JPWO2003090290A1 - 磁気抵抗効果素子とこれを用いた磁気ヘッドおよび磁気メモリならびに磁気記録装置 - Google Patents

磁気抵抗効果素子とこれを用いた磁気ヘッドおよび磁気メモリならびに磁気記録装置 Download PDF

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Abstract

本発明の磁気抵抗効果素子は、トンネル絶縁層（３）と、トンネル絶縁層（３）を介して積層された一対の磁性層（１および２）とを含む多層膜構造を含み、双方の磁性層（１および２）が有する磁化方向の相対角度により抵抗値が異なり、磁性層（１および２）の少なくとも一方が、トンネル絶縁層（３）の熱膨張係数に２×１０−６／Ｋを加えた値以下の熱膨張係数を有する磁性膜（４）を含んでいる。 このような磁気抵抗効果素子とすることによって、耐熱性に優れる磁気抵抗効果素子を得ることができる。 また、このような磁気抵抗効果素子を用いることによって、耐熱性に優れる磁気ヘッド、磁気メモリ、磁気記録装置を得ることができる。

Description

技術分野
本発明は、磁気抵抗効果素子と、これを用いた磁気デバイスである磁気ヘッドおよび磁気メモリならびに磁気記録装置に関する。
背景技術
近年、磁気抵抗効果（ＭＲ効果）を磁気ヘッドや磁気メモリ（Ｍａｇｎｅｔｉｃ Ｒａｎｄｏｍ Ａｃｃｅｓｓ Ｍｅｍｏｒｙ（ＭＲＡＭ））などに応用するための開発が盛んに行われている。ＭＲ効果は、電子のスピンに依存した伝導現象に基づいており、“磁性層／非磁性層／磁性層”の構造を含む多層膜において、非磁性層を介して隣り合う磁性層同士の磁化方向の相対角度に応じて抵抗値が異なる現象である。一般に、磁化方向が平行の場合に抵抗値が最も小さく、逆に反平行の場合に抵抗値が最も大きくなる。このＭＲ効果を利用した素子を、ＭＲ素子と呼ぶ。ＭＲ素子のうち、非磁性層にＣｕなどの導電性材料を用いた素子をＧＭＲ素子という。また、非磁性層にＡｌ２Ｏ３などの絶縁性材料を用いた素子をＴＭＲ素子という。ＴＭＲ素子では、非磁性層を挟む磁性層のスピン分極率が高いほど大きな磁気抵抗変化率（ＭＲ比）を得ることができる。現在、大きなＭＲ比を発現するＭＲ素子として、このＴＭＲ素子が期待されている。
ＴＭＲ素子を磁気ヘッドやＭＲＡＭなどのデバイスに応用するためには、素子の出力をより向上、安定させる必要がある。また、素子には、デバイスの製造プロセスに耐えることのできる耐熱性が求められている。例えば、磁気ヘッドを製造する工程では、一般に２５０℃〜３００℃程度の熱処理が行われる。ハードディスクドライブ（ＨＤＤ）に搭載される場合には、その動作環境温度（例えば、１５０℃程度）下で長時間安定して動作することが要求される。また、ＭＲ素子をＣＭＯＳ上に作製することによってＭＲＡＭデバイスとして応用する研究が進んでいるが、ＣＭＯＳを製造する工程ではさらに高温の熱処理（例えば、４００℃〜４５０℃）が必要とされる。
しかしながら、従来、トンネル絶縁層と磁性層との間にトンネル接合構造を持つＴＭＲ素子では、３００℃以上の熱処理を行った場合に、磁気抵抗特性（ＭＲ特性）が劣化する、なかでも、素子の出力を示すＭＲ比が低下する傾向がみられる。ＴＭＲ素子を磁気ヘッドやＭＲＡＭなどのデバイスに応用するためには、熱処理などによって素子の温度が上昇した場合にも、よりＭＲ特性が劣化しにくいＴＭＲ素子の開発が重要である。
発明の開示
このような状況に鑑み、本発明は、熱処理や素子が動作する際の温度上昇に伴うＭＲ特性の劣化が生じにくい磁気抵抗効果素子、即ち、耐熱性に優れる磁気抵抗効果素子を提供することを目的とする。また、耐熱性に優れる磁気ヘッドおよび磁気メモリ、ならびに磁気記録装置を提供することを目的とする。
上記目的を達成するために、本発明の磁気抵抗効果素子は、トンネル絶縁層と、前記トンネル絶縁層を介して積層された一対の磁性層とを含む多層膜構造を含み、双方の前記磁性層が有する磁化方向の相対角度により抵抗値が異なり、前記磁性層の少なくとも一方が、前記トンネル絶縁層の熱膨張係数に２×１０−６／Ｋを加えた値以下の熱膨張係数を有する磁性膜（以下、低熱膨張磁性膜、ともいう）を含んでいる。なお、本明細書における熱膨張係数とは、常温常圧における線熱膨張係数を意味している。
例えば、トンネル絶縁層にＡｌ２Ｏ３、磁性層にＣｏを用いた従来のＭＲ素子では、磁性層の熱膨張係数はトンネル絶縁層の熱膨張係数よりも約５×１０−６／Ｋ大きい。このようなＭＲ素子では、素子の温度が上昇するに伴い、相対的に熱膨張係数が大きい層である磁性層がトンネル絶縁層を圧縮し、トンネル絶縁層に加わる応力負荷が増大すると考えられる。トンネル絶縁層への応力負荷が増大すると、トンネル絶縁層がトンネル特性を維持することが難しくなり、トンネル絶縁層がトンネル特性を失えば、素子のＭＲ特性が劣化することになる。
これに対して、本発明のＭＲ素子では、トンネル絶縁層の熱膨張係数とほぼ同等もしくはそれ以下の熱膨張係数を有する磁性膜を磁性層が含むことによって、磁性層の熱膨張を原因とするトンネル絶縁層への応力負荷を抑制することができる。このため、高温下においてもトンネル絶縁層がトンネル特性を維持することができ、素子のＭＲ特性の劣化を抑制することができる。なお、低熱膨張磁性膜の熱膨張係数がトンネル絶縁層の熱膨張係数よりも大きい場合であっても、その差が２×１０−６／Ｋ以下であれば、上述の効果を期待できる。
また、トンネル絶縁層として用いられる絶縁性材料は、一般に圧縮に弱い。一方、磁性層には、展延性に優れた金属材料が主に用いられる。このため、低熱膨張磁性膜の熱膨張係数がトンネル絶縁層の熱膨張係数以下であることが好ましい。この場合、仮に両者の熱膨張係数の差が大きくても、トンネル絶縁層自身の熱膨張によって発生する応力負荷はそれほど大きくならず、素子のＭＲ特性は劣化しにくくなると考えられる。
即ち、このようなＭＲ素子とすることによって、耐熱性に優れるＭＲ素子を得ることができる。また、本発明のＭＲ素子では、低熱膨張磁性膜はトンネル絶縁層に接していてもよいし、接していなくてもよい。
次に、本発明の磁気ヘッドは、磁気抵抗効果素子と、前記磁気抵抗効果素子により検知すべき磁界以外の磁界の、前記磁気抵抗効果素子への導入を制限するシールドとを含み、
前記磁気抵抗効果素子は、トンネル絶縁層と、前記トンネル絶縁層を介して積層された一対の磁性層とを含む多層膜構造を含み、双方の前記磁性層が有する磁化方向の相対角度により抵抗値が異なり、前記磁性層の少なくとも一方が、前記トンネル絶縁層の熱膨張係数に２×１０−６／Ｋを加えた値以下の熱膨張係数を有する磁性膜を含んでいる。
また、本発明の磁気ヘッドは、磁気抵抗効果素子と、前記磁気抵抗効果素子により検知すべき磁界を前記磁気抵抗効果素子へ導入するヨークとを含み、
前記磁気抵抗効果素子は、トンネル絶縁層と、前記トンネル絶縁層を介して積層された一対の磁性層とを含む多層膜構造を含み、双方の前記磁性層が有する磁化方向の相対角度により抵抗値が異なり、前記磁性層の少なくとも一方が、前記トンネル絶縁層の熱膨張係数に２×１０−６／Ｋを加えた値以下の熱膨張係数を有する磁性膜を含んでいてもよい。
このような磁気ヘッドとすることによって、耐熱性に優れる磁気ヘッドを得ることができる。
次に、本発明の磁気メモリは、磁気抵抗効果素子と、前記磁気抵抗効果素子に情報を記録するための情報記録用導体線と、前記情報を読み出すための情報読出用導体線とを含み、
前記磁気抵抗効果素子は、トンネル絶縁層と、前記トンネル絶縁層を介して積層された一対の磁性層とを含む多層膜構造を含み、双方の前記磁性層が有する磁化方向の相対角度により抵抗値が異なり、前記磁性層の少なくとも一方が、前記トンネル絶縁層の熱膨張係数に２×１０−６／Ｋを加えた値以下の熱膨張係数を有する磁性膜を含んでいる。
このような磁気メモリとすることによって、耐熱性に優れる磁気メモリを得ることができる。
次に、本発明の磁気記録装置は、磁気ヘッドと前記磁気ヘッドにより磁気情報を読み出すことができる磁気記録媒体とを含み、
前記磁気ヘッドは、磁気抵抗効果素子と、前記磁気抵抗効果素子により検知すべき磁界以外の磁界の、前記磁気抵抗効果素子への導入を制限するシールドとを含み、
前記磁気抵抗効果素子は、トンネル絶縁層と、前記トンネル絶縁層を介して積層された一対の磁性層とを含む多層膜構造を含み、双方の前記磁性層が有する磁化方向の相対角度により抵抗値が異なり、前記磁性層の少なくとも一方が、前記トンネル絶縁層の熱膨張係数に２×１０−６／Ｋを加えた値以下の熱膨張係数を有する磁性膜を含んでいる。
また、本発明の磁気記録装置は、磁気ヘッドと前記磁気ヘッドにより磁気情報を読み出すことができる磁気記録媒体とを含み、
前記磁気ヘッドは、磁気抵抗効果素子と、前記磁気抵抗効果素子により検知すべき磁界を前記磁気抵抗効果素子へ導入するヨークとを含み、
前記磁気抵抗効果素子は、トンネル絶縁層と、前記トンネル絶縁層を介して積層された一対の磁性層とを含む多層膜構造を含み、双方の前記磁性層が有する磁化方向の相対角度により抵抗値が異なり、前記磁性層の少なくとも一方が、前記トンネル絶縁層の熱膨張係数に２×１０−６／Ｋを加えた値以下の熱膨張係数を有する磁性膜を含んでいてもよい。
このような磁気記録装置とすることによって、耐熱性に優れる磁気記録装置を得ることができる。
発明の実施形態
以下、図面を参照しながら本発明の実施の形態について説明する。なお、以下の実施の形態において、同一の部分には同一の符号を付して重複する説明を省略する場合がある。
最初に、本発明のＭＲ素子について説明する。
図１は、本発明のＭＲ素子の一例を示す断面図である。図１に示すＭＲ素子は、反強磁性層５、第１磁性層１、トンネル絶縁層３、第２磁性層２が順に積層された多層膜構造を含んでいる。また、第１磁性層１は、磁性膜１１と低熱膨張磁性膜４とを含んでいる。
図２は、本発明のＭＲ素子の別の一例を示す断面図である。図２に示すＭＲ素子は、反強磁性層５、第１磁性層１、トンネル絶縁層３、第２磁性層２が順に積層された多層膜構造を含んでいる。また、図２に示すＭＲ素子は、第２磁性層２が、磁性膜２１と低熱膨張磁性膜４とを含んでいる。
図１および図２に示すように、本発明のＭＲ素子は、トンネル絶縁層３を挟む第１磁性層１および第２磁性層２の少なくとも一方が、低熱膨張磁性膜４を含んでいればよい。また、図３に示すように、トンネル絶縁層３を挟む第１磁性層１および第２磁性層２の双方が低熱膨張磁性膜４を含んでいてもよい。図３に示すＭＲ素子では、第１磁性層１は低熱膨張磁性膜４と磁性膜１１とを含み、第２磁性層２は磁性膜２１と低熱膨張磁性膜４とを含んでいる。
このようなＭＲ素子とすることによって、耐熱性に優れるＭＲ素子を得ることができる。
なお、図１〜図３に示すＭＲ素子では、反強磁性層５が第１磁性層１に接するように配置されており、第１磁性層１を固定磁性層（反強磁性層５によって磁化方向が固定されている磁性層）、第２磁性層２を自由磁性層（第１磁性層に対して相対的に磁化回転が容易である磁性層）とするスピンバルブ型のＭＲ素子となっている。スピンバルブ型のＭＲ素子では、固定磁性層と自由磁性層との間の磁化方向の相対角度をより容易に変化させることができるため、微小な磁界によって動作するデバイスにより適するＭＲ素子とすることができる。また、より小型で大きなＭＲ比を示すＭＲ素子とすることができる。本発明のＭＲ素子は、このようなスピンバルブ型の素子に限定されない。以降に示す例においても同様である。
低熱膨張磁性膜は、以下の式（１）の関係を満たす磁性膜であればよい。
ｔ１≦ｔ２＋（２×１０−６／Ｋ） （１）
ｔ１：低熱膨張磁性膜の熱膨張係数（１／Ｋ）
ｔ２：トンネル絶縁層の熱膨張係数（１／Ｋ）
なかでも、式ｔ１＝ｔ２の関係を満たす磁性膜（即ち、低熱膨張磁性膜の熱膨張係数とトンネル絶縁層の熱膨張係数とが等しい）であることが好ましい（例えば、実施例に後述するサンプルａ０２、ａ０４など）。また、式ｔ１≦ｔ２−（３×１０−６／Ｋ）の関係を満たす磁性膜であることがより好ましい（例えば、実施例に後述するサンプルａ０３など）。なお、ｔ１の下限値は特に限定されず、例えば、−１×１０−５／Ｋ以上であればよい。
低熱膨張磁性膜の材料は、例えば、インバー合金およびその近傍組成を有する磁性材料を用いればよい。インバー合金は、例えば、Ｆｅ−Ｎｉ、Ｆｅ−Ｐｔ、Ｆｅ−Ｐｄ、Ｆｅ−Ｎｉ−Ｃｏ、Ｆｅ−Ｎｉ−Ｍｎ、Ｆｅ−Ｎｉ−Ｃｒ、Ｆｅ−Ｎｉ−Ｖ、Ｆｅ−Ｎｉ−Ｐｔなどの組成を有する合金を用いればよい。なお、材料の組成を単にＦｅ−Ｎｉのように表記するとき、構成する元素の組成比は特に限定されない。その他の組成についても同様である。
なかでも、式Ｆｅｘ−Ｎｉｙ−Ｃｏｚ（ｘ＋ｙ＋ｚ＝１、０．５≦ｘ≦０．７、０．３≦ｙ≦０．４５、０≦ｚ≦０．２）で示される組成を有する合金や、式Ｆｅ１−ａ−Ｐｔａ（０．１５≦ａ≦０．４５）で示される組成を有する合金、式Ｆｅ１−ｂ−Ｐｄｂ（０．２≦ｂ≦０．４５）で示される組成を有する合金などを用いれば、より耐熱性に優れ、安定したＭＲ特性を有するＭＲ素子を得ることができる。また、低熱膨張磁性膜にインバー合金を用いれば、より大きなＭＲ比を得ることも期待できる。なお、本明細書において組成を示すために用いる数値は、すべて原子組成比に基づく数値とする。
また、低熱膨張磁性膜の材料は、例えば、Ｆｅを主成分とするアモルファス磁性材料（Ｆｅ基アモルファス合金）を用いてもよい（ここで主成分とは、原子組成比で０．５以上を示す成分をいう）。なかでも、式Ｆｅ１−ｃ−Ｍｃ（０．０５≦ｃ≦０．３。また、Ｍは、Ｂ、Ｐ、Ｓｉ、ＺｒおよびＨｆから選ばれる少なくとも一種の元素である）で示される組成を有する磁性材料が好ましい。このような磁性材料は、熱膨張係数が小さく、かつ、アモルファス特性を有している。このため、熱処理によるトンネル絶縁層／磁性層間の界面構造の変化（例えば、界面の凹凸の増大など）や、不純物原子の拡散が抑制され、より耐熱性に優れるＭＲ素子を得ることができる。特に、スピンバルブ型ＭＲ素子では、不純物原子、例えば、反強磁性層に含まれるＭｎ原子などが拡散することによって、磁性層のスピン分極率の低下や、トンネル絶縁層の劣化、破壊などが発生し、ＭＲ特性が劣化する可能性がある。このため、不純物原子の拡散を抑制すれば、より耐熱性に優れるＭＲ素子を得ることができる。
なお、低熱膨張磁性膜が、インバー合金およびＦｅ基アモルファス合金の双方を含んでいてもよい。
低熱膨張磁性膜の膜厚は、例えば、０．３ｎｍ〜５０ｎｍの範囲であればよく、０．５ｎｍ〜１０ｎｍの範囲が好ましい。また、第１磁性層および／または第２磁性層に対して低熱膨張磁性膜が占める割合は、例えば、１０ｖｏｌ％〜１００ｖｏｌ％の範囲であればよい。
トンネル絶縁層の材料は、特に限定されず、例えば、Ａｌの酸化物、窒化物および酸窒化物から選ばれる少なくとも１種の化合物を含めばよい。上記化合物は、絶縁特性に優れ、薄膜化が可能であり、ＭＲ特性の再現性にも優れている。Ａｌの酸化物、窒化物は、例えば、Ａｌ２Ｏ３、ＡｌＮなどを用いればよい。なお、Ａｌ２Ｏ３およびＡｌＮの熱膨張係数は、それぞれ、８×１０−６／Ｋ、４×１０−６／Ｋである。
トンネル絶縁層の膜厚は、有効なトンネル電流を得るために、例えば、０．４ｎｍ〜５ｎｍの範囲であり、３ｎｍ以下の範囲が好ましい。
第１磁性層および第２磁性層における低熱膨張磁性膜を除いた部分（図１〜図３に示す磁性膜１１および２１に相当する部分）に用いる磁性材料は、特に限定されない。例えば、Ｃｏ、Ｆｅ、Ｎｉ、Ｃｏ−Ｆｅ、Ｎｉ−Ｆｅ、Ｎｉ−Ｃｏ−Ｆｅなどからなる磁性材料を用いればよい。また、必要に応じて、異なる磁性材料からなる複数の磁性膜を積層してもよい。
第１磁性層および第２磁性層の膜厚は、低熱膨張磁性膜を含めて、例えば、１ｎｍ〜１０ｎｍの範囲であればよい。
