化率が徐々に増大する。熱処理温度が高いほど大きなＭＲ変化率（ΔＲ／Ｒ）を実現することができる。面積抵抗ＲＡ＜１Ωμｍ^２では、３８０℃〜４００℃の熱処理温度範囲で、ΔＲ／Ｒ＞３０％を実現することができる。

一方、図３Ｂからわかるように、金属層１３_１を有しない比較例の試料では、面積抵抗ＲＡ＞１０Ωμｍ^２では、実施例１と同様なΔＲ／Ｒを得ることができる。しかし、面積抵抗ＲＡが低下するとΔＲ／Ｒは低下して、面積抵抗ＲＡ＜１Ωμｍ^２では、熱処理温度を高めてもΔＲ／Ｒ＜２０％の小さな値となる。

面積抵抗ＲＡが低下することで、ΔＲ／Ｒが低下する関係は、トンネル伝導のＭＲ膜において一般的であり、Ｃｕ無の比較例、図３Ｂの試料では、トンネル伝導が示唆される。一方、金属層１３_１を有していることにより、面積抵抗ＲＡが低い範囲においてＭＲ比が増大する関係は、トンネル伝導とは異なるＭＲの発現メカニズムを示唆するものである。これは、酸化層１３_２の内部にＣｕが混入して酸化層１３_２の伝導機構が変化したためと考えられる。

図３Ａに示した実施例１の試料に関するデータから、ΔＲ／Ｒと熱処理温度Ｔａｎとの関係、および面積抵抗ＲＡと熱処理温度Ｔａｎとの関係を求め、それぞれ図４Ａ、４Ｂに示す。図中の各試料の面積抵抗ＲＡは２９０℃における熱処理後の値である。熱処理温度の上昇と共に面積抵抗ＲＡが低下し、ΔＲ／Ｒが増加するという相関があることが明確である。

同一の熱処理温度で酸化層１３_２の厚さを変えて面積抵抗ＲＡを低下させた場合と比較して、ΔＲ／Ｒの増大効果が顕著である。熱処理温度の上昇に伴ってＭｇ金属層１３_３がＡｌまたはＣｕ酸化物を還元し、その酸化物層の抵抗が減少し、ΔＲ／Ｒが増加したと考えられる。熱処理により酸化層の質が大きく変化して、面積抵抗ＲＡの低下によるＭＲの増大が実現できたことがわかる。

（実施例２）
次に、実施例２について図５を参照して説明する。図５は、ΔＲ／Ｒと、金属層１３_１の膜厚との関係を説明する図である。まず、図２に示す実施例１のＭＲ膜１０Ａにおいて、金属層１３_１のＣｕの厚さを０から３ｎｍの範囲で変化させた試料を作成した。これらの試料を、３８０℃で熱処理を行い、面積抵抗ＲＡがほぼ０．７Ωμｍ^２となるように調整した。これらの試料について、ＭＲ変化率（ΔＲ／Ｒ）を測定し、ＭＲ変化率とＣｕの厚さとの関係を図５に示す。

図３Ｂに示したように、金属層１３_１が無い比較例においては、ΔＲ／Ｒは２０％である。Ｃｕの厚さを０．２５ｎｍとすると、ＭＲ変化率（ΔＲ／Ｒ）が約３０％に増加し、更にＣｕの厚さを厚くすると、ΔＲ／Ｒも大きくなり、Ｃｕの厚さが０．５ｎｍ付近で最大値を示す。そして、更にＣｕの厚さが厚くなるとΔＲ／Ｒは徐々に減少した。１．５ｎｍの厚さＣｕでは、ΔＲ／Ｒ＞２０％であり、金属層１３_１が存在する効果が認められる。しかし、１．５ｎｍを超えるとその効果は消失する。図３Ｂからわかるように、金属層１３_１の厚さが少なくとも０．２５ｎｍあれば、ＭＲ変化率を増大させることができる。垂直通電のＭＲ素子では、中間層を挟む２つの磁性層と上記中間層との界面の抵抗が大幅に異なると、ＭＲ変化率は大幅に低下する。金属層１３_１が厚すぎると、金属層１３_１と磁性層１２との界面抵抗が大幅に低下する。このため、金属層１３_１のＭＲ変化率の増大効果が消失したと考えられる。

以上のことから、金属層１３_１の成膜厚さは０．２５ｎｍ以上１．５ｎｍ以下の範囲にあれば、ＭＲ変化率を増大させることができる。なお、成膜したＣｕは酸化層１３_２にある程度混入するので、最終形態のＣｕ厚さは、成膜Ｃｕ厚さよりも低下する。

（実施例３）
実施例３について図６を参照して説明する。図６は、Ｍｇ層１３_３の成膜厚さとＭＲ変化率（ΔＲ／Ｒ）との関係を示す図である。

まず、図２に示す実施例１のＭＲ膜１０Ａにおいて、Ｍｇ層１３_３の成膜厚さを０ｎｍ〜１．５ｎｍまで変化させた試料を作成し、かつＭＲ膜１０Ａの面積抵抗ＲＡがほぼ１Ωμｍ^２となるように酸化層１３_２の厚さを調整するとともに熱処理温度を２９０℃および３８０℃の２種類で行った。

図６からわかるように、Ｍｇが無しの場合は、熱処理温度によらずＭＲ変化率（ΔＲ／Ｒ）はほぼ１０％である。また、Ｍｇ層１３_３の厚さが０．３ｎｍ以上で熱処理によるＭＲ変化率の増大効果が認められた。例えば、熱処理温度Ｔａｎが３８０℃では、Ｍｇ層の厚さがほぼ１．５ｎｍでもＭｇが無しの場合に比較してＭＲ変化率が大きい。高いＭＲ変化率、すなわち、３０％以上のＭＲ変化率となる望ましいＭｇ層１３_３の厚さの範囲は０．３ｎｍ〜１ｎｍである。

比較例１、２、３、４として、図２に示す実施例１において、層１３_３に他の材料、例えば、Ｓｉと、Ｃｕ、Ａｌからなる群から選択された少なくとも１つの元素を用い、熱処理を２９０℃と３８０℃の２種類の温度Ｔａｎで行った場合のΔＲ／Ｒ（％）を測定した結果を図７に示す。

