WO2017017978A1 - 磁気抵抗素子、その用途及び製造方法、並びにホイスラー合金の製造方法 - Google Patents

磁気抵抗素子、その用途及び製造方法、並びにホイスラー合金の製造方法 Download PDF

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layer
bcc structure
magnetoresistive element
heusler
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イェ ドゥ
孝夫 古林
泰佑 佐々木
裕弥 桜庭
有紀子 高橋
和博 宝野
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国立研究開発法人物質・材料研究機構
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    • G11B—INFORMATION STORAGE BASED ON RELATIVE MOVEMENT BETWEEN RECORD CARRIER AND TRANSDUCER
    • G11B5/00—Recording by magnetisation or demagnetisation of a record carrier; Reproducing by magnetic means; Record carriers therefor
    • G11B5/127—Structure or manufacture of heads, e.g. inductive
    • G11B5/33—Structure or manufacture of flux-sensitive heads, i.e. for reproduction only; Combination of such heads with means for recording or erasing only
    • G11B5/39—Structure or manufacture of flux-sensitive heads, i.e. for reproduction only; Combination of such heads with means for recording or erasing only using magneto-resistive devices or effects
    • H—ELECTRICITY
    • H10—SEMICONDUCTOR DEVICES; ELECTRIC SOLID-STATE DEVICES NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
    • H10N—ELECTRIC SOLID-STATE DEVICES NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
    • H10N50/00—Galvanomagnetic devices
    • H10N50/10—Magnetoresistive devices

