WO2011064822A1 - 磁気抵抗効果素子、及び磁気記録再生装置 - Google Patents

磁気抵抗効果素子、及び磁気記録再生装置 Download PDF

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藤慶彦
福澤英明
湯浅裕美
原通子
村上修一
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株式会社 東芝
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    • H01F10/3272—Exchange coupling of magnetic film pairs via a very thin non-magnetic spacer, e.g. by exchange with conduction electrons of the spacer the exchange coupling being asymmetric, e.g. by use of additional pinning, by using antiferromagnetic or ferromagnetic coupling interface, i.e. so-called spin-valve [SV] structure, e.g. NiFe/Cu/NiFe/FeMn by use of anti-parallel coupled [APC] ferromagnetic layers, e.g. artificial ferrimagnets [AFI], artificial [AAF] or synthetic [SAF] anti-ferromagnets
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Definitions

  • the present invention relates to a magnetoresistive effect element and a magnetic recording / reproducing apparatus using the same.
  • Japanese Patent Laid-Open No. 2004-6589 discloses a magnetic material in which a thin spin filter layer (Spin Filter: SF) made of an oxide or nitride is inserted in a ferromagnetic layer or an interface between the ferromagnetic layer and a nonmagnetic spacer layer. Resistive effect elements have been proposed. Since this SF layer has a spin filter effect that inhibits energization of either up-spin electrons or down-spin electrons, the MR (Magneto Resistance) change rate can be increased.
  • Spin Filter Spin Filter: SF
  • SF spin filter layer
  • the present invention provides a magnetoresistive effect element and a magnetic recording / reproducing apparatus that can suppress the occurrence of spin flip and improve the MR ratio.
  • a magnetoresistive effect element includes a cap layer, a magnetization pinned layer, a magnetization free layer provided between the cap layer and the magnetization pinned layer, the magnetization pinned layer, and the magnetization free layer.
  • a spacer layer provided between the spacer layer, the magnetization pinned layer, between the magnetization pinned layer and the spacer layer, between the spacer layer and the magnetization free layer, in the magnetization free layer, and At least one element selected from Zn, In, Sn, and Cd, and at least one element selected from Fe, Co, and Ni, provided between the magnetization free layer and the cap layer; And a pair of electrodes for allowing a current to flow perpendicularly to the film surface of the stacked body.
  • FIG. 3 is a flowchart for explaining a method of manufacturing the magnetoresistive effect element according to the first embodiment.
  • the figure which shows the structure of the magnetoresistive effect element concerning a 6th modification The figure which shows the cross-sectional TEM image of a magnetoresistive effect element. The figure which shows the result of the three-dimensional atom probe analysis of a magnetoresistive effect element.
  • the figure which shows the structure of the magnetoresistive effect element concerning the 2nd Embodiment of this invention The figure which shows the structure of a current confinement layer.
  • the flowchart for demonstrating the manufacturing method of the magnetoresistive effect element concerning 2nd Embodiment The figure which shows the structure of the magnetoresistive effect element concerning a 7th modification.
  • FIG. 6 is a diagram illustrating a configuration of a magnetic head according to a third embodiment.
  • the figure which shows the structure of a magnetic head The figure which shows the structure of the magnetic recording / reproducing apparatus concerning 4th Embodiment.
  • the figure which shows the structure of a head slider The figure which shows the structure of a head stack assembly.
  • the present invention assumes a CPP (Current Perpendicular to Plane) -GMR element including a high-sensitivity spin-valve film using a giant magnetoresistive effect (GMR: Giant Magneto-Resistance effect).
  • the spin valve film is a laminated film having a sandwich structure in which a nonmagnetic spacer layer is sandwiched between two ferromagnetic layers, and the laminated film structure site causing a resistance change is also called a spin-dependent scattering unit.
  • the magnetization direction of one of the two ferromagnetic layers (referred to as “pinned layer” or “magnetization pinned layer”) is fixed by an antiferromagnetic layer or the like.
  • the magnetization direction of the other ferromagnetic layer (referred to as “free layer” or “magnetization free layer”) can be changed by an external magnetic field.
  • free layer or “magnetization free layer”
  • a large magnetoresistance effect is obtained by changing the relative angle of the magnetization direction of the two ferromagnetic layers.
  • CPP-GMR element a weak current flows from the direction perpendicular to the spin valve film surface.
  • FIG. 1 is a diagram showing a configuration of a magnetoresistive element 10 according to the first exemplary embodiment of the present invention.
  • the magnetoresistive effect element 10 includes a cap layer 19 that prevents the magnetoresistive effect element 10 from deterioration such as oxidation, a magnetization fixed layer (hereinafter referred to as a pinned layer) 14 in which magnetization is fixed, and a cap.
  • a cap layer 19 that prevents the magnetoresistive effect element 10 from deterioration such as oxidation
  • a magnetization fixed layer hereinafter referred to as a pinned layer
  • Magnetization free layer (hereinafter referred to as free layer) 18 provided between layer 19 and pinned layer 14 and rotating freely, and nonmagnetic material provided between pinned layer 14 and free layer 18
  • An intermediate layer 16 (hereinafter referred to as a spacer layer) 16, and provided between the spacer layer 16 and the free layer 18, and at least one element of Zn, In, Sn, and Cd, and at least Fe, Co ,
  • a functional layer 21 containing an oxide in which any one element of Ni is mixed is mixed.
  • the cap layer 19, the free layer 18, the functional layer 21, the spacer layer 16, and the pinned layer 14 are defined as the laminate 7.
  • the magnetoresistive effect element 10 further includes a pair of electrodes 11 and 20 for passing a current perpendicular to the film surface of the multilayer body 7, and the magnetization of the pinned layer 14 provided between the electrode 11 and the pinned layer 14.
  • a pinning layer 13 made of an antiferromagnetic material for fixing the direction, and an underlayer 12 provided between the pinning layer 13 and the electrode 11 are provided.
  • the electrodes 11 and 20 pass a current in a direction perpendicular to the film surface of the magnetoresistive element 10. By applying a voltage between the electrode 11 and the electrode 20, a current flows through the magnetoresistive element 10 along the direction perpendicular to the film surface.
  • the electrodes 11 and 20 are made of Cu, Au or the like having a relatively small electric resistance in order to pass a current through the magnetoresistive element 10.
  • the underlayer 12 has a configuration in which a seed layer 12b is provided on a buffer layer 12a.
  • the buffer layer 12a is a layer for reducing the roughness of the surface of the electrode 11 and improving the crystallinity laminated on the buffer layer 12a.
  • the buffer layer 12a for example, Ta, Ti, V, W, Zr, Hf, Cr, or an alloy thereof can be used.
  • the thickness of the buffer layer 12a is preferably 1 nm to 10 nm, and more preferably 2 nm to 5 nm. If the buffer layer 12a is too thin, the buffer effect is lost. On the other hand, if the buffer layer 12a is too thick, the series resistance that does not contribute to the MR change rate is increased.
  • the buffer layer 12a is not necessarily provided.
  • Ta can be formed to 3 nm.
  • the seed layer 12b is a layer for controlling the crystal coordination direction and the crystal grain size of the layer stacked on the seed layer 12b.
  • an fcc structure face-centered cubic structure: face-centered cubic lattice structure
  • an hcp structure hexagonal close-packed structure: hexagonal close-packed lattice structure
  • a bcc structure body-centered cubic core: A metal having a lattice structure is preferred.
  • the crystal orientation of the spin valve film thereon can be changed to the fcc (111) orientation.
  • the pinning layer 13 is IrMn
  • good fcc (111) orientation is realized
  • the pinning layer 13 is PtMn
  • a regular fct (111) structure face-centered tetragonal structure: face-centered square structure
  • the film thickness of the seed layer 12b is preferably 1 nm or more and 5 nm or less, and more preferably 1.5 nm or more and 3 nm or less.
  • Ru can be formed to 2 nm.
  • a third layer of NiFe is used.
  • X Cr, V, Nb, Hf, Zr, Mo
  • the seed layer 12b has not only a function of improving the crystal orientation but also a function of controlling the crystal grain size of the spin valve film. Specifically, the crystal grain size of the spin valve film can be controlled to 5 nm or more and 20 nm or less, and even when the size of the magnetoresistive element is reduced, a high MR change rate can be realized without causing variation in characteristics. .
  • the composition y of the third element X is about 0% to 30%. (Including the case where y is 0) 2 nm is preferably formed.
  • the crystal grain size of the spin valve film can be determined by the grain size of the crystal grains of the layer disposed between the seed layer 12b and the spacer layer 16 (for example, it can be determined by a cross-sectional TEM or the like).
  • the pinning layer 13 antiferromagnetic layer formed on the seed layer 12b or the pinned layer 14 (magnetization) It can be determined by the crystal grain size of the fixing layer).
  • the pinning layer 13 has a function of fixing magnetization by imparting unidirectional anisotropy to a ferromagnetic layer to be the pinned layer 14 formed thereon.
  • an antiferromagnetic material such as PtMn, PdPtMn, IrMn, or RuRhMn can be used.
  • IrMn is advantageous as a material for a head corresponding to a high recording density.
  • IrMn can apply unidirectional anisotropy with a film thickness smaller than that of PtMn, and is suitable for narrowing the gap necessary for high-density recording.
  • the film thickness of the pinning layer 13 is appropriately set.
  • the film thickness is preferably 8 nm or more and 20 nm or less, and more preferably 10 nm or more and 15 nm or less.
  • the material of the pinning layer 13 is IrMn, unidirectional anisotropy can be imparted even with a film thickness thinner than PtMn, and is preferably 4 nm or more and 18 nm or less, and more preferably 5 nm or more and 15 nm or less.
  • Ir 22 Mn 78 can be formed to 7 nm.
  • a hard magnetic layer can be used instead of the antiferromagnetic layer.
  • the area resistance RA is a pair of cross-sectional areas perpendicular to the lamination direction of the laminated film of the magnetoresistive effect element 10 and a pair of currents when a current is passed perpendicularly to the film surface of the laminated film of the magnetoresistive effect element 10. The product with the resistance obtained from the electrode is shown.
  • the crystal orientation of the spin valve film and the pinning layer 13 can be measured by X-ray diffraction. Good orientation by setting the full width at half maximum of the rocking curve at the fcc (111) peak of the spin valve film, the fct (111) peak of the pinning layer 13 (PtMn), or the bcc (110) peak to 3.5 ° to 6 °. Obtainable.
  • the orientation dispersion angle can also be determined from a diffraction spot using a cross-sectional TEM.
  • the pinned layer 14 has a structure in which a lower pinned layer 141, a magnetic coupling layer 142, and an upper pinned layer 142 are laminated in this order from the pinning layer 13 side.
  • the pinning layer 13 and the lower pinned layer 141 are exchange-magnetically coupled so as to have unidirectional anisotropy.
  • the lower pinned layer 141 and the upper pinned layer 143 sandwiching the magnetic coupling layer 142 are strongly coupled so that the magnetization directions are antiparallel to each other.
  • a material for the lower pinned layer 141 a single element of Co, Fe, Ni or an alloy thereof can be used.
  • the film thickness of the lower pinned layer 141 is preferably 2 nm or more and 5 nm or less. This is because the unidirectional anisotropic magnetic field strength by the pinning layer 13 and the antiferromagnetic coupling magnetic field between the lower pinned layer 141 and the upper pinned layer 143 via the magnetic coupling layer 142 are kept strong.
  • the upper pinned layer 143 that affects the MR change rate must also be made thin, so that the MR change rate becomes small.
  • the lower pinned layer 141 is too thick, it is difficult to obtain a sufficient unidirectional anisotropic magnetic field necessary for device operation.
  • the magnetic film thickness of the lower pinned layer 141 (saturation magnetization Bs ⁇ film thickness t (Bs ⁇ t product)) it is preferable that the magnetic film thickness of the upper pinned layer 143 is substantially equal. That is, it is preferable that the magnetic film thickness of the upper pinned layer 143 and the magnetic film thickness of the lower pinned layer 141 correspond.
  • “/” indicates that layers are stacked in order from the left side of “/”.
  • Au / Cu / Ru is described, a Cu layer is stacked on the Au layer, and the Cu layer It shows that a Ru layer is stacked on top.
  • “ ⁇ 2” indicates that there are two layers.
  • (Au / Cu) ⁇ 2 is described, a Cu layer is stacked on the Au layer, and an Au layer and a Cu layer are further formed on the Cu layer. Indicates that the layers are sequentially stacked. '[]' Indicates the film thickness of the material.
  • the magnetic coupling layer 142 has a function of forming a synthetic pin structure by generating antiferromagnetic coupling in the lower pinned layer 141 and the upper pinned layer 143 sandwiching the magnetic coupling layer 142.
  • Ru can be used as the magnetic coupling layer 142, and the thickness of the magnetic coupling layer 142 is preferably 0.8 nm to 1 nm. Note that a material other than Ru may be used as long as the material generates sufficient antiferromagnetic coupling in the lower pinned layer 141 and the upper pinned layer 143 sandwiching the magnetic coupling layer 142.
  • the film thickness of the magnetic coupling layer 142 is not less than 0.8 nm to 1 nm corresponding to the 2nd peak of the RKKY (Ruderman-Kittel-Kasuya-Yosida) bond, but the film thickness corresponding to the 1st peak of the RKKY coupling is 0. 3 nm or more and 0.6 nm or less can also be used.
  • Ru having a film thickness of 0.9 nm, which can stably obtain a characteristic with higher reliability.
  • the upper pinned layer 143 is a magnetic layer that directly contributes to the MR effect, and both the constituent material and the film thickness are important for obtaining a large MR change rate.
  • the magnetic material located at the interface with the spacer layer 16 is particularly important in that it contributes to spin-dependent interface scattering.
  • Spin-dependent interface scattering is a phenomenon in which the MR effect appears at the interface between the spacer layer and the free layer or pinned layer.
  • Fe 50 Co 50 can be used as the upper pinned layer 143.
  • Fe 50 Co 50 is a magnetic material having a bcc structure. Since this material has a large spin-dependent interface scattering effect, a large MR change rate can be realized.
  • Fe 40 Co 60 to Fe 80 Co 20 satisfying all the characteristics is an example of an easy-to-use material.
  • the total thickness of the magnetic layer is preferably 1.5 nm or more. This is to keep the bcc structure stable. Since the metal material used for the spin valve film often has an fcc structure or an fct structure, only the upper pinned layer 143 may have a bcc structure. For this reason, if the film thickness of the upper pinned layer 143 is too thin, it becomes difficult to keep the bcc structure stable, and a high MR ratio cannot be obtained.
  • the upper pinned layer 143 is formed by stacking Fe 50 Co 50 1 nm, Cu 0.25 nm, Fe 50 Co 50 1 nm, Cu 0.25 nm, and Fe 50 Co 50 1 nm. it can.
  • the spin-dependent bulk scattering is caused by interposing the Cu layer in the upper pinned layer 143.
  • a spin-dependent scattering effect called an effect can be improved.
  • the spin-dependent bulk scattering effect is a phenomenon in which the MR effect is expressed inside the free layer or the pinned layer.
  • the film thickness of the upper pinned layer 143 is larger, it is easier to obtain a large MR change rate.
  • a thinner film is preferable, and a trade-off relationship exists.
  • an FeCo alloy layer having a bcc structure it is necessary to stabilize the bcc structure, and thus a film thickness of 1.5 nm or more is preferable.
  • a CoFe alloy layer having an fcc structure a film thickness of 1.5 nm or more is also preferable in order to obtain a large MR ratio.
  • the thickness of the upper pinned layer 143 is preferably 5 nm or less, more preferably 4 nm or less.
  • the film thickness of the upper pinned layer 143 is preferably 1.5 nm or more and 5 nm or less, and more preferably 2.0 nm or more and 4 nm or less.
  • the upper pinned layer 143 instead of a magnetic material having a bcc structure, a Co 90 Fe 10 alloy having an fcc structure widely used in a conventional magnetoresistive effect element, Co having an hcp structure, or a Co alloy is used. Can be used.
  • a single metal such as Co, Fe, or Ni, or an alloy material containing any one of these elements can be used.
  • the magnetic material of the upper pinned layer 143 those which are advantageous for obtaining a large MR ratio are FeCo alloy material having a bcc structure, cobalt alloy having a cobalt composition of 50% or more, and Ni composition having 50% or more.
  • a Heusler magnetic alloy layer such as Co 2 MnGe, Co 2 MnSi, or Co 2 MnAl can be used.
  • the spacer layer 16 functions to break the magnetic coupling between the pinned layer 14 and the free layer 18, and can use any element of Au, Ag, and Cu.
  • the thickness of the spacer layer 16 is preferably 1.5 nm or more and 5 nm or less.
  • the free layer 18 is a layer having a ferromagnetic material whose magnetization direction is changed by an external magnetic field.
  • a two-layer structure of Co 90 Fe 10 [1 nm] / Ni 83 Fe 17 [3.5 nm] using NiFe by forming CoFe at the interface can be used.
  • a Co 90 Fe 10 [4 nm] single layer can be used.
  • a free layer 18 having a three-layer structure such as CoFe / NiFe / CoFe may be used.
  • Co 90 Fe 10 is preferable for the free layer 18 because the soft magnetic properties are stable.
  • the film thickness is preferably 0.5 nm or more and 4 nm or less.
  • a free layer 18 may be used in which a CoFe layer or Fe layer having a thickness of 1 nm to 2 nm and an ultrathin Cu layer having a thickness of 0.1 nm to 0.8 nm are alternately stacked.
  • an amorphous magnetic layer such as CoZrNb may be used as a part of the free layer 18.
  • the structure of the free layer 18 can be configured as follows when viewed from the spacer layer 16 side. That is, the structure of the free layer 18 may be (1) crystal layer only, (2) crystal layer / amorphous layer stack, (3) crystal layer / amorphous layer / crystal layer stack, and the like. What is important here is that in any of (1) to (3), the crystal layer is always in contact with the interface with the spacer layer 16.
  • the cap layer 19 has a function of protecting the spin valve film.
  • the cap layer 19 can have, for example, a plurality of metal layers, for example, a two-layer structure of a Cu layer and a Ru layer (Cu [1 nm] / Ru [10 nm]).
  • a Ru / Cu layer in which Ru is disposed on the free layer 18 side can also be used.
  • the film thickness of Ru is preferably 0.5 nm or more and 2 nm or less.
  • the cap layer 19 having this configuration is particularly preferable when the free layer 18 is made of NiFe. This is because Ru has a non-solid relationship with Ni, so that magnetostriction of the interface mixing layer formed between the free layer 18 and the cap layer 19 can be reduced.
  • the film thickness of the Cu layer is preferably 0.5 nm or more and 10 nm or less, and the film thickness of the Ru layer can be 0.5 nm or more and 5 nm or less. . Since Ru has a high specific resistance value, it is not preferable to use a very thick Ru layer.
  • the cap layer 19 another metal layer may be provided instead of the Cu layer or the Ru layer.
  • the configuration of the cap layer 19 is not particularly limited, and other materials may be used as long as the cap can protect the spin valve film. However, care should be taken because the MR ratio and long-term reliability may change depending on the selection of the cap layer. Cu and Ru are also preferable examples of the material of the cap layer from these viewpoints.
  • the functional layer 21 has a spin filter effect that can control transmission of up-spin electrons or down-spin electrons.
  • the functional layer 21 includes an oxide in which at least one element of Zn, In, Sn, and Cd and at least one element of Fe, Co, and Ni are mixed. Specifically, a mixed oxide of Fe 50 Co 50 and Zn can be used. Since Zn has the same period as Fe, Co, and Ni among In, Sn, and Cd, it is easily magnetized when it becomes a mixed oxide of Fe, Co, and Ni. It is more preferable because the magnetization of the layer 21 can be stabilized.
  • the spin filtering layer is made of ZnO, In 2 O 3 , SnO 2 , ZnO, CdO, CdIn 2 O 4 , Cd 2 SnO 4 , Zn 2 SnO 4, etc. It is effective to contain an oxide material containing Zn, In, Sn, and Cd. These oxide semiconductors are semiconductors having a band gap of 3 eV or more. However, since the intrinsic defects such as oxygen vacancies form donor levels due to a slight reduction from the stoichiometric composition, the conduction electron density Reaches about 10 18 cm ⁇ 3 to 10 19 cm ⁇ 3 .
  • the valence band is mainly composed of 2p orbits of oxygen atoms
  • the conduction band is composed of s orbitals of metal atoms.
  • the carrier density Fermi level increases above 10 18 cm ⁇ 3
  • the conduction band is reached and a state called degeneration occurs.
  • Such an oxide semiconductor is called an n-type degenerate semiconductor, has both a sufficient concentration and mobility of conduction electrons, and realizes a low resistivity.
  • the spin filtering layer in order to realize a spin filtering layer having a high spin filter effect, it is effective for the spin filtering layer to contain Co, Fe, and Ni oxides having magnetism at room temperature.
  • An oxide material containing Zn, In, Sn, and Cd effective for realizing a low resistivity does not have magnetism as a bulk property.
  • Japanese Patent Application Laid-Open No. 2004-6589 discloses that when an extremely thin oxide layer is inserted into a free layer or a pinned layer, an oxide material that does not have magnetism also exhibits magnetism and a spin filter effect can be obtained.
  • the inclusion of oxides of Co, Fe, and Ni easily develops magnetism without being restricted by the film thickness limitation of the oxide layer, and a high spin filter effect is obtained.