比較例１は層１３_３として厚さが０．５ｎｍのＳｉ層を用い、比較例２は層１３_３として厚さが０．３ｎｍのＡｌ層と、このＡｌ層上に厚さが０．５ｎｍのＣｕ層を積層した積層構造を用い、比較例３は層１３_３として厚さが０．３ｎｍのＡｌ層と、このＡｌ層上に厚さが０．５ｎｍのＳｉ層を積層した積層構造を用い、比較例４は層１３_３として厚さが０．３ｎｍのＡｌ層、厚さが０．５ｎｍのＳｉ層、厚さが０．３ｎｍのＣｕ層をこの順序で積層した積層構造を用いた。また、実施例３のＭＲ膜は層１３_３として厚さが０．３ｎｍのＡｌ層と、このＡｌ層上に厚さが０．５ｎｍのＭｇ層を積層した積層構造を用いた。比較例１、２，３、４のＭＲ膜それぞれに対して、温度２９０℃で熱処理を行った場合のΔＲ／Ｒは、７（％）、１１（％）、１０（％）、８（％）であり、温度３８０℃で熱処理を行った場合のΔＲ／Ｒは、１５、９、２５、２６（％）であった。これに対して、実施例３のＭＲ膜に対して、温度２９０℃で熱処理を行った場合のΔＲ／Ｒは１６（％）であり、温度３８０℃で熱処理を行った場合のΔＲ／Ｒは３６（％）であった。

実施例３は、熱処理温度３８０℃でΔＲ／Ｒが３６％を示したが、Ｍｇを含まない比較例１乃至４の場合は、ΔＲ／Ｒは最高でも２６％であった。なお、特許文献１乃至３によると、中間層の最上層がＺｎの場合も、ΔＲ／Ｒは３０％未満である。これらのことにより、Ｍｇを含む層１３_３は、他の材料を用いた場合に比べてＭＲ変化率を増大させる効果を有することがわかる。

（実施例４）
実施例４として、図２に示す実施例１のＭＲ膜１０Ａにおいて、中間層１３として金属層１３_１、酸化層１３_２、およびＭｇ層１３_３を含む実施例４のＭＲ膜を作製した。また、中間層１３として、金属層１３１が無く、酸化層１３_２およびＭｇ層１３_３からなる比較例Ｂ、金属層１３_１およびＭｇ層１３_３が無く酸化層１３_２からなる比較例Ｃの試料を作成し、実施例４、比較例Ｂ、比較例Ｃの断面をＴＥＭ（Transmission Electron Microscope）で撮影した写真を図８Ａ、８Ｂ、８Ｃにそれぞれ示す。

酸化層（図８Ａ乃至８Ｃでは、酸化層１３_２、または酸化層１３_２およびＭｇ層１３_３の積層膜）の厚みはいずれもほぼ１ｎｍ程度である、しかし、その均一性および平滑性は大きく異なり、比較例Ｃよりも比較例Ｂ、比較例Ｂよりも実施例Ａの順で均一性および平滑性が改善されることがわかる。

一般的に、トンネルＭＲ素子やＣＰＰ−ＧＭＲ(Current Perpendicular to Plane−Giant Magneto Resistance)素子では、フラットな界面が高いＭＲ比の実現の重要因子であることが知られている。実施例Ａのように、金属層１３_１およびＭｇ層１３_３により酸化層の平滑性および均一性改善が、界面での高いＭＲ比を引き起こしたことが判る。

（実施例５）
更に、実施例４のＭＲ膜の厚さ方向に、直径がほぼ１ｎｍの電子ビームを走査して、ＥＤＸ(Energy Dispersive X-ray Spectrometry)を用いて組成分析した結果を図９に示す。

図９からわかるように、縦軸の元素カウント数は、各元素に応じて感度係数が異なるので絶対値の比較は困難であり、各元素における相対値、分布情報が得られる。磁性層１２、１４のＣｏの数が低下している領域が中間層１３の領域（厚さがほぼ１ｎｍ）を意味する。１ｎｍの分解能なので、中間層１３内でも、見かけ上Ｃｏがカウントされるが、Ｃｏが中間層１３内に混入している可能性もある。Ａｌのカウント数のピークは、Ｃｏカウント数の極小位置と概ね一致する。磁性層層１２の中間層１３側はＦｅＣｏＡｌ合金から構成されるので、Ａｌが検出される。Ｍｇのカウント数は、磁性層１４と中間層１３との界面側にＡｌと同レベルで存在し、その界面にＭｇが存在することが明らかである。分析分解の不足のためか、中間層１３内でのＭｇ分布についてはＡｌとの明確な違いは見られないが、図１に示した膜構成から考えて、Ａｌがピークとなる中間層１３の中心では、Ｍｇが減っていると思われる。Ｃｕカウント数のピークはＡｌのピークとは異なり、磁性層１２側に存在し、図１に示した膜構成の金属層１３_１の位置と良く一致する。さらに、磁性層１４側にむけて、徐々にＣｕカウント数が低下しており、僅かなサブピークが磁性層１４と中間層１３の界面に存在する。酸化層１３_２内にＣｕの混入が明確である。

（実施例６）
実施例６によるＭＲ膜について図１０を参照して説明する。この実施例６のＭＲ膜は、図２に示す実施例１のＭＲ膜１０Ａにおいて、磁性層１４として、高スピン分極が期待できるホイスラー規則化合金、例えばＣｏＦｅＭｎＧｅ合金を用いた構成を有している。この実施例６のＭＲ膜における、ＭＲ変化率ΔＲ／Ｒと、面積抵抗ＲＡとの関係を図１０に示す。

この実施例６のＭＲ膜の磁性層１４として用いたＣｏＦｅＭｎＧｅは、Ｃｏが４７ａｔ％、Ｆｅが１３ａｔ％、Ｍｎが１５ａｔ％、Ｇｅが２５ａｔ％の組成を有している。また、図１０では、磁性層１４としてＦｅＣｏを用いたＭＲ膜におけるＭＲ変化率ΔＲ／Ｒと、面積抵抗ＲＡとの関係をも示す。なお、両試料とも、熱処理は３５０℃で行った。

これらの試料についての、ＴＥＭを用いた極微回折図形の解析から、熱処理温度Ｔａｎが３５０℃以上で、Ｌ２_１規則相を確認した。この規則相は、ハーフメタリックに起因する優れたスピン分極特性を示すことが知られている。これ以上の温度ではＧｅの拡散が懸念されるので、熱処理温度は３５０℃とした。

図１０からわかるように、面積抵抗ＲＡが０．５Ωμｍ^２付近では、ＦｅＣｏ合金ではΔＲ／Ｒがほぼ２５％であった。しかし、磁性層１４としてＣｏＦｅＭｎＧｅ合金を用いた実施例６ではほぼ３３％のΔＲ／Ｒが得られた。

