JP7900461B2 - 磁気抵抗効果素子 - Google Patents

磁気抵抗効果素子

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Description

本発明は、磁気抵抗効果素子に関する。
磁気抵抗効果素子は、磁気抵抗効果により積層方向の抵抗値が変化する素子である。磁気抵抗効果素子は、２つの強磁性層とこれらに挟まれた非磁性層とを備える。非磁性層に導体が用いられた磁気抵抗効果素子は、巨大磁気抵抗（ＧＭＲ）素子と言われ、非磁性層に絶縁層（トンネルバリア層、バリア層）が用いられた磁気抵抗効果素子は、トンネル磁気抵抗（ＴＭＲ）素子と言われる。磁気抵抗効果素子は、磁気センサ、高周波部品、磁気ヘッド及び不揮発性ランダムアクセスメモリ（ＭＲＡＭ）等の様々な用途への応用が可能である。
特許文献１には、ホイスラー合金を強磁性層に用いた磁気抵抗効果素子を備える磁気センサが記載されている。ホイスラー合金は高いスピン分極率を有し、磁気センサの出力信号が増加することが期待される。一方で、特許文献１には、高温又は所定の結晶性を有する厚い下地基板上に成膜しないと、ホイスラー合金が結晶化しにくいことが記載されている。特許文献１には、高温での成膜や厚い下地基板は磁気センサの出力低下の原因となりえることが記載されている。特許文献１は、強磁性層を非結晶層と結晶層との積層構造とすることで、磁気センサの出力が大きくなることが記載されている。
米国特許第９４１２３９９号明細書
磁気センサの出力信号の大きさは、磁気抵抗効果素子の磁気抵抗変化率（ＭＲ比）に依存する。一般に、非磁性層を挟む強磁性層の結晶性が高い方が、ＭＲ比が大きくなる傾向にある。特許文献１に記載の磁気抵抗効果素子は、非磁性層に接する強磁性層がアモルファスであり、十分大きなＭＲ比を得ることが難しい。
本発明は上記事情に鑑みてなされたものであり、大きなＭＲ比を実現できる磁気抵抗効果素子を提供することを目的とする。
本発明は、上記課題を解決するため、以下の手段を提供する。
（１）第１の態様にかかる磁気抵抗効果素子は、第１強磁性層と、第２強磁性層と、前記第１強磁性層と前記第２強磁性層との間にある非磁性層と、を備え、前記第１強磁性層と前記第２強磁性層とのうち少なくとも一方は、前記非磁性層に近い側から順に第１層と第２層とを備え、前記第１層は、結晶化したＣｏ基ホイスラー合金を含み、前記第２層は、少なくとも一部が結晶化しており、強磁性元素とボロン元素と添加物元素とを含み、前記添加物元素は、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｚｎ、Ｚｒ、Ｍｏ、Ｒｕ、Ｐｄ、Ｔａ、Ｗ、Ｉｒ、Ｐｔ、Ａｕからなる群から選択されるいずれかの元素である。
（２）上記態様にかかる磁気抵抗効果素子において、前記第１強磁性層及び前記第２強磁性層が、いずれも前記第１層及び前記第２層を備えてもよい。
（３）上記態様にかかる磁気抵抗効果素子において、前記Ｃｏ基ホイスラー合金は、化学量論組成でＣｏＹＺ又はＣｏ２ＹＺで表記され、前記Ｃｏ基ホイスラー合金は、Ｃｏ組成比が化学量論組成比より少なくてもよい。
（４）上記態様にかかる磁気抵抗効果素子の前記第２層は、結晶化したＣｏＦｅＢ－Ａからなり、前記第２層において、Ｆｅの含有量がＣｏの含有量より多くてもよい。
（５）上記態様にかかる磁気抵抗効果素子の前記第２層は、前記添加物元素の含有量がボロンの含有量より多くてもよい。
（６）上記態様にかかる磁気抵抗効果素子において、前記第１層と前記第２層とが格子整合していてもよい。
（７）上記態様にかかる磁気抵抗効果素子において、前記第２層の前記非磁性層から遠い側の面に接するボロン吸収層を有し、前記ボロン吸収層は、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｚｎ、Ｚｒ、Ｍｏ、Ｒｕ、Ｐｄ、Ｔａ、Ｗ、Ｉｒ、Ｐｔ、Ａｕからなる群から選択されるいずれかの元素を含んでもよい。
（８）上記態様にかかる磁気抵抗効果素子において、前記Ｃｏ基ホイスラー合金は、結晶構造がＬ２１構造またはＢ２構造であってもよい。
（９）上記態様にかかる磁気抵抗効果素子において、前記Ｃｏ基ホイスラー合金は、Ｃｏ２ＹαＺβで表記され、前記Ｙは、Ｆｅ、Ｍｎ、Ｃｒからなる群から選択された１種以上の元素であり、前記Ｚは、Ｓｉ、Ａｌ、Ｇａ、Ｇｅからなる群から選択された１種以上の元素であり、α＋β＞２を満たしてもよい。
（１０）上記態様にかかる磁気抵抗効果素子において、前記第１強磁性層と前記非磁性層の間と、前記第２強磁性層と前記非磁性層の間とのうち少なくとも一方に、バッファ層を備え、前記バッファ層はＮｉＡｌ合金またはＮｉを含んでいてもよい。
（１１）上記態様にかかる磁気抵抗効果素子において、前記バッファ層の厚みは０．６３ｎｍ以下でもよい。
（１２）上記態様にかかる磁気抵抗効果素子において、前記非磁性層は、Ｃｕ、Ａｕ、Ａｇ、Ａｌ、Ｃｒからなる群から選択されるいずれかの元素を含む金属又は合金であってもよい。
（１３）上記態様にかかる磁気抵抗効果素子は、基板をさらに有し、前記基板は、前記第１強磁性層、前記第２強磁性層及び前記非磁性層が積層される下地であり、前記基板は、アモルファスであってもよい。
本発明に係る磁気抵抗効果素子は、大きなＭＲ比を示す。
第１実施形態にかかる磁気抵抗効果素子の断面図である。 ホイスラー合金の結晶構造を示す図である。 第１実施形態にかかる磁気抵抗効果素子の製造方法を説明するための断面図である。 第１実施形態の第１変形例にかかる磁気抵抗効果素子の断面図である。 第１実施形態の第２変形例にかかる磁気抵抗効果素子の断面図である。 第１実施形態の第３変形例にかかる磁気抵抗効果素子の断面図である。 適用例１にかかる磁気記録素子の断面図である。 適用例２にかかる磁気記録素子の断面図である。 適用例３にかかる磁気記録素子の断面図である。 適用例４にかかる磁壁移動素子の断面図である。 適用例５にかかる高周波デバイスの断面図である。
以下、本実施形態について、図面を適宜参照しながら詳細に説明する。以下の説明で用いる図面は、本実施形態の特徴をわかりやすくするために便宜上特徴となる部分を拡大して示している場合があり、各構成要素の寸法比率などは実際とは異なっていることがある。以下の説明において例示される材料、寸法等は一例であって、本発明はそれらに限定されるものではなく、その要旨を変更しない範囲で適宜変更して実施することが可能である。