  • additional elements may be added to the functional layer 21. It has been reported that heat resistance increases when Al is added as an additive element to Zn oxide. In addition to Al, additional elements include B, Ga, C, Si, Ge, and Sn. The mechanism for improving heat resistance is not completely clear, but the density of oxygen vacancies in the Zn oxide formed by deviating from the stoichiometric composition tends to promote reoxidation by heat. This is considered to be caused by the decrease in the carrier density. Another reason why the heat resistance is improved is that these elements mentioned above are Group III or Group IV dopants, and these dopants prevent the promotion of reoxidation of Zn atoms by heat. The change in density can be suppressed, and further, the change in resistivity with respect to heat can be suppressed.
  • the thickness of the functional layer 21 is preferably 0.5 nm or more in order to obtain a sufficient spin filtering effect. Further, in order to obtain a more uniform functional layer 21, it is more preferable to set the thickness to 1 nm or more in consideration of the dependence of the manufacturing apparatus. On the other hand, the upper limit of the film thickness is preferably 10 nm or less from the viewpoint of not increasing the read head read gap.
  • the free layer 18 can improve the magnetic field responsiveness by using a soft magnetic film having a soft magnetic property superior to that of the magnetic compound.
  • the functional layer 21 is provided inside the free layer 18 and at the interface between the free layer 18 and the cap layer 19 as shown in a modified example described later.
  • any single metal such as Co, Fe, Ni, or an alloy material containing any one of these elements can be used.
  • a two-layer structure of Co 90 Fe 10 [1 nm] / Ni 83 Fe 17 [3.5 nm] using NiFe formed by forming CoFe at the interface, or three layers such as CoFe / NiFe / CoFe A structure, a single layer of Co—Fe alloy, or the like can be used.
  • the upper pinned layer 143 is more easily pinned in one direction than the functional layer 21.
  • pin characteristics can be improved.
  • any single metal such as Co, Fe, Ni, or an alloy material containing any one of these elements can be used.
  • a plurality of functional layers 21 may be provided on the free layer 18 or the pinned layer 14.
  • both the spin-dependent interface scattering and the spin-dependent bulk scattering can be enhanced, and a high MR ratio can be realized.
  • the number of insertions of the functional layer 21 is too large, the resistance increases and spin flip occurs, so the number of insertions needs to be suppressed to an appropriate number. For example, about four layers can be provided in the free layer 18 or the pinned layer 18.
  • the functional layer 21 When the functional layer 21 is formed at the interface between the free layer 18 and the spacer layer 16 as shown in FIG. 1, the functional layer 21 contributes to spin-dependent interface scattering as described above.
  • the functional layer 21 cannot be provided in the spacer layer 16. This is based on the following reason.
  • the first reason is that when the functional layer 21 is provided in the spacer layer 16, oxygen contained in the functional layer 21 diffuses in the spacer layer 16, thereby causing spin flip of conduction electrons passing through the spacer layer 16. It is generated not a little, and the conduction electrons that have passed through the spacer layer 16 lose the spin information.
  • the second reason is that the functional layer 21 does not magnetically couple with the free layer 18 or the pinned layer 14. It simply means that free magnetization is generated and the conduction electrons passing through the spacer layer 16 are inhibited.
  • sputtering methods such as DC magnetron sputtering and RF magnetron sputtering, ion beam sputtering method, vapor deposition method, CVD (Chemical Vapor Deposition) method, MBE (Molecular Beam Epitaxy) method, etc. Can be used.
  • FIG. 3 is a flowchart for explaining a manufacturing process of the magnetoresistive element 10.
  • step S11 the electrode 11 is formed in advance on a substrate (not shown) by a microfabrication process.
  • a substrate not shown
  • Ta [1 nm] / Ru [2 nm] is formed on the electrode 11 as the base layer 12.
  • Ta corresponds to the buffer layer 12a for reducing the roughness of the lower electrode.
  • Ru corresponds to the seed layer 12b for controlling the crystal orientation and crystal grain size of the spin valve film formed thereon.
  • step S12 the pinning layer 13 is formed on the base layer 12.
  • an antiferromagnetic material such as PtMn, PdPtMn, IrMn, or RuRhMn can be used.
  • the pinned layer 14 is formed on the pinning layer 13.
  • the pinned layer 14 is, for example, a synthetic pinned layer including a lower pinned layer 141 (Co 90 Fe 10 [4 nm]), a magnetic coupling layer 142 (Ru), and an upper pinned layer 143 (Co 90 Fe 10 [4 nm]). be able to.
  • step S14 the spacer layer 16 is formed on the pinned layer 14.
  • the spacer layer 16 is formed using any one of Au, Ag, and Cu.
  • the functional layer 21 is formed on the spacer layer 16. Specifically, a metal layer of Fe 50 Co 50 and Zn is formed on the upper pinned layer 143.
  • the metal layer of Fe 50 Co 50 and Zn are the Fe 50 Co 50 / Zn or Zn / Fe 50 Co 50 or (Fe 50 Co 50 / Zn) Fe 50 Co 50 layers such as ⁇ 2 and Zn layer
  • a laminated body or a single layer of an alloy such as Zn 50 (Fe 50 Co 50 ) 50 may be used.
  • a metal material containing Zn and Fe 50 Co 50 is subjected to an oxidation treatment to form the physical function layer 21.
  • IAO ion-assisted oxidation
  • the oxygen gas may be ionized or plasmaized.
  • a stable and uniform oxide layer can be formed as the functional layer 21 by energy assist to the metal material layer by ion beam irradiation.
  • the above-described formation of the metal material layer and the conversion treatment may be repeated several times. In this case, it is preferable that the functional layer 21 having a predetermined film thickness is not formed by a single formation and conversion process, but the conversion process is performed by dividing the film thickness into a thin metal material layer.
  • a metal material layer containing Zn and Fe 50 Co 50 may be used.
  • an oxidation method using energy assist is preferable.
  • a metal material of Zn and Fe 50 Co 50 is used as a laminated body, when a functional layer 21 of uniformly mixed Zn and Fe 50 Co 50 is formed, it is oxidized while being irradiated with an ion beam. Is preferred.
  • heat treatment may be performed in addition to ion beam irradiation.
  • oxygen may be supplied while the metal material layer is formed and heated at a temperature of 100 ° C. to 300 ° C.
  • the beam conditions when the ion beam assist process is performed in the conversion process when the functional layer 21 is formed will be described.
  • the acceleration voltage V it is preferable to set the acceleration voltage V to 30 V to 130 V and the beam current Ib to 20 mA to 200 mA. These conditions are significantly weaker than the conditions for ion beam etching.
  • the functional layer 21 can be similarly formed by using plasma such as RF plasma instead of the ion beam.
  • the incident angle of the ion beam is appropriately changed within the range of 0 ° to 80 ° by defining 0 ° when incident perpendicular to the film surface and 90 ° when incident parallel to the film surface.
  • the treatment time in this step is preferably 15 seconds to 1200 seconds, and more preferably 30 seconds or more from the viewpoint of controllability. If the treatment time is too long, the productivity of the magnetoresistive element is inferior, which is not preferable. From these viewpoints, the processing time is preferably 30 seconds to 600 seconds.
  • 3 ⁇ 10 3 L to 3 ⁇ 10 4 L is preferable.
  • step S ⁇ b> 16 the free layer 18 is formed on the functional layer 21.
  • the free layer 18 for example, Co 90 Fe 10 [4 nm] is formed.
  • a cap layer 19 is formed on the free layer 18.
  • the cap layer 19 for example, Cu [1 nm] / Ru [10 nm] is formed.
  • step S18 annealing is performed.
  • an electrode 20 for vertically energizing the magnetoresistive effect element 10 is formed on the cap layer 19.
  • FIG. 4 is a view showing a first modification of the magnetoresistance effect element 10 according to the first exemplary embodiment.
  • the free layer 18 includes a first free layer 18a and a second free layer 18b.
  • the first free layer 18 a is provided between the spacer layer 16 and the functional layer 21, and the second free layer 18 b is provided between the cap layer 19 and the functional layer 21.
  • the spacer layer 16 When the functional layer 21 is formed in the free layer 18, the spacer layer 16, the functional layer 21, and the second free layer 18b are formed in this order on the first free layer 18a.
  • the functional layer 21 when the functional layer 21 is provided in the free layer 18 as described above, the functional layer 21 contributes to spin-dependent bulk scattering as described above. Further, since the functional layer 21 is magnetically coupled to the free layer 18 and the direction of magnetization is free as in the free layer 18, the MR change of the magnetoresistive effect element 10 is prevented without impeding the function of the free layer 18. It contributes to the improvement of the rate. Furthermore, since oxygen contained in the functional layer 21 can be reduced from diffusing into the spacer layer 16, the occurrence of spin flip in the spacer layer 16 caused when an oxygen element is present in the spacer layer 16 is prevented. It is possible to obtain a high MR ratio by suppressing.
  • FIG. 5 is a diagram illustrating a second modification of the magnetoresistive effect element 10 according to the first embodiment.
  • This modification is different from the first embodiment in that the functional layer 21 is provided between the free layer 18 and the cap layer 19.
  • the functional layer 21 when the functional layer 21 is provided between the free layer 18 and the cap layer 19, as described above, the functional layer 21 contributes to spin-dependent bulk scattering. Moreover, since the functional layer 21 is an oxide, the magnetoresistive effect element 10 can be protected from deterioration such as oxidation. Furthermore, since oxygen contained in the functional layer 21 can be reduced from diffusing into the spacer layer 16, the occurrence of spin flip in the spacer layer 16 caused when an oxygen element is present in the spacer layer 16 is prevented. It is possible to obtain a high MR ratio by suppressing.
  • FIG. 6 is a diagram illustrating a third modification of the magnetoresistive element 10 according to the first embodiment.
  • This modification is different from the first embodiment in that the functional layer 21 is provided between the pinned layer 14 and the spacer layer 16.
  • the functional layer 21 when the functional layer 21 is provided between the pinned layer 14 and the spacer layer 16, the functional layer 21 contributes to spin-dependent interface scattering as described above. Further, since the functional layer 21 is an oxide, it can be prevented that the material constituting the spacer layer 16 and the material constituting the pin 14 layer are mixed, so that the spacer layer 16 is in a state in which spin flip is suppressed. Conduction electrons are allowed to pass through and the magnetization of the pinned layer 14 can be stably fixed.
  • FIG. 7 is a view showing a fourth modification of the magnetoresistance effect element 10 according to the first exemplary embodiment.
  • This modification is different from the first embodiment in that the functional layer 21 is provided in the upper pinned layer 143.
  • the functional layer 21 when the functional layer 21 is provided in the upper pinned layer 143, the functional layer 21 contributes to the spin-dependent bulk scattering as described above.
  • the functional layer 21 when the functional layer 21 is disposed at a position not in contact with the spacer layer, oxygen contained in the functional layer 21 is less diffused into the spacer layer. Therefore, the spacer layer is caused when an oxygen element is present in the spacer layer. A high MR ratio can be obtained by avoiding the spin flip.
  • FIG. 8 is a view showing a fifth modification of the magnetoresistive effect element 10 according to the first exemplary embodiment.
  • This modification is different from the first embodiment in that the functional layer 21 is provided between the upper pinned layer 143 and the magnetic coupling layer 142.
  • the functional layer 21 when the functional layer 21 is provided between the upper pinned layer 143 and the magnetic coupling layer 142, the functional layer 21 contributes to spin-dependent bulk scattering as described above.
  • the functional layer 21 when the functional layer 21 is disposed at a position not in contact with the spacer layer, oxygen contained in the functional layer 21 is less diffused into the spacer layer. Therefore, the spacer layer is caused when an oxygen element is present in the spacer layer. A high MR ratio can be obtained by avoiding the spin flip.
  • FIG. 9 is a view showing a sixth modification of the magnetoresistive effect element 10 according to the first exemplary embodiment.
  • a second functional layer 22 is further provided between the spacer layer 16 and the free layer 18. It differs from the first embodiment in that it is provided.
  • a second functional layer 22 is further provided between the spacer layer 16 and the free layer 18, Since the effect obtained by adding the spin filtering effects of the two functional layers can be obtained, a higher MR ratio can be obtained as compared with the case where one functional layer is used.
  • the magnetoresistive effect element 10 according to the first to sixth modifications can be manufactured by using the method for manufacturing the magnetoresistive effect element 10 described in the first embodiment, the first to sixth modifications. Description of the manufacturing method of the magnetoresistive effect element 10 according to the above will be omitted.
  • Example 10 The magnetoresistive effect element 10 according to the first embodiment and the modified examples 1 to 6 is manufactured, and the RA value of the magnetoresistive effect element 10 and the magnetoresistive effect element are obtained by performing vertical conduction between the electrode 11 and the electrode 20. An MR change rate of 10 was evaluated.
  • Example 1 The magnetoresistive effect element 10 according to the first embodiment was manufactured, and the RA value and the MR change rate were evaluated. That is, a structure in which a functional layer 21 was provided between the spacer layer 16 and the free layer 18 as shown in FIG.
  • the functional layer 21 was manufactured by forming 2 nm of Fe 50 Co 50 on the spacer layer 16 made of Cu and 0.6 nm of Zn thereon. Next, the functional layer 21 was formed by converting into an oxide of Zn and Fe 50 Co 50 (hereinafter referred to as Zn—Fe 50 Co 50 —O) by IAO. The film thickness of the functional layer 21 at this time was 3 nm. At this time, the oxygen exposure amount used in IAO was used as 3.0 ⁇ 10 4 Langmiur. Next, 2 nm of Fe 50 Co 50 was formed on the functional layer 21 to form the free layer 18. Finally, annealing was performed at 280 ° C. for 5 hours to form electrodes 11 and 20.
  • Zn—Fe 50 Co 50 —O oxide of Zn and Fe 50 Co 50
  • FIG. 10 is a diagram showing a cross-sectional TEM image of the magnetoresistive effect element 10 according to this example. It can be confirmed that the functional layer 21 is uniformly formed at the interface between the spacer layer 16 and the free layer 18.
  • FIG. 11 is a diagram showing the result of element proxygram analysis in the film thickness direction by the three-dimensional atom probe of the magnetoresistive effect element 10 according to the present embodiment.
  • any magnetoresistive effect element according to the present invention it was confirmed that a functional layer was formed by TEM image and three-dimensional atom probe analysis.
  • the magnetoresistive effect element 10 according to this example had an RA of 0.16 ⁇ m 2 and an MR change rate of 3.5%.
  • Example 2 The magnetoresistive effect element 10 according to the modified example 1 was manufactured, and the RA value and the MR change rate were evaluated. That is, as shown in FIG. 4, a structure in which the functional layer 21 was provided in the free layer 18 was produced.
  • Example 3 The magnetoresistive effect element 10 according to the modified example 2 was produced, and the RA value and MR change rate were evaluated. That is, as shown in FIG. 5, a structure in which a functional layer 21 was provided between the cap layer 19 and the free layer 18 was produced.
  • Example 4 The magnetoresistive effect element 10 according to the modified example 3 was manufactured, and the RA value and MR change rate were evaluated. That is, as shown in FIG. 6, a structure in which the functional layer 21 was provided between the spacer layer 16 and the upper pinned layer 143 was produced.
  • Example 5 The magnetoresistive effect element 10 according to the modified example 4 was manufactured, and the RA value and MR change rate were evaluated. That is, as shown in FIG. 7, a structure in which the functional layer 21 was provided in the upper pinned layer 143 was produced.
  • Example 6 The magnetoresistive effect element 10 according to the modified example 5 was produced, and the RA value and the MR change rate were evaluated. That is, as shown in FIG. 8, a structure in which the functional layer 21 was provided between the upper pinned layer 143 and the magnetic coupling layer 142 was produced.
  • Example 7 The magnetoresistive effect element 10 according to the modified example 6 was produced, and the RA value and the MR change rate were evaluated. That is, as shown in FIG. 9, a structure in which the functional layer 22 was provided between the free layer 18 and the spacer layer 16 and the functional layer 21 was also provided between the spacer layer 16 and the upper pinned layer 143 was fabricated.
  • the MR change rates of the magnetoresistive effect elements 10 according to Examples 1 to 7 are all larger than the MR change rate of Comparative Example 1, and the magnetic values according to the first embodiment and Modifications 1 to 6 are shown. It can be seen that the MR change rate can be improved by using the resistive element 10.
  • the functional layer can achieve both a high spin filter effect and a low spin flip by realizing a low resistivity. Since the oxide spin filtering layer is likely to be a material having high resistivity, the resistance is likely to be high. In general, when electrons pass through a layer having high resistance, a spin flip that loses spin information is likely to occur, and the MR change rate is reduced when the spin flip occurs. In the oxide spin filtering layer, there is room for further increasing the MR ratio by reducing spin flip.
  • FIG. 12A is a diagram showing a configuration of the magnetoresistive effect element 10 according to the second exemplary embodiment of the present invention.
  • the magnetoresistive effect element 10 according to the present exemplary embodiment is sandwiched between the upper pinned layer 143 and the cap layer 19 between the upper electrode 17 and the lower electrode 15 with the magnetoresistive effect element 10 described in the first exemplary embodiment.
  • the second embodiment differs from the first embodiment in that the current confinement layer 23 is provided. That is, the spacer layer 16 according to the first embodiment corresponds to the current confinement layer 23, and the current confinement layer 23 is sandwiched between the upper electrode 17 and the lower electrode 15.
  • the current confinement layer 23 corresponds to the spacer layer 16 constituting the magnetoresistive effect element 10 according to the first embodiment, and the current path 24 is formed in the current confinement layer 23 with the spacer layer 16. The point is different.
  • FIG. 12B is a diagram showing a configuration of the current confinement layer 23.
  • the current confinement layer 23 is made of an insulating layer 25, and a current path 24 is formed in the insulating layer 25 for current to pass through.
  • the lower metal layer 15 is used to form a current path 24 in the current confinement layer 25.
  • the lower metal layer 15 also functions to suppress oxidation of the upper pinned layer 143 located in the lower part when the insulating layer 25 constituting the current confinement layer 25 is formed.
  • a metal such as Cu, Au, or Ag can be used as the lower metal layer 15.
  • the current confinement layer 23 functions to pass a current between the pinned layer 26 and the free layer 18 through the current path 24 in addition to the function of breaking the magnetic coupling between the pinned layer 16 and the free layer 18.
  • the insulating layer 25 constituting the current confinement layer 23 is made of oxide, nitride, oxynitride or the like. Specifically, Ti oxide, Hf oxide, Mn oxide, Zr oxide, Cr oxide, Ta oxide, Nb oxide, Mo oxide, Si oxide, V oxide, Al, Si, etc. Nitride or oxynitride based on Hf, Ti, Mg, Zr, V, Mo, Nb, Ta, W, B, C can be used. Typical materials include Al 2 O 3 and those with additional elements added. Examples of additive elements include Ti, Hf, Mg, Zr, V, Mo, Si, Cr, Nb, Ta, W, B, and C. These additive elements can be added in an amount of 0% to 50% with respect to the insulating layer 25.
  • the current path 24 constituting the current confinement layer 23 functions to flow a current perpendicular to the film surface of the magnetoresistive effect element 10 to confine the current. Therefore, the MR change rate of the magnetoresistive effect element 10 can be improved.
  • the current path 24 Cu, Au, Ag, Ni, Co, Fe, or an alloy containing at least one of these elements can be used. Specifically, AlCu, CuNi, CuCo, CuFe, or the like can be used.
  • the Cu content may be 50% or more. preferable.
  • the MR ratio can be further improved by using FeCo having an fcc structure or a bcc structure as the insulating layer 25.
  • Fe x Co 100-x (x 30% to 100%)
  • a material to which the additive element is added can be used, and Co 50 Fe 50 [1 nm] / Ni 85 Fe 15 [3.5 nm] can be used.
  • the film thickness of the current confinement layer 23 is preferably 1 nm or more and 3 nm or less, and more preferably 1.5 nm or more and 2.5 nm or less from the viewpoint of breaking the magnetic coupling.
  • the upper metal layer 17 functions as a barrier layer for suppressing diffusion of oxygen and nitrogen constituting the current confinement layer 23 into the free layer 18 and serves as a seed layer for improving the crystallinity of the free layer 18.
  • the upper metal layer 17 is preferably the same as the material of the current path 24 constituting the current confinement layer 23. This is because if the material of the upper metal layer 17 is different from the material of the current path 24, the interface resistance is increased, but if both are the same material, the increase of the interface resistance is suppressed.
