JP7599752B2 - 面直通電型巨大磁気抵抗素子及びその製造方法 - Google Patents
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Description
本発明は面直通電型巨大磁気抵抗素子及びその製造方法に関する。
ハードディスクドライブの磁気ヘッド、磁気センサ、及びスピントルク発振器などの磁気デバイスを高性能化させる技術として、面直通電型巨大磁気抵抗（ＣＰＰ－ＧＭＲ；Ｃｕｒｒｅｎｔ－． Ｐｅｒｐｅｎｄｉｃｕｌａｒ－ｔｏ－Ｐｌａｎｅ Ｇｉａｎｔ Ｍａｇｎｅｔｏｒｅｓｉｓｔａｎｃｅ）素子が注目されている。基本的なＣＰＰ－ＧＭＲ素子は、強磁性（ＦＭ；ｆｅｒｒｏｍａｇｎｅｔｉｃ）層／非磁性（ＮＭ；ｎｏｎ－ｍａｇｎｅｔｉｃ）層／強磁性（ＦＭ）層の構造を有しており、その積層薄膜をサブミクロン以下の径のピラー形状に加工することで作製される。
面直通電型巨大磁気抵抗素子の動作においては、ピラーに対して積層構造中の界面に垂直な方向に電流を流し、２つの強磁性層の磁化の相対的な向きが平行時と反平行時とで積層構造の電気抵抗が変化することを利用する。
面直通電型巨大磁気抵抗素子の動作においては、ピラーに対して積層構造中の界面に垂直な方向に電流を流し、２つの強磁性層の磁化の相対的な向きが平行時と反平行時とで積層構造の電気抵抗が変化することを利用する。
ＣＰＰ－ＧＭＲ素子の性能向上のためには、性能指標である磁気抵抗（ＭＲ）比と抵抗変化×ピラー面積積（ΔＲＡ）を向上するための技術開発が必要となる。強磁性層の材料として従来材料のＣｏＦｅを用いた場合、ＭＲ比は３％程度しかなく［非特許文献１］、実際の磁気デバイスに搭載するには不十分であるという課題があった。
ＭＲ比とΔＲＡを向上させるためには、強磁性層のバルクのスピン偏極率（β）と層同士の界面のスピン非対称性（γ）が高い材料系の選択が重要となる。これまで、強磁性層に高いβを有するＣｏ基ホイスラー合金（Ｃｏ２（Ｆｅ０．４Ｍｎ０．６）Ｓｉ、Ｃｏ２Ｆｅ（Ｇａ０．５Ｇｅ０．５）など）を適用し非磁性層として格子整合性の良好なＡｇやＡｇＺｎをスペーサー材料に用いた（００１）配向のホイスラー合金／Ａｇ（又はＡｇＺｎ）／ホイスラー合金エピタキシャルＣＰＰ－ＧＭＲ素子が開発され、３０－６０％のＭＲ比とΔＲＡ＝８－２０ｍΩμｍ２が実現された［特許文献１－２、非特許文献２－４］。
さらに最近、ホイスラー合金／Ａｇ界面に極薄（０．２１ｎｍ）のＮｉＡｌ層を挿入した、ホイスラー合金／ＮｉＡｌ／Ａｇ／ＮｉＡｌ／ホイスラー合金エピタキシャル構造のＣＰＰ－ＧＭＲ素子において、非常に高いＭＲ比（８２％）とΔＲＡ（３１ｍΩμｍ２）が達成された［特許文献３］。これは、ホイスラー合金／ＮｉＡｌ界面の高いγを利用したものであるが、０．２１ｎｍもの極薄挿入層の均質性の問題から、素子性能のばらつきに課題がある。
一方、より実用的な多結晶磁気抵抗素子においても、ホイスラー合金Ｃｏ２Ｍｎ０．６Ｆｅ０．４ＧｅとＡｇＳｎスペーサーやＡｇＩｎＺｎＯ前駆体スペーサーを用いたＣＰＰ－ＧＭＲ素子において、それぞれ１８％、５４％のＭＲ比が観測されている［特許文献４］。しかし、後者の大きなＭＲ比は電流狭窄構造スペーサーによってもたらされるものであり、こちらも素子性能のばらつきに課題がある。これらの成果を踏まえ、単結晶と多結晶の双方のデバイスで、大きなＭＲ比やΔＲＡを素子ばらつき少なく安定に実現するための新規なアイデアが求められる。
一方、より実用的な多結晶磁気抵抗素子においても、ホイスラー合金Ｃｏ２Ｍｎ０．６Ｆｅ０．４ＧｅとＡｇＳｎスペーサーやＡｇＩｎＺｎＯ前駆体スペーサーを用いたＣＰＰ－ＧＭＲ素子において、それぞれ１８％、５４％のＭＲ比が観測されている［特許文献４］。しかし、後者の大きなＭＲ比は電流狭窄構造スペーサーによってもたらされるものであり、こちらも素子性能のばらつきに課題がある。これらの成果を踏まえ、単結晶と多結晶の双方のデバイスで、大きなＭＲ比やΔＲＡを素子ばらつき少なく安定に実現するための新規なアイデアが求められる。
Ｓ． Ｙｕａｓａ ｅｔ ａｌ．， Ｊ． Ａｐｐｌ． Ｐｈｙｓ． ９２， ２６４６ （２００２）
Ｙ． Ｓａｋｕｒａｂａ ｅｔ ａｌ．， Ａｐｐｌ． Ｐｈｙｓ． Ｌｅｔｔ． １０１， ２５２４０８ （２０１２）
Ｓ． Ｌｉ ｅｔ ａｌ．， Ａｐｐｌ． Ｐｈｙｓ． Ｌｅｔｔ． １０３， ０４２４０５ （２０１３）
Ｙ． Ｄｕ ｅｔ ａｌ．， Ａｐｐｌ． Ｐｈｙｓ． Ｌｅｔｔ． １０７， １１２４０５ （２０１５）
Ｊ． Ｗ． Ｊｕｎｇ ｅｔ ａｌ．， Ａｐｐｌ． Ｐｈｙｓ． Ｌｅｔｔ． １０８， １０２４０８ （２０１６）
これまで、強磁性層／非磁性層界面のスピン非対称性（γ）は様々な組み合わせにおいて検証されており、前述の通り、ホイスラー合金／ＮｉＡｌ／Ａｇ／ＮｉＡｌ／ホイスラー合金エピタキシャル構造を形成し、ホイスラー合金／ＮｉＡｌの高いスピン非対称性（γ）を利用してＣＰＰ－ＧＭＲ素子の性能を向上した報告がある［非特許文献５］。
しかしながら、この構造では、サブナノメートルオーダーのＮｉＡｌ挿入層の膜厚制御が要求され、製品の歩留まりに影響するという課題もある。
しかしながら、この構造では、サブナノメートルオーダーのＮｉＡｌ挿入層の膜厚制御が要求され、製品の歩留まりに影響するという課題もある。
