WO2017110534A1 - 面直通電巨大磁気抵抗素子用積層膜、面直通電巨大磁気抵抗素子、及びその用途 - Google Patents

面直通電巨大磁気抵抗素子用積層膜、面直通電巨大磁気抵抗素子、及びその用途 Download PDF

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WO2017110534A1
WO2017110534A1 PCT/JP2016/086804 JP2016086804W WO2017110534A1 WO 2017110534 A1 WO2017110534 A1 WO 2017110534A1 JP 2016086804 W JP2016086804 W JP 2016086804W WO 2017110534 A1 WO2017110534 A1 WO 2017110534A1
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WO
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layer
magnetoresistive element
giant magnetoresistive
magnetic free
layers
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PCT/JP2016/086804
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English (en)
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泰祐 城山
裕弥 桜庭
和博 宝野
Original Assignee
国立研究開発法人物質・材料研究機構
エルジー エレクトロニクス ジャパン ラボ 株式会社
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Publication date
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    • GPHYSICS
    • G01MEASURING; TESTING
    • G01RMEASURING ELECTRIC VARIABLES; MEASURING MAGNETIC VARIABLES
    • G01R33/00Arrangements or instruments for measuring magnetic variables
    • G01R33/02Measuring direction or magnitude of magnetic fields or magnetic flux
    • G01R33/06Measuring direction or magnitude of magnetic fields or magnetic flux using galvano-magnetic devices
    • G01R33/09Magnetoresistive devices
    • HELECTRICITY
    • H10SEMICONDUCTOR DEVICES; ELECTRIC SOLID-STATE DEVICES NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
    • H10NELECTRIC SOLID-STATE DEVICES NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
    • H10N50/00Galvanomagnetic devices
    • H10N50/10Magnetoresistive devices

Definitions

  • the first invention of the present application relates to a laminated film for a magnetoresistive element having a structure in which ferromagnetic layers and nonmagnetic layers are alternately laminated on a substrate, and more specifically, a specific structure (number of layers, layer thickness). ) Having a linearity between the external magnetic field and the resistance value, which is excellent by having a surface direct current giant magnetoresistive element.
  • the second invention of the present application relates to a laminated film for a magnetoresistive element having a structure in which a ferromagnetic layer and a nonmagnetic layer are alternately laminated on a substrate, and more specifically, has a specific structure (interface smoothness).
  • the present invention relates to a laminated film for a giant magnetoresistive element that can form a strong antiferromagnetic interlayer exchange coupling.
  • the giant magnetoresistive (GMR) element includes an in-plane current (CIP) type in which current is passed through the laminated surface, and a current perpendicular (current in plane: CIP) type in which current is passed perpendicularly to the laminated surface.
  • CIP in-plane current
  • CIP current perpendicular
  • CIP current perpendicular
  • CIP current perpendicular
  • TMR Transmission Magnetic Resistance
  • CPP-GMR elements in which the material between the magnetic layers is a metal
  • These elements have a three-layer structure of two ferromagnetic layers and a nonmagnetic layer between them as a basic configuration for the magnetoresistive effect, and one ferromagnetic layer is fixed by another ferromagnetic layer adjacent to it (fixed) Layer), and the other ferromagnetic layer functions as a free layer that can respond by an external magnetic field.
  • This structure has been eagerly studied for HDD heads and MRAM (magnetoresistance RAM), but in those applications it is used to determine whether the external magnetic field is in the opposite direction or the opposite direction. The linearity of is not mentioned in Patent Documents 1 and 2.
  • Patent Document 3 There has also been proposed a GMR element in which two ferromagnetic layers are both free layers capable of responding to an external magnetic field, and the two free layers are antiferromagnetic interlayer exchange coupled to respond to an external magnetic field.
  • This GMR element is intended for application in a magnetic reproducing head, and is intended for so-called zero / 1 reading. Therefore, the linearity of the magnetic field / resistance response is not described in Patent Document 3.
  • Patent Document 3 describes a GMR element having two free layers. It has been reported that whether or not antiferromagnetic interlayer exchange coupling is formed between two ferromagnetic layers depends on the thickness of the nonmagnetic layer between the two ferromagnetic layers (for example, non-ferromagnetic layer exchange coupling). (See Patent Document 1). However, even if the thickness of the nonmagnetic layer between the two ferromagnetic layers is set appropriately, there is a case where a sufficiently strong antiferromagnetic interlayer exchange coupling cannot always be obtained.
  • the first invention of the present application provides a laminated film for a surface-direct-current giant magnetoresistive element (CPP-GMR) that exhibits excellent linearity between an external magnetic field and a resistance value while having high sensitivity. And developing related technologies.
  • the second invention of the present application is capable of reliably and stably obtaining an antiferromagnetic interlayer exchange coupling having a sufficient strength between ferromagnetic layers, thereby having stable performance and manufacturing with a high yield. It is an object of the present invention to provide a laminated film for a surface direct current giant magnetoresistive element (CPP-GMR) that can be developed and to develop a related technology.
  • CPP-GMR surface direct current giant magnetoresistive element
  • a direct-current energized giant magnetoresistive element having a specific structure, more specifically, a specific number of magnetic free layers and a specific nonmagnetic layer thickness.
  • -GMR surface direct current giant magnetoresistive element
  • the first invention of the present application is [1] a substrate; A laminated portion provided on the substrate, wherein a plurality of magnetic free layers and a plurality of nonmagnetic layers are alternately laminated; A laminated film for a surface direct energization giant magnetoresistive element having: At least three magnetic free layers are provided; The at least one nonmagnetic layer is a laminated film for a surface-directly energized giant magnetoresistive element having a thickness at which an antiferromagnetic interlayer exchange coupling is formed between a pair of magnetic free layers in contact with both surfaces thereof.
  • [2] to [11] are each one of the preferred embodiments of the first invention of the present application.
  • All the nonmagnetic layers have a thickness such that antiferromagnetic interlayer exchange coupling is formed between a pair of magnetic free layers in contact with both surfaces thereof. film.
  • the ratio of remanent magnetization / saturation magnetization measured in the in-plane direction for one nonmagnetic layer in which antiferromagnetic interlayer exchange coupling is formed and a pair of magnetic free layers in contact therewith is 0.8 or less, The laminated film for a surface direct energization giant magnetoresistive element according to [1] or [2].
  • the pair of magnetic free layers forming antiferromagnetic interlayer exchange coupling via the nonmagnetic layer has the same or substantially the same total magnetic moment, according to any one of [1] to [3] Laminated film for giant magnetoresistive element with surface direct current.
  • the Co-based Heusler alloy-based half-metal material is Co 2 YZ (where Y is at least one element selected from the group consisting of Ti, V, Cr, Mn, and Fe, and Z is Al,
  • Layered film for devices [10] The surface direct energization giant according to any one of [1] to [9], wherein at least one of the interfaces between the magnetic free layer and the nonmagnetic layer has a smoothness Ra of 0.75 nm or less.
  • a laminated film for a magnetoresistive element [11] The laminated film for a surface direct energization giant magnetoresistive element according to any one of [1] to [10], further including an underlayer and a cap layer. [12] The laminated film for a surface direct energization giant magnetoresistive element according to [11], wherein the surface smoothness Ra of at least one of the underlayer and the cap layer is 0.75 nm or less.
  • the second invention of the present application is [13] A substrate; A laminated portion provided on the substrate and formed by alternately laminating at least two magnetic free layers and at least one nonmagnetic layer; A laminated film for a surface direct energization giant magnetoresistive element having: At least one of the nonmagnetic layers has a thickness such that an antiferromagnetic interlayer exchange coupling is formed between a pair of magnetic free layers on both sides thereof; The laminated film for a surface-directly energized giant magnetoresistive element, wherein at least one of the interfaces between the magnetic free layer and the nonmagnetic layer has a smoothness Ra of 0.75 nm or less.
  • a substrate A laminated portion provided on the substrate and formed by alternately laminating at least two magnetic free layers and at least one nonmagnetic layer; An underlayer provided between the substrate and the laminated portion;
  • a laminated film for a surface direct energization giant magnetoresistive element having: At least one of the nonmagnetic layers has a thickness such that an antiferromagnetic interlayer exchange coupling is formed between a pair of magnetic free layers on both sides thereof;
  • a substrate A laminated portion provided on the substrate and formed by alternately laminating at least two magnetic free layers and at least one nonmagnetic layer; A cap layer provided above the laminated portion; A laminated film for a surface direct energization giant magnetoresistive element having: At least one of the nonmagnetic layers has a thickness such that an antiferromagnetic interlayer exchange coupling is formed between a pair of magnetic free layers on both sides thereof; The laminated film for a surface-directly energized giant magnetoresistive element, wherein the surface smoothness Ra of the cap layer is 0.75 nm or less.
  • [16] to [24] are each a preferred embodiment of the second invention of the present application.
  • the Co-based Heusler alloy-based half-metal material is Co 2 YZ (where Y is at least one element selected from the group consisting of Ti, V, Cr, Mn, and Fe, and Z is Al,
  • [25] to [26] are each one of preferred embodiments of the first invention and the second invention of the present application.
  • a surface-directly energized giant magnetoresistive element comprising the multilayer film for a surface-directly energized giant magnetoresistive element according to any one of [1] to [24].
  • a geomagnetic sensor or current sensor comprising the surface-directly energized giant magnetoresistive element according to [25].
  • [27] to [29] are each one aspect of the second invention of the present application or one of its preferred embodiments.
  • the above method comprising the step of controlling the smoothness of the interface between the magnetic free layer and the nonmagnetic layer.
  • the step of controlling the smoothness of the interface between the magnetic free layer and the nonmagnetic layer includes an operation of flattening the outermost surface of the magnetic free layer to be laminated first.
  • the method described in 1. [29] The method according to [28], wherein the operation of flattening the outermost surface is heating or polishing of the outermost surface.
  • the multilayer film for a direct current energized giant magnetoresistive element according to the first invention of the present application both the excellent linearity between the external magnetic field and the resistance value and the high sensitivity are achieved, and the presence / absence (zero / In addition to detecting 1), it is possible to realize a surface-directly energized giant magnetoresistive element capable of detecting a minute change in the magnetic field during that time with high accuracy.
  • the laminated film for a surface direct energization giant magnetoresistive element according to the first invention of the present application and the surface direct energization giant magnetoresistive element using the same are used for applications in which linearity between an external magnetic field and a resistance value is required, such as a geomagnetic sensor and a current sensor.
  • a sufficiently strong antiferromagnetic interlayer exchange coupling can be reliably and stably realized between the ferromagnetic layers.
  • a laminated film for a direct current giant magnetoresistive element (CPP-GMR) having excellent linearity between the external magnetic field and the resistance value can be manufactured with high yield.
  • FIG. 4 is a schematic diagram showing a layer configuration of Reference Example 1.
  • FIG. It is a graph which shows the magnetization change with respect to the external magnetic field of the in-plane direction of CFAS (6) / Ag (2) / CFAS (6).
  • 6 is a graph showing a change in magnetization of the laminated film of Reference Example 1 with respect to an external magnetic field ( ⁇ 14 mT to ⁇ 4 mT).
  • 10 is a schematic diagram showing an element configuration of Reference Example 2.
  • FIG. 10 is a graph showing the evaluation results of the element of Reference Example 2. It is a schematic diagram which shows the layer structure of the reference example 3 and Example 1 (in the case of 6 free layers).
  • FIG. 6 is a graph showing the relationship between the surface smoothness of the underlayer and the residual magnetization / saturation magnetization in the element of Example 3 / Reference Example 4.
  • A is a schematic diagram which shows an example of the measurement area
  • b) is an elemental analysis result and arithmetic mean roughness. It is a graph of a virtual example which shows the relationship with Ra typically.
  • the first invention of the present application includes a substrate, A laminated portion provided on the substrate, wherein a plurality of magnetic free layers and a plurality of nonmagnetic layers are alternately laminated; A laminated film for a surface direct energization giant magnetoresistive element having: At least three magnetic free layers are provided; The at least one nonmagnetic layer is a laminated film for a surface-directly energized giant magnetoresistive element having a thickness at which an antiferromagnetic interlayer exchange coupling is formed between a pair of magnetic free layers in contact with both surfaces thereof.
  • a laminated portion is formed by alternately laminating a plurality of magnetic free layers and a plurality of nonmagnetic layers on the substrate.
  • the substrate is not particularly limited as long as it can be laminated with a magnetic free layer usually made of a ferromagnetic material and a nonmagnetic material made of a nonmagnetic material.
  • a single crystal MgO substrate is preferably used. it can.
  • Si, metal, alloy, or the like, preferably such that the magnetic free layer containing Heusler alloy becomes polycrystalline, 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. Regardless of which of these materials is used for the substrate, the structure of the first invention of the present application is provided and an appropriate design makes it possible to exhibit excellent linearity between the external magnetic field and the resistance value while having high sensitivity. Thus, a laminated film for a surface direct energization giant magnetoresistive element (CPP-GMR) can be obtained.
  • the thickness of the substrate 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 first invention of the present application. From the viewpoint of mechanical strength, ease of handling in the magnetoresistive element manufacturing process, and the like. 0.1 to 1 mm is preferable, and 0.2 to 0.5 mm is particularly preferable.
  • Laminated portion The laminated portion provided on the substrate in the first invention of the present application is obtained by alternately laminating a plurality of magnetic free layers and a plurality of nonmagnetic layers. At least three magnetic free layers are provided. Therefore, at least two nonmagnetic layers sandwiched between two magnetic free layers are provided.
  • the number of magnetic free layers is more preferably 4 or more, and particularly preferably 6 or more. As the number of magnetic free layers increases, the surface direct energization giant magnetoresistive element using the multilayer film for the surface direct energization giant magnetoresistive element of the first invention of the present application tends to be excellent in the linearity between the external magnetic field and the resistance value. Because there is.
  • the mechanism by which the linearity between the external magnetic field and the resistance value becomes better as the number of magnetic free layers increases is not necessarily clear, but the magnetic moments of many free layers rotate little by little according to the external magnetic field. Presumed to be related.
  • the number of magnetic free layers may be plural, but is more preferably an even number from the viewpoint of canceling the magnetization of the entire magnetic free layer.
  • the laminated portion constituting the laminated film for a surface direct energization giant magnetoresistive element at least one of a pair of magnetic free layers constituted by two magnetic free layers adjacent via a nonmagnetic layer
  • An antiferromagnetic interlayer exchange coupling is formed between the pairs. Whether or not antiferromagnetic interlayer exchange coupling is formed can be determined by the ratio of remanent magnetization / saturation magnetization measured in the in-plane direction for one nonmagnetic layer and a pair of magnetic free layers in contact therewith. .
  • an antiferromagnetic layer exchange coupling is formed between a pair of magnetic free layers means that an antiferromagnetic interlayer exchange coupling is formed between a pair of magnetic free layers in contact with both surfaces of the nonmagnetic layer. It means having a thickness.
  • the thickness of the nonmagnetic layer is such that the strength of the ferromagnetic exchange coupling between the pair of magnetic free layers is minimized and the strength of the antiferromagnetic interlayer exchange coupling between them is maximized. It is preferable.
  • a low ferromagnetic exchange coupling strength is also preferable from the viewpoint of noise reduction.
  • An antiferromagnetic interlayer exchange coupling is formed between a pair of magnetic free layers constituted by two magnetic free layers adjacent to each other via a nonmagnetic layer, thereby exhibiting excellent linearity between an external magnetic field and a resistance value.
  • the laminated portion constituting the laminated film for a surface direct energization giant magnetoresistive element at least one of a pair of magnetic free layers constituted by two magnetic free layers adjacent via a nonmagnetic layer Antiferromagnetic interlayer exchange coupling is formed between the pairs, but it is preferable that antiferromagnetic interlayer exchange coupling be formed between all pairs of magnetic free layers existing in the stack, in other words, the stack It is preferable that all of the nonmagnetic layers present in the layer have a thickness such that an antiferromagnetic interlayer exchange coupling is formed between a pair of magnetic free layers in contact with both sides thereof. In the embodiment employing such a configuration, the linearity between the external magnetic field and the resistance value is further improved.
