JPWO2005008799A1 - Ｃｐｐ磁気抵抗効果素子及びその製造方法、磁気ヘッド、磁気記憶装置 - Google Patents

Ｃｐｐ磁気抵抗効果素子及びその製造方法、磁気ヘッド、磁気記憶装置 Download PDF

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Abstract

ＣＰＰ磁気抵抗効果素子において、固定磁化層（２８）の磁化を固定する反強磁性層（２６）をＰｄ、Ｐｔ、Ｎｉ、Ｉｒ及びＲｈからなる群のうち少なくとも１種の元素とＭｎとの合金から形成し、反強磁性層の３００Ｋでの比抵抗を１０μΩ・ｃｍ〜１５０μΩ・ｃｍの範囲とする。反強磁性層の材料はＰｄ、Ｐｔ、Ｎｉ、及びＩｒのうちいずれか少なくとも１種の元素とＭｎとの合金はＭｎ含有量が４５原子％〜５２原子％の範囲、ＭｎＲｈはＲｈ含有量が１５原子％〜３０原子％の範囲、又はＭｎＩｒ合金はＩｒ含有量が２０原子％〜３５原子％の範囲に設定してもよい。寄生抵抗分の抵抗値を低減して抵抗変化率を向上し、高感度で高密度記録に適したＣＰＰ磁気抵抗効果素子を提供する。

Description

本発明は、磁気センサ、例えば磁気記憶装置において情報を再生するための磁気抵抗効果素子に関し、特にいわゆるスピンバルブ膜や磁気トンネル接合膜を用いて、積層方向にセンス電流を流すＣＰＰ（Ｃｕｒｒｅｎｔ Ｐｅｒｐｅｎｄｉｃｕｌａｒ ｔｏ Ｐｌａｎｅ）構造を有する磁気抵抗効果素子に関する。
インターネット等の情報通信網の急速な普及に伴い、記憶装置の大容量化に対するニーズが急速に高まるに伴い、大容量記憶装置、例えばハードディスク装置においては記録密度の向上が著しく、年率６０〜１００％の伸びを記録している。この間の技術的進歩の一つとして、磁気ヘッドの再生用感磁素子として高感度なスピンバルブ磁気抵抗効果素子が開発されたことが挙げられる。
これまでのスピンバルブ磁気抵抗効果素子は、ＣＩＰ（Ｃｕｒｒｅｎｔ Ｉｎ−Ｐｌａｎｅ）構造、すなわち、磁気記録媒体から漏洩する磁場に応じて磁化の方向が変化する自由磁化層と非磁性層を挟んで形成された固定磁化層よりなるスピンバルブ膜の膜面内方向にセンス電流を流す構造を有している。自由磁化層及び固定磁化層の磁化がなす角度に対応し電子の散乱が変化し、その結果スピンバルブ膜の抵抗値が変化する。現在のところＣＩＰ構造のスピンバルブ磁気抵抗効果素子では抵抗変化率（＝抵抗値の変化分／スピンバルブ磁気抵抗効果素子の全抵抗値）が約５％、記録密度は約５０Ｇｂｉｔ／ｉｎ２が達成されている。
しかし、次世代の１００Ｇｂｉｔ／ｉｎ２台の記録密度達成のためにはトラック密度及び線記録密度を向上する必要がある。ＣＩＰ構造のスピンバルブ磁気抵抗効果素子では、トラック密度を向上するためにコア幅を狭小化するとコア幅に比例して再生出力が低下する。また、線記録密度を向上するためにリードギャップ長を低減するためには、リードギャップを構成するスピンバルブ磁気抵抗効果素子と上下に形成された絶縁膜を薄膜化する必要があるが、絶縁膜を薄膜化するとリークし易くなり、十分なセンス電流を流せなくなるため、再生出力が低下してしまうという障害が生じる。
そこで、スピンバルブ膜の膜面に垂直にセンス電流を流すＣＰＰ（Ｃｕｒｒｅｎｔ Ｐｅｒｐｅｎｄｉｃｕｌａｒ ｔｏ Ｐｌａｎｅ）構造を有する磁気抵抗効果素子は上記の記録密度向上にあたっての障害を回避することができるため、活発に検討が進められている。ＣＰＰ構造の磁気抵抗効果素子では、抵抗変化率を増加させて出力を向上することが最も重要なテーマとなっている。
かかるテーマに対して、素子の断面積が小さくなるにつれて抵抗変化が大きくなるという特徴を利用して素子寸法の微小化の検討が進められている。また、の抵抗値の変化分を増加させる試みとしては、スピンバルブ膜を二重に形成して２倍の抵抗値の変化分を得る構造や、自由磁化層を構成する強磁性層に極薄のＣｕ膜の挿入する構造が提案されている。
しかしながら、上記の構造では、例えばスピンバルブ膜が１個の場合、図１に示すように、ＣＰＰ構造を有する磁気抵抗効果素子の抵抗変化率（＝ΔＲＡ／ＲＡＴＯＴＡＬ）は約１％にとどまっている。なお、ここでＲＡは、比抵抗に膜厚を乗じたもので単位断面積当たりの抵抗値を示し、ＲＡＴＯＴＡＬは磁気抵抗効果素子の全抵抗値、ΔＲＡはスピンバルブ膜の抵抗値の変化分を示している。全抵抗値ＲＡＴＯＴＡＬは、スピンバルブ膜の抵抗値の他、バッファ層、反強磁性層、及びキャップ層の抵抗値の和であり、特に反強磁性層は比抵抗が２００μΩ・ｃｍと大きくかつ膜厚が１５ｎｍと厚いため、全抵抗値ＲＡＴＯＴＡＬに対し５８％を占めている。反強磁性層の抵抗値は抵抗値の変化分に寄与しない、いわゆる寄生抵抗であるので、反強磁性層の抵抗値が大である程抵抗変化率を減少させてしまうという問題がある。
特開２００２−１７６２１１号公報
そこで、本発明は上記の課題を解決した新規かつ有用なＣＰＰ磁気抵抗効果素子、及びその製造方法、並びにＣＰＰ磁気抵抗効果素子を備えた磁気ヘッド及び磁気記憶装置を提供することを概括課題とする。
本発明のより具体的な課題は、寄生抵抗分の抵抗値を低減して抵抗変化率を向上し、高感度で高密度記録に適したＣＰＰ磁気抵抗効果素子及びその製造方法、並びにＣＰＰ磁気抵抗効果素子を備えた磁気ヘッド及び磁気記憶装置を提供することである。
本発明の一観点によれば、基板と、基板上に順次形成された反強磁性層、固定磁化層、非磁性中間層及び自由磁化層とを有するＣＰＰ磁気抵抗効果素子であって、前記反強磁性層は、Ｐｄ、Ｐｔ、Ｎｉ、Ｉｒ、及びＲｈからなる群のうち少なくとも１種の元素とＭｎとの合金よりなり、前記反強磁性層の３００Ｋでの比抵抗が１０μΩ・ｃｍ〜１５０μΩ・ｃｍの範囲であるＣＰＰ磁気抵抗効果素子が提供される。
本発明によれば、基板上に順次形成された反強磁性層、固定磁化層、非磁性中間層及び自由磁化層を積層方向にセンス電流が流れるＣＰＰ（Ｃｕｒｒｅｎｔ Ｐｅｒｐｅｎｄｉｃｕｌａｒ ｔｏ Ｐｌａｎｅ）構造磁気抵抗効果素子の反強磁性層が、Ｐｄ、Ｐｔ、Ｎｉ、Ｉｒ、及びＲｈからなる群のうち少なくとも１種の元素とＭｎとの合金から選択され、比抵抗が１０μΩ・ｃｍ〜１５０μΩ・ｃｍの範囲に設定される。他の層比べ膜厚の大なる反強磁性層の比抵抗を低減することにより、ＣＰＰ磁気抵抗効果素子の抵抗値を低減して抵抗変化率を向上することができる。