Definitions

  • the present invention relates to a magnetoresistive element having a three-layer structure of ferromagnetic metal / nonmagnetic metal / ferromagnetic metal, and more specifically to a magnetoresistive element utilizing a perpendicular magnetoresistive effect (CPPGMR) of a thin film.
  • the present invention also relates to a magnetoresistive element using a nonmagnetic spacer layer comprising an alloy of a combination of specific metal elements as the nonmagnetic metal layer.
  • An element using the current-perpendicular magnetoresistance effect is composed of a thin film having a three-layer structure of ferromagnetic metal / nonmagnetic metal / ferromagnetic metal, and is a read head for a magnetic disk. It is expected for use.
  • a device using a Heusler alloy having a high spin polarizability as a ferromagnetic metal has been studied.
  • CFGG Co 2 Fe (Ga 0.5 Ge 0.5 )
  • Ag which is a face-centered cubic lattice structure metal
  • Non-Patent Document 3 discloses that when a spacer layer having an fcc structure such as Ag or Cu is used, the magnetoresistive output varies greatly depending on the orientation of the Heusler alloy of the ferromagnetic layer. This is because the lattice distortion of bcc-based Heusler alloy and fcc Ag and Cu varies greatly depending on the crystal orientation of Heusler alloy. As a result, when (001) plane of Cu and Heusler alloy are used, Cu is used. Discloses that high magnetic resistance can be obtained when the (011) plane of the Heusler alloy forms an interface with the spacer layer.
  • (001) and (011) are Miller indices, which are indices for describing the crystal plane and direction in the crystal lattice.
  • magnetoresistance output as predicted from theoretical calculation has been obtained due to the magnetic strain dependence of Heusler alloy with bcc structure and Ag and Cu with fcc structure and their crystal orientation. Absent.
  • Patent Documents 3 and 4 according to the proposals of the present inventors include a Heusler alloy as a magnetic layer and an L2 type 1 or B2 type ordered alloy as a spacer layer. CPPGMR used in the above is disclosed. However, in the inventions of Patent Documents 3 and 4, the effect as predicted from the theoretical calculation is not obtained. As a cause of this, since these alloys contain a relatively heavy element Rh ⁇ Sn or magnetic element Ni, it is considered that the magnetoresistive effect is weakened by the effect of strong spin orbital scattering and spin scattering.
  • the present invention provides a magnetoresistive element using the magnetoresistance effect (CPPGMR) of a thin film having a three-layer structure of ferromagnetic metal / nonmagnetic metal / ferromagnetic metal, compared with the conventional structure. It is an object of the present invention to provide a magnetoresistive element that exhibits a high magnetoresistive output and to develop a related technology.
  • CPPGMR magnetoresistance effect
  • a magnetoresistive element comprising a lower ferromagnetic layer and an upper ferromagnetic layer each comprising a Heusler alloy, and a spacer layer sandwiched between the lower ferromagnetic layer and the upper ferromagnetic layer,
  • An alloy (provided that the spacer layer is made of at least one metal element selected from Ag and Cu and at least one metal element selected from nonmagnetic metal elements from the second to fourth periods of the long-period periodic table)
  • Bcc structure alloy composed of Cu and Zn
  • bcc structure alloy composed of Cu and Al
  • bcc structure alloy composed of Cu and Be
  • bcc structure alloy composed of Ag and Al alloy of bcc structure composed of Ag and Mg
  • the magnetoresistive element described above is characterized in that it includes an alloy of Ag and Zn.
  • the alloy is Cu—Li, Cu—Be, Cu—Mg, Cu—Al, Cu—Ti, Cu—V, Cu—Zn, Cu—Ga, Ag—Li, Ag—Be, Ag—Mg, Ag—.
  • the magnetoresistive element according to [1] which is at least one alloy selected from Al, Ag—Ti, Ag—V, Ag—Zn, and Ag—Ga.
  • the substrate further comprises a substrate, and the substrate is at least one selected from a surface-oxidized Si substrate, a silicon substrate, a glass substrate, a metal substrate, and an MgO substrate, and any one of [1] to [3]
  • the alignment layer includes at least one kind of metal selected from the group consisting of Ag, Al, Cu, Au, and Cr, or an alloy thereof, and a crystal direction in which the Heusler alloy is epitaxially grown is a (001) direction.
  • the magnetoresistive element according to [4] which is characterized.
  • the lower ferromagnetic layer and the upper ferromagnetic layer each include a Heusler alloy represented by a composition formula of Co 2 AB, where A is Cr, Mn, Fe, or a combination of two or more of these ( However, the total amount of A is 1), and B is Al, Si, Ga, Ge, In, or Sn, or a combination of two or more of these (however, the total amount of B is 1)
  • the magnetoresistive element according to any one of [1] to [5], characterized in that: [7]
  • the lower ferromagnetic layer and the upper ferromagnetic layer include a Heusler ferromagnetic alloy having at least one of a B2 ordered structure or an L2 1 ordered structure, and each of the Heusler ferromagnetic alloys includes Co 2 Fe (Ga x Ge x-1 ) (0.25 ⁇ x ⁇ 0.6), Co 2 FeAl 0.5 Si 0.5 , Co 2 MnSi, Co 2 MnGe, Co 2 FeAl
  • At least one of the lower ferromagnetic layer and the upper ferromagnetic layer further contains at least one metal element selected from nonmagnetic metal elements from the second to the fourth period of the long-period periodic table, [1] To 7].
  • the magnetoresistive element according to any one of items 1 to 7.
  • [10] [5] to [9] further comprising an underlayer that is an electrode for magnetoresistance measurement, wherein the underlayer is provided between the alignment layer and the lower ferromagnetic layer.
  • a perpendicular magnetoresistive (CPPGMR) element having a structure in which at least one spacer layer is disposed between at least two Heusler alloy thin films,
  • Each of the Heusler alloy thin films includes a Heusler ferromagnetic alloy having at least one of a B2 ordered structure and an L2 1 ordered structure, and the Heusler ferromagnetic alloy is Co 2 Fe (Ga x Ge x-1 ) (0 .25 ⁇ x ⁇ 0.6), a Heusler ferromagnetic alloy selected from the group consisting of Co 2 FeAl 0.5 Si 0.5 , Co 2 MnSi, Co 2 MnGe, Co 2 FeAl, and Co 2 FeSi.
  • the spacer layer is an alloy (provided that at least one metal element selected from Ag and Cu and at least one metal element selected from nonmagnetic metal elements in the second to fourth periods of the long-period periodic table) Bcc structure alloy composed of Cu and Zn, bcc structure alloy composed of Cu and Al, bcc structure alloy composed of Cu and Be, bcc structure alloy composed of Ag and Al, alloy of bcc structure composed of Ag and Mg , And a bcc structure alloy composed of Ag and Zn), and a perpendicular magnetoresistive effect (CPPGMR) element.
  • Bcc structure alloy composed of Cu and Zn
  • bcc structure alloy composed of Cu and Al bcc structure alloy composed of Cu and Be
  • bcc structure alloy composed of Ag and Al alloy of bcc structure composed of Ag and Mg
  • a bcc structure alloy composed of Ag and Zn a perpendicular magnetoresistive effect
  • [14] to [17] are also preferable embodiments of the present invention.
  • a magnetic head comprising the magnetoresistive element according to any one of [1] to [12] or the perpendicular magnetoresistive element according to [13].
  • a magnetic reproducing apparatus comprising the magnetic head according to [14].
  • the method according to [16] wherein the annealing is performed at a temperature of 250 ° C. or higher.
  • Still another aspect of the present invention provides: [18] At least one layer containing a Heusler alloy, at least one metal element selected from Ag and Cu, and at least one metal element selected from nonmagnetic metal elements from the second to fourth periods of the long-period periodic table; Alloys of bcc structure composed of Cu and Zn, alloys of bcc structure composed of Cu and Al, alloys of bcc structure composed of Cu and Be, alloys of bcc structure composed of Ag and Al, and alloys composed of Ag and Mg And an alloy having at least one layer including a bcc structure alloy and a bcc structure alloy comprising Ag and Zn), and increasing the L2 1 order of the Heusler alloy. Manufacturing method.
  • a magnetoresistive element comprising a lower ferromagnetic layer and an upper ferromagnetic layer each comprising a Heusler alloy, and a spacer layer sandwiched between the lower ferromagnetic layer and the upper ferromagnetic layer
  • An alloy of at least one metal element selected from Ag and Cu in the spacer layer and at least one metal element selected from nonmagnetic metal elements in the second to fourth periods of the long-period periodic table Bcc structure alloy composed of Cu and Zn, bcc structure alloy composed of Cu and Al, bcc structure alloy composed of Cu and Be, bcc structure alloy composed of Ag and Al, alloy of bcc structure composed of Ag and Mg
  • a magnetoresistive element capable of exhibiting a higher magnetoresistive output than a conventional magnetoresistive element by using (except for an alloy having a bcc structure made of Ag and Zn).
  • the magnetoresistive element of the present invention can be suitably used in a magnetic head, a magnetic reproducing apparatus and the like. Furthermore, the present invention provides a new method for producing Heusler alloys with high spin polarizability.
  • EDS energy dispersive X ray spectroscopy
  • the X-ray diffraction pattern of the CFGG layer in one example of the present invention is compared with the X-ray diffraction pattern of the CFGG layer in the example in which the spacer layer of the example is replaced with an Ag layer. This is a comparison between the change in ⁇ RA of the element of one embodiment of the present invention due to the annealing temperature and the change in ⁇ RA of the element in which the spacer layer of the embodiment is replaced with an Ag layer due to the annealing temperature.
  • FIG. 1 is a structural schematic diagram of a magnetoresistive element according to an embodiment of the present invention.
  • the magnetoresistive element has a substrate 11, a base layer 12, a lower ferromagnetic layer 13, a spacer layer 14, an upper ferromagnetic layer 15, and a cap layer 16 laminated in this order.
  • the substrate 11 for example, a single crystal MgO substrate can be preferably used.
  • the substrate 11 is not limited to this, and Si, metal, and alloy in which the lower magnetic layer 13 including the Heusler alloy and the upper magnetic layer 15 are polycrystalline are used. Etc. may be used as the substrate.
  • a surface-oxidized Si substrate is preferable because it is inexpensive, but a silicon substrate for manufacturing a semiconductor may be used, or a glass substrate or a metal substrate may be used. Whichever of these materials is used for the substrate 11, a magnetoresistive element having a high magnetoresistance ratio can be obtained by having the configuration of the present invention and performing an appropriate design.
  • the thickness of the substrate 11 is not particularly limited and may be appropriately set by those skilled in the art as long as the object of the present invention is not violated. From the viewpoint of mechanical strength, ease of handling in the magnetoresistive element manufacturing process, and the like. It is preferably 0.1 to 1 mm, particularly preferably 0.2 to 0.5 mm.
  • the underlayer 12 serves as an electrode for measuring magnetoresistance.
  • at least one kind of metal selected from Ag, Al, Cu, Au, Cr and the like, and alloys of these metal elements can be preferably used.
  • the underlayer 12 may have a two-layer structure composed of a plurality of metal / alloy layers or a multilayer structure of three or more layers.
  • the thickness of the underlayer 12 is not particularly limited, and may be appropriately set by those skilled in the art as long as it does not contradict the purpose of the present invention. However, the conductivity is ensured and the influence on the ferromagnetic layer and the spacer layer is limited. From this viewpoint, the thickness is preferably 5 to 1000 nm, and particularly preferably 10 to 100 nm.
  • an alignment layer may be provided below the base layer 12 (substrate side).
  • the orientation layer has a function of orienting the Heusler alloy of the lower magnetic layer 13 and the upper magnetic layer 15 in the (001) direction, and includes, for example, one containing at least one of Ag, Al, Cu, Au, and Cr alloy. Although it is preferable, it is not limited to these.
  • the thickness of the alignment layer is not particularly limited and may be appropriately set by those skilled in the art as long as the object of the present invention is not violated. However, from the viewpoint of appropriately aligning the Heusler alloy, the thickness is 2 to 50 nm. Preferably, it is 5 to 20 nm.
  • the lower ferromagnetic layer 13 and the upper ferromagnetic layer 15 only need to include a Heusler alloy having an L2 1 , B2 or A2 type structure with a composition of X 2 YZ, and are not limited thereto.
  • a Heusler alloy represented by, for example, a composition formula of Co 2 AB, where A is Cr, Mn, Fe, or a combination of two or more of these (where the total amount of A is 1)
  • the B includes Al, Si, Ga, Ge, In, or Sn, or a combination of two or more thereof (provided that the total amount of B is 1).
  • Heusler alloys used in the present invention include Co 2 Fe (Ga x Ge x-1 ) (0.25 ⁇ x ⁇ 0.6), Co 2 MnSi, Co 2 MnGe, Co 2 FeAl, and Co 2 FeSi. Among them, Co 2 FeGa 0.5 Ge 0.5 (CFGG) is particularly preferable. Further, in order to obtain a large magnetoresistance change ⁇ element area ⁇ RA in CPPGMR using a (001) single crystal thin film, Co 2 FeAl 1-x Si x , Co 2 MnSi, or Co 2 Fe 1-x Mn x Si May be used.
  • one type of Heusler alloy may be used, or two or more types of Heusler alloys may be used in combination, or may be used in combination with other metals or alloys. Also good.