  • the pair of magnetic free layers forming antiferromagnetic interlayer exchange coupling via the nonmagnetic layer preferably has the same or substantially the same total magnetic moment.
  • a pair of magnetic free layers has the same or substantially the same total magnetic moment, so that the magnetic moment of the entire pair is canceled out and the influence on the magnetic free layers other than the magnetic free layer constituting the pair is reduced. Therefore, it is preferable because it can contribute to the improvement of the linearity between the external magnetic field and the resistance value.
  • substantially the same as the total magnetic moment means that the difference in total magnetic moment is plus or minus 10% or less, and it is particularly preferable that the difference is plus or minus 5% or less.
  • all the magnetic free layers existing in the laminated portion it is preferable that an antiferromagnetic interlayer exchange coupling is formed between the pairs, and it is particularly preferable that all the magnetic free layers present in the stacked portion have the same or substantially the same total magnetic moment. In order to realize such a configuration, it is preferable that all the magnetic free layers existing in the stacked portion are made of the same material and have the same or substantially the same thickness, and further all the existing free layers in the stacked portion.
  • the nonmagnetic layers are made of the same material and have the same or substantially the same thickness.
  • the same composition means that the composition variation is within the range of the normal variation in the manufacturing process.
  • substantially the same means that the difference in thickness is plus or minus 10% or less, and it is particularly preferred that the thickness is plus or minus 5% or less.
  • Magnetic free layer constituting the laminated portion of the laminated film for a surface direct current giant magnetoresistive element according to the first invention of the present application is common to a so-called fixed layer in that it is a layer containing a ferromagnetic material. It is distinguished from the so-called fixed layer in that the direction of is not fixed. That is, a so-called pinned layer has its magnetization direction fixed by another ferromagnetic layer (also referred to as a pinning layer) adjacent or adjacent to it, whereas a magnetic free layer has its magnetization direction fixed. In other words, the magnetization direction can be responded by an external magnetic field.
  • a so-called fixed layer it is a layer containing a ferromagnetic material. It is distinguished from the so-called fixed layer in that the direction of is not fixed. That is, a so-called pinned layer has its magnetization direction fixed by another ferromagnetic layer (also referred to as a pinning layer) adjacent or adjacent to it, whereas a magnetic free layer has its
  • the magnetic free layer is not particularly limited as long as it can form an antiferromagnetic interlayer exchange coupling with another magnetic free layer, and is usually made of a ferromagnetic material or contains a ferromagnetic material.
  • Fe cobalt
  • Co nickel
  • Ni boron
  • Mn manganese
  • Cr chromium
  • Hf hafnium
  • Cu copper
  • Zr zirconium
  • Ta tantalum
  • titanium ( Ti) and one or more of these alloys can be used.
  • the magnetic free layer preferably contains a Co-based Heusler alloy half metal material.
  • Co 2 MnGe an A2 structure in which three elements are arranged at random, Co is arranged at four corners of bcc (body-centered cubic lattice), and Mn and Ge are arranged at random in the center.
  • a Co-based Heusler alloy-based half metal material that is particularly preferable is Co 2 YZ (where Y is at least one element selected from the group consisting of Ti, V, Cr, Mn, and Fe, and Z is composed of Al, Si, Ga, Ge, In, and Sn) And at least one element selected from the group).
  • the thickness of the magnetic free layer is not particularly limited, and an appropriate thickness may be selected in relation to the purpose of the first invention of the present application, depending on the materials of the magnetic free layer and the nonmagnetic layer, and the number of layers.
  • the thickness is preferably 0.5 to 50 nm, and particularly preferably 1 to 20 nm.
  • CFAS Heusler alloy having a composition of Co 2 FeAl 0.5 Si 0.5
  • the thickness is preferably 1 to 50 nm, particularly preferably 1 to 20 nm.
  • the film thickness is 0.5 nm or more, more preferably 1 nm or more, the film formation is easily controlled, and when the film thickness is 50 nm or less, more preferably 20 nm or less, subsequent fine processing becomes easy.
  • Non-magnetic layer constituting the laminated portion of the multilayer film for a surface direct current giant magnetoresistive element according to the first invention of the present application has an anti-ferromagnetic interlayer exchange coupling between two adjacent magnetic free layers via the non-magnetic layer. It is sufficient if it is made of a material that can be maintained, and there is no other limitation. However, in consideration of measuring the electric resistance in the direction perpendicular to the surface, it is preferably made of a nonmagnetic metal element.
  • the nonmagnetic layer is preferably made of a material having good lattice matching with the magnetic free layer, from the viewpoint of suppressing the production of the laminated portion and the distortion due to the lattice mismatch. Furthermore, from the viewpoint of the sensitivity and linearity of the magnetoresistive element, it is preferable that the change in spin scattering due to the change in the magnetization direction of the magnetic free layer can be detected more clearly. Therefore, the nonmagnetic layer is a material having a small spin relaxation, For example, it is preferable to be made of a material having a spin diffusion length of 30 nm or more. More preferably, the spin diffusion length is made of a material having a length of 100 nm or more.
  • the nonmagnetic layer contains at least one element selected from the group consisting of copper (Cu), aluminum (Al), silver (Ag), and zinc (Zn). Further, it may contain at least one of gold (Au), ruthenium (Ru) and magnesium (Mg).
  • the nonmagnetic layer preferably has such a thickness that the strength of ferromagnetic coupling between the pair of magnetic free layers is minimized and antiferromagnetic coupling occurs between them.
  • the thickness of such a suitable nonmagnetic layer may vary depending on the constituent elements, composition, crystal system, etc. of the magnetic free layer and the nonmagnetic layer, but is usually in the range of 0.1 to 10 nm.
  • Interlayer coupling between the magnetic free layers periodically repeats ferromagnetism and antiferromagnetism with respect to the thickness of the nonmagnetic layer, so it is possible to set the optimum nonmagnetic layer thickness experimentally. Yes and preferred.
  • antiferromagnetic interlayer exchange coupling is formed, the saturation magnetic field in the in-plane direction increases, so that, for example, by changing the film thickness of the nonmagnetic layer, the nonmagnetic layer and the magnetic free layer pair in contact with both sides are in-plane By measuring the ratio of residual magnetization / saturation magnetization in the direction, it is possible to experimentally determine the optimum film thickness of the nonmagnetic layer.
  • the saturation magnetic field in the in-plane direction of the pair of magnetic free layers and the nonmagnetic layer therebetween increases.
  • the ratio of saturation magnetization decreases compared to the case where no antiferromagnetic interlayer exchange coupling is formed. If the numerical value of the ratio of the residual magnetization / saturation magnetization in the in-plane direction itself is 0.8 or less, for example, it can be determined that the film thickness is such that antiferromagnetic interlayer exchange coupling is formed. .
  • the ratio of residual magnetization / saturation magnetization in the in-plane direction is more preferably 0.5 or less, and further preferably 0.2 or less.
  • the magnetic free layer is CFAS (Heusler alloy having a composition of Co 2 FeAl 0.5 Si 0.5 ) and the nonmagnetic layer is Ag
  • the magnetic free layer is periodically ferromagnetic and anti-ferromagnetic with respect to the thickness of the Ag layer.
  • the phenomenon of repeated ferromagnetism is not observed when the thickness of the Ag layer exceeds 5 nm, for example.
  • the thickness of the Ag layer is less than 0.5 nm, for example, there is a possibility that ferromagnetic coupling may appear due to discontinuity of the film. Therefore, in the case of this material system, it is preferable to set the optimum film thickness of the Ag layer, for example, experimentally or by simulation within a film thickness range of 0.5 to 5 nm.
  • the laminated film for a surface direct energization giant magnetoresistive element of the first invention of the present application and the surface direct energization giant magnetoresistive element using the same are not limited to the above-mentioned substrate, magnetic You may have layers other than a free layer and a nonmagnetic layer.
  • a base layer (electrode layer), a cap layer, and the like are preferably provided as necessary.
  • the underlayer here is not an underlayer of the magnetoresistive (MR) sensor element but a layer in the structure of the sensor, and is provided between the base and the laminated portion.
  • the underlayer has a function of obtaining lattice matching between the substrate and the laminated portion and / or a function of becoming an electrode for measuring magnetoresistance, and when having the former function, it may be referred to as a buffer layer. When it has the latter function, it may be referred to as an electrode layer, and both functions may be collectively referred to as a buffer layer / electrode layer.
  • the buffer layer / electrode layer may be a single layer having both functions, or may be a laminate of a layer having the buffer layer function and a layer having the electrode layer function.
  • a preferred example is a Cr / Ag laminate.
  • the underlayer as the electrode layer serves as an electrode for measuring magnetoresistance, and for example, at least one kind of metal selected from Ag, Al, Cu, Au, Cr, or an alloy of these metal elements is preferably used. However, it is not limited to these.
  • the underlayer 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 is not particularly limited, and may be set as appropriate by those skilled in the art as long as it does not contradict the purpose of the first invention of the present application. However, the conductivity is ensured and the influence on the magnetic free layer and the nonmagnetic layer is limited. In view of the above, the thickness is preferably 5 to 1000 nm, particularly preferably 20 to 500 nm.
  • the underlayer surface, the interface between the magnetic free layer and the nonmagnetic layer, and the cap layer surface are smooth. Is preferably high. More specifically, at least one smoothness Ra of the surface of the underlayer, the interface between the magnetic free layer and the nonmagnetic layer, and the surface of the cap layer is preferably 0.75 nm or less, preferably 0.5 nm or less. Is more preferable, and it is especially preferable that it is 0.25 nm or less.
  • a buffer layer may be provided on the lower side (substrate side) of the electrode layer.
  • the buffer layer can also be referred to as an orientation layer, and has a function of giving the free magnetic layer a desired orientation, for example, an orientation in the (001) direction.
  • the buffer layer For example, Ag, Al, Cu, Au, Cr alloy Although it is preferable to use what contains at least 1 type of, It is not limited to these.
  • the thickness of the buffer layer (orientation layer) 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 first invention of the present application. From the viewpoint of appropriately orienting the free magnetic layer, The thickness is preferably from 0.1 to 100 nm, particularly preferably from 0.1 to 20 nm.
  • the cap layer is a layer comprising a metal or alloy for protecting the surface.
  • the cap layer is also a layer in the sensor configuration and can also be referred to as a ferromagnetic layer lid.
  • the cap layer may contain at least one kind of metal selected from, for example, Ag, Al, Cu, Au, Cr and the like, and an alloy of these metal elements may be used.
  • the thickness of the cap layer 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 first invention of the present application. However, from the viewpoint of sufficiently protecting the surface, it is 1 to 100 nm. Is preferably 3 to 20 nm.
  • One type of material may be used for the cap layer, and two or more types of materials may be laminated.
  • the first invention of the present application has three or more magnetic free layers as a layer exhibiting ferromagnetism, and the desired effect is realized by three or more magnetic free layers, so a fixed layer is required. And not. However, as long as it is not contrary to the object of the first invention of the present application, it may have a fixed layer, and such a layered film for a direct current energized giant magnetoresistive element is also within the scope of the first invention of the present application.
  • the fixed layer exhibits ferromagnetism like the magnetic free layer, and can have the same composition, thickness, and the like as described above for the magnetic free layer.
  • a pinning layer is provided adjacent to or adjacent to the fixed layer in order to fix the magnetization direction (so that the magnetization direction does not change due to an external magnetic field).
  • the pinning layer materials known in the technical field can be appropriately used. For example, when a Heusler alloy is used for the fixed layer, FeMn, IrMn, or the like can be used.
  • Annealing can be appropriately performed after a part or all of the multilayer film for a surface direct energization giant magnetoresistive element according to the first invention of the present application is formed.
  • There is no particular limitation on the timing of annealing and it is preferable to perform annealing at an appropriate timing according to the annealing temperature, the heat resistance of each layer, and the like.
  • annealing is performed after at least the laminated part is formed. It is preferable to carry out. Further, annealing may be performed after the cap layer is formed.
  • the annealing temperature is high, for example, 600 ° C. or higher, annealing is performed after the layer is formed, and then the cap layer is formed. Also good.
  • Crystallinity can be improved by performing at the temperature of 300 degreeC or more, for example, Preferably it is 350 degreeC or more, More preferably, it is 400 degreeC or more.
  • the magnetoresistive element using the laminated film for a surface direct energization giant magnetoresistive element according to the first invention of the present application has both excellent linearity between an external magnetic field and a resistance value and high sensitivity, It can detect not only non-existence (zero / 1) but also minute changes in the magnetic field between them with high accuracy, and applications that require linearity between the external magnetic field and the resistance value, such as geomagnetism. It can be particularly suitably used in sensors, current sensors and the like.
  • the first invention of the present application has been described above by taking a specific embodiment as an example.
  • the first invention of the present application is not limited to the aspect described in the above embodiment, and does not depart from the spirit of the first invention of the present application. Various modifications are possible.
  • the second invention of the present application includes a substrate, A laminated portion provided on the substrate and formed by alternately laminating at least two magnetic free layers and at least one nonmagnetic layer; An underlayer provided between the base and the laminated portion as desired; A cap layer provided above the laminated portion as desired; A laminated film for a surface direct energization giant magnetoresistive element having: At least one of the nonmagnetic layers has a thickness such that an antiferromagnetic interlayer exchange coupling is formed between a pair of magnetic free layers on both sides thereof; A laminated film for a direct magnetoresistance giant magnetoresistive element, wherein at least one smoothness Ra of the underlayer surface, the interface between the magnetic free layer and the nonmagnetic layer, and the cap layer surface is 0.75 nm or less; is there.
  • a laminated portion is formed on the substrate by alternately laminating at least two magnetic free layers and at least one nonmagnetic layer.
  • the details of the substrate used in the second invention of the present application are the same as those described above with respect to the first invention of the present application.
  • Laminated portion The laminated portion provided on the substrate in the second invention of the present application is obtained by alternately laminating at least two magnetic free layers and at least one nonmagnetic layer. At least two magnetic free layers are provided. Accordingly, at least one nonmagnetic layer sandwiched between two magnetic free layers is provided. Except for this point, the preferred number of layers of the magnetic free layer and the nonmagnetic layer is the same as that described above with respect to the first invention of the present application.
  • the laminated portion constituting the laminated film for a surface direct energization giant magnetoresistive element at least one of a pair of magnetic free layers constituted by two magnetic free layers adjacent via a nonmagnetic layer
  • An antiferromagnetic interlayer exchange coupling is formed between the pairs. Whether or not antiferromagnetic interlayer exchange coupling is formed can be determined by the ratio of remanent magnetization / saturation magnetization measured in the in-plane direction for one nonmagnetic layer and a pair of magnetic free layers in contact therewith. .
  • an antiferromagnetic layer exchange coupling is formed between a pair of magnetic free layers means that an antiferromagnetic interlayer exchange coupling is formed between a pair of magnetic free layers in contact with both surfaces of the nonmagnetic layer. It means having a thickness.
  • the thickness of the nonmagnetic layer is such that the strength of the ferromagnetic exchange coupling between the pair of magnetic free layers is minimized and the strength of the antiferromagnetic interlayer exchange coupling between them is maximized. It is preferable.
  • a low ferromagnetic exchange coupling strength is also preferable from the viewpoint of noise reduction.
  • the surface of the underlayer, the magnetic free layer and the nonmagnetic layer At least one smoothness Ra of the cap layer surface is 0.75 nm or less. At least one smoothness Ra of the surface of the underlayer, the interface between the magnetic free layer and the nonmagnetic layer, and the surface of the cap layer is preferably 0.5 nm or less, and more preferably 0.25 nm or less.