「第１実施形態」
図１は、第１実施形態にかかる磁気抵抗効果素子の断面図である。まず方向について定義する。各層が積層されている方向を、積層方向という場合がある。また積層方向と交差し、各層が広がる方向を面内方向という場合がある。
図１に示す磁気抵抗効果素子１０は、第１強磁性層１と第２強磁性層２と非磁性層３とを備える。非磁性層３は、第１強磁性層１と第２強磁性層２との間にある。
磁気抵抗効果素子１０は、第１強磁性層１の磁化と第２強磁性層２の磁化の相対角の変化を抵抗値変化として出力する。第２強磁性層２の磁化は、例えば、第１強磁性層１の磁化より動きやすい。所定の外力を加えた場合に、第１強磁性層１の磁化の向きは変化せず（固定され）、第２強磁性層２の磁化の向きは変化する。第１強磁性層１の磁化の向きに対して第２強磁性層２の磁化の向きが変化することで、磁気抵抗効果素子１０の抵抗値は変化する。この場合、第１強磁性層１は磁化固定層と言われ、第２強磁性層２は磁化自由層と言われる場合がある。以下、第１強磁性層１が磁化固定層、第２強磁性層２が磁化自由層として説明するが、この関係は逆でもよい。
所定の外力を印加した際の第１強磁性層１の磁化と第２強磁性層２の磁化との動きやすさの差は、第１強磁性層１と第２強磁性層２との保磁力の違いにより生じる。例えば、第２強磁性層２の厚みを第１強磁性層１の厚みより薄くすると、第２強磁性層２の保磁力が第１強磁性層１の保磁力より小さくなる。また例えば、第１強磁性層１の非磁性層３と反対側の面に、スペーサ層を介して、反強磁性層を設けてもよい。第１強磁性層１、スペーサ層、反強磁性層は、シンセティック反強磁性構造（ＳＡＦ構造）となる。シンセティック反強磁性構造は、スペーサ層を挟む２つの磁性層からなる。第１強磁性層１と反強磁性層とが反強磁性カップリングすることで、反強磁性層を有さない場合より第１強磁性層１の保磁力が大きくなる。反強磁性層は、例えば、ＩｒＭｎ，ＰｔＭｎ等である。スペーサ層は、例えば、Ｒｕ、Ｉｒ、Ｒｈからなる群より選ばれる少なくとも一つを含む。
第１強磁性層１及び第２強磁性層２は、強磁性体を含む。図１に示す磁気抵抗効果素子１０の第１強磁性層１及び第２強磁性層２は、いずれも第１層１Ａ，２Ａと第２層１Ｂ，２Ｂとを有する。第１強磁性層１は、非磁性層３に近い側から順に、第１層１Ａと第２層１Ｂとを有する。第２強磁性層２は、非磁性層３に近い側から順に、第１層２Ａと第２層２Ｂとを有する。
例えば、第１層１Ａと第２層１Ｂは格子整合し、第１層２Ａと第２層２Ｂは格子整合している。格子整合するとは、第１層１Ａと第２層１Ｂの界面、及び、第１層２Ａと第２層２Ｂの界面において、原子が積層方向に連続的に配列していることを意味する。第１層１Ａと第２層１Ｂ、又は、第１層２Ａと第２層２Ｂの格子整合度は、例えば、５％以内である。格子整合度は、第１層１Ａ，２Ａの格子定数を基準とした際の第２層１Ｂ，２Ｂの格子定数のずれの程度である。第１層１Ａと第２層１Ｂ及び第１層２Ａと第２層２Ｂが格子整合すると、磁気抵抗効果素子１０のＭＲ比が高まる。
第１層１Ａ，２Ａは、いずれも結晶化したＣｏ基ホイスラー合金を含む。第１層１Ａ，２Ａはそれぞれ、例えば、Ｃｏ基ホイスラー合金からなり、Ｃｏ基ホイスラー合金は少なくとも一部が結晶化している。第１層１Ａ，２Ａはそれぞれ、例えば、全てが結晶化したＣｏ基ホイスラー合金からなってもよい。
ホイスラー合金は、ＸＹＺまたはＸ２ＹＺの化学組成をもつ金属間化合物である。Ｘ２ＹＺで表記される強磁性のホイスラー合金は、フルホイスラー合金と言われ、ＸＹＺで表記される強磁性のホイスラー合金は、ハーフホイスラー合金と言われる。ハーフホイスラー合金は、フルホイスラー合金のＸサイトの原子の一部が空格子となったものである。いずれも、典型的には、ｂｃｃ構造を基本とした金属間化合物である。
図２は、ホイスラー合金の結晶構造の一例である。図２（ａ）～（ｃ）は、フルホイスラー合金の結晶構造の一例であり、図２（ｄ）～（ｆ）は、ハーフホイスラー合金の結晶構造の一例である。
図２（ａ）は、Ｌ２１構造と言われる。Ｌ２１構造は、Ｘサイトに入る元素、Ｙサイトに入る元素、及び、Ｚサイトに入る元素が固定されている。図２（ｂ）は、Ｌ２１構造由来のＢ２構造と言われる。Ｂ２構造は、Ｙサイトに入る元素とＺサイトに入る元素とが混在し、Ｘサイトに入る元素が固定されている。図２（ｃ）は、Ｌ２１構造由来のＡ２構造と言われる。Ａ２構造は、Ｘサイトに入る元素とＹサイトに入る元素とＺサイトに入る元素とが混在している。
図２（ｄ）は、Ｃ１ｂ構造と言われる。Ｃ１ｂ構造は、Ｘサイトに入る元素、Ｙサイトに入る元素、及び、Ｚサイトに入る元素が固定されている。図２（ｅ）は、Ｃ１ｂ構造由来のＢ２構造と言われる。Ｂ２構造は、Ｙサイトに入る元素とＺサイトに入る元素とが混在し、Ｘサイトに入る元素が固定されている。図２（ｆ）は、Ｃ１ｂ構造由来のＡ２構造と言われる。Ａ２構造は、Ｘサイトに入る元素とＹサイトに入る元素とＺサイトに入る元素とが混在している。
フルホイスラー合金においてはＬ２１構造＞Ｂ２構造＞Ａ２構造の順に結晶性が高く、ハーフホイスラー合金においてはＣ１ｂ構造＞Ｂ２構造＞Ａ２構造の順に、結晶性が高い。これらの結晶構造は結晶性の良さに違いはあるが、いずれも結晶である。従って、第１層１Ａ，２Ａはそれぞれ、例えば、上記のいずれかの結晶構造を有する。第１層１Ａ，２Ａのそれぞれの結晶構造は、例えば、Ｌ２１構造またはＢ２構造である。
ホイスラー合金が結晶化しているか否かは、透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）像（例えば高角散乱環状暗視野走査透過顕微鏡像：HAADF－STEM像）又は透過型電子線を用いた電子線回折像により判断できる。ホイスラー合金が結晶化していると、例えばＴＥＭで撮影したHAADF－STEM像で原子が規則的に配列している状態が確認できる。より詳細には、HAADF－STEM像のフーリエ変換像に、ホイスラー合金の結晶構造に由来するスポットが現れる。またホイスラー合金が結晶化していると、電子線回折像において（００１）面、（００２）面、（１１０）面、（１１１）面のうち少なくとも一つの面からの回折スポットが確認できる。少なくともいずれかの手段で結晶化が確認できた場合、ホイスラー合金の少なくとも一部が結晶化していると言える。
磁気抵抗効果素子を構成する各層の組成分析は、エネルギー分散型Ｘ線分析（ＥＤＳ）を用いて行うことができる。また、ＥＤＳ線分析を行えば、例えば、各材料の膜厚方向の組成分布を確認することができる。
