JP6498049B2 - 膜面垂直通電型巨大磁気抵抗素子及び磁気デバイス - Google Patents

Description

本発明は、膜面垂直通電型巨大磁気抵抗（ＣＰＰ−ＧＭＲ）素子及び磁気デバイスに関する。

磁気記録された磁気媒体に関する磁気読み取り用ヘッド素子や磁気センサ素子が知られている。この磁気読み取り用ヘッド素子や磁気センサ素子の高出力化が望まれている。膜面垂直通電型巨大磁気抵抗（ＣＰＰ−ＧＭＲ）素子は、次世代の高密度記録ハードディスクドライブの読み取り用ヘッドとして有望視されている。

ＣＰＰ−ＧＭＲ素子は、強磁性体層／非磁性金属中間層／強磁性体層からなる構造を有する。強磁性体層／非磁性金属中間層／強磁性体層は金属材料で構成されており、従来のＣＰＰ−ＧＭＲ素子の抵抗値は比較的小さく、磁気抵抗（ＭＲ）比や信号出力も小さい（例えば、非特許文献１参照）。

また、ＣＰＰ−ＧＭＲ素子の磁気抵抗比を向上させるために、強磁性体層にハーフメタルなどの高スピン分極率材料を採用したものが知られている。
また、ハーフメタルであると期待されている、Ｃｏ₂ＭｎＳｉ、Ｃｏ₂ＦｅＡｌ、Ｃｏ₂ＦｅＧａＧｅなどのホイスラー合金を強磁性体層として用い、Ａｇ、Ａｇ−Ｓｎ、Ｎｉ−Ａｌ、ＭｇＯなどの非磁性金属中間層とを組み合わせたＣＰＰ−ＧＭＲ素子の開発が行われている（例えば、非特許文献２、特許文献１、特許文献２、特許文献３参照）。

特開２０１３−５４８１４号公報 特開２０１１−３５３３６号公報 特開２００８−３４５２３号公報

H.Yuasa, et al., "Output enhancement of spin-valve giant magnetoresistance in current-perpendicular-to-plane geometry", Journal of Applied Physics, 2002, vol.92, p.2646 Y. Sakuraba, et al., "Mechanism of large magnetoresistance in Co2MnSi/Ag/Co2MnSi devices with current perpendicular to the plane", Physical Review B, 2010, vol.82, p.094444 Takagishi, Masayuki, et al. "Magnetoresistance Ratio and Resistance Area Design of CPP-MR film for 2-5 Tb/in2 Read Sensors.", IEEE Transactions on Magnetics, 2010, vol.46.6, p.2086-2089

本願発明者は、膜面垂直通電型巨大磁気抵抗（ＣＰＰ−ＧＭＲ）素子の非磁性中間層に着目し、その非磁性中間層の改良によるＣＰＰ−ＧＭＲ素子の高出力化などを研究した。
詳細には、ＣＰＰ−ＧＭＲ素子の磁気抵抗比を向上させるために、強磁性体層に、鉄コバルト系合金薄膜や、ホイスラー合金などのハーフメタルの高スピン分極率材料を用い、その強磁性体層の材料と相性のよい非磁性金属体を、非磁性中間層の形成材料として用いることを要する。

また、ＣＰＰ−ＧＭＲ素子を磁気記録読み取り用ヘッドなどの磁気デバイスに採用するには、磁気抵抗（ＭＲ比）を単純に大きくすればいいのではなく、回路設計に適した素子抵抗（ＲＡ）値、且つ、十分大きな磁気抵抗変化（ΔＲＡ）値であることを要する（非特許文献３）。

また、数Ｔｂｉｔ／ｉｎｃｈ²を超える面記録密度のハードディスクドライブに、磁気読み取り用ヘッド素子としてＣＰＰ−ＧＭＲ素子を用いる場合に、情報に応じて記録された磁化パターンを高出力、且つ、高品質で読み取り可能なものが望まれている。

本発明は、上述した問題に鑑みてなされたもので、非磁性中間層の改良による高出力の膜面垂直通電型巨大磁気抵抗（ＣＰＰ−ＧＭＲ）素子を提供すること、大きな抵抗変化値（ΔＲＡ値）を得ることができる膜面垂直通電型巨大磁気抵抗（ＣＰＰ−ＧＭＲ）素子を提供すること、その膜面垂直通電型巨大磁気抵抗素子を用いた磁気デバイスを提供すること、などを目的とする。

このような目的を達成するために、本発明の膜面垂直通電型巨大磁気抵抗（ＣＰＰ−ＧＭＲ）素子は、以下の構成を少なくとも具備するものである。
ホイスラー合金薄膜間、または、鉄コバルト系合金薄膜間に、非磁性中間層（スペーサ層）を配置した構造を有する膜面垂直通電型巨大磁気抵抗（ＣＰＰ−ＧＭＲ）素子であって、
前記ホイスラー合金薄膜、または、鉄コバルト系合金薄膜が、Ｌ２₁規則構造、体心立方構造、または、Ｂ２規則構造を有する強磁性合金からなり、
前記非磁性中間層（スペーサ層）が、Ａｇ_100-xＭｇ_x金属化合物（４≦ｘ＜２５［ａｔ．％］）を有することを特徴とする。

また、本発明の磁気デバイスは、上記本発明の膜面垂直通電型巨大磁気抵抗（ＣＰＰ−ＧＭＲ）素子を有することを特徴とする。

本発明によれば、非磁性中間層の改良による高出力の膜面垂直通電型巨大磁気抵抗素子を提供することができる。
また、本発明によれば、大きな抵抗変化値（ΔＲＡ値）を得ることができる膜面垂直通電型巨大磁気抵抗（ＣＰＰ−ＧＭＲ）素子を提供することができる。
また、本発明によれば、その膜面垂直通電型巨大磁気抵抗素子を用いた磁気デバイスを提供することができる。