（実施例７）
磁性層１４に他の材料を用いた実施例７のＭＲ膜のＭＲ変化率ΔＲ／Ｒの測定結果を図１１に示す。図１１からわかるように、ＣｏＦｅＭｎＧｅと同様な規則構造を示すＣｏＦｅＭｎＳｉ合金や、中間層との界面にＦｅＣｏを挟んだ場合には、ＦｅＣｏを磁性層１４として用いた場合に比べてＭＲ変化率（Δ／Ｒ）が増大する効果が得られないことが判る。Ｂ２規則層を示すＦｅＣｏＧｅ合金が直接界面に存在する場合には、高いＭＲ変化率ΔＲ／Ｒ、例えばほぼ３０％が得られる。

以上のことから、Ｇｅ元素が中間層１３と磁性層１４との界面に存在すること、Ｂ２またはＬ２_１規則相のＧｅ合金がＭＲ変化率の増加に重要である。具体的には、ＦｅＣｏＧｅ合金、またはＦｅをＭｎに置換したＣｏＦｅＭｎＧｅ合金を中間層１３と直接に接して形成することが、高いＭＲ変化率の実現に好ましい。

（実施例８）
実施例３では、中間層を構成する層１３_２として、厚さが０．５ｎｍのＭｇ層と、このＭｇ層上に厚さが１ｎｍのＡｌ層を積層した積層構造を酸化した場合について述べた。これ以外の構成についてのＭＲ変化率ΔＲ／Ｒを調べた結果を図１２に示す。なお、熱処理は、温度Ｔａｎとして２９０℃と、３８０℃の２種類行った。なお、図１２において、括弧内の数字は層の厚さ（ｎｍ）を示す。例えば、Ｍｇ（０．３）／Ａｌ（１）は、厚さが０．３ｎｍのＭｇ層と、このＭｇ層上に厚さが１ｎｍのＡｌ層を積層した積層構造を有していることを示す。

図１２からわかるように、Ａｌのみ、ＳｉとＡｌとの積層構造に比べると、ＭｇとＡｌとの積層構造のほうが高いＭＲ変化率を得るために好ましい。Ｍｇの厚みは０．５ｎｍで最も高いＭＲ変化率が得られる。

（実施例９）
実施例９として、中間層１３の別の製造方法について説明する。この製造方法は、磁性層１２の上に、以下の工程にて中間層１３を製造する。

（１）金属層１３_１をスパッタ法を用いて成膜する。例えば、Ｃｕ，Ａｇ，およびＡｕからなる群から選択された少なくとも１つの金属を厚さ０．２５ｎｍ〜１．５ｎｍで成膜する。

（２）酸化層１３_２形成用の金属層をスパッタ法を用いて成膜する。例えば、厚さが０．５ｎｍのＭｇをスパッタ法で形成し、Ｍｇ層上に厚さが１ｎｍのＡｌ層をスパッタ法で（〜１ｎｍ）で積層する。なお、代わりに、ＡｌＭｇ合金をスパッタ法で形成してもよい。または、ＡｌとＭｇを同時にスパッタ法で形成しても良い。

（３）Ａｌを含む金属層の表面を、プラズマ酸化法またはイオンアシスト酸化法を用いて酸化する。なお、スパッタ成膜室とは別の酸化処理専用室において酸化することが望ましい。すなわち、酸素プラズマ中または酸素ガス雰囲気中でのイオンビームの照射により酸化を行う。

イオンアシスト酸化法は、低加速電圧（＜１００Ｖ）でＡｒイオンを酸素雰囲気中に照射し、Ａｌ酸化物中にＣｕメタルパス配列させる電流狭窄構造で用いる酸化手法である（例えば、文献（H.Fukuzawa et al: J. Phys. D, Appl. Phys. 40, 1213 (2007)）参照）。

本実施例では、Ｍｇが最表面、酸化層１３_２の最表面と最下面とに存在することで両Ｍｇ層が均一酸化され、図８Ｃに示すような電流狭窄構造とは全く異なる、図８Ａに示すような、均一で連続な中間層（ＮＯＬ）を実現することができる。

（４）イオンビームにより酸化層をエッチングして酸化層の厚さを調整する。イオンアシスト酸化法と同様な低加速電圧（ほぼ１００Ｖ）でＡｒイオンを、１００秒間照射することにより酸化層の表面をエッチングする。プラズマを酸化層の表面に照射してエッチングを行ってもよい。これにより、ほぼ１．２ｎｍの厚さとなり、面積抵抗ＲＡがほぼ２Ωμｍ^２、１３０秒間のエッチングでほぼ０．９ｎｍの厚さとなり、面積抵抗ＲＡがほぼ０．３Ωμｍ^２となる。Ａｌ層の成膜の厚さを薄くしてイオンエッチ法を用いないで、低い面積抵抗ＲＡを実現すると、凹凸の発生、面積抵抗ＲＡの分散問題が発生する。最初に酸化層を厚く形成し、その後エッチング処理することで、表面が平坦且つ面積抵抗ＲＡの制御性が向上する。

（５）メタルＭｇ層を、基板を加熱して成膜する。この温度の上限は３００℃が望ましい。これは、下シールド２１の結晶成長によるＭＲ膜に凹凸が発生して特性の劣化を避けるためである。必要に応じて、微量の酸素を加えて成膜しても良い。

この後、磁性層１４、キャップ層１５を成膜する。

以上の工程で製造すると、素子の成膜後の熱処理と比較して、Ｍｇの酸化が容易となり、ＭＲ変化率の増大に必要な熱処理温度を低下させることが可能となる。また、中間層１３以降の成膜の構成には高温熱処理が不要となる。例えば、中間層１３をＮｉＦｅとの積層膜として磁歪を下げる場合、ＣｏＦｅＭｎＧｅ層との相互拡散によりＭＲ変化率の低下の問題を回避することができる。工程（５）における基板の加熱の換わりに、メタルＭｇ層の成膜の直後でかつ磁性層１４の成膜前に、真空成膜装置内で熱処理を施してもよい。

（実施例１０）
比較的低温での熱処理、例えば、ほぼ３５０℃にて、最も高いＭＲ変化率が得られる、図１０に示す実施例６のＭＲ膜の構成について、略０．１５μｍの磁性層サイズに微細加工して、磁気抵抗効果素子を試作した。この磁気抵抗効果素子について、ＣＩＰＴ法では困難な面積抵抗ＲＡが０．３Ωμｍ^２未満のＭＲ特性を調べた。なお、この磁気抵抗効果素子の磁性層１４としては、ＣｏＦｅＭｎＧｅを使用した。