  • Ra smoothness of the underlayer surface
  • the interface between the magnetic free layer and the nonmagnetic layer, and the cap layer surface is below a specific value
  • An antiferromagnetic interlayer exchange coupling is formed between a pair of magnetic free layers constituted by two magnetic free layers adjacent to each other via a nonmagnetic layer, thereby exhibiting excellent linearity between an external magnetic field and a resistance value.
  • the laminated portion constituting the laminated film for a surface direct energization giant magnetoresistive element at least one of a pair of magnetic free layers constituted by two magnetic free layers adjacent via a nonmagnetic layer Antiferromagnetic interlayer exchange coupling is formed between the pairs, but it is preferable that antiferromagnetic interlayer exchange coupling be formed between all pairs of magnetic free layers existing in the stack, in other words, the stack It is preferable that all of the nonmagnetic layers present in the layer have a thickness such that an antiferromagnetic interlayer exchange coupling is formed between a pair of magnetic free layers in contact with both sides thereof. In the embodiment employing such a configuration, the linearity between the external magnetic field and the resistance value is further improved.
  • the pair of magnetic free layers forming antiferromagnetic interlayer exchange coupling via the nonmagnetic layer preferably has the same or substantially the same total magnetic moment.
  • a pair of magnetic free layers has the same or substantially the same total magnetic moment, so that the magnetic moment of the entire pair is canceled out and the influence on the magnetic free layers other than the magnetic free layer constituting the pair is reduced. Therefore, it is preferable because it can contribute to the improvement of the linearity between the external magnetic field and the resistance value.
  • substantially the same as the total magnetic moment means that the difference in total magnetic moment is plus or minus 10% or less, and it is particularly preferable that the difference is plus or minus 5% or less.
  • the laminated film for a surface direct energization giant magnetoresistive element according to the second invention of the present application from the viewpoint of improving the linearity between the external magnetic field and the resistance value, all of the magnetic free layers present in the laminated portion are used. It is preferable that an antiferromagnetic interlayer exchange coupling is formed between the pairs, and it is particularly preferable that all the magnetic free layers present in the stacked portion have the same or substantially the same total magnetic moment. In order to realize such a configuration, it is preferable that all the magnetic free layers existing in the stacked portion are made of the same material and have the same or substantially the same thickness, and further all the existing free layers in the stacked portion.
  • the nonmagnetic layers are made of the same material and have the same or substantially the same thickness.
  • the same composition means that the composition variation is within the range of the normal variation in the manufacturing process.
  • substantially the same means that the difference in thickness is plus or minus 10% or less, and it is particularly preferred that the thickness is plus or minus 5% or less.
  • Magnetic free layer constituting the laminated part of the laminated film for a surface direct energization giant magnetoresistive element according to the second invention of the present application is common to a so-called fixed layer in that it is a layer containing a ferromagnetic material. It is distinguished from the so-called fixed layer in that the direction of is not fixed. That is, a so-called pinned layer has its magnetization direction fixed by another ferromagnetic layer (also referred to as a pinning layer) adjacent or adjacent to it, whereas a magnetic free layer has its magnetization direction fixed. In other words, the magnetization direction can be responded by an external magnetic field.
  • Non-magnetic layer constituting the laminated portion of the multilayer film for a surface-directed giant magnetoresistive element according to the second invention of the present application has an anti-ferromagnetic interlayer exchange coupling between two adjacent magnetic free layers via the non-magnetic layer. It is sufficient if it is made of a material that can be maintained, and there is no other limitation. However, in consideration of measuring the electric resistance in the direction perpendicular to the surface, it is preferably made of a nonmagnetic metal element. The details of the material constituting the magnetic free layer, the thickness of the magnetic free layer, etc. in the second invention of the present application are the same as those described above with respect to the first invention of the present application.
  • the nonmagnetic layer preferably has such a thickness that the strength of ferromagnetic coupling between the pair of magnetic free layers is minimized and antiferromagnetic coupling occurs between them.
  • the thickness of such a suitable nonmagnetic layer may vary depending on the constituent elements, composition, crystal system, etc. of the magnetic free layer and the nonmagnetic layer, but is usually in the range of 0.1 to 10 nm.
  • Interlayer coupling between the magnetic free layers periodically repeats ferromagnetism and antiferromagnetism with respect to the thickness of the nonmagnetic layer, so it is possible to set the optimum nonmagnetic layer thickness experimentally. Yes and preferred.
  • antiferromagnetic interlayer exchange coupling is formed, the saturation magnetic field in the in-plane direction increases, so that, for example, by changing the film thickness of the nonmagnetic layer, the nonmagnetic layer and the magnetic free layer pair in contact with both sides are in-plane By measuring the ratio of residual magnetization / saturation magnetization in the direction, it is possible to experimentally determine the optimum film thickness of the nonmagnetic layer.
  • the saturation magnetic field in the in-plane direction of the pair of magnetic free layers and the nonmagnetic layer therebetween increases.
  • the ratio of saturation magnetization decreases compared to the case where no antiferromagnetic interlayer exchange coupling is formed. If the numerical value of the ratio of the residual magnetization / saturation magnetization in the in-plane direction itself is 0.8 or less, for example, it can be determined that the film thickness is such that antiferromagnetic interlayer exchange coupling is formed. .
  • the ratio of residual magnetization / saturation magnetization in the in-plane direction is more preferably 0.5 or less, and further preferably 0.2 or less.
  • the magnetic free layer is CFAS (Heusler alloy having a composition of Co 2 FeAl 0.5 Si 0.5 ) and the nonmagnetic layer is Ag
  • the magnetic free layer is periodically ferromagnetic and anti-ferromagnetic with respect to the thickness of the Ag layer.
  • the phenomenon of repeated ferromagnetism is not observed when the thickness of the Ag layer exceeds 5 nm, for example.
  • the thickness of the Ag layer is less than 0.5 nm, for example, there is a possibility that ferromagnetic coupling may appear due to discontinuity of the film. Therefore, in the case of this material system, it is preferable to set the optimum film thickness of the Ag layer, for example, experimentally or by simulation within a film thickness range of 0.5 to 5 nm.
  • the layered film for a direct-current energized giant magnetoresistive element according to the second invention of the present application has an underlayer provided between the base and the laminated portion as desired.
  • the structure, such as the material and thickness, of the underlayer that can constitute the multilayer film for a surface direct energization giant magnetoresistive element of the second invention of the present application is the same as that described above for the first invention of the present application.
  • the laminated film for a surface direct energization giant magnetoresistive element according to the second invention of the present application has a cap layer provided above the laminated portion as desired.
  • the structure, such as the material and thickness, of the cap layer that can constitute the laminated film for a surface direct energization giant magnetoresistive element of the second invention of the present application is the same as that described above for the first invention of the present application.
  • the surface of the underlayer magnetic free At least one smoothness Ra of the interface between the layer and the nonmagnetic layer and the surface of the cap layer is 0.75 nm or less.
  • an arithmetic average roughness Ra measured for an area of 50 nm ⁇ 50 nm or more is used as an interface / surface smoothness index.
  • the method for measuring the interface / surface smoothness is not particularly limited, and an evaluation method used in the technical field can be appropriately used. For example, cross-sectional observation with a TEM (transmission electron microscope), AFM ( It can be measured by smoothness evaluation by an atomic force microscope.
  • the surface smoothness and the interface smoothness can be obtained by a smoothness evaluation by AFM or the like on the upper part of the laminated film.
  • Ra is measured and measured in an area of 50 nm ⁇ 50 nm or more. This is because if the area is too narrow, Ra may become extremely small.
  • the smoothness can be measured by observing a cross section with a TEM having atomic resolution. An example of a method for measuring the arithmetic average roughness Ra of the interface of the laminated portion or the like by cross-sectional observation with TEM will be described below.
  • HAADF-STEM High-Angle Angular Dark Field Scanning TEM
  • EDS energy dispersive X-ray spectrometer
  • the element shown in FIG. 11A has a two-layer structure in which the upper layer is composed of the component a and the lower layer is composed of the component b. Then, a component distribution in the element thickness direction as schematically shown in FIG. 11B, the horizontal axis is the position in the element thickness direction (arbitrary scale) and indicates the distance from the substrate. The vertical axis represents the component ratio (%), and the solid line represents the ratio of component a and the dotted line represents the ratio of component b.
  • the left side close to the substrate on the horizontal axis is the lower layer, and component b occupies the majority.
  • the right side separated from the substrate on the horizontal axis (element thickness direction) is the upper layer, and component a occupies most of it.
  • the a (upper layer) component of 20 to 80% of the component ratio is 20 to 80% of the b (lower layer) component, which is defined as a mixed region.
  • the mixed region can be evaluated as showing the unevenness of the interface, and the thickness of the mixed region in the element stacking direction is twice the interface / surface smoothness Ra. By dividing the thickness in the element stacking direction by 2, the interface / surface smoothness Ra can be specified.
  • This measurement method indirectly evaluates the interface / surface smoothness Ra and includes a slight error, but it agrees with the smoothness evaluation by AFM or the like with an accuracy within about 20%. .
  • Examples of the actual device cross-sectional observation / element mapping results by the above method are described in Jung et al. , Appl. Phys. Lett. 108, 102408 (2016). 4 etc.
  • the TEM used in the above evaluation method preferably has an atomic level resolution. For example, Titan G2 manufactured by FEI Company can be suitably used.
  • the above-mentioned HAADF-STEM (High-Angle Angular Dark Field Scanning TEM) image is obtained by applying a finely focused electron beam while scanning the sample, and detecting the scattered electrons scattered at a high angle with a ring detector. It is obtained.
  • the sample is generally adjusted to a TEM sample thickness of several to several tens of nanometers (the thickness direction of the sample corresponds to the in-plane direction of the interface of the magnetic free layer / nonmagnetic layer, etc.).
  • the thickness of the TEM sample is generally adjusted in the range of 30 nm to 50 nm.
  • the interface smoothness is evaluated at an interface having a width of 70 nm or more.
  • the surface smoothness of the underlayer has a great influence on each layer of the laminated film laminated thereon, and if it is a normal lamination process, the underlayer surface, the interface between the magnetic free layer and the nonmagnetic layer, and The smoothness Ra of the cap layer surface is substantially the same.
  • At least one smoothness Ra of the surface of the underlayer, the interface between the magnetic free layer and the nonmagnetic layer, and the surface of the cap layer is preferably 0.5 nm or less, and more preferably 0.25 nm or less.
  • At least one smoothness Ra of the surface of the underlayer, the interface between the magnetic free layer and the nonmagnetic layer, and the surface of the cap layer is as follows. It is realistic that it is 1 nm or more.
  • the means for controlling at least one smoothness Ra of the surface of the underlayer, the interface between the magnetic free layer and the nonmagnetic layer, and the surface of the cap layer to the above specific value, and the surface smoothness of the metal film is improved.
  • Conventionally known methods used for the purpose can be appropriately used.
  • the surface of the underlayer is smoothed by forming the underlayer on the substrate and then treating the underlayer at 200 to 400 ° C. for 30 to 60 minutes before forming the laminated portion. The degree can be improved.
  • the laminated film for a surface direct energization giant magnetoresistive element according to the second invention of the present application and the surface direct energization giant magnetoresistive element using the same are the above-mentioned substrate, You may have layers other than a ground layer, a magnetic free layer, and a nonmagnetic layer.
  • the details of the other layers in the second invention of the present application are the same as those described above with respect to the first invention of the present application except that the base layer and the cap layer do not correspond to the other layers.
  • the second invention of the present application has three or more magnetic free layers as a layer exhibiting ferromagnetism, and since the desired effect is realized by three or more magnetic free layers, a fixed layer is necessary. And not. However, as long as it is not contrary to the object of the second invention of the present application, it may have a fixed layer, and such a layered film for a direct current energized giant magnetoresistive element is also within the scope of the second invention of the present application.
  • the fixed layer exhibits ferromagnetism like the magnetic free layer, and can have the same composition, thickness, and the like as described above for the magnetic free layer.
  • a pinning layer is provided adjacent to or adjacent to the fixed layer in order to fix the magnetization direction (so that the magnetization direction does not change due to an external magnetic field).
  • the pinning layer materials known in the technical field can be appropriately used. For example, when a Heusler alloy is used for the fixed layer, FeMn, IrMn, or the like can be used.
  • the multilayer film for a surface direct energization giant magnetoresistive element according to the second invention of the present application and the surface direct energization giant magnetoresistive element having the same at least two magnetic free layers and at least one nonmagnetic layer are alternately formed. It is preferable to control the smoothness of the interface between the magnetic free layer and the nonmagnetic layer in the laminated part. By improving the smoothness of the interface between the magnetic free layer and the nonmagnetic layer, for example, by setting the smoothness Ra to 0.75 nm or less, antiferromagnetic interlayer exchange coupling between the magnetic free layer (ferromagnetic layer) is achieved.
  • the surface smoothness of the underlayer is improved when forming the underlayer provided between the substrate and the laminate.
  • the interface between the magnetic free layer and the nonmagnetic layer formed on the underlayer also has high smoothness, and the magnetic free layer (ferromagnetic layer)
  • the antiferromagnetic interlayer exchange coupling between can be strengthened.
  • the smoothness of the underlayer is important, and in many cases, the underlayer needs to have high smoothness. If the smoothness of the underlayer surface and the interface between the magnetic free layer and the nonmagnetic layer is good, the smoothness of the cap layer surface is improved in most cases, so the smoothness of the cap layer surface should be evaluated. Thus, the smoothness of the magnetic free layer / nonmagnetic layer interface can be indirectly evaluated. In the actual process, the surface smoothness is usually better on the side of the underlying layer that is laminated first.
  • the surface Ra of the Cr / Ag underlying layer is 0.15 nm
  • the interface of the magnetic free layer / nonmagnetic layer (not yet) Evaluation), Ra on the surface of the cap layer An evaluation result of 0.22 nm is obtained.
  • the difference in Ra between each surface and interface is very small, and it is possible to control the smoothness of the magnetic free layer / nonmagnetic layer interface by controlling the surface smoothness of the underlayer in the process. Yes, it is possible to control the smoothness of the magnetic free layer / nonmagnetic layer interface by evaluating the surface smoothness of the cap layer surface.
  • the means for improving the surface smoothness of the underlayer is not particularly limited.
  • the underlayer is subjected to a heat treatment at 200 to 400 ° C. for 30 to 60 minutes to obtain the surface smoothness of the underlayer. Can be improved effectively.
  • Such heat treatment is particularly effective when the underlying layer is silver (Ag).
  • the underlying layer is copper (Cu)
  • planarization by mechanical polishing or chemical mechanical polishing (CMP) is effective.
  • the above-described multilayer film for a surface direct energization giant magnetoresistive element according to the second invention of the present application and the method for manufacturing the surface direct energization giant magnetoresistive element provided with the same are as described above.
  • the present invention can also be preferably applied to the production of a film and a surface-directed giant magnetoresistive element including the film.
  • CFAS indicates a Heusler alloy having a composition of Co 2 FeAl 0.5 Si 0.5 .
  • a heat treatment was applied at 450 ° C. after the formation of the uppermost Ru layer.
  • residual magnetization / saturation magnetization in the in-plane direction is obtained for CFAS (6) / Ag (2) / CFAS (6) which is a pair of one nonmagnetic layer and a magnetic free layer in contact with both surfaces used in this laminated film.
  • FIG. 3 shows the result of measuring the magnetization change of the laminated film (laminated magnetic thin film) with respect to the external magnetic field.
  • the residual magnetization / saturation magnetization in the in-plane direction of CFAS (6) / Ag (5) / CFAS (6) which is a pair of one nonmagnetic layer and a magnetic free layer in contact with both surfaces used in this laminated film, is obtained.
  • the ratio of residual magnetization / saturation magnetization was 0.91 (see FIG. 7). . Therefore, the thickness of the nonmagnetic layer (Ag (5) layer) sandwiched between the free layers (CFAS (6) layer) is 5 nm.