本発明の実施形態に係る膜面垂直通電型巨大磁気抵抗（ＣＰＰ−ＧＭＲ）素子の一例を示す概念図。 膜面垂直通電型巨大磁気抵抗素子の動作の一例を示す模式図。 本発明の実施形態に係る膜面垂直通電型巨大磁気抵抗（ＣＰＰ−ＧＭＲ）素子の一例を示す模式断面図。 本発明の実施形態に係る膜面垂直通電型巨大磁気抵抗（ＣＰＰ−ＧＭＲ）素子の非磁性中間層の組成と構造の一例を示す図。 非磁性中間層の結晶構造の一例を示す図、（ａ）は面心立方格子構造（ｆｃｃ構造）を示す模式図、（ｂ）はＬ１₂規則構造の一例を示す模式図。 非磁性中間層の反射高速電子線回折による回折像の一例を示す図。 膜面垂直通電型巨大磁気抵抗素子のＨＡＡＤＦ−ＳＴＥＭ像およびその部分拡大像の一例を示す図。 膜面垂直通電型巨大磁気抵抗（ＣＰＰ−ＧＭＲ）素子の各組成における非磁性中間層と強磁性体層（ＣＦＭＳ）の断面図、（ａ）はＢｒｉｇｈｔ−ｆｉｅｌｄ−ＳＴＥＭ像、（ｂ）はＨＡＡＤＦ−ＳＴＥＭ像の一例を示す図。 膜面垂直通電型巨大磁気抵抗素子の素子抵抗値の測定値の一例を示す図、（ａ）はＬ１₂規則構造Ａｇ−Ｍｇ非磁性中間層を有するＣＰＰ−ＧＭＲ素子の場合、（ｂ）はＡｇ中間層を有するＣＰＰ−ＧＭＲ素子の場合（比較例）を示す図。 膜面垂直通電型巨大磁気抵抗素子の素子抵抗（ＲＡ）特性の一例を示す図、（ａ）は本発明の実施形態に係るＬ１₂規則構造Ａｇ−Ｍｇ非磁性中間層を有するＣＰＰ−ＧＭＲ素子の場合、（ｂ）はＡｇ中間層を有するＣＰＰ−ＧＭＲ素子の場合（比較例）を示す図。 膜面垂直通電型巨大磁気抵抗素子の特性の一例を示す図、（ａ）は磁気抵抗変化の一例を示す図、（ｂ）は出力電圧特性の一例を示す図。 本発明の実施形態に係る非磁性中間層（Ａｇ_100-xＭｇ_x金属化合物（ｘ＝４、１２、１７［ａｔ．％］））を有する膜面垂直通電型巨大磁気抵抗素子の特性の一例を示す図、（ａ）はＲＡ値を示す図、（ｂ）はΔＲＡ値を示す図、（ｃ）はＭＲ比を示す図。 ＭＲ比と素子抵抗値の関係を示す図。

本発明の実施形態に係る膜面垂直通電型巨大磁気抵抗（ＣＰＰ−ＧＭＲ）素子は、強磁性体層としてのホイスラー合金薄膜間、または、鉄コバルト系合金薄膜間に、非磁性金属層である非磁性中間層（スペーサ層）を配置した構造を有する。このホイスラー合金薄膜、または、鉄コバルト系合金薄膜が、Ｌ２₁規則構造、体心立方構造、または、Ｂ２規則構造の強磁性合金を有する。また、高出力化のために、非磁性中間層（スペーサ層）は、Ａｇ_100-xＭｇ_x金属化合物（４≦ｘ＜２５［ａｔ．％］）を有する。

以下、本発明の実施形態に係る膜面垂直通電型巨大磁気抵抗（ＣＰＰ−ＧＭＲ）素子を、図面を参照しながら説明する。

本発明の実施形態は図示の内容を含むが、これのみに限定されるものではない。なお、以後の各図の説明で、既に説明した部位と共通する部分は同一符号を付して重複説明を一部省略する。

図１は本発明の実施形態に係る膜面垂直通電型巨大磁気抵抗（ＣＰＰ−ＧＭＲ）素子１０の一例を示す概念図である。

本発明の実施形態に係るＣＰＰ−ＧＭＲ素子１０は、強磁性体層１３と強磁性体層１５の間に非磁性中間層１４を設けた構造を有する。
詳細には、ＣＰＰ−ＧＭＲ素子１０は、基板１１と、下地層１２と、強磁性体層１３（金属層）と、非磁性中間層１４（非磁性金属層）と、強磁性体層１５（金属層）と、保護層１６と、を有する。具体的には、ＣＰＰ−ＧＭＲ素子１０は、基板１１に、下地層１２、強磁性体層１３、非磁性中間層１４、強磁性体層１５、保護層１６を順に積層した構造を有する。

強磁性体層１３（固定層）の磁化の固定は、下地層１２に反強磁性層を用いて、反強磁性体層と強磁性体層１３の交換結合により実現される。強磁性体層１３の磁化の方向は、膜面内方向の所定方向に規定される。
強磁性体層１５（自由層）は、外部磁場に応じて磁化の向きが変化するように構成されている。

ＣＰＰ−ＧＭＲ素子の膜面垂直方向に電流を流した場合、外部磁場に依存して、そのＣＰＰ−ＧＭＲ素子の抵抗値（Ｒ）が変化する（図２参照）。
巨大磁気抵抗効果は、非磁性中間層１４を介する強磁性体層１３と強磁性体層１５の磁化の状態により、伝導電子の散乱が異なるスピン散乱を要因としている。強磁性体層１３と強磁性体層１５の磁化の向きが平行の場合に素子抵抗が低く、強磁性体層１３と強磁性体層１５の磁化の向きが反平行の場合に素子抵抗が高い。

磁気抵抗変化率（ＭＲ比）は（高抵抗値−低抵抗値）／低抵抗値で規定される。このＭＲ比は、ＣＰＰ−ＧＭＲ素子の出力に比例する。

ＣＰＰ−ＧＭＲ素子をハードディスクドライブ用の磁気記録読み取り用ヘッド素子などの磁気デバイスに応用する場合、高いＭＲ比と、最適な素子抵抗を両立させることが重要となる。即ち、デバイス設計上の制約から規定される素子抵抗値においてＣＰＰ−ＧＭＲ素子が大きな抵抗値変化（ΔＲＡ）を示すことが重要である。