Ｃｏ基ホイスラー合金は、上記のＸサイトがＣｏであるホイスラー合金である。ＹはＭｎ、Ｖ、Ｃｒ、Ｔｉ族の遷移金属又はＣｏ、Ｆｅ、Ｎｉ、Ｃｕ族の遷移金属元素または貴金属元素であり、ＺはＩＩＩ族からＶ族の典型元素である。Ｙ元素は、Ｆｅ、Ｍｎ、Ｃｒからなる群から選択された１種以上の元素であることが好ましく、Ｚ元素は、Ｓｉ、Ａｌ、Ｇａ、Ｇｅからなる群から選択された１種以上の元素であることが好ましい。
フルホイスラー合金は、例えば、Ｃｏ２ＦｅＳｉ、Ｃｏ２ＦｅＧｅ、Ｃｏ２ＦｅＧａ、Ｃｏ２ＦｅＡｌ、Ｃｏ２ＦｅＧｅｘＧａ１－ｘ、Ｃｏ２ＭｎＳｉ、Ｃｏ２ＭｎＧｅ、Ｃｏ２ＭｎＧａ、Ｃｏ２ＭｎＳｎ、Ｃｏ２ＭｎＡｌ、Ｃｏ２ＣｒＡｌ、Ｃｏ２ＶＡｌ、Ｃｏ２Ｍｎ１－ａＦｅａＡｌｂＳｉ１－ｂ、等である。ハーフホイスラー合金は、例えば、ＣｏＦｅＳｂ、ＮｉＭｎＳｅ、ＮｉＭｎＴｅ、ＮｉＭｎＳｂ、ＰｔＭｎＳｂ、ＰｄＭｎＳｂ、ＣｏＦｅＳｂ、ＲｈＭｎＳｂ、ＣｏＭｎＳｂ、ＩｒＭｎＳｂ、ＮｉＣｒＳｂである。
第１層１Ａ，２Ａを構成するＣｏ基ホイスラー合金は、例えば、Ｃｏ２ＹαＺβで表記される。化学量論組成のＣｏ基のフルホイスラー合金は、Ｃｏ２ＹＺで表記される。第１層１Ａ，２Ａを構成するＣｏ基ホイスラー合金のＣｏ組成比は、化学量論組成比より少ないことが好ましい。すなわち、Ｃｏ基ホイスラー合金がフルホイスラー合金の場合、α＋β＞２を満たすことが好ましい。Ｃｏ基ホイスラー合金がハーフホイスラー合金の場合、第１層１Ａ，２Ａを構成するＣｏ基ホイスラー合金は、例えば、ＣｏＹαＺβで表記され、α＋β＞１を満たすことが好ましい。
Ｃｏ組成比がＹサイトの元素より相対的に少ないと、Ｙサイトの元素がＸサイト（Ｃｏが入るサイト）の元素と置換されるアンチサイトを避けることができる。アンチサイトは、ホイスラー合金のフェルミレベルを変動させる。フェルミレベルが変動すると、ホイスラー合金のハーフメタル性が低下し、スピン分極率が低下する。スピン分極率の低下は、磁気抵抗効果素子１０のＭＲ比の低下の原因となる。
第２層１Ｂ，２Ｂはそれぞれ、結晶化した部分を含む。また第２層１Ｂ，２Ｂはそれぞれ、強磁性元素とボロンと添加物元素とを含む合金が含まれる。第２層は、強磁性元素とボロンと添加物元素以外の元素を含んでいてもよい。第２層１Ｂ，２Ｂはそれぞれ、例えば、強磁性元素とボロンと添加物元素との合金からなっていてもよく、強磁性元素とボロンと添加物元素とは少なくとも一部が結晶化している。第２層１Ｂ，２Ｂはそれぞれ、例えば、全てが結晶化していてもよく、強磁性元素とボロンと添加物元素とからなってもよい。
強磁性元素は、例えばＣｒ、Ｍｎ、Ｃｏ、Ｆｅ及びＮｉからなる群から選択される少なくとも１つの磁性元素である。添加物元素は、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｚｎ、Ｚｒ、Ｍｏ、Ｒｕ、Ｐｄ、Ｔａ、Ｗ、Ｉｒ、Ｐｔ、Ａｕからなる群から選択されるいずれかの元素である。
強磁性元素とボロンと添加物元素とを含む合金は、例えばＣｏＦｅＢ－Ａ、ＣｏＦｅＧａＧｅＢ－Ａである。ＣｏＦｅＢ－Ａは、ＣｏＦｅＢ合金に添加物元素としてＡ元素が添加されたものである。またＣｏＦｅＧａＧｅＢ－Ａは、ＣｏＦｅＧａＧｅＢ合金に添加物元素としてＡ元素が添加されたものである。すなわちＡ元素は添加物元素の一例である。Ａ元素は、ＣｏＦｅＢの結晶構造内に侵入していていても、ＣｏＦｅＢの結晶のいずれかの元素と置換されていてもよい。Ａ元素は、Ｔｉ、Ｒｕ、Ｔａからなる群から選択されるいずれかの元素であることが好ましく、Ｔａであることが特に好ましい。
Ａ元素は、ボロンを引き寄せる性質を有する。Ａ元素のうちＴｉ、Ｒｕ、Ｔａは、特にこの性質が強い。詳細は後述するが、第２層１Ｂ，２ＢがＡ元素を含むことで、加熱時にボロンが第２層１Ｂ，２Ｂ内を移動し、第２層１Ｂ，２Ｂの結晶化を促進する。
第２層１Ｂ，２ＢにおけるＡ元素の含有量は、例えば、ボロンの含有量より多い。Ａ元素の含有量は、ＣｏＦｅＢ－Ａの組成比において、例えば、０．１以上である。Ａ元素が十分量存在すると、第２層１Ｂ，２Ｂ内のボロンをＡ元素が過不足なく吸着する。その結果、第２層１Ｂ，２Ｂから第１層１Ａ，２Ａへのボロンの拡散を抑制できる。第１層１Ａ，２Ａにボロンが含まれると、第１層１Ａ，２Ａの結晶性が低下し、ＭＲ比の低下の原因となりうる。
第２層１Ｂ，２Ｂが結晶化したＣｏＦｅＢ－Ａである場合、第２層１Ｂ，２ＢにおけるＦｅの含有量は、例えば、Ｃｏの含有量より多い。第２層１Ｂ，２ＢにおけるＦｅの含有量が増えると、アニール時に第１層１Ａ，２ＡのＣｏ元素が第２層１Ｂ，２Ｂに拡散することを抑制できる。第１層１Ａ，２ＡにおけるＣｏ元素がＸサイトから拡散しないことで、第１層１Ａ，２Ａの結晶構造がＬ２１構造、Ｃ１ｂ構造、Ｂ２構造のいずれかとなる。Ｌ２１構造、Ｃ１ｂ構造、Ｂ２構造は結晶性が高く、当該結晶構造の第１層１Ａ，２Ａを備える磁気抵抗効果素子１０は、大きなＭＲ比を示す。
非磁性層３は、例えば、非磁性の金属からなる。非磁性層３は、例えば、Ｃｕ、Ａｕ、Ａｇ、Ａｌ、Ｃｒからなる群から選択されるいずれかの元素を含む金属又は合金である。非磁性層３は、例えば、主の構成元素としてＣｕ、Ａｕ、Ａｇ、Ａｌ、Ｃｒからなる群より選ばれるいずれかの元素を含む。主の構成元素とは、組成式において、Ｃｕ、Ａｕ、Ａｇ、Ａｌ、Ｃｒが占める割合が５０％以上となることを意味する。非磁性層３は、Ａｇを含むことが好ましく、主の構成元素としてＡｇを含むことが好ましい。Ａｇはスピン拡散長が長いため、Ａｇを用いた磁気抵抗効果素子１０は、大きなＭＲ比を示す。
非磁性層３は、例えば、厚みが１ｎｍ以上１０ｎｍ以下の範囲内である。非磁性層３は、第１強磁性層１と第２強磁性層２との磁気的な結合を阻害する。
非磁性層３は、絶縁体又は半導体でもよい。非磁性の絶縁体は、例えば、Ａｌ２Ｏ３、ＳｉＯ２、ＭｇＯ、ＭｇＡｌ２Ｏ４、およびこれらのＡｌ、Ｓｉ、Ｍｇの一部がＺｎ、Ｂｅ等に置換された材料である。これらの材料は、バンドギャップが大きく、絶縁性に優れる。非磁性層３が非磁性の絶縁体からなる場合、非磁性層３はトンネルバリア層である。非磁性の半導体は、例えば、Ｓｉ、Ｇｅ、ＣｕＩｎＳｅ２、ＣｕＧａＳｅ２、Ｃｕ（Ｉｎ，Ｇａ）Ｓｅ２等である。
次いで、磁気抵抗効果素子１０の製造方法について説明する。磁気抵抗効果素子１０の製造方法は、各層の成膜工程と成膜後のアニール工程とを有する。アニール工程において、強磁性元素とボロンとＡ元素とが結晶化する。