  • At least one of the lower ferromagnetic layer 13 and the upper ferromagnetic layer is a nonmagnetic metal from the second period to the fourth period of the long-period periodic table in addition to the Heusler alloy. It is preferable to further contain at least one metal element selected from the elements.
  • the metal element since the metal element is present in the spacer layer 14, it can be diffused from the spacer layer 14 to the lower ferromagnetic layer 13 and / or the upper ferromagnetic layer 15.
  • the method of diffusing the nonmagnetic metal elements from the second period to the fourth period of the long period type periodic table from the spacer layer 14 to the lower ferromagnetic layer 13 and / or the upper ferromagnetic layer 15 is not particularly limited. It is possible to diffuse by heat treatment, and it is particularly preferable to diffuse by annealing.
  • annealing can be performed, and there is no other limitation on the timing. It is preferable to perform annealing at an appropriate timing according to heat resistance and the like.
  • the underlayer 12, the lower magnetic layer 13, the spacer layer 14, the upper magnetic layer 15, and the cap layer 16 are sequentially formed on the substrate 11, so that at least the upper ferromagnetic layer 15 is formed. It is preferable to perform annealing after the film formation. Further, annealing may be performed after the cap layer 16 is formed. When the annealing temperature is high, for example, 500 ° C. or more, annealing is performed after the upper magnetic layer 15 is formed, and then the cap layer 16 is formed. A film may be formed.
  • the annealing temperature is not particularly limited. For example, by performing the annealing at a temperature of 250 ° C. or higher, preferably 350 ° C. or higher, more preferably 500 ° C. or higher, the second period to the fourth period of the long period periodic table can be obtained.
  • Nonmagnetic metallic elements can be diffused into the lower ferromagnetic layer 13 and / or the upper ferromagnetic layer 15 at a sufficient amount and speed.
  • a laminated structure thin film comprising a substrate / underlayer / Heusler alloy layer (lower ferromagnetic layer) / AgZn layer (spacer layer) / Heusler alloy layer (upper ferromagnetic layer) / cap layer
  • Zn in the AgZn layer (spacer layer) moves to the underlayer or cap layer through the Heusler alloy layer by thermal diffusion.
  • L2 type 1 ordering of the alloy layer is promoted, and thereby the spin polarizability of the Heusler alloy layer is enhanced.
  • the amount of change in magnetoresistance is increased, and a high magnetoresistance output can be obtained.
  • a higher magnetoresistance change amount can be obtained by using the Ag—Zn alloy in the above embodiment.
  • a magnetoresistive element that exhibits a high magnetoresistive output particularly a CPP-GMR element (a perpendicular magnetoresistive element) can be produced.
  • the above heat treatment process is applicable not only to the manufacture of the magnetoresistive element described above but also to the general manufacture of Heusler alloys having a high spin polarizability.
  • a thin film in which a Heusler alloy layer and an AgZn layer are laminated and performing an appropriate heat treatment such as annealing, Zn diffuses in the Heusler alloy layer, and thereby the L2 1 degree of order of the Heusler alloy layer is increased. Increase. It is considered that the spin polarizability increases due to the increase in L2 1 order .
  • a new method for producing Heusler alloys with high spin polarizability has been found.
  • the spacer layer is AgZn
  • the nonmagnetic metal elements from the second period to the fourth period of the long-period periodic table that is, Li, Be, Na, Mg, Al, K, Ca, Sc, Ti, V, Zn, and Ga are metal elements, nonmagnetic, relatively light elements, and have a common feature that spin-orbit interaction is relatively small. Therefore, long-period periods other than Zn
  • the thicknesses of the lower ferromagnetic layer 13 and the upper ferromagnetic layer 15 are not particularly limited and may be appropriately set by those skilled in the art as long as they do not contradict the purpose of the present invention. Therefore, the thickness is preferably 1 to 20 nm, and particularly preferably 1 to 5 nm.
  • the spacer layer 14 provided between the lower ferromagnetic layer 13 and the upper ferromagnetic layer 15 includes a specific alloy described later.
  • the spacer layer 14 includes at least one metal element selected from Ag and Cu and at least one metal element selected from nonmagnetic metal elements from the second to the fourth period of the long-period periodic table, that is, Li, Be.
  • the alloy has a bcc structure made of Cu and Zn, Cu and Al
  • Ag and Cu which are one component constituting the alloy, have a common point that they have good electrical conductivity, and the other components, Li, Be, Na, Mg, Al, K, Ca, Sc , Ti, V, Zn, and Ga are all metal elements, nonmagnetic, and relatively light elements, and have a common feature that spin-orbit interaction is relatively small. It is considered that the effects of the present invention can be obtained for general alloys.
  • the spacer layer 14 includes Cu—Li, Cu—Be, Cu—Mg, Cu—Al, Cu—Ti, Cu—V, Cu—Zn, Cu—Ga, Ag—Li, Ag—Be, It is preferable to use at least one alloy selected from Ag—Mg, Ag—Al, Ag—Ti, Ag—V, Ag—Zn, and Ag—Ga, and particularly preferably Ag—Zn.
  • An alloy of at least one metal element selected from Ag and Cu constituting the spacer layer 14 and at least one metal element selected from nonmagnetic metal elements in the second to fourth periods of the long-period periodic table (provided that Bcc structure alloy composed of Cu and Zn, bcc structure alloy composed of Cu and Al, bcc structure alloy composed of Cu and Be, bcc structure alloy composed of Ag and Al, alloy of bcc structure composed of Ag and Mg , And an alloy having a bcc structure made of Ag and Zn) preferably have an fcc structure.
  • the magnetoresistive element of the present invention when the gold alloy has an fcc structure, a high magnetoresistive output is obtained, which is practically advantageous.
  • the means for realizing the fcc structure of the alloy is not particularly limited.
  • the fcc structure can be realized by heat-treating, preferably annealing, the alloy.
  • the annealing temperature is usually 250 ° C. or higher, preferably 350 ° C. or higher, particularly preferably 500 ° C. or higher.
  • the thickness of the spacer layer 14 is not particularly limited, but can be, for example, 0.1 nm to 20 nm. At this time, these alloys form a metal atomic layer of about 1 to 200 atoms in the thickness direction. Yes. Since the thickness of the spacer layer 14 is several to several hundreds in terms of atoms, the crystal structure of the alloy may be different from the bulk due to the influence of adjacent layers such as the lower ferromagnetic layer. .
  • the reason why the spacer layer containing the specific alloy provides high magnetoresistive output is not necessarily clear, and the present invention is not limited to a specific theory.
  • the magnetoresistive output increases by adding the nonmagnetic metal element from 2 to the fourth period is that the lower ferromagnetic layer 13 and the upper ferromagnetic layer 15 including the ferromagnetic metal, and the spacer including the nonmagnetic metal. This is presumably because the amount of change in magnetoresistance increases due to an increase in electrical resistance at the interface with the layer 14.
  • electric resistance ⁇ element area (RA) takes a value of about 46 [m ⁇ ⁇ ⁇ m 2 ] in a large magnetic field.
  • the cap layer 16 is a layer comprising a metal or alloy for protecting the surface.
  • the cap layer 16 may contain at least one kind of metal selected from, for example, Ag, Al, Cu, Au, Cr and the like, and may use an alloy of these metal elements.
  • the thickness of the cap layer is not particularly limited and may be appropriately set by those skilled in the art as long as the object of the present invention is not violated. From the viewpoint of sufficiently protecting the surface, the thickness is 0.5 to 10 nm. Is preferably 2 to 5 nm.
  • Each layer of the underlayer 12, the spacer layer 14, and the cap layer 16 may use one kind of material, or may be a laminate of two or more kinds of materials.
  • an antiferromagnetic layer such as an IrMn alloy or a PtMn alloy is added as a pinning layer on the upper ferromagnetic layer 15 to suppress magnetization reversal of the upper ferromagnetic layer by exchange anisotropy.
  • the pinning layer may be inserted under the lower ferromagnetic layer 13.
  • the method for producing the magnetoresistive element of the present invention is not particularly limited, and a person skilled in the art may appropriately select a method capable of accurately laminating a metal thin film and a metal compound thin film, but it is preferably produced by a sputtering method.
  • FIG. 1 shows a structural schematic diagram of an element which is an embodiment of the present invention.
  • a single crystal MgO substrate is used as the substrate 11, Cr and Ag are sequentially stacked from the bottom, the lower ferromagnetic layer 13 and the upper ferromagnetic layer 15 are made of Heusler alloy Co 2 FeGa 0. 5 Ge 0.5 (CFGG), the spacer layer 14 is made of AgZn, and the cap layer 16 is made by sequentially laminating Ag and Ru.
  • the sample was annealed at a temperature from 300 ° C. to 630 ° C. in order to improve the crystal structure of the CFGG thin film.
  • Annealing at a temperature from 300 ° C. to 450 ° C. was performed in a vacuum after all the above layers were formed. Also, since the annealing is performed at 500 ° C. or higher, the upper CFGG (10) layer corresponding to the upper ferromagnetic layer 15 is formed and then vacuumed in the sputtering chamber, and then Ag (5) / Ru (8 ) Was laminated.
  • FIG. 2 shows the obtained nanobeam electron diffraction pattern for the cross section of the sample annealed at each temperature. Specifically, with respect to samples under each annealing condition (no annealing, 350 ° C. annealing, and 630 ° C.
  • the electron beam is reduced to a nanometer size, and each layer (upper CFGG layer (upper ferromagnetic layer), AgZn layer (spacer) Layer), and a cross-sectional nanobeam electron diffraction pattern as a result of examining the crystal structure of the lower CFGG layer (lower ferromagnetic layer).
  • g indicates the incident direction of the electron beam, and the numbers in the photograph indicate the index of each diffraction spot.
  • the presence of the (200) diffraction spot in the diffraction pattern of the electron beam incident on the [110] direction of CFGG caused the B2 type rule.
  • the sample annealed at 630 ° C. was found to have an L2 type 1 ordered structure with a higher degree of order due to the presence of the (111) diffraction spot. By annealing, the degree of L2 1 order is increased.
  • the AgZn layer has the same diffraction pattern as that of CFGG and has a B2 type regular structure in the case without annealing.
  • the diffraction pattern changes for samples annealed at 350 ° C. and 630 ° C.
  • the fcc structure was formed. From the above, the structure of AgZn in the spacer layer immediately after the film formation was the B2 type ordered phase which is a body-centered cubic lattice (bcc), but the crystal structure after annealing at 350 ° C. and 630 ° C. is a face-centered cubic lattice ( fcc).
  • Fig. 3 shows the element distribution map of the cross section by EDS.
  • Zn exists at the position of the original spacer layer, but in the sample annealed at 630 ° C., it can be seen that a considerable part of Zn moved from the original location.
  • FIG. 5 shows a change in electric resistance ⁇ element area with respect to an applied magnetic field of an element annealed at 590 ° C. using AgZn as a spacer layer.
  • the horizontal axis represents an applied magnetic field H ex (kA / m)
  • the vertical axis represents electric resistance ⁇ element area [m ⁇ ⁇ ⁇ m 2 ] (right) and resistance [ ⁇ ] (left).
  • the applied magnetic field H ex (kA / m) is decreased from +80 kA / m to ⁇ 80 kA / m, the applied magnetic field H ex becomes a curve almost symmetrical with the case where the applied magnetic field H is increased with 0 kA / m as the center line. ing.
  • the magnetoresistance effect is enhanced by the addition of Zn as a cause of the enhancement of the magnetoresistance effect by using the Ag—Zn alloy for the spacer layer.
  • Zn a cause of the enhancement of the magnetoresistance effect by using the Ag—Zn alloy for the spacer layer.
  • by annealing by laminating layers and CFGG containing Zn it increases the L2 1 type ordered degree of CFGG by diffusion of Zn, spin polarization rate increases, the mechanism that is considered.
  • FIG. 7 is a plot of magnetoresistance change ⁇ element area ⁇ RA versus annealing temperature Ta for the samples of the above examples and comparative samples.
  • the results obtained were superior to the comparative sample using Ag as the spacer layer by the conventional method.
  • an epitaxial film oriented in the (001) direction is shown, but the crystal orientation is not limited to this, and appropriate values such as (110), (111), (211), etc.
  • An epitaxial film oriented in the direction can also be used in the present invention.
  • the structure of the substrate is not limited to a single crystal but may be polycrystalline. Even in the case of polycrystal, the crystal orientation may be oriented in an appropriate direction such as (001), (110), (111), (211), or may not be oriented at all.
  • the element utilizing the perpendicular magnetoresistance effect (CPPGMR) of the present invention is suitable for use as a read head for a magnetic disk, and can also be used for detecting fine magnetic information. It has high applicability in various fields of industries such as information communication.