  • the thickness of the two free layers (CFAS (6)) located on both sides of the nonmagnetic layer is as follows. The thickness was such that no antiferromagnetic interlayer exchange coupling was formed between the layers.
  • the magnetization change with respect to the external magnetic field of the laminated film was measured in the same procedure as in Reference Example 1. From the measurement results, the maximum value of the difference between the approximate curve and the actually measured value in the external magnetic field range of ⁇ 14 to ⁇ 4 mT was calculated, and the nonlinearity was 16.8% FS.
  • Example 1 The film thickness of the nonmagnetic layer (Ag layer) between the laminated free layers having 4 or 6 free layers and 3 or 5 nonmagnetic layers (Ag, thickness: 2 nm) is 2 nm.
  • the number of free layers (CFAS (6) layer) / nonmagnetic layer (Ag (5) layer) is set to a film structure such that the free layer is 4 or 6, and the same as in Reference Example 1
  • Two types of laminated films were formed by the procedure. Specific conditions for film formation in the case of six free layers are shown in Table 3, and the layer structure of the laminated film in that case is shown in FIG.
  • the thickness 2 nm of the nonmagnetic layer (Ag (2) layer) sandwiched between the free layers (CFAS (6) layer) is positioned on both surfaces of the nonmagnetic layer.
  • the thickness was such that antiferromagnetic interlayer exchange coupling was formed between the two free layers (CFAS (6) layer).
  • the magnetization change with respect to the external magnetic field of the laminated film was measured in the same procedure as in Reference Example 1. From the measurement results, the maximum value of the difference between the approximate curve and the actual measurement value in the external magnetic field range of ⁇ 14 to ⁇ 4 mT was calculated.
  • the nonlinearity was 2.8% FS in the case of four free layers, and the free layer 6 In the case of the layer, 0.7% FS, both means good linearity.
  • Embodiment 2 Using a laminated film (having 6 free layers) formed in Embodiment 1 in a perpendicular direction magnetoresistive element having 6 free layers and 5 nonmagnetic layers (Ag, thickness: 2 nm). In the same manner as in Reference Example 2, a perpendicular magnetoresistive element was prepared and the magnetoresistance was measured. The measurement results are shown in FIG. In FIG. 8, when a portion surrounded by a square indicating a linear response is approximated to a straight line and non-linearity that is a deviation from the approximate straight line of the portion is calculated according to the above (formula), It means a good linearity of 0.5% FS.
  • Example 3 Film thickness of non-magnetic layer (Ag layer) between 6 free layers, 5 non-magnetic layers (Ag, thickness: 2 nm), and a laminated free layer having a base layer
  • the thickness of the free layer (CFAS layer) is 3 nm
  • the number of free layers (CFAS (3) layer) / nonmagnetic layer (Ag (2) layer) is 6 so that the number of free layers is 6
  • a laminated film was formed in the same procedure as in Reference Example 1 with a simple film structure.
  • the surface smoothness Ra of the underlayer (on Ag) was changed in the range of about 0.15 to 1.3 nm by changing the heat treatment condition of MgO.
  • Example 4 shows the MgO heat treatment conditions, the surface smoothness of the underlayer (on Ag), and the nonlinearity in comparison with the data obtained in Example 1.
  • the underlayer having a surface smoothness Ra of 0.75 nm or less corresponds to Example 3, and the case of exceeding 0.75 nm corresponds to Reference Example 4.
  • FIG. 10 shows the results of measuring the residual magnetization / saturation magnetization in the in-plane direction of the pair of magnetic free layers for the plurality of samples and plotting the surface smoothness of the underlayer measured by AFM.
  • Residual magnetization / saturation magnetization is a measure of the strength of antiferromagnetic interlayer exchange coupling, and the relationship between this and the surface smoothness Ra of the underlayer can be grasped from FIG.
  • the laminated film for a surface direct energization giant magnetoresistive element according to the first invention of the present application has a high value in practical use, such as excellent linearity between an external magnetic field and a resistance value, and high sensitivity. It has high applicability in various industrial fields such as navigation in equipment, information communication, and transportation equipment.
  • the multilayer film for a surface direct energization giant magnetoresistive element according to the second invention of the present application has a stable magnetoresistive performance because it can reliably and stably realize a sufficiently strong antiferromagnetic interlayer exchange coupling between the ferromagnetic layers.
  • CPP-GMR surface direct energization giant magnetoresistive element

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Abstract

優れた外部磁場と抵抗値との直線性を示す一方で高い感度を有する、面直通電巨大磁気抵抗素子(CPP-GMR)用積層膜を提供する。強い反強磁性層間交換結合を形成できる面直通電巨大磁気抵抗素子用積層膜を提供する。上記課題は、基体と、該基体上に設けられ、複数の磁気フリー層と、複数の非磁性層とを交互に積層してなる積層部と、を有する面直通電巨大磁気抵抗素子用積層膜であって、該磁気フリー層が少なくとも3層設けられ、少なくとも1つの該非磁性層が、その両面に接する磁気フリー層のペアの間に反強磁性層間交換結合が形成される厚さを有する、上記面直通電巨大磁気抵抗素子用積層膜、或いは基体と、該基体上に設けられ、少なくとも2つの磁気フリー層と、少なくとも1つの非磁性層とを交互に積層してなる積層部と、所望により該基体と該積層部との間に設けられた下地層と、所望により該積層部より上に設けられたキャップ層と、を有する面直通電巨大磁気抵抗素子用積層膜であって、少なくとも1つの該非磁性層が、その両面に接する磁気フリー層のペアの間に反強磁性層間交換結合が形成される厚さを有し、該下地層表面、磁気フリー層と該非磁性層との界面、及び該キャップ層表面の少なくとも一つの平滑度Raが、0.75nm以下である、上記面直通電巨大磁気抵抗素子用積層膜、によって達成される。

Description

面直通電巨大磁気抵抗素子用積層膜、面直通電巨大磁気抵抗素子、及びその用途
 本願第1発明は、基体上に強磁性層と非磁性層とが交互に積層された構造を持つ磁気抵抗素子用積層膜に関し、より具体的には、特定の構造(層数、層厚さ)を有することにより優れた外部磁場と抵抗値との直線性を示す面直通電巨大磁気抵抗素子用積層膜に関する。
 本願第2発明は、基体上に強磁性層と非磁性層とが交互に積層された構造を持つ磁気抵抗素子用積層膜に関し、より具体的には、特定の構造(界面平滑性)を有することにより強い反強磁性層間交換結合を形成できる面直通電巨大磁気抵抗素子用積層膜に関する。
 巨大磁気抵抗(giant magnetic resistance:GMR)素子には、電流を積層面内に通電する面内通電(current in plane:CIP)型と、電流を積層面に垂直に通電する面直通電(current perpendicular to plane:CPP)型があり、一般に面内通電型のGMR素子は、出力電圧と外部磁場が良好な直線性を示す一方で、感度が低いという問題がある。
 面直通電型には、面内通電型よりも高感度であるという利点が有り、例えば、強磁性層間の材料が無機酸化物であるTMR(トンネル磁気抵抗(Tunneling magnetic resistance))素子や、強磁性層間の材料が金属であるCPP-GMR素子が提案されている(例えば、特許文献1及び特許文献2参照。)。これらの素子は、2つの強磁性層とその間の非磁性層の3層構造を磁気抵抗効果発現の基本構成としており、一方の強磁性層をそれに隣接する別の強磁性層で固定し(固定層)、もう一方の強磁性層が外部磁場によって応答可能なフリー層として機能させるものである。この構造はHDDのヘッドやMRAM(磁気抵抗RAM)用として熱心に研究がなされているが、それらの用途においては外部磁場がある向きか、その逆向きかを判別するものであり、磁場/抵抗応答の直線性については特許文献1及び2においては言及されていない。
 2つの強磁性層をいずれも外部磁場によって応答可能なフリー層として、該2つのフリー層を反強磁性層間交換結合させて、外部磁場に対して応答させるタイプのGMR素子も提案されている(例えば、特許文献3参照)。このGMR素子は、磁気再生ヘッドでの応用を目的としており、いわゆるゼロ/1の読み取りを目的としているため、磁場/抵抗応答の直線性については、特許文献3には記載されていない。また、特許文献3に記載されているのは、フリー層が2つであるGMR素子である。
 なお、2つの強磁性層間に反強磁性層間交換結合が形成されるか否かは、2つの強磁性層の間の非磁性層の厚さに依存することが報告されている(例えば、非特許文献1参照。)。
 しかしながら、2つの強磁性層の間の非磁性層の厚さを適切に設定しても、必ずしも十分な強さの反強磁性層間交換結合が得られない場合があった。
 一方、地磁気センサ又は電流センサ等の用途では、地磁気や電流の有無のみならずそれらの値を測定することが求められるので、地磁気や電流による誘導磁界に対して抵抗値が直線的に変化する、磁場/抵抗応答の直線性に優れたGMR素子が求められている。しかしながら、上述のように直線性に優れる面内通電型のGMR素子は感度が低く、他方感度に優れる面直通電型のGMR素子は磁場/抵抗応答の直線性を考慮しておらず、従来技術のGMR素子では、上記各用途における要求に十分応えることができなかった。
特開2013-247259号公報 特開2008-283194号公報 特開2010-092579号公報
Appl.Phys.Lett.,99,182505(2011)
 本願第1発明は、上記の背景技術に鑑み、優れた外部磁場と抵抗値との直線性を示す一方で高い感度を有する、面直通電巨大磁気抵抗素子(CPP-GMR)用積層膜を提供すること、及びその関連技術を開発することを課題としている。
 本願第2発明は、上記の背景技術に鑑み、強磁性層間に十分な強さの反強磁性層間交換結合が確実にかつ安定して得られ、それにより安定した性能を有し、歩留まりよく製造することが可能な面直通電巨大磁気抵抗素子(CPP-GMR)用積層膜を提供すること、及びその関連技術を開発することを課題としている。