図３は、第１実施形態に係る磁気抵抗効果素子１０の製造方法を説明するための模式図である。まず成膜の下地となる基板Ｓｕｂを準備する。基板Ｓｕｂは、結晶性を有しても、アモルファスでもよい。結晶性を有する基板としては、例えば、金属酸化物単結晶、シリコン単結晶、サファイア単結晶、がある。アモルファスの基板としては、例えば、熱酸化膜付シリコン単結晶、セラミック、石英ガラスがある。
次いで、基板Ｓｕｂ上に、第２層１１Ｂ、第１層１１Ａ、非磁性層１３、第１層１２Ａ、第２層１２Ｂを順に積層する。これらの層は、例えば、スパッタリング法で成膜される。
第２層１１Ｂ，１２Ｂは、いずれも上述の強磁性元素とボロンとＡ元素とを含む合金からなる。第２層１１Ｂ，１２Ｂは、いずれも成膜後の時点ではアモルファスである。第１層１１Ａ，１２Ａは、いずれも上述のＣｏ基ホイスラー合金である。第１層１１Ａ，１２Ａは、アモルファスの下地上に成長するため、自身が成長しやすい（１１０）方向に成長する。そのため、第１層１１Ａ，１２Ａは、結晶性の低い結晶となる。非磁性層１３は、上述の非磁性層３と同様の材料からなる。
次いで、基板Ｓｕｂ上に積層した積層体をアニールする。アニールの温度は、例えば、３００℃以下であり、例えば、２５０℃以上３００℃以下である。
積層体をアニールすると、第２層１１Ｂ，１２Ｂにおいて、強磁性元素とボロンとＡ元素とに含まれるボロンがＡ元素に引き寄せられる。ボロンは、Ａ元素に引き寄せられ、第２層１１Ｂ，１２Ｂ内を拡散する。ボロンは、第２層１１Ｂ，１２Ｂ内を拡散する際に、第２層１１Ｂ，１２Ｂ内の原子をミキシングする。ミキシングされた原子は再配列し、第２層１１Ｂ，１２Ｂが結晶化する。
第２層１１Ｂ，１２Ｂは、いずれもｂｃｃ型の結晶構造を有する。第２層１１Ｂ，１２Ｂがそれぞれｂｃｃ型の結晶構造になる過程で、第１層１１Ａ，１２Ａ内に含まれるそれぞれの原子も再配列する。第１層１１Ａ，１２Ａ内に含まれるそれぞれの原子は、隣接する第２層１１Ｂ、又は第２層１２Ｂの結晶構造の影響を受けて再配列し、第１層１１Ａ，１２Ａはそれぞれ結晶化する。つまり、第１層１１Ａ，１２Ａのそれぞれは、第２層１１Ｂ，１２Ｂのそれぞれの結晶化に引きずられて、規則化が進み結晶性の高い結晶となる。
上述のように、積層体をアニールすることで、第２層１１Ｂ，１２Ｂは結晶化することで第２層１Ｂ，２Ｂとなり、第１層１１Ａ，１２Ａは結晶化することで第１層１Ａ，２Ａとなる。また非磁性層１３は、非磁性層３となる。その結果、図１に示す磁気抵抗効果素子１０が得られる。
上述のように、本実施形態に係る磁気抵抗効果素子１０の製造方法を用いると、下地の結晶構造によらず、ホイスラー合金を結晶化させることができる。ここでは、磁気抵抗効果素子１０の製造方法の過程の一つとして紹介したが、上記の方法は単体の強磁性層の結晶化の方法にも適用できる。例えば、強磁性元素とボロンとＡ元素とを含む合金の層とホイスラー合金を含む強磁性層とを積層し、これらを加熱することで、結晶性を有するホイスラー合金を得ることができる。
本実施形態に係る磁気抵抗効果素子１０の製造方法において、第１強磁性層１及び第２強磁性層２は、３００℃以下という低温で結晶化する。３００℃以下であれば、例えば磁気ヘッドの他の構成要素を作製した後に、アニールを行っても、他の構成要素（例えば、磁気シールド）への悪影響を低減できる。したがって、アニールを行うタイミングが制限されず、磁気ヘッド等の素子の製造が容易になる。
また本実施形態に係る磁気抵抗効果素子１０は、非磁性層３を挟む第１強磁性層１及び第２強磁性層２が結晶化している。そのため、第１強磁性層１及び第２強磁性層２は、高いスピン分極率を示す。その結果、本実施形態に係る磁気抵抗効果素子１０は、高いＭＲ比を示す。
以上、本発明の実施形態について図面を参照して詳述したが、各実施形態における各構成及びそれらの組み合わせ等は一例であり、本発明の趣旨から逸脱しない範囲内で、構成の付加、省略、置換、及びその他の変更が可能である。
例えば、図４は、第１変形例にかかる磁気抵抗効果素子１０Ａの断面図である。図４に示す磁気抵抗効果素子１０Ａは、第１強磁性層１のみが第１層１Ａと第２層１Ｂとを有する。図４では、第１強磁性層１のみが第１層と第２層とを有する例を示したが、第２強磁性層２のみが第１層と第２層とを有してもよい。この場合、残りの一方の強磁性層は、例えば、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｃｏ、Ｆｅ及びＮｉからなる群より選ばれる金属、これらの金属を一以上の含む合金、これらの金属とＢ、Ｃ及びＮのうち少なくとも一種の元素とが含まれる合金でもよく、ホイスラー合金でもよい。例えば、残りの一方の強磁性層の組成は、Ｃｏ－Ｆｅ、Ｃｏ－Ｆｅ－Ｂである。
また例えば、磁気抵抗効果素子は、第１強磁性層１、第２強磁性層２及び非磁性層３以外の層を有してもよい。
図５は、第２変形例にかかる磁気抵抗効果素子１０Ｂの断面図である。図５に示す磁気抵抗効果素子１０Ｂは、ボロン吸収層４，５を有する点が、図１に示す磁気抵抗効果素子１０と異なる。
ボロン吸収層４，５は、非磁性層である。ボロン吸収層４，５は、それぞれボロンと、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｚｎ、Ｚｒ、Ｍｏ、Ｒｕ、Ｐｄ、Ｔａ、Ｗ、Ｉｒ、Ｐｔ、Ａｕからなる群から選択されるいずれかの元素と、を含む。以下、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｚｎ、Ｚｒ、Ｍｏ、Ｒｕ、Ｐｄ、Ｔａ、Ｗ、Ｉｒ、Ｐｔ、Ａｕは、上述のＡ元素と同じである。ただし、ボロン吸収層４，５に含まれるＡ元素と、第２層１Ｂ，２Ｂに含まれるＡ元素は同じである必要はない。
ボロン吸収層４，５は、例えば、Ａ元素により構成された金属又は合金に、ボロンが添加されたものである。ボロン吸収層４，５は、好ましくは、Ａ元素のうちＴｉ、Ｒｕ、Ｔａからなる群から選択されるいずれかの元素を含む。ボロン吸収層４，５は、例えば、Ｔｉ、Ｒｕ、Ｔａからなる群から選択されるいずれかの元素を含む金属又は合金に、ボロン又はカーボンが添加されたものである。
ボロン吸収層４，５は、例えば、成膜工程時にはボロンを含まない。つまりアニール工程前のボロン吸収層４，５は、例えば、Ａ元素の金属又は合金である。上述のようにＡ元素は、ボロンを引き寄せる性質を有する。ボロン吸収層４，５は、アニール時にＡ元素がボロンを引き寄せ、ボロンを含有する。