  • the material constituting the current path 24 is a magnetic material, it may be the same as or different from the magnetic material of the free layer.
  • the insulating layer 25 constituting the current confinement layer 23 is amorphous Al 2 O 3 , the crystallinity of the upper metal layer 17 formed on the current confinement layer 23 is deteriorated. By providing an extremely thin seed layer of about 0.25 nm such as Cu between the upper metal layer 17, the crystallinity of the free layer 18 can be improved.
  • step S ⁇ b> 114 the insulating layer 25 having the current path 24 is formed on the upper pinned layer 143.
  • the current confinement layer 23 including the current path 24 made of Cu is formed in the insulating layer 25 made of Al 2 O 3 having an amorphous structure will be described as an example.
  • a metal layer made of AlCu is formed on the lower metal layer 15.
  • pretreatment is performed by irradiating the metal layer with an ion beam of a rare gas such as Ar, Xe, Kr, or He.
  • a rare gas such as Ar, Xe, Kr, or He.
  • an oxidizing gas such as O 2 is supplied to oxidize the metal layer.
  • the metal layer can be converted into the insulating layer 25 made of Al 2 O 3, and the current path 24 penetrating the insulating layer 25 can be formed to form the current confinement layer 23.
  • This method is called IAO (Ion Assisted Oxidation). This is a process using the difference in oxidation energy that Al is easily oxidized and Cu is not easily oxidized.
  • FIG. 14 is a diagram illustrating a seventh modification of the magnetoresistive effect element 10 according to the second embodiment.
  • the free layer 18 includes a first free layer 18a and a second free layer 18b.
  • the first free layer 18 a is provided between the upper metal layer 17 and the functional layer 21, and the second free layer 18 b is provided between the cap layer 19 and the functional layer 21.
  • the functional layer 21 when the functional layer 21 is provided in the free layer 18 as described above, the functional layer 21 contributes to spin-dependent bulk scattering as described above.
  • oxygen contained in the functional layer 21 when the functional layer 21 is disposed at a position not in contact with the spacer layer, oxygen contained in the functional layer 21 is less diffused into the metal path of the current confinement layer 23, so that an oxygen element is present in the current confinement phase 23.
  • a high MR ratio can be obtained by avoiding the increase in resistivity of the metal path caused in some cases.
  • the magnetization direction of the functional layer 21 since the magnetization direction of the functional layer 21 is free, it contributes to the improvement of the MR ratio of the magnetoresistive effect element 10 without impeding the function of the free layer 18.
  • FIG. 15 is a diagram illustrating an eighth modification of the magnetoresistive effect element 10 according to the second embodiment.
  • This modification is different from the second embodiment in that the functional layer 21 is provided between the free layer 18 and the cap layer 19.
  • the functional layer 21 when the functional layer 21 is provided between the free layer 18 and the cap layer 19, as described above, the functional layer 21 contributes to spin-dependent bulk scattering. Further, when the functional layer 21 is disposed at a position not in contact with the metal layer 15, the current confinement layer 16, and the metal layer 17, diffusion of oxygen contained in the functional layer 21 into the metal path of the current confinement layer 23 is reduced. A high MR ratio can be obtained by avoiding an increase in resistivity of the metal path caused when an oxygen element is present in the current confinement phase 23. Furthermore, the functional layer 21 can prevent the magnetoresistive effect element 10 from deterioration such as oxidation.
  • FIG. 16 is a diagram illustrating a ninth modification of the magnetoresistance effect element 10 according to the second exemplary embodiment.
  • This modification is different from the second embodiment in that the functional layer 21 is provided between the upper pinned layer 143 and the lower metal layer 15.
  • the functional layer 21 when the functional layer 21 is provided between the upper pinned layer 143 and the lower metal layer 15, the functional layer 21 contributes to spin-dependent interface scattering as described above.
  • the functional layer 21 can prevent the material constituting the metal layer 15 and the material constituting the upper pinned layer 143 from being mixed, the upper pinned layer 143 is formed in the metal path constituting the current confinement layer 23. It becomes difficult to mix materials. As a result, the current confinement layer 23 allows conduction electrons to pass in a state where spin flip is suppressed, and the magnetization of the upper pinned layer 143 can be stably fixed.
  • FIG. 17 is a diagram showing a tenth modification of the magnetoresistive effect element 10 according to the second exemplary embodiment.
  • This modification is different from the second embodiment in that the functional layer 21 is provided in the upper pinned layer 143.
  • the functional layer 21 when the functional layer 21 is provided in the upper pinned layer 143, the functional layer 21 contributes to the spin-dependent bulk scattering as described above. Further, when the functional layer 21 is disposed at a position not in contact with the metal layer 15, the current confinement layer 23, and the metal layer 17, diffusion of oxygen contained in the functional layer 21 into the metal path of the current confinement layer 23 is reduced. A high MR ratio can be obtained by avoiding an increase in resistivity of the metal path caused when an oxygen element is present in the current confinement phase 23.
  • FIG. 18 is a diagram showing an eleventh modification of the magnetoresistive effect element 10 according to the second exemplary embodiment.
  • This modification is different from the second embodiment in that the functional layer 21 is provided between the upper pinned layer 143 and the magnetic coupling layer 142.
  • the functional layer 21 when the functional layer 21 is provided between the upper pinned layer 143 and the magnetic coupling layer 142, the functional layer 21 contributes to spin-dependent bulk scattering as described above. Further, when the functional layer 21 is disposed at a position not in contact with the metal layer 15, the current confinement layer 23, and the metal layer 17, diffusion of oxygen contained in the functional layer 21 into the metal path of the current confinement layer 23 is reduced. A high MR ratio can be obtained by avoiding an increase in resistivity of the metal path caused when an oxygen element is present in the current confinement phase 23.
  • FIG. 19 is a diagram showing a twelfth modification of the magnetoresistance effect element 10 according to the second exemplary embodiment.
  • a second functional layer 22 is formed between the upper metal layer 17 and the free layer 18. It differs from the second embodiment in that it is provided in between.
  • a second functional layer 22 is further provided between the upper metal layer 17 and the free layer 18.
  • the magnetoresistive effect element 10 according to the above-described modified examples 7 to 12 can be manufactured by using the manufacturing method of the magnetoresistive effect element 10 described in the first embodiment and the second embodiment.
  • the description of the manufacturing method of the magnetoresistive effect element 10 according to the modified examples 7 to 12 is omitted.
  • Example 10 The magnetoresistive effect element 10 according to the second embodiment and the modified examples 7 to 12 is manufactured, and the RA value and the MR change rate of the magnetoresistive effect element 10 are evaluated by performing vertical energization between the electrode 11 and the electrode 20. did.
  • Example 8 The magnetoresistive effect element 10 according to the second embodiment was manufactured, and the RA value and MR change rate were evaluated. That is, as shown in FIG. 12A, a structure in which a functional layer 21 was provided between the free layer 18 and the metal layer 17 was produced.
  • Example 9 The magnetoresistive effect element 10 according to the modified example 7 was manufactured, and the RA value and the MR change rate were evaluated. That is, as shown in FIG. 14, a structure in which the functional layer 21 was provided in the free layer 18 was produced.
  • Example 10 The magnetoresistive effect element 10 according to the modified example 8 was produced, and the RA value and MR change rate were evaluated. That is, as shown in FIG. 15, a structure in which a functional layer 21 was provided between the cap layer 19 and the free layer 18 was produced.
  • Example 11 The magnetoresistive effect element 10 according to the modified example 9 was produced, and the RA value and MR change rate were evaluated. That is, as shown in FIG. 16, a structure in which a functional layer 21 was provided between the metal layer 15 and the upper pinned layer 143 was produced.
  • Example 12 The magnetoresistive effect element 10 according to the modification 10 was manufactured, and the RA value and the MR change rate were evaluated. That is, as shown in FIG. 17, a structure in which the functional layer 21 was provided in the upper pinned layer 143 was produced.
  • Example 13 The magnetoresistive effect element 10 according to the modification 11 was manufactured, and the RA value and the MR change rate were evaluated. That is, as shown in FIG. 18, a structure in which the functional layer 21 was provided between the upper pinned layer 143 and the magnetic coupling layer 142 was produced.
  • Example 14 The magnetoresistive effect element 10 according to the modified example 12 was produced, and the RA value and MR change rate were evaluated. That is, as shown in FIG. 19, a structure in which a functional layer 21 was provided between the free layer 18 and the metal layer 17 and a functional layer 22 was also provided between the metal layer 15 and the upper pinned layer 143 was produced.
  • Comparative Example 2 A magnetoresistive effect element not using a functional layer was fabricated and evaluated for RA value and MR change rate. The difference from the magnetoresistive effect element according to Comparative Example 1 is that the spacer layer is sandwiched between two metal layers and has an insulating layer having a through current path.
  • the magnetoresistive effect element 10 shown in FIG. 1 described in the first embodiment changes the RA value of the magnetoresistive effect element and the resistivity of the functional layer constituting the magnetoresistive effect element by changing the oxygen exposure amount. I let you. Then, the influence of the RA value of the magnetoresistive effect element and the resistivity of the functional layer on the MR change rate was examined.
  • the magnetoresistive effect element 10 includes a cap layer 19 that prevents deterioration such as oxidation of the magnetoresistive effect element 10, a pinned layer 14 with fixed magnetization, and a gap between the cap layer 19 and the pinned layer 14.
  • a layered body 7 provided with a functional layer 21 provided and including an oxide mixed with any one element of Zn, In, Sn, and Cd, and any one element of Fe, Co, and Ni; It consists of a pair of electrodes 11 and 20 for allowing a current to flow perpendicularly to the film surface of the laminate 7 and an antiferromagnetic material for fixing the magnetization direction of the pinned layer provided between the electrode 11 and the pinned layer 14.
  • Pinning layer 13, pinning layer 13 and electrode 1 Comprises, a base layer 12 provided between the.
  • the structure of the magnetoresistive effect element 10 manufactured in this example is shown below.
  • Underlayer 12 Ta [1 nm] / Ru [2 nm] Pinning layer 13: Ir 22 Mn 78 [7 nm] Pinned layer 14: Co 90 Fe 10 [4.4 nm] / Ru [0.9 nm] / Fe 50 Co 50 [4 nm] Spacer layer 16: Cu [3 nm] Functional layer 21: Zn—Fe 50 Co 50 —O [2 nm] Free layer 18: Fe 50 Co 50 [3 nm] The functional layer was produced by forming 1 nm of Fe 50 Co 50 on a spacer layer made of Cu and 0.6 nm of Zn on the same.
  • Example 15 was converted into an oxide of Zn and Fe 50 Co 50 (hereinafter referred to as Zn—Fe 50 Co 50 —O) by IAO to form a functional layer.
  • the oxygen exposure amount used by IAO was changed.
  • the oxygen exposure amount in Example 15 at this time was 1.2 ⁇ 10 4 Langmiur
  • Example 16 was 1.5 ⁇ 10 4 Langmiur
  • Example 17 was 1.8 ⁇ 10 4 Langmiur.
  • Comparative Example 3 it was set to 3.0 ⁇ 10 4 Langmiur.
  • the oxygen exposure was set slightly larger than Examples 15 to 17.
  • FIG. 20 shows the MR change of the functional layer when the oxygen exposure amount used in IAO is changed and the RA value of the magnetoresistive effect element and the resistivity of the functional layer made of Zn—Fe 50 Co 50 —O are changed. It is a figure which shows the result of a rate. In addition, the measurement result (equivalent to the comparative example 2) of the magnetoresistive effect element which does not provide the functional layer is also shown for reference.
  • the resistivity of the functional layer is represented by ⁇ Zn—Fe50Co50-O for the resistivity of the functional layer, t Zn—FeCo—O for the thickness of the functional layer, and an increase in the sheet resistance of the magnetoresistive effect element by providing the functional layer.
  • Is ⁇ RA Zn—FeCo—O and the resistivity ⁇ Zn—FeCo—O of the functional layer was obtained from the following formula 1.
  • the film thickness of the functional layer was determined from the cross-sectional TEM observation image, and the film thickness of each of the functional layers according to Examples 15, 16, 17 and Comparative Example 3 was 2 nm.
  • the value of ⁇ RA is the difference between the RA value of the magnetoresistive effect element without the functional layer (Comparative Example 2 in FIG. 20) and the RA value of the magnetoresistive effect element with the functional layer provided. Used.
  • FIG. 20 shows that the MR ratio is improved when the resistivity of the functional layer is 5 ⁇ 10 4 ⁇ cm or less. It can also be seen that the MR ratio is improved when the RA value of the magnetoresistive element is 1 ⁇ cm or less.
  • the above result is considered to be because spin flip inside the functional layer 21 could be suppressed by producing the functional layer 21 having a low resistivity by using an appropriate oxygen exposure amount.
  • FIG. 21 and 22 are views showing a state in which the magnetoresistive effect element 10 according to this embodiment is incorporated in a magnetic head.
  • FIG. 21 is a cross-sectional view of the magnetoresistive element 10 cut in a direction substantially parallel to a medium facing surface facing a magnetic recording medium (not shown).
  • FIG. 22 is a cross-sectional view of the magnetoresistive element 10 cut in a direction perpendicular to the medium facing surface ABS.
  • the magnetic head illustrated in FIGS. 21 and 22 has a so-called hard abutted structure.
  • An electrode 11 and an electrode 20 are respectively provided above and below the magnetoresistive element 10.
  • a bias magnetic field application film 41 and an insulating film 42 are laminated on both sides of the magnetoresistive effect element 10.
  • a protective layer 43 is provided on the medium facing surface of the magnetoresistive element 10.
  • Sense current for the magnetoresistive effect element 10 is energized in a direction substantially perpendicular to the film surface as indicated by an arrow A by the electrodes 11 and 20 disposed above and below the magnetoresistive effect element 10.
  • a bias magnetic field is applied to the magnetoresistive effect element 10 by a pair of bias magnetic field application films 41 provided on the left and right. This bias magnetic field controls the magnetic anisotropy of the free layer 18 of the magnetoresistive effect element 10 to form a single magnetic domain, thereby stabilizing the magnetic domain structure and suppressing Barkhausen noise caused by the domain wall movement. can do.
  • FIG. 23 is a perspective view showing a magnetic recording / reproducing apparatus according to this embodiment.
  • the magnetic recording / reproducing apparatus 310 is an apparatus using a rotary actuator.
  • the magnetic recording medium 230 is provided in the spindle motor 330 and is rotated in the medium moving direction 270 by a motor (not shown) that responds to a control signal from a drive control unit (not shown).
  • the magnetic recording / reproducing apparatus 310 may include a plurality of magnetic recording media 230.
  • the head slider 280 for recording / reproducing information stored in the magnetic recording medium 230 is provided with a magnetic head 140 including the magnetoresistive effect element 10.
  • the head slider 280 is made of such Al 2 O 3 / TiC, over the magnetic recording medium 230 such as a magnetic disk, it is designed to be relatively movement while floating or contact.
  • the head slider 280 is attached to the tip of the thin film suspension 350.
  • the head slider 280 is provided with the magnetic head 140 near the tip of the head slider 280.
  • the pressure applied by the suspension 350 balances the pressure generated on the medium facing surface (ABS) of the head slider 280.
  • the medium facing surface of the head slider 280 is held with a predetermined flying height from the surface of the magnetic recording medium 230.
  • a “contact traveling type” in which the head slider 280 contacts the magnetic recording medium 230 may be used.
  • the suspension 350 is connected to one end of an actuator arm 360 having a bobbin portion for holding a drive coil (not shown).
  • a voice coil motor 370 which is a kind of linear motor, is provided.
  • the voice coil motor 370 includes a drive coil (not shown) wound around the bobbin portion of the actuator arm 360, and a magnetic circuit including a permanent magnet and an opposing yoke that are provided so as to sandwich the drive coil. be able to.
  • the actuator arm 360 is held by ball bearings (not shown) provided at two locations above and below the bearing portion 380, and can be freely rotated and slid by a voice coil motor 370. As a result, the magnetic head 140 can be moved to an arbitrary position on the magnetic recording medium 230.
  • FIG. 25A shows a head stack assembly 390 constituting a part of the magnetic recording / reproducing apparatus 310 according to this embodiment.
  • FIG. 25B is a perspective view showing a magnetic head assembly (head gimbal assembly (HGA)) 400 that is a part of the head stack assembly 390.
  • HGA head gimbal assembly
  • the head stack assembly 390 includes a bearing portion 380, a head gimbal assembly 400 extending from the bearing portion 380, and a head gimbal assembly 400 extending from the bearing portion 380 in the opposite direction. And a support frame 420 that supports the coil 410 of the voice coil motor.
  • the head gimbal assembly 400 includes an actuator arm 360 extending from the bearing portion 380 and a suspension 350 extending from the actuator arm 360.
  • a head slider 280 having the magnetic recording head 140 described in the second embodiment is provided at the tip of the suspension 350.
  • a magnetic head assembly (head gimbal assembly (HGA)) 400 includes the magnetic recording head 140 described in the second embodiment, the head slider 280 provided with the magnetic recording head 140, and the head slider 280.
  • a suspension 350 mounted on one end and an actuator arm 360 connected to the other end of the suspension 350 are provided.
  • the suspension 350 has lead wires (not shown) for writing and reading signals, for heaters for adjusting the flying height, and for the STO 10, and for the magnetic recording head 140 incorporated in the head slider and the head slider 280. Each electrode is electrically connected. Electrode pads (not shown) are provided on the head gimbal assembly 400. In the present embodiment, eight electrode pads are provided. Two electrode pads for the coil of the main magnetic pole 200, two electrode pads for the magnetic reproducing element 190, two electrode pads for DFH (dynamic flying height), and two electrode pads for STO10 are provided. Yes.
  • a signal processing unit 385 (not shown) is provided on the back side in the drawing of the magnetic recording / reproducing apparatus 310 shown in FIG.
  • the signal processing unit 385 uses the magnetic recording head 140 to write and read signals to and from the magnetic recording medium 230.
  • the input / output lines of the signal processing unit 385 are connected to the electrode pads of the head gimbal assembly 400 and are electrically coupled to the magnetic recording head 140.
  • the magnetic recording / reproducing apparatus 310 has a magnetic recording medium 230, a magnetic recording head 140, and the magnetic recording medium 230 and the magnetic recording head 140 that are spaced apart or in contact with each other while facing each other.
  • a movable portion that can be moved to a position, a position control portion that aligns the magnetic recording head 140 with a predetermined recording position of the magnetic recording medium 230, and a signal that writes to and reads from the magnetic recording medium 230 using the magnetic recording head 140
  • a processing unit 385 a processing unit 385.
  • the magnetic recording medium 230 As the magnetic recording medium 230, the magnetic recording medium 230 is used.
  • the movable part may include a head slider 280.
  • the position controller may include the head gimbal assembly 400.
  • the magnetic recording / reproducing apparatus 310 uses a magnetic recording medium 230, a head gimbal assembly 400, and a signal processing unit that writes and reads signals to and from the magnetic recording medium 230 using the magnetic recording head 140 mounted on the head gimbal assembly 400. 385.
  • magnetoresistive elements magnetic heads, magnetic recording / reproducing devices, and magnetic memories that can be implemented by those skilled in the art based on the magnetic head and magnetic recording / reproducing device described above as embodiments of the present invention.
  • the magnetoresistive effect element according to the present invention can be used.
  • the bottom type magnetoresistive effect element 10 has been described.
  • the top type magnetoresistive effect element 10 in which the pinned layer 14 is formed above the spacer layer 16 can also obtain the effect of the present invention. Can do.
  • SYMBOLS 10 Magnetoresistive element, 11, 20 ... Electrode, 12 ... Underlayer, , 13 ... Pinning layer, 14 ... Pinned layer (magnetization pinned layer), 16 ... Spacer layer, 18 ... Free layer (magnetization free layer), 19 ... Cap layer, 21 ... Functional layer, 141 ... Lower pinned layer, 142 ... Magnetic Bonding layer, 143 ... upper pinned layer