 本発明者らは、鋭意検討の結果、特定の構造、より具体的には特定の磁気フリー層の層数、及び特定の非磁性層の層厚さを有する面直通電巨大磁気抵抗素子(CPP-GMR)用積層膜を用いることで、優れた外部磁場と抵抗値との直線性と、高い感度とを両立し、上記課題を解決しうることを見い出し、本願第1発明を完成するに至った。
 本発明者らは、鋭意検討の結果、特定の構造を有する面直通電巨大磁気抵抗素子(CPP-GMR)用積層膜、より具体的には、積層部を構成する各層の少なくとも一部が高い表面平滑性を有する面直通電巨大磁気抵抗素子(CPP-GMR)用積層膜において、強磁性層間に十分な強さの反強磁性層間交換結合が確実に、かつ安定して得られ、これを用いることで、上記課題を解決しうることを見い出し、本願第2発明を完成するに至った。
 すなわち本願第1発明は、
[1]基体と、
 該基体上に設けられ、複数の磁気フリー層と、複数の非磁性層とを交互に積層してなる積層部と、
 を有する面直通電巨大磁気抵抗素子用積層膜であって、
 該磁気フリー層が少なくとも3層設けられ、
 少なくとも1つの該非磁性層が、その両面に接する磁気フリー層のペアの間に反強磁性層間交換結合が形成される厚さを有する、上記面直通電巨大磁気抵抗素子用積層膜、である。
 以下、[2]から[11]は、それぞれ本願第1発明の好ましい実施形態の一つである。
[2]
 前記非磁性層の全てが、その両面に接する磁気フリー層のペアの間に反強磁性層間交換結合が形成される厚さを有する、[1]に記載の面直通電巨大磁気抵抗素子用積層膜。
[3]
 反強磁性層間交換結合が形成されている1つの非磁性層、及びその両面に接する磁気フリー層のペアについて面内方向に測定した残留磁化/飽和磁化の比が0.8以下である、[1]又は[2]に記載の面直通電巨大磁気抵抗素子用積層膜。
[4]
 前記非磁性層を介して反強磁性層間交換結合を形成する前記磁気フリー層のペアが、同一又は略同一の総磁気モーメントを有する、[1]から[3]のいずれか一項に記載の面直通電巨大磁気抵抗素子用積層膜。
[5]
 前記磁気フリー層の層数が偶数である、[1]から[4]のいずれか一項に記載の面直通電巨大磁気抵抗素子用積層膜。
[6]
 前記磁気フリー層が、Co基ホイスラー合金系ハーフメタル材料を含む、[1]から[5]のいずれか一項に記載の面直通電巨大磁気抵抗素子用積層膜。
[7]
 前記Co基ホイスラー合金系ハーフメタル材料が、CoYZ(ここで、Yは、Ti、V、Cr、Mn、及びFeからなる群より選ばれる少なくとも1種の元素であり、Zは、Al、Si,Ga,Ge、In、及びSnからなる群より選ばれる少なくとも1種の元素である。)で表される組成を有する、[6]に記載の面直通電巨大磁気抵抗素子用積層膜。
[8]
 前記非磁性層が、スピン拡散長が30nm以上である材料系で構成される、[1]から[7]のいずれか一項に記載の面直通電巨大磁気抵抗素子用積層膜。
[9]
 前記非磁性層が、Cu、Al、Ag、及びZnからなる群より選ばれる少なくとも1種の元素を含有する、[1]から[8]のいずれか一項に記載の面直通電巨大磁気抵抗素子用積層膜。
[10]
 前記磁気フリー層と前記非磁性層との間の界面のうち少なくとも1つが、0.75nm以下の平滑度Raを有する、[1]から[9]のいずれか一項に記載の面直通電巨大磁気抵抗素子用積層膜。
[11]
 下地層及びキャップ層を更に有する、[1]から[10]のいずれか一項に記載の面直通電巨大磁気抵抗素子用積層膜。
[12]
 前記下地層及びキャップ層の少なくとも一方の表面平滑度Raが、0.75nm以下である、[11]に記載の面直通電巨大磁気抵抗素子用積層膜。
 また、本願第2発明は、
[13]
 基体と、
 該基体上に設けられ、少なくとも2つの磁気フリー層と、少なくとも1つの非磁性層とを交互に積層してなる積層部と、
を有する面直通電巨大磁気抵抗素子用積層膜であって、
 少なくとも1つの該非磁性層が、その両面に接する磁気フリー層のペアの間に反強磁性層間交換結合が形成される厚さを有し、
 該磁気フリー層と該非磁性層との間の界面のうち少なくとも1つが、0.75nm以下の平滑度Raを有する、上記面直通電巨大磁気抵抗素子用積層膜。
[14]
 基体と、
 該基体上に設けられ、少なくとも2つの磁気フリー層と、少なくとも1つの非磁性層とを交互に積層してなる積層部と、
 該基体と該積層部との間に設けられた下地層と、
を有する面直通電巨大磁気抵抗素子用積層膜であって、
 少なくとも1つの該非磁性層が、その両面に接する磁気フリー層のペアの間に反強磁性層間交換結合が形成される厚さを有し、
 該下地層の表面平滑度Raが、0.75nm以下である、上記面直通電巨大磁気抵抗素子用積層膜。
[15]
 基体と、
 該基体上に設けられ、少なくとも2つの磁気フリー層と、少なくとも1つの非磁性層とを交互に積層してなる積層部と、
 該積層部より上に設けられたキャップ層と、
を有する面直通電巨大磁気抵抗素子用積層膜であって、
 少なくとも1つの該非磁性層が、その両面に接する磁気フリー層のペアの間に反強磁性層間交換結合が形成される厚さを有し、
 該キャップ層の表面平滑度Raが、0.75nm以下である、上記面直通電巨大磁気抵抗素子用積層膜。
 以下、[16]から[24]は、それぞれ本願第2発明の好ましい実施形態の一つである。
[16]
 前記非磁性層の全てが、その両面に接する磁気フリー層のペアの間に反強磁性層間交換結合が形成される厚さを有する、[13]から[15]のいずれか一項に記載の面直通電巨大磁気抵抗素子用積層膜。
[17]
 反強磁性層間交換結合が形成されている1つの非磁性層、及びその両面に接する磁気フリー層のペアについて面内方向に測定した残留磁化/飽和磁化の比が0.8以下である、[13]から[16]のいずれか一項に記載の面直通電巨大磁気抵抗素子用積層膜。
[18]
 前記非磁性層を介して反強磁性層間交換結合を形成する前記磁気フリー層のペアが、同一又は略同一の総磁気モーメントを有する、[13]から[17]のいずれか一項に記載の面直通電巨大磁気抵抗素子用積層膜。
[19]
 前記磁気フリー層の層数が偶数である、[13]から[18]のいずれか一項に記載の面直通電巨大磁気抵抗素子用積層膜。
[20]
 前記磁気フリー層が、Co基ホイスラー合金系ハーフメタル材料を含む、[13]から[19]のいずれか一項に記載の面直通電巨大磁気抵抗素子用積層膜。
[21]
 前記Co基ホイスラー合金系ハーフメタル材料が、CoYZ(ここで、Yは、Ti、V、Cr、Mn、及びFeからなる群より選ばれる少なくとも1種の元素であり、Zは、Al、Si,Ga,Ge、In、及びSnからなる群より選ばれる少なくとも1種の元素である。)で表される組成を有する、[20]に記載の面直通電巨大磁気抵抗素子用積層膜。
[22]
 前記非磁性層が、スピン拡散長が30nm以上である材料系で構成される、[13]から[20]のいずれか一項に記載の面直通電巨大磁気抵抗素子用積層膜。
[23]
 前記非磁性層が、Cu、Al、Ag、及びZnからなる群より選ばれる少なくとも1種の元素を含有する、[13]から[22]のいずれか一項に記載の面直通電巨大磁気抵抗素子用積層膜。
[24]
 キャップ層を更に有する、[13]又は[14]に記載の面直通電巨大磁気抵抗素子用積層膜。
以下、[25]から[26]は、それぞれ本願第1発明及び第2発明の好ましい実施形態の一つである。
[25]
 [1]から[24]のいずれか一項に記載の面直通電巨大磁気抵抗素子用積層膜を備える、面直通電巨大磁気抵抗素子。
[26]
 [25]に記載の面直通電巨大磁気抵抗素子を備える、地磁気センサ又は電流センサ。
以下、[27]から[29]は、それぞれ本願第2発明の一態様、又はその好ましい実施形態の一つである。
 [27]
 基体と、
 該基体上に設けられ、少なくとも2つの磁気フリー層と、少なくとも1つの非磁性層とを交互に積層してなる積層部と、
 該基体と該積層部との間に設けられた下地層と、
 を有し、
 少なくとも1つの該非磁性層が、その両面に接する磁気フリー層のペアの間に反強磁性層間交換結合が形成される厚さを有する、面直通電巨大磁気抵抗素子用積層膜を製造する方法であって、
 該磁気フリー層と、該非磁性層との界面の平滑性を制御する工程を含む、上記方法。
 [28]
 前記磁気フリー層と非磁性層との界面の平滑性を制御する工程が、前記磁気フリー層のうち最初に積層されるものを積層する前の最表面を平坦にする操作を含む、[27]に記載の方法。
 [29]
 前記最表面を平坦にする操作が、最表面の加熱、又は研磨である、[28]に記載の方法。
 本願第1発明の面直通電巨大磁気抵抗素子用積層膜によれば、優れた外部磁場と抵抗値との直線性と、高い感度とを両立し、単に外部磁場の存在/非存在(ゼロ/1)を検知するに留まらず、その間の磁場の微小変化をも高い精度で検知することができる面直通電巨大磁気抵抗素子を実現することができる。
 本願第1発明の面直通電巨大磁気抵抗素子用積層膜及びそれを用いた面直通電巨大磁気抵抗素子は、外部磁場と抵抗値との直線性が求められる用途、例えば地磁気センサ、電流センサ等において特に好適に使用することができる。
 本願第2発明の面直通電巨大磁気抵抗素子用積層膜によれば、強磁性層間に十分な強さの反強磁性層間交換結合を確実にかつ安定的に実現できるので、安定した磁気抵抗性能と優れた外部磁場と抵抗値と間の直線性とを有する面直通電巨大磁気抵抗素子(CPP-GMR)用積層膜を、歩留まりよく製造することができる。
参考例1の層構成を示す模式図である。 CFAS(6)/Ag(2)/CFAS(6)の面内方向の外部磁場に対する磁化変化を示すグラフである。 参考例1の積層膜の外部磁場(-14mTから-4mT)に対する磁化変化を示すグラフである。 参考例2の素子構成を示す模式図である。 参考例2の素子の評価結果を示すグラフである。 参考例3及び実施例1(フリー層6層の場合)の層構成を示す模式図である。 CFAS(6)/Ag(5)/CFAS(6)の面内方向の外部磁場に対する磁化変化を示すグラフである。 実施例2の素子の評価結果を示すグラフである。 実施例3の素子構成を示す模式図である。 実施例3/参考例4の素子における、下地層の表面平滑度と、残留磁化/飽和磁化との関係を示すグラフである。 (a)は、TEM(透過型電子顕微鏡)による断面元素分析による平滑性評価における、素子厚み方向の測定領域の一例を示す模式図であり、(b)は、元素分析結果と算術平均粗さRaとの関係を模式的に示す、仮想事例のグラフである。
 本願第1発明は、基体と、
 該基体上に設けられ、複数の磁気フリー層と、複数の非磁性層とを交互に積層してなる積層部と、
 を有する面直通電巨大磁気抵抗素子用積層膜であって、
 該磁気フリー層が少なくとも3層設けられ、
 少なくとも1つの該非磁性層が、その両面に接する磁気フリー層のペアの間に反強磁性層間交換結合が形成される厚さを有する、上記面直通電巨大磁気抵抗素子用積層膜、である。
 基体
 本願第1発明においては、基体上に、複数の磁気フリー層と複数の非磁性層とを交互に積層してなる積層部が設けられる。
 基体は、その上に通常強磁性材料からなる磁気フリー層、及び非磁性材料からなる非磁性を積層することができるものであれば特に制限は無いが、例えば単結晶MgO基体を好ましく用いることができる。あるいは、好ましくはホイスラー合金を含む磁気フリー層が
多結晶となるような、Siや金属、合金等を基体として使ってもよい。コストの観点からは、表面酸化Si基体が安価なため基体として好ましいが、半導体製造用のシリコン基体を用いてもよく、またガラス基体や金属基体を用いてもよい。これらのいずれの材料を基体に用いても、本願第1発明の構成を具備し、かつ適切な設計を行うことで、優れた外部磁場と抵抗値との直線性を示す一方で高い感度を有する、面直通電巨大磁気抵抗素子(CPP-GMR)用積層膜を得ることができる。
 基体の厚さには特に限定は無く、本願第1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。
 積層部
 本願第1発明において基体上に設けられる積層部は、複数の磁気フリー層と複数の非磁性層とを交互に積層したものである。
 磁気フリー層は、少なくとも3層設けられる。従って、2つの磁気フリー層の間に挟まれる非磁性層は、少なくとも2層設けられる。
 磁気フリー層の層数は4層以上であることがより好ましく、6層以上であることが特に好ましい。磁気フリー層の層数が多いほど、本願第1発明の面直通電巨大磁気抵抗素子用積層膜を用いた面直通電巨大磁気抵抗素子は、外部磁場と抵抗値との直線性に優れる傾向があるためである。磁気フリー層の層数が多いほど、外部磁場と抵抗値との直線性が優れたものとなるメカニズムは必ずしも明らかではないが、多数のフリー層の磁気モーメントが外部磁場に従い少しずつ回転することと関連があるものと推測される。
 磁気フリー層の層数は、複数であればよいが、磁気フリー層全体の磁化を相殺する等の観点からは偶数であることがより好ましい。
 本願第1発明の面直通電巨大磁気抵抗素子用積層膜を構成する積層部においては、非磁性層を介して隣接する2つの磁気フリー層によって構成される磁気フリー層のペアのうち少なくとも1つのペアの間に、反強磁性層間交換結合が形成される。反強磁性層間交換結合が形成されているか否かは、1つの非磁性層及びその両面に接する磁気フリー層のペアについて面内方向に測定した残留磁化/飽和磁化の比で判断することができる。すなわち、磁気フリー層のペアの間に反強磁性層間交換結合が形成されることで、当該磁気フリー層のペア及びその間の非磁性層の面内方向の飽和磁界は増大し、これに伴い残留磁化/飽和磁化の比は反強磁性層間交換結合が形成されていない場合と比較して減少するので、これを測定することで、当該磁気フリー層のペアの間に反強磁性層間交換結合が形成されているか否かを判断することができる。
 磁気フリー層のペアの間に、反強磁性層交換結合が形成されるか否かは、磁気フリー層及び非磁性層の材料が特定されている場合、非磁性層の厚さに依存するので、磁気フリー層のペアの間に反強磁性層交換結合が形成されるということは、非磁性層が、その両面に接する磁気フリー層のペアの間に反強磁性層間交換結合が形成される厚さを有することを意味する。非磁性層の厚さは、磁気フリー層のペアの間の強磁性交換結合の強度が最小となり、かつ、それらの間の反強磁性層間交換結合の強度が最大となるような厚さであることが好ましい。
 強磁性交換結合の強度が小さいことは、ノイズ低減の観点からも好ましい。
 非磁性層を介して隣接する2つの磁気フリー層によって構成される磁気フリー層のペア間に反強磁性層間交換結合が形成されることで、優れた外部磁場と抵抗値との直線性を示す一方で高い感度を有する、面直通電巨大磁気抵抗素子を実現することができる。
 本願第1発明の面直通電巨大磁気抵抗素子用積層膜を構成する積層部においては、非磁性層を介して隣接する2つの磁気フリー層によって構成される磁気フリー層のペアのうち少なくとも1つのペアの間に反強磁性層間交換結合が形成されるが、積層部に存在する全ての磁気フリー層のペアの間に反強磁性層間交換結合が形成されることが好ましく、言い換えれば、積層部に存在する非磁性層の全てが、その両面に接する磁気フリー層のペアの間に反強磁性層間交換結合が形成される厚さを有することが好ましい。この様な構成を採用した実施形態においては、外部磁場と抵抗値との直線性は、更に優れたものとなる。
 非磁性層を介して反強磁性層間交換結合を形成する前記磁気フリー層のペアは、同一又は略同一の総磁気モーメントを有することが好ましい。磁気フリー層のペアは、同一又は略同一の総磁気モーメントを有することで、ペア全体としての磁気モーメントが相殺され、当該ペアを構成する磁気フリー層以外の磁気フリー層に与える影響が低減されるため、外部磁場と抵抗値との直線性の向上に寄与しうるので好ましい。
 さらに、上記実施形態においては、積層部に存在する全ての磁気フリー層が、同一又は略同一の総磁気モーメントを有することが好ましい。この様な構成を採用した実施形態においては、外部磁場と抵抗値との直線性は、更に優れたものとなる。
 ここで、総磁気モーメントが「略同一」とは、総磁気モーメントの差がプラスマイナス10%以下であることをいい、プラスマイナス5%以下であることが特に好ましい。
 この様に、本願第1発明の面直通電巨大磁気抵抗素子用積層膜においては、外部磁場と抵抗値との直線性を向上する等の観点から、積層部に存在する全ての磁気フリー層のペアの間に反強磁性層間交換結合が形成されることが好ましく、また、積層部に存在する全ての磁気フリー層が、同一又は略同一の総磁気モーメントを有することが、特に好ましい。この様な構成を実現するためには、積層部に存在する全ての磁気フリー層が、同一の材料からなり、かつ同一又は略同一の厚さを有することが好ましく、さらに積層部に存在する全ての非磁性層が、同一の材料からなり、かつ同一又は略同一の厚さを有することが特に好ましい。
 ここで、組成が同一とは、組成変動が製造プロセス上の通常の変動の幅の範囲内であることをいう。
 また、厚さが「略同一」とは、厚さの差がプラスマイナス10%以下であることをいい、プラスマイナス5%以下であることが特に好ましい。
 磁気フリー層
 本願第1発明の面直通電巨大磁気抵抗素子用積層膜の積層部を構成する磁気フリー層は、強磁性材料を含む層である点で、いわゆる固定層と共通するが、その磁化の方向が固定されていない点で、いわゆる固定層と区別される。