なお、前記反強磁性層はＣｕＡｕ−Ｉ型規則格子の結晶構造を有してもよい。反強磁性層の規則度が向上して原子配置が高度に均一化することによりさらに比抵抗が低減される。ここで、ＣｕＡｕ−Ｉ型規則格子は、ｆｃｔ（面心正方格子）構造を有し、図２に示すように、○で示すＭｎ原子と、●で示すＰｄ、Ｐｔ、Ｎｉ、又はＩｒ原子のいずれか一方が、例えば、面心位置にも格子点を有して（００１）面を占め、他方の原子が同様に（００２）面を占める構成となっている。そしてＭｎ原子の磁化は、矢印で示すように面心位置のＭｎ原子の磁化が反平行に向く構成となっている。
前記反強磁性層は、Ｐｄ、Ｐｔ、Ｎｉ、及びＩｒからなる群のうち少なくとも１種の元素とＭｎとの合金よりなり、前記反強磁性層のＭｎ含有量が４５原子％〜５２原子％の範囲であってもよい。ＣｕＡｕ−Ｉ型規則格子を有するＭｎ基合金は、Ｍｎ含有量が４５原子％〜５２原子％の範囲において最も比抵抗を低くすることができる。
前記反強磁性層はＭｎＲｈよりなり、Ｒｈ含有量が１５原子％〜３０原子％の範囲であってもよい。ＭｎＲｈ合金はこの範囲において低比抵抗を示すので、低抵抗化を図ることができる。ＭｎＲｈ合金はＭｎ３ＲｈすなわちＲｈ含有量が２５原子％の組成を中心にして１５原子％〜３０原子％Ｒｈの組成でＣｕＡｕ−ＩＩ型規則格子を有する規則合金を形成する。ＣｕＡｕ−ＩＩ型規則格子はｆｃｃ（面心立方格子）構造を有し、図３に示すように○：Ｍｎ、●：Ｒｈで示す二元系合金をなす原子が、互いに面心位置を占める構成となっている。そしてＭｎ原子の磁化は（１１１）面内にあるＲｈ含有量が１５原子％〜３０原子％の範囲で規則化が進み原子配置が高度に均一化されることにより比抵抗が低減される。
前記反強磁性層はＭｎＩｒよりなり、Ｉｒ含有量が２０原子％〜３５原子％の範囲であってもよい。ＭｎＩｒ合金はこの範囲においても低比抵抗を示すので、低抵抗化を図ることができる。ＭｎＩｒ合金はＭｎ３ＩｒすなわちＩｒ含有量が２５原子％を中心とする組成で規則合金を形成するので、規則化が進み原子配置が高度に均一化されることにより比抵抗が低減される。
前記反強磁性層と固定磁化層との間に他の反強磁性層を更に有し、前記他の反強磁性層は、前記反強磁性層と同一の材料よりなると共に、比抵抗が前記反強磁性層の比抵抗より高い構成としてもよい。
本発明の他の観点によれば、上記いずれかのＣＰＰ磁気抵抗効果素子を備えた磁気ヘッド及び、その磁気ヘッドと磁気記録媒体を備えた磁気記憶装置が提供される。
本発明によれば、上記いずれかのＣＰＰ磁気抵抗効果素子の抵抗変化率が高いので、高感度で高密度記録が可能な磁気ヘッド及び磁気記憶装置を実現することができる。
本発明のその他の観点によれば、基板と、基板上に順次形成された反強磁性層、固定磁化層、非磁性中間層及び自由磁化層とを有するＣＰＰ磁気抵抗効果素子の製造方法であって、前記基板上に反強磁性層を形成する工程と前記反強磁性層上に固定磁化層を形成する工程との間に、前記反強磁性層を加熱して規則化させる規則化熱処理工程を備えたＣＰＰ磁気抵抗効果素子の製造方法が提供される。
本発明によれば、反強磁性層を形成し、反強磁性層上に固定磁化層を形成する前に加熱処理し、反強磁性層を構成する原子の均一化、規則化を図る。したがって、反強磁性層の規則度が向上し、その規則性に起因すると推察される比抵抗の低減を図ることができる。また、規則化熱処理後に形成される固定磁化層／非磁性中間層／自由磁化層からなる接合部が規則化熱処理による熱の影響を受ける事がないので、印加される磁場に対応して変化する抵抗変化分が劣化する等の問題がない。その結果、全抵抗が低減され、抵抗変化分が一定であるので抵抗変化率を向上することができる。
前記規則化熱処理工程と固定磁化層を形成する工程との間に、前記反強磁性層の表面をエッチングする工程を更に有してもよい。規則化熱処理により反強磁性層表面が酸化等の変化を起こすおそれがあり、反強磁性層表面をエッチングすることにより活性化し、その上に形成する固定磁化層との結晶整合性を高め、固定磁化層の初期成長層の結晶性を向上することができる。その結果、反強磁性層が固定磁化層に及ぼす交換相互作用により、固定磁化層の磁化を十分固定する事ができる。
前記エッチングする工程の後に、前記反強磁性層上に、前記反強磁性層と同一の材料を用いて他の反強磁性層を形成してもよい。反強磁性層と同一の材料の他の反強磁性層を形成することにより、反強磁性層と他の反強磁性層及び他の反強磁性層と固定磁化層との結晶整合性が向上し、反強磁性層が固定磁化層に及ぼす交換相互作用を一層高めることができる。
図１は、従来のＣＰＰ構造を有する磁気抵抗効果素子の比抵抗及び抵抗変化率を示す図である。
図２は、ＣｕＡｕ−Ｉ型規則格子の結晶構造を示す図である。
図３は、ＣｕＡｕ−ＩＩ型規則格子の結晶構造を示す図である。
図４は、複合型磁気ヘッドの媒体対向面の構造を示す図である。
図５は、本発明の第１の実施の形態に係る磁気抵抗効果素子を構成するＧＭＲ膜を示す図である。
図６は、Ｍｎ−ＴＭ合金及びＭｎＲｈ合金の特性を示す図である。
図７は、ＭｎＰｔ合金の比抵抗の温度変化を示す図である。
図８は、３００ＫにおけるＭｎＰｔ合金の比抵抗と組成の関係を示す図である。
図９Ａ及び図９Ｂは、ＭｎＰｄ合金の比抵抗の温度変化を示す図である。
図１０は、３００ＫにおけるＭｎＰｄ合金の比抵抗と組成の関係を示す図である。
図１１Ａ及び図１１Ｂは、ＭｎＮｉ合金の比抵抗の温度変化を示す図である。
図１２は、３００ＫにおけるＭｎＮｉ合金の比抵抗と組成の関係を示す図である。
図１３は、ＭｎＩｒ合金の比抵抗の温度変化を示す図である。
図１４は、３００ＫにおけるＭｎＩｒ合金の比抵抗と組成の関係を示す図である。
図１５は、Ｒｈ量が２５原子％付近のＭｎＲｈ合金の比抵抗の温度変化を示す図である。
図１６は、３００ＫにおけるＭｎＲｈ合金及びＭｎＩｒ合金（Ｒｈ量，Ｉｒ量：２５原子％付近）の比抵抗と組成の関係を示す図である。
図１７は、Ｉｒ量が２５原子％付近のＭｎＩｒ合金の比抵抗の温度変化を示す図である。
図１８Ａ〜図１８Ｆは、は３００ＫにおけるＭｎ−ＴＭ合金及びＭｎＲｈ合金の組成と比抵抗との関係を数値により示す図である。