電極抵抗、特許文献１乃至３と同様に、電極の抵抗として５０ｍΩμｍ^２となるように調整し、ＭＲ変化率（ΔＲ／Ｒ）および面積抵抗ＲＡを算出した。熱処理温度は３５０℃とした。その結果を図１３に示す。図１３からわかるように、面積抵抗ＲＡが０．１Ωμｍ^２〜０．３Ωμｍ^２にて、図１０に示す実施例６と同等以上のＭＲ変化率ΔＲ／Ｒとして３５％〜４０％が得られた。この値は、特許文献１乃至３の最大のＭＲ変化率ΔＲ／Ｒが３０％である場合に比べて、明確に大きなＭＲ変化率を得ることができる。

さらに、この実施例１０による磁気抵抗効果素子の電圧Ｖｂと抵抗Ｒｐとの関係を測定した結果を図１４Ａに示す。ここで抵抗Ｒｐは、磁性層１２の磁化方向と、磁性層１４の磁化方向は、同じ方向、すなわち、同方向に配列されている場合に抵抗である。

図１４Ａからわかるように、電圧Ｖｂがほぼ１００ｍＶまで増加しても、抵抗Ｒｐは概ね一定であった。

比較例として、Ｃｕの電流狭窄のパスがアルミナ酸化層中に存在する電流狭窄型のＭＲ素子も作製して電圧特性を測定した結果を図１３Ｂに示す。この比較例の素子は、文献（H.Fukuzawa et al: J. Phys. D, Appl. Phys. 40, 1213 (2007)）に開示された構成を有している。図１４Ｂからわかるように、電流狭窄型の素子では電流が微細な電流狭窄パスに集中するので発熱による放物線的な抵抗Ｒｐの増大が明確である。

これに対して、実施例６の中間層では、Ｃｕが均一に含まれ、中間層内を均一に電流が流れるので、発熱による抵抗Ｒｐの増大が観察されなかったことが示唆される。あるいは、酸化物伝導により、メタルとは異なり温度による抵抗増大が大変小さい可能性が示唆される。いずれにせよ、Ｃｕメタル狭窄部に電流が集中するために大きなＭＲ比が得られる電流狭窄タイプとは異なる機構の磁気抵抗効果である。

以上説明したように、第１実施形態および各実施例によれば、面積抵抗ＲＡが低く、高い出力および高いＳＮ比を得ることのできる磁気抵抗効果素子およびその製造方法を提供することができる。

（第２実施形態）
第２実施形態による磁気ヘッド（ハードディスクヘッド）を図１５に示す。この第２実施形態の磁気ヘッドは、３端子非局所スピンバルブ素子５０を備えている。この３端子非局所スピンバルブ素子５０は、非磁性ベース層（非磁性ベース電極）６０と、この非磁性ベース層６０の延在する方向に沿って、非磁性ベース層６０上にそれぞれが離間して設けられ、それぞれが磁性層を含む、スピン注入端子６２、共通端子６４、およびスピン検出端子６６と、を備えている。本実施形態においては、共通端子６４は、スピン注入端子６２とスピン検出端子６６との間に位置する。また、スピン注入端子６２、共通端子６４、およびスピン検出端子６６は、非磁性ベース層６０に対して同じ側の面上に設けられる。なお、スピン注入端子６２および共通端子６４は、非磁性ベース層６０のスピン緩和長λｎに比べて十分短い距離に配置される。非磁性ベース層６０と各磁性端子層との界面にはそれぞれ、高抵抗の界面層３５２、３５４、３５６が挿入される。スピン注入端子６２は、磁化の方向が固着された磁性層を備えている。共通端子６４は、磁化の方向が固着された磁性層（ピン層）を備え、この磁性層の磁化の方向は、スピン注入端子６２の磁性層の磁化の方向と反平行となっている。スピン検出端子６６は、磁化の方向が可変の磁性層（ピン層）を備えている。ここで、磁化の方向が可変とは、外部磁界に応じて磁化の方向が変化することを意味する。

スピン注入端子６２と共通端子６４のそれぞれの磁性層は、後述する磁気ヘッド（ハードディスクヘッド）のスライダの外部リード端子Ｐ１、Ｐ２に接続され、これらの外部リード端子Ｐ１、Ｐ２はプリアンプ３００の電流源８０に接続され、センス電流が注入される。またスピン検出端子６６の磁性層は、上記スライダの外部リード端子Ｐ３に接続され、このスピン検出端子６６の外部リード端子Ｐ３と、共通端子６４の外部リード端子Ｐ２がプリアンプ３００の抵抗８１に接続され、これらの外部リード端子Ｐ２、Ｐ３間の電圧の測定が電圧計８２によって行われる。

すなわち、本実施形態の非局所スピンバルブ素子５０は、端子６４がプリアンプ３００で共用される３端子構造を有している。なお、プリアンプ３００は、電流源８０と、抵抗８１とを備えている。なお、図１５において、ＡＢＳ(Air Bearing Surface)は、本実施形態の３端子非局所スピンバルブ素子５０を磁気ヘッドの磁気センサーとして用いた場合の磁気記録媒体に対向する面を示す。また、ＤＴ(Down Track）は、磁気記録媒体の進行方向を示し、ＳＴ(Stripe Height）は、磁気記録媒体に向かう方向を示す。

非磁性ベース電極６０には、スピン注入端子６２と共通端子６４を通してセンス電流が流される。これら２つの端子のうちの一方の端子の磁性層を通して電流が流入し、もう片方の端子の磁性層を通して電流が流出する。このとき、磁性層中の電気抵抗は、多数スピン電子と少数スピン電子で異なるため、非磁性ベース電極１０にもスピン偏極された電流が流れることとなる。非磁性ベース電極６０中の伝導電子の電気化学ポテンシャルは、アップスピン電子とダウンスピン電子とで異なる値を取るようになる。

図１６に、注入したセンス電流の経路に沿って、アップスピン電子とダウンスピン電子の電気化学ポテンシャルμ↑、μ↓をプロットした例を示す。この例では、共通端子６４の磁性層を０Ｖに、スピン注入端子６２の磁性層を正電圧としている。図１６に示す、センス電流の経路は、スピン注入端子６２の上面（外部リード端子Ｐ１との接続面）から、スピン注入端子６２，スピン注入端子６２と非磁性ベース電極６０と接合する第１接合面、非磁性ベース電極６０、非磁性ベース電極６０と共通端子６４と接合する第２接合面、共通端子６４、および共通端子６４の上面（外部リード端子Ｐ２との接続面）までとなる。このため、アップスピン電流Ｉ↑もダウンスピン電流Ｉ↓もスピン注入端子６２から非磁性ベース電極６０に流れ、その後、非磁性ベース電極６０から共通端子６４へと流れる。