そこで、高いスピン偏極率（β）と層同士の界面のスピン非対称性（γ）を利用可能で、かつ膜厚設計も容易な積層構造を有する面直通電型巨大磁気抵抗素子の探索が望まれる。
本発明者らは、上記課題を解決するために鋭意研究を進めた結果、ホイスラー合金の高いスピン偏極率（β）と強磁性層／ホイスラー合金層界面のスピン非対称性（γ）を利用する積層構造膜を用いることにより、ＣＰＰ－ＧＭＲ素子の性能を向上させることができるのではないかと着想し、本発明を完成させるに至った。
［１］本発明の面直通電型巨大磁気抵抗素子は、シリコン基板よりなる基板１１と、基板１１に積層された下地層と、前記下地層に積層された第１の非磁性層１３ａ、１３ｂと、下部強磁性層１４ａ、下部ホイスラー合金層１４ｂ、第２の非磁性層１５、上部ホイスラー合金層１６ｂ、及び上部強磁性層１６ａを有する積層体層を少なくとも一つ有する巨大磁気抵抗効果層１７と、を備えるものである。
［２］本発明の面直通電型巨大磁気抵抗素子［１］において、好ましくは、前記シリコン基板はＳｉ（００１）単結晶基板であるとよい。
［３］本発明の面直通電型巨大磁気抵抗素子［１］又は［２］において、好ましくは、前記下地層は、Ｃｒ、Ｆｅ又はＣｏＦｅからなる群から選ばれた少なくとも一種からなるとよい。
［４］本発明の面直通電型巨大磁気抵抗素子［１］から［３］において、好ましくは、前記下地層は、膜厚が１０ｎｍ以上２００ｎｍ未満であるとよい。
［２］本発明の面直通電型巨大磁気抵抗素子［１］において、好ましくは、前記シリコン基板はＳｉ（００１）単結晶基板であるとよい。
［３］本発明の面直通電型巨大磁気抵抗素子［１］又は［２］において、好ましくは、前記下地層は、Ｃｒ、Ｆｅ又はＣｏＦｅからなる群から選ばれた少なくとも一種からなるとよい。
［４］本発明の面直通電型巨大磁気抵抗素子［１］から［３］において、好ましくは、前記下地層は、膜厚が１０ｎｍ以上２００ｎｍ未満であるとよい。
［５］本発明の面直通電型巨大磁気抵抗素子は、例えば図１に示すように、ＭｇＯ基板よりなる基板１１と、基板１１に積層された第１の非磁性層１３ａ、１３ｂと、下部強磁性層１４ａ、下部ホイスラー合金層１４ｂ、第２の非磁性層１５、上部ホイスラー合金層１６ｂ、及び上部強磁性層１６ａを有する積層体層を少なくとも一つ有する巨大磁気抵抗効果層１７と、を備えるものである。
［６］本発明の面直通電型巨大磁気抵抗素子［５］において、好ましくは、前記ＭｇＯ基板は（００１）単結晶基板であるとよい。
［７］本発明の面直通電型巨大磁気抵抗素子［１］から［６］において、好ましくは、
前記第１の非磁性層１３ａ、１３ｂはＡｇ、Ｖ、Ｃｒ、Ｗ、Ｍｏ、Ａｕ、Ｐｔ、Ｐｄ、Ｔａ、Ｒｕ、Ｒｅ、Ｒｈ、ＮｉＯ、ＣｏＯ、ＴｉＮ、ＣｕＮからなる群から選ばれた少なくとも一種であり、
前記下部強磁性層は、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉ、又はこれらの２元及び３元合金からなり、
前記下部ホイスラー合金層は、Ｃｏ基ホイスラー合金であり、
前記第２の非磁性層はＡg、Ｃｕ、Ａｌ、ＡｇＺｎ、及びＡｇＳｎからなる群から選ばれた少なくとも一種からなり、
前記上部ホイスラー合金層は、Ｃｏ基ホイスラー合金であり、
前記上部強磁性層は、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉ、又はこれらの２元及び３元合金からなるとよい。
［８］本発明の面直通電型巨大磁気抵抗素子［７］において、好ましくは、前記Ｃｏ基ホイスラー合金は、式Ｃｏ２ＹＺで表されると共に、
式中、ＹはＴｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ及びＦｅからなる群から選ばれた少なくとも一種からなり、ＺはＡｌ、Ｓｉ、Ｇａ、Ｇｅ、Ｉｎ及びＳｎからなる群から選ばれた少なくとも一種からなるとよい。
［６］本発明の面直通電型巨大磁気抵抗素子［５］において、好ましくは、前記ＭｇＯ基板は（００１）単結晶基板であるとよい。
［７］本発明の面直通電型巨大磁気抵抗素子［１］から［６］において、好ましくは、
前記第１の非磁性層１３ａ、１３ｂはＡｇ、Ｖ、Ｃｒ、Ｗ、Ｍｏ、Ａｕ、Ｐｔ、Ｐｄ、Ｔａ、Ｒｕ、Ｒｅ、Ｒｈ、ＮｉＯ、ＣｏＯ、ＴｉＮ、ＣｕＮからなる群から選ばれた少なくとも一種であり、
前記下部強磁性層は、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉ、又はこれらの２元及び３元合金からなり、
前記下部ホイスラー合金層は、Ｃｏ基ホイスラー合金であり、
前記第２の非磁性層はＡg、Ｃｕ、Ａｌ、ＡｇＺｎ、及びＡｇＳｎからなる群から選ばれた少なくとも一種からなり、
前記上部ホイスラー合金層は、Ｃｏ基ホイスラー合金であり、
前記上部強磁性層は、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉ、又はこれらの２元及び３元合金からなるとよい。
［８］本発明の面直通電型巨大磁気抵抗素子［７］において、好ましくは、前記Ｃｏ基ホイスラー合金は、式Ｃｏ２ＹＺで表されると共に、
式中、ＹはＴｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ及びＦｅからなる群から選ばれた少なくとも一種からなり、ＺはＡｌ、Ｓｉ、Ｇａ、Ｇｅ、Ｉｎ及びＳｎからなる群から選ばれた少なくとも一種からなるとよい。