図３は本発明の実施形態に係る膜面垂直通電型巨大磁気抵抗（ＣＰＰ−ＧＭＲ）素子の一例を示す模式断面図である。
本実施形態では、基板１１は、（１００）配向のＭｇＯ基板などであり、所定の材料により形成されている。

下地層１２は、基板１１上に形成されている。本実施形態では、下地層１２は、基板１１上に形成された第１下地層１２ＡとしてのＣｒ層（２０ｎｍ）、第１下地層１２Ａ上に形成された第２下地層１２ＢとしてのＡｇ層（４０ｎｍ）を有するＣｒ／Ａｇ層からなる。

強磁性体層１３は、下地層１２上に形成されている。この強磁性体層１３としては、ホイスラー合金薄膜、または、鉄コバルト系合金薄膜などの強磁性合金を採用することができ、それはＬ２₁規則構造、体心立方構造、または、Ｂ２規則構造を有する。
強磁性体層１３の形成材料の一つとして挙げられるホイスラー合金は、ハーフメタルである。ハーフメタルは、例えば、電子の上向きスピンの状態密度が金属的であり、下向きスピンの状態密度が半導体的である。フェルミ準位近傍で下向きスピンにバンドギャップが生じる。つまり、フェルミ準位では、電子の下向きスピンの状態密度が０であり、上向きスピンの電子のみが存在する。このため、ハーフメタルのスピン分極率は１または１に近い値である。すなわち、ハーフメタルは高いスピン分極率を有する。
ホイスラー合金は、Ｌ２₁規則構造を有する合金であり、強磁性体を構成元素に含む強磁性合金や、単体元素では強磁性を示さないが化合物を構成すると強磁性体となる合金である。Ｌ２₁規則構造を持つホイスラー合金は、一般的にキュリー温度が室温以上であり、スピン分極率が１または１に近い値である。

ＣＰＰ−ＧＭＲ素子は、電子のスピン依存散乱により磁気抵抗効果を得る。このため、ハーフメタルなどのスピン分極率の高い強磁性材料を用いて、伝導電子のスピンを１種類に分極することで、高い磁気抵抗効果を得ることができる。

本実施形態では、強磁性体層１３は、Ｃｏ₂Ｆｅ_xＭｎ_1-xＳｉ（ｘ＝０．０〜１．０）のホイスラー合金である。
具体的には、強磁性体層１３として、Ｃｏ₂Ｆｅ_0.4Ｍｎ_0.6Ｓｉの結晶構造（ＣＦＭＳ）を採用した。強磁性体層の層厚は２０ｎｍである。尚、強磁性体層１３の層厚は、上記実施形態に限られるものではなく、例えば、３〜３０ｎｍ程度の範囲内であればよい。

非磁性中間層１４は、強磁性体層１３上に形成されている。
また、非磁性中間層１４は、Ａｇ_100-xＭｇ_x金属化合物（４≦ｘ＜２５［ａｔ．％］）である。好ましくは、非磁性中間層１４は、Ａｇ_100-xＭｇ_x金属化合物（１２≦ｘ≦２２［ａｔ．％］）である。このＡｇ−Ｍｇは、Ｍｇの含有率によって異なる結晶構造となる。結晶構造の詳細については後述する。この非磁性中間層の層厚は、約２〜１０ｎｍ、好ましくは３〜７ｎｍ、最適には５ｎｍ程度である。

強磁性体層１５は、非磁性中間層１４上に形成されている。この強磁性体層１５としては、ホイスラー合金薄膜、または、鉄コバルト系合金薄膜などの強磁性合金を採用することができ、それはＬ２₁規則構造、体心立方構造、または、Ｂ２規則構造を有する。本実施形態では、強磁性体層１５と強磁性体層１３とで、同じ形成材料のものを採用している。
本実施形態では、強磁性体層１５は、強磁性体層１３よりも薄く形成されており、強磁性体層１５の層厚は３〜１０ｎｍ程度、好ましくは４ｎｍ〜６ｎｍ程度、最適には５ｎｍ程度である。
本実施形態では、強磁性体層１５として、Ｃｏ₂Ｆｅ_xＭｎ_1-xＳｉ（ｘ＝０．０〜１．０）、詳細には、Ｃｏ₂Ｆｅ_0.4Ｍｎ_0.6Ｓｉ（ＣＦＭＳ）の組成を採用した。

保護層１６は、強磁性体層１５上に形成されている。この保護層１６は強磁性体層１５の酸化防止機能を有する。本実施形態では、保護層１６は、第１保護層１６ＡとしてのＡｇ層（２ｎｍ）、第１保護層１６Ａ上に形成された第２保護層１６ＢとしてのＡｕ層（５ｎｍ）を有するＡｇ／Ａｕ層からなる。

ＣＰＰ−ＧＭＲ素子の製造方法の一例を説明する。
本実施形態では、ＣＰＰ−ＧＭＲ素子は、超高真空スパッタ装置を用いて、室温で各層を順に積層・成膜することにより形成された。尚、強磁性体層１３、非磁性中間層１４、強磁性体層１５などには、成膜後に所定温度（５００〜６５０℃）でアニーリング処理を施す。詳細には、上記強磁性体層１３、非磁性中間層１４、強磁性体層１５などは、成膜後、所定温度（５００〜６５０℃）から室温まで約１０℃／ｍｉｎで冷却される。これは急速冷却ではない。この場合、非磁性中間層１４のＡｇ_100-xＭｇ_x金属化合物（４≦ｘ＜２５［ａｔ．％］）は、Ｍｇの量に応じて、Ｌ１₂規則構造やｆｃｃ構造となる。
ＣＰＰ−ＧＭＲ素子は、電子線リソグラフィーおよびＡｒエッチングにより、磁気抵抗特性を評価可能な形状に微細加工されて形成される。