また、図１〜図３に示す例のようにスピンバルブ型のＭＲ素子とする場合、自由磁性層となる磁性層には、例えば、軟磁気特性に優れる磁性材料を用いればよい。軟磁気特性に優れる磁性材料は、例えば、式Ｎｉｐ−Ｃｏｑ−Ｆｅｒで示される組成を有する金属Ｇを用いればよい。金属Ｇが３成分系である場合（ｐ≠０、ｑ≠０、ｒ≠０）、０．６≦ｐ≦０．９、０＜ｑ≦０．４および０＜ｒ≦０．３で示される範囲、または、０＜ｐ≦０．４、０．２≦ｑ≦０．９５および０＜ｒ≦０．５で示される範囲が好ましい。金属ＧがＮｉとＦｅの２成分系である場合（ｐ≠０、ｑ＝０、ｒ≠０）、０．６≦ｐ＜１および０＜ｒ≦０．４で示される範囲が好ましい。また、金属ＧがＣｏとＦｅの２成分系である場合（ｐ＝０、ｑ≠０、ｒ≠０）、０．７≦ｑ≦０．９５および０．０５≦ｒ≦０．３で示される範囲が好ましい。なお、上記いずれの場合も、ｐ＋ｑ＋ｒ＝１である。
あるいは、Ｃｏ−Ｆｅ−Ｂ、Ｃｏ−Ｍｎ−Ｂ、Ｆｅ−Ｃｏ−Ｓｉなどの３ｄ遷移金属を主体とするアモルファス磁性材料を自由磁性層となる磁性層に用いてもよい。これらの磁性材料も軟磁気特性に優れている。また、必要に応じて、異なる磁性材料からなる複数の磁性膜を積層することによって自由磁性層としてもよい。
固定磁性層となる磁性層は、例えば、磁気異方性の大きい磁性材料を含む磁性膜、または、それら磁性膜の積層膜を含めばよい。磁気異方性の大きい磁性材料は、例えば、Ｃｏ、Ｃｏ−Ｆｅ合金などを用いればよい。あるいは、Ｃｏ−Ｐｔ合金、Ｆｅ−Ｐｔ合金に代表される、式Ａ−Ｄで示される組成を有する高保磁力磁性材料（Ａは、Ｆｅ、ＣｏおよびＮｉから選ばれる少なくとも１種の元素であり、Ｄは、Ｐｔ、Ｒｈ、Ｐｄ、Ｒｕ、Ｃｒ、Ｒｅ、ＩｒおよびＴａから選ばれる少なくとも１種の元素である）を用いてもよい。その他、Ｃｏ−Ｓｍ合金に代表される磁性元素と希土類元素とからなる合金を用いてもよい。また、スピンバルブ型ＭＲ素子では、反強磁性層によって固定磁性層の磁化方向を固定することができるため、上述した軟磁気特性に優れる磁性材料を固定磁性層となる磁性層に用いてもよい。
反強磁性層の材料は、特に限定されず、例えば、Ｍｎを含む反強磁性合金（Ｍｎ系反強磁性合金）を用いればよい。Ｍｎ系反強磁性合金は、例えば、式Ｚ−Ｍｎ（Ｚは、Ｐｔ、Ｎｉ、Ｐｄ、Ｃｒ、Ｒｈ、Ｒｅ、Ｉｒ、ＲｕおよびＦｅから選ばれる少なくとも１種の元素）で示される組成を有する合金を用いればよい。なかでも、Ｐｔ−Ｍｎ、Ｐｄ−Ｍｎ、Ｐｄ−Ｐｔ−Ｍｎ、Ｎｉ−Ｍｎ、Ｉｒ−Ｍｎ、Ｃｒ−Ｐｔ−Ｍｎ、Ｒｕ−Ｒｈ−Ｍｎ、Ｆｅ−Ｍｎなどの組成を有する合金が好ましい。これらＭｎ系反強磁性合金と磁性層との間に働く交換結合エネルギーは、他の反強磁性体（例えば、ＮｉＯ、ＣｒＡｌ、α−Ｆｅ２Ｏ３など）を用いた場合よりも大きい。このため、Ｍｎ系反強磁性合金を反強磁性層に用いた場合、外部磁場による攪乱の影響が小さく、より出力が安定したＭＲ素子を得ることができる。
反強磁性層の膜厚は、例えば、５ｎｍ〜３０ｎｍの範囲であればよい。
なお、反強磁性層の下地層として、Ｔａ、Ｎｂ、Ｚｒ、Ｐｔ、Ｃｒなどからなる膜を積層することもできる。また、下地層には、Ｎｉ−Ｆｅ合金や、式Ｎｉ−Ｆｅ−Ｅで示される組成を有する合金（Ｅは、Ｃｒ、Ｖ、Ｎｂ、Ｐｔ、Ｐｄ、Ｒｈ、Ｒｕ、Ｉｒ、ＣｕおよびＡｕから選ばれる少なくとも１種の元素）などを用いてもよい。この場合、反強磁性層の結晶配向性を制御することができ、より出力が安定し、より大きいＭＲ比を示すＭＲ素子を得ることができる。下地層の膜厚は、例えば、１ｎｍ〜１０ｎｍの範囲であればよい。
また、第１磁性層および第２磁性層から選ばれる少なくとも一方の磁性層とトンネル絶縁層との界面に、スピン分極率の大きい磁性材料を含む高スピン分極率層を挿入してもよい。より大きいＭＲ比を示すＭＲ素子を得ることができる。
スピン分極率の大きい磁性材料は、例えば、Ｆｅ３Ｏ４、ＣｒＯ２、ＬａＳｒＭｎＯ、ＬａＣａＳｒＭｎＯなどに代表されるハーフメタル材料や、あるいは、ＮｉＭｎＳｂ、ＰｔＭｎＳｂなどのホイスラー合金を用いればよい。
高スピン分極率層の膜厚は、例えば、０．５ｎｍ〜１０ｎｍの範囲であればよく、５ｎｍ以下の範囲が好ましい。また、高スピン分極率層には、スピン分極率の大きい磁性材料の単層膜あるいは積層膜を用いればよい。
従来、高温での熱処理や多数回の熱サイクルによってＭＲ比などの素子特性の劣化が見られたが、その原因の一つとして、上述したように、トンネル絶縁層に加わる応力負荷の増大が考えられる。トンネル絶縁層に対する応力負荷が増加した場合、素子を構成する各層の界面、特に、トンネル絶縁層とそれに隣接する層との界面が乱れ、凹凸の発生などが起きる可能性がある。
また、熱処理などによってＭＲ特性が劣化する別の原因として、トンネル絶縁層の界面近傍へ不純物元素が拡散することによるトンネル絶縁層の損傷や、トンネル絶縁層に隣接する磁性層の磁気特性の劣化などが考えられる。一般に、不純物元素は、素子を構成する各層の結晶粒界を通して拡散する。素子が高温になると、各層の結晶粒界が熱膨張により広がることで不純物元素の拡散速度が大きくなり、ＭＲ特性が劣化しやすくなる可能性がある。特に、Ｐｔ−Ｍｎ、Ｉｒ−ＭｎなどのＭｎ系反強磁性合金からなる反強磁性層を含むスピンバルブ型のＭＲ素子では、熱処理によるＭｎの拡散が、ＭＲ特性が劣化する原因の一つである可能性がある。
これに対して、本発明のＭＲ素子では、トンネル絶縁層に隣接する磁性層が低熱膨張磁性膜を含むことによって、トンネル絶縁層に加わる応力負荷の増大が抑制され、耐熱性に優れるＭＲ素子を得ることができる。また、低熱膨張磁性膜の熱膨張率が小さい、即ち、高温下における低熱膨張磁性膜の結晶粒界の広がりが小さいため、不純物元素のトンネル絶縁層の界面近傍への熱拡散が抑制され、耐熱性に優れるＭＲ素子を得ることができる。
本発明のＭＲ素子の別の一例を図４に示す。図４に示すＭＲ素子は、第１磁性層１が低熱膨張磁性膜４を含んでいる。また、低熱膨張磁性膜４は、トンネル絶縁層３と第１磁性層１との界面から離れて配置されている。このように、低熱膨張磁性膜４とトンネル絶縁層３とが接していない場合においても、耐熱性に優れるＭＲ素子を得ることができる。即ち、本発明は、低熱膨張磁性膜４とトンネル絶縁層３とが接している場合に限定されない。なお、図４に示すＭＲ素子は、図１に示すＭＲ素子の低熱膨張磁性膜４とトンネル絶縁層３との間に、磁性膜１２をさらに配置したＭＲ素子である。
このようなＭＲ素子では、例えば、磁性膜１２が低熱膨張磁性膜４よりもスピン分極率が大きい場合には、低熱膨張磁性膜４とトンネル絶縁層３とが直に接している場合に比べてより大きいＭＲ比を得ることができる。ただし、磁性膜１２の熱膨張係数がトンネル絶縁層３の熱膨張係数よりも大きい場合、耐熱性に優れるＭＲ素子を得るためには、トンネル絶縁層３と低熱膨張磁性膜４との距離は、２ｎｍ以下の範囲が好ましく、１ｎｍ以下の範囲がより好ましい。
スピンバルブ型のＭＲ素子とする場合、固定磁性層が積層フェリ構造を含んでいてもよい。このようなＭＲ素子の一例を図５に示す。図５に示すＭＲ素子は、固定磁性層である第１磁性層１が、磁性膜１１１、非磁性膜１１２および磁性膜１１３からなる積層フェリ構造を含んでいる。なお、図５に示すＭＲ素子は、図１に示すＭＲ素子の磁性膜１１を積層フェリ構造としたＭＲ素子である。
ここで積層フェリ構造について説明する。積層フェリ構造とは、図５に示すように、非磁性膜１１２を介して一対の磁性膜１１１および１１３が積層された構造であり、磁性膜１１１と磁性膜１１３とが反強磁性的な交換結合の状態（互いの磁化方向が反平行の状態）にある構造をいう。積層フェリ構造を含むことによって、第１磁性層１の磁化反転磁界はより大きくなり、第１磁性層１の磁化方向を変化させるためには、より大きな外部磁界が必要となる。このため、第１磁性層１の膜厚をより薄くすることが可能になり、ＭＲ素子の小型化を図ることができる。また、同時に、第１磁性層１からの漏洩磁界を、第１磁性層１が積層フェリ構造を含まない場合よりも小さくすることができる。このため、素子を小型化した場合に問題となる、第１磁性層１から自由磁性層である第２磁性層２への漏洩磁界による素子出力の非対称性を低減することができる。
積層フェリ構造に含まれる非磁性膜は、例えば、Ｒｕ、Ｉｒ、Ｒｈ、ＲｅおよびＣｒから選ばれる少なくとも一種の元素を含む膜であればよい。非磁性膜の膜厚は、例えば、０．４ｎｍ〜１．５ｎｍの範囲であればよい。また、非磁性膜は、その両面に磁性膜が接している限り、複数存在していてもよい。
積層フェリ構造に含まれる磁性膜は、例えば、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉを含む膜であればよい。磁性膜の膜厚は、例えば、１ｎｍ〜１０ｎｍの範囲であればよい。
本発明のＭＲ素子では、トンネル絶縁層は複数配置されていてもよい。例えば、図６に示すように、図１に示すＭＲ素子の第２磁性層２の上にトンネル絶縁層３ａをさらに積層したＭＲ素子であってもよい。また、図７に示すように、図６に示すＭＲ素子のトンネル絶縁層３ａの上に磁性層６をさらに積層したＭＲ素子であってもよい。また、図８に示すように、図７に示すＭＲ素子の磁性層６の上に、磁性層６と反強磁性層５ａとをさらに積層したＭＲ素子であってもよい。
このように、複数のトンネル絶縁層を有する、ＭＲ素子とすることによって、より大きいＭＲ比を得たり、印加電圧の増大に伴うＭＲ比の減少を抑制したりすることができる。また、複数のトンネル絶縁層のうち少なくとも１層が低熱膨張磁性膜を含む磁性層に隣接することによって、耐熱性に優れ、良好なＭＲ特性を示すＭＲ素子を得ることができる。
次に、本発明のＭＲ素子の製造方法について説明する。
ＭＲ素子を構成する各薄膜の形成には、例えば、パルスレーザデポジション（ＰＬＤ）、イオンビームデポジション（ＩＢＤ）、クラスターイオンビーム、および、ＲＦ、ＤＣ、電子サイクロトロン共鳴（ＥＣＲ）、ヘリコン、誘導結合プラズマ（ＩＣＰ）、対向ターゲットなどの各種スパッタリング法、分子線エピタキシー法（ＭＢＥ）、イオンプレーティング法などを用いればよい。また、これらＰＶＤ法の他に、ＣＶＤ法、メッキ法あるいはゾルゲル法などを用いてもよい。
Ａｌ２Ｏ３、ＡｌＮなどからなるトンネル絶縁層の形成は、例えば、次のように行えばよい。まず、Ａｌの薄膜前駆体を作製する。次に、ＯまたはＮを分子、イオン、プラズマ、ラジカルなどとして含む雰囲気中において、ＯまたはＮと上記薄膜前駆体とを温度および時間を制御しながら反応させる。これにより、薄膜前駆体は、ほぼ完全に酸化または窒化され、トンネル絶縁層を得ることができる。また、薄膜前駆体として、ＯまたはＮを化学量論比以下の割合で含んだ不定比化合物を作製してもよい。
より具体的な例としては、スパッタリング法によってＡｌ２Ｏ３からなるトンネル絶縁層を作製する場合、ＡｌまたはＡｌＯｘ（ｘ≦１．５）からなる薄膜前駆体をＡｒまたはＡｒ＋Ｏ２雰囲気中で成膜し、これをＯ２またはＯ２＋不活性ガス中で酸化させることを繰り返せばよい。なお、プラズマやラジカルの発生には、ＥＣＲ放電、グロー放電、ＲＦ放電、ヘリコン、誘導結合プラズマ（ＩＣＰ）などの一般的な手法を用いればよい。
次に、本発明のＭＲ素子を用いたデバイスについて説明する。
ＭＲ素子を含み、素子の膜面に垂直な方向に電流を流す磁気デバイスを作製するためは、半導体プロセスやＧＭＲヘッド作製プロセスなどに一般的に用いられている手法を組み合わせて微細加工すればよい。より具体的には、イオンミリング、反応性イオンエッチング（ＲＩＥ）、ＦＩＢ（Ｆｏｃｕｓｅｄ Ｉｏｎ Ｂｅａｍ）などの物理的または化学的エッチング法、微細パターン形成のためのステッパー、電子ビーム（ＥＢ）法などを用いたフォトリソグラフィー技術などを組み合わせればよい。
このような方法によって作製された、電極をさらに備えるＭＲ素子の一例を図９に示す。図９に示すＭＲ素子は、基板５０４上に、下部電極５０３、ＭＲ素子５０５、上部電極５０２が順に積層されている。また、ＭＲ素子５０５の周囲、および、上部電極５０２と下部電極５０３との間には層間絶縁膜５０１が配置されている。層間絶縁膜５０１には、上部電極５０２と下部電極５０３との電気的な短絡を防ぐ働きがある。また、図９に示す素子では、上部電極５０２と下部電極５０３とに挟まれたＭＲ素子５０５に電流を流して電圧を読みとることができる。このため、図９に示すような素子の構成とすることによって、ＭＲ素子５０５の膜面に対して垂直な方向に電流を流して出力を読み出すことができる。なお、電極などの表面を平坦化するためには、ＣＭＰやクラスターイオンビームエッチングなどを用いればよい。
上部電極５０２および下部電極５０３の材料は、例えば、Ｐｔ、Ａｕ、Ｃｕ、Ｒｕ、Ａｌ、ＴｉＮなどの低抵抗の材料（例えば、線抵抗率が１００μΩｃｍ以下）を用いればよい。層間絶縁膜５０１は、例えば、Ａｌ２Ｏ３、ＳｉＯ２などの絶縁性に優れた材料を用いればよい。
本発明のＭＲ素子を用いた磁気ヘッドの一例を図１０に示す。図１０は、ＭＲ素子により検知すべき磁界以外の磁界をＭＲ素子へ導入することを制限するシールドを備えたシールド型磁気ヘッドと、その記録再生方法を示す模式図である。なお、図１０では、説明をわかりやすくするために、ヘッド部５１１を断面図により示す。
図１０に示す磁気ヘッドのヘッド部５１１は、記録用の書き込みヘッド部５１２と再生用の再生ヘッド部５１３とを備えている。情報を記録する際には、記録する情報に対応した電流をコイル５１４に流せばよい。コイル５１４に流した電流により発生した磁束が、上部記録コア５１５と上部シールド５１６との間に設けられた記録ギャップ５１７から漏れることによって、磁気記録媒体５１８に記録が行われる。
また、情報の再生は、磁気記録媒体５１８に記録されている情報に対応した磁束５１９が、上部シールド５１６と下部シールド５２２との間に設けられた再生ギャップ５２１を通してＭＲ素子５２０に作用することによって行われる。磁束５１９の作用によってＭＲ素子５２０の抵抗値が変化するため、その変化を検出すればよい。
このとき、図１０に示す磁気ヘッドでは、上部シールド５１６および下部シールド５２２により、ＭＲ素子によって検知されるべき磁界（即ち、磁束５１９）以外の磁界が制限されるため、高感度の磁気ヘッドとすることができる。また、ＭＲ素子５２０として上述した本発明のＭＲ素子を備えることによって、耐熱性に優れる磁気ヘッドとすることができる。
上部シールド５１６および下部シールド５２２の材料は、例えば、Ｎｉ−Ｆｅ、Ｆｅ−Ａｌ−Ｓｉ、Ｃｏ−Ｎｂ−Ｚｒ合金などの軟磁性材料を用いればよい。
本発明のＭＲ素子を用いた磁気ヘッドの別の一例を図１１に示す。図１１に示す磁気ヘッドは、ＭＲ素子により検知すべき磁界をＭＲ素子５３１に導入（ガイド）するためのヨーク（上部ヨーク５３３および下部ヨーク５３４）を備えている。また、上部ヨーク５３３と下部ヨーク５３４との間には、絶縁層部５３２が配置されている。上部ヨーク５３３はギャップ５３５を有しており、記録媒体に記録されている情報に対応する信号磁界は、上部ヨーク５３３によりＭＲ素子５３１に導入される。ＭＲ素子５３１は、上部ヨーク５３３および下部ヨーク５３４とＭＲ素子５３１とが磁気的に接続するように、ギャップ５３５と下部ヨーク５３４との間に配置されている。
図１１に示す磁気ヘッドでは、上部ヨーク５３３、ＭＲ素子５３１および下部ヨーク５３４によって磁気回路が形成されている。このため、ＭＲ素子５３１によって、再生ギャップ５３６で検出した記録媒体の信号磁界を電気信号として検出することができる。また、ＭＲ素子として、上述した本発明のＭＲ素子を備えることによって、耐熱性に優れる磁気ヘッドとすることができる。なお、再生ギャップ５３６の長さ（再生ギャップ長）は、例えば、０．２μｍ以下の範囲である。
ここで、図１１に示す磁気ヘッドのＭＲ素子５３１周辺の構造について説明する。図１２は、図１１に示す磁気ヘッドのＭＲ素子５３１を含む部分をＩ−Ｉ’で切断した断面図である。なお、図１１に示す磁気ヘッドのＭＲ素子５３１周辺の構造が、必ず図１２に示す構造である必要はなく、図１２に示す構造は一例にすぎない。