ボロン吸収層４，５は、アニール時にボロンが第１層１Ａ，２Ａ及び非磁性層３に拡散することを抑制する。第１層１Ａ，２Ａがボロンを含むと、第１層１Ａ，２Ａの結晶性が低下し、磁気抵抗効果素子１０のＭＲ比が低下する。非磁性層３がボロンを含むと、非磁性層３の結晶性が低下し、磁気抵抗効果素子１０ＢのＭＲ比が低下する。すなわち、ボロン吸収層４，５は、第２層１Ｂ，２Ｂに含まれるボロンが、第１層１Ａ，２Ａ及び非磁性層３に拡散することを防ぎ、磁気抵抗効果素子１０ＢのＭＲ比の低下を抑制する。
図６は、第３変形例にかかる磁気抵抗効果素子１０Ｃの断面図である。図６に示す磁気抵抗効果素子１０Ｃは、バッファ層６，７を有する点が、図１に示す磁気抵抗効果素子１０と異なる。
バッファ層６，７は、それぞれＮｉＡｌ合金またはＮｉを含む層である。バッファ層６は、第１強磁性層１と非磁性層３との格子不整合を緩和するバッファ層である。バッファ層７は、非磁性層３と第２強磁性層２との格子不整合を緩和するバッファ層である。
バッファ層６，７は、例えば、それぞれ厚みｔが０＜ｔ≦０．６３ｎｍである。厚みｔが厚くなりすぎると第１強磁性層１（又は第２強磁性層２）から第２強磁性層２（又は第１強磁性層１）に移動する電子においてスピン散乱されるおそれがある。厚みｔがこの範囲内にあることによって、移動する電子においてスピン散乱が抑制され、第１強磁性層１と非磁性層３との格子不整合が低減し、非磁性層３と第２強磁性層２との格子不整合が低減する。各層の格子不整合性が小さくなると、磁気抵抗効果素子１０ＣのＭＲ比が向上する。図６においては、磁気抵抗効果素子１０Ｃがバッファ層６，７の両方を有する例を示したが、磁気抵抗効果素子はバッファ層６，７の少なくとも一方のみを有していてもよい。
上記に、第１変形例から第３変形例を示したが、これらもあくまで本実施形態に係る磁気抵抗効果素子の一例である。例えば、第１変形例から第３変形例の特徴的な構成をそれぞれ組み合わせてもよい。
上記の磁気抵抗効果素子１０，１０Ａ，１０Ｂ，１０Ｃは、様々な用途に用いることができる。磁気抵抗効果素子１０、１０Ａ，１０Ｂ，１０Ｃは、例えば、磁気ヘッド、磁気センサ、磁気メモリ、高周波フィルタなどに適用できる。
次に、本実施形態にかかる磁気抵抗効果素子の適用例について説明する。なお、以下の適用例では、磁気抵抗効果素子として、磁気抵抗効果素子１０を用いているが、磁気抵抗効果素子はこれに限定されるものではない。
図７は、適用例１にかかる磁気記録素子１００の断面図である。図７は、積層方向に沿って磁気抵抗効果素子１０を切断した断面図である。
図７に示すように、磁気記録素子１００は、磁気ヘッドＭＨと磁気記録媒体Ｗとを有する。図７において、磁気記録媒体Ｗが延在する一方向をＸ方向とし、Ｘ方向と垂直な方向をＹ方向とする。ＸＹ面は、磁気記録媒体Ｗの主面と平行である。磁気記録媒体Ｗと磁気ヘッドＭＨとを結ぶ方向であって、ＸＹ平面に対して垂直な方向をＺ方向とする。
磁気ヘッドＭＨは、エアベアリング面（Ａｉｒ Ｂｅａｒｉｎｇ Ｓｕｒｆａｃｅ：媒体対向面）Ｓが磁気記録媒体Ｗの表面と対向している。磁気ヘッドＭＨは、磁気記録媒体Ｗから一定の距離で離れた位置にて、磁気記録媒体Ｗの表面に沿って、矢印＋Ｘと矢印－Ｘの方向に移動する。磁気ヘッドＭＨは、磁気センサとして作用する磁気抵抗効果素子１０と磁気記録部（不図示）とを有する。抵抗測定器２１は、磁気抵抗効果素子１０の積層方向の抵抗値を測定する。
磁気記録部は、磁気記録媒体Ｗの記録層Ｗ１に磁場を印加し、記録層Ｗ１の磁化の向きを決定する。すなわち、磁気記録部は、磁気記録媒体Ｗの磁気記録を行う。磁気抵抗効果素子１０は、磁気記録部によって書き込まれた記録層Ｗ１の磁化の情報を読み取る。
磁気記録媒体Ｗは、記録層Ｗ１と裏打ち層Ｗ２とを有する。記録層Ｗ１は磁気記録を行う部分であり、裏打ち層Ｗ２は書込み用の磁束を再び磁気ヘッドＭＨに還流させる磁路（磁束の通路）である。記録層Ｗ１は、磁気情報を磁化の向きとして記録している。
磁気抵抗効果素子１０の第２強磁性層２は、例えば、磁化自由層である。このため、エアベアリング面Ｓに露出した第２強磁性層２は、対向する磁気記録媒体Ｗの記録層Ｗ１に記録された磁化の影響を受ける。例えば、図７においては、記録層Ｗ１の＋ｚ方向に向いた磁化の影響を受けて、第２強磁性層２の磁化の向きが＋ｚ方向を向く。この場合、磁化固定層である第１強磁性層１と第２強磁性層２の磁化の向きが平行となる。
ここで、第１強磁性層１と第２強磁性層２の磁化の向きが平行の場合の抵抗と、第１強磁性層１と第２強磁性層２の磁化の向きが反平行の場合の抵抗とは異なる。平行の場合の抵抗値と反平行の場合の抵抗値の差が大きいほど、磁気抵抗効果素子１０のＭＲ比は大きくなる。本実施形態に係る磁気抵抗効果素子１０は、結晶化したホイスラー合金を含み、ＭＲ比が大きい。したがって、抵抗測定器２１によって、記録層Ｗ１の磁化の情報を抵抗値変化として正確に読み出すことができる。
磁気ヘッドＭＨの磁気抵抗効果素子１０の形状は特に制限はない。例えば、磁気抵抗効果素子１０の第１強磁性層１に対する磁気記録媒体Ｗの漏れ磁場の影響を避けるために、第１強磁性層１を磁気記録媒体Ｗから離れた位置に設置してもよい。
図８は、適用例２にかかる磁気記録素子１０１の断面図である。図８は、積層方向に沿って磁気記録素子１０１を切断した断面図である。
図８に示すように、磁気記録素子１０１は、磁気抵抗効果素子１０と電源２２と測定部２３とを有する。電源２２は、磁気抵抗効果素子１０の積層方向に電位差を与える。電源２２は、例えば、直流電源である。測定部２３は、磁気抵抗効果素子１０の積層方向の抵抗値を測定する。
電源２２により第１強磁性層１と第２強磁性層２との間に電位差が生じると、磁気抵抗効果素子１０の積層方向に電流が流れる。電流は、第１強磁性層１を通過する際にスピン偏極し、スピン偏極電流となる。スピン偏極電流は、非磁性層３を介して、第２強磁性層２に至る。第２強磁性層２の磁化は、スピン偏極電流によるスピントランスファートルク（ＳＴＴ）を受けて磁化反転する。第１強磁性層１の磁化の向きと第２強磁性層２の磁化の向きとの相対角が変化することで、磁気抵抗効果素子１０の積層方向の抵抗値が変化する。磁気抵抗効果素子１０の積層方向の抵抗値は、測定部２３で読み出される。すなわち、図８に示す磁気記録素子１０１は、スピントランスファートルク（ＳＴＴ）型の磁気記録素子である。