本願発明者は、非磁性中間層を含むＣＰＰ−ＧＭＲ素子を作製し、非磁性中間層の結晶構造を確認している。
図４は本発明の実施形態に係る膜面垂直通電型巨大磁気抵抗（ＣＰＰ−ＧＭＲ）素子の非磁性中間層の組成と構造の一例を示す図である。図４において、縦軸に温度（℃）を示し、横軸にＡｇ−Ｍｇ合金におけるＭｇの含有比率［ａｔ．％］を示す。尚、図４はコンピュータの演算（シミュレーション）による計算値を示す。
図５は非磁性中間層の結晶構造の一例を示す図である。詳細には、図５（ａ）は面心立方格子構造（ｆｃｃ構造）を示す模式図、図５（ｂ）はＬ１₂規則構造を示す模式図である。

図４に示したように、太線で囲まれた領域において、Ａｇ−Ｍｇ合金の非磁性中間層の結晶構造がＬ１₂規則構造となっている。詳細には、Ｍｇの組成比率が１３〜２４［ａｔ．％］の場合に、３９２℃乃至Ｍｇ組成によってはそれより低い温度でＬ１₂規則構造となっている（図５（ｂ）参照）。Ｌ１₂構造は、Ａｇ−Ｍｇ面とＡｇ面を交互に積み重ねた構造となっている。Ｍｇの組成比率が４〜１３ａｔ．％の場合には面心立方格子構造（ｆｃｃ構造）となる（図５（ａ）参照）。図５（ａ）に示す各頂点や各面の中心には、Ｍｇの組成比率に応じて、Ａｇ原子またはＭｇ原子がランダムに配置される。
また、非磁性中間層において、Ｍｇの組成比率を２５［ａｔ．％］以上とした場合、非磁性中間層と強磁性体層の界面での格子定数の不整合により、平坦かつ下部の強磁性体層の結晶配向を維持した薄膜が得られず、ＣＰＰ−ＧＭＲ素子の非磁性中間層には適さない。

図６は非磁性中間層の反射高速電子線回折（ＲＨＥＥＤ：Reflection High Energy Electron Diffraction）による回折像の一例を示す図である。
詳細には、室温で、ＭｇＯ基板上にＣｒ層（２０ｎｍ）を成膜し、その上に強磁性体層（２０ｎｍ）としてＣＦＭＳ層を成膜し、その上にＡｇ_100-xＭｇ_x層（５ｎｍ）を成膜した。そのＡｇ_100-xＭｇ_x層（ｘ＝０、１７、２２、２６［ａｔ．％］）に対して反射高速電子線回折によりＲＨＥＥＤパターンを得た。

図６に示したように、ｘ＝１７、２２［ａｔ．％］の場合に、Ｌ１₂規則構造Ａｇ−Ｍｇ層による回折パターンを得ることができた（図６の矢印参照）。また、Ａｇ−Ｍｇ層のＭｇの組成比率を増加させ、Ｍｇの組成比率が２６［ａｔ．％］以上の場合では、Ｌ１₂規則構造による回折パターンを得ることができず、きれいな規則構造が形成されていないことがわかる。
また、ｘ＝０［ａｔ．％］の場合には、当然、Ｌ１₂規則構造Ａｇ−Ｍｇによるピークは得られなかった。

図７は膜面垂直通電型巨大磁気抵抗素子の高角散乱環状暗視野走査透過顕微鏡法によるＨＡＡＤＦ（High-Angle-Annular-Dark-Field）−ＳＴＥＭ（Scanning Transmission Electron Microscope）像およびその部分拡大像の一例を示す図である。詳細には、図７の右側に、ＣＰＰ−ＧＭＲ素子全体のＨＡＡＤＦ−ＳＴＥＭ像を示し、左側にその部分拡大像の一例を示す。図７に示した例では、非磁性中間層はＡｇ_100-xＭｇ_x層（ｘ＝１７［ａｔ．％］）である。
図７に示したＣＰＰ−ＧＭＲ素子の断面画像により、非常に平滑な界面を有していることが確認された。詳細には、２つの強磁性体層（ＣＦＭＳ）の間に非磁性中間層としてのＡｇ−Ｍｇ層を設けた３層が明確な格子像を示し、各界面が比較的平坦に形成されており、きれいにエピタキシャル成長していることが確認できた。

図８は膜面垂直通電型巨大磁気抵抗（ＣＰＰ−ＧＭＲ）素子の各組成における非磁性中間層と強磁性体層（ＣＦＭＳ）の断面図である。詳細には、図８（ａ）はＢｒｉｇｈｔ−ｆｉｅｌｄ−ＳＴＥＭ像（明視野像）、図８（ｂ）はＨＡＡＤＦ−ＳＴＥＭ像の一例を示す図である。図８（ａ）、図８（ｂ）には、Ａｇ_100-xＭｇ_x層（ｘ＝４、１２、１７、２２［ａｔ．％］）の場合を示している。
図８（ａ）、図８（ｂ）に示したように、Ａｇ_100-xＭｇ_x層（ｘ＝１７、２２［ａｔ．％］）では、Ｌ１₂規則構造のＡｇ−Ｍｇ層が得られることがわかった。また、ｘ＝４、１２［ａｔ．％］の場合では、主にｆｃｃ構造となっていることがわかった。

図９は、膜面垂直通電型巨大磁気抵抗素子の素子抵抗値の測定値の一例を示す図である。図９（ａ）は本発明の実施形態に係るＬ１₂規則構造Ａｇ−Ｍｇ中間層（Ａｇ₈₃Ｍｇ₁₇層）を有するＣＰＰ−ＧＭＲ素子の場合を示す図、図９（ｂ）はＡｇ中間層を有するＣＰＰ−ＧＭＲ素子の場合（比較例）を示す図である。図９（ａ）、図９（ｂ）において、縦軸に抵抗値Ｒ_p（Ω）を示し、横軸に素子面積の逆数として１／Ａ（μｍ^-2）を示す。

図９（ａ）に示したグラフから、本発明の実施形態に係るＬ１₂規則構造Ａｇ−Ｍｇ中間層を有するＣＰＰ−ＧＭＲ素子の素子抵抗値は、ＲＡ＝５１±４ｍΩμｍ²であり、ＣＰＰ−ＧＭＲ素子以外の電極等による寄生抵抗値は、Ｒ_para＝０．３０±０．１４であった。