Abstract

　キャップ層１９と、磁化固着層１４と、キャップ層１９と磁化固着層１４との間に設けられた磁化自由層１８と、磁化固着層１４と磁化自由層１８との間に設けられたスペーサ層１６と、磁化固着層１４中、磁化固着層１４とスペーサ層１６との間、スペーサ層１６と磁化自由層１８との間、磁化自由層１８中、及び磁化自由層１８とキャップ層１９との間の何れかに設けられ、Ｚｎ、Ｉｎ、Ｓｎ、及びＣｄから選択される少なくとも１つの元素、並びにＦｅ、Ｃｏ、及びＮｉから選択される少なくとも１つの元素を含む酸化物を有する機能層２１と、を備えた積層体と、積層体の膜面に垂直に電流を流すための一対の電極１１、２０と、を備えたことを特徴とする磁気抵抗効果素子。

Description

磁気抵抗効果素子、及び磁気記録再生装置
　本発明は、磁気抵抗効果素子、及びそれを用いた磁気記録再生装置に関する。
　特開２００４－６５８９号公報は、強磁性層の層中あるいは、これらと非磁性スペーサ層との界面に、酸化物あるいは窒化物からなる薄膜のスピンフィルター層（Ｓｐｉｎ　Ｆｉｌｔｅｒ：ＳＦ）を挿入した磁気抵抗効果素子が提案されている。このＳＦ層は、アップスピン電子又はダウンスピン電子の何れか一方の通電を阻害するスピンフィルター効果を有するために、ＭＲ（Ｍａｇｎｅｔｒｏ　Ｒｅｓｉｓｔａｎｃｅ）変化率を増大させることができる。
　しかしながら、特開２００４－６５８９号公報に開示された磁気抵抗効果素子では、ＳＦ層をアップスピン電子又はダウンスピン電子が通過する際に、電子の状態がＳＦ層を透過する前の状態を維持できずに、電子のスピン情報を失ってしまうスピンフリップが発生しやすく、ＭＲ変化率の低下を引き起こしてしまう。
特開２００４－６５８９号公報
　そこで、本発明は、スピンフリップの発生を抑制することのでき、ＭＲ変化率を向上させることができる磁気抵抗効果素子、及び磁気記録再生装置を提供する。
　本発明の一態様に係る磁気抵抗効果素子は、キャップ層と、磁化固着層と、前記キャップ層と前記磁化固着層との間に設けられた磁化自由層と、前記磁化固着層と前記磁化自由層との間に設けられたスペーサ層と、前記磁化固着層中、前記磁化固着層と前記スペーサ層との間、前記スペーサ層と前記磁化自由層との間、前記磁化自由層中、及び前記磁化自由層と前記キャップ層との間の何れかに設けられ、Ｚｎ、Ｉｎ、Ｓｎ、及びＣｄから選択される少なくとも１つの元素、並びにＦｅ、Ｃｏ、及びＮｉから選択される少なくとも１つの元素を含む酸化物を有する機能層と、を備えた積層体と、前記積層体の膜面に垂直に電流を流すための一対の電極と、を備えたことを特徴とする。
本発明の第１の実施形態に係わる磁気抵抗効果素子の構成を示す図。 下地層の構成を示す図。 第１の実施形態に係わる磁気抵抗効果素子の製造方法を説明するためのフローチャート図。 第１の変形例に係わる磁気抵抗効果素子の構成を示す図。 第２の変形例に係わる磁気抵抗効果素子の構成を示す図。 第３の変形例に係わる磁気抵抗効果素子の構成を示す図。 第４の変形例に係わる磁気抵抗効果素子の構成を示す図。 第５の変形例に係わる磁気抵抗効果素子の構成を示す図。 第６の変形例に係わる磁気抵抗効果素子の構成を示す図。 磁気抵抗効果素子の断面ＴＥＭ像を示す図。 磁気抵抗効果素子の３次元アトムプローブ解析の結果を示す図。 本発明の第２の実施形態に係わる磁気抵抗効果素子の構成を示す図。 電流狭窄層の構成を示す図。 第２の実施形態に係わる磁気抵抗効果素子の製造方法を説明するためのフローチャート図。 第７の変形例に係わる磁気抵抗効果素子の構成を示す図。 第８の変形例に係わる磁気抵抗効果素子の構成を示す図。 第９の変形例に係わる磁気抵抗効果素子の構成を示す図。 第１０の変形例に係わる磁気抵抗効果素子の構成を示す図。 第１１の変形例に係わる磁気抵抗効果素子の構成を示す図。 第１２の変形例に係わる磁気抵抗効果素子の構成を示す図。 磁気抵抗効果素子のＲＡ値と機能層の抵抗率とＭＲ変化率との関係を示す図。 第３の実施形態に係わる磁気ヘッドの構成を示す図。 磁気ヘッドの構成を示す図。 第４の実施形態に係わる磁気記録再生装置の構成を示す図。 ヘッドスライダの構成を示す図。 ヘッドスタックアセンブリの構成を示す図。
　以下、図面を参照しつつ本発明の実施形態について説明する。また、以下説明する図面において、符号が一致するものは、同様のものを示しており、重複した説明は省略する。
　本発明は、巨大磁気抵抗効果（ＧＭＲ：Ｇｉａｎｔ　Ｍａｇｎｅｔｏ－Ｒｅｓｉｓｔａｎｃｅ　ｅｆｆｅｃｔ）を利用した高感度なスピンバルブ膜を含むＣＰＰ（Ｃｕｒｒｅｎｔ　Ｐｅｒｐｅｎｄｉｃｕｌａｒ　ｔｏ　Ｐｌａｎｅ）－ＧＭＲ素子を想定している。スピンバルブ膜とは、２層の強磁性層の間に非磁性スペーサ層を挟んだサンドイッチ構造を有する積層膜であり、抵抗変化を生ずる積層膜構造部位はスピン依存散乱ユニットとも呼ばれる。２層の強磁性層の一方の強磁性層（「ピン層」あるいは「磁化固定層」という）の磁化方向は反強磁性層などで固着される。他方の強磁性層（「フリー層」あるいは「磁化自由層」という）の磁化方向は外部磁界により変化可能である。スピンバルブ膜では、２層の強磁性層の磁化方向の相対角度の変化によって、大きな磁気抵抗効果が得られる。なお、ＣＰＰ－ＧＭＲ素子では、スピンバルブ膜面に対して垂直方向から微弱な電流を流す。
（第１の実施形態）
　図１は、本発明の第１の実施形態に係る磁気抵抗効果素子１０の構成を示す図である。
　本実施形態に係る磁気抵抗効果素子１０は、磁気抵抗効果素子１０を酸化等の劣化から防止するキャップ層１９と、磁化が固着された磁化固着層（以下、ピン層と呼ぶ）１４と、キャップ層１９とピン層１４との間に設けられた磁化が自由に回転する磁化自由層（以下、フリー層と呼ぶ）１８と、ピン層１４とフリー層１８との間に設けられた非磁性体からなる中間層（以下、スペーサ層と呼ぶ）１６と、スペーサ層１６とフリー層１８との間に設けられ、少なくともＺｎ、Ｉｎ、Ｓｎ、及びＣｄの何れか１つの元素、並びに少なくともＦｅ、Ｃｏ、Ｎｉの何れか１つの元素を混合した酸化物を含む機能層２１と、を備える。ここで、キャップ層１９、フリー層１８、機能層２１、スペーサ層１６、及びピン層１４を積層体７と定義する。
　そして、磁気抵抗効果素子１０は、さらに、積層体７の膜面に垂直に電流を流すための一対の電極１１、２０と、電極１１とピン層１４の間に設けられたピン層１４の磁化方向を固着するための反強磁性体からなるピニング層１３と、ピニング層１３と電極１１との間に設けられた下地層１２と、を備える。
　電極１１、２０は、磁気抵抗効果素子１０の膜面に対して垂直方向に電流を流す。電極１１と電極２０との間に電圧が印加されることで、磁気抵抗効果素子１０の内部を膜面垂直方向に沿って電流が流れるようになる。
　この電流が流れることで、磁気抵抗効果に起因する抵抗の変化を検出することができ、磁気の検知が可能となる。電極１１、２０には、電流を磁気抵抗効果素子１０に流すために、電気抵抗が比較的小さいＣｕ、Ａｕ等が用いられる。
　下地層１２は、例えば、図２に示すように、バッファ層１２ａ上にシード層１２ｂが設けられた構成をとる。
　バッファ層１２ａは電極１１の表面の荒れを緩和し、バッファ層１２ａ上に積層された結晶性を良好にするための層である。バッファ層１２ａとしては、例えばＴａ、Ｔｉ、Ｖ、Ｗ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｃｒ又はこれらの合金を用いることができる。バッファ層１２ａの膜厚は１ｎｍ以上１０ｎｍ以下が好ましく、２ｎｍ以上５ｎｍ以下がより好ましい。バッファ層１２ａの厚さが薄すぎるとバッファ効果が失われる。一方、バッファ層１２ａの厚さが厚すぎるとＭＲ変化率に寄与しない直列抵抗を増大させることになる。なお、バッファ層１２ａ上に形成されるシード層１２ｂがバッファ効果を有する場合には、バッファ層１２ａを必ずしも設ける必要はない。好ましい一例として、Ｔａを３ｎｍ形成することができる。
　シード層１２ｂは、シード層１２ｂ上に積層される層の結晶配位向及び結晶粒径を制御するための層である。シード層１２ｂとして、ｆｃｃ構造（ｆａｃｅ－ｃｅｎｔｅｒｅｄ　ｃｕｂｉｃ　ｓｔｒｕｃｔｕｒｅ：面心立方格子構造）間又はｈｃｐ構造（ｈｅｘａｇｏｎａｌ　ｃｌｏｓｅ－ｐａｃｋｅｄ　ｓｔｒｕｃｔｕｒｅ：六方最密格子構造）やｂｃｃ構造（ｂｏｄｙ－ｃｅｎｔｅｒｅｄ　ｃｕｂｉｃ　ｓｔｒｕｃｔｕｒｅ：体心立方格子構造）を有する金属等が好ましい。
　例えば、シード層１２ｂとして、ｈｃｐ構造を有するＲｕや、ｆｃｃ構造を有するＮｉＦｅを用いることにより、その上のスピンバルブ膜の結晶配向をｆｃｃ（１１１）配向にすることができる。また、ピニング層１３がＩｒＭｎの場合には良好なｆｃｃ（１１１）配向が実現され、ピニング層１３がＰｔＭｎの場合に規則化したｆｃｔ（１１１）構造（ｆａｃｅ－ｃｅｎｔｅｒｅｄ　ｔｅｔｒａｇｏｎａｌ　ｓｔｒｕｃｔｕｒｅ：面心正方構造）が得られる。また、フリー層１８及びピン層１４としてｆｃｃ金属を用いたときには良好なｆｃｃ（１１１）配向を実現でき、フリー層１８及びピン層１４としてｂｃｃ金属を用いたときには、良好なｂｃｃ（１１０）配向とすることができる。結晶配向を向上させるシード層１２ｂとしての機能を十分発揮するために、シード層１２ｂの膜厚としては、１ｎｍ以上５ｎｍ以下が好ましく、より好ましくは、１．５ｎｍ以上３ｎｍ以下が好ましい。好ましい一例として、Ｒｕを２ｎｍ形成することができる。
　他にも、シード層１２ｂとして、Ｒｕの代わりに、ＮｉＦｅベースの合金（例えば、ＮｉｘＦｅ１００－ｘ（ｘ＝９０％～５０％、好ましくは７５％～８５％）や、ＮｉＦｅに第３元素Ｘを添加して非磁性にした（ＮｉｘＦｅ１００－ｘ）１００－ｙＸｙ（Ｘ＝Ｃｒ、Ｖ、Ｎｂ、Ｈｆ、Ｚｒ、Ｍｏ））を用いることもできる。ＮｉＦｅベースのシード層１２ｂでは、良好な結晶配向性を得るのが比較的容易であり、ロッキングカーブの半値幅を３°～５°とすることができる。
　シード層１２ｂには、結晶配向を向上させる機能だけでなく、スピンバルブ膜の結晶粒径を制御する機能もある。具体的には、スピンバルブ膜の結晶粒径を５ｎｍ以上２０ｎｍ以下に制御することができ、磁気抵抗効果素子のサイズが小さくなっても、特性のばらつきを招くことなく高いＭＲ変化率を実現できる。
　なお、シード層１２ｂの結晶粒径を５ｎｍ以上２０ｎｍ以下にすることで、結晶粒界による電子乱反射及び非弾性散乱サイトが少なくなる。このサイズの結晶粒径を得るには、Ｒｕを２ｎｍ形成する。また、（ＮｉｘＦｅ１００－ｘ）１００－ｙＺｙ（Ｚ＝Ｃｒ、Ｖ、Ｎｂ、Ｈｆ、Ｚｒ、Ｍｏ））の場合には、第３元素Ｘの組成ｙを０％～３０％程度として（ｙが０の場合も含む）、２ｎｍ形成することが好ましい。
　スピンバルブ膜の結晶粒径は、シード層１２ｂとスペーサ層１６との間に配置された層の結晶粒の粒径によって判別できる（例えば、断面ＴＥＭなどによって決定できる）。例えば、ピン層１４がスペーサ層１６よりも下層に位置するボトム型スピンバルブ膜の場合には、シード層１２ｂの上に形成されるピニング層１３（反強磁性層）や、ピン層１４（磁化固着層）の結晶粒径によって判別することができる。
　ピニング層１３は、その上に形成されるピン層１４となる強磁性層に一方向異方性（ｕｎｉｄｉｒｅｃｔｉｏｎａｌ　ａｎｉｓｏｔｒｏｐｙ）を付与して磁化を固着する機能を有する。ピニング層１３の材料としては、ＰｔＭｎ、ＰｄＰｔＭｎ、ＩｒＭｎ、又はＲｕＲｈＭｎなどの反強磁性材料を用いることができる。この内、高記録密度対応のヘッドの材料として、ＩｒＭｎが有利である。ＩｒＭｎは、ＰｔＭｎよりも薄い膜厚で一方向異方性を印加することができ、高密度記録の為に必要な狭ギャップ化に適している。
　十分な強さの一方向異方性を付与するために、ピニング層１３の膜厚を適切に設定する。ピニング層１３の材料がＰｔＭｎやＰｄＰｔＭｎの場合には、膜厚として、８ｎｍ以上２０ｎｍ以下が好ましく、１０ｎｍ以上１５ｎｍ以下がより好ましい。ピニング層１３の材料がＩｒＭｎの場合には、ＰｔＭｎなどより薄い膜厚でも一方向異方性を付与可能であり、４ｎｍ以上１８ｎｍ以下が好ましく、５ｎｍ以上１５ｎｍ以下がより好ましい。好ましい一例として、Ｉｒ２２Ｍｎ７８を７ｎｍ形成することができる。
　ピニング層１３として、反強磁性層の代わりに、ハード磁性層も用いることができる。ハード磁性層として、例えば、ＣｏＰｔ（Ｃｏ＝５０％～８５％）、（ＣｏｘＰｔ１００－ｘ）１００－ｙＣｒｙ（ｘ＝５０％～８５％、ｙ＝０％～４０％）、ＦｅＰｔ（Ｐｔ＝４０％～６０％）を用いることができる。ハード磁性層（特に、ＣｏＰｔ）は比抵抗が比較的小さいため、直列抵抗および面積抵抗ＲＡ（Ｒｅｓｉｓｔａｎｃｅ　Ａｒｅａ）の増大を抑制できる。
　ここで、面積抵抗ＲＡとは、磁気抵抗効果素子１０の積層膜の積層方向に対して垂直な断面積と磁気抵抗効果素子１０の積層膜の膜面に垂直に電流を流したときに一対の電極から得られる抵抗との積を示す。
　スピンバルブ膜やピニング層１３の結晶配向性は、Ｘ線回折により測定できる。スピンバルブ膜のｆｃｃ（１１１）ピーク、ピニング層１３（ＰｔＭｎ）のｆｃｔ（１１１）ピークまたはｂｃｃ（１１０）ピークでのロッキングカーブの半値幅を３．５°～６°として、良好な配向性を得ることができる。なお、この配向の分散角は断面ＴＥＭを用いた回折スポットからも判別することができる。
　ピン層１４は、ピニング層１３側から下部ピン層１４１、磁気結合層１４２、及び上部ピン層１４２をこの順に積層した構成をとる。
　ピニング層１３と下部ピン層１４１は一方向異方性（Ｕｎｉｄｉｒｅｃｔｉｏｎａｌ　Ａｎｉｓｏｔｒｏｐｙ）を持つように交換磁気結合している。磁気結合層１４２を挟む下部ピン層１４１及び上部ピン層１４３は、磁化の向きが互いに反平行になるように強く結合している。
　下部ピン層１４１の材料としては、例えば、ＣｏｘＦｅ１００－ｘ合金（ｘ＝０％～１００％）、ＮｉｘＦｅ１００－ｘ合金（ｘ＝０％～１００％）、またはこれらに非磁性元素を添加したものを用いることができる。また、下部ピン層１４１の材料として、Ｃｏ、Ｆｅ、Ｎｉの単元素やこれらの合金を用いることもできる。
　下部ピン層１４１の膜厚は２ｎｍ以上５ｎｍ以下が好ましい。ピニング層１３による一方向異方性磁界強度および磁気結合層１４２を介した下部ピン層１４１と上部ピン層１４３との反強磁性結合磁界を強く保つためである。
　また、下部ピン層１４１が薄すぎると、ＭＲ変化率に影響を与える上部ピン層１４３も薄くしなければならなくなるため、ＭＲ変化率が小さくなる。一方、下部ピン層１４１が厚すぎるとデバイス動作に必要な十分な一方向性異方性磁界を得ることが困難になる。
　また、下部ピン層１４１の磁気膜厚（飽和磁化Ｂｓ×膜厚ｔ（Ｂｓ・ｔ積））を考慮する場合、上部ピン層１４３の磁気膜厚とほぼ等しいことが好ましい。つまり、上部ピン層１４３の磁気膜厚と下部ピン層１４１の磁気膜厚とが対応することが好ましい。
　例えば、上部ピン層１４３が（Ｆｅ５０Ｃｏ５０［１ｎｍ］／Ｃｕ［０．２５ｎｍ］）×２／Ｆｅ５０Ｃｏ５０［１ｎｍ］の場合、薄膜でのＦｅ５０Ｃｏ５０の飽和磁化が約２．２Ｔであるため、磁気膜厚は２．２Ｔ×３ｎｍ＝６．６Ｔｎｍとなる。Ｃｏ９０Ｆｅ１０の飽和磁化が約１．８Ｔなので、上記と等しい磁気膜厚を与える下部ピン層１４１の膜厚ｔは６．６Ｔｎｍ／１．８Ｔ＝３．４７ｎｍとなる。したがって、この場合、下部ピン層１４１の膜厚は約３．６ｎｍのＣｏ９０Ｆｅ１０を用いることが好ましい。また、下部ピン層１４１としてＣｏ７５Ｆｅ２５を用いる場合は、同様の計算から、膜厚が約３．３ｎｍとすることが好ましい。
　ここで、‘／’は‘／’の左側に記載されたものから順に積層していることを示し、Ａｕ／Ｃｕ／Ｒｕと記載された場合、Ａｕ層上にＣｕ層を積層し、Ｃｕ層上にＲｕ層を積層していることを示す。また、‘×２’とは、２層であることを示し、（Ａｕ／Ｃｕ）×２と記載された場合、Ａｕ層上にＣｕ層を積層し、Ｃｕ層上にさらにＡｕ層、Ｃｕ層と順次積層していることを示す。また、‘［　］’はその材料の膜厚を示す。
　磁気結合層１４２は、磁気結合層１４２を挟む下部ピン層１４１及び上部ピン層１４３に反強磁性結合を生じさせてシンセティックピン構造を形成する機能を有する。磁気結合層１４２として、Ｒｕを用いることができ、磁気結合層１４２の膜厚は０．８ｎｍ以上１ｎｍ以下であることが好ましい。なお、磁気結合層１４２を挟む下部ピン層１４１及び上部ピン層１４３に十分な反強磁性結合を生じさせる材料であれば、Ｒｕ以外の材料を用いてもよい。磁気結合層１４２の膜厚は、ＲＫＫＹ（Ｒｕｄｅｒｍａｎ－Ｋｉｔｔｅｌ－　Ｋａｓｕｙａ－Ｙｏｓｉｄａ）結合の２ｎｄピークに対応する膜厚０．８ｎｍ以上１ｎｍ以下の代わりに、ＲＫＫＹ結合の１ｓｔピークに対応する膜厚０．３ｎｍ以上０．６ｎｍ以下を用いることもできる。ここでは、より高信頼性の結合を安定して特性が得られる、膜厚が０．９ｎｍのＲｕが一例として挙げられる。
　上部ピン層１４３は、ＭＲ効果に直接的に寄与する磁性層であり、大きなＭＲ変化率を得るために、この構成材料、膜厚の双方が重要である。特に、スペーサ層１６との界面に位置する磁性材料は、スピン依存界面散乱に寄与する点で特に重要である。スピン依存界面散乱とは、スペーサ層とフリー層やピン層との界面でＭＲ効果を発現する現象である。
　上部ピン層１４３としては、Ｆｅ５０Ｃｏ５０を用いることができる。Ｆｅ５０Ｃｏ５０は、ｂｃｃ構造を有する磁性材料である。この材料は、スピン依存界面散乱効果が大きいため、大きなＭＲ変化率を実現することができる。ｂｃｃ構造をもつＦｅＣｏ系合金として、ＦｅｘＣｏ１００－ｘ（ｘ＝３０％～１００％）や、ＦｅｘＣｏ１００－ｘに添加元素を加えたものが挙げられる。そのなかでも、諸特性をすべて満たしたＦｅ４０Ｃｏ６０～Ｆｅ８０Ｃｏ２０が使いやすい材料の一例である。
　上部ピン層１４３が、高ＭＲ変化率を実現しやすいｂｃｃ構造をもつ磁性層から形成されている場合には、この磁性層の全膜厚が１．５ｎｍ以上であることが好ましい。ｂｃｃ構造を安定に保つためである。スピンバルブ膜に用いられる金属材料は、ｆｃｃ構造またはｆｃｔ構造であることが多いため、上部ピン層１４３のみがｂｃｃ構造を有することがあり得る。このため、上部ピン層１４３の膜厚が薄すぎると、ｂｃｃ構造を安定に保つことが困難になり、高いＭＲ変化率が得られなくなる。
　このような場合、上部ピン層１４３は、Ｆｅ５０Ｃｏ５０を１ｎｍ、Ｃｕを０．２５ｎｍ、Ｆｅ５０Ｃｏ５０を１ｎｍ、Ｃｕを０．２５ｎｍ、Ｆｅ５０Ｃｏ５０を１ｎｍ積層したものを用いることができる。
　このような磁性層（ＦｅＣｏ層）と非磁性層（Ｃｕ層）とを交互に積層した積層構造を有する上部ピン層１４３では、Ｃｕ層を上部ピン層１４３に介在させることによって、スピン依存バルク散乱効果と呼ばれるスピン依存散乱効果を向上させることができる。スピン依存バルク散乱効果とは、フリー層やピン層の内部でＭＲ効果を発現する現象である。
　上部ピン層１４３の膜厚は、厚いほうが大きなＭＲ変化率が得やすいが、大きなピン固着磁界を得るためには薄いほうが好ましく、トレードオフの関係が存在する。例えば、ｂｃｃ構造をもつＦｅＣｏ合金層を用いたときには、ｂｃｃ構造を安定にする必要があるため、１．５ｎｍ以上の膜厚が好ましい。また、ｆｃｃ構造のＣｏＦｅ合金層を用いるときにも、大きなＭＲ変化率を得るため、やはり１．５ｎｍ以上の膜厚が好ましい。一方、大きなピン固着磁界を得るためには、上部ピン層１４３の膜厚が最大でも、５ｎｍ以下であることが好ましく、４ｎｍ以下であることがより好ましい。以上のように、上部ピン層１４３の膜厚は、１．５ｎｍ以上５ｎｍ以下が好ましく、２．０ｎｍ以上４ｎｍ以下がより好ましい。
　上部ピン層１４３には、ｂｃｃ構造をもつ磁性材料の代わりに、従来の磁気抵抗効果素子で広く用いられているｆｃｃ構造を有するＣｏ９０Ｆｅ１０合金や、ｈｃｐ構造をもつＣｏや、Ｃｏ合金を用いることができる。上部ピン層１４３として、Ｃｏ、Ｆｅ、又はＮｉなどの単体金属、若しくはこれらのいずれか一つの元素を含む合金材料を用いることができる。上部ピン層１４３の磁性材料として、大きなＭＲ変化率を得るのに有利なものは、ｂｃｃ構造をもつＦｅＣｏ合金材料、５０％以上のコバルト組成をもつコバルト合金、５０％以上のＮｉ組成である。