図１９は、第１の実施の形態に係る磁気抵抗効果素子の製造工程（その１）を示す図である。
図２０は、第１の実施の形態に係る磁気抵抗効果素子の製造工程（その２）を示す図である。
図２１は、第１の実施の形態に係る磁気抵抗効果素子の製造工程（その３）を示す図である。
図２２は、第１の実施の形態に係る磁気抵抗効果素子の製造工程（その４）を示す図である。
図２３は、第１の実施の形態に係る磁気抵抗効果素子の製造工程（その５）を示す図である。
図２４は、第１の実施の形態に係る磁気抵抗効果素子の製造工程（その６）を示す図である。
図２５は、第１の実施の形態の変形例に係る磁気抵抗効果素子を構成するＧＭＲ膜を示す図である。
図２６は、第１の実施の形態の変形例に係る磁気抵抗効果素子の製造工程の一部（その１）を示す図である。
図２７は、第１の実施の形態の変形例に係る磁気抵抗効果素子の製造工程の一部（その２）を示す図である。
図２８は、本発明の第２の実施の形態に係る磁気抵抗効果素子を構成するＴＭＲ膜を示す図である。
図２９は、本発明の第３の実施の形態に係る磁気記憶装置の要部を示す断面図である
図３０は、図２９に示す磁気記憶装置の要部を示す平面図である。
符号の説明 １０、６７…複合型磁気ヘッド、 １１、６７Ａ…誘導型記録素子、 １２、６７Ｂ…磁気抵抗効果素子、 ２０、４０…ＧＭＲ膜、 ２５…下地層、 ２６…反強磁性層、第１反強磁性層、 ２８…固定磁化層、 ２９…非磁性中間層、 ３０…自由磁化層、 ３１…保護層、 ３３…成膜された状態の反強磁性層、 ４１…第２反強磁性層、 ５０…ＴＭＲ膜、 ５１…非磁性絶縁層、 ６０…磁気記憶装置
発明を実施するための最良の態様
以下、図面に基づいて本発明の実施の形態を説明する。
（第１の実施の形態）
図４は、複合型磁気ヘッドの記録及び再生を行う誘導型記録素子及び磁気抵抗効果素子の媒体対向面の構造を示す図である。図４中、媒体の回転方向は矢印Ｘで示す方向である。
図４を参照するに、複合型磁気ヘッド１０は、磁気抵抗効果素子１２がヘッドスライダの基体となるＡｌ２Ｏ３−ＴｉＣ（アルチック）よりなる平坦なセラミック基板１５上に形成され、アルミナ膜を介して誘導型記録素子１１が形成された構成となっており、これらがアルミナ等の絶縁体により覆われている。
複合型磁気ヘッド１０は、媒体の回転方向の下流側に位置する記録を行う誘導型記録素子１１と、上流側に位置するＣＰＰ型構造を有する磁気抵抗効果素子１２により構成されている。複合型磁気ヘッド１０は、誘導型記録素子１１の上部磁極１３Ａと下部磁極１３Ｂとの間より漏洩する磁場により対向する磁気記録媒体（図示せず）に情報が記録され、磁気記録媒体に記録された情報に対応する漏洩する磁場を、磁気抵抗効果素子１２が抵抗変化として検知する。
誘導型記録素子１１は、媒体対向面に磁気記録媒体のトラック幅に相当する幅を有する上部磁極１３Ａと、記録ギャップ層１４を挟んで対向する下部磁極１３Ｂと、上部磁極１３Ａと下部磁極１３Ｂとを接続するヨーク（図示されず）と、ヨークを巻回するコイル（図示されず）などによりなる。上部磁極１３Ａ、下部磁極１３Ｂ及びヨークは、軟磁性材料より構成され、記録磁界を確保するために飽和磁束密度の大なる材料、例えば、Ｎｉ８０Ｆｅ２０、ＣｏＺｒＮｂ、ＦｅＮ、ＦｅＳｉＮ、ＦｅＣｏ合金などが用いられる。
磁気抵抗効果素子１２は、セラミック基板１５表面に形成されたアルミナ膜１６上に、下部電極１８、ＧＭＲ膜２０、及びアルミナ膜１９により狭窄されてなる上部電極２１が順次積層された構成となっており、ＧＭＲ膜２０の両側には、約１０ｎｍ以下の膜厚の絶縁膜２３を介して磁区制御膜２２が形成されている。抵抗変化を検知するセンス電流は、例えば上部電極２１よりＧＭＲ膜２０を通じて下部電極１８に流れされる。ＧＭＲ膜２０の両側には、磁区制御膜２２が配置される。ＧＭＲ膜２０を構成する軟磁性層である固定磁化層、自由磁化層（図５に示す）の単磁区化を図り、バルクハウゼンノイズの発生を防止する。なお、下部電極１８及び上部電極２１はセンス電流の流路としての機能に加え磁気シールドとしての機能も兼ねるため、軟磁性合金、例えばＮｉＦｅ、ＣｏＦｅ等により構成される。
図５は、本発明の実施の形態に係る磁気抵抗効果素子を構成するＧＭＲ膜を示す図である。図５を参照するに、ＧＭＲ膜２０は、シングルスピンバルブ構造を有し、下地層２５、反強磁性層２６、固定磁化層２８、非磁性中間層２９、自由磁化層３０、保護層３１が順次積層された構造となっている。
下地層２５は、図４に示す下部電極１８上にスパッタ法等により形成され、例えば厚さ５ｎｍのＴａ膜及び厚さ５ｎｍのＮｉＦｅ膜がこの順で形成される。ＮｉＦｅ膜は、Ｆｅの含有量が１７原子％〜２５原子％の範囲内であることが好ましい。ＮｉＦｅ膜の結晶成長方向である（１１１）結晶面及びそれに等価な結晶面の表面に形成される反強磁性層２６がエピタキシャル成長し易くすることができる。
反強磁性層２６は、後ほど詳しく説明するが、下地層２５の表面にスパッタ法、蒸着法、ＣＶＤ法等により形成され、例えば厚さ５ｎｍ〜３０ｎｍ（好ましくは１０ｎｍ〜２０ｎｍ）のＭｎ−ＴＭ合金（ＴＭ＝Ｐｔ、Ｐｄ、Ｎｉ、及びＩｒのうち少なくとも１種）または、ＭｎＲｈ合金により構成される。これらの合金は、スパッタ法などにより成膜した後、従来より高温で長時間の熱処理（以下、「規則化熱処理」と称する。）、例えば８００℃３日間の熱処理を行うことにより、規則合金化して反強磁性が出現すると共に比抵抗を著しく低減することができ、例えば１５０μΩｃｍ以下にすることができる。
また、反強磁性層２６は、規則化熱処理し保護層３１まで形成後、磁場を印加しながら規則化熱処理の温度より低い熱処理温度（例えば２６０℃）での加熱処理により一軸異方性を誘導して、この上に形成される固定磁化層２８との交換相互作用により固定磁化層２８の磁化の方向を固定することができる。
固定磁化層２８は、厚さ１〜３０ｎｍのＣｏ、Ｆｅ、Ｎｉ及びこれらの元素を含む軟磁性強磁性材料、例えば、Ｎｉ８０Ｆｅ２０、Ｃｏ９０Ｆｅ１０などの材料を用いることができる。または、これらの積層体により構成されてもよい。固定磁化層２８は、下地に設けられている反強磁性層２６の交換相互作用により磁化の方向が固定される。