図１２に示すように、ＭＲ素子５３１の周囲には、ＭＲ素子５３１の膜面に垂直な方向に電流を流すためのリード部５３７と、ＭＲ素子５３１の自由磁性層の磁化方向を制御するためのハードバイアス部５３８とが配置されている。図１２に示す例では、リード部５３７とヨークとが絶縁層部５３２によって電気的に絶縁されているが、リード部５３７とヨークとは電気的に接続されていてもよい。この場合、ヨークおよびリード部を兼用にすることができる。また、ＭＲ素子５３１にトンネル電流を安定して流すために、ハードバイアス部５３８とＭＲ素子５３１とが電気的に絶縁されていることが好ましい。
絶縁層部５３２の材料は、例えば、Ａｌ２Ｏ３、ＡｌＮ、ＳｉＯ２などを用いればよい。上部ヨーク５３３および下部ヨーク５３４の材料は、一般的な軟磁性材料、例えば、Ｆｅ−Ｓｉ−Ａｌ、Ｎｉ−Ｆｅ、Ｎｉ−Ｆｅ−Ｃｏ、Ｃｏ−Ｎｂ−Ｚｒ、Ｃｏ−Ｔａ−Ｚｒ、Ｆｅ−Ｔａ−Ｎなどを用いればよい。これら軟磁性材料からなる膜と、Ｔａ、Ｒｕ、Ｃｕなどからなる非磁性膜との積層膜を用いてもよい。ハードバイアス部５３８の材料は、例えば、Ｃｏ−Ｐｔ合金などを用いればよい。リード部５３７の材料は、一般的に低い電気抵抗を示す、Ｃｕ、Ａｕ、Ｐｔなどを用いればよい。なお、下部ヨーク５３４には、磁性材料からなる基板（例えば、Ｍｎ−Ｚｎフェライト基板）を用いてもよい。
なお、図１１に示すようなヨークを備えた磁気ヘッドの場合、ＭＲ素子５３１の自由磁性層は、上部ヨーク５３３側に配置されることが好ましい。
一般に、図１１に示すようなヨーク型磁気ヘッドは、図１０に示すようなシールド型磁気ヘッドと比べて、感度では劣るものの、シールドギャップ中にＭＲ素子を配置する必要がないため、狭ギャップ化では有利である。また、ＭＲ素子が記録媒体に対して露出していないため、記録媒体と磁気ヘッドとの接触などによるヘッドの破損や摩耗が少なく、信頼性の面で優れている。このため、ヨーク型磁気ヘッドは、磁気テープを記録媒体とするストリーマーなどに用いる場合に、特に優れているといえる。
上述した本発明の磁気ヘッドを用いて、ＨＤＤなどの磁気記録装置を構成することができる。図１３に、本発明の磁気記録装置の一例を示す。図１３に示す磁気記録装置５４５は、磁気ヘッド５４１、駆動部５４２、情報が記録される磁気記録媒体５４３および信号処理部５４４を備えている。このとき、磁気ヘッド５４１として上述した本発明の磁気ヘッドを用いることによって、耐熱性に優れる磁気記録装置とすることができる。
次に、本発明のＭＲ素子をメモリ素子として用いた磁気メモリ（ＭＲＡＭ）の一例を図１４に示す。図１４に示すＭＲＡＭでは、ＭＲ素子６０１は、ＣｕやＡｌなどからなるビット（センス）線６０２とワード線６０３との交点にマトリクス状に配置されている。ビット線は情報再生用導体線に、ワード線は情報記録用導体線にそれぞれ相当する。これらの線に信号電流を流した時に発生する合成磁界により、ＭＲ素子６０１に信号が記録される。信号は、「オン」状態となったラインが交差する位置に配置された素子（図１４では、ＭＲ素子６０１ａ）に記録される（２電流一致方式）。
図１５〜図１７を参照して、ＭＲＡＭの動作についてさらに説明する。図１５Ａ、図１６Ａおよび図１７Ａには、書き込み動作の基本例が示されている。また、図１５Ｂ、図１６Ｂおよび図１７Ｂには、読み込み動作の基本例が示されている。ＭＲ素子７０１は、上述した本発明のＭＲ素子である。
図１５Ａおよび図１５Ｂに示すＭＲＡＭでは、ＭＲ素子７０１の磁化状態を個別に読みとるために、素子ごとに、ＦＥＴなどのスイッチ素子７０５が配置されている。このＭＲＡＭは、ＣＭＯＳ基板上への作製に適している。図１６Ａおよび図１６Ｂに示すＭＲＡＭでは、素子ごとに、非線形素子７０６が配置されている。非線形素子７０６は、例えば、バリスタ、トンネル素子、上述の３端子素子などを用いればよい。非線形素子の代わりに整流素子を用いてもよい。このＭＲＡＭは、ダイオードの成膜プロセスを用いれば、安価なガラス基板上にも作製できる。図１７Ａおよび図１７Ｂに示すＭＲＡＭでは、図１５〜図１６に示すようなスイッチ素子や非線形素子を用いることなく、ワード線７０４とビット線７０３との交点に、ＭＲ素子７０１が直接配置されている。このＭＲＡＭでは読み出し時に複数の素子に電流が流れることになるため、読み出し精度の観点から、例えば、素子数を１００００以下に制限することが好ましい。
また、図１５〜図１７に示すＭＲＡＭでは、ビット線７０３が、素子に電流を流して抵抗変化を読みとるセンス線としても用いられている。しかし、ビット電流による誤動作や素子破壊を防ぐため、センス線とビット線とを別途配置してもよい。この場合、ビット線を、素子と電気的な絶縁を保ちながら、かつ、センス線と平行に配置することが好ましい。なお、書き込み時における消費電力の観点から、ワード線、ビット線とＭＲ素子との間隔は、例えば、５００ｎｍ以下であればよい。
（実施例）
以下、実施例を用いて本発明をさらに詳細に説明するが、本発明は以下に示す例に限定されない。
熱酸化膜付Ｓｉ基板（３インチφ）上に、マグネトロンスパッタリング法を用いて、各実施例に記載する膜構成のＭＲ素子を作製し、そのＭＲ特性を評価した。
（実施例１）
熱酸化膜付Ｓｉ基板／Ｔａ（３）／Ｃｕ（５０）／Ｔａ（３）／Ｐｔ−Ｍｎ（３０）／Ｃｏ−Ｆｅ（１）／Ｘ／Ａｌ２Ｏ３（０．６）／Ｎｉ０．８Ｆｅ０．２（５）
ここで、括弧内の数値は膜厚を示している。単位はｎｍであり、以下、同様にして膜厚を表示する。ただし、Ａｌ２Ｏ３の値は、酸化処理前のＡｌの設計膜厚値（合計値）である（ＡｌＮにおける窒化処理を含め、以下同様である）。Ａｌ２Ｏ３は、Ａｌを０．３〜０．７ｎｍの膜厚で成膜した後、２６．３ｋＰａ（２００Ｔｏｒｒ）の酸素含有雰囲気中において１分間の酸化を繰り返して作製した。
基板上のＴａ（３）／Ｃｕ（５０）は下部電極であり、下部電極とＰｔ−Ｍｎ層との間のＴａ（３）は下地層である。Ｐｔ−Ｍｎ層は反強磁性層であり、本実施例のＭＲ素子は、スピンバルブ型のＭＲ素子である。なお、Ｐｔ−Ｍｎ層およびＣｏ−Ｆｅ層の組成は、それぞれＰｔ０．４８Ｍｎ０．５２およびＣｏ０．７５Ｆｅ０．２５であった。
Ｘは、以下の表１に示す組成を有する磁性材料である。本実施例では、従来例として２種類（サンプルａ０１およびサンプルａ０８）、実施例として６種類（サンプルａ０２〜サンプルａ０７）のサンプルを準備した。
各サンプルの成膜は、圧力が１．３×１０−６Ｐａ（１×１０−８Ｔｏｒｒ）以下になるまで排気した後、Ａｒガスが約０．１Ｐａ（約０．８ｍＴｏｒｒ）の雰囲気になるように調整したチャンバー内で行った。また、成膜の際には、サンプルの膜面に対して平行な方向に磁界（８．０×１０３Ａ／ｍ（１００Ｏｅ））を印加した。その後、各サンプルとも、フォトリソグラフィー法を用いて図９に示すようなメサ型に微細加工し、層間絶縁膜としてＡｌ２Ｏ３を用いて周囲を絶縁した後、上部にスルーホールを開け、この上にＣｕ（５０）／Ｔａ（３）からなる上部電極を形成してＭＲ素子を作製した。素子サイズは全て１μｍ×２μｍとした。作製したＭＲ素子は、２８０℃、４．０×１０５Ａ／ｍ（５ｋＯｅ）の真空磁界中で１時間保持し、Ｐｔ−Ｍｎ層に磁気異方性を付与した。
上記のように準備した各サンプルに対して熱処理を実施し、熱処理温度によるＭＲ特性の変化（ＭＲ特性の熱処理温度依存性）を評価した。熱処理の方法およびＭＲ特性の測定方法を以下に示す。
まず、真空無磁界中において、表１に示す各熱処理温度にまでサンプルを加熱し、３０分間保持した。その後、サンプルを室温まで冷却し、熱処理を完了した。熱処理を完了した後、各サンプルのＭＲ特性としてＭＲ比を求めた。ＭＲ比を求めるための磁気抵抗の測定は、固定磁性層の磁化容易軸方向と同方向に最大４．０×１０５Ａ／ｍの外部磁界を印加しながら、直流四端子法を用いて行った。ＭＲ比は、磁気抵抗の測定で得られた最大抵抗値をＲｍａｘ、最小抵抗値をＲｍｉｎとして、次式（２）により算出した。ＭＲ特性の測定方法は、以降の実施例においても同様である。
ＭＲ比＝｛（Ｒｍａｘ−Ｒｍｉｎ）／Ｒｍｉｎ｝×１００（％） （２）
表１に、各サンプルにおけるＸの組成、膜厚および熱膨張係数とともに、熱処理温度依存性の結果を示す。熱膨張係数の単位は（１／Ｋ）である（以降の実施例においても同様である）。なお、サンプルａ０３では、Ｘのうち、Ｆｅ０．７Ｐｔ０．３（２）のみが低熱膨張磁性膜に相当し、Ｃｏ（１．５）は、図４における磁性膜１２に相当している。また、サンプルａ０３における熱膨張係数は、低熱膨張磁性膜であるＦｅ０．７Ｐｔ０．３層のみの値である。
低熱膨張磁性膜およびトンネル絶縁層の熱膨張係数は、それぞれの熱膨張量を光干渉法により測定し（測定温度範囲０〜４５０℃、昇温レート１℃／分、常圧下）、測定した熱膨張量のグラフの２５℃における接線の傾きより求めた。なお、測定は、各サンプルと同様の低熱膨張磁性膜およびトンネル絶縁層を石英ガラス上に作製して行った。熱膨張係数の測定方法は、以降の実施例においても同様である。
なお、トンネル絶縁層であるＡｌ２Ｏ３の熱膨張係数は、８×１０−６／Ｋであった。
Figure 2003090290
表１に示すように、Ｘとして、熱膨張係数がＡｌ２Ｏ３の熱膨張係数よりも５×１０−６／Ｋ大きい軟磁性材料を用いたサンプルａ０１では、熱処理温度の上昇とともにＭＲ比が急激に低下し、熱処理温度が４００℃になると、ほとんどＭＲ比を得ることができなかった。また、Ｘとして、熱膨張係数が本発明の範囲外であるＦｅ−Ｐｔ層（熱膨張係数が、Ａｌ２Ｏ３の熱膨張係数よりも３×１０−６／Ｋ大きい）を用いたサンプルａ０８では、２８０℃の熱処理後におけるＭＲ比が他のサンプルよりも小さく、また、熱処理温度の上昇に伴い、サンプルａ０２〜サンプルａ０７に比べてＭＲ比が大きく減少した。
一方、Ｘとして、熱膨張係数が上述の式（１）を満たすインバー合金またはＦｅ基アモルファス合金を用いたサンプルａ０２〜サンプルａ０７では、４００℃の熱処理後においてもＭＲ比の劣化がほとんど見られなかった。インバー合金およびＦｅ基アモルファス合金に代表される低熱膨張磁性膜によって、トンネル絶縁層に加わる応力負荷が抑制され、高い熱処理温度においても、トンネル絶縁層とそれに隣接する磁性層との界面が安定した接合を保っている可能性が考えられる。また、サンプルａ０３では、トンネル絶縁層と低熱膨張磁性膜とが直に接していないにも関わらず、耐熱性に優れる結果が得られた。低熱膨張磁性膜であるＦｅ−Ｐｄ層により、Ｃｏ層とトンネル絶縁層との界面の劣化が抑制されている可能性が考えられる。
（実施例２）
本実施例では、インバー合金からなる低熱膨張磁性膜をトンネル絶縁層の両面に配置したＭＲ素子について、ＭＲ特性の熱処理温度依存性を評価した。
実施例１と同様の方法を用いて、下記に示す膜構成のＭＲ素子を作製した。
熱酸化膜付Ｓｉ基板／Ｔａ（３）／Ｃｕ（５０）／Ｔａ（３）／Ｎｉ−Ｆｅ−Ｃｒ（４）／Ｐｔ−Ｍｎ（２０）／Ｃｏ−Ｆｅ（３）／Ｒｕ（０．８）／Ｃｏ−Ｆｅ（１）／Ｘ１／Ａｌ２Ｏ３（１）／Ｘ２／Ｎｉ０．８Ｆｅ０．２（５）
基板上のＴａ（３）／Ｃｕ（５０）は下部電極であり、下部電極とＰｔ−Ｍｎ（２０）との間のＴａ（３）／Ｎｉ−Ｆｅ−Ｃｒ（４）は下地層である。また、Ｐｔ−Ｍｎ層は反強磁性層であり、Ｃｏ−Ｆｅ（３）／Ｒｕ（０．８）／Ｃｏ−Ｆｅ（１）は、Ｒｕを非磁性膜とする積層フェリ構造である。
Ｘ１およびＸ２は、以下の表２に示す組成を有する磁性材料である。
本実施例では、従来例として１種類（サンプルｂ０１）、また、実施例として５種類のサンプル（サンプルｂ０２〜サンプルｂ０６）を準備した。各サンプルの素子サイズは３μｍ×４μｍとした。なお、Ｐｔ−Ｍｎ層、Ｎｉ−Ｆｅ−Ｃｒ層およびＣｏ−Ｆｅ層の組成は、それぞれＰｔ０．４８Ｍｎ０．５２、Ｎｉ０．６Ｆｅ０．１５Ｃｒ０．２５、Ｃｏ０．９Ｆｅ０．１であった。
トンネル絶縁層であるＡｌ２Ｏ３は、Ａｌを１．２ｎｍ成膜した後に、純酸素中でプラズマ酸化を６０秒行うことにより作製した。また、各サンプルの作製にあたっては、４．０×１０５Ａ／ｍ（５ｋＯｅ）の磁界中で真空熱処理（３００℃、１０時間）することにより反強磁性層であるＰｔ−Ｍｎ層へ磁気異方性の付与を行った。
以下の表２に、Ｘ１およびＸ２の組成、膜厚および熱膨張係数を示す。なお、サンプルｂ０４では、Ｘ２のうち、Ｆｅ０．７Ｐｄ０．３（２）のみが低熱膨張磁性膜に相当し、Ｆｅ（１）は、図４における磁性膜１２に相当する。また、サンプルｂ０４におけるＸ２の熱膨張係数は、低熱膨張磁性膜であるＦｅ０．７Ｐｄ０．３層のみの値である。同様に、サンプルｂ０５では、Ｘ１およびＸ２のうち、Ｆｅ０．７５Ｐｔ０．２５（３）のみが低熱膨張磁性膜に相当し、Ｃｏ（１）およびＣｏ（１．５）は、図４における磁性膜１２に相当する。サンプルｂ０５におけるＸ１およびＸ２の熱膨張係数は、低熱膨張磁性膜であるＦｅ０．７５Ｐｔ０．２５層のみの値である。
なお、トンネル絶縁層であるＡｌ２Ｏ３の熱膨張係数は８×１０−６／Ｋであった。
Figure 2003090290
表２に示す各サンプルに対し、ＭＲ特性の熱処理温度依存性を評価した。熱処理は、４．０×１０５Ａ／ｍ（５ｋＯｅ）の磁界中において、以下の表３に示す各熱処理温度にまでサンプルを加熱し、２時間保持した後に室温まで冷却して行った。その後、各サンプルのＭＲ特性としてＭＲ比を求めた。以下の表３に、各サンプルの熱処理温度依存性の結果を示す。
Figure 2003090290
表３に示すように、Ｘ１およびＸ２として、熱膨張係数がＡｌ２Ｏ３の熱膨張係数よりも５×１０−６／Ｋ大きい軟磁性材料を用いたサンプルｂ０１では、熱処理温度の上昇とともにＭＲ比が急激に減少し、熱処理温度が４００℃になると、ＭＲ比を全く得ることができないほど素子が劣化した。
一方、Ｘ１およびＸ２として、熱膨張係数が上述の式（１）を満たす低熱膨張磁性膜を用いたサンプルｂ０２〜サンプルｂ０６では、熱処理温度に関わらず、得られたＭＲ比はサンプルｂ０１に比べて大きく、優れた耐熱性を示した。さらに、サンプルｂ０４およびサンプルｂ０５のように、トンネル絶縁層と低熱膨張磁性膜が直に接しておらず、Ｆｅ、Ｃｏといったトンネル絶縁層よりも熱膨張係数が大きい磁性膜を間に積層した場合においても、多少のＭＲ比の減少はあるものの優れた熱安定性を示した。Ｆｅ−ＰｔおよびＦｅ−Ｐｄなどの低熱膨張磁性膜の存在によって、熱処理温度の上昇に伴うトンネル絶縁層に加わる応力負荷の増大が抑制され、トンネル絶縁層とそれに隣接する磁性膜との界面の乱れが抑制されている可能性が考えられる。
また、本実施例では、熱処理後のサンプルｂ０１およびサンプルｂ０３のトンネル絶縁層に対して、透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）による断面観察を行った。２８０℃の熱処理後のサンプルでは、サンプルｂ０１およびサンプルｂ０３の双方とも、トンネル絶縁層とトンネル絶縁層に隣接する磁性層との間に明瞭な界面が観察され、トンネル絶縁層の膜厚も熱処理前と変化なく、かつ、全体に均質であった。これに対して、４００℃の熱処理後のサンプルｂ０１では、トンネル絶縁層とトンネル絶縁層に隣接する磁性層（Ｆｅ層）との間に明瞭な界面が観察されず、トンネル絶縁層の膜厚は不均質に増大していた。この現象は、トンネル絶縁層とそれに隣接する磁性層との間の界面拡散によって生じていると推定される。一方、４００℃の熱処理後のサンプルｂ０３では、２８０℃の熱処理後と同様に、トンネル絶縁層とトンネル絶縁層に隣接する磁性層との界面は明瞭であり、トンネル絶縁層の膜厚の変化もほとんどみられず、全体に均質であった。
（実施例３）
本実施例では、トンネル絶縁層にＡｌＮを用いたＭＲ素子について、ＭＲ特性の熱処理温度依存性を評価した。
実施例１と同様の方法を用いて、下記に示す膜構成のＭＲ素子を作製した。
熱酸化膜付Ｓｉ基板／Ｔａ（３）／Ｃｕ（５０）／Ｔａ（３）／Ｎｉ−Ｆｅ（４）／Ｘ／ＡｌＮ（１．３）／Ｘ／Ｃｏ（５）／Ｉｒ−Ｍｎ（８）