　また、上部ピン層１４３として、Ｃｏ２ＭｎＧｅ、Ｃｏ２ＭｎＳｉ、Ｃｏ２ＭｎＡｌなどのホイスラー磁性合金層を用いることも可能である。
　スペーサ層１６は、ピン層１４とフリー層１８との磁気的な結合を分断する働きをし、Ａｕ、Ａｇ、及びＣｕのいずれかの元素を用いることができる。また、スペーサ層１６の膜厚は１．５ｎｍ以上５ｎｍ以下が好ましい。
　フリー層１８は、磁化方向が外部磁界によって変化する強磁性体を有する層である。例えば、界面にＣｏＦｅを形成してＮｉＦｅを用いたＣｏ９０Ｆｅ１０［１ｎｍ］／Ｎｉ８３Ｆｅ１７［３．５ｎｍ］という二層構成を用いることができる。なお、ＮｉＦｅ層を用いない場合には、Ｃｏ９０Ｆｅ１０［４ｎｍ］単層を用いることができる。また、ＣｏＦｅ／ＮｉＦｅ／ＣｏＦｅなどの三層構成からなるフリー層１８を用いても構わない。
　フリー層１８には、ＣｏＦｅ合金のなかでも、軟磁気特性が安定であることから、Ｃｏ９０Ｆｅ１０が好ましい。Ｃｏ９０Ｆｅ１０近傍のＣｏＦｅ合金を用いる場合には、膜厚を０．５ｎｍ以上４ｎｍ以下とすることが好ましい。その他、ＣｏｘＦｅ１００－ｘ（ｘ＝７０％～９０％）も用いることができる。
　また、フリー層１８として、１ｎｍ以上２ｎｍ以下のＣｏＦｅ層またはＦｅ層と、０．１ｎｍ以上０．８ｎｍ以下の極薄Ｃｕ層とを、複数層交互に積層したものを用いてもよい。
　また、フリー層１８の一部として、ＣｏＺｒＮｂなどのアモルファス磁性層を用いても構わない。ただし、アモルファス磁性層を用いる場合でも、ＭＲ変化率に大きな影響を与えるスペーサ層１６と接する界面は結晶構造を有する磁性層を用いることが必要である。フリー層１８の構造としては、スペーサ層１６側からみて、次のような構成が可能である。即ち、フリー層１８の構造として、（１）結晶層のみ、（２）結晶層／アモルファス層の積層、（３）結晶層／アモルファス層／結晶層の積層、などが考えられる。ここで重要なことは、（１）～（３）いずれでもスペーサ層１６との界面は必ず結晶層が接するようにしていることである。
　キャップ層１９は、スピンバルブ膜を保護する機能を有する。キャップ層１９は、例えば、複数の金属層、例えば、Ｃｕ層とＲｕ層の２層構造（Ｃｕ［１ｎｍ］／Ｒｕ［１０ｎｍ］）とすることができる。また、キャップ層１９として、Ｒｕをフリー層１８側に配置したＲｕ／Ｃｕ層なども用いることができる。この場合、Ｒｕの膜厚は０．５ｎｍ以上２ｎｍ以下が好ましい。この構成のキャップ層１９は、特に、フリー層１８がＮｉＦｅからなる場合に好ましい。ＲｕはＮｉと非固溶な関係にあるので、フリー層１８とキャップ層１９の間に形成される界面ミキシング層の磁歪を低減できるからである。
　キャップ層１９が、Ｃｕ／ＲｕやＲｕ／Ｃｕのいずれの場合も、Ｃｕ層の膜厚は０．５ｎｍ以上１０ｎｍ以下が好ましく、Ｒｕ層の膜厚は０．５ｎｍ以上５ｎｍ以下とすることができる。Ｒｕは比抵抗値が高いため、あまり厚いＲｕ層を用いることは好ましくないため、このような膜厚範囲にしておくことが好ましい。
　キャップ層１９として、Ｃｕ層やＲｕ層の代わりに他の金属層を設けてもよい。キャップ層１９の構成は特に限定されず、キャップとしてスピンバルブ膜を保護可能なものであれば、他の材料を用いてもよい。但し、キャップ層の選択によってＭＲ変化率や長期信頼性が変わる場合があるので、注意が必要である。ＣｕやＲｕはこれらの観点からも好ましいキャップ層の材料の例である。
　機能層２１は、アップスピン電子又はダウンスピン電子の透過を制御することができるスピンフィルター効果を有する。機能層２１としては、Ｚｎ、Ｉｎ、Ｓｎ、及びＣｄの何れか少なくとも１つの元素、並びにＦｅ、Ｃｏ、Ｎｉの何れか少なくとも１つの元素を混合した酸化物を含むことを特徴とする。具体的には、Ｆｅ５０Ｃｏ５０とＺｎの混合酸化物を用いることができる。なお、Ｚｎは、Ｉｎ、Ｓｎ、及びＣｄの中でもＦｅ、Ｃｏ、及びＮｉと同周期であるために、Ｆｅ、Ｃｏ、及びＮｉとの混合酸化物となった場合に磁性を帯びやすいので、機能層２１の磁化を安定化させることができるので、より好ましい。
　これらの材料を用いることで、高いスピンフィルター効果と低い抵抗率の実現によるスピンフリップの低減を両立することができているため、磁気抵抗効果素子１０のＭＲ変化率を向上させることができる。
　ここで、低い抵抗率のスピンフィルタリング層を実現するためには、スピンフィルタリング層がＺｎＯ、Ｉｎ２Ｏ３、ＳｎＯ２、ＺｎＯ、ＣｄＯ、ＣｄＩｎ２Ｏ４、Ｃｄ２ＳｎＯ４、Ｚｎ２ＳｎＯ４などの上記したＺｎ、Ｉｎ、Ｓｎ、及びＣｄを含む酸化物材料を含有することが有効である。これらの酸化物半導体は、３ｅＶ以上のバンドギャップを持つ半導体であるが、化学量論組成から少し還元気味にずれることにより酸素空孔などの真性欠陥がドナー準位を形成するため、伝導電子密度が１０１８ｃｍ－３～１０１９ｃｍ－３程度まで到達する。これらの導電性酸化物のバンド講造において、価電子帯は主として酸素原子の２ｐ軌道で、伝導帯は金属原子のｓ軌道で構成されている。キャリア密度フェルミ準位が１０１８ｃｍ－３よりも増えると伝導帯に達し、縮退と呼ばれる状態になる。このような酸化物半導体はｎ型の縮退半導体と呼ばれ、伝導電子の十分な濃度と移動度を併せ持ち、低い抵抗率を実現する。
　一方、高いスピンフィルター効果を有するスピンフィルタリング層を実現するためには、スピンフィルタリング層が室温で磁性を有するＣｏ、Ｆｅ、及びＮｉの酸化物を含有することが有効である。低い抵抗率を実現するのに有効なＺｎ、Ｉｎ、Ｓｎ、及びＣｄを含む酸化物材料はバルクの特性として磁性を有していない。フリー層やピン層に極薄の酸化物層を挿入した場合、磁性を有していない酸化物材料も磁性を発現してスピンフィルター効果が得られることが特開２００４－６５８９号に開示されているが、Ｃｏ、Ｆｅ、及びＮｉの酸化物を含有したほうが酸化物層の膜厚の制限に縛られずに容易に磁性を発現して高いスピンフィルター効果が得られる。
　また、機能層２１にさらに添加元素を加えても良い。Ｚｎ酸化物に添加元素としてＡｌを加えた場合、熱耐性があがることが報告されている。Ａｌのほかにも、添加元素としては、Ｂ、Ｇａ、Ｃ、Ｓｉ、Ｇｅ、及びＳｎ等があげられる。耐熱性が向上するメカニズムは完全に明らかとはなっていないが、化学量論組成から還元気味にずれたことにより形成されるＺｎ酸化物中の酸素空孔の密度が、熱による再酸化の促進により減少して、キャリア密度が変わることが起因していると考えられる。他にも耐熱性が向上する理由として、上記したこれらの元素はＩＩＩ族、またはＩＶ族のドーパントにあたり、これらのドーパントは熱によるＺｎ原子の再酸化の促進を防ぐために、機能層２１中のキャリア密度の変化を抑えることができ、さらには熱に対する抵抗率の変化が抑えられるということが挙げられる。
　機能層２１の膜厚は、十分なスピンフィルタリング効果を得るためには０．５ｎｍ以上とすることが好ましい。また、より均一な機能層２１を得るためには、製造上の装置の依存性を考慮して、１ｎｍ以上にすることがさらに好ましい。一方、膜厚の上限は再生ヘッドのリードギャップを広げない観点で１０ｎｍ以下とすることが好ましい。
　機能層２１をフリー層１８とスペーサ層１６の界面に形成する場合、フリー層１８は、磁性化合物よりも軟磁気特性に優れる軟磁性膜を用いることにより、磁場応答性をよくすることができる。後述する変形例に示している、フリー層１８内部、フリー層１８とキャップ層１９の界面に機能層２１を設ける場合も同様である。フリー層１８には、Ｃｏ、Ｆｅ、Ｎｉなどの単体金属、またはこれらのいずれか一つの元素を含む合金材料はすべて用いることができる。特に、前述したように、界面にＣｏＦｅを形成してＮｉＦｅを用いたＣｏ９０Ｆｅ１０［１ｎｍ］／Ｎｉ８３Ｆｅ１７［３．５ｎｍ］という２層構成や、ＣｏＦｅ／ＮｉＦｅ／ＣｏＦｅなどの３層構成、Ｃｏ－Ｆｅ合金の単層などを用いることができる。
　機能層２１をピン層１４とスペーサ層１６の界面、ピン層１４内部、磁気結合層１４２とピン層１４の界面に形成する場合、上部ピン層１４３に機能層２１よりも一方向にピンされやすい材料を用いることにより、ピン特性をよくすることができる。上部ピン層１４３の材料としては、Ｃｏ、Ｆｅ、Ｎｉなどの単体金属、またはこれらのいずれか一つの元素を含む合金材料はすべて用いることができる。
　機能層２１をフリー層１８とスペーサ層１６の界面、ピン層１４とスペーサ層６の界面に形成した場合、機能層２１のスピンフィルタリング効果によるスピン依存界面散乱の増強によるＭＲ変化率の増大を得ることができる。一方、機能層２１をフリー層１８中、フリー層１８とキャップ層１９の界面、ピン層１４中、上部ピン層１４１と磁気結合層１４２の界面に設けた場合は、機能層２１のスピンフィルタリング効果によりスピン依存バルク散乱を増強することができ、ＭＲ変化率を増強することができる。
　機能層２１は、フリー層１８、またはピン層１４に複数設けても良い。例えば、スペーサ層１６とフリー層１８の界面とフリー層１８内部に設けた場合、スピン依存界面散乱とスピン依存バルク散乱の両方を増強することができ、高いＭＲ変化率を実現することができる。しかし、機能層２１の挿入数が多すぎると、抵抗の増大を招き、スピンフリップが発生してしまうので、挿入数は適切な数に抑える必要がある。例えば、４層程度、フリー層１８又はピン層１８内に設けることができる。
　図１に示すように機能層２１をフリー層１８とスペーサ層１６の界面に形成した場合、前述したように機能層２１はスピン依存界面散乱に寄与する。
　なお、スペーサ層１６中には機能層２１を設けることはできない。これは、以下の理由に基づく。１つ目の理由は、スペーサ層１６中に機能層２１が設けると、機能層２１に含まれる酸素がスペーサ層１６内で拡散して、それによりスペーサ層１６を通過する伝導電子のスピンフリップが少なからず発生し、スペーサ層１６を通過した伝導電子がスピン情報を失ってしまうということであり、２つ目の理由は、機能層２１はフリー層１８やピン層１４と磁気結合をしないので、単に自由な磁化が発生し、スペーサ層１６内を通過する伝導電子を阻害してしまうということである。
　次に、本実施形態に係る磁気抵抗効果素子１０の製造方法について説明する。
　本実施形態では、製造する際の形成方法として、ＤＣマグネトロンスパッタ、ＲＦマグネトロンスパッタ等のスパッタ法、イオンビームスパッタ法、蒸着法、ＣＶＤ（Ｃｈｅｍｉｃａｌ　Ｖａｐｏｒ　Ｄｅｐｏｓｉｔｉｏｎ）法、およびＭＢＥ（Ｍｏｌｅｃｕｌａｒ　Ｂｅａｍ　Ｅｐｉｔａｘｙ）法などを用いることができる。
　図３は、磁気抵抗効果素子１０の製造工程を説明するためのフローチャートである。
　ステップＳ１１では、基板（図示せず）上に、電極１１を微細加工プロセスによって前もって形成しておく。次に、電極１１上に下地層１２として例えば、Ｔａ［１ｎｍ］／Ｒｕ［２ｎｍ］を形成する。Ｔａは下電極の荒れを緩和等するためのバッファ層１２ａに相当する。Ｒｕはその上に形成されるスピンバルブ膜の結晶配向および結晶粒径を制御するシード層１２ｂに相当する。
　ステップＳ１２では、下地層１２上にピニング層１３を形成する。ピニング層１３の材料としては、ＰｔＭｎ、ＰｄＰｔＭｎ、ＩｒＭｎ、又はＲｕＲｈＭｎ等の反強磁性材料を用いることができる。
　ステップＳ１３では、ピニング層１３上にピン層１４を形成する。ピン層１４は、例えば、下部ピン層１４１（Ｃｏ９０Ｆｅ１０［４ｎｍ］）、磁気結合層１４２（Ｒｕ）、および上部ピン層１４３（Ｃｏ９０Ｆｅ１０［４ｎｍ］）からなるシンセティックピン層とすることができる。
　ステップＳ１４では、ピン層１４上にスペーサ層１６を形成する。
スペーサ層１６は、Ａｕ、Ａｇ、及びＣｕのいずれかの金属を用いて形成する。
　ステップＳ１５では、スペーサ層１６上に機能層２１を形成する。具体的には、上部ピン層１４３上にＦｅ５０Ｃｏ５０とＺｎの金属層を形成する。ここで、Ｆｅ５０Ｃｏ５０とＺｎの金属層は、Ｆｅ５０Ｃｏ５０／ＺｎやＺｎ／Ｆｅ５０Ｃｏ５０や（Ｆｅ５０Ｃｏ５０／Ｚｎ）×２のようなＦｅ５０Ｃｏ５０層とＺｎ層の積層体としても良いし、Ｚｎ５０（Ｆｅ５０Ｃｏ５０）５０のような合金の単層としてもよい。ＺｎとＦｅ５０Ｃｏ５０を含む金属材料に酸化処理を施し、物機能層２１を形成する。この変換処理は、希ガスなどのイオンビームまたはプラズマを金属材料層に照射しながら、酸素を供給して行う、イオンアシスト酸化（ＩＡＯ：Ｉｏｎ　ａｓｓｉｓｔｅｄ　Ｏｘｉｄａｔｉｏｎ）を用いることができる。また、上記のイオンアシスト変換処理において、酸素ガスをイオン化またはプラズマ化してもよい。イオンビームの照射による金属材料層へのエネルギーアシストにより、安定で均一な酸化物層を機能層２１として形成することができる。また、一層の機能層２１を形成するに当たり、上述した金属材料層の形成と変換処理を数回繰り返して行ってもよい。この場合、所定の膜厚の機能層２１を一度の形成および変換処理で作成するのではなく、膜厚を分割して薄い膜厚の金属材料層に変換処理を行うほうが好ましい。また、ＺｎとＦｅ５０Ｃｏ５０を含む金属材料層を酸素雰囲気に晒す自然酸化を用いてもよい。ただし、安定な酸化物を形成するためには、エネルギーアシストを用いた酸化方法のほうが好ましい。また、ＺｎとＦｅ５０Ｃｏ５０の金属材料を積層体とした場合は、均一に混合されたＺｎとＦｅ５０Ｃｏ５０の機能層２１を形成する上で、イオンビームの照射を行いながら酸化した場合のほうが好ましい。
　なお、エネルギーアシストの方法として、イオンビームの照射以外に加熱処理などを行ってもよい。この場合、たとえば、金属材料層を形成後に１００℃～３００℃の温度で加熱しながら、酸素を供給してもよい。
　以下、機能層２１を形成する場合の変換処理において、イオンビームアシスト処理を行った場合のビーム条件について説明する。変換処理により、機能層２１を形成する際に前述した希ガスをイオン化またはプラズマ化して照射する場合、その加速電圧Ｖを３０Ｖ～１３０Ｖ、ビーム電流Ｉｂを２０ｍＡ～２００ｍＡに設定することが好ましい。これらの条件は、イオンビームエッチングを行う場合の条件と比較すると著しく弱い条件である。イオンビームの換わりにＲＦプラズマなどのプラズマを用いても同様に機能層２１を形成することができる。イオンビームの入射角度は、膜面に対して垂直に入射する場合を０°、膜面に平行に入射する場合を９０°と定義して、０°～８０°の範囲で適宜変更する。この工程による処理時間は１５秒～１２００秒が好ましく、制御性などの観点から３０秒以上がより好ましい。処理時間が長すぎると、磁気抵抗効果素子の生産性が劣るため好ましくない。これらの観点から、処理時間は３０秒から６００秒が好ましい。
　イオン又はプラズマを用いた酸化処理の場合、酸素暴露量はＩＡＯの場合には１×１０３～１×１０４Ｌ（１Ｌ＝１×１０－６Ｔｏｒｒ×ｓｅｃ）が好ましい。自然酸化の場合には３×１０３Ｌ～３×１０４Ｌが好ましい。
　ステップＳ１６では、機能層２１上にフリー層１８を形成する。フリー層１８としては、例えば、Ｃｏ９０Ｆｅ１０［４ｎｍ］を形成する。
　ステップＳ１７では、フリー層１８上にキャップ層１９を形成する。キャップ層１９としては、例えば、Ｃｕ［１ｎｍ］／Ｒｕ［１０ｎｍ］を形成する。
　ステップＳ１８では、アニール処理を行う。
　最後に、キャップ層１９上に磁気抵抗効果素子１０へ垂直通電するための電極２０を形成する。
（変形例１）
　図４は、第１の実施形態に係わる磁気抵抗効果素子１０の第１の変形例を示す図である。
　本変形例は、機能層２１がフリー層１８内に設けられている点で第１の実施形態と異なる。また、フリー層１８は第１のフリー層１８ａと第２のフリー層１８ｂからなる。なお、第１のフリー層１８ａは、スペーサ層１６と機能層２１との間に設けられ、第２のフリー層１８ｂはキャップ層１９と機能層２１との間に設けられている。
　フリー層１８内に機能層２１を形成する場合、第１のフリー層１８ａ上に、スペーサ層１６、機能層２１、第２のフリー層１８ｂの順に形成する。
　このように、機能層２１をフリー層１８内に機能層２１を設けた場合、前述したように機能層２１はスピン依存バルク散乱に寄与する。また、機能層２１は、フリー層１８と磁気結合をし、フリー層１８と同様に磁化の方向が自由になるので、フリー層１８の機能を阻害することなく、磁気抵抗効果素子１０のＭＲ変化率の向上に寄与する。さらに、機能層２１に含まれる酸素がスペーサ層１６に拡散することを少なくすることができるため、スペーサ層１６中に酸素元素が存在した場合に引き起こされるスペーサ層１６中でのスピンフリップの発生を抑制して高いＭＲ変化率を得ることができる。
（変形例２）
　図５は、第１の実施形態に係わる磁気抵抗効果素子１０の第２の変形例を示す図である。
　本変形例は、機能層２１がフリー層１８とキャップ層１９との間に設けられている点で第１の実施形態と異なる。
　このように、機能層２１をフリー層１８とキャップ層１９との間に設けた場合、前述したように機能層２１はスピン依存バルク散乱に寄与する。また、機能層２１は、酸化物であるので、磁気抵抗効果素子１０を酸化等の劣化から保護することができる。さらに、機能層２１に含まれる酸素がスペーサ層１６に拡散することを少なくすることができるため、スペーサ層１６中に酸素元素が存在した場合に引き起こされるスペーサ層１６中でのスピンフリップの発生を抑制して高いＭＲ変化率を得ることができる。
（変形例３）
　図６は、第１の実施形態に係わる磁気抵抗効果素子１０の第３の変形例を示す図である。
　本変形例は、機能層２１がピン層１４とスペーサ層１６との間に設けられている点で第１の実施形態と異なる。
　このように、機能層２１をピン層１４とスペーサ層１６との間に設けた場合、前述したように機能層２１はスピン依存界面散乱に寄与する。また、機能層２１は、酸化物であるので、スペーサ層１６を構成する材料とピン１４層を構成する材料が混ざることを防ぐことができるので、スペーサ層１６はスピンフリップを抑制させた状態で伝導電子を通過させ、ピン層１４の磁化を安定して固着させることができる。
（変形例４）
　図７は、第１の実施形態に係わる磁気抵抗効果素子１０の第４の変形例を示す図である。
　本変形例は、機能層２１が上部ピン層１４３内に設けられている点で第１の実施形態と異なる。
　このように、機能層２１を上部ピン層１４３内に設けた場合、前述したように機能層２１はスピン依存バルク散乱に寄与する。また、機能層２１をスペーサ層と接しない位置に配置した場合、機能層２１に含まれる酸素のスペーサ層への拡散が少なくなるため、スペーサ層中に酸素元素が存在した場合に引き起こされるスペーサ層中のスピンフリップを回避して高いＭＲ変化率を得ることができる。
（変形例５）
　図８は、第１の実施形態に係わる磁気抵抗効果素子１０の第５の変形例を示す図である。
　本変形例は、機能層２１が上部ピン層１４３と磁気結合層１４２との間に設けられている点で第１の実施形態と異なる。
　このように、機能層２１を上部ピン層１４３と磁気結合層１４２との間に設けた場合、前述したように機能層２１はスピン依存バルク散乱に寄与する。また、機能層２１をスペーサ層と接しない位置に配置した場合、機能層２１に含まれる酸素のスペーサ層への拡散が少なくなるため、スペーサ層中に酸素元素が存在した場合に引き起こされるスペーサ層中のスピンフリップを回避して高いＭＲ変化率を得ることができる。
（変形例６）
　図９は、第１の実施形態に係わる磁気抵抗効果素子１０の第６の変形例を示す図である。
　本変形例は、機能層２１が上部ピン層１４３とスペーサ層１６との間に設けられていることに加えて、更に２つ目の機能層２２がスペーサ層１６とフリー層１８との間に設けられている点で第１の実施形態と異なる。
　なお、機能層２１の構成は機能層２２と同様であるので説明は省略する。
　このように、機能層２１を上部ピン層１４３とスペーサ層１６との間に設けることに加えて、更に２つ目の機能層２２をスペーサ層１６とフリー層１８との間に設けることで、２つの機能層のスピンフィルタリング効果の足し合わせた効果を得ることができるので１層の機能層を用いた場合に比べて高いＭＲ変化率を得ることができる。