非磁性中間層２９は、スパッタ法により形成された厚さ１．５ｎｍ〜４．０ｎｍの導電性材料より構成され、例えばＣｕ膜、Ａｌ膜により構成されている。
自由磁化層３０は、非磁性中間層２９の表面にスパッタ法等により形成され、厚さが１ｎｍ〜３０ｎｍのＣｏ、Ｆｅ、Ｎｉ及びこれらの元素を含む軟磁性強磁性材料、例えば、Ｎｉ８０Ｆｅ２０、Ｃｏ９０Ｆｅ１０、Ｃｏ７８Ｆｅ２０Ｂ２など、または、これらの膜の積層体により構成される。自由磁化層３０の磁化は、面内方向を向いており、磁気記録媒体より漏洩する磁場の方向に応じて磁化の向きが変わる。その結果、自由磁化層３０の磁化と固定磁化層２８の磁化とのなす角に対応して固定磁化層２８／非磁性中間層２９／自由磁化層３０の積層体の抵抗値が変化する。
保護層３１は、自由磁化層３０の表面にスパッタ法等により形成され、例えば各々厚さ約５ｎｍのＴａ層とＲｕ層またはＣｕ層とＲｕ層が順次積層された構成となっている。具体的には、保護層３１は、Ｃｕ層が厚さ１ｎｍ〜５ｎｍである。Ｃｕ層はＧＭＲ膜２０の熱処理時に自由磁化層３０の酸化を防止すると共に、前記自由磁化層３０と磁性／非磁性界面を形成して抵抗変化率を向上させる作用も有する。また、Ｒｕ層は、厚さが５ｎｍ〜３０ｎｍであり、非磁性金属、例えばＡｕ、Ａｌ、Ｗ等であっても良い。反強磁性層の熱処理の際にＧＭＲ膜２０が酸化されることを防止できる。以上によりＧＭＲ膜２０が構成される。
以下、反強磁性層２６を詳しく説明する。反強磁性層２６はＭｎ−ＴＭ合金（ＴＭ＝Ｐｔ、Ｐｄ、Ｎｉ、及びＩｒのうち少なくとも１種）または、ＭｎＲｈ合金により構成される。これらのうち、Ｍｎ−ＴＭ合金（ＴＭ＝Ｐｔ、Ｐｄ、Ｎｉ、及びＩｒのうち少なくとも１種）はＴＭ合金量が５０原子％付近において、また、ＭｎＲｈ及びＭｎＩｒはＲｈ量及びＩｒ量が２５原子％付近において、後述する熱処理条件により、比抵抗が著しく低下することを本願発明者は見出したものである。Ｍｎ−ＴＭ合金は、平衡状態では５０原子％Ｍｎ−５０原子％ＴＭの組成においてＣｕＡｕ−Ｉ型規則格子の結晶構造を形成し、また、ＭｎＲｈ合金及びＭｎＩｒ合金は７５原子％Ｍｎ−２５原子％ＲｈまたはＩｒの組成においてＣｕＡｕ−ＩＩ型等の規則格子の結晶構造を形成することが知られており、規則格子を形成することにより、従来の反強磁性層では低減し得なかった比抵抗値を示す反強磁性層を形成することができたものである。
図６は、Ｍｎ−ＴＭ合金及びＭｎＲｈ合金の特性を示す図である。なお、図６〜図１７に示す各合金の特性は、各合金の多結晶インゴット（寸法３ｍｍ×３ｍｍ×１０ｍｍ）を石英ガラス管に真空封入（真空度１０−４Ｐａ〜１０−３Ｐａ）し、８００℃３日間の規則化加熱処理をしたものである。なお、降温は炉中で自然冷却を行った。また、本明細書中の比抵抗の測定は、真空装置内で真空度１０−４Ｐａ〜１０−３Ｐａの真空中において四端子法を用いて行い、室温から１１００Ｋまで昇温する際、及び降温する際の比抵抗値の変化を測定した。また、ＭｎＰｄ合金及びＭｎＮｉ合金については４．２Ｋまでの温度で測定した。
図６を参照するに、Ｍｎ−ＴＭ合金は、比抵抗が３００Ｋにおいて５０原子％Ｍｎ−５０原子％ＴＭの組成付近で極小値を示すことが分かる。また、比抵抗の極小値はＴＭの元素によって異なるが、２２μΩ・ｃｍ〜６０μΩ・ｃｍであることが分かる。さらに、５０原子％Ｍｎ−５０原子％ＴＭ付近の組成では比抵抗が著しく減少しているので、組成を厳密に選択することにより、比抵抗を１０μΩ・ｃｍまで低減することができると考えられる。
ＭｎＲｈ合金及びＭｎＩｒ合金は、７５原子％Ｍｎ−２５原子％ＲｈまたはＩｒの組成において極小値を示すことが分かる。比抵抗の極小値はＭｎＲｈ合金が５８μΩ・ｃｍ及びＭｎＩｒ合金が４０μΩ・ｃｍであることが分かる。
また、Ｍｎ−ＴＭ合金及びＭｎＲｈ合金のネール温度についは、総て実使用温度よりはるかに高温であるので、実使用時に安定して固定磁化層に交換相互作用を及ぼすことができる。
以下、図７〜図１７を参照しながら、Ｍｎ−ＴＭ合金及びＭｎＲｈ合金の各合金について詳しく説明する。なお、比抵抗の温度変化のグラフは昇温及び降温の際の比抵抗を示し、矢印は各組成のネール温度ＴＮを示している。ここでネール温度ＴＮは、比抵抗の温度変化からＣｕＡｕ−Ｉ型合金の場合は比抵抗の温度微分値が最小となる温度、ＣｕＡｕ−ＩＩ型合金の場合は比抵抗の温度勾配が急に変化する温度とした。
図７は、ＭｎＰｔ合金の比抵抗の温度変化を示す図である。図８は、３００ＫにおけるＭｎＰｔ合金の比抵抗と組成の関係を示す図である。図７及び図８中、ＭｎＰｔ合金のＰｔ量を４０．７原子％〜５６．１原子％の範囲で組成を変えた多結晶インゴットを準備して上記規則化加熱処理を行ったものである。
図７及び図８を参照するに、ＭｎＰｔ合金の比抵抗は極小値２２μΩ・ｃｍを示し、従来の反強磁性層の比抵抗２００μΩ・ｃｍと比較して、かなり低減されていることが分かる。また、規則化加熱処理されたＭｎＰｔ合金を１１００Ｋまで昇温しても、降温時と昇温時の比抵抗のグラフが重なっている。すなわち、熱安定性に優れていることがわかる。したがって、規則化加熱処理後に２６５℃（５３８Ｋ）程度の磁場中加熱処理を行っても、低比抵抗の特性が変化することがないことが分かる。
また、図８を参照するに、３００ＫにおけるＭｎＰｔ合金の比抵抗が１５０μΩ・ｃｍ以下となる組成範囲は、Ｐｔ量が４６．７原子％〜５６．４原子％であり、７５μΩ・ｃｍ以下となる組成範囲は、４８．７原子％〜５２．２原子％であることが分かる。
図９Ａ及び図９Ｂは、ＭｎＰｄ合金の比抵抗の温度変化を示す図である。図１０は、３００ＫにおけるＭｎＰｄ合金の比抵抗と組成の関係を示す図である。図９Ａ、図９Ｂ、及び図１０中、ＭｎＰｄ合金のＰｄ量を４６．７原子％〜５８．９原子％の範囲で組成を変えた多結晶インゴットを準備して上記規則化加熱処理を行ったものである。
図９Ａ及び図９Ｂを参照するに、上記規則化加熱処理を行ったＭｎＰｄ合金の比抵抗は、上述したＭｎＰｔ合金と同様にかなり低減されていることが分かる。また、４．２Ｋ〜１１００Ｋの昇降温による比抵抗値のグラフが重なっていることによりＭｎＰｔ合金と同様、熱安定性を有することが分かる。