Landscapes

  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Manufacturing & Machinery (AREA)
  • Hall/Mr Elements (AREA)
  • Magnetic Heads (AREA)

Abstract

強磁性金属／非磁性金属／強磁性金属の３層構造を持つ薄膜の面直方向磁気抵抗効果（ＣＰＰＧＭＲ）を利用して高い磁気抵抗出力を発現する素子を提供する。該課題は、それぞれホイスラー合金を含んでなる下部強磁性層及び上部強磁性層、並びに該下部強磁性層と該上部強磁性層との間に挟まれたスペーサ層を備える磁気抵抗素子であって、該スペーサ層がＡｇ及びＣｕから選ばれる少なくとも１の金属元素と、長周期型周期表の第２から第４周期までの非磁性金属元素から選ばれる少なくとも１の金属元素との、合金（但し、ＣｕとＺｎからなるｂｃｃ構造の合金、ＣｕとＡｌからなるｂｃｃ構造の合金、ＣｕとＢｅからなるｂｃｃ構造の合金、ＡｇとＡｌからなるｂｃｃ構造の合金、ＡｇとＭｇからなるｂｃｃ構造の合金、及びＡｇとＺｎからなるｂｃｃ構造の合金を除く）を含んでなることを特徴とする、上記磁気抵抗素子、によって解決される。