　なお、上記した変形例１～６に係わる磁気抵抗効果素子１０は、第１の実施形態で説明した磁気抵抗効果素子１０の製造方法を用いることで製造することができるので、変形例１～６に係わる磁気抵抗効果素子１０の製造方法についての説明は省略する。
（実施例）
　第１の実施形態及び変形例１～６に係わる磁気抵抗効果素子１０を作製して、電極１１と電極２０間で垂直通電を行うことで磁気抵抗効果素子１０のＲＡ値、及び磁気抵抗効果素子１０のＭＲ変化率を評価した。
（実施例１）
　第１の実施形態に係る磁気抵抗効果素子１０を作製して、ＲＡ値及びＭＲ変化率を評価した。すなわち、図１に示すようにスペーサ層１６とフリー層１８との間に機能層２１を設けた構造を作製した。
　機能層２１の作製方法は、Ｃｕからなるスペーサ層１６上に、Ｆｅ５０Ｃｏ５０を２ｎｍ形成し、その上にＺｎを０．６ｎｍ形成した。次に、ＩＡＯによりＺｎとＦｅ５０Ｃｏ５０の酸化物（以下、Ｚｎ－Ｆｅ５０Ｃｏ５０－Ｏと表記する）へと変換行い機能層２１を形成した。このときの機能層２１の膜厚は３ｎｍであった。このとき、ＩＡＯで用いる酸素曝露量は３．０×１０４Ｌａｎｇｍｉｕｒとして用いた。次に、機能層２１上にＦｅ５０Ｃｏ５０を２ｎｍ形成してフリー層１８を形成した。最後に、２８０℃で５時間アニール処理を行い、電極１１、２０を形成した。
　なお、機能層の形成方法は、以下の実施例では同様であるので説明は省略する。
以下に、本実施例で形成した磁気抵抗効果素子１０の構成を示す。
　下地層１２：Ｔａ［１ｎｍ］／Ｒｕ［２ｎｍ］
　ピニング層１３：Ｉｒ２２Ｍｎ７８［７ｎｍ］
　ピン層１４：Ｃｏ９０Ｆｅ１０［４．４ｎｍ］／Ｒｕ［０．９ｎｍ］／Ｆｅ５０Ｃｏ５０［４ｎｍ］
　スペーサ層１６：Ｃｕ［３ｎｍ］
　機能層２１：Ｚｎ－Ｆｅ５０Ｃｏ５０－Ｏ［３ｎｍ］
　フリー層１８：Ｆｅ５０Ｃｏ５０［２ｎｍ］
　図１０は、本実施例に係わる磁気抵抗効果素子１０の断面ＴＥＭ像を示す図である。スぺーサ層１６とフリー層１８との界面に機能層２１が均一に形成されていることが確認できる。
　図１１は、本実施形態に係わる磁気抵抗効果素子１０の３次元アトムプローブによる膜厚方向の元素プロキシグラム解析の結果を示す図である。
　機能層２１に相当する場所は、Ｚｎ、ＺｎＯ、ＦｅＯ、ＣｏＯのピークが完全に一致しており、ＺｎとＦｅ５０Ｃｏ５０が完全に混合した酸化物層が形成されていることがわかる。
　なお、本発明に係わる何れの磁気抵抗効果素子でも、ＴＥＭ像及び３次元アトムプローブ解析により機能層が形成されていることが確認できた。
　また、本実施例に係わる磁気抵抗効果素子１０のＲＡは０．１６Ωμｍ２、ＭＲ変化率は３．５％であった。
（実施例２）
　変形例１に係わる磁気抵抗効果素子１０を作製してＲＡ値及びＭＲ変化率を評価した。すなわち、図４に示すようにフリー層１８内に機能層２１を設けた構造を作製した。
　下地層１２：Ｔａ［１ｎｍ］／Ｒｕ［２ｎｍ］
　ピニング層１３：Ｉｒ２２Ｍｎ７８［７ｎｍ］
　ピン層１４：Ｃｏ９０Ｆｅ１０［４．４ｎｍ］／Ｒｕ［０．９ｎｍ］／Ｆｅ５０Ｃｏ５０［４ｎｍ］
　スペーサ層１６：Ｃｕ［３ｎｍ］
　フリー層１８Ａ：Ｆｅ５０Ｃｏ５０［１ｎｍ］
　機能層２１：Ｚｎ－Ｆｅ５０Ｃｏ５０－Ｏ［３ｎｍ］
　フリー層１８Ｂ：Ｆｅ５０Ｃｏ５０［１ｎｍ］
　また、本実施例に係わる磁気抵抗効果素子１０のＲＡは０．１８Ωμｍ２、ＭＲ変化率は３％であった。
（実施例３）
　変形例２に係わる磁気抵抗効果素子１０を作製してＲＡ値及びＭＲ変化率を評価した。すなわち、図５に示すようにキャップ層１９とフリー層１８との間に機能層２１を設けた構造を作製した。
　下地層１２：Ｔａ［１ｎｍ］／Ｒｕ［２ｎｍ］
　ピニング層１３：Ｉｒ２２Ｍｎ７８［７ｎｍ］
　ピン層１４：Ｃｏ９０Ｆｅ１０［４．４ｎｍ］／Ｒｕ［０．９ｎｍ］／Ｆｅ５０Ｃｏ５０［４ｎｍ］
　スペーサ層１６：Ｃｕ［３ｎｍ］
　フリー層１８：Ｆｅ５０Ｃｏ５０［２ｎｍ］
　機能層２１：Ｚｎ－Ｆｅ５０Ｃｏ５０－Ｏ［３ｎｍ］
　また、本実施例に係わる磁気抵抗効果素子１０のＲＡは０．１８Ωμｍ２、ＭＲ変化率は２．５％であった。
（実施例４）
　変形例３に係わる磁気抵抗効果素子１０を作製してＲＡ値及びＭＲ変化率を評価した。すなわち、図６に示すようにスペーサ層１６と上部ピン層１４３との間に機能層２１を設けた構造を作製した。
　下地層１２：Ｔａ［１ｎｍ］／Ｒｕ［２ｎｍ］
　ピニング層１３：Ｉｒ２２Ｍｎ７８［７ｎｍ］
　ピン層１４：Ｃｏ９０Ｆｅ１０［４．４ｎｍ］／Ｒｕ［０．９ｎｍ］／Ｆｅ５０Ｃｏ５０［２ｎｍ］
　機能層２１：Ｚｎ－Ｆｅ５０Ｃｏ５０－Ｏ［３ｎｍ］
　スペーサ層１６：Ｃｕ［３ｎｍ］
　フリー層１８：Ｆｅ５０Ｃｏ５０［４ｎｍ］
　また、本実施例に係わる磁気抵抗効果素子１０のＲＡは０．２Ωμｍ２、ＭＲ変化率は２．５％であった。
（実施例５）
　変形例４に係わる磁気抵抗効果素子１０を作製してＲＡ値及びＭＲ変化率を評価した。すなわち、図７に示すように上部ピン層１４３内に機能層２１を設けた構造を作製した。
　下地層１２：Ｔａ［１ｎｍ］／Ｒｕ［２ｎｍ］
　ピニング層１３：Ｉｒ２２Ｍｎ７８［７ｎｍ］
　ピン層１４：Ｃｏ９０Ｆｅ１０［４．４ｎｍ］／Ｒｕ［０．９ｎｍ］／Ｆｅ５０Ｃｏ５０［１ｎｍ］
　機能層２１：Ｚｎ－Ｆｅ５０Ｃｏ５０－Ｏ［３ｎｍ］
ピン層１４３Ｂ：Ｆｅ５０Ｃｏ５０［１ｎｍ］
　スペーサ層１６：Ｃｕ［３ｎｍ］
　フリー層１８：Ｆｅ５０Ｃｏ５０［４ｎｍ］
　また、本実施例に係わる磁気抵抗効果素子１０のＲＡは０．２Ωμｍ２、ＭＲ変化率は２．８％であった。
（実施例６）
　変形例５に係わる磁気抵抗効果素子１０を作製してＲＡ値及びＭＲ変化率を評価した。すなわち、図８に示すように、上部ピン層１４３と磁気結合層１４２との間に機能層２１を設けた構造を作製した。
　下地層１２：Ｔａ［１ｎｍ］／Ｒｕ［２ｎｍ］
　ピニング層１３：Ｉｒ２２Ｍｎ７８［７ｎｍ］
　ピン層１４：Ｃｏ９０Ｆｅ１０［４．４ｎｍ］／Ｒｕ［０．９ｎｍ］
　機能層２１：Ｚｎ－Ｆｅ５０Ｃｏ５０－Ｏ［３ｎｍ］
　ピン層１４３Ｂ：Ｆｅ５０Ｃｏ５０［２ｎｍ］
　スペーサ層１６：Ｃｕ［３ｎｍ］
　フリー層１８：Ｆｅ５０Ｃｏ５０［４ｎｍ］
　また、本実施例に係わる磁気抵抗効果素子１０のＲＡは０．２Ωμｍ２、ＭＲ変化率は２．５％であった。
（実施例７）
　変形例６に係わる磁気抵抗効果素子１０を作製してＲＡ値及びＭＲ変化率を評価した。すなわち、図９に示すように、フリー層１８とスペーサ層１６との間に機能層２２を設け、スペーサ層１６と上部ピン層１４３との間にも機能層２１を設けた構造を作製した。
　下地層１２：Ｔａ［１ｎｍ］／Ｒｕ［２ｎｍ］
　ピニング層１３：Ｉｒ２２Ｍｎ７８［７ｎｍ］
　ピン層１４：Ｃｏ９０Ｆｅ１０［４．４ｎｍ］／Ｒｕ［０．９ｎｍ］／Ｆｅ５０Ｃｏ５０［２ｎｍ］
　機能層２１：Ｚｎ－Ｆｅ５０Ｃｏ５０－Ｏ［３ｎｍ］
　スペーサ層１６：Ｃｕ［３ｎｍ］
　機能層２２：Ｚｎ－Ｆｅ５０Ｃｏ５０－Ｏ［３ｎｍ］
　フリー層１８：Ｆｅ５０Ｃｏ５０［２ｎｍ］
　また、本実施例に係わる磁気抵抗効果素子１０のＲＡは０．２Ωμｍ２、ＭＲ変化率は４．２％であった。
（比較例１）
　機能層を用いていない磁気抵抗効果素子を作製してＲＡ値及びＭＲ変化率を評価した。
　下地層１２：Ｔａ［１ｎｍ］／Ｒｕ［２ｎｍ］
　ピニング層１３：Ｉｒ２２Ｍｎ７８［７ｎｍ］
　ピン層１４：Ｃｏ９０Ｆｅ１０［４．４ｎｍ］／Ｒｕ［０．９ｎｍ］／Ｆｅ５０Ｃｏ５０［４ｎｍ］
　スペーサ層１６：Ｃｕ［３ｎｍ］
　フリー層１８：Ｆｅ５０Ｃｏ５０［４ｎｍ］
　また、本実施例に係わる磁気抵抗効果素子１０のＲＡは０．０８Ωμｍ２、ＭＲ変化率は１．５％であった。
実施例１～７に係わる磁気抵抗効果素子１０のＭＲ変化率は何れも、比較例１のＭＲ変化率よりも大きな値を示しており、第１の実施形態及び変形例１～６に係わる磁気抵抗効果素子１０を用いることで、ＭＲの変化率の向上をさせることができることがわかる。
　ＭＲ変化率が向上した理由として、機能層が高いスピンフィルター効果と低い抵抗率の実現によるスピンフリップの低減を両立することができているためと考えられる。酸化物のスピンフィルタリング層は、抵抗率の高い材料となりやすいため、抵抗が高くなりやすい。一般的に、抵抗が高い層を電子が通過する際には、スピン情報を失ってしまうスピンフリップが起こりやすく、スピンフリップが起こるとＭＲ変化率を低減してしまう。酸化物のスピンフィルタリング層では、スピンフリップを低減することでさらにＭＲ変化率を増大できる余地がある。
（第２の実施形態）
　図１２Ａは、本発明の第２の実施形態に係る磁気抵抗効果素子１０の構成を示す図である。
　本実施形態に係る磁気抵抗効果素子１０は、第１の実施形態で説明した磁気抵抗効果素子１０とは、上部ピン層１４３とキャップ層１９との間に上部電極１７と下部電極１５で挟まれた電流狭窄層２３とを有する点で第１の実施形態と異なる。つまり、第１の実施形態に係るスペーサ層１６が電流狭窄層２３に相当し、電流狭窄層２３を上部電極１７及び下部電極１５で挟んでいる。なお、電流狭窄層２３は、第１の実施形態に係わる磁気抵抗効果素子１０を構成するスペーサ層１６に相当し、スペーサ層１６とは、電流狭窄層２３内に電流パス２４が形成されている点が相違する。
　図１２Ｂは、電流狭窄層２３の構成を示す図である。
　電流狭窄層２３は、絶縁層２５からなり、絶縁層２５には電流が通過するための電流パス２４が形成されている。
　以下、第１の実施形態で説明したのと同様の構成については、説明を省略する。
　下部金属層１５は、電流狭窄層２５内の電流パス２４の形成に用いられる。また、下部金属層１５は、電流狭窄層２５を構成する絶縁層２５を形成する場合に、下部に位置する上部ピン層１４３の酸化を抑制する働きもする。下部金属層１５としては、Ｃｕ、Ａｕ、又はＡｇ等の金属を用いることができる。
　電流狭窄層２３は、ピン層１６とフリー層１８との磁気的な結合を分断する働きに加えて、電流パス２４を通じてピン層２６とフリー層１８間で電流を通過させる働きをする。
　電流狭窄層２３を構成する絶縁層２５は、酸化物、窒化物、酸窒化物等から構成される。具体的には、Ｔｉ酸化物、Ｈｆ酸化物、Ｍｎ酸化物、Ｚｒ酸化物、Ｃｒ酸化物、Ｔａ酸化物、Ｎｂ酸化物、Ｍｏ酸化物、Ｓｉ酸化物、Ｖ酸化物等や、Ａｌ、Ｓｉ、Ｈｆ、Ｔｉ、Ｍｇ、Ｚｒ、Ｖ、Ｍｏ，Ｎｂ、Ｔａ、Ｗ、Ｂ、Ｃをベースとする窒化物または酸窒化物を用いることができる。典型的な材料としては、Ａｌ２Ｏ３及びこれに添加元素を加えたものが挙げられる。添加元素としては、Ｔｉ、Ｈｆ、Ｍｇ、Ｚｒ、Ｖ、Ｍｏ、Ｓｉ、Ｃｒ、Ｎｂ，Ｔａ、Ｗ、Ｂ、Ｃ等がある。これらの添加元素の添加量は、絶縁層２５に対して０％～５０％の範囲で加えることができる。
　電流狭窄層２３を構成する電流パス２４は、磁気抵抗効果素子１０の膜面に対して垂直に電流を流す働きをし、電流を狭窄する。よって、磁気抵抗効果素子１０のＭＲ変化率を向上させることができる。電流パス２４としては、Ｃｕ、Ａｕ、Ａｇ、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｆｅ、又はこれらの元素を少なくとも一つは含む合金を用いることができる。具体的には、ＡｌＣｕ、ＣｕＮｉ、ＣｕＣｏ、ＣｕＦｅ等を用いることができる。ここで、ピン層１４とフリー層１８との層間結合磁界（ｉｎｔｅｒｌａｙｅｒ　ｃｏｕｐｌｉｎｇ　ｆｉｅｌｄ、　Ｈｉｎ）を小さくするためには、Ｃｕを含む合金を用いた場合、Ｃｕの含有量が５０％以上とすることが好ましい。
　このように、電流パス２４がＣｕを含む材料から形成される場合には、ｆｃｃ構造やｂｃｃ構造のＦｅＣｏを絶縁層２５として用いるとＭＲ変化率を更に向上させることもできる。具体的には、ＦｅｘＣｏ１００－ｘ（ｘ＝３０％～１００％）や、これにＴｉ、Ｈｆ、Ｍｇ、Ｚｒ、Ｖ、Ｍｏ、Ｓｉ、Ｃｒ、Ｎｂ，Ｔａ、Ｗ、Ｂ、Ｃ等の添加元素を加えた材料を用いることができ、Ｃｏ５０Ｆｅ５０［１ｎｍ］／Ｎｉ８５Ｆｅ１５［３．５ｎｍ］を用いることができる。
　また、電流パス２４の材料と下部金属層１５の材料は、同じものを用いることが好ましいが、電流パス２４の構成材料が磁性材料である場合は、下部金属層１５の材料と異なっても良い。
　なお、電流狭窄層２３の膜厚は、磁気的な結合を分断するという観点から１ｎｍ以上３ｎｍ以下であることが好ましく、１．５ｎｍ以上２．５ｎｍ以下であることがより好ましい。
　上部金属層１７は、電流狭窄層２３を構成する酸素・窒素がフリー層１８中に拡散することを抑制するためのバリア層の働きと、フリー層１８の結晶性を高めるためのシード層としての働きを有する。具体的には、上部金属層１７は、上部金属層１７上に形成されるフリー層１８が電流狭窄層２３を構成する絶縁層２５の酸化又は窒化を抑制する。
　上部金属層１７としては、電流狭窄層２３を構成する電流パス２４の材料と同じであることが好ましい。これは、上部金属層１７の材料が電流パス２４の材料と異なる場合には、界面抵抗の増大を招くが、両者が同じ材料であれば界面抵抗の増大が抑制されるからである。なお、電流パス２４の構成材料を磁性材料とする場合には、フリー層の磁性材料と同じでも異なっても構わない。上部金属層１７の構成材料としては、Ｃｕ、Ａｕ、Ａｇ等を用いることができる。また、電流狭窄層２３を構成する絶縁層２５がアモルファスＡｌ２Ｏ３である場合には、電流狭窄層２３上に形成される上部金属層１７の結晶性が悪くなるが、電流狭窄層２３と上部金属層１７との間にＣｕ等の０．２５ｎｍ程度の極薄のシード層を設けることで、フリー層１８の結晶性を良好にすることができる。
　次に、本実施形態に係る磁気抵抗効果素子１０の製造方法について図１３に示すフローチャート図を用いて説明する。
　図１３に示す、ステップＳ１１４が第１の実施形態で図３を用いて説明した磁気抵抗効果素子１０の製造方法と異なる。それ以外のステップＳ１１～Ｓ１３、及びステップＳ１５～ステップＳ１８については第１の実施形態に係る磁気抵抗効果素子１０と同様の製造方法なので、説明については省略する。
　ステップＳ１１４では、電流パス２４を有する絶縁層２５を上部ピン層１４３上に形成する。ここでは、アモルファス構造を有するＡｌ２Ｏ３からなる絶縁層２５中にＣｕからなる電流パス２４を含む電流狭窄層２３を形成する場合を例に説明する。
　まず、Ｃｕからなる下部金属層１５を形成した後、下部金属層１５上にＡｌＣｕからなる金属層を形成する。
　次に、金属層にＡｒ、Ｘｅ、Ｋｒ、Ｈｅ等の希ガスのイオンビームを照射して前処理を行う。この処理をＰＩＴ（Ｐｒｅ－ｉｏｎ　Ｔｒｅａｔｍｅｎｔ）という。このＰＩＴの結果、金属層中に下部金属層１５の一部が吸い上げられて侵入した状態になる。
　次に、Ａｒ、Ｘｅ、Ｋｒ、Ｈｅ等の希ガスのイオンビームを照射しながら、Ｏ２等の酸化ガスを供給して金属層を酸化する。この酸化により、金属層をＡｌ２Ｏ３からなる絶縁層２５に変換するとともに、絶縁層２５を貫通する電流パス２４を形成して、電流狭窄層２３を形成することができる。この方法を、ＩＡＯ（Ｉｏｎ　Ａｓｓｉｓｔｅｄ　Ｏｘｉｄａｔｉｏｎ）という。これは、Ａｌが酸化されやすく、Ｃｕが酸化されにくいという、酸化エネルギーの差を利用した処理である。
（変形例７）
　図１４は、第２の実施形態に係る磁気抵抗効果素子１０の第７の変形例を示す図である。
　本変形例は、機能層２１がフリー層１８内に設けられている点で第２の実施形態と異なる。また、フリー層１８は第１のフリー層１８ａと第２のフリー層１８ｂからなる。なお、第１のフリー層１８ａは、上部金属層１７と機能層２１との間に設けられ、第２のフリー層１８ｂはキャップ層１９と機能層２１との間に設けられている。
　このように、機能層２１をフリー層１８内に機能層２１を設けた場合、前述したように機能層２１はスピン依存バルク散乱に寄与する。また、機能層２１をスペーサ層と接しない位置に配置した場合、機能層２１に含まれる酸素の電流狭窄層２３のメタルパスへの拡散が少なくなるため、電流狭窄相２３中に酸素元素が存在した場合に引き起こされるメタルパスの抵抗率の増大を回避して高いＭＲ変化率を得ることができる。なお、変形例１と同様に、機能層２１は磁化の方向が自由となるので、フリー層１８の機能を阻害することなく、磁気抵抗効果素子１０のＭＲ変化率の向上に寄与する。
（変形例８）
　図１５は、第２の実施形態に係わる磁気抵抗効果素子１０の第８の変形例を示す図である。
　本変形例は、機能層２１がフリー層１８とキャップ層１９との間に設けられている点で第２の実施形態と異なる。
　このように、機能層２１をフリー層１８とキャップ層１９との間に設けた場合、前述したように機能層２１はスピン依存バルク散乱に寄与する。また、機能層２１を金属層１５、電流狭窄層１６、及び金属層１７と接しない位置に配置した場合、機能層２１に含まれる酸素の電流狭窄層２３のメタルパスへの拡散が少なくなるため、電流狭窄相２３中に酸素元素が存在した場合に引き起こされるメタルパスの抵抗率の増大を回避して高いＭＲ変化率を得ることができる。さらに、機能層２１は、磁気抵抗効果素子１０を酸化等の劣化から防ぐことができる。
（変形例９）
　図１６は、第２の実施形態に係わる磁気抵抗効果素子１０の第９の変形例を示す図である。
　本変形例は、機能層２１が上部ピン層１４３と下部金属層１５との間に設けられている点で第２の実施形態と異なる。
　このように、機能層２１を上部ピン層１４３と下部金属層１５との間に設けた場合、前述したように機能層２１はスピン依存界面散乱に寄与する。また、機能層２１は、金属層１５を構成する材料と上部ピン層１４３を構成する材料が混ざることを防ぐことができるので、電流狭窄層２３を構成するメタルパス中に上部ピン層１４３を構成する材料が混ざりにくくなる。その結果、電流狭窄層２３はスピンフリップを抑制させた状態で伝導電子を通過させ、上部ピン層１４３の磁化を安定して固着させることができる。
（変形例１０）
　図１７は、第２の実施形態に係わる磁気抵抗効果素子１０の第１０の変形例を示す図である。
　本変形例は、機能層２１が上部ピン層１４３内に設けられている点で第２の実施形態と異なる。
　このように、機能層２１を上部ピン層１４３内に設けた場合、前述したように機能層２１はスピン依存バルク散乱に寄与する。また、機能層２１を金属層１５、電流狭窄層２３、及び金属層１７と接しない位置に配置した場合、機能層２１に含まれる酸素の電流狭窄層２３のメタルパスへの拡散が少なくなるため、電流狭窄相２３中に酸素元素が存在した場合に引き起こされるメタルパスの抵抗率の増大を回避して高いＭＲ変化率を得ることができる。
（変形例１１）
　図１８は、第２の実施形態に係わる磁気抵抗効果素子１０の第１１の変形例を示す図である。
　本変形例は、機能層２１が上部ピン層１４３と磁気結合層１４２との間に設けられている点で第２の実施形態と異なる。
　このように、機能層２１を上部ピン層１４３と磁気結合層１４２との間に設けた場合、前述したように機能層２１はスピン依存バルク散乱に寄与する。また、機能層２１を金属層１５、電流狭窄層２３、及び金属層１７と接しない位置に配置した場合、機能層２１に含まれる酸素の電流狭窄層２３のメタルパスへの拡散が少なくなるため、電流狭窄相２３中に酸素元素が存在した場合に引き起こされるメタルパスの抵抗率の増大を回避して高いＭＲ変化率を得ることができる。
（変形例１２）
　図１９は、第２の実施形態に係わる磁気抵抗効果素子１０の第１２の変形例を示す図である。
　本変形例は、機能層２１が上部ピン層１４３と下部金属層１５との間に設けられていることに加えて、更に２つ目の機能層２２が上部金属層１７とフリー層１８との間に設けられている点で第２の実施形態と異なる。
　このように、機能層２１を上部ピン層１４３と下部金属層１５との間に設けることに加えて、更に２つ目の機能層２２を上部金属層１７とフリー層１８との間に設けることで、２つの機能層のスピンフィルタリング効果の足し合わせた効果を得ることができるので１層の機能層を用いた場合に比べて高いＭＲ変化率を得ることができる。
　なお、上記した変形例７～１２に係わる磁気抵抗効果素子１０は、第１の実施形態及び第２の実施形態で説明した磁気抵抗効果素子１０の製造方法を用いることで製造することができるので、変形例７～１２に係わる磁気抵抗効果素子１０の製造方法についての説明は省略する。
（実施例）