図９（ｂ）に示したグラフから、比較例のＡｇ中間層を有するＣＰＰ−ＧＭＲ素子の素子抵抗値はＲＡ＝２６±１ｍΩμｍ²であり、Ｒ_para＝０．４３±０．０４であった。

すなわち、本発明の実施形態に係るＬ１₂規則構造Ａｇ−Ｍｇ中間層を有するＣＰＰ−ＧＭＲ素子の素子抵抗（ＲＡ）値は、上記比較例の２倍程度であることがわかった。

図１０は膜面垂直通電型巨大磁気抵抗素子の素子抵抗（ＲＡ）特性の一例を示す図である。詳細には、図１０（ａ）は本発明の実施形態に係るＬ１₂規則構造Ａｇ−Ｍｇ非磁性中間層（Ａｇ₈₃Ｍｇ₁₇層）を有するＣＰＰ−ＧＭＲ素子の場合、図１０（ｂ）はＡｇ中間層を有するＣＰＰ−ＧＭＲ素子の場合（比較例）を示す図である。図１０（ａ）、図１０（ｂ）において、縦軸にＲＡ値（ｍΩμｍ²）を示し、横軸に磁場Ｈ（ｍＴ）を示す。

詳細には、ＣＰＰ−ＧＭＲ素子の膜面に垂直方向に通電するように定電流源（数十μＡ程度）を接続して、ＣＰＰ−ＧＭＲ素子の抵抗値Ｒを測定した。縦軸は、図９より算出したＲＡ値を用いてＲをＲＡに換算した。その際、ＣＰＰ−ＧＭＲ素子の膜面面内方向に外部磁場を印加した。

先ず、本発明の実施形態に係るＬ１₂規則構造Ａｇ−Ｍｇ非磁性中間層を有するＣＰＰ−ＧＭＲ素子の場合について説明する。
図１０（ａ）に示したように、ＣＰＰ−ＧＭＲ素子の層面内方向に外部磁場を印加し、磁場の大きさを−５０ｍＴから徐々に増加させた場合、磁場−１５ｍＴ付近でＲＡ値が急激に増大し、その後、磁場が０ｍＴとなるまで、ＲＡ値が緩やかに増大する。そして、磁場を０ｍＴから２０ｍＴに増加させた場合、ＲＡ値が緩やかに減少する。さらに磁場を増大させた場合、磁場２０ｍＴ付近で、ＲＡ値が約５１ｍΩμｍ²まで急激に減少し、磁場５０ｍＴまで、ＲＡ値が略一定値を示す。
逆に、磁場の大きさを５０ｍＴから徐々に減少させた場合、磁場１０ｍＴ付近でＲＡ値が急激に増大し、その後、磁場が０ｍＴとなるまで、ＲＡ値が緩やかに増大する。そして、磁場を０ｍＴから約−２５ｍＴに減少させた場合、ＲＡ値が緩やかに減少する。さらに磁場を減少させた場合、磁場−２５ｍＴ付近で、ＲＡ値が約５１ｍΩμｍ²まで急激に減少し、磁場−５０ｍＴまで、ＲＡ値が略一定値を示す。つまり、図１０（ａ）に示した例では、ＲＡ値の最大値が約７４ｍΩμｍ²であり、最小値が約５１ｍΩμｍ²であった。

比較例のＡｇ非磁性中間層を有するＣＰＰ−ＧＭＲ素子の場合、図１０（ｂ）に示したように、磁場を変化させると、ＲＡ値の最大値が約３８．５ｍΩμｍ²であり、最小値が約２６ｍΩμｍ²であった。

上述したように、本発明の実施形態に係るＬ１₂規則構造Ａｇ−Ｍｇ非磁性中間層を有するＣＰＰ−ＧＭＲ素子のＲＡ値は、比較例の約１．９倍（最大値ベース）であった。

図１１はＬ１₂規則構造の非磁性中間層（Ａｇ₈₃Ｍｇ₁₇層）を有する膜面垂直通電型巨大磁気抵抗素子の特性の一例を示す図である。詳細には、図１１（ａ）は磁気抵抗変化の一例を示す図、図１１（ｂ）は出力電圧（ΔＶ）特性の一例を示す図である。詳細には、図１１（ａ）において、縦軸に磁気抵抗変化値ΔＲＡ（ｍΩμｍ²）を示し、横軸にバイアス電圧（ｍＶ）を示す。図１１（ｂ）において、縦軸に出力電圧である電圧変化値ΔＶ（ｍＶ）を示し、横軸にバイアス電圧（ｍＶ）を示す。尚、Ｌ１₂規則構造Ａｇ−Ｍｇ非磁性中間層を有するＣＰＰ−ＧＭＲ素子の測定値を丸印で示し、比較例のＡｇ非磁性中間層を有するＣＰＰ−ＧＭＲ素子の測定値を四角印で示す。

ＣＰＰ−ＧＭＲ素子の膜面に垂直方向に通電するように定電流源を接続し、電流値を変化させることで素子にかかるバイアス電圧を調整し、ＣＰＰ−ＧＭＲ素子の抵抗値を測定し、磁気抵抗変化値ΔＲＡを算出した。出力電圧ΔＶは素子の抵抗値変化（磁場を掃引した際の最大抵抗値と最小抵抗値の差）に測定時の電流値を乗算して求めた。

上記本発明の実施形態に係るＬ１₂規則構造Ａｇ−Ｍｇ非磁性中間層を有するＣＰＰ−ＧＭＲ素子では、比較例と比べて、高い磁気抵抗変化値ΔＲＡ（ｍΩμｍ²）、高い出力電圧ΔＶ（ｍＶ）が得られた。
詳細には、図１１（ａ）に示したように、バイアス電圧が大きいほど、ΔＲＡ値が小さくなる。Ｌ１₂規則構造Ａｇ−Ｍｇ非磁性中間層を有するＣＰＰ−ＧＭＲ素子は、いずれのバイアス電圧でも比較例よりも高いΔＲＡ値であった。
また、図１１（ｂ）に示したように、バイアス電圧が０から約４０ｍＶに増加した場合、Ｌ１₂規則構造Ａｇ−Ｍｇ非磁性中間層を有するＣＰＰ−ＧＭＲ素子では出力電圧ΔＶ（ｍＶ）が増加し、最大値約４．９ｍＶとなり、バイアス電圧が４０ｍＶ以上８０ｍＶまで増加した場合、出力電圧ΔＶ（ｍＶ）が減少した。
Ｌ１₂規則構造Ａｇ−Ｍｇ非磁性中間層を有するＣＰＰ−ＧＭＲ素子では、比較例と比べて、約１．３倍の出力電圧ΔＶ（ｍＶ）が得られた。