本実施形態においては、スピン注入端子６２の磁性層の磁化方向と、共通端子６４の磁性層の磁化方向が反平行になっているため、スピン注入端子６２と非磁性ベース電極６０との第１接合面でも、共通端子６４と非磁性ベース電極６０との第２接合面でも、両方ともアップスピン電流μ↑が大きくなるようなスピン蓄積が発生する。

また、スピン注入端子６２と共通端子６４は非磁性ベース電極６０のスピン緩和長λｎに比べて十分短い距離に配置してあるため、第１接合面と第２接合面との間の非磁性ベース電極６０内のスピン蓄積は、非磁性ベース電極６０中の場所によらず殆ど均一に大きく起こっているのがわかる。

本実施形態においては、磁性体の短いスピン拡散長を利用することによって、磁性体内において短距離でアップスピン電子の電気化学ポテンシャルμ↑と、ダウンスピン電子の電気化学ポテンシャルμ↓との分離を引き起こすことが可能となっている。このため、従来のように非磁性ベース電極に外部リード端子を直接つなぐときに必要となるスピン緩和長λｎ程度の長さが必要なくなり、非磁性ベース電極６０を短くすることができる。

図１７に、非磁性ベース電極１０の中心に沿った電気化学ポテンシャルの分布を示す。本実施形態においては、非磁性ベース電極６０の長さをスピン緩和長λｎに比べて十分小さくすることが出来るため、スピン蓄積は非磁性ベース電極６０全体に渡って大きな分布を持たず、ほぼ均一に大きなスピン蓄積が起こっていることがわかる。

スピン検出端子６６は、非磁性ベース層６０に電気的に接触しているが、磁性体中のスピン緩和長λｆは数ｎｍ〜１０ｎｍ程度と一般に非常に短い。このため、アップスピン電子とダウンスピン電子は磁性体中で短絡された状態になる。すなわち、非磁性ベース電極６０中の電気化学ポテンシャルが図１７に示す分布をしている場合には、ダウンスピン電子がスピン検出端子６６中に流れ込み、アップスピン電子は逆にスピン検出端子６６から流れ出る事になる。このとき、スピン検出端子６６の多数キャリア比抵抗ρ^＋と、少数キャリア比抵抗ρ⁻との値が異なるため、電気化学ポテンシャルがスピン検出端子６６中で緩和する電圧はスピン注入端子６２およびスピン検出端子６６のそれぞれの磁性層の磁化が平行な場合と反平行な場合では異なる電圧となる。

図１８Ａ、１８Ｂに、２つの磁化が反平行な場合と平行な場合の、共通端子６４から非磁性ベース電極６０、スピン検出端子６６の経路に沿った、電気化学ポテンシャルの分布例を示す。磁化が平行の場合においては、電気化学ポテンシャルは高い電圧に緩和し、反平行の場合においては、より低い電圧に緩和していることがわかる。したがって、その電圧を測定することにより、２つの磁化が平行になっているか反平行になっているかを測定することができる。

また、スピン注入端子６２およびスピン検出端子６６のそれぞれの磁性層の磁化が角度θをなしている場合には、磁化が平行な場合の電位差をＶｐ、反平行な場合の電位差Ｖａｐ、その差をＶａｐ−Ｖｐ＝Ｖｓとすると、その電位差は、
Ｖ＝（Ｖｐ＋Ｖａｐ）／２−Ｖｓ／２・ｃｏｓθ
となる。このため、その電位差を測定することにより、スピン注入端子６２およびスピン検出端子６６のそれぞれの磁性層の磁化の相対角度を測定する事が出来る。したがって、本実施形態の３端子非局所スピンバルブ素子５０は、ハードディスクヘッド等の磁場センサーとして用いる事ができる。

なお、非磁性ベース電極６０としては、出来るだけスピン緩和長λｎが長いほうがより大きなスピン蓄積が起こり、より大きな出力を得る事ができるため、Ｃｕ，Ａｇ、Ａｕ、ＡＩ、Ｍｇのようなスピン緩和長の長い材料を用いる事が望ましい。

界面層には、第１実施形態およびそれらの実施例で説明したＣＰＰ−ＳＶと同様な構成、すなわち非磁性ベース電極材料が混入した酸化物層にＭｇを積層した構成を有する。スピン蓄積素子では、非磁性ベース層が酸化物層の直下のＣｕ、Ａｇ．Ａｕからなる群から選択された金属層を兼用することになる。

スピン注入端子６２、共通端子６４、およびスピン検出端子６６のそれぞれの磁性層の材料としては、ＣＰＰ−ＳＶ(Current Perpendicular to Plane-Spin Valve)素子と同様に、Ｇｅを含む合金、ＦｅＣｏＧｅ、ＣｏＭｎＧｅ合金が望ましい。特にＣｏＦｅＭｎＧｅ合金は、低温熱処理で容易にホイスラー規則層が形成可能であり、界面での高いスピン分極率、スピン注入効率を実現できる。

スピン注入端子６２および共通端子６４の磁性層における磁化固着は、上記磁性層に接して反強磁性層を積層する事により、一方向異方性を付与することにより行うことが出来る。反強磁性層の材料としてはＰｔＭｎ、ＩｒＭｎなどを用いる事が出来る。また磁化が固着される磁性層は、ＣｏＦｅ／Ｒｕ／ＣｏＦｅのように、間に上下の磁性体が反強磁性結合するような材料を挟んだ、いわゆるシンセティック構造とする事が出来る。シンセティック構造にする事により、磁化固着をより強固に行うことが出来る。

図１９に、図１５に示す３端子非局所スピンバルブ素子５０をＡＢＳに垂直でかつ磁気記録媒体の進行方向に垂直な平面、すなわち平面（ＣＴ(Cross Track)方向×ＳＨ方向）から見た、非磁性ベース層６０、スピン注入端子６２、共通端子６４、スピン検出端子６６の磁性層の形状を示す。

図１９に示すように、スピン注入端子６２および共通端子６４をＳＨ方向に並列に配置し、かつＣＴ方向におけるサイズをスピン検出端子６６よりも広くすることにより、端子６２、６４の接合面を、端子６６の接合面に比べてＣＴ方向に広げた構造することで、端子６２、６４の接合面積を増大した構造を得ることができる。