図８に示す磁気記録素子１０１は、結晶化したホイスラー合金を含み、ＭＲ比が大きい磁気抵抗効果素子１０を備えるため、データを正確に記録できる。
図９は、適用例３にかかる磁気記録素子１０２の断面図である。図９は、積層方向に沿って磁気記録素子１０２を切断した断面図である。
図９に示すように、磁気記録素子１０２は、磁気抵抗効果素子１０とスピン軌道トルク配線８と電源２２と測定部２３とを有する。スピン軌道トルク配線８は、例えば、第１強磁性層１の第２層１Ｂに接する。スピン軌道トルク配線８は、面内方向の一方向に延びる。電源２２は、スピン軌道トルク配線８の第１端と第２端とに接続されている。第１端と第２端とは、平面視で磁気抵抗効果素子１０を挟む。電源２２は、スピン軌道トルク配線８に沿って書き込み電流を流す。測定部２３は、磁気抵抗効果素子１０の積層方向の抵抗値を測定する。
電源２２によりスピン軌道トルク配線８の第１端と第２端との間に電位差を生み出すと、スピン軌道トルク配線８の面内方向に電流が流れる。スピン軌道トルク配線８は、電流が流れる際のスピンホール効果によってスピン流を発生させる機能を有する。スピン軌道トルク配線８は、例えば、電流が流れる際のスピンホール効果によってスピン流を発生させる機能を有する金属、合金、金属間化合物、金属硼化物、金属炭化物、金属珪化物、金属燐化物のいずれかを含む。例えば、配線は、最外殻にｄ電子又はｆ電子を有する原子番号３９以上の原子番号を有する非磁性金属を含む。
スピン軌道トルク配線８の面内方向に電流が流れると、スピン軌道相互作用によりスピンホール効果が生じる。スピンホール効果は、移動するスピンが電流の流れ方向と直交する方向に曲げられる現象である。スピンホール効果は、スピン軌道トルク配線８内にスピンの偏在を生み出し、スピン軌道トルク配線８の厚み方向にスピン流を誘起する。スピンは、スピン流によってスピン軌道トルク配線８から第１強磁性層１に注入される。
第１強磁性層１に注入されたスピンは、第１強磁性層１の磁化にスピン軌道トルク（ＳＯＴ）を与える。第１強磁性層１は、スピン軌道トルク（ＳＯＴ）を受けて、磁化反転する。この場合、第１強磁性層１が磁化自由層となり、第２強磁性層２が磁化固定層となる。第１強磁性層１の磁化の向きと第２強磁性層２の磁化の向きとが変化することで、磁気抵抗効果素子１０の積層方向の抵抗値が変化する。磁気抵抗効果素子１０の積層方向の抵抗値は、測定部２３で読み出される。すなわち、図９に示す磁気記録素子１０２は、スピン軌道トルク（ＳＯＴ）型の磁気記録素子である。
図９に示す磁気記録素子１０２は、結晶化したホイスラー合金を含み、ＭＲ比が大きい磁気抵抗効果素子１０を備えるため、データを正確に記録できる。
図１０は、適用例４にかかる磁壁移動素子（磁壁移動型磁気記録素子）の断面図である。磁壁移動素子１０３は、磁気抵抗効果素子１０と第１磁化固定層２４と第２磁化固定層２５とを有する。磁気抵抗効果素子１０は、第１強磁性層１と第２強磁性層２と非磁性層３からなる。図１０において、第１強磁性層１が延びる方向をＸ方向とし、Ｘ方向と垂直な方向をＹ方向とし、ＸＹ平面に対して垂直な方向をＺ方向とする。
第１磁化固定層２４及び第２磁化固定層２５は、第１強磁性層１の第１端と第２端に接続されている。第１端と第２端は、Ｘ方向に第２強磁性層２及び非磁性層３を挟む。
第１強磁性層１は、内部の磁気的な状態の変化により情報を磁気記録可能な層である。第１強磁性層１は、内部に第１磁区ＭＤ１と第２磁区ＭＤ２とを有する。第１強磁性層１のうち第１磁化固定層２４又は第２磁化固定層２５とＺ方向に重なる位置の磁化は、一方向に固定される。第１磁化固定層２４とＺ方向に重なる位置の磁化は例えば＋Ｚ方向に固定され、第２磁化固定層２５とＺ方向に重なる位置の磁化は例えば－Ｚ方向に固定される。その結果、第１磁区ＭＤ１と第２磁区ＭＤ２との境界に磁壁ＤＷが形成される。第１強磁性層１は、磁壁ＤＷを内部に有するができる。図１０に示す第１強磁性層１は、第１磁区ＭＤ１の磁化ＭＭＤ１が＋Ｚ方向に配向し、第２磁区ＭＤ２の磁化ＭＭＤ２が－Ｚ方向に配向している。
磁壁移動素子１０３は、第１強磁性層１の磁壁ＤＷの位置によって、データを多値又は連続的に記録できる。第１強磁性層１に記録されたデータは、読み出し電流を印加した際に、磁壁移動素子１０３の抵抗値変化として読み出される。
第１強磁性層１における第１磁区ＭＤ１と第２磁区ＭＤ２との比率は、磁壁ＤＷが移動すると変化する。第２強磁性層２の磁化Ｍ２は、例えば、第１磁区ＭＤ１の磁化ＭＭＤ１と同じ方向（平行）であり、第２磁区ＭＤ２の磁化ＭＭＤ２と反対方向（反平行）である。磁壁ＤＷが＋Ｘ方向に移動し、Ｚ方向からの平面視で第２強磁性層２と重畳する部分における第１磁区ＭＤ１の面積が広くなると、磁壁移動素子１０３の抵抗値は低くなる。反対に、磁壁ＤＷが－Ｘ方向に移動し、Ｚ方向からの平面視で第２強磁性層２と重畳する部分における第２磁区ＭＤ２の面積が広くなると、磁壁移動素子１０３の抵抗値は高くなる。
磁壁ＤＷは、第１強磁性層１のＸ方向に書込み電流を流す、又は、外部磁場を印加することによって移動する。例えば、第１強磁性層１の＋Ｘ方向に書込み電流（例えば、電流パルス）を印加すると、電子は電流と逆の－Ｘ方向に流れるため、磁壁ＤＷは－Ｘ方向に移動する。第１磁区ＭＤ１から第２磁区ＭＤ２に向って電流が流れる場合、第２磁区ＭＤ２でスピン偏極した電子は、第１磁区ＭＤ１の磁化ＭＭＤ１を磁化反転させる。第１磁区ＭＤ１の磁化ＭＭＤ１が磁化反転することで、磁壁ＤＷが－Ｘ方向に移動する。
図１０に示す磁壁移動素子１０３は、結晶化したホイスラー合金を含み、ＭＲ比が大きい磁気抵抗効果素子１０を備えるため、データを正確に記録できる。
図１１は、適用例５にかかる高周波デバイス１０４の模式図である。図１１に示すように、高周波デバイス１０４は、磁気抵抗効果素子１０と直流電源２６とインダクタ２７とコンデンサ２８と出力ポート２９と配線３０，３１を有する。
配線３０は、磁気抵抗効果素子１０と出力ポート２９とを繋ぐ。配線３１は、配線３０から分岐し、インダクタ２７及び直流電源２６を介し、グラウンドＧへ至る。直流電源２６、インダクタ２７、コンデンサ２８は、公知のものを用いることができる。インダクタ２７は、電流の高周波成分をカットし、電流の不変成分を通す。コンデンサ２８は、電流の高周波成分を通し、電流の不変成分をカットする。インダクタ２７は高周波電流の流れを抑制したい部分に配設し、コンデンサ２８は直流電流の流れを抑制したい部分に配設する。