基板上のＴａ（３）／Ｃｕ（５０）は下部電極であり、下部電極とＮｉ−Ｆｅ層との間のＴａ（３）は下地層である。また、Ｉｒ−Ｍｎ層は反強磁性層である。Ｘは、以下の表４に示す組成を有する磁性材料である。本実施例では、従来例として１種類（サンプルｃ０１）、実施例として４種類（サンプルｃ０２〜サンプルｃ０５）のサンプルを準備した。各サンプルの素子サイズは２μｍ×４μｍとした。なお、Ｎｉ−Ｆｅ層、Ｉｒ−Ｍｎ層の組成は、それぞれＮｉ０．８Ｆｅ０．２、Ｉｒ０．２Ｍｎ０．８であった。
トンネル絶縁層であるＡｌＮは、Ａｌを１．３ｎｍ成膜後、窒素およびアルゴンの混合ガス中でプラズマ窒化することにより作製した。また、各サンプルの作製にあたっては、４．０×１０５Ａ／ｍ（５ｋＯｅ）の磁界中で真空熱処理（２００℃、８時間）することにより反強磁性層であるＩｒ−Ｍｎ層へ磁気異方性の付与を行った。
なお、トンネル絶縁層であるＡｌＮの熱膨張係数は、４×１０−６／Ｋであった。
上記のようにして準備した各サンプルに対し、ＭＲ特性の熱処理温度依存性を評価した。最初に、真空無磁界中において、２００℃の熱処理温度にまでサンプルを加熱し、３０分間保持した。その後、サンプルを室温まで冷却し、各サンプルのＭＲ特性としてＭＲ比を求めた。この結果を、２００℃の熱処理後のＭＲ比として表４に示す。次に、真空無磁界中において以下の表４に示す各温度にまで各サンプルを加熱し、続いて、４．０×１０５Ａ／ｍ（５ｋＯｅ）の磁界中で１時間保持した後、室温まで冷却して熱処理を完了した。その後、各サンプルのＭＲ特性としてＭＲ比を求めた。
表４に、各サンプルにおけるＸの組成、膜厚および熱膨張係数とともに、ＭＲ比の熱処理温度依存性の結果を示す。
Figure 2003090290
表４に示すように、Ｘとして、熱膨張係数が、ＡｌＮの熱膨張係数よりも９×１０−６／Ｋ大きい軟磁性材料を用いたサンプルｃ０１では、熱処理温度の上昇とともにＭＲ比が急激に減少し、熱処理温度４００℃ではＭＲ比を全く得ることができないほど素子が劣化した。
一方、Ｘとして、熱膨張係数が上述の式（１）を満たす低熱膨張磁性膜を用いたサンプルｃ０２〜サンプルｃ０５では、熱処理温度に関わらず、ほぼ安定したＭＲ比を得ることができ、優れた耐熱性を示した。また、２００℃で熱処理を行った場合に比べて、より高い温度で熱処理を行った場合に、より大きいＭＲ比が得られた。このように、トンネル絶縁層にＡｌＮを用いた場合においても、低熱膨張磁性膜を用いることによって、優れた耐熱性を示すＭＲ素子を得ることができる。
（実施例４）
本実施例では、トンネル絶縁層の両面にＦｅ基アモルファス合金からなる低熱膨張磁性膜を配置したＭＲ素子について、ＭＲ特性の熱処理温度依存性を評価した。
実施例１と同様の方法を用いて、下記に示す膜構成のＭＲ素子を作製した。
熱酸化膜付Ｓｉ基板／Ｔａ（３）／Ｃｕ（５０）／Ｔａ（３）／Ｎｉ−Ｆｅ（３）／Ｐｔ−Ｍｎ（２０）／Ｃｏ−Ｆｅ（４）／Ｘ／Ａｌ２Ｏ３（１．２）／Ｘ／Ｎｉ０．８Ｆｅ０．２（８）
基板上のＴａ（３）／Ｃｕ（５０）は下部電極であり、下部電極とＮｉ−Ｆｅ層との間のＴａ（３）は下地層である。また、Ｐｔ−Ｍｎ層は反強磁性層であり、その組成はＰｔ０．４８Ｍｎ０．５２であった。Ｘは、以下の表５に示す組成を有する磁性材料である。本実施例では、従来例として１種類（サンプルｄ０１）、実施例として３種類（サンプルｄ０２〜サンプルｄ０４）のサンプルを準備した。各サンプルの素子サイズは２μｍ×２．５μｍとした。なお、Ｎｉ−Ｆｅ層、Ｃｏ−Ｆｅ層の組成は、それぞれＮｉ０．８Ｆｅ０．２、Ｃｏ０．７５Ｆｅ０．２５であった。
トンネル絶縁層であるＡｌ２Ｏ３は、Ａｌを０．３〜０．７ｎｍ成膜後、２６．３ｋＰａ（２００Ｔｏｒｒ）の酸素含有雰囲気中において１分間の酸化を繰り返して作製した。また、各サンプルの作製にあたっては、４．０×１０５Ａ／ｍ（５ｋＯｅ）の磁界中で真空熱処理（２６０℃、８時間）することにより反強磁性層であるＰｔ−Ｍｎ層へ磁気異方性の付与を行った。
なお、トンネル絶縁層であるＡｌ２Ｏ３の熱膨張係数は、８×１０−６／Ｋであった。
上記のようにして準備した各サンプルに対し、ＭＲ特性の熱処理温度依存性を評価した。熱処理は、真空無磁界中において以下の表５に示す各温度にまで各サンプルを加熱し、１時間保持した後に室温まで冷却して行った。その後、各サンプルのＭＲ特性としてＭＲ比を求めた。
表５に、各サンプルにおけるＸの組成、膜厚および熱膨張係数とともに、ＭＲ比の熱処理温度依存性の結果を示す。
Figure 2003090290
表５に示すように、Ｘとして、熱膨張係数が、Ａｌ２Ｏ３の熱膨張係数よりも４×１０−６／Ｋ大きい軟磁性材料を用いたサンプルｄ０１では、熱処理温度の上昇とともにＭＲ比が急激に低下し、熱処理温度が４００℃になると、ほとんどＭＲ比を得ることができなかった。これに対し、Ｘとして、熱膨張係数が上述の式（１）を満たすＦｅ基アモルファス合金を用いたサンプルｄ０２〜サンプルｄ０４は、耐熱性に優れるＭＲ素子であることがわかった。
なお、上述の実施例１〜４において、Ｘとして（あるいは、Ｘ１、Ｘ２として）、式Ｆｅｘ−Ｎｉｙ−Ｃｏｚ（ｘ＋ｙ＋ｚ＝１、０．５≦ｘ≦０．７、０．３≦ｙ≦０．４５、０≦ｚ≦０．２）で示される組成を有する合金や、式Ｆｅ１−ａ−Ｐｔａ（０．１５≦ａ≦０．４５）で示される組成を有する合金、式Ｆｅ１−ｂ−Ｐｄｂ（０．２≦ｂ≦０．４５）で示される組成を有する合金などを用いた場合にも、耐熱性に優れるＭＲ素子を得ることができた。なお、これらの合金の熱膨張係数は、上述の式（１）を満たすものであった。
同様に、Ｘとして（あるいは、Ｘ１、Ｘ２として）、式Ｆｅ１−ｃ−Ｍｃ（０．０５≦ｃ≦０．３、Ｍは、Ｂ、Ｐ、Ｓｉ、ＺｒおよびＨｆから選ばれる少なくとも一種の元素である）で示される組成を有する磁性材料を用いた場合にも、耐熱性に優れるＭＲ素子を得ることができた。なお、上記磁性材料の熱膨張係数は、上述の式（１）を満たすものであった。
（実施例５）
実施例２で作製したＭＲ素子（サンプルｂ０１、サンプルｂ０２、サンプルｂ０３）を用いて図１０に示すようなシールドを備えた磁気ヘッドを作製し、その特性を評価した。
磁気ヘッドを作製するにあたっては、磁気ヘッドの基板にＡｌ２Ｏ３−ＴｉＣ基板を、上部記録コア、上部シールドおよび下部シールドにＮｉ０．８Ｆｅ０．２合金を用いた。また、ＭＲ素子を狭持する電極には、Ｃｕ、ＰｔおよびＴａの積層膜を用いた。
ＭＲ素子には、自由磁性層に相当する磁性層の磁化容易方向が検知すべき信号磁界の方向と垂直となるように、また、固定磁性層に相当する磁性層の磁化方向が検知すべき信号磁界の方向と平行になるように、異方性を付与した。このような異方性は、ＭＲ素子を作製した後、最初に固定磁性層の磁化方向を磁界中熱処理（２８０℃、４．０×１０５Ａ／ｍ（５ｋＯｅ））によって規定し、次に自由磁性層の磁化容易方向を磁界中熱処理（２００℃、８．０×１０５Ａ／ｍ（１０ｋＯｅ））によって規定することで付与した。なお、ＭＲ素子のサイズは、０．５μｍ×０．５μｍとした。
上記のように作製した磁気ヘッドを１５０℃の恒温槽に入れ、５００ｍＶの電圧をＭＲ素子に印加した状態で１０日間保持する試験を実施し、試験の前後におけるＭＲ出力を比較した。ＭＲ出力の測定は以下に示す方法を用いた。
ヘルムホイルコイル中に磁気ヘッドを設置し、ＭＲ素子に電流を印加しながら、その際に得られる磁気抵抗を直流四端子法により測定した。磁気抵抗の測定にあたっては、測定磁界を±４．０×１０４Ａ／ｍの範囲内で変化させた。このようにして得られた磁気抵抗の最大値と最小値の差を磁気ヘッドのＭＲ出力とした。なお、ヘルムホルツコイルにより発生させる測定磁界の方向は、ＭＲ素子の固定磁性層の磁化容易方向とした。
評価の結果、ＭＲ素子としてサンプルｂ０１を用いた磁気ヘッドでは、試験前後において約４５％の非常に大きな出力低下が発生した。これに対し、ＭＲ素子としてサンプルｂ０２、サンプルｂ０３を用いた磁気ヘッドでは、試験前後の出力の低下は約２％以内であり、試験後も非常に安定した出力特性を示した。
（実施例６）
実施例１で作製したＭＲ素子（サンプルａ０１、サンプルａ０３）ならびに実施例２で作製したＭＲ素子（サンプルｂ０３、サンプルｂ０５）を用いて、図１１および図１２に示すようなヨークを備えた磁気ヘッドを作製した。
磁気ヘッドの作製にあたっては、基板にＭｎ−Ｚｎフェライト基板を用い、この基板が下部ヨークを兼ねる構造とした。また、基板上にＡｌ２Ｏ３を用いて絶縁層を形成し、その上にＭＲ素子を作製した。上部ヨークにはＣｏＺｒＴａ軟磁性材料を用い、絶縁層部にはＡｌ２Ｏ３を用いた。また、ハードバイアス部にはＣｏＰｔ合金を用い、リード部にはＣｕ、ＴａおよびＰｔの積層膜を用いた。ＭＲ素子の形状は、図１１に示すＭＲ高さ５３９、図１２に示すＭＲ幅５４０ともに８μｍとした。
ＭＲ素子には、実施例５と同様に、自由磁性層に相当する磁性層の磁化容易方向が検知すべき信号磁界の方向と垂直になるように、また、固定磁性層にあたる磁性層の磁化方向が検知すべき信号磁界の方向と平行になるように異方性を付与した。なお、磁気ヘッドの再生ギャップ長は０．１μｍとした。
上記のように作製した磁気ヘッドを、１６０℃の恒温槽に入れ、２００ｍＶの電圧をＭＲ素子に印加した状態で５０日間保持するという試験を実施し、試験前後のＭＲ出力を比較した。ＭＲ出力の測定は実施例５と同様の方法を用いた。
評価の結果、ＭＲ素子としてサンプルａ０１を用いた磁気ヘッドでは、試験前後において約５０％の非常に大きな出力低下が発生した。これに対して、ＭＲ素子としてサンプルａ０３、サンプルｂ０３、サンプルｂ０５を用いた磁気ヘッドでは、試験前後の出力の低下が約１％以内であり、試験後も非常に安定した出力特性を示した。
（実施例７）
実施例１で作製したＭＲ素子（サンプルａ０１、サンプルａ０２）を用いて、図１７に示すような磁気メモリ（ＭＲＡＭ）を作製した。
ＭＲＡＭの作製は以下のように行った。まず、３００ｎｍの熱酸化膜を有するＳｉ基板上に、Ｃｕからなるワード線を形成し、その表面にＡｌ２Ｏ３絶縁膜を成膜して形成した後、Ｃｕからなる下部電極を形成した。ここでＣＭＰにより下部電極表面の平滑化を行った後、サンプルａ０１またはサンプルａ０２に示す膜構成のＭＲ素子を積層させた。
次に、反強磁性層であるＰｔ−Ｍｎ層と固定磁性層との間に交換結合磁界が生じるように、２８０℃、４．０×１０５Ａ／ｍ（５ｋＯｅ）の磁界中熱処理を５時間行った。その後、実施例１と同様に、メサ型に微細加工することによって、ＭＲ素子を形成した。最後に、上部電極としてビット線を形成し、図１７に示すようなスイッチ素子を持たない単一磁気メモリを作製した。
作製した磁気メモリに対して、ワード線およびビット線に電流を流して磁界を発生させ、ＭＲ素子の自由磁性層（本実施例では両サンプルともに、Ｎｉ−Ｆｅ（５））の磁化方向を反転させて情報「０」を記録した。次に、ワード線とビット線に対して先程とは逆方向の電流を流して磁界を発生させ、自由磁性層の磁化方向を反転させて情報「１」を記録した。その後、それぞれの状態のＭＲ素子に対してバイアス電圧を印加することによってセンス電流を流し、情報「０」と情報「１」の状態における素子電圧の差を測定したところ、両サンプルとも同程度の出力差が得られた。よって、双方のサンプルともに自由磁性層を情報記録層とする磁気メモリとなっていることがわかった。
次に、上記のＭＲ素子をＣＭＯＳ基板上に配置し、図１４に示すような集積磁気メモリを作製した。素子配列は、１６×１６素子のメモリを１ブロックとして、合計８ブロックとした。ＭＲ素子の配置は、次のように行った。まずＣＭＯＳ基板上に、スイッチ素子としてＦＥＴをマトリックス状に配置し、ＣＭＰで表面を平坦化した後、サンプルａ０２またはサンプルａ０１のＭＲ素子をＦＥＴに対応してマトリックス状に配置した。ＭＲ素子の配置後、水素シンター処理を４００℃にて行った。なお、各ブロック中１素子は、配線抵抗や素子最低抵抗、ＦＥＴ抵抗などをキャンセルするためのダミー素子とした。また、ワード線、ビット線などは全てＣｕを用い、それぞれの素子サイズは０．１μｍ×０．１５μｍとした。
このように作製した磁気メモリに対し、ワード線およびビット線によって生じた合成磁界により、各ブロックそれぞれ８素子の自由磁性層の磁化反転を同時に行い、信号を記録させた。次に、ＦＥＴのゲートを、それぞれのブロックに付き１素子づつＯＮし、素子にセンス電流を流した。このとき、各ブロック内におけるビット線、素子およびＦＥＴに発生する電圧と、ダミー電圧とをコンパレータにより比較し、それぞれの素子の出力を読みとった。
測定の結果、ＭＲ素子としてサンプルａ０１を用いたＭＲＡＭでは、全く素子出力が得られなかった。一方、ＭＲ素子としてサンプルａ０２を用いたＭＲＡＭでは、上述の単一磁気メモリの場合と同様に、良好な素子出力が得られた。この結果から、サンプルａ０１が、おそらく実施例１に上述した原因から、４００℃の熱処理に耐えられなかったのに対し、サンプルａ０２は４００℃の熱処理に対しても十分な耐熱性を有していたといえる。
本発明は、その意図および本質的な特徴から逸脱しない限り、他の実施の形態に適用しうる。この明細書に開示されている実施の形態は、あらゆる点で説明的なものであってこれに限定されない。本発明の範囲は、上記説明ではなく添付したクレームによって示されており、クレームと均等な意味および範囲にあるすべての変更はそれに含まれる。
産業上の利用の可能性
以上説明したように、本発明によれば、耐熱性に優れる磁気抵抗効果素子を得ることができる。また、本発明の磁気抵抗効果素子を用いることで、耐熱性に優れる磁気ヘッドおよび磁気メモリ素子、ならびに磁気記録装置を得ることができる。
【図面の簡単な説明】
図１は、本発明の磁気抵抗効果素子の一例を示す断面図である。
図２は、本発明の磁気抵抗効果素子の別の一例を示す断面図である。
図３は、本発明の磁気抵抗効果素子のまた別の一例を示す断面図である。
図４は、本発明の磁気抵抗効果素子のさらに別の一例を示す断面図である。
図５は、本発明の磁気抵抗効果素子のまたさらに別の一例を示す断面図である。
図６は、本発明の磁気抵抗効果素子の上記とは別の一例を示す断面図である。
図７は、本発明の磁気抵抗効果素子の上記とはまた別の一例を示す断面図である。
図８は、本発明の磁気抵抗効果素子の上記とはさらに別の一例を示す断面図である。
図９は、電極をさらに配置した本発明の磁気抵抗効果素子の一例を示す断面図である。
図１０は、本発明の磁気ヘッドの一例と記録再生方法の一例とを示す模式図である。
図１１は、本発明の磁気ヘッドの一例を示す断面図である。
図１２は、図１１に示す磁気ヘッドの構造の一例を示す断面図である。
図１３は、本発明の磁気記録装置の一例を示す模式図である。
図１４は、本発明の磁気メモリの一例を示す模式図である。
図１５Ａおよび図１５Ｂは、本発明の磁気メモリにおける動作の基本例を示す模式図である。
図１６Ａおよび図１６Ｂは、本発明の磁気メモリにおける動作の基本例を示す模式図である。
図１７Ａおよび図１７Ｂは、本発明の磁気メモリにおける動作の基本例を示す模式図である。
本発明は、磁気抵抗効果素子と、これを用いた磁気デバイスである磁気ヘッドおよび磁気メモリならびに磁気記録装置に関する。
近年、磁気抵抗効果（ＭＲ効果）を磁気ヘッドや磁気メモリ（Ｍａｇｎｅｔｉｃ Ｒａｎｄｏｍ Ａｃｃｅｓｓ Ｍｅｍｏｒｙ（ＭＲＡＭ））などに応用するための開発が盛んに行われている。ＭＲ効果は、電子のスピンに依存した伝導現象に基づいており、“磁性層／非磁性層／磁性層”の構造を含む多層膜において、非磁性層を介して隣り合う磁性層同士の磁化方向の相対角度に応じて抵抗値が異なる現象である。一般に、磁化方向が平行の場合に抵抗値が最も小さく、逆に反平行の場合に抵抗値が最も大きくなる。このＭＲ効果を利用した素子を、ＭＲ素子と呼ぶ。ＭＲ素子のうち、非磁性層にＣｕなどの導電性材料を用いた素子をＧＭＲ素子という。また、非磁性層にＡｌ2Ｏ3などの絶縁性材料を用いた素子をＴＭＲ素子という。ＴＭＲ素子では、非磁性層を挟む磁性層のスピン分極率が高いほど大きな磁気抵抗変化率（ＭＲ比）を得ることができる。現在、大きなＭＲ比を発現するＭＲ素子として、このＴＭＲ素子が期待されている。