また、図１０を参照するに、３００ＫにおけるＭｎＰｄ合金の比抵抗は、実施した範囲の組成であるＰｄ量が４６．７原子％〜５８．９原子％の範囲で総て１５０μΩ・ｃｍ以下となりさらにＰｄ量を低減あるいは増加しても１５０μΩ・ｃｍ以下とすることができる。また、７５μΩ・ｃｍ以下となる組成範囲は、４９．２原子％〜５８．４原子％であることが分かる。
図１１Ａ及び図１１Ｂは、ＭｎＮｉ合金の比抵抗の温度変化を示す図である。図１２は、３００ＫにおけるＭｎＮｉ合金の比抵抗と組成の関係を示す図である。図１１Ａ、図１１Ｂ、及び図１２中、ＭｎＮｉ合金のＮｉ量を４３．３原子％〜５４．５原子％の範囲で組成を変えた多結晶インゴットを準備して上記規則化加熱処理を行ったものである。
図１１Ａ及び図１１Ｂを参照するに、上記規則化加熱処理を行ったＭｎＮｉ合金の比抵抗は、上述したＭｎＰｔ合金と同様にかなり低減されていることが分かる。また、４．２Ｋ〜１１００Ｋの昇降温による比抵抗値のグラフが重なっていることによりＭｎＰｔ合金と同様、熱安定性を有することが分かる。
また、図１２を参照するに、３００ＫにおけるＭｎＮｉ合金の比抵抗は、実施した範囲の組成であるＮｉ量が４３．３原子％〜５４．５原子％の範囲で総て１５０μΩ・ｃｍ以下となりさらにＮｉ量を低減あるいは増加しても１５０μΩ・ｃｍ以下とすることができる。また、７５μΩ・ｃｍ以下となる組成範囲は、４６．９原子％〜５３．７原子％であることが分かる。
図１３は、ＭｎＩｒ合金の比抵抗の温度変化を示す図である。図１４は、３００ＫにおけるＭｎＩｒ合金の比抵抗と組成の関係を示す図である。図１３及び図１４中、ＭｎＩｒ合金のＩｒ量を４０．２原子％〜５１．８原子％の範囲で組成を変えた多結晶インゴットを準備して上記規則化加熱処理を行ったものである。図１３を参照するに、上記規則化加熱処理を行ったＭｎＩｒ合金の比抵抗は、上述したＭｎＰｔ合金と同様にかなり低減されていることが分かる。また、３００Ｋ〜１１００Ｋの昇降温による比抵抗値のグラフが重なっていることによりＭｎＰｔ合金と同様、熱安定性を有することが分かる。
また、図１４を参照するに、３００ＫにおけるＭｎＩｒ合金の比抵抗は、実施した範囲の組成であるＩｒ量が４０．２原子％〜５１．８原子％の範囲で総て１５０μΩ・ｃｍ以下となりさらにＩｒ量を低減あるいは増加しても１５０μΩ・ｃｍ以下となることが分かる。また、７５μΩ・ｃｍ以下となる組成範囲は、４６．５原子％以上であり、実施した５１．８原子％より増加しても７５μΩ・ｃｍ以下となることが分かる。
図１５はＭｎＲｈ合金の比抵抗の温度変化を示す図である。図１６は、３００ＫにおけるＭｎＲｈ合金の比抵抗と組成の関係を示す図である（ＭｎＩｒ合金についても合わせて示す。）。図１５及び図１６中、ＭｎＲｈ合金のＲｈ量を１７原子％〜３０原子％の範囲で組成を変えた多結晶インゴットを準備して上記規則化加熱処理を行ったものである。
図１５を参照するに、上記規則化加熱処理を行ったＭｎＲｈ合金の比抵抗は、上述したＭｎＰｔ合金と同様にかなり低減されていることが分かる。また、３００Ｋ〜１１００Ｋの昇降温による比抵抗値のグラフが重なっていることによりＭｎＰｔ合金と同様、熱安定性を有することが分かる。
また、図１６を参照するに、３００ＫにおけるＭｎＲｈ合金の比抵抗は実施した範囲の組成であるＲｈ量が１７原子％〜３０原子％の範囲で総て１５０μΩ・ｃｍ以下となりさらにＲｈ量を１７原子％より低減、あるいは３０原子％より増加しても１５０μΩ・ｃｍ以下とすることができることが十分予測できる。
図１７はＩｒ量が２５原子％付近のＭｎＩｒ合金の比抵抗の温度変化を示す図である。また、図１６に３００ＫにおけるＭｎＩｒ合金の比抵抗と組成の関係を示す。図１６及び図１７中、ＭｎＩｒ合金のＩｒ量を２５原子％及び３０原子％、組成の多結晶インゴットを準備して上記規則化加熱処理を行ったものである。
図１７を参照するに、上記規則化加熱処理を行ったＭｎＩｒ合金の比抵抗は、上述したＭｎＰｔ合金と同様にかなり低減されていることが分かる。また３００Ｋ〜１１００Ｋの昇降温による比抵抗値のグラフが重なっていることによりＭｎＰｔ合金と同様、熱安定性を有することが分かる。
また、図１６を参照するに、３００ＫにおけるＭｎＩｒ合金の比抵抗は実施した範囲の組成であるＩｒ量が２５原子％及び３０原子％と共に７５μΩ・ｃｍ以下となり、さらにＩｒ量を２５原子％より低減して２０原子％、あるいは３０原子％より増加して３５原子％としても比抵抗を７５μΩ・ｃｍ以下あるいは１５０μΩ・ｃｍ以下とすることができることが十分予測できる。
以上に述べたように、Ｍｎ−ＴＭ合金及びＭｎＲｈ合金の各合金の多結晶インゴットを規則化加熱処理を行ったものは、低比抵抗及びその熱安定性を有していることが分かる。なお、図１８Ａ〜図１８Ｆは上述した３００ＫにおけるＭｎ−ＴＭ合金及びＭｎＲｈ合金の組成と比抵抗と関係を数値により示したものである。
以下、これらのＭｎ−ＴＭ合金及びＭｎＲｈ合金を反強磁性層として規則化加熱処理を適用した本実施の形態に係るＣＰＰ磁気抵抗効果素子の製造方法について説明する。
図１９〜図２４は、本実施の形態に係る磁気抵抗効果素子の製造工程を示す図である。磁気抵抗効果素子は半導体集積装置の前工程とほぼ同様の手法により製造される。各層の形成および熱処理に用いる真空槽は、ベースプレッシャーが１×１０−８Ｐａより高真空にすることが可能なものを使用し、真空排気装置として、ターボポンプ等の高真空かつ清浄な雰囲気を保持することのできるものを使用する。また、成膜の際の基板温度は特に異ならない限り室温に設定する。
まず、図１９の工程では、アルチックのセラミック基板１５上にスパッタ法等によりアルミナ膜１６、スパッタ法やメッキ法などによりＮｉＦｅ膜からなる下部電極１８を順次形成する。
図１９の工程ではさらに、下部電極１８上にスパッタ法などにより、Ｔａ膜（厚さ５ｎｍ）、ＮｉＦｅ膜（厚さ５ｎｍ）を順次積層した下地層２５を形成する。下地層２５はこれらの材料に限定されることはないが、この上に形成される反強磁性層の結晶成長方向の制御の観点からは下地層２５のうちの上側の層はＮｉＦｅ膜が好ましい。