［９］本発明の面直通電型巨大磁気抵抗素子［１］から［８］において、好ましくは、
前記第１の非磁性層１３ａ、１３ｂは、膜厚が０.５ｎｍ以上１００ｎｍ未満であり、
前記下部強磁性層は、膜厚が０.２ｎｍ以上７ｎｍ未満であり、
前記下部ホイスラー合金層は、膜厚が１．０ｎｍ以上７ｎｍ未満であり、
前記第２の非磁性層は、膜厚が１ｎｍ以上２０ｎｍ未満であり、
前記上部ホイスラー合金層は、膜厚が１．０ｎｍ以上７ｎｍ未満であり、
前記上部強磁性層は、膜厚が０.２ｎｍ以上７ｎｍ未満であって、
前記下部強磁性層と前記下部ホイスラー合金層の合計した膜厚が１．２ｎｍ以上１４ｎｍ未満であり、
前記上部強磁性層と前記上部ホイスラー合金層の合計した膜厚が１．２ｎｍ以上１４ｎｍ未満であるとよい。
［１０］本発明の面直通電型巨大磁気抵抗素子［１］から［９］において、好ましくは、磁気抵抗比は２０％以上であり、抵抗変化面積積（ΔＲＡ）は７ｍΩμｍ２以上であるとよい。
［１１］本発明の面直通電型巨大磁気抵抗素子［１］から［１０］において、好ましくは、巨大磁気抵抗効果層は、結晶方向を示すミラー指数で（００１）、（１１０）、又は（２１１）方位のエピタキシャル結晶方位を有する単結晶構造であるとよい。
［１２］本発明の面直通電型巨大磁気抵抗素子［１］から［１０］において、好ましくは、前記巨大磁気抵抗効果層は、多結晶構造であるとよい。
前記第１の非磁性層１３ａ、１３ｂは、膜厚が０.５ｎｍ以上１００ｎｍ未満であり、
前記下部強磁性層は、膜厚が０.２ｎｍ以上７ｎｍ未満であり、
前記下部ホイスラー合金層は、膜厚が１．０ｎｍ以上７ｎｍ未満であり、
前記第２の非磁性層は、膜厚が１ｎｍ以上２０ｎｍ未満であり、
前記上部ホイスラー合金層は、膜厚が１．０ｎｍ以上７ｎｍ未満であり、
前記上部強磁性層は、膜厚が０.２ｎｍ以上７ｎｍ未満であって、
前記下部強磁性層と前記下部ホイスラー合金層の合計した膜厚が１．２ｎｍ以上１４ｎｍ未満であり、
前記上部強磁性層と前記上部ホイスラー合金層の合計した膜厚が１．２ｎｍ以上１４ｎｍ未満であるとよい。
［１０］本発明の面直通電型巨大磁気抵抗素子［１］から［９］において、好ましくは、磁気抵抗比は２０％以上であり、抵抗変化面積積（ΔＲＡ）は７ｍΩμｍ２以上であるとよい。
［１１］本発明の面直通電型巨大磁気抵抗素子［１］から［１０］において、好ましくは、巨大磁気抵抗効果層は、結晶方向を示すミラー指数で（００１）、（１１０）、又は（２１１）方位のエピタキシャル結晶方位を有する単結晶構造であるとよい。
［１２］本発明の面直通電型巨大磁気抵抗素子［１］から［１０］において、好ましくは、前記巨大磁気抵抗効果層は、多結晶構造であるとよい。
［１３］本発明のデバイスは、面直通電型巨大磁気抵抗素子［１］から［１２］のいずれかを用いたものである。
［１４］本発明のデバイスにおいて、好ましくは、前記デバイスは、記憶素子上で使用される読み出しヘッド、磁界センサ、スピン電子回路、及びトンネル磁気抵抗（ＴＭＲ）デバイスのいずれか一つであるとよい。
［１４］本発明のデバイスにおいて、好ましくは、前記デバイスは、記憶素子上で使用される読み出しヘッド、磁界センサ、スピン電子回路、及びトンネル磁気抵抗（ＴＭＲ）デバイスのいずれか一つであるとよい。
［１５］本発明の面直通電型単結晶巨大磁気抵抗素子の製造方法は、シリコン基板を準備する工程と、
前記シリコン基板に、単結晶構造を持つ下地層を成膜する工程と、
前記下地層を成膜したシリコン基板に、第１の非強磁性材料を０℃以上１０００℃以下の基板温度で成膜する工程と、
前記第１の非強磁性材料を成膜した前記シリコン基板に、下部強磁性材料の層、下部ホイスラー合金層、第２の非強磁性材料の層、上部ホイスラー合金層、及び上部強磁性材料の層を有する積層体層を少なくとも一つ有する巨大磁気抵抗効果層を成膜する工程と、
前記巨大磁気抵抗効果層を成膜した前記シリコン基板を０℃以上１０００℃以下で熱処理する工程と、を有することができる。
［１６］本発明の面直通電型単結晶巨大磁気抵抗素子の製造方法は、ＭｇＯ基板を準備する工程と、
前記ＭｇＯ基板上に、第１の非強磁性材料を０℃以上１０００℃以下の基板温度で成膜する工程と、
前記第１の非強磁性材料を成膜した前記ＭｇＯ基板に、下部強磁性材料の層、下部ホイスラー合金層、第２の非強磁性材料の層、上部ホイスラー合金層、及び上部強磁性材料の層を有する積層体層を少なくとも一つ有する巨大磁気抵抗効果層を成膜する工程と、
前記巨大磁気抵抗効果層を成膜した前記ＭｇＯ基板を０℃以上１０００℃以下で熱処理する工程と、を有することができる。
前記シリコン基板に、単結晶構造を持つ下地層を成膜する工程と、
前記下地層を成膜したシリコン基板に、第１の非強磁性材料を０℃以上１０００℃以下の基板温度で成膜する工程と、
前記第１の非強磁性材料を成膜した前記シリコン基板に、下部強磁性材料の層、下部ホイスラー合金層、第２の非強磁性材料の層、上部ホイスラー合金層、及び上部強磁性材料の層を有する積層体層を少なくとも一つ有する巨大磁気抵抗効果層を成膜する工程と、
前記巨大磁気抵抗効果層を成膜した前記シリコン基板を０℃以上１０００℃以下で熱処理する工程と、を有することができる。