ＴＭＲ素子を磁気ヘッドやＭＲＡＭなどのデバイスに応用するためには、素子の出力をより向上、安定させる必要がある。また、素子には、デバイスの製造プロセスに耐えることのできる耐熱性が求められている。例えば、磁気ヘッドを製造する工程では、一般に２５０℃〜３００℃程度の熱処理が行われる。ハードディスクドライブ（ＨＤＤ）に搭載される場合には、その動作環境温度（例えば、１５０℃程度）下で長時間安定して動作することが要求される。また、ＭＲ素子をＣＭＯＳ上に作製することによってＭＲＡＭデバイスとして応用する研究が進んでいるが、ＣＭＯＳを製造する工程ではさらに高温の熱処理（例えば、４００℃〜４５０℃）が必要とされる。
しかしながら、従来、トンネル絶縁層と磁性層との間にトンネル接合構造を持つＴＭＲ素子では、３００℃以上の熱処理を行った場合に、磁気抵抗特性（ＭＲ特性）が劣化する、なかでも、素子の出力を示すＭＲ比が低下する傾向がみられる。ＴＭＲ素子を磁気ヘッドやＭＲＡＭなどのデバイスに応用するためには、熱処理などによって素子の温度が上昇した場合にも、よりＭＲ特性が劣化しにくいＴＭＲ素子の開発が重要である。
このような状況に鑑み、本発明は、熱処理や素子が動作する際の温度上昇に伴うＭＲ特性の劣化が生じにくい磁気抵抗効果素子、即ち、耐熱性に優れる磁気抵抗効果素子を提供することを目的とする。また、耐熱性に優れる磁気ヘッドおよび磁気メモリ、ならびに磁気記録装置を提供することを目的とする。
上記目的を達成するために、本発明の磁気抵抗効果素子は、トンネル絶縁層と、前記トンネル絶縁層を介して積層された一対の磁性層とを含む多層膜構造を含み、双方の前記磁性層が有する磁化方向の相対角度により抵抗値が異なり、前記磁性層の少なくとも一方が、前記トンネル絶縁層の熱膨張係数に２×１０-6／Ｋを加えた値以下の熱膨張係数を有する磁性膜（以下、低熱膨張磁性膜、ともいう）を含んでいる。なお、本明細書における熱膨張係数とは、常温常圧における線熱膨張係数を意味している。
例えば、トンネル絶縁層にＡｌ2Ｏ3、磁性層にＣｏを用いた従来のＭＲ素子では、磁性層の熱膨張係数はトンネル絶縁層の熱膨張係数よりも約５×１０-6／Ｋ大きい。このようなＭＲ素子では、素子の温度が上昇するに伴い、相対的に熱膨張係数が大きい層である磁性層がトンネル絶縁層を圧縮し、トンネル絶縁層に加わる応力負荷が増大すると考えられる。トンネル絶縁層への応力負荷が増大すると、トンネル絶縁層がトンネル特性を維持することが難しくなり、トンネル絶縁層がトンネル特性を失えば、素子のＭＲ特性が劣化することになる。
これに対して、本発明のＭＲ素子では、トンネル絶縁層の熱膨張係数とほぼ同等もしくはそれ以下の熱膨張係数を有する磁性膜を磁性層が含むことによって、磁性層の熱膨張を原因とするトンネル絶縁層への応力負荷を抑制することができる。このため、高温下においてもトンネル絶縁層がトンネル特性を維持することができ、素子のＭＲ特性の劣化を抑制することができる。なお、低熱膨張磁性膜の熱膨張係数がトンネル絶縁層の熱膨張係数よりも大きい場合であっても、その差が２×１０-6／Ｋ以下であれば、上述の効果を期待できる。
また、トンネル絶縁層として用いられる絶縁性材料は、一般に圧縮に弱い。一方、磁性層には、展延性に優れた金属材料が主に用いられる。このため、低熱膨張磁性膜の熱膨張係数がトンネル絶縁層の熱膨張係数以下であることが好ましい。この場合、仮に両者の熱膨張係数の差が大きくても、トンネル絶縁層自身の熱膨張によって発生する応力負荷はそれほど大きくならず、素子のＭＲ特性は劣化しにくくなると考えられる。
即ち、このようなＭＲ素子とすることによって、耐熱性に優れるＭＲ素子を得ることができる。また、本発明のＭＲ素子では、低熱膨張磁性膜はトンネル絶縁層に接していてもよいし、接していなくてもよい。
次に、本発明の磁気ヘッドは、磁気抵抗効果素子と、前記磁気抵抗効果素子により検知すべき磁界以外の磁界の、前記磁気抵抗効果素子への導入を制限するシールドとを含み、
前記磁気抵抗効果素子は、トンネル絶縁層と、前記トンネル絶縁層を介して積層された一対の磁性層とを含む多層膜構造を含み、双方の前記磁性層が有する磁化方向の相対角度により抵抗値が異なり、前記磁性層の少なくとも一方が、前記トンネル絶縁層の熱膨張係数に２×１０-6／Ｋを加えた値以下の熱膨張係数を有する磁性膜を含んでいる。
また、本発明の磁気ヘッドは、磁気抵抗効果素子と、前記磁気抵抗効果素子により検知すべき磁界を前記磁気抵抗効果素子へ導入するヨ−クとを含み、
前記磁気抵抗効果素子は、トンネル絶縁層と、前記トンネル絶縁層を介して積層された一対の磁性層とを含む多層膜構造を含み、双方の前記磁性層が有する磁化方向の相対角度により抵抗値が異なり、前記磁性層の少なくとも一方が、前記トンネル絶縁層の熱膨張係数に２×１０-6／Ｋを加えた値以下の熱膨張係数を有する磁性膜を含んでいてもよい。
このような磁気ヘッドとすることによって、耐熱性に優れる磁気ヘッドを得ることができる。
次に、本発明の磁気メモリは、磁気抵抗効果素子と、前記磁気抵抗効果素子に情報を記録するための情報記録用導体線と、前記情報を読み出すための情報読出用導体線とを含み、
前記磁気抵抗効果素子は、トンネル絶縁層と、前記トンネル絶縁層を介して積層された一対の磁性層とを含む多層膜構造を含み、双方の前記磁性層が有する磁化方向の相対角度により抵抗値が異なり、前記磁性層の少なくとも一方が、前記トンネル絶縁層の熱膨張係数に２×１０-6／Ｋを加えた値以下の熱膨張係数を有する磁性膜を含んでいる。
このような磁気メモリとすることによって、耐熱性に優れる磁気メモリを得ることができる。
次に、本発明の磁気記録装置は、磁気ヘッドと前記磁気ヘッドにより磁気情報を読み出すことができる磁気記録媒体とを含み、
前記磁気ヘッドは、磁気抵抗効果素子と、前記磁気抵抗効果素子により検知すべき磁界以外の磁界の、前記磁気抵抗効果素子への導入を制限するシールドとを含み、
前記磁気抵抗効果素子は、トンネル絶縁層と、前記トンネル絶縁層を介して積層された一対の磁性層とを含む多層膜構造を含み、双方の前記磁性層が有する磁化方向の相対角度により抵抗値が異なり、前記磁性層の少なくとも一方が、前記トンネル絶縁層の熱膨張係数に２×１０-6／Ｋを加えた値以下の熱膨張係数を有する磁性膜を含んでいる。
また、本発明の磁気記録装置は、磁気ヘッドと前記磁気ヘッドにより磁気情報を読み出すことができる磁気記録媒体とを含み、
前記磁気ヘッドは、磁気抵抗効果素子と、前記磁気抵抗効果素子により検知すべき磁界を前記磁気抵抗効果素子へ導入するヨ−クとを含み、
前記磁気抵抗効果素子は、トンネル絶縁層と、前記トンネル絶縁層を介して積層された一対の磁性層とを含む多層膜構造を含み、双方の前記磁性層が有する磁化方向の相対角度により抵抗値が異なり、前記磁性層の少なくとも一方が、前記トンネル絶縁層の熱膨張係数に２×１０-6／Ｋを加えた値以下の熱膨張係数を有する磁性膜を含んでいてもよい。
このような磁気記録装置とすることによって、耐熱性に優れる磁気記録装置を得ることができる。
以下、図面を参照しながら本発明の実施の形態について説明する。なお、以下の実施の形態において、同一の部分には同一の符号を付して重複する説明を省略する場合がある。
最初に、本発明のＭＲ素子について説明する。
図１は、本発明のＭＲ素子の一例を示す断面図である。図１に示すＭＲ素子は、反強磁性層５、第１磁性層１、トンネル絶縁層３、第２磁性層２が順に積層された多層膜構造を含んでいる。また、第１磁性層１は、磁性膜１１と低熱膨張磁性膜４とを含んでいる。
図２は、本発明のＭＲ素子の別の一例を示す断面図である。図２に示すＭＲ素子は、反強磁性層５、第１磁性層１、トンネル絶縁層３、第２磁性層２が順に積層された多層膜構造を含んでいる。また、図２に示すＭＲ素子は、第２磁性層２が、磁性膜２１と低熱膨張磁性膜４とを含んでいる。
図１および図２に示すように、本発明のＭＲ素子は、トンネル絶縁層３を挟む第１磁性層１および第２磁性層２の少なくとも一方が、低熱膨張磁性膜４を含んでいればよい。また、図３に示すように、トンネル絶縁層３を挟む第１磁性層１および第２磁性層２の双方が低熱膨張磁性膜４を含んでいてもよい。図３に示すＭＲ素子では、第１磁性層１は低熱膨張磁性膜４と磁性膜１１とを含み、第２磁性層２は磁性膜２１と低熱膨張磁性膜４とを含んでいる。
このようなＭＲ素子とすることによって、耐熱性に優れるＭＲ素子を得ることができる。
なお、図１〜図３に示すＭＲ素子では、反強磁性層５が第１磁性層１に接するように配置されており、第１磁性層１を固定磁性層（反強磁性層５によって磁化方向が固定されている磁性層）、第２磁性層２を自由磁性層（第１磁性層に対して相対的に磁化回転が容易である磁性層）とするスピンバルブ型のＭＲ素子となっている。スピンバルブ型のＭＲ素子では、固定磁性層と自由磁性層との間の磁化方向の相対角度をより容易に変化させることができるため、微小な磁界によって動作するデバイスにより適するＭＲ素子とすることができる。また、より小型で大きなＭＲ比を示すＭＲ素子とすることができる。本発明のＭＲ素子は、このようなスピンバルブ型の素子に限定されない。以降に示す例においても同様である。
低熱膨張磁性膜は、以下の式（１）の関係を満たす磁性膜であればよい。
ｔ1≦ｔ2＋（２×１０-6／Ｋ） （１）
ｔ1：低熱膨張磁性膜の熱膨張係数（１／Ｋ）
ｔ2：トンネル絶縁層の熱膨張係数（１／Ｋ）
なかでも、式ｔ1＝ｔ2の関係を満たす磁性膜（即ち、低熱膨張磁性膜の熱膨張係数とトンネル絶縁層の熱膨張係数とが等しい）であることが好ましい（例えば、実施例に後述するサンプルａ０２、ａ０４など）。また、式ｔ1≦ｔ2−（３×１０-6／Ｋ）の関係を満たす磁性膜であることがより好ましい（例えば、実施例に後述するサンプルａ０３など）。なお、ｔ1の下限値は特に限定されず、例えば、−１×１０-5／Ｋ以上であればよい。
低熱膨張磁性膜の材料は、例えば、インバー合金およびその近傍組成を有する磁性材料を用いればよい。インバー合金は、例えば、Ｆｅ−Ｎｉ、Ｆｅ−Ｐｔ、Ｆｅ−Ｐｄ、Ｆｅ−Ｎｉ−Ｃｏ、Ｆｅ−Ｎｉ−Ｍｎ、Ｆｅ−Ｎｉ−Ｃｒ、Ｆｅ−Ｎｉ−Ｖ、Ｆｅ−Ｎｉ−Ｐｔなどの組成を有する合金を用いればよい。なお、材料の組成を単にＦｅ−Ｎｉのように表記するとき、構成する元素の組成比は特に限定されない。その他の組成についても同様である。
なかでも、式Ｆｅx−Ｎｉy−Ｃｏz（ｘ＋ｙ＋ｚ＝１、０．５≦ｘ≦０．７、０．３≦ｙ≦０．４５、０≦ｚ≦０．２）で示される組成を有する合金や、式Ｆｅ1-a−Ｐｔa（０．１５≦ａ≦０．４５）で示される組成を有する合金、式Ｆｅ1-b−Ｐｄb（０．２≦ｂ≦０．４５）で示される組成を有する合金などを用いれば、より耐熱性に優れ、安定したＭＲ特性を有するＭＲ素子を得ることができる。また、低熱膨張磁性膜にインバー合金を用いれば、より大きなＭＲ比を得ることも期待できる。なお、本明細書において組成を示すために用いる数値は、すべて原子組成比に基づく数値とする。
また、低熱膨張磁性膜の材料は、例えば、Ｆｅを主成分とするアモルファス磁性材料（Ｆｅ基アモルファス合金）を用いてもよい（ここで主成分とは、原子組成比で０．５以上を示す成分をいう）。なかでも、式Ｆｅ1-c−Ｍc（０．０５≦ｃ≦０．３。また、Ｍは、Ｂ、Ｐ、Ｓｉ、ＺｒおよびＨｆから選ばれる少なくとも一種の元素である）で示される組成を有する磁性材料が好ましい。このような磁性材料は、熱膨張係数が小さく、かつ、アモルファス特性を有している。このため、熱処理によるトンネル絶縁層／磁性層間の界面構造の変化（例えば、界面の凹凸の増大など）や、不純物原子の拡散が抑制され、より耐熱性に優れるＭＲ素子を得ることができる。特に、スピンバルブ型ＭＲ素子では、不純物原子、例えば、反強磁性層に含まれるＭｎ原子などが拡散することによって、磁性層のスピン分極率の低下や、トンネル絶縁層の劣化、破壊などが発生し、ＭＲ特性が劣化する可能性がある。このため、不純物原子の拡散を抑制すれば、より耐熱性に優れるＭＲ素子を得ることができる。
なお、低熱膨張磁性膜が、インバー合金およびＦｅ基アモルファス合金の双方を含んでいてもよい。
低熱膨張磁性膜の膜厚は、例えば、０．３ｎｍ〜５０ｎｍの範囲であればよく、０．５ｎｍ〜１０ｎｍの範囲が好ましい。また、第１磁性層および／または第２磁性層に対して低熱膨張磁性膜が占める割合は、例えば、１０ｖｏｌ％〜１００ｖｏｌ％の範囲であればよい。
トンネル絶縁層の材料は、特に限定されず、例えば、Ａｌの酸化物、窒化物および酸窒化物から選ばれる少なくとも１種の化合物を含めばよい。上記化合物は、絶縁特性に優れ、薄膜化が可能であり、ＭＲ特性の再現性にも優れている。Ａｌの酸化物、窒化物は、例えば、Ａｌ2Ｏ3、ＡｌＮなどを用いればよい。なお、Ａｌ2Ｏ3およびＡｌＮの熱膨張係数は、それぞれ、８×１０-6／Ｋ、４×１０-6／Ｋである。
トンネル絶縁層の膜厚は、有効なトンネル電流を得るために、例えば、０．４ｎｍ〜５ｎｍの範囲であり、３ｎｍ以下の範囲が好ましい。
第１磁性層および第２磁性層における低熱膨張磁性膜を除いた部分（図１〜図３に示す磁性膜１１および２１に相当する部分）に用いる磁性材料は、特に限定されない。例えば、Ｃｏ、Ｆｅ、Ｎｉ、Ｃｏ−Ｆｅ、Ｎｉ−Ｆｅ、Ｎｉ−Ｃｏ−Ｆｅなどからなる磁性材料を用いればよい。また、必要に応じて、異なる磁性材料からなる複数の磁性膜を積層してもよい。
第１磁性層および第２磁性層の膜厚は、低熱膨張磁性膜を含めて、例えば、１ｎｍ〜１０ｎｍの範囲であればよい。
また、図１〜図３に示す例のようにスピンバルブ型のＭＲ素子とする場合、自由磁性層となる磁性層には、例えば、軟磁気特性に優れる磁性材料を用いればよい。軟磁気特性に優れる磁性材料は、例えば、式Ｎｉp−Ｃｏq−Ｆｅrで示される組成を有する金属Ｇを用いればよい。金属Ｇが３成分系である場合（ｐ≠０、ｑ≠０、ｒ≠０）、０．６≦ｐ≦０．９、０＜ｑ≦０．４および０＜ｒ≦０．３で示される範囲、または、０＜ｐ≦０．４、０．２≦ｑ≦０．９５および０＜ｒ≦０．５で示される範囲が好ましい。金属ＧがＮｉとＦｅの２成分系である場合（ｐ≠０、ｑ＝０、ｒ≠０）、０．６≦ｐ＜１および０＜ｒ≦０．４で示される範囲が好ましい。また、金属ＧがＣｏとＦｅの２成分系である場合（ｐ＝０、ｑ≠０、ｒ≠０）、０．７≦ｑ≦０．９５および０．０５≦ｒ≦０．３で示される範囲が好ましい。なお、上記いずれの場合も、ｐ＋ｑ＋ｒ＝１である。
あるいは、Ｃｏ−Ｆｅ−Ｂ、Ｃｏ−Ｍｎ−Ｂ、Ｆｅ−Ｃｏ−Ｓｉなどの３ｄ遷移金属を主体とするアモルファス磁性材料を自由磁性層となる磁性層に用いてもよい。これらの磁性材料も軟磁気特性に優れている。また、必要に応じて、異なる磁性材料からなる複数の磁性膜を積層することによって自由磁性層としてもよい。
固定磁性層となる磁性層は、例えば、磁気異方性の大きい磁性材料を含む磁性膜、または、それら磁性膜の積層膜を含めばよい。磁気異方性の大きい磁性材料は、例えば、Ｃｏ、Ｃｏ−Ｆｅ合金などを用いればよい。あるいは、Ｃｏ−Ｐｔ合金、Ｆｅ−Ｐｔ合金に代表される、式Ａ−Ｄで示される組成を有する高保磁力磁性材料（Ａは、Ｆｅ、ＣｏおよびＮｉから選ばれる少なくとも１種の元素であり、Ｄは、Ｐｔ、Ｒｈ、Ｐｄ、Ｒｕ、Ｃｒ、Ｒｅ、ＩｒおよびＴａから選ばれる少なくとも１種の元素である）を用いてもよい。その他、Ｃｏ−Ｓｍ合金に代表される磁性元素と希土類元素とからなる合金を用いてもよい。また、スピンバルブ型ＭＲ素子では、反強磁性層によって固定磁性層の磁化方向を固定することができるため、上述した軟磁気特性に優れる磁性材料を固定磁性層となる磁性層に用いてもよい。