なお、図２０に示すように、ＣＴ方向にスピン注入端子６２および共通端子６４を配置し、ＳＨ方向におけるサイズをスピン検出端子６６よりも大きくすることにより、スピン注入端子６２および共通端子６４の接合面積を拡大しても良い。

図２１に、ＡＢＳ面から見た図１５に示す３端子非局所スピンバルブ素子５０を示す。３端子非局所スピンバルブ素子５０は、シールド７２、７４間に配置され、シールド７２、７４間には、下地層３６２、キャップ層３６４に加えて非磁性ベース層６０と、フリー層となるスピン検出端子６６が存在する。ピン層となるスピン注入端子６２および共通端子６４はＡＢＳ側には存在しないので、狭シールド間ギャップが可能となり、高分解能再生に適する。

ＣＰＰ−ＳＶ素子では、２つの磁性層と中間層との界面のトップ側のみＭｇＯ酸化層とＧｅを含む磁性層との平滑界面が実現でき、大きな界面スピン分極および大きな界面磁気抵抗効果を実現することができる。ボトム側の界面では、トップ側のような本発明界面構造の実現が困難である。しかし、スピン蓄積素子では、図１５に示す構成により、全ての磁性界面をトップ側となり、大きな界面スピン分極を実現することができ、本実施形態の界面層によりＣＰＰ−ＳＶ素子よりも顕著な出力の増大効果を期待することができる。

（変形例）
なお、３つの磁性端子の一部をボトム側に設けても、ＣＰＰ−ＳＶと同レベルの出力アップ効果は期待できる。その変形例による磁気ヘッドを図２２に示す。非磁性ベースライン６０の下側の磁性層の界面層として、ＭｇＯ等からなるトンネル伝導の酸化層３５４を形成する。その面積抵抗ＲＡは出来る限り小さいことが望ましい。非磁性ベースラインの上側の磁性層の界面層３５２、３５４としては、図１５に示した本実施形態の界面層を用いる。その結果、下部、上部の磁性層の界面全てで大きな界面スピン分極を実現することができる。

第１実施形態で説明した垂直通電型磁気抵抗効果素子にトンネル伝導の酸化層を用いると電気ノイズが増大することが問題となる。しかし、図２２に示したスピン蓄積型素子では、電圧信号を検出する検出端子６６の界面層３５６として、本実施形態の面積抵抗ＲＡが低い、例えば０．３Ωμｍ^２未満を用いるので、電気ノイズが増大する問題点を回避することができる。図２２の下側の磁性層６２には、良好なＭｇＯ結晶が作成可能なＣｏＦｅＢ合金が望ましい。さらに、磁性層６２との界面層３５４に面積抵抗ＲＡが比較的高いトンネル伝導のＭｇＯを用いる場合、図２２に示すように、磁性層６２と非磁性層６０との、界面層３５４を介した接合面積を拡大しても良い。

この第２実施形態によれば、面積抵抗ＲＡが低く、高い出力および高いＳＮ比を得ることのできる磁気抵抗効果ヘッドを提供することができる。

（第３実施形態）
第３実施形態による磁気記録再生装置について説明する。

上述した第１および第２実施形態のいずれかの磁気ヘッドは、例えば、記録再生一体型の磁気ヘッドアセンブリに組み込まれ、磁気記録再生装置に搭載することができる。なお、本実施形態による磁気記録再生装置は、再生機能を有することもできるし、記録機能と再生機能の両方を有することもできる。

図２４は、第３実施形態による磁気記録再生装置の構成を例示する斜視図である。図２４に示すように、本実施形態による磁気記録装置は、筐体１１０を備えている。筐体１１０は、上面の開口した矩形箱状のベース１１２と、複数のねじ１１１によりベース１１２にねじ止めされてベース１１２の上端開口を閉塞したトップカバー１１４と、を有している。ベース１１２は、矩形状の底壁１１２ａと、底壁１１２ａの周縁に沿って立設された側壁１１２ｂとを有している。

筐体１１０内には、記録媒体としての１枚の磁気ディスク１１６、およびこの磁気ディスク１１６を支持および回転させる駆動部としてのスピンドルモータ１１８が設けられている。スピンドルモータ１１８は、底壁１１２ａ上に配設されている。なお、筐体１１０は、複数枚、例えば、２枚の磁気ディスクを収容可能な大きさに形成され、スピンドルモータ１１８は、２枚の磁気ディスクを支持および駆動可能に形成されている。

筐体１１０内には、磁気ディスク１１６に対して情報の記録、再生を行なう複数のハードディスクヘッド１１７と、これらのハードディスクヘッド１１７を磁気ディスク１１６に対して移動自在に支持したヘッドスタックアッセンブリ（以下ＨＳＡともいう）１２２と、ＨＳＡ１２２を回動および位置決めするボイスコイルモータ（以下ＶＣＭともいう）１２４と、ハードディスクヘッド１１７が磁気ディスク１１６の最外周に移動した際、ハードディスクヘッド１１７を磁気ディスク１１６から離間した退避位置に保持するランプロード機構１２５と、ＨＤＤに衝撃などが作用した際、ＨＳＡ１２２を退避位置に保持するラッチ機構１２６と、プリアンプなどを有する基板ユニット１２１と、が収納されている。ベース１１２の底壁１１２ａ外面には、図示しないプリント回路基板がねじ止めされている。プリント回路基板は、基板ユニット１２１を介してスピンドルモータ１１８、ＶＣＭ１２４、およびハードディスクヘッド１１７の動作を制御する。ベース１１２の側壁には、可動部の稼動によって筐体内に発生した塵埃を捕獲する循環フィルタ１２３が設けられ、磁気ディスク１１６の外側に位置している。

磁気ディスク１１６は、例えば、直径６５ｍｍ（２．５インチ）に形成され、上面および下面に磁気記録層を有している。磁気ディスク１１６は、スピンドルモータ１１８の図示しないハブに互いに同軸的に嵌合されているとともにクランプばね１２７によりクランプされ、ハブに固定されている。これにより、磁気ディスク１１６は、ベース１１２の底壁１１２ａと平行に位置した状態に支持されている。そして、磁気ディスク１１６は、スピンドルモータ１１８により所定の速度、例えば、５４００ｒｐｍあるいは７２００ｒｐｍの速度で回転される。