 すなわち、いわゆる固定層は、隣接又は近接するする別の強磁性層(ピニング層ともいう)でその磁化の方向が固定されているのに対して、磁気フリー層は、その磁化の方向が固定されておらず、磁化の方向が外部磁場によって応答可能な構成となっている。
 磁気フリー層は、他の磁気フリー層と反強磁性層間交換結合を形成しうるものであればよく、通常は強磁性材料からなる、又は強磁性材料を含んでなるものであり、例えば鉄(Fe),コバルト(Co),ニッケル(Ni),硼素(B),マンガン(Mn),クロム(Cr),ハフニウム(Hf),銅(Cu),ジルコニウム(Zr),タンタル(Ta),チタン(Ti)およびそれらの合金のうちの1種または2種以上によって構成することができる。
 巨大磁気抵抗素子の感度の点などから、磁気フリー層は、Co基ホイスラー合金系ハーフメタル材料を含むものであることが好ましい。
 ホイスラー合金としては、組成式例えば
CoXY(X=Mn,Fe、Y=Si,Ge,Al,Ga,Sn,As,Ti,V,Cr)、
CoCrZ(Z=Si,Ge,Al,Ga,Sn,As,Ti,V,)、
CoFeAl0.5Si0.5
CoFeCr0.5Al0.5
 である合金が知られている。
 ホイスラー合金は、CoMnGeを例に取ると、三つの元素がランダムに配置するA2構造、bcc(体心立方格子)の四隅にCoが配置され、中心にMnとGeがランダムに配置するB2構造とCoが四隅にあってMnとGeが交互に配置するL21構造の3つの状態を持つ。この規則化度がA2構造からB2構造へ、B2構造からL21構造へと進むにつれてハーフメタルの性質を示す分極率が増加する
 本実施形態において特に好ましいCo基ホイスラー合金系ハーフメタル材料としては、CoYZ(ここで、Yは、Ti、V、Cr、Mn、及びFeからなる群より選ばれる少なくとも1種の元素であり、Zは、Al、Si,Ga,Ge、In、及びSnからなる群より選ばれる少なくとも1種の元素である。)で表される組成を有するものを挙げることができる。
 層間交換結合は、磁気フリー層と非磁性層との間に形成される量子井戸状態に起因することが報告されており、電子状態が類似する材料であれば同様の効果が得られることが合理的に推定される。上記の材料は、実験的に本願第1発明の効果が確認されているCo基ホイスラー合金系ハーフメタル材料と電子状態が類似しており、同様の効果が得られるであろうことが合理的に理解される。
 磁気フリー層の厚さには特に限定が無く、磁気フリー層及び非磁性層の材料、層数に応じて、本願第1発明の目的との関係において適切な厚さを選択すればよいが、0.5~50nmであることが好ましく、1~20nmであることが特に好ましい。
 一例として磁気フリー層がCFAS(CoFeAl0.5Si0.5の組成のホイスラー合金)、非磁性層がAgである4から6層構成の積層部を有する場合には、磁気フリー層の厚さは、1~50nmであることが好ましく、1~20nmであることが特に好ましい。膜厚が0.5nm以上、より好ましくは1nm以上であることで、成膜の制御が容易になり、50nm以下、より好ましくは20nm以下であることで、その後の微細加工が容易になる。
 非磁性層
 本願第1発明の面直通電巨大磁気抵抗素子用積層膜の積層部を構成する非磁性層は、非磁性層を介して隣接する2つの磁気フリー層間の反強磁性層間交換結合を維持することができる材料で構成されていればよく、それ以外の制限は無いが、面直方向の電気抵抗を測定することを考慮すれば、非磁性金属元素で構成されることが好ましい。
 また、積層部の製造の容易さや、格子不整合による歪等の影響を抑制する観点からは、非磁性層は磁気フリー層と良好な格子整合性を有する材料で構成することが好ましい。
 更に、磁気抵抗素子の感度や直線性の観点からは、磁気フリー層の磁化の方向の変化によるスピン散乱の変化をより明確に検出できることが好ましく、従って非磁性層は、スピン緩和が小さな材料、例えばスピン拡散長が30nm以上の材料で構成されることが好ましい。スピン拡散長が100nm以上の材料で構成されることが、より好ましい。
 上記観点から、非磁性層は、銅(Cu)、アルミニウム(Al)、銀(Ag)、及び亜鉛(Zn)からなる群より選ばれる少なくとも1種の元素を含有することが特に好ましい。
 また、金(Au),ルテニウム(Ru)およびマグネシウム(Mg)のうちの少なくとも1種を含有していてもよい。
 非磁性層を介して隣接する2つの磁気フリー層の間には、非磁性層を介して反強磁性(AFM)結合磁場が発生している。非磁性層は、磁気フリー層のペア間の強磁性結合の強度が最小となり、かつ、それらの相互間に反強磁性結合が生じるような厚さを有していることが好ましい。この様な好適な非磁性層の厚さは、磁気フリー層及び非磁性層の構成元素、組成、結晶系等によっても変化し得るが、通常、0.1から10nmの範囲内である。
 磁気フリー層の間の層間結合は、非磁性層の膜厚に対して周期的に強磁性・反強磁性を繰り返すので、実験的に最適な非磁性層の膜厚を設定することも可能であり、また好ましい。反強磁性層間交換結合が形成される場合、面内方向の飽和磁界が増大するので、例えば非磁性層の膜厚を変化させて該非磁性層及びその両面に接する磁気フリー層のペアについて面内方向の残留磁化/飽和磁化の比を測定することで、実験的に最適な非磁性層の膜厚を決定することが可能である。磁気フリー層のペアの間に反強磁性層間交換結合が形成される場合、当該磁気フリー層のペア及びその間の非磁性層の面内方向の飽和磁界は増大するので、これに伴い残留磁化/飽和磁化の比が、反強磁性層間交換結合が形成されていない場合と比較して減少する。面内方向の残留磁化/飽和磁化の比自体の数値としては、例えば0.8以下となっていれば、反強磁性層間交換結合が形成される膜厚となっていると判断することができる。面内方向の残留磁化/飽和磁化の比は、0.5以下であればより好ましく、0.2以下であれば更に好ましい。
 例えば、磁気フリー層がCFAS(CoFeAl0.5Si0.5の組成のホイスラー合金)、非磁性層がAgである場合は、Ag層の膜厚に対して周期的に強磁性・反強磁性を繰り返す現象は、Ag層の膜厚が例えば5nmを超えると見られなくなる。一方、Ag層の膜厚が例えば0.5nm未満の場合には、膜の不連続性などにより強磁性的結合が現れるおそれがある。従って、この材料系の場合には、例えば膜厚0.5から5nmの範囲で、実験的又はシミュレーションなどにより最適なAg層の膜厚を設定することが好ましい。
 それ以外の層
 本願第1発明の面直通電巨大磁気抵抗素子用積層膜及びそれを用いた面直通電巨大磁気抵抗素子は、本願第1発明の目的に反しない限りにおいて、上述の基体、磁気フリー層、及び非磁性層以外の層を有していてもよい。
 例えば、下地層(電極層)、キャップ層等を、必要に応じて設けることが好ましい。
 ここでいう下地層は、磁気抵抗(MR)センサ素子の下地層ではなく、センサの構成の中にある層であり、上記基体と積層部との間に設けられるものである。
 下地層は、基体と積層部との間の格子整合をとる機能、及び/又は磁気抵抗測定用の電極となる機能を有するものであり、前者の機能を有するときにはバッファー層と称することもあり、後者の機能を有するときには電極層と称することもあり、また両機能を総称してバッファー層/電極層と称することもある。バッファー層/電極層は、1層で両機能を有するものであってもよく、バッファー層の機能を有する層と、電極層の機能を有する層との積層体であっても良い。好ましい例として、Cr/Agの積層体を挙げることができる。
 電極層としての下地層は、磁気抵抗測定用の電極となるものであり、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。
 下地層の厚さには特に限定は無く、本願第1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、磁性フリー層及び非磁性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、20~500nmであることが特に好ましい。
 強磁性層間に十分な強さの反強磁性層間交換結合を確実にかつ安定的に実現する観点からは、下地層表面、磁気フリー層と非磁性層との界面、及びキャップ層表面は平滑度が高いものであることが好ましい。
 より具体的には、下地層表面、磁気フリー層と非磁性層との界面、及びキャップ層表面の少なくとも一つの平滑度Raは、0.75nm以下であることが好ましく、0.5nm以下であることがより好ましく、0.25nm以下であることが特に好ましい。
 下地層表面、磁気フリー層と非磁性層との界面、及びキャップ層表面の平滑度Raには特に下限は存在しないが、通常のプロセスで得られる平滑度としては、Raが0.1nm以上であることが現実的である。
 本願第1発明のうちこの実施形態における平滑度Raの測定方法は、本願第2発明に関連して後述する方法と同様である。
 バッファー層を電極層の下側(基体側)に設けてもよい。このときバッファー層は、配向層とも称することができ、フリー磁性層に所望の配向、例えば(001)方向への配向、を与え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。
 バッファー層(配向層)の厚さには特に限定は無く、本願第1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、フリー磁性層を適切に配向させる等の観点から、0.1~100nmであることが好ましく、0.1~20nmであることが特に好ましい。
 なお、実施例等には(001)方向に配向した磁気抵抗素子の結果を示したが、本願請求項1に規定する要件を満たす磁気フリー層及び非磁性層であれば素子の成長結晶方位に依存せず(110)、(211)方位などでも同様の効果が得られる。
 キャップ層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。キャップ層も、センサの構成の中にある層であり、強磁性層のふた、とも称することができる。
 キャップ層は、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、本願第1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、1~100nmであることが好ましく、3~20nmあることが特に好ましい。
 キャップ層は、1種類の材料を用いてもよいし、2種類以上の材料を積層させたものでもよい。
 本願第1発明は、強磁性を示す層として、3層以上の磁気フリー層を有するものであり、3層以上の磁気フリー層によって所期の効果を実現するものであるので、固定層を必要としない。しかしながら、本願第1発明の目的に反しない限りにおいて、固定層を有していてもよいし、その様な面直通電巨大磁気抵抗素子用積層膜もまた本願第1発明の範囲内である。
 固定層は磁気フリー層と同様に強磁性を示すものであり、磁気フリー層について上記で説明したものと同様の組成、厚さ等を有することができる。
 固定層を設ける場合には、その磁化の方向を固定(外部磁場により磁化の方向が変化しない様に)するために、該固定層に隣接して又は近接してピニング層を設ける。
 ピニング層としては、当該技術分野において公知の材料を適宜使用することができるが、例えば固定層にホイスラー合金を使用する場合には、FeMn、IrMn等を使用することができる。
 製造方法
 本願第1発明の面直通電巨大磁気抵抗素子用積層膜、及びこれを備える面直通電巨大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。
 本願第1発明の面直通電巨大磁気抵抗素子用積層膜の一部又は全部の成膜後に、適宜アニールを行うことが可能である。アニールのタイミングには特に制限は無く、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、基体上に、下地層、積層部(交互に磁性フリー層及び非磁性層)、並びにキャップ層を成膜していくので、少なくとも積層部の成膜を行った後にアニールを行うことが好ましい。更にキャップ層を成膜した後にアニールを行ってもよいし、アニール温度が高温、例えば600℃以上の場合には、積層部まで成膜した後にアニールを行い、その後にキャップ層を成膜してもよい。
 アニールの温度には特に制限は無いが、例えば300℃以上、好ましくは350℃以上、より好ましくは、400℃以上の温度で行うことで、結晶性を向上させることができる。
 用途
 本願第1発明の面直通電巨大磁気抵抗素子用積層膜を用いた磁気抵抗素子は、優れた外部磁場と抵抗値との直線性と、高い感度とを両立し、単に外部磁場の存在/非存在(ゼロ/1)に検知するに留まらず、その間の磁場の微小変化をも高い精度で検知することができるものであり、外部磁場と抵抗値との直線性が求められる用途、例えば地磁気センサ、電流センサ等において特に好適に使用することができる。
 以上、特定の実施の形態を例に本願第1発明を説明したが、本願第1発明は上記実施の形態において説明した態様に限定されず、本願第1発明の趣旨から外れることがない限りにおいて、種々の変形が可能である。
 本願第2発明は、基体と、
 該基体上に設けられ、少なくとも2つの磁気フリー層と、少なくとも1つの非磁性層とを交互に積層してなる積層部と、
 所望により該基体と該積層部との間に設けられた下地層と、
 所望により該積層部より上に設けられたキャップ層と、
を有する面直通電巨大磁気抵抗素子用積層膜であって、
 少なくとも1つの該非磁性層が、その両面に接する磁気フリー層のペアの間に反強磁性層間交換結合が形成される厚さを有し、
 該下地層表面、磁気フリー層と該非磁性層との界面、及び該キャップ層表面の少なくとも一つの平滑度Raが、0.75nm以下である、上記面直通電巨大磁気抵抗素子用積層膜、である。
 基体
 本願第2発明においては、基体上に、少なくとも2つの磁気フリー層と、少なくとも1つの非磁性層とを交互に積層してなる積層部が設けられる。
 本願第2発明において用いる基体の詳細は、本願第1発明に関して上記で説明したものと同様である。
 積層部
 本願第2発明において基体上に設けられる積層部は、少なくとも2つの磁気フリー層と少なくとも1つの非磁性層とを交互に積層したものである。
 磁気フリー層は、少なくとも2層設けられる。従って、2つの磁気フリー層の間に挟まれる非磁性層は、少なくとも1層設けられる。
 この点を除き、磁気フリー層及び非磁性層の好ましい層数は、本願第1発明に関して上記で説明したものと同様である。
 本願第2発明の面直通電巨大磁気抵抗素子用積層膜を構成する積層部においては、非磁性層を介して隣接する2つの磁気フリー層によって構成される磁気フリー層のペアのうち少なくとも1つのペアの間に、反強磁性層間交換結合が形成される。反強磁性層間交換結合が形成されているか否かは、1つの非磁性層及びその両面に接する磁気フリー層のペアについて面内方向に測定した残留磁化/飽和磁化の比で判断することができる。すなわち、磁気フリー層のペアの間に反強磁性層間交換結合が形成されることで、当該磁気フリー層のペア及びその間の非磁性層の面内方向の飽和磁界は増大し、これに伴い残留磁化/飽和磁化の比は反強磁性層間交換結合が形成されていない場合と比較して減少するので、これを測定することで、当該磁気フリー層のペアの間に反強磁性層間交換結合が形成されているか否かを判断することができる。
 磁気フリー層のペアの間に、反強磁性層交換結合が形成されるか否かは、磁気フリー層及び非磁性層の材料が特定されている場合、非磁性層の厚さに依存するので、磁気フリー層のペアの間に反強磁性層交換結合が形成されるということは、非磁性層が、その両面に接する磁気フリー層のペアの間に反強磁性層間交換結合が形成される厚さを有することを意味する。非磁性層の厚さは、磁気フリー層のペアの間の強磁性交換結合の強度が最小となり、かつ、それらの間の反強磁性層間交換結合の強度が最大となるような厚さであることが好ましい。
 強磁性交換結合の強度が小さいことは、ノイズ低減の観点からも好ましい。
 本願第2発明の面直通電巨大磁気抵抗素子用積層膜においては、強磁性層間に十分な強さの反強磁性層間交換結合を実現する観点から、下地層表面、磁気フリー層と非磁性層との界面、及びキャップ層表面の少なくとも一つの平滑度Raが、0.75nm以下となっている。
 下地層表面、磁気フリー層と非磁性層との界面、及びキャップ層表面の少なくとも一つの平滑度Raは、0.5nm以下であることが好ましく、0.25nm以下であることがより好ましい。
 下地層表面、磁気フリー層と非磁性層との界面、及びキャップ層表面の少なくとも一つの平滑度Raが特定値以下であるときに、強磁性層間に十分な強さの反強磁性層間交換結合が実現されるメカニズムは必ずしも明らかではないが、これらの表面/界面が平滑であると、積層部における各磁気フリー層/非磁性層界面の平滑度も高くなり、積層膜全体にわたる非磁性層の厚さのばらつきが小さくなることと、何らかの関係が有るものと推定される。
 非磁性層を介して隣接する2つの磁気フリー層によって構成される磁気フリー層のペア間に反強磁性層間交換結合が形成されることで、優れた外部磁場と抵抗値との直線性を示す一方で高い感度を有する、面直通電巨大磁気抵抗素子を実現することができる。