Description

磁気抵抗素子、その用途及び製造方法、並びにホイスラー合金の製造方法
　本発明は、強磁性金属／非磁性金属／強磁性金属の３層構造を持つ磁気抵抗素子、より具体的には薄膜の面直方向磁気抵抗効果（ＣＰＰＧＭＲ）を利用した磁気抵抗素子に関し、特に、当該非磁性金属層として特定の金属元素の組み合わせの合金を含んでなる非磁性スペーサ層を用いた、磁気抵抗素子に関する。
　面直方向磁気抵抗効果（Ｃｕｒｒｅｎｔ　ｐｅｒｐｅｎｄｉｃｕｌａｒ　ｔｏ　ｐｌａｎｅ　Ｇｉａｎｔ　Ｍａｇｎｅｔｏｒｅｓｉｓｔａｎｃｅ；　ＣＰＰＧＭＲ）を利用した素子は、強磁性金属／非磁性金属／強磁性金属の３層構造を持つ薄膜よりなるもので、磁気ディスク用読み取りヘッド用として期待されている。強磁性金属としてスピン分極率の大きなホイスラー合金を用いた素子について研究がなされており、スペーサ層（非磁性金属の層）として面心立方格子構造（ｆａｃｅ－ｃｅｎｔｅｒｅｄ　ｃｕｂｉｃ；　ｆｃｃ）金属であるＣｕを用いることが、例えば特許文献１及び２で提案されている。また、磁性層にホイスラー合金であるＣＦＧＧ（Ｃｏ２Ｆｅ（Ｇａ０．５Ｇｅ０．５））を用い、スペーサ層として面心立方格子構造金属であるＡｇを用いることが、例えば非特許文献１及び２で提案されている。
　さらに、非特許文献３では、ＡｇやＣｕなどのｆｃｃ構造をもつスペーサ層を用いた場合、強磁性層のホイスラー合金の方位により磁気抵抗出力が大きく変わることが開示されている。これは、ｂｃｃ基のホイスラー合金とｆｃｃのＡｇやＣｕの格子歪みがホイスラー合金の結晶方位によって大きく変わるためで、その結果Ａｇを使った場合はホイスラー合金の（００１）面、Ｃｕを使った場合はホイスラー合金の（０１１）面がスペーサ層と界面を構成する場合に高い磁気抵抗が得られることが開示されている。ここで、（００１）や（０１１）はミラー指数で、結晶の格子中における結晶面や方向を記述するための指数である。
　しかしながら、ｂｃｃ基の構造を持つホイスラー合金とｆｃｃ構造をもつＡｇやＣｕの格子歪みとそれらの結晶方位による磁気伝導依存性のために、理論計算から予測されるほどの磁気抵抗出力が得られていない。
　これに対してホイスラー合金と同じｂｃｃ基の結晶構造を持つＬ２１規則合金Ｃｕ２ＲｈＳｎ、あるいはＢ２型規則合金ＮｉＡｌをスペーサ層に用いた方が、バンド構造の界面での整合性が向上しより大きな磁気抵抗効果が得られるとの理論的予測が存在している。そこで、この理論的予測に基づいて研究が行われてきており、本発明者らの提案にかかる特許文献３、４には、ホイスラー合金を磁性層にＬ２１型あるいはＢ２型規則合金をスペーサ層に用いたＣＰＰＧＭＲが開示されている。しかしながら、特許文献３、４の発明では、理論計算から予測されるほどの効果は得られていない。この原因として、これらの合金には比較的重い元素Ｒｈ・Ｓｎ、あるいは磁性元素Ｎｉが含まれるため、強いスピン軌道散乱やスピン散乱の効果により磁気抵抗効果が弱められていると考えられる。
特開２００７－５９９２７号公報 特開２００８－５２８４０号公報 特開２０１０－２１２６３１号公報 特許第５２４５１７９号公報
Ａｐｐｌ．Ｐｈｙｓ．Ｌｅｔｔ．，９８，１５２５０１（２０１１） Ｊ．Ａｐｐｌ．Ｐｈｙｓ．，１１３，０４３９０１（２０１３） Ｊｉａｍｉｎ　Ｃｈｅｎ，Ｓｏｎｇｔｉａｎ　Ｌｉ，Ｔ．Ｆｕｒｕｂａｙａｓｈｉ，Ｙ．Ｋ．Ｔａｋａｈａｓｈｉ　ａｎｄ　Ｋ．Ｈｏｎｏ，Ｊ．Ａｐｐｌ．Ｐｈｙｓ．，１１５，２３３９０５（２０１４）
　本発明は、上記の背景技術に鑑み、強磁性金属／非磁性金属／強磁性金属の３層構造を持つ薄膜の面直方向磁気抵抗効果（ＣＰＰＧＭＲ）を利用した磁気抵抗素子において、従来構造よりも高い磁気抵抗出力を発現する磁気抵抗素子を提供すること、及びその関連技術を開発することを課題としている。
　すなわち本発明の一態様は、
［１］それぞれホイスラー合金を含んでなる下部強磁性層及び上部強磁性層、並びに該下部強磁性層と該上部強磁性層との間に挟まれたスペーサ層を備える磁気抵抗素子であって、
　該スペーサ層がＡｇ及びＣｕから選ばれる少なくとも１の金属元素と、長周期型周期表の第２から第４周期までの非磁性金属元素から選ばれる少なくとも１の金属元素との、合金（但し、ＣｕとＺｎからなるｂｃｃ構造の合金、ＣｕとＡｌからなるｂｃｃ構造の合金、ＣｕとＢｅからなるｂｃｃ構造の合金、ＡｇとＡｌからなるｂｃｃ構造の合金、ＡｇとＭｇからなるｂｃｃ構造の合金、及びＡｇとＺｎからなるｂｃｃ構造の合金を除く）を含んでなることを特徴とする、上記磁気抵抗素子である。
　以下、［２］から［１２］は、それぞれ本発明の好ましい実施形態の一つである。
［２］
　前記合金が、Ｃｕ－Ｌｉ、Ｃｕ－Ｂｅ、Ｃｕ-Ｍｇ、Ｃｕ－Ａｌ、Ｃｕ－Ｔｉ、Ｃｕ－Ｖ、Ｃｕ－Ｚｎ、Ｃｕ－Ｇａ、Ａｇ－Ｌｉ、Ａｇ－Ｂｅ、Ａｇ-Ｍｇ、Ａｇ-Ａｌ、Ａｇ－Ｔｉ、Ａｇ－Ｖ、Ａｇ－Ｚｎ、及びＡｇ-Ｇａから選ばれる少なくとも１の合金であることを特徴とする、［１］に記載の磁気抵抗素子。
［３］
　前記合金が、ｆｃｃ構造を有することを特徴とする、［１］又は［２］に記載の磁気抵抗素子。
［４］
　更に基板を備え、該基板は表面酸化Ｓｉ基板、シリコン基板、ガラス基板、金属基板、及びＭｇＯ基板から選ばれる少なくとも一種類であることを特徴とする、［１］から［３］の何れか一項に記載の磁気抵抗素子。
［５］
　前記基板の上に形成され、前記ホイスラー合金を所定の結晶方向にエピタキシャル成長させる機能を有する配向層を更に備え、
　該配向層は、Ａｇ、Ａｌ、Ｃｕ、Ａｕ、及びＣｒからなる群から選ばれた少なくとも一種類の金属又はその合金を含み、該ホイスラー合金がエピタキシャル成長する結晶方向は（００１）方向であることを特徴とする、［４］に記載の磁気抵抗素子。
［６］
　前記下部強磁性層及び前記上部強磁性層が、それぞれＣｏ２ＡＢの組成式で表されるホイスラー合金を含み、該ＡはＣｒ、Ｍｎ、若しくはＦｅ、又はこれらのうちの２種類以上の組み合わせ（但し、Ａの合計の量は１）であり、該ＢはＡｌ、Ｓｉ、Ｇａ、Ｇｅ、Ｉｎ、若しくはＳｎ、又はこれらのうちの２種類以上の組み合わせ（但し、Ｂの合計の量は１）であることを特徴とする、［１］から［５］の何れか一項に記載の磁気抵抗素子。
［７］
　前記下部強磁性層及び前記上部強磁性層は、Ｂ２規則構造又はＬ２１規則構造の少なくとも一方を持つホイスラー強磁性合金を含んでなり、該ホイスラー強磁性合金が、それぞれ、Ｃｏ２Ｆｅ（ＧａｘＧｅｘ－１）（０．２５＜ｘ＜０．６）、Ｃｏ２ＦｅＡｌ０．５Ｓｉ０．５、Ｃｏ２ＭｎＳｉ、Ｃｏ２ＭｎＧｅ、Ｃｏ２ＦｅＡｌ、及びＣｏ２ＦｅＳｉからなる群より選ばれたホイスラー強磁性合金であることを特徴とする、［６］に記載の磁気抵抗素子。
［８］
　前記下部強磁性層及び前記上部強磁性層の少なくとも一方が、長周期型周期表の第２から第４周期までの非磁性金属元素から選ばれる少なくとも１の金属元素を更に含有する、［１］から７］までのいずれか一項に記載の磁気抵抗素子。
［９］
　前記長周期型周期表の第２から第４周期までの非磁性金属元素から選ばれる少なくとも１の金属元素が、前記スペーサ層から拡散したものである、［８］に記載の磁気抵抗素子。
［１０］
　さらに、磁気抵抗測定用の電極である下地層を備え、該下地層が、前記配向層と前記下部強磁性層との間に設けられることを特徴とする、［５］から［９］の何れか一項に記載の磁気抵抗素子。
［１１］
　さらに、前記上部強磁性層に積層された、表面保護用のキャップ層を備え、該キャップ層がＡｇ、Ａｌ、Ｃｕ、Ａｕ、ＲｕおよびＰｔからなる群から選ばれた少なくとも一種類の金属、又はその合金を含んでなることを特徴とする、［１］から［１０］の何れか一項に記載の磁気抵抗素子。
［１２］
　さらに、前記上部強磁性層の上、又は前記下部強磁性層の下に設けられたピニング層を備え、該ピニング層が反強磁性体の層であることを特徴とする、［１］から［１１］の何れか一項に記載の磁気抵抗素子。
　本発明の他の一態様は、
［１３］少なくとも２層のホイスラー合金薄膜間に少なくとも１層のスペーサ層を配した構造を持つ面直方向磁気抵抗効果（ＣＰＰＧＭＲ）素子であって、
　該ホイスラー合金薄膜が、それぞれ、Ｂ２規則構造又はＬ２１規則構造の少なくとも一方を持つホイスラー強磁性合金を含んでなり、該ホイスラー強磁性合金が、Ｃｏ２Ｆｅ（ＧａｘＧｅｘ－１）（０．２５＜ｘ＜０．６）、Ｃｏ２ＦｅＡｌ０．５Ｓｉ０．５、Ｃｏ２ＭｎＳｉ、Ｃｏ２ＭｎＧｅ、Ｃｏ２ＦｅＡｌ、及びＣｏ２ＦｅＳｉからなる群れより選ばれたホイスラー強磁性合金であり、
　該スペーサ層が、Ａｇ及びＣｕから選ばれる少なくとも１の金属元素と、長周期型周期表の第２から第４周期までの非磁性金属元素から選ばれる少なくとも１の金属元素との、合金（但し、ＣｕとＺｎからなるｂｃｃ構造の合金、ＣｕとＡｌからなるｂｃｃ構造の合金、ＣｕとＢｅからなるｂｃｃ構造の合金、ＡｇとＡｌからなるｂｃｃ構造の合金、ＡｇとＭｇからなるｂｃｃ構造の合金、及びＡｇとＺｎからなるｂｃｃ構造の合金を除く）を含んでなることを特徴とする、面直方向磁気抵抗効果（ＣＰＰＧＭＲ）素子、である。
　以下、［１４］から［１７］も、それぞれ本発明の好ましい実施形態の一つである。
［１４］
　［１］乃至［１２］の何れか１項に記載の磁気抵抗素子又は［１３］に記載の面直方向磁気抵抗効果素子を備えることを特徴とする磁気ヘッド。
［１５］
　［１４］に記載の磁気ヘッドを備えることを特徴とする磁気再生装置。
［１６］
　少なくとも前記上部強磁性層の成膜を行った後にアニールを行う工程を有する、［１］から［１２］のいずれか一項に記載の磁気抵抗素子を製造する方法。
［１７］
　前記アニールを、２５０℃以上の温度で行うことを特徴とする、［１６］に記載の方法。
　本発明の更に他の一態様は、
［１８］
　ホイスラー合金を含む少なくとも１の層、並びにＡｇ及びＣｕから選ばれる少なくとも１の金属元素と、長周期型周期表の第２から第４周期までの非磁性金属元素から選ばれる少なくとも１の金属元素との、合金（但し、ＣｕとＺｎからなるｂｃｃ構造の合金、ＣｕとＡｌからなるｂｃｃ構造の合金、ＣｕとＢｅからなるｂｃｃ構造の合金、ＡｇとＡｌからなるｂｃｃ構造の合金、ＡｇとＭｇからなるｂｃｃ構造の合金、及びＡｇとＺｎからなるｂｃｃ構造の合金を除く）を含む少なくとも１の層を有する積層体をアニールし、該ホイスラー合金のＬ２１規則度を増大させる工程を有する、ホイスラー合金の製造方法。
　本発明によれば、それぞれホイスラー合金を含んでなる下部強磁性層及び上部強磁性層、並びに該下部強磁性層と該上部強磁性層との間に挟まれたスペーサ層を備える磁気抵抗素子において、該スペーサ層にＡｇ及びＣｕから選ばれる少なくとも１の金属元素と、長周期型周期表の第２から第４周期までの非磁性金属元素から選ばれる少なくとも１の金属元素との、合金（但し、ＣｕとＺｎからなるｂｃｃ構造の合金、ＣｕとＡｌからなるｂｃｃ構造の合金、ＣｕとＢｅからなるｂｃｃ構造の合金、ＡｇとＡｌからなるｂｃｃ構造の合金、ＡｇとＭｇからなるｂｃｃ構造の合金、及びＡｇとＺｎからなるｂｃｃ構造の合金を除く）を用いることによって、従来の磁気抵抗素子よりも高い磁気抵抗出力を発現できる磁気抵抗素子を提供する、という実用上高い価値を有する顕著な技術的効果を実現することができる。
　本発明の磁気抵抗素子は、磁気ヘッド、磁気再生装置等において、好適に使用することができる。
　更に本発明は、高スピン分極率を持つホイスラー合金の新しい製造方法を提供する。