図１９の工程ではさらに、下地層２５上にスパッタ法、蒸着法、ＣＶＤ法等により、Ｍｎ−ＴＭ合金（ＴＭ＝Ｐｔ、Ｐｄ、Ｎｉ、及びＩｒのうち少なくとも１種）あるいはＭｎＲｈ合金の上述した組成よりなる反強磁性層３３を５ｎｍ〜３０ｎｍ（好ましくは１０ｎｍ〜２０ｎｍ）の厚さで形成する。なお、成膜した状態では各合金を構成する原子の配列は規則化されておらず、反強磁性も出現していない。
次いで図２０の工程では、図１９の構造体の規則化熱処理を行う。規則化熱処理は、成膜を行った真空槽から高真空に保持した状態で図１９の構造体が形成された基板を熱処理真空槽に搬送し、ファーネス、ＲＴＰ（Ｒａｐｉｄ Ｔｈｅｒｍａｌ Ｐｒｏｃｅｓｓ）などを用いて行う。反強磁性層３３の表面にパーティクルや有機物の付着を防止し、規則化熱処理後のエッチングを容易化する。熱処理真空槽は、成膜を行う真空槽と同等の高真空を保持することができるものを使用する。なお、成膜を行う真空槽内で規則加熱処理を行ってもよい。
規則化熱処理は、真空度１０−５Ｐａ〜１０−３Ｐａ、加熱温度４００℃〜８００℃、処理時間２４時間〜２４０時間に設定して行い、例えば、真空度１０−５Ｐａにおいて、例えば８００℃（１０７３Ｋ）、７２時間行う。また、昇温速度は、例えば５℃／分、降温速度は真空槽内で自然放冷とした（降温速度は温度により異なるが降温時間は８時間である。）。規則化熱処理は、無磁場中で行ってもよく、後の工程で行う磁場中加熱処理の際の磁場（大きさ及び方向も同様にして）を印加してもよい。この規則加熱処理により、反強磁性層３３を構成する原子の配列が規則化すると共に原子が一層均一に分布するようになるので、より高い規則度を有するようになる。その結果、成膜した状態から上述した比抵抗値を有する規則化した反強磁性層２６に変換される。
図２０の工程ではさらに、高真空に保持した状態で成膜を行う真空槽に搬送し、反強磁性層２６の表面をドライエッチングを行い最表面を活性化させる。上記規則化熱処理により反強磁性層２６の最表面がわずかに酸化等し、この上に形成される固定磁化層との交換相互作用が阻害されることを防止する。具体的には、ドライエッチングはＡｒイオン、Ｘｅイオン等を反強磁性層２６表面に入射させ、１〜数原子層を除去する。これらのイオンの入射エネルギーは例えば、５０ｅＶ〜３００ｅＶの範囲であることが好ましい。反強磁性層２６に与える損傷を低減することができる。なお、ドライエッチングはドライエッチング専用の真空槽内で行ってもよい。また、ドライエッチングは行わなくてもよい。
次いで図２１の工程では、活性化された反強磁性層２６上に、スパッタ法等を用いて、固定磁化層２８（Ｃｏ９０Ｆｅ１０膜（厚さ３．０ｎｍ））、非磁性中間層２９（Ｃｕ膜（厚さ３．０ｎｍ））、自由磁化層３０（Ｃｏ９０Ｆｅ１０膜（厚さ１．５ｎｍ））、Ｎｉ８０Ｆｅ２０膜（厚さ２．１ｎｍ））、保護層３１（Ｔａ膜（厚さ５ｎｍ））を順次積層する。
図２１の工程ではさらに、磁場中加熱処理を行い、反強磁性層２６の一軸異方性の方向すなわち固定磁化層の磁化の方向を設定する。具体的には、所定の方向に磁場の大きさを１０ｋＯｅ〜２０ｋＯｅ、温度２５０℃〜３００℃の範囲に設定して１０時間行う。
次いで図２２の工程では、図２１の構造体のＧＭＲ膜２０を所望の幅（再生トラック幅に相当する）に研削する。具体的には、レジスト膜をパターニングして、ドライエッチングにより下部電極１８に達するまで研削する。
図２２の工程ではさらに、ＧＭＲ膜２０の両側及び下部電極１８の表面にアルミナ膜からなる絶縁膜２３により表面を覆い、次いで、例えばＣｏＣｒＰｔからなる磁区制御膜２２を形成する。具体的には、レジストをパターニングして磁区制御膜２２が形成される部分に開口を設けスパッタ法等により成膜する。この際、磁区制御膜２２とＧＭＲ膜２０との界面にアルミナ膜などの絶縁層２３を設ける。
次いで図２３の工程では、図２２の構造体の表面を覆うアルミナ膜１９を形成し、次いでＧＭＲ膜２０の上方のアルミナ膜１９を厚く残すエッチングを行う。次いで、アルミナ膜１９上にレジスト膜３４を形成し、パターニングしてＧＭＲ膜２０の上方に開口部３４−１を形成する。次いでＲＩＥ（反応性イオンエッチング）によりレジスト膜３４の開口部３４−１を通じてＧＭＲ膜２０が露出するまで研削を行う。
次いで図２４の工程では、図２３のレジスト膜３４を除去し、めっき法やスパッタ法により例えばＮｉＦｅ膜よりなる上部電極２１を形成する。以上により磁気抵抗効果素子１２が形成される。なお、誘導型記録素子１１は図２４の構造体の上に公知の方法により形成される。
なお、図２０の工程における規則化熱処理においては反強磁性層２６表面に、例えばＴａよりなる熱処理用保護層を設けてもよい。反強磁性層２６表面の酸化等を防止すると共に、熱処理用真空槽の真空度を比較的低い真空度で行うことができるので規則化熱処理に係る装置コストを低減することができる。規則加熱処理後は、熱処理用保護層をＳＦ６、ＣＦ４等のエッチングガスによりドライエッチングを行い除去する。
本実施の形態によれば、反強磁性層３３を形成し固定磁化層２８を形成する前に規則加熱処理を行うことにより、規則化され、低抵抗化された反強磁性層２６に変換することができる。したがって、ＧＭＲ膜２０の全抵抗値を低減することができ、その結果、磁気抵抗効果素子の抵抗変化率を向上することができる。例えば、反強磁性層２６に厚さ１５ｎｍの５０．０原子％Ｍｎ−５０．０原子％Ｐｔを用いて、８００℃３日間の規則化熱処理を行い、保護層３１まで形成後、磁場１０ｋＯｅ、２６５℃、３時間の磁場中加熱処理を行うことにより、３００Ｋにおける反強磁性層２６の比抵抗は２２μΩ・ｃｍとなり、反強磁性層以外を図１に示す従来のＧＭＲ膜の特性を有するとした場合、全抵抗値ＲＡＴＯＴＡＬが２４．８ｍΩ・μｍ２となり、抵抗変化率は２．４％に向上し、図１に示す従来のＧＭＲ膜の１．１％に対して２．２倍とすることができる。
次に第１の実施の形態の変形例について説明する。本変形例は、ＧＭＲ膜２０の反強磁性層２６の表面に薄層の第２反強磁性層を設けた以外は、第１の実施の形態と同様の構成である。
図２５は第１の実施の形態の変形例に係る磁気抵抗効果素子を構成するＧＭＲ膜を示す図である。図中、先に説明した部分に対応する部分には同一の参照符号を付し、説明を省略する。