図２５は、本実施形態の磁気記録再生装置のヘッドスタックアッセンブリ（ＨＳＡ）１２２を示す斜視図、図２６はＨＳＡ１２２を示す分解斜視図である。図２５、図２６に示すように、ＨＳＡ１２２は、回転自在な軸受部１２８と、軸受部から延出した２本のヘッドジンバルアッセンブリ（以下、ＨＧＡと称する）１３０と、ＨＧＡ１３０間に積層配置されたスペーサリング１４４と、ダミースペーサ１５０とを備えている。

軸受部１２８は、ベース１１２の長手方向に沿って磁気ディスク１１６の回転中心から離間して位置しているとともに、磁気ディスク１１６の外周縁近傍に配置されている。軸受部１２８は、ベース１１２の底壁１１２ａに立設される枢軸１３２と、枢軸に軸受１３４を介して回転自在にかつ枢軸と同軸的に支持された円筒形状のスリーブ１３６とを有している。スリーブ１３６の上端には環状のフランジ１３７が形成され、下端部外周には、ねじ部１３８が形成されている。軸受部１２８のスリーブ１３６は、最大本数として、例えば４本のＨＧＡと、隣り合う２つのＨＧＡ１４０間に位置するスペーサとを積層状態で取付け可能な大きさ、ここでは取付け可能な軸方向長さを有して形成されている。

本実施形態において、磁気ディスク１１６は１枚に設定されていることから、取付け可能な最大本数である４本よりも少ない２本のＨＧＡ１３０が軸受部１２８に設けられている。各ＨＧＡ１３０は、軸受部１２８から延出したアーム１４０、アームから延出したサスペンション１４２、およびサスペンションの延出端にジンバル部を介して支持されたハードディスクヘッド１１７を有している。

アーム１４０は、例えば、ステンレス、アルミニウム、ステンレスを積層して薄い平板状に形成され、その一端、つまり、基端には円形の透孔１４１が形成されている。サスペンション１４２は、細長い板ばねにより構成され、その基端がスポット溶接あるいは接着によりアーム１４０の先端に固定され、アームから延出している。なお、サスペンション１４２およびアーム１４０は、同一材料で一体に形成してもよい。

ハードディスクヘッド１１７は、第２実施形態のいずれか１つの磁気ヘッドであって、図示しないほぼ矩形状のスライダとこのスライダに形成された記録ヘッドを備えている。

このハードディスクヘッド１１７は、サスペンション１４２の先端部に形成されたジンバル部に固定されている。また、ハードディスクヘッド１１７は、図示しない４つの電極を有している。アーム１４０およびサスペンション１４２上には図示しない中継フレキシブルプリント回路基板（以下、中継ＦＰＣと称する）が設置され、ハードディスクヘッド１１７は、この中継ＦＰＣを介してメインＦＰＣ１２１ｂに電気的に接続される。

スペーサリング１４４は、アルミニウムなどにより所定の厚さおよび所定の外径に形成されている。このスペーサリング１４４には、合成樹脂からなる支持フレーム１４６が一体的に成形され、スペーサリングから外方に延出している。支持フレーム１４６には、ＶＣＭ１２４のボイスコイル１４７が固定されている。

ダミースペーサ１５０は、環状のスペーサ本体１５２と、スペーサ本体から延出したバランス調整部１５４とを有し、例えば、ステンレスなどの金属に一体的に形成されている。スペーサ本体１５２の外径は、スペーサリング１４４の外径と等しく形成されている。

すなわち、スペーサ本体１５２のアームと接触する部分の外径は、スペーサリング１４４がアームに接触する部分の外径と同一に形成されている。また、スペーサ本体１５２の厚さは、ＨＧＡの最大本数よりも少ない本数分、ここでは、２本のＨＧＡにおけるアームの厚さ、つまり、２本のアーム分の厚さと、これらアーム間に配設されるスペーサリングの厚さとを合計した厚さに形成されている。

ダミースペーサ１５０、２本のＨＧＡ１３０、スペーサリング１４４は、スペーサ本体１５２の内孔、アーム１４０の透孔１４１、スペーサリングの内孔に軸受部１２８のスリーブ１３６が挿通された状態でスリーブの外周に嵌合され、スリーブの軸方向に沿ってフランジ１３７上に積層配置されている。ダミースペーサ１５０のスペーサ本体１５２は、フランジ１３７と一方のアーム１４０との間、およびスペーサリング１４４は、２本のアーム１４０間にそれぞれ挟まれた状態でスリーブ１３６の外周に嵌合されている。更に、スリーブ１３６の下端部外周には、環状のワッシャ１５６が嵌合されている。

スリーブ１３６の外周に嵌合されたダミースペーサ１５０、２本のアーム１４０、スペーサリング１４４、ワッシャ１５６は、スリーブ１３６のねじ部１３８に螺合されたナット１５８とフランジ１３７との間に挟持され、スリーブの外周上に固定保持されている。

２本のアーム１４０は、スリーブ１３６の円周方向に対して互いに所定位置に位置決めされ、スリーブから同一の方向へ延出している。これにより、２本のＨＧＡは、スリーブ１３６と一体的に回動可能となっているとともに、磁気ディスク１１６の表面と平行に、かつ、互いに所定の間隔を置いて向かい合っている。また、スペーサリング１４４と一体の支持フレーム１４６は、軸受部１２８からアーム１４０と反対の方向へ延出している。

支持フレーム１４６からはピン状の２本の端子１６０が突出し、これらの端子は、支持フレーム１４６内に埋め込まれた図示しない配線を介してボイスコイル１４７に電気的に接続されている。

サスペンション１４２は信号の書き込み及び読み取り用のリード線（図示しない）を有し、このリード線とスライダ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。また、図示しない電極パッドが、磁気ヘッドアセンブリ１３０に設けられる。

そして、磁気ヘッドを用いて磁気記録媒体への信号の書き込みと読み出しを行う、図示しない信号処理部が設けられる。この信号処理部は、例えば、図２４に示した磁気記録再生装置の図面中の背面側に設けられる。上記信号処理部の入出力線は、電極パッドに接続され、磁気ヘッドと電気的に結合される。

このように、本実施形態に係る磁気記録再生装置は、磁気記録媒体と、第２実施形態のいずれかによるハードディスクヘッドと、磁気記録媒体とハードディスクヘッドとを離間させ、または、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（移動制御部）と、ハードディスクヘッドを磁気記録媒体の所定記録位置に位置合せする位置制御部と、ハードディスクヘッドを用いて磁気記録媒体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。すなわち、上記の磁気記録媒体として、記録用媒体ディスク１１６が用いられる。上記の可動部は、スライダを含むことができる。また、上記の位置制御部は、ＨＳＡ１２２を含むことができる。