 本願第2発明の面直通電巨大磁気抵抗素子用積層膜を構成する積層部においては、非磁性層を介して隣接する2つの磁気フリー層によって構成される磁気フリー層のペアのうち少なくとも1つのペアの間に反強磁性層間交換結合が形成されるが、積層部に存在する全ての磁気フリー層のペアの間に反強磁性層間交換結合が形成されることが好ましく、言い換えれば、積層部に存在する非磁性層の全てが、その両面に接する磁気フリー層のペアの間に反強磁性層間交換結合が形成される厚さを有することが好ましい。この様な構成を採用した実施形態においては、外部磁場と抵抗値との直線性は、更に優れたものとなる。
 非磁性層を介して反強磁性層間交換結合を形成する前記磁気フリー層のペアは、同一又は略同一の総磁気モーメントを有することが好ましい。磁気フリー層のペアは、同一又は略同一の総磁気モーメントを有することで、ペア全体としての磁気モーメントが相殺され、当該ペアを構成する磁気フリー層以外の磁気フリー層に与える影響が低減されるため、外部磁場と抵抗値との直線性の向上に寄与しうるので好ましい。
 さらに、上記実施形態においては、積層部に存在する全ての磁気フリー層が、同一又は略同一の総磁気モーメントを有することが好ましい。この様な構成を採用した実施形態においては、外部磁場と抵抗値との直線性は、更に優れたものとなる。
 ここで、総磁気モーメントが「略同一」とは、総磁気モーメントの差がプラスマイナス10%以下であることをいい、プラスマイナス5%以下であることが特に好ましい。
 この様に、本願第2発明の面直通電巨大磁気抵抗素子用積層膜においては、外部磁場と抵抗値との直線性を向上する等の観点から、積層部に存在する全ての磁気フリー層のペアの間に反強磁性層間交換結合が形成されることが好ましく、また、積層部に存在する全ての磁気フリー層が、同一又は略同一の総磁気モーメントを有することが、特に好ましい。この様な構成を実現するためには、積層部に存在する全ての磁気フリー層が、同一の材料からなり、かつ同一又は略同一の厚さを有することが好ましく、さらに積層部に存在する全ての非磁性層が、同一の材料からなり、かつ同一又は略同一の厚さを有することが特に好ましい。
 ここで、組成が同一とは、組成変動が製造プロセス上の通常の変動の幅の範囲内であることをいう。
 また、厚さが「略同一」とは、厚さの差がプラスマイナス10%以下であることをいい、プラスマイナス5%以下であることが特に好ましい。
 磁気フリー層
 本願第2発明の面直通電巨大磁気抵抗素子用積層膜の積層部を構成する磁気フリー層は、強磁性材料を含む層である点で、いわゆる固定層と共通するが、その磁化の方向が固定されていない点で、いわゆる固定層と区別される。
 すなわち、いわゆる固定層は、隣接又は近接するする別の強磁性層(ピニング層ともいう)でその磁化の方向が固定されているのに対して、磁気フリー層は、その磁化の方向が固定されておらず、磁化の方向が外部磁場によって応答可能な構成となっている。
 本願第2発明における磁気フリー層を構成する材料、磁気フリー層の厚さ等の詳細は、本願第1発明に関して上記で説明したものと同様である。
 非磁性層
 本願第2発明の面直通電巨大磁気抵抗素子用積層膜の積層部を構成する非磁性層は、非磁性層を介して隣接する2つの磁気フリー層間の反強磁性層間交換結合を維持することができる材料で構成されていればよく、それ以外の制限は無いが、面直方向の電気抵抗を測定することを考慮すれば、非磁性金属元素で構成されることが好ましい。
 本願第2発明における磁気フリー層を構成する材料、磁気フリー層の厚さ等の詳細は、本願第1発明に関して上記で説明したものと同様である。
 非磁性層を介して隣接する2つの磁気フリー層の間には、非磁性層を介して反強磁性(AFM)結合磁場が発生している。非磁性層は、磁気フリー層のペア間の強磁性結合の強度が最小となり、かつ、それらの相互間に反強磁性結合が生じるような厚さを有していることが好ましい。この様な好適な非磁性層の厚さは、磁気フリー層及び非磁性層の構成元素、組成、結晶系等によっても変化し得るが、通常、0.1から10nmの範囲内である。
 磁気フリー層の間の層間結合は、非磁性層の膜厚に対して周期的に強磁性・反強磁性を繰り返すので、実験的に最適な非磁性層の膜厚を設定することも可能であり、また好ましい。反強磁性層間交換結合が形成される場合、面内方向の飽和磁界が増大するので、例えば非磁性層の膜厚を変化させて該非磁性層及びその両面に接する磁気フリー層のペアについて面内方向の残留磁化/飽和磁化の比を測定することで、実験的に最適な非磁性層の膜厚を決定することが可能である。磁気フリー層のペアの間に反強磁性層間交換結合が形成される場合、当該磁気フリー層のペア及びその間の非磁性層の面内方向の飽和磁界は増大するので、これに伴い残留磁化/飽和磁化の比が、反強磁性層間交換結合が形成されていない場合と比較して減少する。面内方向の残留磁化/飽和磁化の比自体の数値としては、例えば0.8以下となっていれば、反強磁性層間交換結合が形成される膜厚となっていると判断することができる。面内方向の残留磁化/飽和磁化の比は、0.5以下であればより好ましく、0.2以下であれば更に好ましい。
 例えば、磁気フリー層がCFAS(CoFeAl0.5Si0.5の組成のホイスラー合金)、非磁性層がAgである場合は、Ag層の膜厚に対して周期的に強磁性・反強磁性を繰り返す現象は、Ag層の膜厚が例えば5nmを超えると見られなくなる。一方、Ag層の膜厚が例えば0.5nm未満の場合には、膜の不連続性などにより強磁性的結合が現れるおそれがある。従って、この材料系の場合には、例えば膜厚0.5から5nmの範囲で、実験的又はシミュレーションなどにより最適なAg層の膜厚を設定することが好ましい。
 下地層
 本願第2発明の面直通電巨大磁気抵抗素子用積層膜は、所望により基体と積層部との間に設けられた下地層を有するものである。
 本願第2発明の面直通電巨大磁気抵抗素子用積層膜を構成しうる下地層の材質、厚み等の構成は、本願第1発明について上記で説明したものと同様である。
 本願第2発明の面直通電巨大磁気抵抗素子用積層膜は、所望により積層部より上に設けられたキャップ層を有するものである。
 本願第2発明の面直通電巨大磁気抵抗素子用積層膜を構成しうるキャップ層の材質、厚み等の構成は、本願第1発明について上記で説明したものと同様である。
 上述のように、本願第2発明の面直通電巨大磁気抵抗素子用積層膜においては、強磁性層間に十分な強さの反強磁性層間交換結合を実現する観点から、下地層表面、磁気フリー層と非磁性層との界面、及びキャップ層表面の少なくとも一つの平滑度Raが、0.75nm以下となっている。
 本願においては、界面/表面平滑性の指標として、50nm×50nm以上のエリアについて測定した算術平均粗さRaを用いる。界面/表面平滑性を測定する方法には特に限定は無く、当該技術分野において用いられている評価方法を適宜使用することができるが、例えば、TEM(透過型電子顕微鏡)による断面観察、AFM(原子間力顕微鏡)による平滑性評価等により測定することができる。
 すなわち、製造工程においては、表面平滑性及び界面平滑性を、積層膜上部のAFM等による平滑性評価によって求めることができる。このとき、50nm×50nm以上のエリアにて、Raを測定・計測する。エリアが狭すぎる場合、Raが極端に小さくなってしまうことがあるからである。また、完成した素子においては、原子分解能を持つTEMによる断面観察により、平滑性を測定することが出来る。
 TEMによる断面観察による、積層部等の界面の算術平均粗さRaの測定法の一例について、以下に説明する。
 HAADF-STEM( High-angle Annular Dark Field Scanning TEM)と、EDS(エネルギー分散型X線分光器)による元素分析とを併用し、観察試料を調整することで、試料断面の原子レベルの成分分析が可能となる。これを利用して界面付近の成分分析を行い、上層の元素成分と、下層の元素成分とが混在している混合領域の素子厚み方向の厚さを測定し、これから界面/表面平滑性(算術平均粗さ)Raを推定することができる。界面の凹凸があることで、素子厚み方向の同じ位置に、上層の元素成分と下層の元素成分の両者が混在することになるので、Raが大きいほど混在領域の素子積層方向の厚さが大きくなるためである。
 より具体的には、上記方法を用い、素子の断面の観察・元素マッピングを行うと、図11に模式的に示すような、断面解析が可能となる。 図11(a)に示す素子は、上層が成分a、下層が成分bからなる2層構造であり、その界面付近の素子厚み方向に、実線abで示す測定領域について、観察・元素マッピングを行うと、図11(b)に模式的に示すような、素子厚み方向の成分分布が得られる。図11(b)中、横軸は素子厚み方向の位置(任意目盛)であり、基板からの距離を示す。縦軸は、成分比(%)であり、実線が成分a、点線が成分bの割合を表す。横軸(素子厚み方向)で基板に近い左側は下層であり、成分bが大半を占める。横軸(素子厚み方向)で基板から隔たった右側は上層であり、成分aが大半を占める。図中、成分比でa(上層)成分20~80%の部分は、b(下層)成分も20~80%となり、これを混在領域と定義する。上述の様に、混在領域は界面の凹凸を示すものとして評価でき、混在領域の素子積層方向の厚さは界面/表面平滑性Raの2倍となるので、上記測定で得られた混在領域の素子積層方向の厚さを2で除することで、界面/表面平滑性Raを特定することができる。
 この測定法は、間接的に界面/表面平滑性Raを評価するものであり、若干の誤差を含むものではあるが、AFM等による平滑性評価と20%程度以内の精度で一致するものである。
 上記方法による、実際の素子の断面観察・元素マッピング結果の例は、Jung et al.,Appl.Phys.Lett.,108,102408(2016)のFIG.4等に記載されている。
 上記評価方法に用いるTEMは、原子レベルの分解能をもつものであることが好ましく、例えばFEI Company社製 Titan G2等を好適に使用することができる。
 上述のHAADF-STEM(High-angle Annular Dark Field Scanning TEM)像は、細く絞った電子線を試料に走査させながら当て、透過電子のうち高角に散乱したものを環状の検出器で検出することにより得られものである。
 試料は一般に数~数十ナノメートルのTEM試料厚さ(試料の厚み方向は、磁気フリー層/非磁性層等の界面の面内方向に相当)に調整される。本発明の積層部を構成する磁気フリー層/非磁性層として典型的なホイスラー合金/Agのケースでは、一般にTEM試料厚さを30nm~50nmの範囲で調整する。このとき、解析エリアを本願における界面/表面平滑性測定の際に必要な50nm×50nm以上のエリアとするため、幅70nm以上の界面にて、界面平滑性を評価する。
 また、下地層の表面平滑性は、その上に積層される積層膜の各層に大きな影響を与え、通常の積層プロセスであれば、下地層表面、磁気フリー層と非磁性層との界面、及びキャップ層表面の平滑度Raは、ほぼ同じとなる。
 下地層表面、磁気フリー層と非磁性層との界面、及びキャップ層表面の少なくとも一つの平滑度Raは、0.5nm以下であることが好ましく、0.25nm以下であることがより好ましい。
 下地層表面、磁気フリー層と非磁性層との界面、及びキャップ層表面の少なくとも一つの平滑度Raには特に下限は存在しないが、通常のプロセスで得られる平滑度としては、Raが0.1nm以上であることが現実的である。
 下地層表面、磁気フリー層と非磁性層との界面、及びキャップ層表面の少なくとも一つの平滑度Raを上記特定の値に制御する手段には、特に制限なく、金属膜の表面平滑性を向上するために用いられる従来公知の方法を適宜使用することができる。
 下地層を例にとって説明すると、基材上に下地層を形成した後、積層部の形成の前に、下地層を200~400℃で、30~60分処理することで、下地層の表面平滑度を向上させることができる。
 それ以外の層
 本願第2発明の面直通電巨大磁気抵抗素子用積層膜及びそれを用いた面直通電巨大磁気抵抗素子は、本願第2発明の目的に反しない限りにおいて、上述の基体、下地層、磁気フリー層、及び非磁性層以外の層を有していてもよい。
 本願第2発明におけるそれ以外の層の詳細は、下地層、キャップ層がそれ以外の層に該当しないことを除き、本願第1発明に関して上記で説明したものと同様である。
 本願第2発明は、強磁性を示す層として、3層以上の磁気フリー層を有するものであり、3層以上の磁気フリー層によって所期の効果を実現するものであるので、固定層を必要としない。しかしながら、本願第2発明の目的に反しない限りにおいて、固定層を有していてもよいし、その様な面直通電巨大磁気抵抗素子用積層膜もまた本願第2発明の範囲内である。
 固定層は磁気フリー層と同様に強磁性を示すものであり、磁気フリー層について上記で説明したものと同様の組成、厚さ等を有することができる。
 固定層を設ける場合には、その磁化の方向を固定(外部磁場により磁化の方向が変化しない様に)するために、該固定層に隣接して又は近接してピニング層を設ける。
 ピニング層としては、当該技術分野において公知の材料を適宜使用することができるが、例えば固定層にホイスラー合金を使用する場合には、FeMn、IrMn等を使用することができる。
 製造方法
 本願第2発明の面直通電巨大磁気抵抗素子用積層膜、及びこれを備える面直通電巨大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。
 本願第2発明における磁気フリー層を構成する材料、磁気フリー層の厚さ等の詳細は、本願第1発明に関して上記で説明したものと同様である。
 本願第2発明の面直通電巨大磁気抵抗素子用積層膜、及びこれを備える面直通電巨大磁気抵抗素子の製造にあたっては、少なくとも2つの磁気フリー層と、少なくとも1つの非磁性層とを交互に積層してなる積層部において、該磁気フリー層と該非磁性層との界面の平滑性を制御することが好ましい。該磁気フリー層と該非磁性層との界面の平滑性を向上すること、例えば平滑度Raを0.75nm以下とすることで、磁気フリー層(強磁性層)間の反強磁性層間交換結合を強化できるとともに、磁気フリー層(強磁性層)間に十分な強さの反強磁性層間交換結合を確実にかつ安定的に実現できる。
 前記磁気フリー層と非磁性層との界面の平滑性を制御する手段には特に制限は無いが、基体と積層部との間に設けられる下地層の形成にあたり、下地層の表面平滑度を向上させること、例えば表面平滑度Raを0.75nm以下に制御することが有効である。下地層の表面平滑度Raが0.75nm以下であることで、当該下地層上に形成される磁気フリー層と非磁性層の界面も平滑度の高いものとなり、磁気フリー層(強磁性層)間の反強磁性層間交換結合を強化することができる。
 すなわち、磁気フリー層(強磁性層)間の反強磁性層間交換結合の強度及び安定性の観点からは、重要なのは磁気フリー層/非磁性層の界面の平滑性であるが、それを実現するためには下地層の平滑性が重要であり、多くの場合下地層が高い平滑性を有することが必要となる。なお、下地層表面、及び磁気フリー層/非磁性層の界面の平滑性が良い場合には、殆どの場合にキャップ層表面の平滑性も向上するので、キャップ層表面の平滑性を評価することで、磁気フリー層/非磁性層の界面の平滑性を、間接的に評価することができる。
 実際のプロセスにおいては、通常先に積層される下地層側ほど表面平滑性が良好であり、例えば、Cr/Ag下地層の表面のRa:0.15nm、磁気フリー層/非磁性層界面(未評価)、キャップ層表面のRa:0.22nmという評価結果が得られている。いずれにせよ、各表面、界面のRaの差はとても小さいものであり、プロセスにおいて下地層の表面平滑性を制御することで磁気フリー層/非磁性層界面の平滑性を制御することが可能であり、キャップ層表面の表面平滑性を評価することで磁気フリー層/非磁性層界面の平滑性を制御することが可能である。
 下地層の表面平滑度を向上させる手段には特に制限は無いが、例えば下地層の形成にあたり、該下地層を200~400℃で、30~60分熱処理することで、下地層の表面平滑度を有効に向上させることができる。この様な熱処理は、下地層が銀(Ag)である場合に、特に有効である。一方、下地層が銅(Cu)である場合には、機械研磨又は化学機械研磨(CMP)による平坦化が有効である。
 以上説明した、本願第2発明の面直通電巨大磁気抵抗素子用積層膜、及びこれを備える面直通電巨大磁気抵抗素子の製造方法は、本願第1発明の面直通電巨大磁気抵抗素子用積層膜、及びこれを備える面直通電巨大磁気抵抗素子の製造にも好ましく適用することができる。
 本願第2発明の面直通電巨大磁気抵抗素子用積層膜、及びこれを備える面直通電巨大磁気抵抗素子の好ましい製造方法の詳細は、以上説明した点以外については、本願第1発明に関して既に説明したものと同様である。
 用途
 本願第2発明の面直通電巨大磁気抵抗素子用積層膜、及びこれを備える面直通電巨大磁気抵抗素子の好ましい用途は、本願第1発明に関して上記で説明したものと同様である。