反強磁性層の材料は、特に限定されず、例えば、Ｍｎを含む反強磁性合金（Ｍｎ系反強磁性合金）を用いればよい。Ｍｎ系反強磁性合金は、例えば、式Ｚ−Ｍｎ（Ｚは、Ｐｔ、Ｎｉ、Ｐｄ、Ｃｒ、Ｒｈ、Ｒｅ、Ｉｒ、ＲｕおよびＦｅから選ばれる少なくとも１種の元素）で示される組成を有する合金を用いればよい。なかでも、Ｐｔ−Ｍｎ、Ｐｄ−Ｍｎ、Ｐｄ−Ｐｔ−Ｍｎ、Ｎｉ−Ｍｎ、Ｉｒ−Ｍｎ、Ｃｒ−Ｐｔ−Ｍｎ、Ｒｕ−Ｒｈ−Ｍｎ、Ｆｅ−Ｍｎなどの組成を有する合金が好ましい。これらＭｎ系反強磁性合金と磁性層との間に働く交換結合エネルギーは、他の反強磁性体（例えば、ＮｉＯ、ＣｒＡｌ、α−Ｆｅ2Ｏ3など）を用いた場合よりも大きい。このため、Ｍｎ系反強磁性合金を反強磁性層に用いた場合、外部磁場による攪乱の影響が小さく、より出力が安定したＭＲ素子を得ることができる。
反強磁性層の膜厚は、例えば、５ｎｍ〜３０ｎｍの範囲であればよい。
なお、反強磁性層の下地層として、Ｔａ、Ｎｂ、Ｚｒ、Ｐｔ、Ｃｒなどからなる膜を積層することもできる。また、下地層には、Ｎｉ−Ｆｅ合金や、式Ｎｉ−Ｆｅ−Ｅで示される組成を有する合金（Ｅは、Ｃｒ、Ｖ、Ｎｂ、Ｐｔ、Ｐｄ、Ｒｈ、Ｒｕ、Ｉｒ、ＣｕおよびＡｕから選ばれる少なくとも１種の元素）などを用いてもよい。この場合、反強磁性層の結晶配向性を制御することができ、より出力が安定し、より大きいＭＲ比を示すＭＲ素子を得ることができる。下地層の膜厚は、例えば、１ｎｍ〜１０ｎｍの範囲であればよい。
また、第１磁性層および第２磁性層から選ばれる少なくとも一方の磁性層とトンネル絶縁層との界面に、スピン分極率の大きい磁性材料を含む高スピン分極率層を挿入してもよい。より大きいＭＲ比を示すＭＲ素子を得ることができる。
スピン分極率の大きい磁性材料は、例えば、Ｆｅ3Ｏ4、ＣｒＯ2、ＬａＳｒＭｎＯ、ＬａＣａＳｒＭｎＯなどに代表されるハ−フメタル材料や、あるいは、ＮｉＭｎＳｂ、ＰｔＭｎＳｂなどのホイスラー合金を用いればよい。
高スピン分極率層の膜厚は、例えば、０．５ｎｍ〜１０ｎｍの範囲であればよく、５ｎｍ以下の範囲が好ましい。また、高スピン分極率層には、スピン分極率の大きい磁性材料の単層膜あるいは積層膜を用いればよい。
従来、高温での熱処理や多数回の熱サイクルによってＭＲ比などの素子特性の劣化が見られたが、その原因の一つとして、上述したように、トンネル絶縁層に加わる応力負荷の増大が考えられる。トンネル絶縁層に対する応力負荷が増加した場合、素子を構成する各層の界面、特に、トンネル絶縁層とそれに隣接する層との界面が乱れ、凹凸の発生などが起きる可能性がある。
また、熱処理などによってＭＲ特性が劣化する別の原因として、トンネル絶縁層の界面近傍へ不純物元素が拡散することによるトンネル絶縁層の損傷や、トンネル絶縁層に隣接する磁性層の磁気特性の劣化などが考えられる。一般に、不純物元素は、素子を構成する各層の結晶粒界を通して拡散する。素子が高温になると、各層の結晶粒界が熱膨張により広がることで不純物元素の拡散速度が大きくなり、ＭＲ特性が劣化しやすくなる可能性がある。特に、Ｐｔ−Ｍｎ、Ｉｒ−ＭｎなどのＭｎ系反強磁性合金からなる反強磁性層を含むスピンバルブ型のＭＲ素子では、熱処理によるＭｎの拡散が、ＭＲ特性が劣化する原因の一つである可能性がある。
これに対して、本発明のＭＲ素子では、トンネル絶縁層に隣接する磁性層が低熱膨張磁性膜を含むことによって、トンネル絶縁層に加わる応力負荷の増大が抑制され、耐熱性に優れるＭＲ素子を得ることができる。また、低熱膨張磁性膜の熱膨張率が小さい、即ち、高温下における低熱膨張磁性膜の結晶粒界の広がりが小さいため、不純物元素のトンネル絶縁層の界面近傍への熱拡散が抑制され、耐熱性に優れるＭＲ素子を得ることができる。
本発明のＭＲ素子の別の一例を図４に示す。図４に示すＭＲ素子は、第１磁性層１が低熱膨張磁性膜４を含んでいる。また、低熱膨張磁性膜４は、トンネル絶縁層３と第１磁性層１との界面から離れて配置されている。このように、低熱膨張磁性膜４とトンネル絶縁層３とが接していない場合においても、耐熱性に優れるＭＲ素子を得ることができる。即ち、本発明は、低熱膨張磁性膜４とトンネル絶縁層３とが接している場合に限定されない。なお、図４に示すＭＲ素子は、図１に示すＭＲ素子の低熱膨張磁性膜４とトンネル絶縁層３との間に、磁性膜１２をさらに配置したＭＲ素子である。
このようなＭＲ素子では、例えば、磁性膜１２が低熱膨張磁性膜４よりもスピン分極率が大きい場合には、低熱膨張磁性膜４とトンネル絶縁層３とが直に接している場合に比べてより大きいＭＲ比を得ることができる。ただし、磁性膜１２の熱膨張係数がトンネル絶縁層３の熱膨張係数よりも大きい場合、耐熱性に優れるＭＲ素子を得るためには、トンネル絶縁層３と低熱膨張磁性膜４との距離は、２ｎｍ以下の範囲が好ましく、１ｎｍ以下の範囲がより好ましい。
スピンバルブ型のＭＲ素子とする場合、固定磁性層が積層フェリ構造を含んでいてもよい。このようなＭＲ素子の一例を図５に示す。図５に示すＭＲ素子は、固定磁性層である第１磁性層１が、磁性膜１１１、非磁性膜１１２および磁性膜１１３からなる積層フェリ構造を含んでいる。なお、図５に示すＭＲ素子は、図１に示すＭＲ素子の磁性膜１１を積層フェリ構造としたＭＲ素子である。
ここで積層フェリ構造について説明する。積層フェリ構造とは、図５に示すように、非磁性膜１１２を介して一対の磁性膜１１１および１１３が積層された構造であり、磁性膜１１１と磁性膜１１３とが反強磁性的な交換結合の状態（互いの磁化方向が反平行の状態）にある構造をいう。積層フェリ構造を含むことによって、第１磁性層１の磁化反転磁界はより大きくなり、第１磁性層１の磁化方向を変化させるためには、より大きな外部磁界が必要となる。このため、第１磁性層１の膜厚をより薄くすることが可能になり、ＭＲ素子の小型化を図ることができる。また、同時に、第１磁性層１からの漏洩磁界を、第１磁性層１が積層フェリ構造を含まない場合よりも小さくすることができる。このため、素子を小型化した場合に問題となる、第１磁性層１から自由磁性層である第２磁性層２への漏洩磁界による素子出力の非対称性を低減することができる。
積層フェリ構造に含まれる非磁性膜は、例えば、Ｒｕ、Ｉｒ、Ｒｈ、ＲｅおよびＣｒから選ばれる少なくとも一種の元素を含む膜であればよい。非磁性膜の膜厚は、例えば、０．４ｎｍ〜１．５ｎｍの範囲であればよい。また、非磁性膜は、その両面に磁性膜が接している限り、複数存在していてもよい。
積層フェリ構造に含まれる磁性膜は、例えば、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉを含む膜であればよい。磁性膜の膜厚は、例えば、１ｎｍ〜１０ｎｍの範囲であればよい。
本発明のＭＲ素子では、トンネル絶縁層は複数配置されていてもよい。例えば、図６に示すように、図１に示すＭＲ素子の第２磁性層２の上にトンネル絶縁層３ａをさらに積層したＭＲ素子であってもよい。また、図７に示すように、図６に示すＭＲ素子のトンネル絶縁層３ａの上に磁性層６をさらに積層したＭＲ素子であってもよい。また、図８に示すように、図７に示すＭＲ素子の磁性層６の上に、磁性層６と反強磁性層５ａとをさらに積層したＭＲ素子であってもよい。
このように、複数のトンネル絶縁層を有するＭＲ素子とすることによって、より大きいＭＲ比を得たり、印加電圧の増大に伴うＭＲ比の減少を抑制したりすることができる。また、複数のトンネル絶縁層のうち少なくとも１層が低熱膨張磁性膜を含む磁性層に隣接することによって、耐熱性に優れ、良好なＭＲ特性を示すＭＲ素子を得ることができる。
次に、本発明のＭＲ素子の製造方法について説明する。
ＭＲ素子を構成する各薄膜の形成には、例えば、パルスレーザデポジション（ＰＬＤ）、イオンビームデポジション（ＩＢＤ）、クラスターイオンビーム、および、ＲＦ、ＤＣ、電子サイクロトロン共鳴（ＥＣＲ）、ヘリコン、誘導結合プラズマ（ＩＣＰ）、対向ターゲットなどの各種スパッタリング法、分子線エピタキシー法（ＭＢＥ）、イオンプレーティング法などを用いればよい。また、これらＰＶＤ法の他に、ＣＶＤ法、メッキ法あるいはゾルゲル法などを用いてもよい。
Ａｌ2Ｏ3、ＡｌＮなどからなるトンネル絶縁層の形成は、例えば、次のように行えばよい。まず、Ａｌの薄膜前駆体を作製する。次に、ＯまたはＮを分子、イオン、プラズマ、ラジカルなどとして含む雰囲気中において、ＯまたはＮと上記薄膜前駆体とを温度および時間を制御しながら反応させる。これにより、薄膜前駆体は、ほぼ完全に酸化または窒化され、トンネル絶縁層を得ることができる。また、薄膜前駆体として、ＯまたはＮを化学量論比以下の割合で含んだ不定比化合物を作製してもよい。
より具体的な例としては、スパッタリング法によってＡｌ2Ｏ3からなるトンネル絶縁層を作製する場合、ＡｌまたはＡｌＯx（ｘ≦１．５）からなる薄膜前駆体をＡｒまたはＡｒ＋Ｏ2雰囲気中で成膜し、これをＯ2またはＯ2＋不活性ガス中で酸化させることを繰り返せばよい。なお、プラズマやラジカルの発生には、ＥＣＲ放電、グロ−放電、ＲＦ放電、ヘリコン、誘導結合プラズマ（ＩＣＰ）などの一般的な手法を用いればよい。
次に、本発明のＭＲ素子を用いたデバイスについて説明する。
ＭＲ素子を含み、素子の膜面に垂直な方向に電流を流す磁気デバイスを作製するためは、半導体プロセスやＧＭＲヘッド作製プロセスなどに一般的に用いられている手法を組み合わせて微細加工すればよい。より具体的には、イオンミリング、反応性イオンエッチング（ＲＩＥ）、ＦＩＢ（Ｆｏｃｕｓｅｄ Ｉｏｎ Ｂｅａｍ）などの物理的または化学的エッチング法、微細パターン形成のためのステッパー、電子ビーム（ＥＢ）法などを用いたフォトリソグラフィー技術などを組み合わせればよい。
このような方法によって作製された、電極をさらに備えるＭＲ素子の一例を図９に示す。図９に示すＭＲ素子は、基板５０４上に、下部電極５０３、ＭＲ素子５０５、上部電極５０２が順に積層されている。また、ＭＲ素子５０５の周囲、および、上部電極５０２と下部電極５０３との間には層間絶縁膜５０１が配置されている。層間絶縁膜５０１には、上部電極５０２と下部電極５０３との電気的な短絡を防ぐ働きがある。また、図９に示す素子では、上部電極５０２と下部電極５０３とに挟まれたＭＲ素子５０５に電流を流して電圧を読みとることができる。このため、図９に示すような素子の構成とすることによって、ＭＲ素子５０５の膜面に対して垂直な方向に電流を流して出力を読み出すことができる。なお、電極などの表面を平坦化するためには、ＣＭＰやクラスターイオンビームエッチングなどを用いればよい。
上部電極５０２および下部電極５０３の材料は、例えば、Ｐｔ、Ａｕ、Ｃｕ、Ｒｕ、Ａｌ、ＴｉＮなどの低抵抗の材料（例えば、線抵抗率が１００μΩｃｍ以下）を用いればよい。層間絶縁膜５０１は、例えば、Ａｌ2Ｏ3、ＳｉＯ2などの絶縁性に優れた材料を用いればよい。
本発明のＭＲ素子を用いた磁気ヘッドの一例を図１０に示す。図１０は、ＭＲ素子により検知すべき磁界以外の磁界をＭＲ素子へ導入することを制限するシールドを備えたシールド型磁気ヘッドと、その記録再生方法を示す模式図である。なお、図１０では、説明をわかりやすくするために、ヘッド部５１１を断面図により示す。
図１０に示す磁気ヘッドのヘッド部５１１は、記録用の書き込みヘッド部５１２と再生用の再生ヘッド部５１３とを備えている。情報を記録する際には、記録する情報に対応した電流をコイル５１４に流せばよい。コイル５１４に流した電流により発生した磁束が、上部記録コア５１５と上部シールド５１６との間に設けられた記録ギャップ５１７から漏れることによって、磁気記録媒体５１８に記録が行われる。
また、情報の再生は、磁気記録媒体５１８に記録されている情報に対応した磁束５１９が、上部シールド５１６と下部シールド５２２との間に設けられた再生ギャップ５２１を通してＭＲ素子５２０に作用することによって行われる。磁束５１９の作用によってＭＲ素子５２０の抵抗値が変化するため、その変化を検出すればよい。
このとき、図１０に示す磁気ヘッドでは、上部シールド５１６および下部シールド５２２により、ＭＲ素子によって検知されるべき磁界（即ち、磁束５１９）以外の磁界が制限されるため、高感度の磁気ヘッドとすることができる。また、ＭＲ素子５２０として上述した本発明のＭＲ素子を備えることによって、耐熱性に優れる磁気ヘッドとすることができる。
上部シールド５１６および下部シールド５２２の材料は、例えば、Ｎｉ−Ｆｅ、Ｆｅ−Ａｌ−Ｓｉ、Ｃｏ−Ｎｂ−Ｚｒ合金などの軟磁性材料を用いればよい。
本発明のＭＲ素子を用いた磁気ヘッドの別の一例を図１１に示す。図１１に示す磁気ヘッドは、ＭＲ素子により検知すべき磁界をＭＲ素子５３１に導入（ガイド）するためのヨーク（上部ヨーク５３３および下部ヨーク５３４）を備えている。また、上部ヨーク５３３と下部ヨーク５３４との間には、絶縁層部５３２が配置されている。上部ヨーク５３３はギャップ５３５を有しており、記録媒体に記録されている情報に対応する信号磁界は、上部ヨーク５３３によりＭＲ素子５３１に導入される。ＭＲ素子５３１は、上部ヨーク５３３および下部ヨーク５３４とＭＲ素子５３１とが磁気的に接続するように、ギャップ５３５と下部ヨーク５３４との間に配置されている。
図１１に示す磁気ヘッドでは、上部ヨーク５３３、ＭＲ素子５３１および下部ヨーク５３４によって磁気回路が形成されている。このため、ＭＲ素子５３１によって、再生ギャップ５３６で検出した記録媒体の信号磁界を電気信号として検出することができる。また、ＭＲ素子として、上述した本発明のＭＲ素子を備えることによって、耐熱性に優れる磁気ヘッドとすることができる。なお、再生ギャップ５３６の長さ（再生ギャップ長）は、例えば、０．２μｍ以下の範囲である。
ここで、図１１に示す磁気ヘッドのＭＲ素子５３１周辺の構造について説明する。図１２は、図１１に示す磁気ヘッドのＭＲ素子５３１を含む部分をI−I’
で切断した断面図である。なお、図１１に示す磁気ヘッドのＭＲ素子５３１周辺の構造が、必ず図１２に示す構造である必要はなく、図１２に示す構造は一例にすぎない。
図１２に示すように、ＭＲ素子５３１の周囲には、ＭＲ素子５３１の膜面に垂直な方向に電流を流すためのリード部５３７と、ＭＲ素子５３１の自由磁性層の磁化方向を制御するためのハードバイアス部５３８とが配置されている。図１２に示す例では、リード部５３７とヨークとが絶縁層部５３２によって電気的に絶縁されているが、リード部５３７とヨークとは電気的に接続されていてもよい。この場合、ヨークおよびリード部を兼用にすることができる。また、ＭＲ素子５３１にトンネル電流を安定して流すために、ハードバイアス部５３８とＭＲ素子５３１とが電気的に絶縁されていることが好ましい。
絶縁層部５３２の材料は、例えば、Ａｌ2Ｏ3、ＡｌＮ、ＳｉＯ2などを用いればよい。上部ヨーク５３３および下部ヨーク５３４の材料は、一般的な軟磁性材料、例えば、Ｆｅ−Ｓｉ−Ａｌ、Ｎｉ−Ｆｅ、Ｎｉ−Ｆｅ−Ｃｏ、Ｃｏ−Ｎｂ−Ｚｒ、Ｃｏ−Ｔａ−Ｚｒ、Ｆｅ−Ｔａ−Ｎなどを用いればよい。これら軟磁性材料からなる膜と、Ｔａ、Ｒｕ、Ｃｕなどからなる非磁性膜との積層膜を用いてもよい。ハードバイアス部５３８の材料は、例えば、Ｃｏ−Ｐｔ合金などを用いればよい。リード部５３７の材料は、一般的に低い電気抵抗を示す、Ｃｕ、Ａｕ、Ｐｔなどを用いればよい。なお、下部ヨーク５３４には、磁性材料からなる基板（例えば、Ｍｎ−Ｚｎフェライト基板）を用いてもよい。
なお、図１１に示すようなヨークを備えた磁気ヘッドの場合、ＭＲ素子５３１の自由磁性層は、上部ヨーク５３３側に配置されることが好ましい。
一般に、図１１に示すようなヨーク型磁気ヘッドは、図１０に示すようなシールド型磁気ヘッドと比べて、感度では劣るものの、シ−ルドギャップ中にＭＲ素子を配置する必要がないため、狭ギャップ化では有利である。また、ＭＲ素子が記録媒体に対して露出していないため、記録媒体と磁気ヘッドとの接触などによるヘッドの破損や摩耗が少なく、信頼性の面で優れている。このため、ヨーク型磁気ヘッドは、磁気テープを記録媒体とするストリーマーなどに用いる場合に、特に優れているといえる。