磁気ディスク１１６を回転させ、ボイスコイルモータ１２４にアクチュエータアーム１４０を回転させてスライダを磁気ディスク１１６上にロードすると、ハードディスクヘッドに搭載したスライダの媒体対向面（ＡＢＳ）が磁気ディスク１１６の表面から所定の浮上量をもって保持される。この状態で、上述したような原理に基づいて、磁気ディスク１１６に記録された情報を読み出すことができる。

例えば、図２７にスライダ４００のＡＢＳを示す。このスライダ４００のＡＢＳには、第２実施形態の磁気ヘッドにおける３端子非局所スピンバルブ素子１の外部リード端子Ｐ１、Ｐ２、Ｐ３が設けられている。また、スライダ４００のＡＢＳには記録用の外部リード端子Ｑ１、Ｑ２が設けられるとともに、スライダの浮上量を調節するための外部リード端子Ｒ１、Ｒ２が設けられている。

以上説明したように、第３実施形態によれば、面積抵抗ＲＡが低く、高い出力および高いＳＮ比を得ることのできる磁気記録再生装置を提供することができる。

また、高いＭＲ比を有するとともに大きな電流密度を供給できる磁気記録再生装置を提供することができる。

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。これらの実施形態は、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。これらの実施形態やその変形は、発明の範囲や要旨に含まれると同様に、特許請求の範囲に記載された発明とその均等の範囲に含まれるものである。

１ 磁気抵抗効果素子（ＭＲ素子）
１０、１０Ａ 磁気抵抗膜（ＭＲ膜）
１１ 下地層
１２ 第１積層構造
１２_１ 反強磁性層
１２_２ 磁性層
１２_３ 非磁性層
１２_４ 磁性層
１３ 第２積層構造（中間層）
１３_１ 金属層
１３_２ 酸化層
１３_３ Ｍｇを含む層
１４ 第２磁性層（磁化自由層）
１５ キャップ層
２１ 磁気シールド
２２ 磁気シールド
５０ ３端子非局所スピンバルブ素子
６０ 非磁性ベース層（非磁性ベース電極）
６２ スピン注入端子
６４ 共通端子
６６ スピン検出端子
８０ 電流源
８１ 抵抗
８２ 電圧計
３５２、３５４、３５６ 界面層

Claims (10)

1. 第１磁性層と、第２磁性層と、前記第１磁性層と前記第２磁性層との間に設けられた中間層と、を備え、前記中間層は、Ｃｕ、Ａｕ、Ａｇの群から選択された少なくとも１つの金属元素と、非磁性元素と、Ｍｇとを含む酸化層を有し、前記金属元素は前記第１磁性層側にピークがある分布を有し、前記非磁性元素は前記第１磁性層と前記第２磁性層との間の中央部付近にピークがある分布を有し、Ｍｇは前記第２磁性層側にピークが有る分布を有する磁気抵抗効果素子。
2. 前記非磁性元素は、Ａｌである請求項１記載の磁気抵抗効果素子。
3. 前記第２磁性層は、Ｇｅを含む磁性合金層を含む請求項１または２記載の磁気抵抗効果素子。
4. 前記第２磁性層は、ＦｅＣｏＧｅ合金層およびＦｅＣｏＭｎＧｅ合金層のうちの少なくとも一方の合金層を含む請求項１乃至３のいずれかに記載の磁気抵抗効果素子。
5. 非磁性層と、
   前記非磁性層が延在する方向における前記非磁性層の対向する一対の端面のうち一方の端面の近傍に接合し、磁化の方向が可変な第１磁性層を含む第１端子と、
   前記非磁性層が延在する前記方向に沿って前記第１端子から離れて設けられ前記非磁性層に接合し、磁化の方向が固着された第２磁性層を含む第２端子と、
   前記非磁性層が延在する前記方向に沿って前記第１端子から離れるとともに前記第２端子と離間して設けられ、前記非磁性層に接合し、磁化の方向が前記第２磁性層の磁化方向と反平行に固着された第３磁性層を含む第３端子と、
   前記非磁性層と前記第１乃至第３端子のうちの少なくとも１つの端子との界面に設けられた積層構造であって、前記非磁性層側に設けられ前記非磁性層の元素を含む酸化層と、前記酸化層と前記少なくとも１つの端子との間に設けられＭｇを含む酸化層と、を有する積層構造と、
   を備え、
   前記第１乃至第３端子は、前記非磁性層の一方の側に設けられている磁気抵抗効果素子。
6. 前記第１磁性層と前記非磁性層の接合面積が前記第２磁性層と前記非磁性層との接合面積および第３磁性層と前記非磁性層との接合面積のいずれよりも小さい請求項５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備えた磁気ヘッド。
8. 磁気記録媒体と、
   請求項７記載の磁気ヘッドと、前記磁気ヘッドが搭載されたヘッドスライダーと、前記ヘッドスライダー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ヘッドを用いて前記磁気記録媒体から信号の読み出しを行う信号処理部と、
   を備えた磁気記録再生装置。
9. 基板上に第１磁性層を形成する工程と、
   前記第１磁性層上に、Ｃｕ、Ａｕ、Ａｇの群から選択された少なくとも１つの金属元素の層を形成する工程と、
   前記金属元素を含む層上にＡｌを含む金属層を形成する工程と、
   プラズマ酸化法およびイオンアシスト酸化法を用いて前記Ａｌを含む金属層を酸化する工程と、
   イオンビームを酸化された前記Ａｌを含む層の表面に照射して前記表面をエッチングする工程と、
   前記基板を３００℃以下の温度で加熱してエッチングされた前記Ａｌを含む層上にＭｇ層を形成する工程と、
   前記Ｍｇ層上に第２磁性層を形成する工程と、
   を備えた磁気抵抗効果素子の製造方法。
10. 基板上に第１磁性層を形成する工程と、
    前記第１磁性層上に、Ｃｕ、Ａｕ、Ａｇの群から選択された少なくとも１つの金属元素の層を形成する工程と、
    前記金属元素を含む層上にＡｌを含む金属層を形成する工程と、
    プラズマ酸化法およびイオンアシスト酸化法を用いて前記Ａｌを含む金属層を酸化する工程と、
    イオンビームを酸化された前記Ａｌを含む層の表面に照射して前記表面をエッチングする工程と、
    表面がエッチングされた前記Ａｌを含む層上にＭｇ層を形成する工程と、
    真空成膜室内で３００℃以下の温度で熱処理を行う工程と、
    前記Ｍｇ層上に第２磁性層を形成する工程と、
    を備えた磁気抵抗効果素子の製造方法。