 以上、特定の実施の形態を例に本願第2発明を説明したが、本願第2発明は上記実施の形態において説明した態様に限定されず、本願第2発明の趣旨から外れることがない限りにおいて、種々の変形が可能である。
 以下、実施例を参照しながら、本願第1発明及び第2発明を具体的に説明する。なお、本願第1発明及び第2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。
(参考例1)フリー層2層、非磁性層1層(Ag、厚さ:2nm)を有する積層膜
 表1に示すスパッタ条件で、フリー層2層を有する積層膜を、ヘリコン波スパッタ装置(株式会社エイコー製、リボルバー型10元スパッタ装置)によって成膜した。
 具体的な層構成を図1に示す。MgO単結晶基体上に、下から順にCr(10)/Ag(100)/CFAS(6)/Ag(2)/CFAS(6)/Ag(5)/Ru(8)の各層を成膜した(括弧内の数字は、それぞれの膜厚(単位:nm)を示す。)CFASはCoFeAl0.5Si0.5の組成のホイスラー合金を示す。
 結晶構造の規則性の向上のため、最上部Ru層の成膜後に450℃で熱処理を加えた。
 なお、本積層膜において用いられる1つの非磁性層及びその両面に接する磁気フリー層のペアであるCFAS(6)/Ag(2)/CFAS(6)について面内方向の残留磁化/飽和磁化を測定したところ、反強磁性層間交換結合の形成を示す残留磁化/飽和磁化の減少が見られ、具体的には残留磁化/飽和磁化の比は、0.14であった(図2参照)。したがって上記2つのCFAS(6)層に挟まれたAg(2)層の厚さ2nmは、2つのCFAS(6)層の間に反強磁性層間交換結合が形成される厚さであった。
 積層膜(積層した磁性薄膜)の外部磁場に対する磁化変化を測定した結果を図3に示す。-14から-4mTの外部磁場範囲における近似曲線と実測値の差の最大値を、測定したところ、11.2%FS(フルスケールの11.2%)の結果を得た。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
(参考例2)フリー層2層、非磁性層1層(Ag、厚さ:2nm)を有する面直方向磁気抵抗素子
 参考例1で成膜した積層膜を用い、成膜後に電子線リソグラフィー、Arイオンエッチング、により0.15μm×0.3μmの大きさに長方形に微細加工した。その後、SiOで絶縁部を、Auで上部電極を、それぞれスパッタによって作成し、図4に示す構成の面直方向磁気抵抗素子を作成した。
 磁気抵抗の測定は、微細加工により得られた長方形の短軸方向に加える磁場を変化させながら、直流4端子法によって電気抵抗を測定することにより行った。磁気抵抗の測定結果を図5に示す。図5中、直線的な応答を示す四角で囲われた部分を直線に近似し、下記(式)に従って当該部分の近似直線からのずれである非直線性(Non-linearity)を計算したところ、6.7%FSという値を得た。
(式)
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000002

 R(meas): 抵抗Rの測定値
 R(fit): 抵抗Rの近似値
 (R(meas)-R(fit))max:
         直線近似範囲におけるR(meas)-R(fit)の最大値
 R(max): 直線近似範囲における抵抗Rの測定値の最大値
 R(min): 直線近似範囲における抵抗Rの測定値の最少値
(参考例3)フリー層6層、非磁性層5層(Ag、厚さ:5nm)を有する積層膜
 フリー層の間の非磁性層(Ag層)の膜厚を5nmとし、フリー層(CFAS(6)層)/非磁性層(Ag(5)層)の積層数を、フリー層が6層になるような膜構造とし、参考例1と同様の手順で積層膜を成膜した、成膜の具体的な条件を表2に、積層膜の層構成を図6に示す。
 なお、本積層膜において用いられる1つの非磁性層及びその両面に接する磁気フリー層のペアであるCFAS(6)/Ag(5)/CFAS(6)について面内方向の残留磁化/飽和磁化を測定したところ、反強磁性層間交換結合の形成を示す残留磁化/飽和磁化の減少は見られず、具体的には残留磁化/飽和磁化の比は、0.91であった(図7参照)。したがって上記フリー層(CFAS(6)層)に挟まれた非磁性層(Ag(5)層)層の厚さ5nmは、当該非磁性層の両面に位置する2つのフリー層(CFAS(6)層)の間に反強磁性層間交換結合が形成されない厚さであった。
 参考例1と同様の手順で、積層膜の外部磁場に対する磁化変化を測定した。測定結果から、-14から-4mTの外部磁場範囲における近似曲線と実測値の差の最大値を計算したしたところ、非線形性は16.8%FSであった。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
(実施例1)フリー層4層又は6層、非磁性層3層又は5層(Ag、厚さ:2nm)を有する積層膜
 フリー層の間の非磁性層(Ag層)の膜厚を2nmとし、フリー層(CFAS(6)層)/非磁性層(Ag(5)層)の積層数を、フリー層が4層、又は6層になるような膜構造とし、参考例1と同様の手順で2種類の積層膜を成膜した。フリー層6層の場合の成膜の具体的な条件を表3に、その場合の積層膜の層構成を図6に、それぞれ示す。
 なお、参考例1において説明した様に、上記フリー層(CFAS(6)層)に挟まれた非磁性層(Ag(2)層)層の厚さ2nmは、当該非磁性層の両面に位置する2つのフリー層(CFAS(6)層)の間に反強磁性層間交換結合が形成される厚さであった。
 参考例1と同様の手順で、積層膜の外部磁場に対する磁化変化を測定した。測定結果から、-14から-4mTの外部磁場範囲における近似曲線と実測値の差の最大値を計算したしたところ、非線形性は、フリー層4層の場合で2.8%FS、フリー層6層の場合で0.7%FSと、いずれも良好な直線性を意味するものであった。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
(実施例2)フリー層6層、非磁性層5層(Ag、厚さ:2nm)を有する面直方向磁気抵抗素子
 実施例1で成膜した積層膜(フリー層6層のもの)を用い、参考例2と同様の方法で、面直方向磁気抵抗素子を作成し、磁気抵抗を測定した。
 測定結果を図8に示す。図8中、直線的な応答を示す四角で囲われた部分を直線に近似し、上記(式)に従って当該部分の近似直線からのずれである非直線性(Non-linearity)を計算したところ、0.5%FSという良好な直線性意味するものであった。
(実施例3/参考例4)フリー層6層、非磁性層5層(Ag、厚さ:2nm)、及び下地層を有する積層膜
 フリー層の間の非磁性層(Ag層)の膜厚を2nmとし、フリー層(CFAS層)の膜厚を3nmとして、フリー層(CFAS(3)層)/非磁性層(Ag(2)層)の積層数を、フリー層が6層になるような膜構造とし、参考例1と同様の手順で積層膜を成膜した。
 ここでは、MgOの熱処理条件の条件を変更することで、下地層(Ag上)の表面平滑度Raを、約0.15~1.3nmの範囲で変化させた。さらに、参考例1と同様の手順で、積層部の外部磁場に対する磁化変化を測定した。さらに、測定結果から、-14から-4mTの外部磁場範囲における近似曲線と実測値の差の最大値を計算し、非線形性を算出した。MgO熱処理条件と、下地層(Ag上)の表面平滑度、非線形性を、実施例1で得られたデータと比較して表4に示す。下地層の表面平滑度Raが0.75nm以下のものが実施例3に、0.75nmを超えるものが参考例4に、それぞれ相当する。下地層の表面平滑度Raが1.26nmから0.35nm、0.15nm、0.11nmと小さくなるに従い、非線形性が20%FS、5.5%FS、0.8%FS、0.7%FSと減少し、直線性が良好になる。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005

 上記複数の試料について、磁気フリー層のペアの面内方向の残留磁化/飽和磁化を測定し、AFMで測定した下地層の表面平滑度に対してプロットした結果を、図10に示す。
 残留磁化/飽和磁化(Mr/Ms)は、反強磁性層間交換結合の強さの目安であり、これと下地層の表面平滑性Raとの関係が図10から把握される。下地層のRaが0.75nm以下の時、反強磁性層間交換結合が実質的に得られ、0.25nm以下の時、より強い反強磁性層間交換結合が得られた。下地層の平滑性と、反強磁性層間交換結合には関連があることがわかった。この反強磁性層間交換結合が、非線形性向上に寄与するものであり、
 磁気フリー層と非磁性層との間の界面の平滑性、及びキャップ層表面の平滑性は、下地層表面の平滑性とほぼ同じになるので、磁気フリー層と非磁性層との間の界面の平滑性と反強磁性層間交換結合との間、及びキャップ層表面の平滑性と反強磁性層間交換結合との間にも、図10とほぼ同じ関係が成立しているものと推定される。
 本願第1発明の面直通電巨大磁気抵抗素子用積層膜は、優れた外部磁場と抵抗値との直線性と、高い感度とを両立できるなど、実用上高い価値を有するものであり、電気電子機器、情報通信、輸送機器における航法などの産業の各分野において高い利用可能性を有する。
 本願第2発明の面直通電巨大磁気抵抗素子用積層膜は、強磁性層間に十分な強さの反強磁性層間交換結合を確実にかつ安定的に実現できるので、安定した磁気抵抗性能を有する面直通電巨大磁気抵抗素子(CPP-GMR)用積層膜を、歩留まりよく製造することができるなど、実用上高い価値を有するものであり、電気電子機器、情報通信、輸送機器における航法などの産業の各分野において高い利用可能性を有する。
 

Claims (29)

  1.  基体と、
     該基体上に設けられ、複数の磁気フリー層と、複数の非磁性層とを交互に積層してなる積層部と、
    を有する面直通電巨大磁気抵抗素子用積層膜であって、
     該磁気フリー層が少なくとも3層設けられ、
     少なくとも1つの該非磁性層が、その両面に接する磁気フリー層のペアの間に反強磁性層間交換結合が形成される厚さを有する、上記面直通電巨大磁気抵抗素子用積層膜。
  2.  前記非磁性層の全てが、その両面に接する磁気フリー層のペアの間に反強磁性層間交換結合が形成される厚さを有する、請求項1に記載の面直通電巨大磁気抵抗素子用積層膜。
  3.  反強磁性層間交換結合が形成されている1つの非磁性層、及びその両面に接する磁気フリー層のペアについて面内方向に測定した残留磁化/飽和磁化の比が0.8以下である、請求項1又は2に記載の面直通電巨大磁気抵抗素子用積層膜。
  4.  前記非磁性層を介して反強磁性層間交換結合を形成する前記磁気フリー層のペアが、同一又は略同一の総磁気モーメントを有する、請求項1から3のいずれか一項に記載の面直通電巨大磁気抵抗素子用積層膜。
  5.  前記磁気フリー層の層数が偶数である、請求項1から4のいずれか一項に記載の面直通電巨大磁気抵抗素子用積層膜。
  6.  前記磁気フリー層が、Co基ホイスラー合金系ハーフメタル材料を含む、請求項1から5のいずれか一項に記載の面直通電巨大磁気抵抗素子用積層膜。
  7.  前記Co基ホイスラー合金系ハーフメタル材料が、CoYZ(ここで、Yは、Ti、V、Cr、Mn、及びFeからなる群より選ばれる少なくとも1種の元素であり、Zは、Al、Si,Ga,Ge、In、及びSnからなる群より選ばれる少なくとも1種の元素である。)で表される組成を有する、請求項6に記載の面直通電巨大磁気抵抗素子用積層膜。
  8.  前記非磁性層が、スピン拡散長が30nm以上である材料系で構成される、請求項1から7のいずれか一項に記載の面直通電巨大磁気抵抗素子用積層膜。
  9.  前記非磁性層が、Cu、Al、Ag、及びZnからなる群より選ばれる少なくとも1種の元素を含有する、請求項1から8のいずれか一項に記載の面直通電巨大磁気抵抗素子用積層膜。
  10.  前記磁気フリー層と前記非磁性層との間の界面のうち少なくとも1つが、0.75nm以下の平滑度Raを有する、請求項1から9のいずれか一項に記載の面直通電巨大磁気抵抗素子用積層膜。
  11.  下地層及びキャップ層を更に有する、請求項1から10のいずれか一項に記載の面直通電巨大磁気抵抗素子用積層膜。
  12.  前記下地層及びキャップ層の少なくとも一方の表面平滑度Raが、0.75nm以下である、請求項11に記載の面直通電巨大磁気抵抗素子用積層膜。
  13.  基体と、
     該基体上に設けられ、少なくとも2つの磁気フリー層と、少なくとも1つの非磁性層とを交互に積層してなる積層部と、
    を有する面直通電巨大磁気抵抗素子用積層膜であって、
     少なくとも1つの該非磁性層が、その両面に接する磁気フリー層のペアの間に反強磁性層間交換結合が形成される厚さを有し、
     該磁気フリー層と該非磁性層との間の界面のうち少なくとも1つが、0.75nm以下の平滑度Raを有する、上記面直通電巨大磁気抵抗素子用積層膜。
  14.  基体と、
     該基体上に設けられ、少なくとも2つの磁気フリー層と、少なくとも1つの非磁性層とを交互に積層してなる積層部と、
     該基体と該積層部との間に設けられた下地層と、
    を有する面直通電巨大磁気抵抗素子用積層膜であって、
     少なくとも1つの該非磁性層が、その両面に接する磁気フリー層のペアの間に反強磁性層間交換結合が形成される厚さを有し、
     該下地層の表面平滑度Raが、0.75nm以下である、上記面直通電巨大磁気抵抗素子用積層膜。
  15.  基体と、
     該基体上に設けられ、少なくとも2つの磁気フリー層と、少なくとも1つの非磁性層とを交互に積層してなる積層部と、
     該積層部より上に設けられたキャップ層と、
    を有する面直通電巨大磁気抵抗素子用積層膜であって、
     少なくとも1つの該非磁性層が、その両面に接する磁気フリー層のペアの間に反強磁性層間交換結合が形成される厚さを有し、
     該キャップ層の表面平滑度Raが、0.75nm以下である、上記面直通電巨大磁気抵抗素子用積層膜。
  16.  前記非磁性層の全てが、その両面に接する磁気フリー層のペアの間に反強磁性層間交換結合が形成される厚さを有する、請求項13から15のいずれか一項に記載の面直通電巨大磁気抵抗素子用積層膜。
  17.  反強磁性層間交換結合が形成されている1つの非磁性層、及びその両面に接する磁気フリー層のペアについて面内方向に測定した残留磁化/飽和磁化の比が0.8以下である、請求項13から16のいずれか一項に記載の面直通電巨大磁気抵抗素子用積層膜。
  18.  前記非磁性層を介して反強磁性層間交換結合を形成する前記磁気フリー層のペアが、同一又は略同一の総磁気モーメントを有する、請求項13から17のいずれか一項に記載の面直通電巨大磁気抵抗素子用積層膜。
  19.  前記磁気フリー層の層数が偶数である、請求項13から18のいずれか一項に記載の面直通電巨大磁気抵抗素子用積層膜。
  20.  前記磁気フリー層が、Co基ホイスラー合金系ハーフメタル材料を含む、請求項13から19のいずれか一項に記載の面直通電巨大磁気抵抗素子用積層膜。
  21.  前記Co基ホイスラー合金系ハーフメタル材料が、CoYZ(ここで、Yは、Ti、V、Cr、Mn、及びFeからなる群より選ばれる少なくとも1種の元素であり、Zは、Al、Si,Ga,Ge、In、及びSnからなる群より選ばれる少なくとも1種の元素である。)で表される組成を有する、請求項20に記載の面直通電巨大磁気抵抗素子用積層膜。
  22.  前記非磁性層が、スピン拡散長が30nm以上である材料系で構成される、請求項13から20のいずれか一項に記載の面直通電巨大磁気抵抗素子用積層膜。
  23.  前記非磁性層が、Cu、Al、Ag、及びZnからなる群より選ばれる少なくとも1種の元素を含有する、請求項13から22のいずれか一項に記載の面直通電巨大磁気抵抗素子用積層膜。
  24.  キャップ層を更に有する、請求項13又は14に記載の面直通電巨大磁気抵抗素子用積層膜。
  25.  請求項1から24のいずれか一項に記載の面直通電巨大磁気抵抗素子用積層膜を備える、面直通電巨大磁気抵抗素子。
  26.  請求項25に記載の面直通電巨大磁気抵抗素子を備える、地磁気センサ又は電流センサ。
  27.  基体と、
     該基体上に設けられ、少なくとも2つの磁気フリー層と、少なくとも1つの非磁性層とを交互に積層してなる積層部と、
     該基体と該積層部との間に設けられた下地層と、
     を有し、
     少なくとも1つの該非磁性層が、その両面に接する磁気フリー層のペアの間に反強磁性層間交換結合が形成される厚さを有する、面直通電巨大磁気抵抗素子用積層膜を製造する方法であって、
     該磁気フリー層と、該非磁性層との界面の平滑性を制御する工程を含む、上記方法。
  28.  前記磁気フリー層と非磁性層との界面の平滑性を制御する工程が、前記磁気フリー層のうち最初に積層されるものを積層する前の最表面を平坦にする操作を含む、請求項27に記載の方法。
  29.  前記最表面を平坦にする操作が、最表面の加熱、又は研磨である、請求項28に記載の方法。
     
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