磁気抵抗効果素子１０に含まれる強磁性層に交流電流または交流磁場を印加すると、第２強磁性層２の磁化は歳差運動する。第２強磁性層２の磁化は、第２強磁性層２に印加される高周波電流又は高周波磁場の周波数が、第２強磁性層２の強磁性共鳴周波数の近傍の場合に強く振動し、第２強磁性層２の強磁性共鳴周波数から離れた周波数ではあまり振動しない。この現象を強磁性共鳴現象という。
磁気抵抗効果素子１０の抵抗値は、第２強磁性層２の磁化の振動により変化する。直流電源２６は、磁気抵抗効果素子１０に直流電流を印加する。直流電流は、磁気抵抗効果素子１０の積層方向に流れる。直流電流は、配線３０，３１、磁気抵抗効果素子１０を通りグラウンドＧへ流れる。磁気抵抗効果素子１０の電位は、オームの法則に従い変化する。磁気抵抗効果素子１０の電位の変化（抵抗値の変化）に応じて高周波信号が出力ポート２９から出力される。
図１１に示す高周波デバイス１０４は、結晶化したホイスラー合金を含み、抵抗値の変化幅が大きい磁気抵抗効果素子１０を備えるため、大きな出力の高周波信号を発信できる。
（実施例１）
実施例１として、図１に示す磁気抵抗効果素子１０を作製した。第１強磁性層１及び第２強磁性層２は、それぞれ第１層１Ａ，２Ａと第２層１Ｂ，２Ｂとからなる。第１層１Ａ，２Ａは、結晶化したＣｏ基ホイスラー合金であり、組成比はＣｏ２ＦｅＧａ０．５Ｇｅ０．５とした。第２層１Ｂ，２Ｂは、結晶化したＣｏＦｅＢ－Ａであり、組成比は（Ｃｏ０．４Ｆｅ０．４Ｂ０．２）０．９Ｔａ０．１とした。非磁性層３は、Ａｇとした。
実施例１に係る磁気抵抗効果素子１０は、下記手順で作製した。まずアモルファスの基板上に、スパッタリングにより上記組成の第２層１Ｂ、第１層１Ａ、非磁性層３、第１層２Ａ、第２層２Ｂを順にスパッタリング法を用いて成膜した。成膜後の時点で、第１層１Ａ，２Ａは結晶性の低い結晶となっており、第２層１Ｂ，２Ｂはアモルファスであった。
次いで、積層した積層体をアニールした。アニールは、３００℃の条件で１０時間行った。アニールにより第２層１Ｂ，２Ｂは結晶化し、第２層１Ｂ，２Ｂの結晶化に伴い、第１層１Ａ，２Ａの結晶性も向上した。
作製した磁気抵抗効果素子１０のＭＲ比とＲＡ（面抵抗）とを測定した。ＭＲ比は、磁気抵抗効果素子１０の積層方向に一定電流を流した状態で、外部から磁気抵抗効果素子１０に磁場を掃引しながら磁気抵抗効果素子１０への印加電圧を電圧計によってモニターすることにより、磁気抵抗効果素子１０の抵抗値変化を測定した。第１強磁性層１と第２強磁性層２の磁化の向きが平行の場合の抵抗値と、第１強磁性層１と第２強磁性層２の磁化の向きが反平行の場合の抵抗値とを測定し、得られた抵抗値から下記の式より算出した。ＭＲ比の測定は、３００Ｋ（室温）で行った。
ＭＲ比（％）＝（ＲＡＰ－ＲＰ）／ＲＰ×１００
ＲＰは、第１強磁性層１と第２強磁性層２の磁化の向きが平行の場合の抵抗値であり、ＲＡＰは、第１強磁性層１と第２強磁性層２の磁化の向きが反平行の場合の抵抗値である。
ＲＡは、第１強磁性層１と第２強磁性層２の磁化の向きが平行の場合の抵抗ＲＰと、磁気抵抗効果素子１０の面内方向の面積Ａの積により求めた。
実施例１に係る磁気抵抗効果素子１０のＭＲ比は１１％であり、ＲＡは０．０８Ω・μｍ２であった。
（実施例２）
実施例２は、第１層１Ａ，２Ａの組成がＣｏ２ＦｅＧａ０．６Ｇｅ０．８である点のみが実施例１と異なる。実施例２に係る第１層１Ａ，２Ａを構成するＣｏ基ホイスラー合金は、Ｃｏ組成比が化学量論組成比より少ない。
実施例２に係る磁気抵抗効果素子１０のＭＲ比は１４％であり、ＲＡは０．０９Ω・μｍ２であった。
（実施例３）
実施例３は、第２層１Ｂ，２Ｂの組成が（Ｃｏ０．２Ｆｅ０．６Ｂ０．２）０．９Ｔａ０．１である点のみが実施例１と異なる。実施例３に係る第２層１Ｂ，２Ｂは、Ｆｅの含有量がＣｏの含有量より多い。
実施例３に係る磁気抵抗効果素子１０のＭＲ比は１３％であり、ＲＡは０．０７Ω・μｍ２であった。
（実施例４）
実施例４は、第１層１Ａ，２Ａの組成がＣｏ２ＦｅＧａ０．６Ｇｅ０．８であり、第２層１Ｂ，２Ｂの組成が（Ｃｏ０．２Ｆｅ０．６Ｂ０．２）０．９Ｔａ０．１である点のみが実施例１と異なる。実施例４に係る第１層１Ａ，２Ａを構成するＣｏ基ホイスラー合金は、Ｃｏ組成比が化学量論組成比より少なく、第２層１Ｂ，２Ｂは、Ｆｅの含有量がＣｏの含有量より多い。
実施例４に係る磁気抵抗効果素子１０のＭＲ比は１６％であり、ＲＡは０．０８Ω・μｍ２であった。
（実施例５）
実施例５は、第１層１Ａ，２Ａの組成がＣｏ２ＦｅＧａ０．６Ｇｅ０．８であり、第２層１Ｂ，２Ｂの組成が（Ｃｏ０．２Ｆｅ０．６５Ｂ０．１５）０．８５Ｔａ０．１５である点のみが実施例１と異なる。実施例５に係る第１層１Ａ，２Ａを構成するＣｏ基ホイスラー合金は、Ｃｏ組成比が化学量論組成比より少なく、第２層１Ｂ，２Ｂは、Ｆｅの含有量がＣｏの含有量より多い。また実施例５は、Ｔａの含有量が実施例１～４と比較して多い。
実施例５に係る磁気抵抗効果素子１０のＭＲ比は１８％であり、ＲＡは０．１１Ω・μｍ２であった。
（実施例６）
実施例６は、第１層１Ａ，２Ａの組成がＣｏ２ＦｅＧａ０．６Ｇｅ０．８であり、第２層１Ｂ，２Ｂの組成が(Ｃｏ０．３９Ｆｅ０．１９Ｇａ０．１２Ｇｅ０．１５Ｂ０．１５)０．８５Ｔａ０．１５である点のみが実施例１と異なる。実施例６に係る第１層１Ａ，２Ａを構成するＣｏ基ホイスラー合金及び第２層１Ｂ，２Ｂの(Ｃｏ０．３９Ｆｅ０．１９Ｇａ０．１２Ｇｅ０．１５Ｂ０．１５)０．８５Ｔａ０．１５は、Ｃｏ組成比が化学量論組成比より少ない。
実施例６に係る磁気抵抗効果素子１０のＭＲ比は２１％であり、ＲＡは０．１３Ω・μｍ２であった。
（比較例１）
比較例１は、第２層１Ｂ，２Ｂの組成が（Ｃｏ０．４Ｆｅ０．４Ｂ０．２）０．９３Ｔａ０．０７である点が実施例１と異なる。第２層１Ｂ，２ＢのＴａ含有量が少ないため、第２層１Ｂ，２Ｂ内における原子のミキシングが十分ではなく、第２層１Ｂ，２Ｂはアモルファスのままであった。また比較例１の第１層１Ａ，２Ａは結晶化しているが、結晶性は実施例１より劣っていた。
比較例１に係る磁気抵抗効果素子１０のＭＲ比は５％であり、ＲＡは０．０８Ω・μｍ２であった。
（比較例２）
比較例２は、第２層１Ｂ，２Ｂの組成が（Ｃｏ０．４Ｆｅ０．４Ｂ０．２）０．９３Ｔａ０．０７である点が実施例２と異なる。第２層１Ｂ，２ＢのＴａ含有量が少ないため、第２層１Ｂ，２Ｂ内における原子のミキシングが十分ではなく、第２層１Ｂ，２Ｂはアモルファスのままであった。また比較例１の第１層１Ａ，２Ａは結晶化しているが、結晶性は実施例２より劣っていた。