上述した本発明の磁気ヘッドを用いて、ＨＤＤなどの磁気記録装置を構成することができる。図１３に、本発明の磁気記録装置の一例を示す。図１３に示す磁気記録装置５４５は、磁気ヘッド５４１、駆動部５４２、情報が記録される磁気記録媒体５４３および信号処理部５４４を備えている。このとき、磁気ヘッド５４１として上述した本発明の磁気ヘッドを用いることによって、耐熱性に優れる磁気記録装置とすることができる。
次に、本発明のＭＲ素子をメモリ素子として用いた磁気メモリ（ＭＲＡＭ）の一例を図１４に示す。図１４に示すＭＲＡＭでは、ＭＲ素子６０１は、ＣｕやＡｌなどからなるビット（センス）線６０２とワ−ド線６０３との交点にマトリクス状に配置されている。ビット線は情報再生用導体線に、ワード線は情報記録用導体線にそれぞれ相当する。これらの線に信号電流を流した時に発生する合成磁界により、ＭＲ素子６０１に信号が記録される。信号は、「オン」状態となったラインが交差する位置に配置された素子（図１４では、ＭＲ素子６０１ａ）に記録される（２電流一致方式）。
図１５〜図１７を参照して、ＭＲＡＭの動作についてさらに説明する。図１５Ａ、図１６Ａおよび図１７Ａには、書き込み動作の基本例が示されている。また、図１５Ｂ、図１６Ｂおよび図１７Ｂには、読み込み動作の基本例が示されている。ＭＲ素子７０１は、上述した本発明のＭＲ素子である。
図１５Ａおよび図１５Ｂに示すＭＲＡＭでは、ＭＲ素子７０１の磁化状態を個別に読みとるために、素子ごとに、ＦＥＴなどのスイッチ素子７０５が配置されている。このＭＲＡＭは、ＣＭＯＳ基板上への作製に適している。図１６Ａおよび図１６Ｂに示すＭＲＡＭでは、素子ごとに、非線形素子７０６が配置されている。非線形素子７０６は、例えば、バリスタ、トンネル素子、上述の３端子素子などを用いればよい。非線形素子の代わりに整流素子を用いてもよい。このＭＲＡＭは、ダイオ−ドの成膜プロセスを用いれば、安価なガラス基板上にも作製できる。図１７Ａおよび図１７Ｂに示すＭＲＡＭでは、図１５〜図１６に示すようなスイッチ素子や非線形素子を用いることなく、ワ−ド線７０４とビット線７０３との交点に、ＭＲ素子７０１が直接配置されている。このＭＲＡＭでは読み出し時に複数の素子に電流が流れることになるため、読み出し精度の観点から、例えば、素子数を１００００以下に制限することが好ましい。
また、図１５〜図１７に示すＭＲＡＭでは、ビット線７０３が、素子に電流を流して抵抗変化を読みとるセンス線としても用いられている。しかし、ビット電流による誤動作や素子破壊を防ぐため、センス線とビット線とを別途配置してもよい。この場合、ビット線を、素子と電気的な絶縁を保ちながら、かつ、センス線と平行に配置することが好ましい。なお、書き込み時における消費電力の観点から、ワ−ド線、ビット線とＭＲ素子との間隔は、例えば、５００ｎｍ以下であればよい。
以下、実施例を用いて本発明をさらに詳細に説明するが、本発明は以下に示す例に限定されない。
熱酸化膜付Ｓｉ基板（３インチφ）上に、マグネトロンスパッタリング法を用いて、各実施例に記載する膜構成のＭＲ素子を作製し、そのＭＲ特性を評価した。
（実施例１）
熱酸化膜付Ｓｉ基板／Ｔａ（３）／Ｃｕ（５０）／Ｔａ（３）／Ｐｔ−Ｍｎ（３０）／Ｃｏ−Ｆｅ（１）／Ｘ／Ａｌ2Ｏ3（０．６）／Ｎｉ0.8Ｆｅ0.2（５）
ここで、括弧内の数値は膜厚を示している。単位はｎｍであり、以下、同様にして膜厚を表示する。ただし、Ａｌ2Ｏ3の値は、酸化処理前のＡｌの設計膜厚値（合計値）である（ＡｌＮにおける窒化処理を含め、以下同様である）。Ａｌ2Ｏ3は、Ａｌを０．３〜０．７ｎｍの膜厚で成膜した後、２６．３ｋＰａ（２００Ｔｏｒｒ）の酸素含有雰囲気中において１分間の酸化を繰り返して作製した。
基板上のＴａ（３）／Ｃｕ（５０）は下部電極であり、下部電極とＰｔ−Ｍｎ層との間のＴａ（３）は下地層である。Ｐｔ−Ｍｎ層は反強磁性層であり、本実施例のＭＲ素子は、スピンバルブ型のＭＲ素子である。なお、Ｐｔ−Ｍｎ層およびＣｏ−Ｆｅ層の組成は、それぞれＰｔ0.48Ｍｎ0.52およびＣｏ0.75Ｆｅ0.25であった。
Ｘは、以下の表１に示す組成を有する磁性材料である。本実施例では、従来例として２種類（サンプルａ０１およびサンプルａ０８）、実施例として６種類（サンプルａ０２〜サンプルａ０７）のサンプルを準備した。
各サンプルの成膜は、圧力が１．３×１０-6Ｐａ（１×１０-8Ｔｏｒｒ）以下になるまで排気した後、Ａｒガスが約０．１Ｐａ（約０．８ｍＴｏｒｒ）の雰囲気になるように調整したチャンバー内で行った。また、成膜の際には、サンプルの膜面に対して平行な方向に磁界（８．０×１０3Ａ／ｍ（１００Ｏｅ））を印加した。その後、各サンプルとも、フォトリソグラフィー法を用いて図９に示すようなメサ型に微細加工し、層間絶縁膜としてＡｌ2Ｏ3を用いて周囲を絶縁した後、上部にスルーホールを開け、この上にＣｕ（５０）／Ｔａ（３）からなる上部電極を形成してＭＲ素子を作製した。素子サイズは全て１μｍ×２μｍとした。作製したＭＲ素子は、２８０℃、４．０×１０5Ａ／ｍ（５ｋＯｅ）の真空磁界中で１時間保持し、Ｐｔ‐Ｍｎ層に磁気異方性を付与した。
上記のように準備した各サンプルに対して熱処理を実施し、熱処理温度によるＭＲ特性の変化（ＭＲ特性の熱処理温度依存性）を評価した。熱処理の方法およびＭＲ特性の測定方法を以下に示す。
まず、真空無磁界中において、表１に示す各熱処理温度にまでサンプルを加熱し、３０分間保持した。その後、サンプルを室温まで冷却し、熱処理を完了した。熱処理を完了した後、各サンプルのＭＲ特性としてＭＲ比を求めた。ＭＲ比を求めるための磁気抵抗の測定は、固定磁性層の磁化容易軸方向と同方向に最大４．０×１０5Ａ／ｍの外部磁界を印加しながら、直流四端子法を用いて行った。ＭＲ比は、磁気抵抗の測定で得られた最大抵抗値をＲmax、最小抵抗値をＲminとして、次式（２）により算出した。ＭＲ特性の測定方法は、以降の実施例においても同様である。
ＭＲ比＝｛（Ｒmax−Ｒmin）／Ｒmin｝×１００（％） （２）
表１に、各サンプルにおけるＸの組成、膜厚および熱膨張係数とともに、熱処理温度依存性の結果を示す。熱膨張係数の単位は（１／Ｋ）である（以降の実施例においても同様である）。なお、サンプルａ０３では、Ｘのうち、Ｆｅ0.7Ｐｔ0.3（２）のみが低熱膨張磁性膜に相当し、Ｃｏ（１．５）は、図４における磁性膜１２に相当している。また、サンプルａ０３における熱膨張係数は、低熱膨張磁性膜であるＦｅ0.7Ｐｔ0.3層のみの値である。
低熱膨張磁性膜およびトンネル絶縁層の熱膨張係数は、それぞれの熱膨張量を光干渉法により測定し（測定温度範囲０〜４５０℃、昇温レート１℃／分、常圧下）、測定した熱膨張量のグラフの２５℃における接線の傾きより求めた。なお、測定は、各サンプルと同様の低熱膨張磁性膜およびトンネル絶縁層を石英ガラス上に作製して行った。熱膨張係数の測定方法は、以降の実施例においても同様である。
なお、トンネル絶縁層であるＡｌ2Ｏ3の熱膨張係数は、８×１０-6／Ｋであった。
Figure 2003090290
表１に示すように、Ｘとして、熱膨張係数がＡｌ2Ｏ3の熱膨張係数よりも５×１０-6／Ｋ大きい軟磁性材料を用いたサンプルａ０１では、熱処理温度の上昇とともにＭＲ比が急激に低下し、熱処理温度が４００℃になると、ほとんどＭＲ比を得ることができなかった。また、Ｘとして、熱膨張係数が本発明の範囲外であるＦｅ−Ｐｔ層（熱膨張係数が、Ａｌ2Ｏ3の熱膨張係数よりも３×１０-6／Ｋ大きい）を用いたサンプルａ０８では、２８０℃の熱処理後におけるＭＲ比が他のサンプルよりも小さく、また、熱処理温度の上昇に伴い、サンプルａ０２〜サンプルａ０７に比べてＭＲ比が大きく減少した。
一方、Ｘとして、熱膨張係数が上述の式（１）を満たすインバー合金またはＦｅ基アモルファス合金を用いたサンプルａ０２〜サンプルａ０７では、４００℃の熱処理後においてもＭＲ比の劣化がほとんど見られなかった。インバー合金およびＦｅ基アモルファス合金に代表される低熱膨張磁性膜によって、トンネル絶縁層に加わる応力負荷が抑制され、高い熱処理温度においても、トンネル絶縁層とそれに隣接する磁性層との界面が安定した接合を保っている可能性が考えられる。また、サンプルａ０３では、トンネル絶縁層と低熱膨張磁性膜とが直に接していないにも関わらず、耐熱性に優れる結果が得られた。低熱膨張磁性膜であるＦｅ−Ｐｄ層により、Ｃｏ層とトンネル絶縁層との界面の劣化が抑制されている可能性が考えられる。
（実施例２）
本実施例では、インバー合金からなる低熱膨張磁性膜をトンネル絶縁層の両面に配置したＭＲ素子について、ＭＲ特性の熱処理温度依存性を評価した。
実施例１と同様の方法を用いて、下記に示す膜構成のＭＲ素子を作製した。
熱酸化膜付Ｓｉ基板／Ｔａ（３）／Ｃｕ（５０）／Ｔａ（３）／Ｎｉ−Ｆｅ−Ｃｒ（４）／Ｐｔ−Ｍｎ（２０）／Ｃｏ−Ｆｅ（３）／Ｒｕ（０．８）／Ｃｏ−Ｆｅ（１）／Ｘ1／Ａｌ2Ｏ3（１）／Ｘ2／Ｎｉ0.8Ｆｅ0.2（５）
基板上のＴａ（３）／Ｃｕ（５０）は下部電極であり、下部電極とＰｔ−Ｍｎ（２０）との間のＴａ（３）／Ｎｉ−Ｆｅ−Ｃｒ（４）は下地層である。また、Ｐｔ−Ｍｎ層は反強磁性層であり、Ｃｏ−Ｆｅ（３）／Ｒｕ（０．８）／Ｃｏ−Ｆｅ（１）は、Ｒｕを非磁性膜とする積層フェリ構造である。
Ｘ1およびＸ2は、以下の表２に示す組成を有する磁性材料である。本実施例では、従来例として１種類（サンプルｂ０１）、また、実施例として５種類のサンプル（サンプルｂ０２〜サンプルｂ０６）を準備した。各サンプルの素子サイズは３μｍ×４μｍとした。なお、Ｐｔ−Ｍｎ層、Ｎｉ−Ｆｅ−Ｃｒ層およびＣｏ−Ｆｅ層の組成は、それぞれＰｔ0.48Ｍｎ0.52、Ｎｉ0.6Ｆｅ0.15Ｃｒ0.25、Ｃｏ0.9Ｆｅ0.1であった。
トンネル絶縁層であるＡｌ2Ｏ3は、Ａｌを１．２ｎｍ成膜した後に、純酸素中でプラズマ酸化を６０秒行うことにより作製した。また、各サンプルの作製にあたっては、４．０×１０5Ａ／ｍ（５ｋＯｅ）の磁界中で真空熱処理（３００℃、１０時間）することにより反強磁性層であるＰｔ‐Ｍｎ層へ磁気異方性の付与を行った。
以下の表２に、Ｘ1およびＸ2の組成、膜厚および熱膨張係数を示す。なお、サンプルｂ０４では、Ｘ2のうち、Ｆｅ0.7Ｐｄ0.3（２）のみが低熱膨張磁性膜に相当し、Ｆｅ（１）は、図４における磁性膜１２に相当する。また、サンプルｂ０４におけるＸ2の熱膨張係数は、低熱膨張磁性膜であるＦｅ0.7Ｐｄ0.3層のみの値である。同様に、サンプルｂ０５では、Ｘ1およびＸ2のうち、Ｆｅ0.75Ｐｔ0.25（３）のみが低熱膨張磁性膜に相当し、Ｃｏ（１）およびＣｏ（１．５）は、図４における磁性膜１２に相当する。サンプルｂ０５におけるＸ1およびＸ2の熱膨張係数は、低熱膨張磁性膜であるＦｅ0.75Ｐｔ0.25層のみの値である。
なお、トンネル絶縁層であるＡｌ2Ｏ3の熱膨張係数は８×１０-6／Ｋであった。
Figure 2003090290
表２に示す各サンプルに対し、ＭＲ特性の熱処理温度依存性を評価した。熱処理は、４．０×１０5Ａ／ｍ（５ｋＯｅ）の磁界中において、以下の表３に示す各熱処理温度にまでサンプルを加熱し、２時間保持した後に室温まで冷却して行った。その後、各サンプルのＭＲ特性としてＭＲ比を求めた。以下の表３に、各サンプルの熱処理温度依存性の結果を示す。
Figure 2003090290
表３に示すように、Ｘ1およびＸ2として、熱膨張係数がＡｌ2Ｏ3の熱膨張係数よりも５×１０-6／Ｋ大きい軟磁性材料を用いたサンプルｂ０１では、熱処理温度の上昇とともにＭＲ比が急激に減少し、熱処理温度が４００℃になると、ＭＲ比を全く得ることができないほど素子が劣化した。
一方、Ｘ1およびＸ2として、熱膨張係数が上述の式（１）を満たす低熱膨張磁性膜を用いたサンプルｂ０２〜サンプルｂ０６では、熱処理温度に関わらず、得られたＭＲ比はサンプルｂ０１に比べて大きく、優れた耐熱性を示した。さらに、サンプルｂ０４およびサンプルｂ０５のように、トンネル絶縁層と低熱膨張磁性膜が直に接しておらず、Ｆｅ、Ｃｏといったトンネル絶縁層よりも熱膨張係数が大きい磁性膜を間に積層した場合においても、多少のＭＲ比の減少はあるものの優れた熱安定性を示した。Ｆｅ−ＰｔおよびＦｅ−Ｐｄなどの低熱膨張磁性膜の存在によって、熱処理温度の上昇に伴うトンネル絶縁層に加わる応力負荷の増大が抑制され、トンネル絶縁層とそれに隣接する磁性膜との界面の乱れが抑制されている可能性が考えられる。
また、本実施例では、熱処理後のサンプルｂ０１およびサンプルｂ０３のトンネル絶縁層に対して、透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）による断面観察を行った。２８０℃の熱処理後のサンプルでは、サンプルｂ０１およびサンプルｂ０３の双方とも、トンネル絶縁層とトンネル絶縁層に隣接する磁性層との間に明瞭な界面が観察され、トンネル絶縁層の膜厚も熱処理前と変化なく、かつ、全体に均質であった。これに対して、４００℃の熱処理後のサンプルｂ０１では、トンネル絶縁層とトンネル絶縁層に隣接する磁性層（Ｆｅ層）との間に明瞭な界面が観察されず、トンネル絶縁層の膜厚は不均質に増大していた。この現象は、トンネル絶縁層とそれに隣接する磁性層との間の界面拡散によって生じていると推定される。一方、４００℃の熱処理後のサンプルｂ０３では、２８０℃の熱処理後と同様に、トンネル絶縁層とトンネル絶縁層に隣接する磁性層との界面は明瞭であり、トンネル絶縁層の膜厚の変化もほとんどみられず、全体に均質であった。
（実施例３）
本実施例では、トンネル絶縁層にＡｌＮを用いたＭＲ素子について、ＭＲ特性の熱処理温度依存性を評価した。
実施例１と同様の方法を用いて、下記に示す膜構成のＭＲ素子を作製した。
熱酸化膜付Ｓｉ基板／Ｔａ（３）／Ｃｕ（５０）／Ｔａ（３）／Ｎｉ−Ｆｅ（４）／Ｘ／ＡｌＮ（１．３）／Ｘ／Ｃｏ（５）／Ｉｒ−Ｍｎ（８）
基板上のＴａ（３）／Ｃｕ（５０）は下部電極であり、下部電極とＮｉ−Ｆｅ層との間のＴａ（３）は下地層である。また、Ｉｒ−Ｍｎ層は反強磁性層である。Ｘは、以下の表４に示す組成を有する磁性材料である。本実施例では、従来例として１種類（サンプルｃ０１）、実施例として４種類（サンプルｃ０２〜サンプルｃ０５）のサンプルを準備した。各サンプルの素子サイズは２μｍ×４μｍとした。なお、Ｎｉ−Ｆｅ層、Ｉｒ−Ｍｎ層の組成は、それぞれＮｉ0.8Ｆｅ0.2、Ｉｒ0.2Ｍｎ0.8であった。
トンネル絶縁層であるＡｌＮは、Ａｌを１．３ｎｍ成膜後、窒素およびアルゴンの混合ガス中でプラズマ窒化することにより作製した。また、各サンプルの作製にあたっては、４．０×１０5Ａ／ｍ（５ｋＯｅ）の磁界中で真空熱処理（２００℃、８時間）することにより反強磁性層であるＩｒ‐Ｍｎ層へ磁気異方性の付与を行った。
なお、トンネル絶縁層であるＡｌＮの熱膨張係数は、４×１０-6／Ｋであった。
上記のようにして準備した各サンプルに対し、ＭＲ特性の熱処理温度依存性を評価した。最初に、真空無磁界中において、２００℃の熱処理温度にまでサンプルを加熱し、３０分間保持した。その後、サンプルを室温まで冷却し、各サンプルのＭＲ特性としてＭＲ比を求めた。この結果を、２００℃の熱処理後のＭＲ比として表４に示す。次に、真空無磁界中において以下の表４に示す各温度にまで各サンプルを加熱し、続いて、４．０×１０5Ａ／ｍ（５ｋＯｅ）の磁界中で１時間保持した後、室温まで冷却して熱処理を完了した。その後、各サンプルのＭＲ特性としてＭＲ比を求めた。
表４に、各サンプルにおけるＸの組成、膜厚および熱膨張係数とともに、ＭＲ比の熱処理温度依存性の結果を示す。
Figure 2003090290
表４に示すように、Ｘとして、熱膨張係数が、ＡｌＮの熱膨張係数よりも９×１０-6／Ｋ大きい軟磁性材料を用いたサンプルｃ０１では、熱処理温度の上昇とともにＭＲ比が急激に減少し、熱処理温度４００℃ではＭＲ比を全く得ることができないほど素子が劣化した。
一方、Ｘとして、熱膨張係数が上述の式（１）を満たす低熱膨張磁性膜を用いたサンプルｃ０２〜サンプルｃ０５では、熱処理温度に関わらず、ほぼ安定したＭＲ比を得ることができ、優れた耐熱性を示した。また、２００℃で熱処理を行った場合に比べて、より高い温度で熱処理を行った場合に、より大きいＭＲ比が得られた。このように、トンネル絶縁層にＡｌＮを用いた場合においても、低熱膨張磁性膜を用いることによって、優れた耐熱性を示すＭＲ素子を得ることができる。