本発明の一実施形態である磁気抵抗素子の構造模式図である。 本発明の一実施例である素子を構成する各層のナノビーム電子線回折パターンである。 本発明の一実施例である素子の断面のエネルギー分散Ｘ線分光（ＥＤＳ）による元素分布図である。 本発明の一実施形態であるＣＰＰＧＭＲ素子に磁界に対する電気抵抗測定用の電極を付加した素子の断面模式図である。 本発明の一実施例であるＡｇＺｎをスペーサ層に用いた素子の、印加磁場に対する電気抵抗×素子面積の変化を示す図である。 本発明の一実施例中のＣＦＧＧ層のＸ線回折パターンと、当該実施例のスペーサ層をＡｇ層で置き換えた例中のＣＦＧＧ層のＸ線回折パターンとを比較したものである。 本発明の一実施例の素子のΔＲＡのアニール温度による変化と、当該実施例のスペーサ層をＡｇ層で置き換えた素子のΔＲＡのアニール温度による変化とを比較したものである
　以下、必要に応じて図面を参照しながら、本発明を実施するための形態を説明する。
　図１は、本発明の一実施形態である磁気抵抗素子の構造模式図である。図１において、磁気抵抗素子は、基板１１、下地層１２、下部強磁性層１３、スペーサ層１４、上部強磁性層１５、キャップ層１６がこの順で積層されている。
　基板１１には、例えば単結晶ＭｇＯ基板を好ましく用いることができるが、これに限定されるものではなく、ホイスラー合金を含む下部磁性層１３や上部磁性層１５が多結晶となるＳｉや金属、合金等を基板として使ってもよい。コストの観点からは、表面酸化Ｓｉ基板が安価なため基板１１として好ましいが、半導体製造用のシリコン基板を用いてもよく、またガラス基板や金属基板を用いてもよい。これらのいずれの材料を基板１１に用いても、本発明の構成を具備し、かつ適切な設計を行うことで、高い磁気抵抗比を有する磁気抵抗素子が得られる。
　基板１１の厚さには特に限定は無く、本発明の目的に反しない限りにおいて当業者が適宜設定すればよいが、機械的強度、磁気抵抗素子製造プロセスにおける取り扱いの容易さ等の観点から、０．１～１ｍｍであることが好ましく、０．２～０．５ｍｍであることが特に好ましい。
　下地層１２は、磁気抵抗測定用の電極となるもので、例えばＡｇ、Ａｌ、Ｃｕ、Ａｕ、Ｃｒ等から選ばれる少なくとも一種類の金属や、これらの金属元素の合金を好ましく用いることができるが、これらには限定されない。
　なお、下地層１２を、複数の金属・合金層から構成される２層構造や、３層以上の多層構造としてもよい。
　下地層１２の厚さには特に限定は無く、本発明の目的に反しない限りにおいて当業者が適宜設定すればよいが、導電性確保や、強磁性層及びスペーサ層への影響を限定する等の観点から、５～１０００ｎｍであることが好ましく、１０～１００ｎｍであることが特に好ましい。
　さらに、配向層を下地層１２の下側（基板側）に設けても良い。配向層は、下部磁性層１３及び上部磁性層１５のホイスラー合金を（００１）方向に配向させる作用を持つもので、例えばＡｇ、Ａｌ、Ｃｕ、Ａｕ、Ｃｒ合金の少なくとも一種類を含むものを用いることが好ましいが、これらには限定されない。
　配向層の厚さには特に限定は無く、本発明の目的に反しない限りにおいて当業者が適宜設定すればよいが、ホイスラー合金を適切に配向させる等の観点から、２～５０ｎｍであることが好ましく、５～２０ｎｍあることが特に好ましい。
　下部強磁性層１３と上部強磁性層１５は、Ｘ２ＹＺの組成でＬ２１、Ｂ２またはＡ２型構造を取るホイスラー合金を含んでいるものであればよく、それ以外に限定されるものではないが、例えばＣｏ２ＡＢの組成式で表されるホイスラー合金であって、該ＡがＣｒ、Ｍｎ、若しくはＦｅ、又はこれらのうちの２種類以上の組み合わせ（但し、Ａの量の合計は１）であり、該ＢがＡｌ、Ｓｉ、Ｇａ、Ｇｅ、Ｉｎ、若しくはＳｎ、又はこれらのうちの２種類以上の組み合わせ（但し、Ｂの量の合計は１）であるものを含むことが好ましい。本発明で用いるホイスラー合金としては、Ｃｏ２Ｆｅ（ＧａｘＧｅｘ－１）（０．２５＜ｘ＜０．６）、Ｃｏ２ＭｎＳｉ、Ｃｏ２ＭｎＧｅ、Ｃｏ２ＦｅＡｌ、及びＣｏ２ＦｅＳｉ等が好ましいが、とりわけＣｏ２ＦｅＧａ０．５Ｇｅ０．５（ＣＦＧＧ）が特に好ましい。また、（００１）単結晶薄膜を用いたＣＰＰＧＭＲで大きな磁気抵抗変化量×素子面積ΔＲＡが得るために、Ｃｏ２ＦｅＡｌ１－ｘＳｉｘ、Ｃｏ２ＭｎＳｉ、又はＣｏ２Ｆｅ１－ｘＭｎｘＳｉを用いてもよい。
　下部強磁性層及１３び上部強磁性層１５には、１種類のホイスラー合金を用いてもよく、２種類以上のホイスラー合金を組み合わせて用いたり、他の金属や合金と組み合わせて用いて用いてもよい。
　高い磁気抵抗出力を発現する観点からは、下部強磁性層１３及び前記上部強磁性層の少なくとも一方が、ホイスラー合金に加えて、長周期型周期表の第２から第４周期までの非磁性金属元素から選ばれる少なくとも１の金属元素を更に含有することが好ましい。
　下部強磁性層１３及び上部強磁性層１５の少なくとも一方に好ましく含まれる長周期型周期表の第２から第４周期までの非磁性金属元素から選ばれる少なくとも１の金属元素は、当該技術分野において通常用いられる手法で適宜添加することができるが、当該金属元素がスペーサ層１４に存在することから、スペーサ層１４から下部強磁性層１３及び／又は上部強磁性層１５に拡散させることができる。
　長周期型周期表の第２から第４周期までの非磁性金属元素をスペーサ層１４から下部強磁性層１３及び／又は上部強磁性層１５に拡散させる手法には特に限定されないが、例えば適当な熱処理によって拡散させることが可能であり、アニールによって拡散させることが特に好ましい。
　スペーサ層１４、並びに下部強磁性層１３及び上部強磁性層１５の少なくとも一方が成膜されていればアニールを行うことが可能であり、そのタイミングにそれ以外の制限は無く、アニール温度、各層の耐熱性等に応じて適切なタイミングでアニールを行うことが好ましい。本実施形態においては通常、基板１１上に、順次、下地層１２、下部磁性層１３、スペーサ層１４、上部磁性層１５、及びキャップ層１６を成膜していくので、少なくとも上部強磁性層１５の成膜を行った後にアニールを行うことが好ましい。更にキャップ層１６を成膜した後にアニールを行っても良いし、アニール温度が高温、例えば５００℃以上の場合には、上部磁性層１５まで成膜した後にアニールを行い、その後にキャップ層１６を成膜しても良い。
　アニールの温度には特に制限は無いが、例えば２５０℃以上、好ましくは３５０℃以上、より好ましくは、５００℃以上の温度で行うことで、長周期型周期表の第２から第４周期までの非磁性金属元素を、十分な量及び速度で下部強磁性層１３及び／又は上部強磁性層１５に拡散させることができる
　より具体的な一実施形態として、基板／下地層/ホイスラー合金層（下部強磁性層）／ＡｇＺｎ層（スペーサ層）／ホイスラー合金層（上部強磁性層）／キャップ層からなる積層構造薄膜の場合を例に説明すると、この積層構造薄膜に適当な熱処理をすることにより、ＡｇＺｎ層（スペーサ層）中のＺｎが熱拡散によりホイスラー合金層を通って下地層あるいはキャップ層に移動し、この際ホイスラー合金層のＬ２１型規則化を促進し、これによりホイスラー合金層のスピン分極率が増強され、その結果磁気抵抗変化量が増大し、高い磁気抵抗出力を得ることが可能となる。この結果、従来技術においてＡｇをスペーサ層に用いた場合と比較して、上記実施形態においてＡｇ－Ｚｎ合金を用いることにより高い磁気抵抗変化量を得ることができる。これにより高い磁気抵抗出力を発現する磁気抵抗素子、特にＣＰＰ－ＧＭＲ素子（面直方向磁気抵抗効果素子）を作製することができる。
　さらに上記の熱処理プロセスは、上述の磁気抵抗素子の製造にとどまらず、高スピン分極率を持つホイスラー合金の製造一般に適用が可能である。例えば、ホイスラー合金層とＡｇＺｎ層を積層させた薄膜を作り、これにアニールなどの適切な熱処理を行うことで、Ｚｎがホイスラー合金層内を拡散し、これによってホイスラー合金層のＬ２１規則度が増大する。このＬ２１規則度の増大によりスピン分極率が増大すると考えられる。
　この様に、高スピン分極率を持つホイスラー合金の新しい製造方法が見出された。
　以上、スペーサ層がＡｇＺｎである場合を例に説明したが、長周期型周期表の第２から第４周期までの非磁性金属元素、すなわちＬｉ、Ｂｅ、Ｎａ、Ｍｇ、Ａｌ、Ｋ、Ｃａ、Ｓｃ、Ｔｉ、Ｖ、Ｚｎ及びＧａは、金属元素であり、非磁性であり、かつ比較的軽い元素でありスピン軌道相互作用が比較的小さいという共通点を有するため、Ｚｎ以外の長周期型周期表の第２から第４周期までの非磁性金属元素を用いた場合も、同様にホイスラー合金層のＬ２１規則度の増大、及びスピン分極率の増大を実現することができ、また磁気抵抗素子の磁気抵抗出力の増大を実現することができる。
　下部強磁性層１３及び上部強磁性層１５の厚さには特に限定は無く、本発明の目的に反しない限りにおいてそれぞれ当業者が適宜設定すればよいが、高い磁気抵抗出力を得る等の観点から、１～２０ｎｍであることが好ましく、１～５ｎｍあることが特に好ましい。
　下部強磁性層１３と上部強磁性層１５との間に設けられるスペーサ層１４は後述する特定の合金を含んでなるものである。
　スペーサ層１４には、Ａｇ及びＣｕから選ばれる少なくとも１の金属元素と、長周期型周期表の第２から第４周期までの非磁性金属元素から選ばれる少なくとも１の金属元素、すなわちＬｉ、Ｂｅ、Ｎａ、Ｍｇ、Ａｌ、Ｋ、Ｃａ、Ｓｃ、Ｔｉ、Ｖ、Ｚｎ、及びＧａから選ばれる少なくとも１の金属元素、との合金（但し、ＣｕとＺｎからなるｂｃｃ構造の合金、ＣｕとＡｌからなるｂｃｃ構造の合金、ＣｕとＢｅからなるｂｃｃ構造の合金、ＡｇとＡｌからなるｂｃｃ構造の合金、ＡｇとＭｇからなるｂｃｃ構造の合金、及びＡｇとＺｎからなるｂｃｃ構造の合金を除く）を用いる。
　上記合金を構成する一方の成分であるＡｇ及びＣｕは、いずれも電気伝導性が良いという共通点を有し、もう一方の成分であるＬｉ、Ｂｅ、Ｎａ、Ｍｇ、Ａｌ、Ｋ、Ｃａ、Ｓｃ、Ｔｉ、Ｖ、Ｚｎ、及びＧａは、いずれも金属元素であり、非磁性であり、かつ比較的軽い元素でありスピン軌道相互作用が比較的小さいという共通点を有することから、これらの成分を有する合金一般について本発明の効果が得られるものと考えられる。
　より好ましくは、スペーサ層１４には、Ｃｕ－Ｌｉ、Ｃｕ－Ｂｅ、Ｃｕ-Ｍｇ、Ｃｕ－Ａｌ、Ｃｕ－Ｔｉ、Ｃｕ－Ｖ、Ｃｕ－Ｚｎ、Ｃｕ－Ｇａ、Ａｇ－Ｌｉ、Ａｇ－Ｂｅ、Ａｇ-Ｍｇ、Ａｇ-Ａｌ、Ａｇ－Ｔｉ、Ａｇ－Ｖ、Ａｇ－Ｚｎ、及びＡｇ-Ｇａから選ばれる少なくとも１の合金を用いることが好ましく、Ａｇ－Ｚｎを用いることが特に好ましい。
　スペーサ層１４を構成するＡｇ及びＣｕから選ばれる少なくとも１の金属元素と、長周期型周期表の第２から第４周期までの非磁性金属元素から選ばれる少なくとも１の金属元素との合金（但し、ＣｕとＺｎからなるｂｃｃ構造の合金、ＣｕとＡｌからなるｂｃｃ構造の合金、ＣｕとＢｅからなるｂｃｃ構造の合金、ＡｇとＡｌからなるｂｃｃ構造の合金、ＡｇとＭｇからなるｂｃｃ構造の合金、及びＡｇとＺｎからなるｂｃｃ構造の合金を除く）は、ｆｃｃ構造を有することが好ましい。本発明の磁気抵抗素子において上記金合金がｆｃｃ構造を有すると、高い磁気抵抗出力が得られ、実用上有利である。上記合金のｆｃｃ構造を実現する手段は特に限定されないが、例えば、上記合金を熱処理、好ましくはアニールすることで、ｆｃｃ構造を実現することができる。アニール温度は、通常２５０℃以上、好ましくは３５０℃以上、特に好ましくは５００℃以上である。
 