表１に、Ｌ１₂規則構造Ａｇ−Ｍｇ非磁性中間層を有するＣＰＰ−ＧＭＲ素子と、Ａｇ中間層を有するＣＰＰ−ＧＭＲ素子（比較例）の素子抵抗値ＲＡ、ＭＲ比（ＭＲ_obs、ＭＲ_int）、磁気抵抗変化値ΔＲＡをまとめて示す。尚、各値は、複数回測定の平均値であり、カッコ内の値は、複数回測定の最大値を示す。ＭＲ_obs、ＭＲ_intは、次の数式で定義される。

ＭＲ_obs＝（Ｒ_AP−Ｒ_P）／Ｒ_P、
ＭＲ_int＝（Ｒ_AP−Ｒ_P）／（Ｒ_P−Ｒ_PARA）。

Ｒ_APは強磁性体層１３と強磁性体層１５において反平行磁化状態での素子の抵抗値を示し、Ｒ_Pは強磁性体層１３と強磁性体層１５において平行磁化状態での素子の抵抗値を示し、Ｒ_paraは寄生抵抗値を示す。

表１に示したように、Ｌ１₂規則構造Ａｇ−Ｍｇ非磁性中間層（Ａｇ₈₃Ｍｇ₁₇層）を有するＣＰＰ−ＧＭＲ素子では、比較例と比較してＲＡ値、ΔＲＡ値が約２倍程度大きい値となった。また、ＭＲ比は、Ｌ１₂規則構造Ａｇ−Ｍｇ非磁性中間層を有するＣＰＰ−ＧＭＲ素子と、比較例では略同じ値であった。

図１２は本発明の実施形態に係る非磁性中間層（Ａｇ_100-xＭｇ_x金属化合物（ｘ＝４、１２、１７［ａｔ．％］））を有する膜面垂直通電型巨大磁気抵抗素子の特性の一例を示す図である。詳細には、図１２（ａ）は素子のＲＡ値を示す図であり、縦軸にＲＡ値を示し、横軸にＭｇ組成比ｘ［ａｔ．％］を示す。図１２（ｂ）は素子のΔＲＡ値を示す図であり、縦軸にΔＲＡ値を示し、横軸にＭｇ組成比ｘ［ａｔ．％］を示す。図１２（ｃ）は素子のＭＲ比を示す図であり、縦軸にＭＲ比を示し、横軸にＭｇ組成比ｘ［ａｔ．％］を示す。尚、比較例のＡｇ非磁性中間層を有するＣＰＰ−ＧＭＲ素子の特性を、ｘ＝０に示している。

図１２（ａ）に示したように、Ｍｇ組成比ｘ＝４、１２、１７の場合、比較例（ｘ＝０）よりも素子抵抗値（ＲＡ値）が大きい値を示している。また、上記Ｍｇ組成比ｘの範囲では、ｘが大きいほど、ＲＡ値が増加している。
図１２（ｂ）に示したように、Ｍｇ組成比ｘ＝４、１２、１７［ａｔ．％］の場合、比較例（ｘ＝０）よりも素子抵抗値（ΔＲＡ値）が大きい値を示している。また、上記Ｍｇ組成比ｘの範囲では、ｘが大きいほど、ΔＲＡ値が増加している。
図１２（ｃ）に示したように、Ｍｇ組成比ｘ＝４、１２、１７［ａｔ．％］の場合、比較例（ｘ＝０）と略同じＭＲ比を示している。

すなわち、上述したように、Ｍｇ組成比ｘ＝４、１２、１７［ａｔ．％］の場合、この非磁性中間層を有するＣＰＰ−ＧＭＲ素子は、比較例よりも高いＲＡ値、ΔＲＡ値を示し、比較例と略同じＭＲ比を示した。
非磁性中間層は、Ｍｇ組成比ｘ＝１７、２２の場合、Ｌ１₂規則構造である。このため、Ｍｇ組成比ｘ＝２２の場合であっても、膜面垂直通電型巨大磁気抵抗素子は、比較例よりも高いＲＡ値、ΔＲＡ値を示し、比較例と略同じＭＲ比を示すと推測される。

図１３はＭＲ比と素子抵抗値ＲＡの関係を示す図である。詳細には、図１３において、縦軸にＭＲ比（％）を示し、横軸に素子抵抗値ＲＡ（Ωμｍ²）を示す。
図１３の左上部分に、５Ｔｂｉｔ／ｉｎｃｈ²の面記録密度の次世代ハードディスクドライブに、磁気読み取り用ヘッド素子としてＣＰＰ−ＧＭＲ素子を用いる場合に要求されるＭＲ比とＲＡ値の範囲を示している。この範囲は、スピントルクノイズやインピーダンス整合性を考慮して規定されている。

図１３において、星印が本発明の実施形態に係るＡｇ−Ｍｇ非磁性中間層を有するＣＰＰ−ＧＭＲ素子の値を示す。丸印は、従来のホイスラー合金を強磁性層体に採用したＣＰＰ−ＧＭＲ素子（非磁性中間層がＡｇ−Ｍｇ層でない）の値を示す。三角印は、従来の３ｄ Ｆｅｒｒｏ ＣＰＰ−ＧＭＲ素子の値を示す。
逆三角印は、従来のＣＣＰ（Current-Confined-Path）−ＮＯＬ（Nano-Oxide Layer）を有するＧＭＲ素子の値を示す。四角印は、従来のＭｇＯ−ＭＴＪ（Magnetic Tunnel Junction）素子（磁気トンネル接合素子）の値を示す。