［１６］本発明の面直通電型単結晶巨大磁気抵抗素子の製造方法は、ＭｇＯ基板を準備する工程と、
前記ＭｇＯ基板上に、第１の非強磁性材料を０℃以上１０００℃以下の基板温度で成膜する工程と、
前記第１の非強磁性材料を成膜した前記ＭｇＯ基板に、下部強磁性材料の層、下部ホイスラー合金層、第２の非強磁性材料の層、上部ホイスラー合金層、及び上部強磁性材料の層を有する積層体層を少なくとも一つ有する巨大磁気抵抗効果層を成膜する工程と、
前記巨大磁気抵抗効果層を成膜した前記ＭｇＯ基板を０℃以上１０００℃以下で熱処理する工程と、を有することができる。
［１７］本発明の面直通電型多結晶巨大磁気抵抗素子の製造方法は、シリコン基板、ガラス基板、アルミナ基板、ゲルマニウム基板、ヒ化ガリウム基板、イットリア安定化ジルコニア基板、又はＡｌＴｉＣ基板を準備する工程と、
前記基板上に、多結晶電極となる下地層を成膜する工程と、
前記下地層を成膜した前記基板上に第１の非強磁性材料を成膜する工程と、
前記第１の非強磁性材料を成膜した前記基板に、下部強磁性材料の層、下部ホイスラー合金層、第２の非強磁性材料の層、上部ホイスラー合金層、及び上部強磁性材料の層を有する積層体層を少なくとも一つ有する巨大磁気抵抗効果層を成膜する工程と、
前記巨大磁気抵抗効果層を成膜した前記基板を０℃以上５００℃以下で熱処理する工程と、を有することができる。
前記基板上に、多結晶電極となる下地層を成膜する工程と、
前記下地層を成膜した前記基板上に第１の非強磁性材料を成膜する工程と、
前記第１の非強磁性材料を成膜した前記基板に、下部強磁性材料の層、下部ホイスラー合金層、第２の非強磁性材料の層、上部ホイスラー合金層、及び上部強磁性材料の層を有する積層体層を少なくとも一つ有する巨大磁気抵抗効果層を成膜する工程と、
前記巨大磁気抵抗効果層を成膜した前記基板を０℃以上５００℃以下で熱処理する工程と、を有することができる。
本発明の面直通電型巨大磁気抵抗素子によれば、強磁性／ホイスラー合金／非磁性／ホイスラー合金／強磁性積層構造において、ホイスラー合金層の高いスピン偏極率（β）と強磁性層／ホイスラー合金層界面の高いスピン非対称性（γ）により、ＣＰＰ－ＧＭＲ素子のＭＲ比とΔＲＡを向上させることができる。
以下、図面を参照しながら本発明の実施の形態を説明する。
図１は、本発明の第１の実施形態を示す巨大磁気抵抗効果層を有する磁気抵抗素子の構成断面図である。図において、本実施形態の巨大磁気抵抗効果層を有する磁気抵抗素子１０は、基板１１、この基板１１に積層された第１の非磁性層１３ａ、１３ｂ、巨大磁気抵抗効果層１７、及びキャップ層１８ａ、１８ｂを有している。
巨大磁気抵抗効果層１７は、下部強磁性層１４ａ及び上部強磁性層１６ａ、並びに当該下部強磁性層１４ａと当該上部強磁性層１６ａの間に設けられた第２の非磁性層１５を有すると共に、下部強磁性層１４ａと第２の非磁性層１５の間には第１のホイスラー合金の挿入層（下部ホイスラー合金層）１４ｂが設けられ、上部強磁性層１６ａと第２の非磁性層１５の間には第２のホイスラー合金の挿入層（上部ホイスラー合金層）１６ｂが設けられている。また、下部強磁性層１４ａと第１のホイスラー合金の挿入層１４ｂの合計した合計膜厚は、１．２ｎｍ以上１４ｎｍの範囲内から選択され、このように選択された合計膜厚を一定とする範囲で、第１のホイスラー合金の挿入層１４ｂの膜厚を調整してもよい。上部強磁性層１６ａと第２のホイスラー合金の挿入層１６ｂの合計した合計膜厚は、１．２ｎｍ以上１４ｎｍの範囲内から選択され、このように選択された合計膜厚を一定とする範囲で、第２のホイスラー合金の挿入層１６ｂの膜厚を調整してもよい。なお、第１のホイスラー合金の挿入層１４ｂと第２のホイスラー合金の挿入層１６ｂは、両者の膜厚が等しくてもよく、また異なっていてもよい。
図１は、本発明の第１の実施形態を示す巨大磁気抵抗効果層を有する磁気抵抗素子の構成断面図である。図において、本実施形態の巨大磁気抵抗効果層を有する磁気抵抗素子１０は、基板１１、この基板１１に積層された第１の非磁性層１３ａ、１３ｂ、巨大磁気抵抗効果層１７、及びキャップ層１８ａ、１８ｂを有している。
巨大磁気抵抗効果層１７は、下部強磁性層１４ａ及び上部強磁性層１６ａ、並びに当該下部強磁性層１４ａと当該上部強磁性層１６ａの間に設けられた第２の非磁性層１５を有すると共に、下部強磁性層１４ａと第２の非磁性層１５の間には第１のホイスラー合金の挿入層（下部ホイスラー合金層）１４ｂが設けられ、上部強磁性層１６ａと第２の非磁性層１５の間には第２のホイスラー合金の挿入層（上部ホイスラー合金層）１６ｂが設けられている。また、下部強磁性層１４ａと第１のホイスラー合金の挿入層１４ｂの合計した合計膜厚は、１．２ｎｍ以上１４ｎｍの範囲内から選択され、このように選択された合計膜厚を一定とする範囲で、第１のホイスラー合金の挿入層１４ｂの膜厚を調整してもよい。上部強磁性層１６ａと第２のホイスラー合金の挿入層１６ｂの合計した合計膜厚は、１．２ｎｍ以上１４ｎｍの範囲内から選択され、このように選択された合計膜厚を一定とする範囲で、第２のホイスラー合金の挿入層１６ｂの膜厚を調整してもよい。なお、第１のホイスラー合金の挿入層１４ｂと第２のホイスラー合金の挿入層１６ｂは、両者の膜厚が等しくてもよく、また異なっていてもよい。