　スペーサ層１４の厚さには特に制限は無いが、例えば０．１ｎｍから２０ｎｍとすることができ、このときこれら合金は厚さ方向に原子１個ないし２００個程度の金属原子層を形成している。この様なスペーサ層１４の厚さは、原子数として数個から数百個であるため、下部強磁性層のような隣接層の影響を受けて、合金の結晶構造はバルクと異なる場合がある。
　本発明において、上記特定の合金を含むスペーサ層が高い磁気抵抗出力をもたらす理由は必ずしも明らかではなく、また本発明は特定の理論に束縛されるものではないが、Ａｇ及び／又はＣｕに、第２から第４周期までの非磁性金属元素を添加することで、磁気抵抗出力が増大することは、強磁性金属を含む下部強磁性層１３及び上部強磁性層１５と、非磁性金属を含むスペーサ層１４との界面における電気抵抗が増大することにより、磁気抵抗変化量が増大するためであるものと考えられる。
　図５に示すように、本発明の一実施例では電気抵抗×素子面積（ＲＡ）は、大きな磁界において４６［ｍΩ・μｍ２］程度の値を取る。これに対し従来技術であるＡｇをスペーサーに用いた場合、これに対応する値は非特許文献２に示されるように２０［ｍΩ・μｍ２］程度である。このＲＡの増大は界面における電気抵抗が増大するためと考えられる。
　キャップ層１６は表面の保護のための金属又は合金を含んでなる層である。キャップ層１６は、例えばＡｇ、Ａｌ、Ｃｕ、Ａｕ、Ｃｒ 等から選ばれる少なくとも一種類の金属を含んでいてもよく、またこれら金属元素の合金を用いてもよい。
　キャップ層の厚さには特に限定は無く、本発明の目的に反しない限りにおいて当業者が適宜設定すればよいが、表面を十分に保護する等の観点から、０．５～１０ｎｍであることが好ましく、２～５ｎｍあることが特に好ましい。
　下地層１２、スペーサ層１４及びキャップ層１６の各層は、それぞれ１種類の材料を用いても良いし、２種類以上の材料を積層させたものでもよい。
　図１に示す構造に加え、上部強磁性層１５の上にピニング層としてＩｒＭｎ合金、ＰｔＭｎ合金等の反強磁性体の層を追加し、交換異方性によって上部強磁性層の磁化反転を抑えることにより、上部強磁性層と下部強磁性層が反平行に磁化した状態を安定化することができる。ピニング層は下部強磁性層１３の下に挿入してもよい。
　本発明の磁気抵抗素子の製造方法には特に制限は無く、金属薄膜、金属化合物薄膜を精密に積層できる方法を当業者が適宜選択すればよいが、スパッタ法により製造することが好ましい。
　以下、実施例を参照しながら、本発明を具体的に説明する。なお、本発明はいかなる意味においても、以下の実施例によって限定されるものではない。
　本発明の一実施例である素子の構造模式図を図１に示す。実施例においては基板１１として単結晶ＭｇＯ基板、下地層１２にはＣｒ、Ａｇを下から順に積層させたもの、下部強磁性層１３、及び上部強磁性層１５にはホイスラー合金Ｃｏ２ＦｅＧａ０．５Ｇｅ０．５（ＣＦＧＧ）、スペーサ層１４にはＡｇＺｎ、キャップ層１６にはＡｇとＲｕを下から順に積層させたものを用いている。
　ＭｇＯ基板上に、下から順次、Ｃｒ（１０）／Ａｇ（１００）／ＣＦＧＧ（１０）／ＡｇＺｎ（５）／ＣＦＧＧ（１０）／Ａｇ（５）／Ｒｕ（８）（括弧内の数字は膜厚（ｎｍ））の膜構成でスパッタ法により製膜を行った。
　製膜後、ＣＦＧＧ薄膜の結晶構造の改善のため、３００℃から６３０℃までの温度で試料のアニールを行った。３００℃から４５０℃までの温度でのアニールは、上記のすべての層を成膜してから真空中で行った。また５００℃以上でのでアニールは、上部のＣＦＧＧ（１０）の層のうち上部強磁性層１５に相当するものを成膜した後にスパッタ室内で真空中で行い、その後Ａｇ（５）／Ｒｕ（８）を積層させた。
　透過電子顕微鏡（ＴＥＭ）観察、電子線回折、エネルギー分散Ｘ線分光（ＥＤＳ）、Ｘ線回折により得られた積層体の構造を調べた。電子線回折の結果、上部のＡｇ層まですべて結晶方位が（００１）にそろったエピタキシャル成長をしていることがわかった。
　図２に、各温度でアニールした試料の断面について、得られたナノビーム電子線回折パターンを示す。具体的には、各アニール条件（アニール無し、３５０℃アニール、及び６３０℃アニール）の試料について、電子ビームをナノメートルサイズに絞り、各層（上部ＣＦＧＧ層（上部強磁性層）、ＡｇＺｎ層（スペーサ層）、及び下部ＣＦＧＧ層（下部強磁性層））の結晶構造を調べた結果である断面ナノビーム電子線回折パターンを示す。ｇは電子線の入射方向を示し、写真内の数字は各回折スポットの指数を示す。
　上部及び下部のＣＦＧＧ層については、いずれも、アニール無し及び３５０℃でアニールした場合には、電子線をＣＦＧＧの［１１０］方向に入射した回折パターンにおける（２００）回折スポットの存在によりＢ２型規則構造であることがわかった。一方、６３０℃でアニールした試料については（１１１）回折スポットの存在により、さらに規則度の高いＬ２１型規則構造であることがわかった。アニールにより、Ｌ２１規則度が増大している。
　これに対し、ＡｇＺｎ層は、アニール無しのものについてはＣＦＧＧと同じ回折パターンを示しＢ２型規則構造であることがわかる。一方、３５０℃及び６３０℃でアニールした試料については、回折パターンが変化している。電子線の入射方向をＣＦＧＧの［１００］方向に入射した回折パターンと合わせて検討した結果、ｆｃｃ構造になっていることがわかった。
　以上から、成膜直後のスペーサ層のＡｇＺｎの構造は体心立方格子（ｂｃｃ）であるＢ２型規則相であったが、３５０℃及び６３０℃でアニールした後の結晶構造は面心立方格子（ｆｃｃ）に変化していたことがわかった。
　ＥＤＳによる断面の元素分布図を図３に示す。３５０℃でアニールした試料においては元のスペーサ層の位置にＺｎが存在しているが、６３０℃でアニールした試料ではＺｎのかなりの部分が元の場所から移動したことがわかる。
　膜面に垂直方向の電気抵抗を測定するため、微細加工を行い、図４に示すように電極を設け、磁界に対する電気抵抗の変化を調べた。図５に、ＡｇＺｎをスペーサ層に用いた５９０℃でアニールした素子の、印加磁場に対する電気抵抗×素子面積の変化を示す。
　図５中、横軸が印加磁場Ｈｅｘ（ｋＡ／ｍ）、縦軸が電気抵抗×素子面積［ｍΩ・μｍ２］（右）及び抵抗［Ω］（左）である。印加磁場Ｈｅｘ（ｋＡ／ｍ）を－８０ｋＡ／ｍから＋８０ｋＡ／ｍまで増加させると、－８０ｋＡ／ｍから－４０ｋＡ／ｍまでは４６［ｍΩ・μｍ２］程度、－４０ｋＡ／ｍから－１０ｋＡ／ｍまでは４６から５０［ｍΩ・μｍ２］程度まで凹状の曲線的に増加し、－１０ｋＡ／ｍ付近で６６［ｍΩ・μｍ２］程度まで急激に増加し、－１０ｋＡ／ｍから＋３０ｋＡ／ｍまでは６６から６２［ｍΩ・μｍ２］程度まで凸状の曲線的に漸減し、＋３０ｋＡ／ｍから＋８０ｋＡ／ｍまでは再び４６［ｍΩ・μｍ２］程度となっている。印加磁場Ｈｅｘ（ｋＡ／ｍ）を＋８０ｋＡ／ｍから－８０ｋＡ／ｍまで減少させると、印加磁場Ｈｅｘが０ｋＡ／ｍを中心線として、印加磁場Ｈを増加させる場合とほぼ対称な曲線となっている。この実施例では、アニール温度Ｔａ＝５９０℃でΔＲＡ＝２０．６［ｍΩ?μｍ２］という従来技術と比較して顕著に高い単位面積当たりの電気抵抗の変化量が得られている。
　本実施例において、Ａｇ－Ｚｎ合金をスペーサ層に使うことによって磁気抵抗効果が増強される原因としては、Ｚｎの添加によって磁気抵抗効果が増強されることが考えられる。これに加えて、Ｚｎを含む層とＣＦＧＧを積層させアニールすることにより、Ｚｎの拡散によってＣＦＧＧのＬ２１型規則度が増大し、スピン分極率が増大する、というメカニズムが考えられる。
　この点を確認するために、本実施例で用いた積層構造のうち、スペーサ層のＡｇＺｎを従来技術で用いられるＡｇに置き換えた比較試料、すなわち、Ｃｒ（１０）／Ａｇ（１００）／ＣＦＧＧ（１０）／Ａｇ（５）／ＣＦＧＧ（１０）／Ａｇ（５）／Ｒｕ（８）からなる比較試料を作製し、この比較試料及び実施例の試料の２つを同じ温度６３０°Ｃでアニールした後のＣＦＧＧの結晶構造の比較を行った。図６にその結果を示す。スペーサ層にＡｇＺｎを用いた場合、Ａｇの場合に比べ、ＣＦＧＧの（１１１）回折線の相対強度が大きいことがわかる。これはＬ２１型規則度が増大していることを示すものであり、Ｚｎの拡散によってＣＦＧＧのＬ２１型規則度が増大した。
　図７は、上記実施例の試料及び比較試料について、アニール温度Ｔａに対して、磁気抵抗変化量×素子面積ΔＲＡをプロットしたものである。実施例では、すべてのアニール温度Ｔａにおいて、従来手法によるＡｇをスペーサ層に用いた比較試料を上回る結果が得られた。即ち、Ｔａ＝３５０℃で平均値がΔＲＡ＝９．９［ｍΩ・μｍ２］、Ｔａ＝４００℃で平均値がΔＲＡ＝１２．２［ｍΩ・μｍ２］、Ｔａ＝４５０℃で平均値がΔＲＡ＝１５．４［ｍΩ・μｍ２］、Ｔａ＝５００℃で平均値がΔＲＡ＝１６．６［ｍΩ・μｍ２］、Ｔａ＝５９０℃で平均値がΔＲＡ＝１９．６［ｍΩ・μｍ２］、Ｔａ＝６３０℃で平均値がΔＲＡ＝２０．７［ｍΩ・μｍ２］となった。
　なお、上記の実施例においては、（００１）方向に配向したエピタキシャル膜を示しているが、結晶方位はこれに限られるものではなく、（１１０）、（１１１）、（２１１）等の適宜の方向に配向したエピタキシャル膜も本発明に使用することができる。また基板の構造は単結晶に限られるものではなく多結晶でもよい。多結晶の場合においても結晶方位は（００１）、（１１０）、（１１１）、（２１１）等の適宜の方向に配向していてもよく、あるいは全く配向していなくてもよい。
　本発明の面直方向磁気抵抗効果（ＣＰＰＧＭＲ）を利用した素子は、磁気ディスク用読み取りヘッド用として使用するのに適しており、また微細な磁性情報の検出にも利用できるなど、実用上高い価値を有するものであり、情報通信などの産業の各分野において高い利用可能性を有する。
１１　基板
１２、１２ａ、１２ｂ　下地層
１３　下部強磁性層
１４　スペーサ層
１５　上部強磁性層
１６ａ、１６ｂ　キャップ層
１７　酸化シリコン層
１８　銅電極層
１９　定電流源
２０ａ、２０ｂ、２２ａ、２２ｂ　導線
２１　電圧計
 