従来の３ｄ Ｆｅｒｒｏ ＣＰＰ−ＧＭＲ素子、従来のＣＣＰ−ＮＯＬを有するＧＭＲ素子では、ＭＲ比が比較的小さい。
従来のＭｇＯ−ＭＴＪ素子では、大きなＭＲ比であるが、強磁性体層の間に絶縁体層を設けたトンネル接合素子であるので、ＲＡ値が比較的大きい。

また、従来のホイスラー合金を強磁性層体に採用したＣＰＰ−ＧＭＲ素子（非磁性中間層がＡｇ−Ｍｇ層でない）では、ＭＲ比が約５〜１０％程度であったものが約３５〜５５％程度に改良されてきたが、ＲＡ値が比較的低い値であった。
本発明の実施形態に係るＣＰＰ−ＧＭＲ素子では、Ａｇ−Ｍｇ非磁性中間層を採用することにより、大きなＭＲ比で、且つ、大きなＲＡ値（回路設計に適したＲＡ値０．０１Ωμｍ²〜０．１Ωμｍ²程度）であった（図１３の星印参照）。尚、ＲＡ値が低すぎるとノイズに弱くなり、ＲＡ値が高すぎると周辺回路とのインピーダンス整合性が悪化するとともに、素子の発熱が大きくなる。
すなわち、本発明の実施形態に係るＣＰＰ−ＧＭＲ素子は、５Ｔｂｉｔ／ｉｎｃｈ²の面記録密度の次世代ハードディスクドライブに、磁気読み取り用ヘッド素子としてＣＰＰ−ＧＭＲ素子を用いる場合に要求される特性を満たしている。

尚、上記実施形態では、Ａｇ_100-xＭｇ_x金属化合物（４≦ｘ＜２５［ａｔ．％］）の非磁性中間層１４（スペーサ層）を有するＣＰＰ−ＧＭＲ素子の強磁性体層は、ホイスラー合金薄膜（ＣＦＭＳなどの強磁性体層１３、ＣＦＭＳなどの強磁性体層１５）であったが、この形態に限られるものではない。例えば、ＣＰＰ−ＧＭＲ素子は、Ｌ２₁規則構造、体心立方構造、または、Ｂ２規則構造を有する鉄コバルト系合金薄膜（強磁性体層１３、強磁性体層１５）間に、Ａｇ_100-xＭｇ_x金属化合物（４≦ｘ＜２５［ａｔ．％］）の非磁性中間層１４（スペーサ層）を配置した構造を有していてもよい。

以上、説明したように、本発明の実施形態に係る膜面垂直通電型巨大磁気抵抗（ＣＰＰ−ＧＭＲ）素子１０は、ホイスラー合金薄膜（ＣＦＭＳなどの強磁性体層１３、ＣＦＭＳなどの強磁性体層１５）間に非磁性中間層１４（スペーサ層）を配置した構造を有する。このホイスラー合金薄膜が、Ｌ２₁規則構造、体心立方構造、または、Ｂ２規則構造を有する強磁性合金からなる。また、非磁性中間層１４（スペーサ層）が、Ａｇ_100-xＭｇ_x金属化合物（４≦ｘ＜２５［ａｔ．％］）からなる。好ましくは、非磁性中間層１４は、Ａｇ_100-xＭｇ_x金属化合物（１２≦ｘ≦２２［ａｔ．％］）である。磁気デバイスは、この膜面垂直通電型巨大磁気抵抗（ＣＰＰ−ＧＭＲ）素子を有する。
Ａｇ_100-xＭｇ_x金属化合物（４≦ｘ＜２５［ａｔ．％］）は、一般的に用いられる強磁性材料（ホイスラー合金薄膜、または、鉄コバルト系合金薄膜が、Ｌ２₁規則構造、体心立方構造、または、Ｂ２規則構造を有する強磁性合金）との格子整合性が良好であり、ＧＭＲ素子の多層膜形成が容易である。

詳細には、Ａｇ_100-xＭｇ_x金属化合物（４≦ｘ＜２５［ａｔ．％］））の非磁性中間層は、高出力なＣＰＰ−ＧＭＲ素子の作製に有用とされる、ハーフメタルホイスラー合金材料（Ｃｏ₂Ｆｅ_xＭｎ_1-xＳｉ、ｘ＝０．０〜１．０）（強磁性体層）や、Ｃｏ−Ｆｅ合金（強磁性体層）との格子不整合性が約３％未満と比較的小さく、金属異種材料同士の積層膜作製に適している。
すなわち、上述したように、Ａｇ_100-xＭｇ_x金属化合物（４≦ｘ＜２５［ａｔ．％］）の非磁性中間層を採用したことにより、高出力の膜面垂直通電型巨大磁気抵抗素子を提供することができる。

尚、Ａｇ_100-xＭｇ_x金属化合物は、ｘ＝１３〜２４［ａｔ．％］の場合にＬ１₂規則構造となっている（図４、図６、図７、図８参照）。ｘ＝４〜１３［ａｔ．％］の場合に面心立方格子構造（ｆｃｃ構造）である（図４、図６、図８参照）。また、非磁性中間層において、ｘ≧２５［ａｔ．％］の場合、非磁性中間層と強磁性体層の界面での格子定数の不整合により、非磁性中間層としては、きれいな結晶構造が得られない（図６参照）。

次に、Ｂ２構造（比較例）に対する、ｆｃｃ構造やＬ１₂規則構造の非磁性中間層を有するＣＰＰ−ＧＭＲ素子の利点を詳細に説明する。
本発明の実施形態に係るＣＰＰ−ＧＭＲ素子において、ｆｃｃ構造又はＬ１₂規則構造のＡｇ−Ｍｇ中間層は、比較例としてのＢ２構造のＡｇ−Ｍｇ合金と比較して、強磁性体層に用いられる、Ｆｅ−Ｃｏ合金またはハーフメタルホイスラー合金薄膜に対する格子不整合度が低いという利点がある。