（実施例４）
本実施例では、トンネル絶縁層の両面にＦｅ基アモルファス合金からなる低熱膨張磁性膜を配置したＭＲ素子について、ＭＲ特性の熱処理温度依存性を評価した。
実施例１と同様の方法を用いて、下記に示す膜構成のＭＲ素子を作製した。
熱酸化膜付Ｓｉ基板／Ｔａ（３）／Ｃｕ（５０）／Ｔａ（３）／Ｎｉ−Ｆｅ（３）／Ｐｔ−Ｍｎ（２０）／Ｃｏ−Ｆｅ（４）／Ｘ／Ａｌ2Ｏ3（１．２）／Ｘ／Ｎｉ0.8Ｆｅ0.2（８）
基板上のＴａ（３）／Ｃｕ（５０）は下部電極であり、下部電極とＮｉ−Ｆｅ層との間のＴａ（３）は下地層である。また、Ｐｔ−Ｍｎ層は反強磁性層であり、その組成はＰｔ0.48Ｍｎ0.52であった。Ｘは、以下の表５に示す組成を有する磁性材料である。本実施例では、従来例として１種類（サンプルｄ０１）、実施例として３種類（サンプルｄ０２〜サンプルｄ０４）のサンプルを準備した。各サンプルの素子サイズは２μｍ×２．５μｍとした。なお、Ｎｉ−Ｆｅ層、Ｃｏ−Ｆｅ層の組成は、それぞれＮｉ0.8Ｆｅ0.2、Ｃｏ0.75Ｆｅ0.25であった。
トンネル絶縁層であるＡｌ2Ｏ3は、Ａｌを０．３〜０．７ｎｍ成膜後、２６．３ｋＰａ（２００Ｔｏｒｒ）の酸素含有雰囲気中において１分間の酸化を繰り返して作製した。また、各サンプルの作製にあたっては、４．０×１０5Ａ／ｍ（５ｋＯｅ）の磁界中で真空熱処理（２６０℃、８時間）することにより反強磁性層であるＰｔ‐Ｍｎ層へ磁気異方性の付与を行った。
なお、トンネル絶縁層であるＡｌ2Ｏ3の熱膨張係数は、８×１０-6／Ｋであった。
上記のようにして準備した各サンプルに対し、ＭＲ特性の熱処理温度依存性を評価した。熱処理は、真空無磁界中において以下の表５に示す各温度にまで各サンプルを加熱し、１時間保持した後に室温まで冷却して行った。その後、各サンプルのＭＲ特性としてＭＲ比を求めた。
表５に、各サンプルにおけるＸの組成、膜厚および熱膨張係数とともに、ＭＲ比の熱処理温度依存性の結果を示す。
Figure 2003090290
表５に示すように、Ｘとして、熱膨張係数が、Ａｌ2Ｏ3の熱膨張係数よりも４×１０-6／Ｋ大きい軟磁性材料を用いたサンプルｄ０１では、熱処理温度の上昇とともにＭＲ比が急激に低下し、熱処理温度が４００℃になると、ほとんどＭＲ比を得ることができなかった。これに対し、Ｘとして、熱膨張係数が上述の式（１）を満たすＦｅ基アモルファス合金を用いたサンプルｄ０２〜サンプルｄ０４は、耐熱性に優れるＭＲ素子であることがわかった。
なお、上述の実施例１〜４において、Ｘとして（あるいは、Ｘ1、Ｘ2として）、式Ｆｅx−Ｎｉy−Ｃｏz（ｘ＋ｙ＋ｚ＝１、０．５≦ｘ≦０．７、０．３≦ｙ≦０．４５、０≦ｚ≦０．２）で示される組成を有する合金や、式Ｆｅ1-a−Ｐｔa（０．１５≦ａ≦０．４５）で示される組成を有する合金、式Ｆｅ1-b−Ｐｄb（０．２≦ｂ≦０．４５）で示される組成を有する合金などを用いた場合にも、耐熱性に優れるＭＲ素子を得ることができた。なお、これらの合金の熱膨張係数は、上述の式（１）を満たすものであった。
同様に、Ｘとして（あるいは、Ｘ1、Ｘ2として）、式Ｆｅ1-c−Ｍc（０．０５≦ｃ≦０．３、Ｍは、Ｂ、Ｐ、Ｓｉ、ＺｒおよびＨｆから選ばれる少なくとも一種の元素である）で示される組成を有する磁性材料を用いた場合にも、耐熱性に優れるＭＲ素子を得ることができた。なお、上記磁性材料の熱膨張係数は、上述の式（１）を満たすものであった。
（実施例５）
実施例２で作製したＭＲ素子（サンプルｂ０１、サンプルｂ０２、サンプルｂ０３）を用いて図１０に示すようなシールドを備えた磁気ヘッドを作製し、その特性を評価した。
磁気ヘッドを作製するにあたっては、磁気ヘッドの基板にＡｌ2Ｏ3−ＴｉＣ基板を、上部記録コア、上部シールドおよび下部シールドにＮｉ0.8Ｆｅ0.2合金を用いた。また、ＭＲ素子を狭持する電極には、Ｃｕ、ＰｔおよびＴａの積層膜を用いた。
ＭＲ素子には、自由磁性層に相当する磁性層の磁化容易方向が検知すべき信号磁界の方向と垂直となるように、また、固定磁性層に相当する磁性層の磁化方向が検知すべき信号磁界の方向と平行になるように、異方性を付与した。このような異方性は、ＭＲ素子を作製した後、最初に固定磁性層の磁化方向を磁界中熱処理（２８０℃、４．０×１０5Ａ／ｍ（５ｋＯｅ））によって規定し、次に自由磁性層の磁化容易方向を磁界中熱処理（２００℃、８．０×１０5Ａ／ｍ（１０ｋＯｅ））によって規定することで付与した。なお、ＭＲ素子のサイズは、０．５μｍ×０．５μｍとした。
上記のように作製した磁気ヘッドを１５０℃の恒温槽に入れ、５００ｍＶの電圧をＭＲ素子に印加した状態で１０日間保持する試験を実施し、試験の前後におけるＭＲ出力を比較した。ＭＲ出力の測定は以下に示す方法を用いた。
ヘルムホイルコイル中に磁気ヘッドを設置し、ＭＲ素子に電流を印加しながら、その際に得られる磁気抵抗を直流四端子法により測定した。磁気抵抗の測定にあたっては、測定磁界を±４．０×１０4Ａ／ｍの範囲内で変化させた。このようにして得られた磁気抵抗の最大値と最小値の差を磁気ヘッドのＭＲ出力とした。なお、ヘルムホルツコイルにより発生させる測定磁界の方向は、ＭＲ素子の固定磁性層の磁化容易方向とした。
評価の結果、ＭＲ素子としてサンプルｂ０１を用いた磁気ヘッドでは、試験前後において約４５％の非常に大きな出力低下が発生した。これに対し、ＭＲ素子としてサンプルｂ０２、サンプルｂ０３を用いた磁気ヘッドでは、試験前後の出力の低下は約２％以内であり、試験後も非常に安定した出力特性を示した。
（実施例６）
実施例１で作製したＭＲ素子（サンプルａ０１、サンプルａ０３）ならびに実施例２で作製したＭＲ素子（サンプルｂ０３、サンプルｂ０５）を用いて、図１１および図１２に示すようなヨークを備えた磁気ヘッドを作製した。
磁気ヘッドの作製にあたっては、基板にＭｎ−Ｚｎフェライト基板を用い、この基板が下部ヨークを兼ねる構造とした。また、基板上にＡｌ2Ｏ3を用いて絶縁層を形成し、その上にＭＲ素子を作製した。上部ヨークにはＣｏＺｒＴａ軟磁性材料を用い、絶縁層部にはＡｌ2Ｏ3を用いた。また、ハードバイアス部にはＣｏＰｔ合金を用い、リード部にはＣｕ、ＴａおよびＰｔの積層膜を用いた。ＭＲ素子の形状は、図１１に示すＭＲ高さ５３９、図１２に示すＭＲ幅５４０ともに８μｍとした。
ＭＲ素子には、実施例５と同様に、自由磁性層に相当する磁性層の磁化容易方向が検知すべき信号磁界の方向と垂直になるように、また、固定磁性層にあたる磁性層の磁化方向が検知すべき信号磁界の方向と平行になるように異方性を付与した。なお、磁気ヘッドの再生ギャップ長は０．１μｍとした。
上記のように作製した磁気ヘッドを、１６０℃の恒温槽に入れ、２００ｍＶの電圧をＭＲ素子に印加した状態で５０日間保持するという試験を実施し、試験前後のＭＲ出力を比較した。ＭＲ出力の測定は実施例５と同様の方法を用いた。
評価の結果、ＭＲ素子としてサンプルａ０１を用いた磁気ヘッドでは、試験前後において約５０％の非常に大きな出力低下が発生した。これに対して、ＭＲ素子としてサンプルａ０３、サンプルｂ０３、サンプルｂ０５を用いた磁気ヘッドでは、試験前後の出力の低下が約１％以内であり、試験後も非常に安定した出力特性を示した。
（実施例７）
実施例１で作製したＭＲ素子（サンプルａ０１、サンプルａ０２）を用いて、図１７に示すような磁気メモリ（ＭＲＡＭ）を作製した。
ＭＲＡＭの作製は以下のように行った。まず、３００ｎｍの熱酸化膜を有するＳｉ基板上に、Ｃｕからなるワード線を形成し、その表面にＡｌ2Ｏ3絶縁膜を成膜して形成した後、Ｃｕからなる下部電極を形成した。ここでＣＭＰにより下部電極表面の平滑化を行った後、サンプルａ０１またはサンプルａ０２に示す膜構成のＭＲ素子を積層させた。
次に、反強磁性層であるＰｔ−Ｍｎ層と固定磁性層との間に交換結合磁界が生じるように、２８０℃、４．０×１０5Ａ／ｍ（５ｋＯｅ）の磁界中熱処理を５時間行った。その後、実施例１と同様に、メサ型に微細加工することによって、ＭＲ素子を形成した。最後に、上部電極としてビット線を形成し、図１７に示すようなスイッチ素子を持たない単一磁気メモリを作製した。
作製した磁気メモリに対して、ワード線およびビット線に電流を流して磁界を発生させ、ＭＲ素子の自由磁性層（本実施例では両サンプルともに、Ｎｉ−Ｆｅ（５））の磁化方向を反転させて情報「０」を記録した。次に、ワード線とビット線に対して先程とは逆方向の電流を流して磁界を発生させ、自由磁性層の磁化方向を反転させて情報「１」を記録した。その後、それぞれの状態のＭＲ素子に対してバイアス電圧を印加することによってセンス電流を流し、情報「０」と情報「１」の状態における素子電圧の差を測定したところ、両サンプルとも同程度の出力差が得られた。よって、双方のサンプルともに自由磁性層を情報記録層とする磁気メモリとなっていることがわかった。
次に、上記のＭＲ素子をＣＭＯＳ基板上に配置し、図１４に示すような集積磁気メモリを作製した。素子配列は、１６×１６素子のメモリを１ブロックとして、合計８ブロックとした。ＭＲ素子の配置は、次のように行った。まずＣＭＯＳ基板上に、スイッチ素子としてＦＥＴをマトリックス状に配置し、ＣＭＰで表面を平坦化した後、サンプルａ０２またはサンプルａ０１のＭＲ素子をＦＥＴに対応してマトリックス状に配置した。ＭＲ素子の配置後、水素シンター処理を４００℃にて行った。なお、各ブロック中１素子は、配線抵抗や素子最低抵抗、ＦＥＴ抵抗などをキャンセルするためのダミー素子とした。また、ワード線、ビット線などは全てＣｕを用い、それぞれの素子サイズは０．１μｍ×０．１５μｍとした。
このように作製した磁気メモリに対し、ワード線およびビット線によって生じた合成磁界により、各ブロックそれぞれ８素子の自由磁性層の磁化反転を同時に行い、信号を記録させた。次に、ＦＥＴのゲートを、それぞれのブロックに付き１素子づつＯＮし、素子にセンス電流を流した。このとき、各ブロック内におけるビット線、素子およびＦＥＴに発生する電圧と、ダミー電圧とをコンパレータにより比較し、それぞれの素子の出力を読みとった。
測定の結果、ＭＲ素子としてサンプルａ０１を用いたＭＲＡＭでは、全く素子出力が得られなかった。一方、ＭＲ素子としてサンプルａ０２を用いたＭＲＡＭでは、上述の単一磁気メモリの場合と同様に、良好な素子出力が得られた。この結果から、サンプルａ０１が、おそらく実施例１に上述した原因から、４００℃の熱処理に耐えられなかったのに対し、サンプルａ０２は４００℃の熱処理に対しても十分な耐熱性を有していたといえる。
本発明は、その意図および本質的な特徴から逸脱しない限り、他の実施の形態に適用しうる。この明細書に開示されている実施の形態は、あらゆる点で説明的なものであってこれに限定されない。本発明の範囲は、上記説明ではなく添付したクレームによって示されており、クレームと均等な意味および範囲にあるすべての変更はそれに含まれる。
以上説明したように、本発明によれば、耐熱性に優れる磁気抵抗効果素子を得ることができる。また、本発明の磁気抵抗効果素子を用いることで、耐熱性に優れる磁気ヘッドおよび磁気メモリ素子、ならびに磁気記録装置を得ることができる。
本発明の磁気抵抗効果素子の一例を示す断面図である。 本発明の磁気抵抗効果素子の別の一例を示す断面図である。 本発明の磁気抵抗効果素子のまた別の一例を示す断面図である。 本発明の磁気抵抗効果素子のさらに別の一例を示す断面図である。 本発明の磁気抵抗効果素子のまたさらに別の一例を示す断面図である。 本発明の磁気抵抗効果素子の上記とは別の一例を示す断面図である。 本発明の磁気抵抗効果素子の上記とはまた別の一例を示す断面図である。 本発明の磁気抵抗効果素子の上記とはさらに別の一例を示す断面図である。 電極をさらに配置した本発明の磁気抵抗効果素子の一例を示す断面図である。 本発明の磁気ヘッドの一例と記録再生方法の一例とを示す模式図である。 本発明の磁気ヘッドの一例を示す断面図である。 図１１に示す磁気ヘッドの構造の一例を示す断面図である。 本発明の磁気記録装置の一例を示す模式図である。 本発明の磁気メモリの一例を示す模式図である。 図１５Ａおよび図１５Ｂは、本発明の磁気メモリにおける動作の基本例を示す模式図である。 図１６Ａおよび図１６Ｂは、本発明の磁気メモリにおける動作の基本例を示す模式図である。 図１７Ａおよび図１７Ｂは、本発明の磁気メモリにおける動作の基本例を示す模式図である。

Claims (17)

  1. トンネル絶縁層と、前記トンネル絶縁層を介して積層された一対の磁性層とを含む多層膜構造を含み、
    双方の前記磁性層が有する磁化方向の相対角度により抵抗値が異なり、
    前記磁性層の少なくとも一方が、前記トンネル絶縁層の熱膨張係数に２×１０−６／Ｋを加えた値以下の熱膨張係数を有する磁性膜を含む磁気抵抗効果素子。
  2. 前記磁性膜の熱膨張係数が、前記トンネル絶縁層の熱膨張係数以下である請求項１に記載の磁気抵抗効果素子。
  3. 前記磁性膜が、前記トンネル絶縁層に接している請求項１に記載の磁気抵抗効果素子。
  4. 前記トンネル絶縁層が、Ａｌの酸化物、窒化物および酸窒化物から選ばれる少なくとも１種の化合物を含む請求項１に記載の磁気抵抗効果素子。
  5. 前記磁性膜が、インバー合金を含む請求項１に記載の磁気抵抗効果素子。
  6. 前記磁性膜が、Ｆｅを主成分とするアモルファス合金を含む請求項１に記載の磁気抵抗効果素子。
  7. 前記インバー合金が、式Ｆｅｘ−Ｎｉｙ−Ｃｏｚで示される組成を有する請求項５に記載の磁気抵抗効果素子。
    ただし、式Ｆｅｘ−Ｎｉｙ−Ｃｏｚにおいて、ｘ、ｙ、ｚは、それぞれ以下の式を満たす数値である。
    ｘ＋ｙ＋ｚ＝１
    ０．５≦ｘ≦０．７
    ０．３≦ｙ≦０．４５
    ０≦ｚ≦０．２
  8. 前記インバー合金が、式Ｆｅ１−ａ−Ｐｔａで示される組成を有する請求項５に記載の磁気抵抗効果素子。
    ただし、式Ｆｅ１−ａ−Ｐｔａにおいて、ａは、以下の式を満たす数値である。
    ０．１５≦ａ≦０．４５
  9. 前記インバー合金が、式Ｆｅ１−ｂ−Ｐｄｂで示される組成を有する請求項５に記載の磁気抵抗効果素子。
    ただし、式Ｆｅ１−ｂ−Ｐｄｂにおいて、ｂは、以下の式を満たす数値である。
    ０．２≦ｂ≦０．４５
  10. 前記アモルファス合金が、式Ｆｅ１−ｃ−Ｍｃで示される組成を有する請求項６に記載の磁気抵抗効果素子。
    ただし、式Ｆｅ１−ｃ−Ｍｃにおいて、Ｍは、Ｂ、Ｐ、Ｓｉ、ＺｒおよびＨｆから選ばれる少なくとも１種の元素であり、
    ｃは、以下の式を満たす数値である。
    ０．０５≦ｃ≦０．３
  11. 反強磁性層をさらに含む請求項１に記載の磁気抵抗効果素子。
  12. 前記反強磁性層が、Ｍｎを含む請求項１１に記載の磁気抵抗効果素子。
  13. 請求項１に記載の磁気抵抗効果素子と、前記磁気抵抗効果素子により検知すべき磁界以外の磁界の、前記磁気抵抗効果素子への導入を制限するシールドとを含む磁気ヘッド。
  14. 請求項１に記載の磁気抵抗効果素子と、前記磁気抵抗効果素子により検知すべき磁界を前記磁気抵抗効果素子へ導入するヨークとを含む磁気ヘッド。
  15. 請求項１に記載の磁気抵抗効果素子と、前記磁気抵抗効果素子に情報を記録するための情報記録用導体線と、前記情報を読み出すための情報読出用導体線とを含む磁気メモリ。
  16. 請求項１３に記載の磁気ヘッドと、前記磁気ヘッドにより磁気情報を読み出すことができる磁気記録媒体とを含む磁気記録装置。
  17. 請求項１４に記載の磁気ヘッドと、前記磁気ヘッドにより磁気情報を読み出すことができる磁気記録媒体とを含む磁気記録装置。
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