Claims (18)

  1. 　それぞれホイスラー合金を含んでなる下部強磁性層及び上部強磁性層、並びに該下部強磁性層と該上部強磁性層との間に挟まれたスペーサ層を備える磁気抵抗素子であって、
    　該スペーサ層がＡｇ及びＣｕから選ばれる少なくとも１の金属元素と、長周期型周期表の第２から第４周期までの非磁性金属元素から選ばれる少なくとも１の金属元素との、合金（但し、ＣｕとＺｎからなるｂｃｃ構造の合金、ＣｕとＡｌからなるｂｃｃ構造の合金、ＣｕとＢｅからなるｂｃｃ構造の合金、ＡｇとＡｌからなるｂｃｃ構造の合金、ＡｇとＭｇからなるｂｃｃ構造の合金、及びＡｇとＺｎからなるｂｃｃ構造の合金を除く）を含んでなることを特徴とする、上記磁気抵抗素子。
  2. 　前記合金が、Ｃｕ－Ｌｉ、Ｃｕ－Ｂｅ、Ｃｕ-Ｍｇ、Ｃｕ－Ａｌ、Ｃｕ－Ｔｉ、Ｃｕ－Ｖ、Ｃｕ－Ｚｎ、Ｃｕ－Ｇａ、Ａｇ－Ｌｉ、Ａｇ－Ｂｅ、Ａｇ-Ｍｇ、Ａｇ-Ａｌ、Ａｇ－Ｔｉ、Ａｇ－Ｖ、Ａｇ-Ｚｎ、及びＡｇ-Ｇａから選ばれる少なくとも１の合金であることを特徴とする、請求項１に記載の磁気抵抗素子。
  3. 　前記合金が、ｆｃｃ構造を有することを特徴とする、請求項１又は２に記載の磁気抵抗素子。
  4. 　更に基板を備え、該基板は表面酸化Ｓｉ基板、シリコン基板、ガラス基板、金属基板、及びＭｇＯ基板から選ばれる少なくとも一種類であることを特徴とする、請求項１から３の何れか一項に記載の磁気抵抗素子。
  5. 　前記基板の上に形成され、前記ホイスラー合金を所定の結晶方向にエピタキシャル成長させる機能を有する配向層を更に備え、
    　該配向層は、Ａｇ、Ａｌ、Ｃｕ、Ａｕ、及びＣｒからなる群から選ばれた少なくとも一種類の金属又はその合金を含み、該ホイスラー合金がエピタキシャル成長する結晶方向は（００１）方向であることを特徴とする、請求項４に記載の磁気抵抗素子。
  6. 　前記下部強磁性層及び前記上部強磁性層が、それぞれＣｏ２ＡＢの組成式で表されるホイスラー合金を含み、該ＡはＣｒ、Ｍｎ、若しくはＦｅ、又はこれらのうちの２種類以上の組み合わせ（但し、Ａの合計の量は１）であり、該ＢはＡｌ、Ｓｉ、Ｇａ、Ｇｅ、Ｉｎ、若しくはＳｎ、又はこれらのうちの２種類以上の組み合わせ（但し、Ｂの合計の量は１）であることを特徴とする、請求項１から５の何れか一項に記載の磁気抵抗素子。
  7. 　前記下部強磁性層及び前記上部強磁性層は、Ｂ２規則構造又はＬ２１規則構造の少なくとも一方を持つホイスラー強磁性合金を含んでなり、該ホイスラー強磁性合金が、それぞれ、Ｃｏ２Ｆｅ（ＧａｘＧｅｘ－１）（０．２５＜ｘ＜０．６）、Ｃｏ２ＦｅＡｌ０．５Ｓｉ０．５、Ｃｏ２ＭｎＳｉ、Ｃｏ２ＭｎＧｅ、Ｃｏ２ＦｅＡｌ、及びＣｏ２ＦｅＳｉからなる群より選ばれたホイスラー強磁性合金であることを特徴とする、請求項６に記載の磁気抵抗素子。
  8. 　前記下部強磁性層及び前記上部強磁性層の少なくとも一方が、長周期型周期表の第２から第４周期までの非磁性金属元素から選ばれる少なくとも１の金属元素を更に含有する、請求項１から７までのいずれか一項に記載の磁気抵抗素子。
  9. 　前記長周期型周期表の第２から第４周期までの非磁性金属元素から選ばれる少なくとも１の金属元素が、前記スペーサ層から拡散したものである、請求項８に記載の磁気抵抗素子。
  10. 　さらに、磁気抵抗測定用の電極である下地層を備え、該下地層が、前記配向層と前記下部強磁性層との間に設けられることを特徴とする、請求項５から９の何れか一項に記載の磁気抵抗素子。
  11. 　さらに、前記上部強磁性層に積層された、表面保護用のキャップ層を備え、該キャップ層がＡｇ、Ａｌ、Ｃｕ、Ａｕ、ＲｕおよびＰｔからなる群から選ばれた少なくとも一種類の金属、又はその合金を含んでなることを特徴とする、請求項１から１０の何れか一項に記載の磁気抵抗素子。
  12. 　さらに、前記上部強磁性層の上、又は前記下部強磁性層の下に設けられたピニング層を備え、該ピニング層が反強磁性体の層であることを特徴とする、請求項１から１１の何れか一項に記載の磁気抵抗素子。
  13. 　少なくとも２層のホイスラー合金薄膜間に少なくとも１層のスペーサ層を配した構造を持つ面直方向磁気抵抗効果（ＣＰＰＧＭＲ）素子であって、
    　該ホイスラー合金薄膜が、それぞれ、Ｂ２規則構造又はＬ２１規則構造の少なくとも一方を持つホイスラー強磁性合金を含んでなり、該ホイスラー強磁性合金が、Ｃｏ２Ｆｅ（ＧａｘＧｅｘ－１）（０．２５＜ｘ＜０．６）、Ｃｏ２ＦｅＡｌ０．５Ｓｉ０．５、Ｃｏ２ＭｎＳｉ、Ｃｏ２ＭｎＧｅ、Ｃｏ２ＦｅＡｌ、及びＣｏ２ＦｅＳｉからなる群れより選ばれたホイスラー強磁性合金であり、
    　該スペーサ層が、Ａｇ及びＣｕから選ばれる少なくとも１の金属元素と、長周期型周期表の第２から第４周期までの非磁性金属元素から選ばれる少なくとも１の金属元素との、合金（但し、ＣｕとＺｎからなるｂｃｃ構造の合金、ＣｕとＡｌからなるｂｃｃ構造の合金、ＣｕとＢｅからなるｂｃｃ構造の合金、ＡｇとＡｌからなるｂｃｃ構造の合金、ＡｇとＭｇからなるｂｃｃ構造の合金、及びＡｇとＺｎからなるｂｃｃ構造の合金を除く）を含んでなることを特徴とする、面直方向磁気抵抗効果（ＣＰＰＧＭＲ）素子。
  14. 　請求項１乃至１２の何れか１項に記載の磁気抵抗素子又は請求項１３に記載の面直方向磁気抵抗効果素子を備えることを特徴とする磁気ヘッド。
  15. 　請求項１４に記載の磁気ヘッドを備えることを特徴とする磁気再生装置。
  16. 　少なくとも前記上部強磁性層の成膜を行った後にアニールを行う工程を有する、請求項１から１２のいずれか一項に記載の磁気抵抗素子を製造する方法。
  17. 　前記アニールを、２５０℃以上の温度で行うことを特徴とする、請求項１６に記載の方法。
  18. 　ホイスラー合金を含む少なくとも１の層、並びにＡｇ及びＣｕから選ばれる少なくとも１の金属元素と、長周期型周期表の第２から第４周期までの非磁性金属元素から選ばれる少なくとも１の金属元素との、合金（但し、ＣｕとＺｎからなるｂｃｃ構造の合金、ＣｕとＡｌからなるｂｃｃ構造の合金、ＣｕとＢｅからなるｂｃｃ構造の合金、ＡｇとＡｌからなるｂｃｃ構造の合金、ＡｇとＭｇからなるｂｃｃ構造の合金、及びＡｇとＺｎからなるｂｃｃ構造の合金を除く）を含む少なくとも１の層を有する積層体をアニールし、該ホイスラー合金のＬ２１規則度を増大させる工程を有する、ホイスラー合金の製造方法。
     
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Cited By (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US9899044B2 (en) * 2014-08-01 2018-02-20 National Institute For Materials Science Magnetoresistive element, magnetic head using magnetoresistive element, and magnetic reproducing device
CN111312745A (zh) * 2018-12-11 2020-06-19 三星电子株式会社 磁存储器装置
CN112349833A (zh) * 2019-08-08 2021-02-09 Tdk株式会社 磁阻效应元件以及惠斯勒合金
CN113036032A (zh) * 2019-12-24 2021-06-25 Tdk株式会社 磁阻效应元件

Families Citing this family (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP6438636B1 (ja) * 2017-03-03 2018-12-19 Tdk株式会社 磁気抵抗効果素子
WO2018159129A1 (ja) * 2017-03-03 2018-09-07 Tdk株式会社 磁気抵抗効果素子
JP6943019B2 (ja) * 2017-05-26 2021-09-29 Tdk株式会社 磁気抵抗効果素子、磁気ヘッド、センサ、高周波フィルタ及び発振素子
US11521645B2 (en) * 2018-11-29 2022-12-06 National Institute For Materials Science Magnetoresistive element, magnetic sensor, reproducing head, and magnetic recording and reproducing device
JP6806939B1 (ja) * 2019-08-08 2021-01-06 Tdk株式会社 磁気抵抗効果素子およびホイスラー合金
JP6806199B1 (ja) * 2019-08-08 2021-01-06 Tdk株式会社 磁気抵抗効果素子およびホイスラー合金
JPWO2022209531A1 (ja) * 2021-03-31 2022-10-06

Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2006237094A (ja) * 2005-02-23 2006-09-07 Alps Electric Co Ltd 磁気検出素子及びその製造方法
JP2008078567A (ja) * 2006-09-25 2008-04-03 Tdk Corp 磁気抵抗効果素子、薄膜磁気ヘッド、基体、ウェハ、ヘッドジンバルアセンブリ、ハードディスク装置
JP2010056288A (ja) * 2008-08-28 2010-03-11 National Institute For Materials Science 磁性薄膜素子
JP2014049145A (ja) * 2012-08-29 2014-03-17 Hitachi Ltd 磁気ヘッド及び磁気記憶装置

Patent Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2006237094A (ja) * 2005-02-23 2006-09-07 Alps Electric Co Ltd 磁気検出素子及びその製造方法
JP2008078567A (ja) * 2006-09-25 2008-04-03 Tdk Corp 磁気抵抗効果素子、薄膜磁気ヘッド、基体、ウェハ、ヘッドジンバルアセンブリ、ハードディスク装置
JP2010056288A (ja) * 2008-08-28 2010-03-11 National Institute For Materials Science 磁性薄膜素子
JP2014049145A (ja) * 2012-08-29 2014-03-17 Hitachi Ltd 磁気ヘッド及び磁気記憶装置

Cited By (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US9899044B2 (en) * 2014-08-01 2018-02-20 National Institute For Materials Science Magnetoresistive element, magnetic head using magnetoresistive element, and magnetic reproducing device
CN111312745A (zh) * 2018-12-11 2020-06-19 三星电子株式会社 磁存储器装置
CN112349833A (zh) * 2019-08-08 2021-02-09 Tdk株式会社 磁阻效应元件以及惠斯勒合金
CN112349833B (zh) * 2019-08-08 2023-11-03 Tdk株式会社 磁阻效应元件以及惠斯勒合金
CN113036032A (zh) * 2019-12-24 2021-06-25 Tdk株式会社 磁阻效应元件

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