ここで、格子不整合度とは、例えば、中間層材料Ａと強磁性体材料Ｂの結晶格子定数をそれぞれａ，ｂとした場合、｜（ａ−ｂ）｜／ｂ×１００（％）で定義される数値である。

表２に、ｆｃｃ構造Ａｇ、Ｌ１₂規則構造Ａｇ₃Ｍｇ、Ｂ２構造ＡｇＭｇの非磁性中間層用材料と、Ｆｅ、ハーフメタルホイスラー合金Ｃｏ₂ＭｎＳｉ、Ｃｏ₂Ｆｅ_0.4Ｍｎ_0.6Ｓｉの強磁性体層用材料との格子不整合度を示す。

ｆｃｃ構造のＡｇ−Ｍｇ合金の格子定数はＭｇ組成に依存するが、ＡｇとＬ１₂規則構造Ａｇ₃Ｍｇの間の値であり、格子不整合度はＡｇおよびＬ１₂−Ａｇ₃Ｍｇと同程度で２％から３％程度である。

比較例として、Ｍｇ組成比率約３４［ａｔ．％］以上で形成されるＢ２構造のＡｇＭｇからなる非磁性中間層では、Ｆｅ、ハーフメタルホイスラー合金Ｃｏ₂ＭｎＳｉ、Ｃｏ₂Ｆｅ_0.4Ｍｎ_0.6Ｓｉの強磁性体層用材料との格子不整合度が１３．２〜１４．７％であり、非常に大きい。この場合、非磁性中間層と強磁性体層の界面で凹凸が非常に大きい。
また、Ｍｇ組成比ｘ≧２６［ａｔ．％］の場合、ＲＨＥＥＤによる観察の結果、点状の回折像は、薄膜表面の凹凸が大きくなることを示している。
Ａｇ−Ｍｇ非磁性中間層の凹凸の増大は、非磁性中間層を挟むＦｅ−Ｃｏ合金またはホイスラー合金から成る磁性層の磁気的結合を誘起し、大きなΔＲＡを得るために必要な上下磁性層の磁化配置（反平行状態）を得にくくしたり、非磁性中間層自身の膜厚の不均一性を招き、非磁性中間層を挟む上下のＦｅ−Ｃｏ合金またはホイスラー合金から成る磁性層の短絡（ショート）を招き、ΔＲＡの減少、すなわち素子の電気的出力の減少につながる。

上述したように、本発明の実施形態に係るＣＰＰ−ＧＭＲ素子において、ｆｃｃ構造又はＬ１₂規則構造のＡｇ−Ｍｇ中間層は、比較例としてのＢ２構造のＡｇ−Ｍｇ合金と比較して、強磁性体層に用いられるＦｅ−Ｃｏ合金またはハーフメタルホイスラー合金薄膜に対する格子不整合度が低い。このため、非磁性中間層と強磁性体層の界面で凹凸が非常に小さい。このため、非磁性中間層を挟むＦｅ−Ｃｏ合金またはホイスラー合金から成る磁性層の磁気的結合が小さく、大きなΔＲＡを得るために必要な上下磁性層の磁化配置（反平行状態）を得やすい。
また、本発明の実施形態に係るＣＰＰ−ＧＭＲ素子において、非磁性中間層自身の膜厚が均一であり、非磁性中間層を挟む上下のＦｅ−Ｃｏ合金またはホイスラー合金から成る磁性層の短絡（ショート）が生じず、ΔＲＡ値が大きく、ＣＣＰ−ＧＭＲ素子の電気的出力が非常に大きい。

詳細には、本発明の実施形態によれば、素子抵抗値ＲＡが数十ｍΩμｍ²から数百ｍΩμｍ²の比較的小さい素子抵抗値領域で、大きな抵抗変化値（ΔＲＡ値）を得ることが可能な膜面垂直通電型巨大磁気抵抗（ＣＰＰ−ＧＭＲ）素子を提供することができる（図１１（ａ）参照）。

また、本発明によれば、その膜面垂直通電型巨大磁気抵抗素子を用いた磁気デバイスを提供することができる。磁気デバイスとしては、磁気記録された磁気媒体に関する磁気読み取り用ヘッド素子、磁気センサ素子、ロータリーエンコーダ、リニアエンコーダ、モーションセンサ、位置センサ、生体磁気計測器（心磁計、脳磁計）、磁気ランダムアクセスメモリ（ＭＲＡＭ）素子などの各種デバイスを挙げることができる。

以上、本発明の実施形態について図面を参照して詳述してきたが、具体的な構成はこれらの実施形態に限られるものではなく、本発明の要旨を逸脱しない範囲の設計の変更等があっても本発明に含まれる。
また、上述の各図で示した実施形態は、その目的及び構成等に特に矛盾や問題がない限り、互いの記載内容を組み合わせることが可能である。
また、各図の記載内容はそれぞれ独立した実施形態になり得るものであり、本発明の実施形態は各図を組み合わせた一つの実施形態に限定されるものではない。

１０…膜面垂直通電型巨大磁気抵抗（ＣＰＰ−ＧＭＲ）素子
１１…基板
１２…下地層
１２Ａ…第１下地層
１２Ｂ…第２下地層
１３…強磁性体層（ＣＦＭＳ）
１４…非磁性中間層
１５…強磁性体層（ＣＦＭＳ）
１６…保護層
１６Ａ…第１保護層
１６Ｂ…第２保護層

Claims (2)

1. ホイスラー合金薄膜間、または、鉄コバルト系合金薄膜間に、非磁性中間層（スペーサ層）を配置した構造を有する膜面垂直通電型巨大磁気抵抗（ＣＰＰ−ＧＭＲ）素子であって、
   前記ホイスラー合金薄膜、または、鉄コバルト系合金薄膜が、Ｌ２₁規則構造、体心立方構造、または、Ｂ２規則構造を有する強磁性合金からなり、
   前記非磁性中間層（スペーサ層）が、Ａｇ_100-xＭｇ_x金属化合物（４≦ｘ＜２５［ａｔ．％］）からなることを特徴とする
   膜面垂直通電型巨大磁気抵抗（ＣＰＰ−ＧＭＲ）素子。
2. 請求項１に記載の膜面垂直通電型巨大磁気抵抗（ＣＰＰ−ＧＭＲ）素子を有することを特徴とする磁気デバイス。

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