図２５を参照するに、ＧＭＲ膜４０は、シングルスピンバルブ構造を有し、下地層２５、第１反強磁性層２６、第２反強磁性層４１、固定磁化層２８、非磁性中間層２９、自由磁化層３０、保護層３１が順次積層された構造となっている。なお、以下、第１の実施の形態における反強磁性層２６を第１反強磁性層２６と称する。
第２反強磁性層４１は第１反強磁性層２６上に形成され、１ｎｍ〜５ｎｍの第１反強磁性層２６と同じ組成の材料から構成される。
以下に、本変形例に係る磁気抵抗効果素子の製造方法について説明する。
図２６及び図２７は本変形例に係る磁気抵抗効果素子の製造工程の一部を示す図である。
まず第１の実施の形態において説明した図１９の工程、並びに図２０の工程における規則化熱処理及びエッチングを同様に行う。
次いで図２６の工程では、エッチングされて活性となった第１反強磁性層２６表面に、スパッタ法により第１反強磁性層２６と同じ材料を用いて、１ｎｍ〜５ｎｍの第２反強磁性層４１を形成する。第１反強磁性層２６上に第２反強磁性層４１をエピタキシャル成長させることができるので、第２反強磁性層４１の結晶性を向上することができ、この上に形成される固定磁化層２８との交換相互作用を向上することができる。
次いで図２７の工程では、第２反強磁性層４１上に第１の実施の形態と同様に、固定磁化層２８から保護層３１までを形成する。
図２７の工程では、さらに、磁場中加熱処理を行い、第２反強磁性層４１の反強磁性を出現させると共に第１及び第２反強磁性層２６、４１の一軸異方性の方向、すなわち第１及び第２反強磁性層２６、４１の交換相互作用により固定される固定磁化層２８の磁化の方向を設定して、固定磁化層２８の磁化方向を固定する。具体的には、所定の方向に磁場の大きさを１０ｋＯｅ〜２０ｋＯｅ、温度２５０℃〜３００℃の範囲に設定して１０時間行う。さらに図２２〜図２４の工程を行い本変形例に係る磁気抵抗効果素子が形成される。
本変形例によれば、エッチングされた第１反強磁性層２６上に、同じ組成の第２反強磁性層４１を形成することにより、第１反強磁性層２６と第２反強磁性層４１、第２反強磁性層４１と固定磁化層２８との結晶整合性が向上し、第１及び第２反強磁性層２６、４１が及ぼす固定磁化層２８への交換相互作用を高めることができる。なお、第２反強磁性層４１については規則化熱処理が施されていないので、比抵抗は従来の反強磁性層と同様であるが、薄層であるので抵抗値の増加は小さく、例えば、第２反強磁性層４１の比抵抗２００μΩ・ｃｍ、厚さ２ｎｍの場合、４ｍΩ・μｍ２と小さいので影響は少ない。
なお、上記固定磁化層２８は積層フェリ構造を有していてもよい。積層フェリ構造の固定磁化層は、下側強磁性層／非磁性結合層／上側強磁性層を順次積層した構成となっている。具体的には、これらの下側及び上側強磁性層の磁性材料の組成を同様とし、厚さ１〜３０ｎｍの固定磁化層と同様の軟磁性材料を用いることができる。非磁性結合層は、例えば厚さ０．４ｎｍ〜２．０ｎｍ（好ましくは０．６ｎｍ〜１．０ｎｍ）から選択され、例えばＲｕ、Ｃｒ、Ｒｕ合金、Ｃｒ合金により構成される。このような構成により、下側強磁性膜は、下側に設けられている反強磁性層２６交換相互作用により磁化の方向が固定され、下側強磁性膜が上側強磁性膜と反強磁性的に結合するので、上側強磁性膜の磁化が、下側強磁性膜の磁化と反平行に固定される。積層フェリ構造とすることで、固定磁化層の正味の磁化量を低減することができ、固定磁化層の磁化が自由磁化層に磁気的に与える影響を低減することができる。その結果、自由磁化層の磁化が外部、例えば磁気記録媒体からの磁化により的確に応じることができ、再生感度を向上することができる。
（第２の実施の形態）
本発明による第２の実施の形態に係るＣＰＰ型構造を有する磁気抵抗効果素子は、第１の実施の形態のＧＭＲ膜の替わりにＴＭＲ（Ｆｅｒｒｏｍａｇｎｅｔｉｃ Ｔｕｎｎｅｌ Ｊｕｎｃｔｉｏｎ Ｍａｇｎｅｔｏ Ｒｅｓｉｓｔｉｖｅ、強磁性磁気トンネル接合型磁気抵抗）膜を用いたものである。具体的には第１の実施の形態のＧＭＲ膜の導電性の非磁性中間層の替わりに絶縁性の非磁性中間層を用いたものである。絶縁性の非磁性中間層を非磁性絶縁層と称する。
図２８は、第２の実施の形態に係る磁気抵抗効果素子を構成するＴＭＲ膜を示す図である。なお、先に説明した部分に対応する部分には同一の参照符号を付し、説明を省略する。
図２８を参照するに、ＴＭＲ膜の構成は図５に示すＧＭＲ膜と略同様の構成であり、下地層２５、反強磁性層２６、固定磁化層２８、非磁性絶縁層５１、自由磁化層３０、保護層３１が順次積層された構造となっている。
非磁性絶縁層５１は、例えばスパッタ法により形成され、０．５ｎｍ〜１．５ｎｍの厚さのアルミナ膜、窒化アルミニウム膜、または酸化タンタル膜などより構成されている。これらの材料を直接堆積してもよく、アルミニウム膜等の金属膜を形成し、その後、自然酸化、プラズマ酸化、あるいはラジカル酸化法又はこれらの窒化法を用いて変換してもよい。
反強磁性層２６は、第１の実施の形態の反強磁性層、又はその変形例である第１及び第２反強磁性層の積層体より構成されている。したがって、上述したように比抵抗が低減され、その結果抵抗値が低減されている。
ＴＭＲ膜５０は、固定磁化層２８／非磁性絶縁層５１／自由磁化層３０から構成される強磁性トンネル接合部の抵抗値が高いため、反強磁性層２６の抵抗値の占める割合がＧＭＲ膜と比較すると少ないが、反強磁性層２６の抵抗は寄生抵抗であることは同様であり、反強磁性層２６の比抵抗を低減することによりＴＭＲ膜５０の抵抗変化率を向上することができ、高感度で高密度記録に適した磁気抵抗効果素子を実現することができる。
（第３の実施の形態）
次に、本発明の第３の実施の形態に係る磁気記憶装置を示す図２９及び図３０と共に説明する。図２９は、磁気記憶装置の要部を示す断面図である。図３０は、図２９に示す磁気記憶装置の要部を示す平面図である。
図２９及び図３０参照するに、磁気記憶装置６０は大略ハウジング６３からなる。ハウジング６３内には、モータ６４、ハブ６５、複数の磁気記録媒体６６、複数の複合型磁気ヘッド６７、複数のサスペンション６８、複数のアーム６９及びアクチュエータユニット６１が設けられている。磁気記録媒体６６は、モータ６４より回転されるハブ６５に取り付けられている。複合型磁気ヘッド６７は、誘導型記録素子６７Ａと磁気抵抗効果素子６７Ｂ（微少なため図示されず）とより構成される。各複合型磁気ヘッド６７は対応するアーム６９の先端にサスペンション６８を介して取り付けられている。アーム６９はアクチュエータユニット６１により駆動される。この磁気記憶装置の基本構成自体は周知であり、その詳細な説明は本明細書では省略する。