　第２の実施形態及び変形例７～１２に係わる磁気抵抗効果素子１０を作製して、電極１１と電極２０間で垂直通電を行うことで磁気抵抗効果素子１０のＲＡ値とＭＲ変化率を評価した。
（実施例８）
　第２の実施形態に係わる磁気抵抗効果素子１０を作製して、ＲＡ値及びＭＲ変化率を評価した。すなわち、図１２Ａに示すように、フリー層１８と金属層１７との間に機能層２１を設けた構造を作製した。
　下地層１２　：　Ｔａ［１ｎｍ］／Ｒｕ［２ｎｍ］
　ピニング層１３：Ｉｒ２２Ｍｎ７８［７ｎｍ］
　ピン層１４　：　Ｃｏ７５Ｆｅ２５［３．９ｎｍ］／Ｒｕ［０．９ｎｍ］／Ｆｅ５０Ｃｏ５０［１．８ｎｍ］／Ｃｕ［０．２５ｎｍ］／Ｆｅ５０Ｃｏ５０［１．８ｎｍ］
　金属層１５　：　Ｃｕ［０．６ｎｍ］
　電流狭窄層１６：Ａｌ２Ｏ３の絶縁層１６１およびＣｕの電流パス１６２・金属層１７：Ｃｕ［０．４ｎｍ］
　金属層１７　：　Ｃｕ［０．４ｎｍ］
　機能層２１　：　Ｚｎ－Ｆｅ５０Ｃｏ５０－Ｏ［２ｎｍ］
　フリー層１８：　Ｎｉ８３Ｆｅ１７［３．５ｎｍ］
　また、本実施例に係わる磁気抵抗効果素子１０のＲＡは０．３Ωμｍ２、ＭＲ変化率は１５％であった。
（実施例９）
　変形例７に係わる磁気抵抗効果素子１０を作製して、ＲＡ値及びＭＲ変化率を評価した。すなわち、図１４に示すように、フリー層１８内に機能層２１を設けた構造を作製した。
　下地層１２　：　Ｔａ［１ｎｍ］／Ｒｕ［２ｎｍ］
　ピニング層１３：Ｉｒ２２Ｍｎ７８［７ｎｍ］
　ピン層１４　：　Ｃｏ７５Ｆｅ２５［３．９ｎｍ］／Ｒｕ［０．９ｎｍ］／Ｆｅ５０Ｃｏ５０［１．８ｎｍ］／Ｃｕ［０．２５ｎｍ］／Ｆｅ５０Ｃｏ５０［１．８ｎｍ］
　金属層１５　：　Ｃｕ［０．６ｎｍ］
　電流狭窄層１６：Ａｌ２Ｏ３の絶縁層１６１およびＣｕの電流パス１６２
　金属層１７　：　Ｃｕ［０．４ｎｍ］
　フリー層１８Ａ：　Ｆｅ５０Ｃｏ５０［１ｎｍ］
　機能層２１　：　Ｚｎ－Ｆｅ５０Ｃｏ５０－Ｏ［１ｎｍ］
　フリー層１８：　Ｎｉ８３Ｆｅ１７［３．５ｎｍ］
　また、本実施例に係わる磁気抵抗効果素子１０のＲＡは０．３３Ωμｍ２、ＭＲ変化率は１４．５％であった。
（実施例１０）
　変形例８に係わる磁気抵抗効果素子１０を作製して、ＲＡ値及びＭＲ変化率を評価した。すなわち、図１５に示すように、キャップ層１９とフリー層１８との間に機能層２１を設けた構造を作製した。
　下地層１２　：　Ｔａ［１ｎｍ］／Ｒｕ［２ｎｍ］
　ピニング層１３：Ｉｒ２２Ｍｎ７８［７ｎｍ］
　ピン層１４　：　Ｃｏ７５Ｆｅ２５［３．９ｎｍ］／Ｒｕ［０．９ｎｍ］／Ｆｅ５０Ｃｏ５０［１．８ｎｍ］／Ｃｕ［０．２５ｎｍ］／Ｆｅ５０Ｃｏ５０［１．８ｎｍ］
　金属層１５　：　Ｃｕ［０．６ｎｍ］
　電流狭窄層１６：Ａｌ２Ｏ３の絶縁層１６１およびＣｕの電流パス１６２
　金属層１７　：　Ｃｕ［０．４ｎｍ］
　フリー層１８：　Ｆｅ５０Ｃｏ５０［１ｎｍ］／Ｎｉ８３Ｆｅ１７［３．５ｎｍ］
機能層２１　：　Ｚｎ－Ｆｅ５０Ｃｏ５０－Ｏ［１ｎｍ］
また、本実施例に係わる磁気抵抗効果素子１０のＲＡは０．３Ωμｍ２、ＭＲ変化率は１４％であった。
（実施例１１）
　変形例９に係わる磁気抵抗効果素子１０を作製して、ＲＡ値及びＭＲ変化率を評価した。すなわち、図１６に示すように、金属層１５と上部ピン層１４３との間に機能層２１を設けた構造を作製した。
　下地層１２　：　Ｔａ［１ｎｍ］／Ｒｕ［２ｎｍ］
　ピニング層１３：Ｉｒ２２Ｍｎ７８［７ｎｍ］
　ピン層１４　：　Ｃｏ７５Ｆｅ２５［３．９ｎｍ］／Ｒｕ［０．９ｎｍ］／Ｆｅ５０Ｃｏ５０［１．８ｎｍ］／Ｃｕ［０．２５ｎｍ］
　機能層２１　：　Ｚｎ－Ｆｅ５０Ｃｏ５０－Ｏ［２ｎｍ］
　金属層１５　：　Ｃｕ［０．６ｎｍ］
　電流狭窄層１６：Ａｌ２Ｏ３の絶縁層１６１およびＣｕの電流パス１６２
　金属層１７　：　Ｃｕ［０．４ｎｍ］
　フリー層１８：　Ｆｅ５０Ｃｏ５０［２ｎｍ］／Ｎｉ８３Ｆｅ１７［３．５ｎｍ］
　また、本実施例に係わる磁気抵抗効果素子１０のＲＡは０．３５Ωμｍ２、ＭＲ変化率は１４．５％であった。
（実施例１２）
　変形例１０に係わる磁気抵抗効果素子１０を作製して、ＲＡ値及びＭＲ変化率を評価した。すなわち、図１７に示すように、上部ピン層１４３内に機能層２１を設けた構造を作製した。
　下地層１２　：　Ｔａ［１ｎｍ］／Ｒｕ［２ｎｍ］
　ピニング層１３：Ｉｒ２２Ｍｎ７８［７ｎｍ］
　ピン層１４　：　Ｃｏ７５Ｆｅ２５［３．９ｎｍ］／Ｒｕ［０．９ｎｍ］／Ｆｅ５０Ｃｏ５０［１．８ｎｍ］／Ｃｕ［０．２５ｎｍ］
　機能層２１　：　Ｚｎ－Ｆｅ５０Ｃｏ５０－Ｏ［１ｎｍ］
　ピン層１４３Ｂ：Ｆｅ５０Ｃｏ５０［１ｎｍ］
　金属層１５　：　Ｃｕ［０．６ｎｍ］
　電流狭窄層１６：Ａｌ２Ｏ３の絶縁層１６１およびＣｕの電流パス１６２
　金属層１７　：　Ｃｕ［０．４ｎｍ］
　フリー層１８：　Ｆｅ５０Ｃｏ５０［２ｎｍ］／Ｎｉ８３Ｆｅ１７［３．５ｎｍ］
　また、本実施例に係わる磁気抵抗効果素子１０のＲＡは０．３１Ωμｍ２、ＭＲ変化率は１４．５％であった。
（実施例１３）
　変形例１１に係わる磁気抵抗効果素子１０を作製して、ＲＡ値及びＭＲ変化率を評価した。すなわち、図１８に示すように、上部ピン層１４３と磁気結合層１４２との間に機能層２１を設けた構造を作製した。
　下地層１２　：　Ｔａ［１ｎｍ］／Ｒｕ［２ｎｍ］
　ピニング層１３：Ｉｒ２２Ｍｎ７８［７ｎｍ］
　ピン層１４　：　Ｃｏ７５Ｆｅ２５［３．９ｎｍ］／Ｒｕ［０．９ｎｍ］／Ｆｅ５０Ｃｏ５０［１ｎｍ］
　機能層２１　：　Ｚｎ－Ｆｅ５０Ｃｏ５０－Ｏ［１ｎｍ］
　ピン層１４３Ｂ：／Ｃｕ［０．２５ｎｍ］／Ｆｅ５０Ｃｏ５０［１．８ｎｍ］
　金属層１５　：　Ｃｕ［０．６ｎｍ］
　電流狭窄層１６：Ａｌ２Ｏ３の絶縁層１６１およびＣｕの電流パス１６２
　金属層１７　：　Ｃｕ［０．４ｎｍ］
　フリー層１８：　Ｆｅ５０Ｃｏ５０［２ｎｍ］／Ｎｉ８３Ｆｅ１７［３．５ｎｍ］
　また、本実施例に係わる磁気抵抗効果素子１０のＲＡは０．３１Ωμｍ２、ＭＲ変化率は１３．８％であった。
（実施例１４）
　変形例１２に係わる磁気抵抗効果素子１０を作製して、ＲＡ値及びＭＲ変化率を評価した。すなわち、図１９に示すように、フリー層１８と金属層１７との間に機能層２１を設け、金属層１５と上部ピン層１４３との間にも機能層２２を設けた構造を作製した。
　下地層１２　：　Ｔａ［１ｎｍ］／Ｒｕ［２ｎｍ］
　ピニング層１３：Ｉｒ２２Ｍｎ７８［７ｎｍ］
　ピン層１４　：　Ｃｏ７５Ｆｅ２５［３．９ｎｍ］／Ｒｕ［０．９ｎｍ］／Ｆｅ５０Ｃｏ５０［１．８ｎｍ］／Ｃｕ［０．２５ｎｍ］
　機能層２１　：　Ｚｎ－Ｆｅ５０Ｃｏ５０－Ｏ［２ｎｍ］
　金属層１５　：　Ｃｕ［０．６ｎｍ］
　電流狭窄層１６：Ａｌ２Ｏ３の絶縁層１６１およびＣｕの電流パス１６２
　金属層１７　：　Ｃｕ［０．４ｎｍ］
　機能層２１　：　Ｚｎ－Ｆｅ５０Ｃｏ５０－Ｏ［２ｎｍ］
　フリー層１８：　Ｎｉ８３Ｆｅ１７［３．５ｎｍ］
　また、本実施例に係わる磁気抵抗効果素子１０のＲＡは０．４５Ωμｍ２、ＭＲ変化率は１６％であった。
（比較例２）
　機能層を用いていない磁気抵抗効果素子を作製してＲＡ値及びＭＲ変化率を評価した。比較例１に係わる磁気抵抗効果素子とことなる点は、スペーサ層が、２層の金属層に挟まれ、貫通した電流パスを有する絶縁層を有する点が異なる。
　下地層１２　：　Ｔａ［１ｎｍ］／Ｒｕ［２ｎｍ］
　ピニング層１３：Ｉｒ２２Ｍｎ７８［７ｎｍ］
　ピン層１４　：　Ｃｏ７５Ｆｅ２５［３．９ｎｍ］／Ｒｕ［０．９ｎｍ］／Ｆｅ５０Ｃｏ５０［１．８ｎｍ］／Ｃｕ［０．２５ｎｍ］／Ｆｅ５０Ｃｏ５０［１．８ｎｍ］
　機能層２１　：　Ｚｎ－Ｆｅ５０Ｃｏ５０－Ｏ［２ｎｍ］
　金属層１５　：　Ｃｕ［０．６ｎｍ］
　電流狭窄層１６：Ａｌ２Ｏ３の絶縁層１６１およびＣｕの電流パス１６２
　金属層１７　：　Ｃｕ［０．４ｎｍ］
フリー層１８：　Ｆｅ５０Ｃｏ５０［２ｎｍ］／Ｎｉ８３Ｆｅ１７［３．５ｎｍ］　
　また、本実施例に係わる磁気抵抗効果素子１０のＲＡは０．２８Ωμｍ２、ＭＲ変化率は１２．５％であった。
　実施例８～１４に係わる磁気抵抗効果素子１０のＭＲ変化率は何れも、比較例２のＭＲ変化率よりも大きな値を示してしていることが確認できた。第２の実施形態及び変形例７～１２に係わる磁気抵抗効果素子１０を用いることで、ＭＲの変化率の向上をさせることができる。
（実施例１５～１７、比較例２、３）
　第１の実施形態で説明した図１に示す磁気抵抗効果素子１０について、酸素曝露量を変化させることで、磁気抵抗効果素子のＲＡ値と磁気抵抗効果素子を構成する機能層の抵抗率を変化させた。そして、磁気抵抗効果素子のＲＡ値と機能層の抵抗率が、ＭＲ変化率に及ぼす影響を調べた。
　本実施例に係わる磁気抵抗効果素子１０は、磁気抵抗効果素子１０を酸化等の劣化を防止するキャップ層１９と、磁化が固着されたピン層１４と、キャップ層１９とピン層１４との間に設けられた磁化が自由に回転するフリー層１８と、ピン層１４とフリー層１８との間に設けられた非磁性体からなるスペーサ層１６と、スペーサ層１６とフリー層１８との間に設けられ、Ｚｎ、Ｉｎ、Ｓｎ、及びＣｄの何れか１つの元素、並びにＦｅ、Ｃｏ、Ｎｉの何れか１つの元素を混合した酸化物を含む機能層２１と、を備えた積層体７と、積層体７の膜面に垂直に電流を流すための一対の電極１１、２０と、電極１１とピン層１４の間に設けられたピン層の磁化方向を固着するための反強磁性体からなるピニング層１３と、ピニング層１３と電極１１との間に設けられた下地層１２と、を備える。
　本実例で作製した磁気抵抗効果素子１０の構造を下記に示す。
　下地層１２　：　Ｔａ［１ｎｍ］／Ｒｕ［２ｎｍ］
　ピニング層１３：Ｉｒ２２Ｍｎ７８［７ｎｍ］
　ピン層１４　：　Ｃｏ９０Ｆｅ１０［４．４ｎｍ］／Ｒｕ［０．９ｎｍ］／Ｆｅ５０Ｃｏ５０［４ｎｍ］
　スペーサ層１６：Ｃｕ［３ｎｍ］
　機能層２１　：　Ｚｎ－Ｆｅ５０Ｃｏ５０－Ｏ［２ｎｍ］
　フリー層１８：　Ｆｅ５０Ｃｏ５０［３ｎｍ］
　機能層の作製方法は、Ｃｕからなるスペーサ層上に、Ｆｅ５０Ｃｏ５０を１ｎｍ形成し、その上にＺｎを０．６ｎｍ形成した。次に、ＩＡＯによりＺｎとＦｅ５０Ｃｏ５０の酸化物（以下、Ｚｎ－Ｆｅ５０Ｃｏ５０－Ｏと表記する）へと変換行い機能層を形成した。また、ＩＡＯで用いる酸素曝露量を変化させた。このときの実施例１５での酸素曝露量は、１．２×１０４Ｌａｎｇｍｉｕｒ、実施例１６では、１．５×１０４Ｌａｎｇｍｉｕｒ、実施例１７では１．８×１０４Ｌａｎｇｍｉｕｒとした。比較例３では、３．０×１０４Ｌａｎｇｍｉｕｒとした。なお、実施例１～１４では、機能層の膜厚が厚いので酸素曝露量が実施例１５～１７と比較して若干大きめに設定していた。
　図２０は、ＩＡＯで用いる酸素暴露量を変えて、磁気抵抗効果素子のＲＡ値とＺｎ－Ｆｅ５０Ｃｏ５０－Ｏから構成される機能層の抵抗率を変化させたときの機能層のＭＲ変化率の結果を示す図である。なお、参考に機能層を設けていない磁気抵抗効果素子の測定結果（比較例２に相当する）も示す。
　機能層の抵抗率は、機能層の抵抗率をρＺｎ－Ｆｅ５０Ｃｏ５０－Ｏ、機能層の膜厚をｔＺｎ－ＦｅＣｏ－Ｏ、機能層を設けたことによる磁気抵抗効果素子の面積抵抗の増大量をΔＲＡＺｎ－ＦｅＣｏ－Ｏとして、下記の式１のから機能層の抵抗率ρＺｎ－ＦｅＣｏ－Ｏを求めた。
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000001
　また、機能層の膜厚は、断面ＴＥＭ観察像から求めて、実施例１５、１６、１７、及び比較例３に係わる機能層の膜厚は何れも２ｎｍであった。なお、ΔＲＡの値は、機能層を設けていない状態の磁気抵抗効果素子のＲＡ値（図２０の比較例２）と機能層を設けた状態での磁気抵抗効果素子のＲＡ値との差分を用いている。
　図２０から機能層の抵抗率が５×１０４μΩｃｍ以下の場合に、ＭＲ変化率が向上していることがわかる。また、磁気抵抗効果素子のＲＡ値が１μΩｃｍ以下の場合に、ＭＲ変化率が向上していることもわかる。
　上記の結果は、適正な酸素暴露量を用いて、低い抵抗率の機能層２１を作製することにより、機能層２１内部のスピンフリップを抑制することができたためと考えられる。
（第３の実施形態）
　次に、本実施形態に係わる磁気抵抗効果素子１０を用いた磁気ヘッドについて説明する。
　図２１及び図２２は、本実施形態に係わる磁気抵抗効果素子１０を磁気ヘッドに組み込んだ状態を示す図である。図２１は、磁気記録媒体（図示せず）に対向する媒体対向面に対してほぼ平行な方向に磁気抵抗効果素子１０を切断した断面図である。図２２は、磁気抵抗効果素子１０を媒体対向面ＡＢＳに対して垂直な方向に切断した断面図である。
　図２１及び図２２に例示した磁気ヘッドは、いわゆるハード・アバッテッド（ｈａｒｄ　ａｂｕｔｔｅｄ）構造を有する。磁気抵抗効果素子１０の上下には、電極１１と電極２０とがそれぞれ設けられている。図２１において、磁気抵抗効果素子１０の両側面には、バイアス磁界印加膜４１と絶縁膜４２とが積層して設けられている。図２２に示すように、磁気抵抗効果素子１０の媒体対向面には保護層４３が設けられている。
　磁気抵抗効果素子１０に対するセンス電流は、その上下に配置された電極１１、電極２０によって矢印Ａで示したように、膜面に対してほぼ垂直方向に通電される。また、左右に設けられた一対のバイアス磁界印加膜４１により、磁気抵抗効果素子１０にはバイアス磁界が印加される。このバイアス磁界により、磁気抵抗効果素子１０のフリー層１８の磁気異方性を制御して単磁区化することによりその磁区構造が安定化し、磁壁の移動に伴うバルクハウゼンノイズ（Ｂａｒｋｈａｕｓｅｎ　ｎｏｉｓｅ）を抑制することができる。
　磁気抵抗効果膜１０のＳ／Ｎ比が向上しているので、磁気ヘッドに応用した場合に高感度の磁気再生が可能となる。
（第４の実施形態）
　次に、本実施形態に係わる磁気抵抗効素子１０を用いた磁気記録再生装置、磁気ヘッドアセンブリについて説明する。
　図２３は本実施形態に係わる磁気記録再生装置を示す斜視図である。
　図２３に示すように、本実施形態に係わる磁気記録再生装置３１０は、ロータリーアクチュエータを用いた形式の装置である。磁気記録媒体２３０は、スピンドルモータ３３０に設けられ、駆動制御部（図示せず）からの制御信号に応答するモータ（図示せず）により媒体移動方向２７０の方向に回転する。磁気記録再生装置３１０は、複数の磁気記録媒体２３０を備えてもよい。
　磁気記録媒体２３０に格納する情報の記録再生を行うヘッドスライダ２８０は、図２４に示すように、磁気抵抗効果素子１０を備えた磁気ヘッド１４０がヘッドスライダ２８０に設けられる。ヘッドスライダ２８０は、Ａｌ２Ｏ３／ＴｉＣなどからなり、磁気ディスクなどの磁気記録媒体２３０の上を、浮上又は接触しながら相対的に運動できるように設計されている。
　ヘッドスライダ２８０は薄膜状のサスペンション３５０の先端に取り付けられている。ヘッドスライダ２８０は、磁気ヘッド１４０をヘッドスライダ２８０の先端付近に設けられている。
　磁気記録媒体２３０が回転すると、サスペンション３５０により押し付け圧力とヘッドスライダ２８０の媒体対向面（ＡＢＳ）で発生する圧力とがつりあう。ヘッドスライダ２８０の媒体対向面は、磁気記録媒体２３０の表面から所定の浮上量をもって保持される。ヘッドスライダ２８０が磁気記録媒体２３０と接触する「接触走行型」としてもよい。
　サスペンション３５０は、駆動コイル（図示せず）を保持するボビン部などを有するアクチュエータアーム３６０の一端に接続されている。アクチュエータアーム３６０の他端には、リニアモータの一種であるボイスコイルモータ３７０が設けられている。ボイスコイルモータ３７０は、アクチュエータアーム３６０のボビン部に巻き上げられた駆動コイル（図示せず）と、この駆動コイルを挟み込むように対向して設けられた永久磁石及び対向ヨークからなる磁気回路から構成することができる。
　アクチュエータアーム３６０は、軸受部３８０の上下２箇所に設けられたボールベアリング（図示せず）によって保持され、ボイスコイルモータ３７０により回転摺動が自在にできるようになっている。その結果、磁気ヘッド１４０を磁気記録媒体２３０の任意の位置に移動可能となる。
　図２５（ａ）は、本実施形態に係わる磁気記録再生装置３１０の一部を構成するヘッドスタックアセンブリ３９０を示す。
　図２５（ｂ）は、ヘッドスタックアセンブリ３９０の一部となる磁気ヘッドアセンブリ（ヘッドジンバルアセンブリ（ＨＧＡ））４００を示す斜視図である。
　図２５（ａ）に示すように、ヘッドスタックアセンブリ３９０は、軸受部３８０と、この軸受部３８０から延出したヘッドジンバルアセンブリ４００と、軸受部３８０からヘッドジンバルアセンブリ４００と反対方向に延出しているとともにボイスコイルモータのコイル４１０を支持した支持フレーム４２０を有する。
　図２５（ｂ）に示すように、ヘッドジンバルアセンブリ４００は、軸受部３８０から延出したアクチュエータアーム３６０と、アクチュエータアーム３６０から延出したサスペンション３５０とを有する。
　サスペンション３５０の先端には、第２の実施形態で説明した磁気記録ヘッド１４０を有するヘッドスライダ２８０が設けられている。
　本実施形態に係わる磁気ヘッドアセンブリ（ヘッドジンバルアセンブリ（ＨＧＡ））４００は、第２の実施形態で説明した磁気記録ヘッド１４０と、磁気記録ヘッド１４０が設けられたヘッドスライダ２８０と、ヘッドスライダ２８０を一端に搭載するサスペンション３５０と、サスペンション３５０の他端に接続されたアクチュエータアーム３６０とを備える。
　サスペンション３５０は、信号の書き込み及び読み取り用、浮上量調整のためのヒータ用、ＳＴＯ１０用のリード線（図示せず）を有し、このリード線とヘッドスライダ２８０に組み込まれた磁気記録ヘッド１４０の各電極とが電気的に接続される。電極パッド（図示せず）はヘッドジンバルアセンブリ４００に設けられる。本実施形態では、電極パッドは８個設けられる。主磁極２００のコイル用の電極パッドが２つ、磁気再生素子１９０用の電極パッドが２つ、ＤＦＨ（ダイナミックフライングハイト）用の電極パッドが２つ、ＳＴＯ１０用の電極パッドが２つ設けられている。
　信号処理部３８５（図示せず）が、図２３に示す磁気記録再生装置３１０の図面中の背面側に設けられる。信号処理部３８５は、磁気記録ヘッド１４０を用いて磁気記録媒体２３０への信号の書き込みと読み出しを行う。信号処理部３８５の入出力線は、ヘッドジンバルアセンブリ４００の電極パッドに接続され、磁気記録ヘッド１４０と電気的に結合される。
　本実施形態に係わる磁気記録再生装置３１０は、磁気記録媒体２３０と、磁気記録ヘッド１４０と、磁気記録媒体２３０と磁気記録ヘッド１４０とを離間させ、又は、接触させた状態で対峙させながら相対的に移動可能とした可動部と、磁気記録ヘッド１４０を磁気記録媒体２３０の所定記録位置に位置あわせする位置制御部と、磁気記録ヘッド１４０を用いて磁気記録媒体２３０への書き込みと読み出しを行う信号処理部３８５とを備える。
　上記の磁気記録媒体２３０として、磁気記録媒体２３０が用いられる。上記の可動部は、ヘッドスライダ２８０を含むことができる。上記の位置制御部は、ヘッドジンバルアセンブリ４００を含むことができる。
　磁気記録再生装置３１０は、磁気記録媒体２３０と、ヘッドジンバルアセンブリ４００と、ヘッドジンバルアセンブリ４００に搭載された磁気記録ヘッド１４０を用いて磁気記録媒体２３０への信号の書き込みと読み出しを行う信号処理部３８５とを備える。
　本発明の実施形態として上述した磁気ヘッドおよび磁気記録再生装置を基にして、当業者が適宜設計変更して実施しうるすべての磁気抵抗効果素子、磁気ヘッド、磁気記録再生装置および磁気メモリも同様に本発明に係る磁気抵抗効果素子を用いることができる。
　本発明の実施形態では、ボトム型の磁気抵抗効果素子１０について説明したが、ピン層１４がスペーサ層１６よりも上に形成されたトップ型の磁気抵抗効果素子１０でも本発明の効果を得ることができる。
　１０　…　磁気抵抗効果素子、１１、２０　…　電極、１２　…　下地層、
、１３　…　ピニング層、１４　…　ピン層（磁化固着層）、１６　…　スペーサ層、１８　…　フリー層（磁化自由層）、１９　…　キャップ層、２１　…　機能層、１４１　…　下部ピン層、１４２　…　磁気結合層、１４３　…　上部ピン層