比較例２に係る磁気抵抗効果素子１０のＭＲ比は７％であり、ＲＡは０．０８Ω・μｍ２であった。
上記の実施例１～６の結果及び比較例１、２の結果を以下の表１にまとめる。
１…第１強磁性層、１Ａ，２Ａ，１１Ａ，１２Ａ…第１層、１Ｂ，２Ｂ，１１Ｂ，１２Ｂ…第２層、２…第２強磁性層、３，１３…非磁性層、４，５…ボロン吸収層、６，７…バッファ層、８…スピン軌道トルク配線、１０，１０Ａ，１０Ｂ，１０Ｃ…磁気抵抗効果素子、２１…抵抗測定器、２２…電源、２３…測定部、２４…第１磁化固定層、２５…第２磁化固定層、２６…直流電源、２７…インダクタ、２８…コンデンサ、２９…出力ポート、３０，３１…配線、１００，１０１，１０２…磁気記録素子、１０３…磁壁移動素子、１０４…高周波デバイス、ＤＷ…磁壁、ＭＤ１…第１磁区、ＭＤ２…第２磁区、Ｓｕｂ…基板

Claims (16)

  1. 第１強磁性層と、第２強磁性層と、前記第１強磁性層と前記第２強磁性層との間にある非磁性層と、を備え、
    前記第１強磁性層と前記第２強磁性層とのうち少なくとも一方は、前記非磁性層に近い側から順に第１層と第２層とを備え、
    前記第１層は、結晶化したＣｏ基ホイスラー合金を含み、
    前記第２層は、少なくとも一部が結晶化しており、かつ強磁性元素とボロン元素と添加物元素とを含む合金を含み、
    前記強磁性元素とボロン元素と添加物元素とを含む合金が、ＣｏＦｅＢ－Ａ又はＣｏＦｅＧａＧｅＢ－Ａであって、
    前記ＣｏＦｅＢ－Ａ及び前記ＣｏＦｅＧａＧｅＢ－ＡにおけるＡ元素が、Ｔｉ、Ｒｕ、Ｔａからなる群から選択されるいずれかの元素であり、
    前記第２層において、前記Ａ元素の含有量は前記ボロン元素の含有量より多く、
    前記第１層と前記第２層とが格子整合している、磁気抵抗効果素子。
  2. 前記第１強磁性層及び前記第２強磁性層が、いずれも前記第１層及び前記第２層を備える、請求項１に記載の磁気抵抗効果素子。
  3. 前記Ｃｏ基ホイスラー合金は、化学量論組成でＣｏＹＺ又はＣｏ２ＹＺで表記され、
    前記Ｃｏ基ホイスラー合金は、Ｃｏ組成比が化学量論組成比より少ない、請求項１又は２に記載の磁気抵抗効果素子。
  4. 前記第２層の前記非磁性層から遠い側の面に接するボロン吸収層を有し、
    前記ボロン吸収層は、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｚｎ、Ｚｒ、Ｍｏ、Ｒｕ、Ｐｄ、Ｔａ、Ｗ、Ｉｒ、Ｐｔ、Ａｕからなる群から選択されるいずれかの元素を含む、請求項１又は２に記載の磁気抵抗効果素子。
  5. 前記Ｃｏ基ホイスラー合金は、Ｌ２１構造またはＢ２構造である、請求項１又は２に記載の磁気抵抗効果素子。
  6. 前記Ｃｏ基ホイスラー合金は、Ｃｏ２ＹαＺβで表記され、
    前記Ｙは、Ｆｅ、Ｍｎ、Ｃｒからなる群から選択された１種以上の元素であり、
    前記Ｚは、Ｓｉ、Ａｌ、Ｇａ、Ｇｅからなる群から選択された１種以上の元素であり、
    α＋β＞２を満たす、請求項１又は２に記載の磁気抵抗効果素子。
  7. 前記非磁性層は、Ｃｕ、Ａｕ、Ａｇ、Ａｌ、Ｃｒからなる群から選択されるいずれかの元素を含む金属又は合金である、請求項１又は２に記載の磁気抵抗効果素子。
  8. 基板をさらに有し、
    前記基板は、前記第１強磁性層、前記第２強磁性層及び前記非磁性層が積層される下地であり、
    前記基板は、アモルファスである、請求項１又は２に記載の磁気抵抗効果素子。
  9. 第１強磁性層と、第２強磁性層と、前記第１強磁性層と前記第２強磁性層との間にある非磁性層と、を備え、
    前記第１強磁性層と前記第２強磁性層とのうち少なくとも一方は、前記非磁性層に近い側から順に第１層と第２層とを備え、
    前記第１層は、結晶化したＣｏ基ホイスラー合金を含み、
    前記第２層は、少なくとも一部が結晶化しており、かつ強磁性元素とボロン元素と添加物元素とを含む合金を含み、
    前記強磁性元素とボロン元素と添加物元素とを含む合金が、ＣｏＦｅＢ－Ａ又はＣｏＦｅＧａＧｅＢ－Ａであって、
    前記ＣｏＦｅＢ－Ａ及び前記ＣｏＦｅＧａＧｅＢ－ＡにおけるＡ元素が、Ｔｉ、Ｒｕ、Ｔａからなる群から選択されるいずれかの元素であり、
    前記第２層において、Ｆｅの含有量はＣｏの含有量より多く、
    前記第１層と前記第２層とが格子整合している、磁気抵抗効果素子。
  10. 前記第１強磁性層及び前記第２強磁性層が、いずれも前記第１層及び前記第２層を備える、請求項９に記載の磁気抵抗効果素子。
  11. 前記Ｃｏ基ホイスラー合金は、化学量論組成でＣｏＹＺ又はＣｏ ２ ＹＺで表記され、
    前記Ｃｏ基ホイスラー合金は、Ｃｏ組成比が化学量論組成比より少ない、請求項９又は１０に記載の磁気抵抗効果素子。
  12. 前記第２層の前記非磁性層から遠い側の面に接するボロン吸収層を有し、
    前記ボロン吸収層は、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｚｎ、Ｚｒ、Ｍｏ、Ｒｕ、Ｐｄ、Ｔａ、Ｗ、Ｉｒ、Ｐｔ、Ａｕからなる群から選択されるいずれかの元素を含む、請求項９又は１０に記載の磁気抵抗効果素子。
  13. 前記Ｃｏ基ホイスラー合金は、Ｌ２ １ 構造またはＢ２構造である、請求項９又は１０に記載の磁気抵抗効果素子。
  14. 前記Ｃｏ基ホイスラー合金は、Ｃｏ ２ Ｙ α Ｚ β で表記され、
    前記Ｙは、Ｆｅ、Ｍｎ、Ｃｒからなる群から選択された１種以上の元素であり、
    前記Ｚは、Ｓｉ、Ａｌ、Ｇａ、Ｇｅからなる群から選択された１種以上の元素であり、
    α＋β＞２を満たす、請求項９又は１０に記載の磁気抵抗効果素子。
  15. 前記非磁性層は、Ｃｕ、Ａｕ、Ａｇ、Ａｌ、Ｃｒからなる群から選択されるいずれかの元素を含む金属又は合金である、請求項９又は１０に記載の磁気抵抗効果素子。
  16. 基板をさらに有し、
    前記基板は、前記第１強磁性層、前記第２強磁性層及び前記非磁性層が積層される下地であり、
    前記基板は、アモルファスである、請求項９又は１０に記載の磁気抵抗効果素子。
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