基板１１は、ＭｇＯ基板又はシリコン基板であるとよい。基板１１がシリコン基板の場合には、汎用の８インチなどの大口径のＳｉ基板を用いることができる。基板１１がシリコン基板の場合には、シリコン基板と第１の非磁性層１３ａ、１３ｂとの間に下地層１２を設けるとよい。下地層１２は、例えばＮｉＡｌ、ＣｏＡｌ、ＦｅＡｌの一種からなる群から選ばれた少なくとも一種からなるとよい。基板１１がＭｇＯ基板の場合には、下地層１２を設ける必要はないが、設けてもよい。
第１の非磁性層１３ａ、１３ｂは、下部電極層としても作用するもので、Ａｇ、Ｃｒ、Ｆｅ、Ｗ、Ｍｏ、Ａｕ、Ｐｔ、Ｐｄ、Ｒｈ、Ｔa、ＮｉＦｅ及びＮｉＡｌからなる群から選ばれた少なくとも一種からなるとよい。第１の非磁性層１３ａ、１３ｂは、実施例のように下地層も兼ねたＣｒ層と、下部電極層も兼ねたＡｇ層の二層構造としてもよいが、これに限定されず単層構造でもよい。第１の非磁性層１３ａ、１３ｂは、膜厚が０.５ｎｍ以上１００ｎｍ未満であるとよい。第１の非磁性層１３ａ、１３ｂが１００ｎｍ未満である場合、表面ラフネスが悪化しにくく、また０．５ｎｍ以上の場合、連続的な膜を成して下地層としての効果が得られやすく、本用途での必要な磁気抵抗比が得られることがさらに期待される。
下部強磁性層１４ａは、Ｆｅ、ＣｏＦｅから選ばれた少なくとも一種からなるとよい。下部強磁性層１４ａは、膜厚が０．２ｎｍ以上７ｎｍであるとよい。下部強磁性層１４ａが１０ｎｍ未満の場合、強磁性層中でのスピン緩和の影響が小さく、また０．２ｎｍ以上の場合、原子層の厚さとして１個分（ＭＬ）に相当するため、連続的な膜を成しやすい点で好ましい。なお、下部強磁性層１４ａの組成材料にホイスラー合金は含まれない。
第１のホイスラー合金の挿入層１４ｂはＣｏ基ホイスラー合金からなるとよい。第１のホイスラー合金の挿入層１４ｂは、膜厚が１．０ｎｍ以上７ｎｍ未満であるとよい。膜厚が１．０ｎｍ以上の場合は、ホイスラー合金の挿入層のバルクのスピン散乱の寄与が小さくなりにくく、磁気抵抗比の低下を招きにくい点で技術的にさらに有利である。膜厚が７ｎｍ未満の場合は、スピン緩和の影響が大きくなりにくく、本用途での必要な磁気抵抗比が得られることがさらに期待される。
上記のＣｏ基ホイスラー合金は、式Ｃｏ２ＹＺで表されると共に、式中、ＹはＴｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ及びＦｅからなる群から選ばれた少なくとも一種からなり、ＺはＡｌ、Ｓｉ、Ｇａ、Ｇｅ及びＳｎからなる群から選ばれた少なくとも一種からなるとよい。
上記のＣｏ基ホイスラー合金は、式Ｃｏ２ＹＺで表されると共に、式中、ＹはＴｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ及びＦｅからなる群から選ばれた少なくとも一種からなり、ＺはＡｌ、Ｓｉ、Ｇａ、Ｇｅ及びＳｎからなる群から選ばれた少なくとも一種からなるとよい。
第２の非磁性層１５はＡｇ、Ｃｕ、Ａｌ、ＡｇＺｎの一種からなる群から選ばれた少なくとも一種からなるとよい。第２の非磁性層１５は、膜厚が１ｎｍ以上２０ｎｍ未満であるとよい。第２の非磁性層１５の膜厚が２０ｎｍ未満の場合、非磁性層中でのスピン緩和の影響が大きくなりにくく、また１ｎｍ以上の場合、上部強磁性層１６ａと下部強磁性層１４ａの磁気的な結合が生まれにいので磁化相対角度が小さくなりにくく、本用途での必要な磁気抵抗比が得られることがさらに期待される。
第２のホイスラー合金の挿入層１６ｂはＣｏ基ホイスラー合金からなるとよい。第２のホイスラー合金の挿入層１６ｂは、膜厚が１．０ｎｍ以上７ｎｍ未満であるとよい。膜厚が１．０ｎｍ以上の場合は、ホイスラー合金の挿入層のバルクのスピン散乱の寄与が小さくなりにくく、磁気抵抗比の低下を招きにくい点で技術的にさらに有利である。膜厚が７ｎｍ未満の場合は、スピン緩和の影響が大きくなりにくく、本用途での必要な磁気抵抗比が得られることがさらに期待される。
第２のホイスラー合金の挿入層１６ｂはＣｏ基ホイスラー合金からなるとよい。第２のホイスラー合金の挿入層１６ｂは、膜厚が１．０ｎｍ以上７ｎｍ未満であるとよい。膜厚が１．０ｎｍ以上の場合は、ホイスラー合金の挿入層のバルクのスピン散乱の寄与が小さくなりにくく、磁気抵抗比の低下を招きにくい点で技術的にさらに有利である。膜厚が７ｎｍ未満の場合は、スピン緩和の影響が大きくなりにくく、本用途での必要な磁気抵抗比が得られることがさらに期待される。
上部強磁性層１６ａは、Ｆｅ、ＣｏＦｅから選ばれた少なくとも一種からなるとよい。上部強磁性層１６ａは、膜厚が０．２ｎｍ以上７ｎｍ未満であるとよい。上部強磁性層１６ａが７ｎｍ未満の場合、強磁性層中でのスピン緩和の影響が大きくなりにくく、また０．２ｎｍ以上の場合、強原子層の厚さとして１個分（ＭＬ）に相当するため、連続的な膜を成しやすい。
キャップ層１８ａ、１８ｂは、Ａｇ、Ｃｒ、Ｗ、Ｍｏ、Ａｕ、Ｐｔ、Ｐｄ、Ｔａ、Ｒｕ及びＲｈからなる群から選ばれた少なくとも一種からなるとよい。キャップ層１８ａ、１８ｂは、膜厚が１ｎｍ以上２０ｎｍ未満であるとよい。キャップ層１８ａ、１８ｂは、実施例のように、上部電極層も兼ねたＡｇ層と保護層も兼ねたＲｕ層との二層構造としてもよいが、これに限定されず単層構造でもよい。