Claims (8)

  1. 　キャップ層と、
    　磁化固着層と、
    　前記キャップ層と前記磁化固着層との間に設けられた磁化自由層と、
    　前記磁化固着層と前記磁化自由層との間に設けられたスペーサ層と、
    　前記磁化固着層中、前記磁化固着層と前記スペーサ層との間、前記スペーサ層と前記磁化自由層との間、前記磁化自由層中、及び前記磁化自由層と前記キャップ層との間の何れかに設けられ、Ｚｎ、Ｉｎ、Ｓｎ、及びＣｄから選択される少なくとも１つの元素、並びにＦｅ、Ｃｏ、及びＮｉから選択される少なくとも１つの元素を含む酸化物を有する機能層と、
    　を備えた積層体と、
    　前記積層体の膜面に垂直に電流を流すための一対の電極と、
    　を備えたことを特徴とする磁気抵抗効果素子。
  2. 　前記機能層の抵抗率が５×１０４μΩｃｍ以下であることを特徴とする請求項１に記載の磁気抵抗効果素子。
  3. 　前記機能層の膜厚が１ｎｍ以上１０ｎｍ以下であるとこを特徴とする請求項１に記載の磁気抵抗効果素子。
  4. 　前記積層体の積層方向に対して垂直な断面積と前記積層体の膜面に垂直に電流を流したときに一対の電極から得られる抵抗との積が１Ωμｍ２以下であることを特徴とする請求項１に記載の磁気抵抗効果素子。
  5. 　前記スペーサ層は、酸素又は窒素を含む絶縁層と、
    　前記スペーサ層の膜面垂直方向に貫通し、前記スペーサ層に電流を流すための電流パスと、
    　を含むことを特徴とする請求項１に記載の磁気抵抗効果素子。
  6. 　前記機能層がさらにＡｌ、Ｂ、Ｇａ、Ｃ、Ｓｉ、Ｇｅ、及びＳｎから選択される少なくとも１つの元素を含むことを特徴とする請求項１に記載の磁気抵抗効果素子。
  7. 　前記スペーサ層はＣｕ、Ａｕ及びＡｇの何れか１つを含むことを特徴とする請求項１に記載の磁気抵抗効果素子。
  8. 　磁気記録媒体と、
    請求項１に記載の磁気抵抗効果素子を備えた磁気記録ヘッドと、
    　前記磁気記録ヘッドを用いて前記磁気記録媒体への信号の書き込みと読み出しを行う信号処理部と、
    　を備えたことを特徴とする磁気記録再生装置。
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Cited By (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US8213130B1 (en) 2011-02-25 2012-07-03 Kabushiki Kaisha Toshiba Magnetoresistive element, magnetic head assembly, magnetic recording/reproducing apparatus, memory cell array, and manufacturing method of magnetoresistive element
US8446698B2 (en) 2011-02-14 2013-05-21 Kabushiki Kaisha Toshiba Magnetoresistive element, magnetic head assembly, and magnetic recording/reproducing apparatus
JP2013197205A (ja) * 2012-03-16 2013-09-30 Toshiba Corp 磁気抵抗効果素子、磁気ヘッドアセンブリ、磁気記録再生装置及び磁気メモリ
US8649127B2 (en) 2011-02-17 2014-02-11 Kabushiki Kaisha Toshiba Magneto-resistive effect device, magnetic head assembly, and magnetic recording device

Families Citing this family (11)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP4991901B2 (ja) * 2010-04-21 2012-08-08 株式会社東芝 磁気抵抗効果素子及び磁気記録再生装置
US9368176B2 (en) * 2012-04-20 2016-06-14 Alexander Mikhailovich Shukh Scalable magnetoresistive element
JP2015179779A (ja) * 2014-03-19 2015-10-08 株式会社東芝 歪検出素子、圧力センサ、マイクロフォン、血圧センサ及びタッチパネル
US9299369B1 (en) * 2014-10-29 2016-03-29 International Business Machines Corporation Multichannel data storage apparatus having abrasion resistant barrier
US9520148B1 (en) * 2015-12-21 2016-12-13 Seagate Technology Llc Reset of magnetic domains in write head via external field
KR102574163B1 (ko) 2016-08-31 2023-09-06 삼성전자주식회사 자기 메모리 장치
US10622047B2 (en) 2018-03-23 2020-04-14 Taiwan Semiconductor Manufacturing Company, Ltd. Free layer structure in magnetic random access memory (MRAM) for Mo or W perpendicular magnetic anisotropy (PMA) enhancing layer
US10522752B1 (en) 2018-08-22 2019-12-31 Taiwan Semiconductor Manufacturing Company, Ltd. Magnetic layer for magnetic random access memory (MRAM) by moment enhancement
JP2020043133A (ja) 2018-09-06 2020-03-19 キオクシア株式会社 磁気記憶装置
JP7136492B2 (ja) * 2018-11-29 2022-09-13 国立研究開発法人物質・材料研究機構 磁気抵抗効果素子、磁気センサ、再生ヘッドおよび磁気記録再生装置
JP7202267B2 (ja) * 2019-08-06 2023-01-11 株式会社日立ハイテク 磁気抵抗効果素子および磁気抵抗効果デバイス

Citations (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2003133614A (ja) * 2001-02-01 2003-05-09 Toshiba Corp 磁気抵抗効果素子、磁気抵抗効果ヘッド、および磁気記録再生装置
JP2004006589A (ja) * 2002-03-28 2004-01-08 Toshiba Corp 磁気抵抗効果素子、磁気ヘッド及び磁気再生装置
JP2004039672A (ja) * 2002-06-28 2004-02-05 Japan Science & Technology Corp スピンフィルタ効果素子及びそれを用いた磁気デバイス
JP2008500722A (ja) * 2004-05-25 2008-01-10 エンエム スピントロニクス アクティエボラーグ スピン感度を持つ希薄磁性半導体を備えるトンネル障壁層
JP2009182129A (ja) * 2008-01-30 2009-08-13 Toshiba Corp 磁気抵抗効果素子およびその製造方法
JP2009238918A (ja) * 2008-03-26 2009-10-15 Tdk Corp スピンフィルタ効果素子及びスピントランジスタ

Family Cites Families (12)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US6937446B2 (en) * 2000-10-20 2005-08-30 Kabushiki Kaisha Toshiba Magnetoresistance effect element, magnetic head and magnetic recording and/or reproducing system
US6905780B2 (en) 2001-02-01 2005-06-14 Kabushiki Kaisha Toshiba Current-perpendicular-to-plane-type magnetoresistive device, and magnetic head and magnetic recording-reproducing apparatus using the same
JP2003031867A (ja) 2001-07-17 2003-01-31 Hitachi Ltd 酸化物磁性層と金属磁性膜を積層した磁気抵抗効果素子
JP4024499B2 (ja) 2001-08-15 2007-12-19 株式会社東芝 磁気抵抗効果素子、磁気ヘッド及び磁気再生装置
JP4309363B2 (ja) 2005-03-16 2009-08-05 株式会社東芝 磁気抵抗効果素子、磁気再生ヘッド及び磁気情報再生装置
JP2007281087A (ja) 2006-04-04 2007-10-25 Hitachi Global Storage Technologies Netherlands Bv 積層体、その製造方法及び磁気抵抗効果ヘッド
JP4942445B2 (ja) 2006-09-08 2012-05-30 Ｔｄｋ株式会社 磁気抵抗効果素子、薄膜磁気ヘッド、ヘッドジンバルアセンブリ、ヘッドアームアセンブリおよび磁気ディスク装置
US20080218912A1 (en) 2007-03-09 2008-09-11 Tdk Corporation CPP-type magnetoresistive element having spacer layer that includes semiconductor layer
JP4991901B2 (ja) 2010-04-21 2012-08-08 株式会社東芝 磁気抵抗効果素子及び磁気記録再生装置
JP4991920B2 (ja) 2010-09-01 2012-08-08 株式会社東芝 磁気抵抗効果素子の製造方法
JP5739685B2 (ja) 2011-02-14 2015-06-24 株式会社東芝 磁気抵抗効果素子、磁気ヘッドアセンブリ及び磁気記録再生装置
JP5629608B2 (ja) 2011-02-25 2014-11-26 株式会社東芝 磁気抵抗効果素子、磁気ヘッドアセンブリ、磁気記録再生装置、メモリセルアレイ、及び磁気抵抗効果素子の製造方法

Patent Citations (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2003133614A (ja) * 2001-02-01 2003-05-09 Toshiba Corp 磁気抵抗効果素子、磁気抵抗効果ヘッド、および磁気記録再生装置
JP2004006589A (ja) * 2002-03-28 2004-01-08 Toshiba Corp 磁気抵抗効果素子、磁気ヘッド及び磁気再生装置
JP2004039672A (ja) * 2002-06-28 2004-02-05 Japan Science & Technology Corp スピンフィルタ効果素子及びそれを用いた磁気デバイス
JP2008500722A (ja) * 2004-05-25 2008-01-10 エンエム スピントロニクス アクティエボラーグ スピン感度を持つ希薄磁性半導体を備えるトンネル障壁層
JP2009182129A (ja) * 2008-01-30 2009-08-13 Toshiba Corp 磁気抵抗効果素子およびその製造方法
JP2009238918A (ja) * 2008-03-26 2009-10-15 Tdk Corp スピンフィルタ効果素子及びスピントランジスタ

Cited By (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US8446698B2 (en) 2011-02-14 2013-05-21 Kabushiki Kaisha Toshiba Magnetoresistive element, magnetic head assembly, and magnetic recording/reproducing apparatus
US8649127B2 (en) 2011-02-17 2014-02-11 Kabushiki Kaisha Toshiba Magneto-resistive effect device, magnetic head assembly, and magnetic recording device
US8213130B1 (en) 2011-02-25 2012-07-03 Kabushiki Kaisha Toshiba Magnetoresistive element, magnetic head assembly, magnetic recording/reproducing apparatus, memory cell array, and manufacturing method of magnetoresistive element
JP2013197205A (ja) * 2012-03-16 2013-09-30 Toshiba Corp 磁気抵抗効果素子、磁気ヘッドアセンブリ、磁気記録再生装置及び磁気メモリ

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