磁気記憶装置６０の本実施の形態は、磁気抵抗効果素子６７Ｂに特徴がある。磁気抵抗効果素子６７Ｂは第１の実施の形態、その変形例、第２の実施の形態の磁気抵抗効果素子が用いられている。上述したように、かかる磁気抵抗効果素子は抵抗変化率が高く、すなわち磁場の検出感度が高い。したがって、再生能力が高く、情報の１ビットに対応する１磁気反転の磁気反転領域から漏洩する磁場が微小となっても、読み取り可能であり、高密度記録に好適である。
以上本発明の好ましい実施例について詳述したが、本発明は係る特定の実施形態に限定されるものではなく、特許請求の範囲に記載された本発明の範囲内において、種々の変形・変更が可能である。
例えば、上記実施の形態では積層フェリ構造を固定磁化層に設ける例について説明したが、自由磁化層に積層フェリ構造を設けてもよく、さらに固定磁化層及び自由磁化層の両方に設けてもよい。
上記実施の形態では磁気記憶装置についてハードディスク装置を例として説明したが、本発明はハードディスク装置に限定されない。例えば、本発明は磁気テープ装置、例えばヘリカルスキャン型のビデオテープ装置に用いられる磁気ヘッドや、磁気テープの幅方向に亘って多数のトラックが形成されたコンピュータ用磁気テープに用いられる複合型磁気ヘッドに適用することができる。
本発明によれば、反強磁性層の比抵抗を低減することにより、寄生抵抗分の抵抗値を低減して抵抗変化率を向上し、高感度で高密度記録に適したＣＰＰ磁気抵抗効果素子及びその製造方法、並びにＣＰＰ磁気抵抗効果素子を備えた磁気ヘッド及び磁気記憶装置を提供することができる。

Claims (20)

  1. 基板と、基板上に順次形成された反強磁性層、固定磁化層、非磁性中間層及び自由磁化層とを有するＣＰＰ磁気抵抗効果素子であって、
    前記反強磁性層は、Ｐｄ、Ｐｔ、Ｎｉ、Ｉｒ、及びＲｈからなる群のうち少なくとも１種の元素とＭｎとの合金よりなり、
    前記反強磁性層の３００Ｋでの比抵抗が１０μΩ・ｃｍ〜１５０μΩ・ｃｍの範囲であることを特徴とするＣＰＰ磁気抵抗効果素子。
  2. 前記反強磁性層の３００Ｋでの比抵抗が１０μΩ・ｃｍ〜７５μΩ・ｃｍの範囲であることを特徴とする請求項１記載のＣＰＰ磁気抵抗効果素子。
  3. 前記反強磁性層はＣｕＡｕ−Ｉ型規則格子の結晶構造を有することを特徴とする請求項１記載のＣＰＰ磁気抵抗効果素子。
  4. 前記反強磁性層は、Ｐｄ、Ｐｔ、Ｎｉ、及びＩｒからなる群のうち少なくとも１種の元素とＭｎとの合金よりなり、前記反強磁性層のＭｎ含有量が４５原子％〜５２原子％の範囲であることを特徴とする請求項１記載のＣＰＰ磁気抵抗効果素子。
  5. 前記反強磁性層は、Ｐｔ、Ｐｄ、Ｎｉ、及びＩｒからなる群のうち少なくとも２種の元素とＭｎの合金よりなる請求項１記載のＣＰＰ磁気抵抗効果素子。
  6. 前記反強磁性層はＭｎＲｈよりなり、Ｒｈ含有量が１５原子％〜３０原子％の範囲であることを特徴とする請求項１記載のＣＰＰ磁気抵抗効果素子。
  7. 前記ＭｎＲｈはＣｕＡｕ−ＩＩ型規則格子の結晶構造を有することを特徴とする請求項６記載のＣＰＰ磁気抵抗効果素子。
  8. 前記反強磁性層はＲｈ含有量が２３原子％〜２７原子％の範囲であることを特徴とする請求項６記載のＣＰＰ磁気抵抗効果素子。
  9. 前記反強磁性層はＭｎＩｒよりなり、Ｉｒ含有量が２０原子％〜３５原子％の範囲であることを特徴とする請求項１記載のＣＰＰ磁気抵抗効果素子。
  10. 前記ＭｎＩｒはＣｕＡｕ−ＩＩ型規則格子の結晶構造を有することを特徴とする請求項９記載のＣＰＰ磁気抵抗効果素子。
  11. 前記反強磁性層と固定磁化層との間に他の反強磁性層を更に有し、
    前記他の反強磁性層は、前記反強磁性層と同一の材料よりなると共に、比抵抗が前記反強磁性層の比抵抗より高いことを特徴とする請求項１項記載のＣＰＰ磁気抵抗効果素子。
  12. 前記非磁性中間層は、導電性材料あるいは絶縁性材料よりなることを特徴とする請求項１記載のＣＰＰ磁気抵抗効果素子。
  13. 前記自由磁化層および固定磁化層のうち少なくともいずれかは、２つの強磁性層と該強磁性に挟まれた非磁性結合層よりなる積層フェリ構造を有することを特徴とする請求項１記載のＣＰＰ磁気抵抗効果素子。
  14. 請求項１記載のＣＰＰ磁気抵抗効果素子を備えた磁気ヘッド。
  15. 請求項１４記載の磁気ヘッドと磁気記録媒体とを備えた磁気記憶装置。
  16. 基板と、基板上に順次形成された反強磁性層、固定磁化層、非磁性中間層及び自由磁化層とを有するＣＰＰ磁気抵抗効果素子の製造方法であって、
    前記基板上に反強磁性層を形成する工程と前記反強磁性層上に固定磁化層を形成する工程との間に、前記反強磁性層を加熱して規則化させる規則化熱処理工程を備えたことを特徴とするＣＰＰ磁気抵抗効果素子の製造方法。
  17. 前記規則化熱処理工程は、加熱温度が４００℃〜８００℃の範囲内であり、かつ加熱時間が２４時間〜２４０時間の範囲内であることを特徴とする請求項１６記載のＣＰＰ磁気抵抗効果素子の製造方法。
  18. 前記規則化熱処理工程と固定磁化層を形成する工程との間に、前記反強磁性層の表面をエッチングする工程を更に備えたことを特徴とする請求項１６記載のＣＰＰ磁気抵抗効果素子の製造方法。
  19. 前記エッチングする工程の後に、前記反強磁性層上に、前記反強磁性層と同一の材料を用いて他の反強磁性層を形成する工程を更に備えたことを特徴とする請求項１８記載のＣＰＰ磁気抵抗効果素子の製造方法。
  20. 前記反強磁性層を形成する工程と規則化熱処理工程との間に、前記反強磁性層の覆う規則化熱処理用保護層を形成する工程を更に備えたことを特徴とする請求項１６記載のＣＰＰ磁気抵抗効果素子の製造方法。
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