キャップ層１８ａ、１８ｂは、Ａｇ、Ｃｒ、Ｗ、Ｍｏ、Ａｕ、Ｐｔ、Ｐｄ、Ｔａ、Ｒｕ及びＲｈからなる群から選ばれた少なくとも一種からなるとよい。キャップ層１８ａ、１８ｂは、膜厚が１ｎｍ以上２０ｎｍ未満であるとよい。キャップ層１８ａ、１８ｂは、実施例のように、上部電極層も兼ねたＡｇ層と保護層も兼ねたＲｕ層との二層構造としてもよいが、これに限定されず単層構造でもよい。
次に、このように構成された装置の製造工程について説明する。
図２は、本発明の第１の実施形態を示すシリコン基板を用いた巨大磁気抵抗効果層を有する磁気抵抗素子１０の製造方法を説明するフローチャートで、（Ａ）は全体の概括工程図、（Ｂ）は巨大磁気抵抗効果層の成膜工程の詳細図である。図２（Ａ）において、シリコン基板１１上に、第１の非磁性材料を０℃以上１０００℃以下の基板温度で成膜する（Ｓ１００）。次に、第１の非磁性材料を成膜したシリコン基板１１に、下部強磁性材料の層１４ａ、第１のホイスラー合金の挿入層（下部ホイスラー合金層）１４ｂ、第２の非磁性材料の層１５、第２のホイスラー合金の挿入層（上部ホイスラー合金層）１６ｂ及び上部強磁性材料の層１６ａをこの順で有する巨大磁気抵抗効果層１７を成膜する（Ｓ１０２）。この工程において、第１及び第２のホイスラー合金の挿入層１４ｂ、１６ｂの膜厚は１．０ｎｍ以上７ｎｍ未満とするのがよい。また、下部強磁性材料の層１４ａ及び上部強磁性材料の層１６ａは、膜厚が０．２ｎｍ以上７ｎｍであるとよい。巨大磁気抵抗効果層１７の積層体は単一でもよく、また複数個設けてもよい。次に、巨大磁気抵抗効果層１７を成膜したシリコン基板の上にキャップ層１８ａ、１８ｂを成膜する。最後に、巨大磁気抵抗効果層１７とキャップ層１８ａ、１８ｂを成膜したシリコン基板を０℃以上１０００℃以下でポストアニールとして熱処理する（Ｓ１０４）。ポストアニールはキャップ層１８ａ、１８ｂを成膜する前に成膜装置内で行ってもよい。熱処理温度は、好ましくは２００℃以上６００℃以下であるとよい。
図２は、本発明の第１の実施形態を示すシリコン基板を用いた巨大磁気抵抗効果層を有する磁気抵抗素子１０の製造方法を説明するフローチャートで、（Ａ）は全体の概括工程図、（Ｂ）は巨大磁気抵抗効果層の成膜工程の詳細図である。図２（Ａ）において、シリコン基板１１上に、第１の非磁性材料を０℃以上１０００℃以下の基板温度で成膜する（Ｓ１００）。次に、第１の非磁性材料を成膜したシリコン基板１１に、下部強磁性材料の層１４ａ、第１のホイスラー合金の挿入層（下部ホイスラー合金層）１４ｂ、第２の非磁性材料の層１５、第２のホイスラー合金の挿入層（上部ホイスラー合金層）１６ｂ及び上部強磁性材料の層１６ａをこの順で有する巨大磁気抵抗効果層１７を成膜する（Ｓ１０２）。この工程において、第１及び第２のホイスラー合金の挿入層１４ｂ、１６ｂの膜厚は１．０ｎｍ以上７ｎｍ未満とするのがよい。また、下部強磁性材料の層１４ａ及び上部強磁性材料の層１６ａは、膜厚が０．２ｎｍ以上７ｎｍであるとよい。巨大磁気抵抗効果層１７の積層体は単一でもよく、また複数個設けてもよい。次に、巨大磁気抵抗効果層１７を成膜したシリコン基板の上にキャップ層１８ａ、１８ｂを成膜する。最後に、巨大磁気抵抗効果層１７とキャップ層１８ａ、１８ｂを成膜したシリコン基板を０℃以上１０００℃以下でポストアニールとして熱処理する（Ｓ１０４）。ポストアニールはキャップ層１８ａ、１８ｂを成膜する前に成膜装置内で行ってもよい。熱処理温度は、好ましくは２００℃以上６００℃以下であるとよい。
続いて、図２（Ｂ）を参照して、巨大磁気抵抗効果層の成膜工程の詳細を説明する。巨大磁気抵抗効果層１７の成膜工程では、最初に下部強磁性材料の層１４を成膜する（Ｓ１２２）。次に、第１のホイスラー合金の挿入層（下部ホイスラー合金層）１４ｂを成膜する（Ｓ１２４）。そして、第２の非強磁性材料の層１５を成膜する（Ｓ１２６）。続いて、第２のホイスラー合金の挿入層（上部ホイスラー合金層）１６ｂを成膜する（Ｓ１２８）。最後に、上部強磁性材料の層１６を成膜する（Ｓ１３０）。このようにして積層体としての巨大磁気抵抗効果層１７の成膜が完了する。なお、巨大磁気抵抗効果層１７を複数個設ける場合には、図２（Ｂ）の工程を適宜に繰り返すとよい。
図３は、本発明の第２の実施形態を示すＭｇＯ基板を用いた巨大磁気抵抗効果層を有する磁気抵抗素子の製造方法を説明するフローチャートで、（Ａ）は全体の概括工程図、（Ｂ）は巨大磁気抵抗効果層の成膜工程の詳細図である。図３（Ａ）において、まずＭｇＯ基板上の表面洗浄をする（Ｓ２００）。次に、ＭｇＯ基板の基板温度を３００℃以上で加熱洗浄する（Ｓ２０２）。そして、加熱洗浄したＭｇＯ基板上に、第１の非強磁性材料を０℃以上１０００℃以下の基板温度で成膜する（Ｓ２０４）。
次に、第１の非磁性材料を成膜したＭｇＯ基板に、下部強磁性材料の層１４ａ、第１のホイスラー合金の挿入層１４（下部ホイスラー合金層）ｂ、第２の非磁性材料の層１５、第２のホイスラー合金の挿入層（上部ホイスラー合金層）１６ｂ及び上部強磁性材料の層１６ａをこの順で有する巨大磁気抵抗効果層１７を成膜する（Ｓ２０６）。この工程において、第１及び第２のホイスラー合金の挿入層１４ｂ、１６ｂの膜厚は１．０ｎｍ以上７ｎｍ未満とするのがよい。また、下部強磁性材料の層１４ａ及び上部強磁性材料の層１６ａは、膜厚が０．２ｎｍ以上７ｎｍであるとよい。巨大磁気抵抗効果層１７の積層体は単一でもよく、また複数個設けてもよい。次に、巨大磁気抵抗効果層１７を成膜したＭｇＯ基板の上にキャップ層１８ａ、１８ｂを成膜する。最後に、巨大磁気抵抗効果層１７とキャップ層１８ａ、１８ｂを成膜したＭｇＯ基板を０℃以上１０００℃以下でポストアニールとして熱処理する（Ｓ２０８）。熱処理温度は、好ましくは２００℃以上６００℃以下であるとよい。
次に、第１の非磁性材料を成膜したＭｇＯ基板に、下部強磁性材料の層１４ａ、第１のホイスラー合金の挿入層１４（下部ホイスラー合金層）ｂ、第２の非磁性材料の層１５、第２のホイスラー合金の挿入層（上部ホイスラー合金層）１６ｂ及び上部強磁性材料の層１６ａをこの順で有する巨大磁気抵抗効果層１７を成膜する（Ｓ２０６）。この工程において、第１及び第２のホイスラー合金の挿入層１４ｂ、１６ｂの膜厚は１．０ｎｍ以上７ｎｍ未満とするのがよい。また、下部強磁性材料の層１４ａ及び上部強磁性材料の層１６ａは、膜厚が０．２ｎｍ以上７ｎｍであるとよい。巨大磁気抵抗効果層１７の積層体は単一でもよく、また複数個設けてもよい。次に、巨大磁気抵抗効果層１７を成膜したＭｇＯ基板の上にキャップ層１８ａ、１８ｂを成膜する。最後に、巨大磁気抵抗効果層１７とキャップ層１８ａ、１８ｂを成膜したＭｇＯ基板を０℃以上１０００℃以下でポストアニールとして熱処理する（Ｓ２０８）。熱処理温度は、好ましくは２００℃以上６００℃以下であるとよい。
続いて、図３（Ｂ）を参照して、巨大磁気抵抗効果層の成膜工程の詳細を説明する。巨大磁気抵抗効果層１７の成膜工程では、最初に下部強磁性材料の層１４を成膜する（Ｓ２２２）。次に、第１のホイスラー合金の挿入層（下部ホイスラー合金層）１４ｂを成膜する（Ｓ２２４）。そして、第２の非強磁性材料の層１５を成膜する（Ｓ２２６）。続いて、第２のホイスラー合金の挿入層（上部ホイスラー合金層）１６ｂを成膜する（Ｓ２２８）。最後に、上部強磁性材料の層１６を成膜する（Ｓ２３０）。このようにして積層体としての巨大磁気抵抗効果層１７の成膜が完了する。なお、巨大磁気抵抗効果層１７を複数個設ける場合には、図３（Ｂ）の工程を適宜に繰り返すとよい。
次に具体的な実施例を用いて本発明を詳述するが、本発明がこれら実施例に限定されないことに留意されたい。
次に具体的な実施例を用いて本発明を詳述するが、本発明がこれら実施例に限定されないことに留意されたい。
実施例として、Ｃｏ５０Ｆｅ５０／Ｃｏ２（Ｆｅ０．４Ｍｎ０．６）Ｓｉ／Ａｇ／Ｃｏ２（Ｆｅ０．４Ｍｎ０．６）Ｓｉ／Ｃｏ５０Ｆｅ５０エピタキシャル積層構造を有するＣＰＰ－ＧＭＲ素子を作製・測定し、強磁性層／ホイスラー合金層界面を有しないＣｏ２（Ｆｅ０．４Ｍｎ０．６）Ｓｉ／Ａｇ／Ｃｏ２（Ｆｅ０．４Ｍｎ０．６）Ｓｉエピタキシャル積層構造のＣＰＰ－ＧＭＲ素子よりもＭＲ比とΔＲＡが向上した結果を以下に示す。以下では、Ｃｏ５０Ｆｅ５０をＣＦ、Ｃｏ２（Ｆｅ０．４Ｍｎ０．６）ＳｉをＣＦＭＳと表記することとする。
図４に作製した積層構造を示す。具体的にはＭｇＯ（００１）基板／Ｃｒ（２０ｎｍ）／Ａｇ下地層（８０ｎｍ）／ＣＦ（７－ｔｎｍ）／ＣＦＭＳ（ｔｎｍ）／Ａｇ中間層（５ｎｍ）／ＣＦＭＳ（ｔｎｍ）／ＣＦ（７－ｔｎｍ）／Ａｇキャップ層（５ｎｍ）／Ｒｕ（８ｎｍ）であり、（００１）配向の単結晶積層膜である。ＣＦＭＳ膜厚ｔについて、ｔ＝０（ＣＦＭＳ層なし）、０．７５、１．５、３、４、５、及び７（ＣＦ層なし）（ｎｍ）の構造を作製した。Ａｇ下地層堆積後に３００℃、３０分、ｔ＝０ｎｍの試料では各ＣＦ層堆積後、その他の試料では各ＣＦＭＳ層堆積後に４５０℃、２分の熱処理を行なった。図５に示す透過型電子顕微鏡像（ＴＥＭ）により、Ａｇ中間層への原子拡散や層界面の顕著な凹凸のないエピタキシャル積層構造の形成を確認した。
図６にＣＰＰ－ＧＭＲ素子の概略図を示す。図４の積層構造をサブミクロンオーダーの径のピラー形状に微細加工した。ピラーの面内方向に磁場を印加し直流４端子配置で抵抗変化を測定した。図７にｔ＝４ｎｍのＣＰＰ－ＧＭＲ素子において、室温で観測された代表的なＭＲ曲線を示す。ピラーサイズは約０．０３μｍ２である。磁化配置が平行時と反平行時とで、ピラーの抵抗が変化する。抵抗変化量をΔＲとし、平行配置での抵抗値をＲｐとする。
図８（Ａ）、（Ｂ）は平均化されたＭＲ比とΔＲＡのｔに対する依存性を示す。ＭＲ比は、図７に示したようなＭＲ曲線を様々なサイズの多数のピラーで測定し、観測されたＭＲ曲線から抽出されるΔＲのＲｐに対する傾きである。またΔＲＡは平均化されたＲｐ×Ａの値をＭＲ比に乗ずることで見積もられる。ｔ＝３、４、及び５ｎｍの構造において、ｔ＝７ｎｍ（ＣＦＭＳ／Ａｇ／ＣＦＭＳ積層構造）に比べて明確にＭＲ比とΔＲＡが向上していることがわかる。特にｔ＝４ｎｍでは、ＭＲ比が４９％、ΔＲＡが１９ｍΩμｍ２であり、ｔ＝７ｎｍの場合（２５％、９ｍΩμｍ２）に比べて大幅に向上している。
図９（Ａ）、（Ｂ）はＣＰＰ－ＧＭＲ素子のスピン依存伝導に関する理論［Ｔ． Ｖａｌｅｔ ａｎｄ Ａ． Ｆｅｒｔ， Ｐｈｙｓ． Ｒｅｖ． Ｂ ４８， ７０９９ （１９９３)， Ｎ． Ｓｔｒｅｌｋｏｖ ｅｔ ａｌ．， Ｊ． Ａｐｐｌ． Ｐｈｙｓ． ９４， ３２７８ （２００３）］に基づいて計算された、ｔ＝４ｎｍとｔ＝７ｎｍにおけるＭＲ比とΔＲＡを示す図である。ＣＦ／ＣＦＭＳ界面のγはバンド整合性の理論計算によって得られた値（０．９７）を用いている。ｔ＝４ｎｍでどちらも明確に向上することが計算結果からも示された。
以上の結果から、強磁性／ホイスラー合金／非磁性／ホイスラー合金／強磁性積層構造はＭＲ比とΔＲＡの向上、すなわちＣＰＰ－ＧＭＲ素子の性能向上に有効であり、その機能発現のための膜厚制御はナノメートルオーダーで可能であることが実証された。
なお、本発明の実施の形態では、主に単結晶ＣＰＰ－ＧＭＲ素子を製作した場合について説明してきたが、本発明はこれに限られるものではなく、ＣＰＰ－ＧＭＲ素子は単結晶ばかりでなく多結晶でも同様な効果が得られる。また、ＣＰＰ－ＧＭＲ素子の非磁性中間層としてＡｇ層を用いる場合を示しているが、本発明はこれに限られるものではなく、汎用のＣｕ層やＡｌ層等の非磁性金属層でもよい点は上述したとおりである。
本発明の磁気抵抗素子は、磁気ハードディスクの読取ヘッド等の実デバイスへ応用するのに必要とされる磁気抵抗特性が良好なホイスラー合金を用いた巨大磁気抵抗素子であり、磁気ヘッド、磁界センサ、スピン電子回路、トンネル磁気抵抗デバイスなどの実用デバイスに用いて好適である。
１１ シリコン基板、ＭｇＯ基板
１２ 下地層
１３、１３ａ、１３ｂ 第１の非磁性層（下部電極層）
１４ａ 下部強磁性層
１４ｂ ホイスラー合金の挿入層（下部ホイスラー合金層）
１５ 第２の非磁性層
１６ｂ ホイスラー合金の挿入層（上部ホイスラー合金層）
１６ａ 上部強磁性層
１７ 巨大磁気抵抗効果層
１８ａ、１８ｂ キャップ層
１２ 下地層
１３、１３ａ、１３ｂ 第１の非磁性層（下部電極層）
１４ａ 下部強磁性層
１４ｂ ホイスラー合金の挿入層（下部ホイスラー合金層）
１５ 第２の非磁性層
１６ｂ ホイスラー合金の挿入層（上部ホイスラー合金層）
１６ａ 上部強磁性層
１７ 巨大磁気抵抗効果層
１８ａ、１８ｂ キャップ層
Claims (10)
- シリコン基板よりなる基板と、
前記基板に積層された下地層と、
前記下地層に積層された第１の非磁性層と、
下部強磁性層、下部ホイスラー合金層、第２の非磁性層、上部ホイスラー合金層、及び上部強磁性層を有する積層体層を少なくとも一つ有する巨大磁気抵抗効果層と、
を備える、面直通電型巨大磁気抵抗素子であって、
前記シリコン基板はＳｉ（００１）単結晶基板であり、
前記下地層は、Ｃｒ、Ｆｅ又はＣｏＦｅからなる群から選ばれた少なくとも一種からなる、面直通電型巨大磁気抵抗素子。 - 前記下地層は、膜厚が１０ｎｍ以上２００ｎｍ未満である、請求項１に記載の面直通電型巨大磁気抵抗素子。
- 前記第１の非磁性層は、Ａｇ、Ｃｒ、Ｆｅ、Ｗ、Ｍｏ、Ａｕ、Ｐｔ、Ｐｄ、Ｒｈ、Ｔａ、ＮｉＦｅ、及びＮｉＡｌからなる群から選ばれた少なくとも一種であり、
前記下部強磁性層は、Ｆｅ、ＣｏＦｅから選ばれた少なくとも一種からなり、
前記下部ホイスラー合金層は、Ｃｏ基ホイスラー合金であり、
前記第２の非磁性層は、Ａｇ、Ｃｕ、Ａｌ、及びＡｇＺｎの一種からなる群から選ばれた少なくとも一種からなり、
前記上部ホイスラー合金層は、Ｃｏ基ホイスラー合金であり、
前記上部強磁性層は、Ｆｅ、ＣｏＦｅから選ばれた少なくとも一種からなる、請求項１又は２に記載の面直通電型巨大磁気抵抗素子。 - 前記Ｃｏ基ホイスラー合金は、式Ｃｏ２ＹＺで表されると共に、
式中、Ｙは、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、及びＦｅからなる群から選ばれた少なくとも一種からなり、Ｚは、Ａｌ、Ｓｉ、Ｇａ、Ｇｅ、及びＳｎからなる群から選ばれた少なくとも一種からなる、請求項３に記載の面直通電型巨大磁気抵抗素子。 - 前記第１の非磁性層は、膜厚が０.５ｎｍ以上１００ｎｍ未満であり、
前記下部強磁性層は、膜厚が０．２ｎｍ以上７ｎｍ未満であり、
前記下部ホイスラー合金層は、膜厚が１．０ｎｍ以上７ｎｍ未満であり、
前記第２の非磁性層は、膜厚が１ｎｍ以上２０ｎｍ未満であり、
前記上部ホイスラー合金層は、膜厚が１．０ｎｍ以上７ｎｍ未満であり、
前記上部強磁性層は、膜厚が０．２ｎｍ以上７ｎｍ未満であって、
前記下部強磁性層と前記下部ホイスラー合金層の合計した膜厚が１．２ｎｍ以上１４ｎｍ未満であり、
前記上部強磁性層と前記上部ホイスラー合金層の合計した膜厚が１．２ｎｍ以上１４ｎｍ未満である、請求項１から４のいずれか一項に記載の面直通電型巨大磁気抵抗素子。 - 磁気抵抗比は２０％以上であり、
抵抗変化面積積（ΔＲＡ）は７ｍΩμｍ２以上である、請求項１から５のいずれか一項に記載の面直通電型巨大磁気抵抗素子。 - 前記巨大磁気抵抗効果層は、結晶方向を示すミラー指数で（００１）、（１１０）、又は（２１１）方位のエピタキシャル結晶方位を有する単結晶構造である、請求項１から６のいずれか一項に記載の面直通電型巨大磁気抵抗素子。
- 前記巨大磁気抵抗効果層は、多結晶構造である、請求項１から６のいずれか一項に記載の面直通電型巨大磁気抵抗素子。
- 請求項１から８のいずれか一項に記載の面直通電型巨大磁気抵抗素子を用いたデバイス。
- 前記デバイスは、記憶素子上で使用される読み出しヘッド、磁界センサ、スピン電子回路、及びトンネル磁気抵抗（ＴＭＲ）デバイスのいずれか一つである、請求項９に記載のデバイス。
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