WO2020110360A1 - 磁気抵抗効果素子、磁気センサ、再生ヘッドおよび磁気記録再生装置 - Google Patents

磁気抵抗効果素子、磁気センサ、再生ヘッドおよび磁気記録再生装置 Download PDF

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裕弥 桜庭
泰祐 佐々木
友也 中谷
良雄 三浦
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Definitions

  • the present invention relates to a magnetoresistive effect element, a magnetic sensor, a reproducing head and a magnetic recording/reproducing device.
  • a magnetoresistive effect element having a multilayer film including a pair of ferromagnetic layers and a nonmagnetic layer sandwiched between them is known.
  • Such a magnetoresistive element is used as a CIP (Current in Plane) type in which a current flows in the in-plane direction of the multilayer film, or as a CPP (Current Perpendicular to Plane) type in which a current flows in the stacking direction of the multilayer film. It
  • the CIP type magnetoresistive effect element has an advantage that the noise is smaller than that of the tunnel magnetoresistive effect element, but the magnetoresistance change rate (MR ratio) is small, and the MR ratio increases because of high sensitivity as a magnetic sensor. Desired.
  • a magnetoresistive effect element using Co 90 Fe 10 for the ferromagnetic layer and Cu for the nonmagnetic layer is known (for example, refer to Patent Document 1).
  • a Co 90 Fe 10 film, a Cu film, a Co 90 Fe 10 film, a FeMn film, and a Ti film are sequentially formed on the C surface of a sapphire substrate, and thus a Co 90 Fe 10 /Cu/Co film is formed.
  • the Co 90 Fe 10 layer is oriented in the fcc phase (111) plane and exhibits a magnetoresistance change rate (MR ratio) of 10%. It was However, in order to improve the sensitivity as a magnetic sensor, further improvement of the MR ratio is required.
  • Non-Patent Document 1 a CIP type magnetoresistive effect element having an MR ratio of 25% has been developed (for example, see Non-Patent Document 1).
  • the CIP type magnetoresistive effect element of SiO x /NiFeCr/CoFeO x /Co 90 Fe 10 /Cu/Co 90 Fe 10 /AlO using a silicon thermal oxide film as a substrate exceeds 25%.
  • the MR ratio is shown.
  • the MR ratio cannot be improved by the above method.
  • Non-Patent Document 2 “Chapter 2, 2.3.3 CIP transport properties” of Non-Patent Document 2 is based on a good matching between the band structure of electrons having a majority spin of a ferromagnetic layer and the band structure of electrons of a non-magnetic layer. , Increasing the transmittance of majority spin electrons and improving the MR ratio.
  • Patent Document 1 there is no report on matching of the band structure of electrons between the ferromagnetic layer of the binary alloy composed of Co and Fe and the nonmagnetic layer composed of Cu. There is no.
  • the magnetoresistive effect element that uses the ferromagnetic layer of a binary alloy of Co and Fe and the nonmagnetic layer of Cu and obtains a large MR ratio especially when a current is applied in the plane direction Is desired to be developed.
  • an object of the present invention is to provide a magnetoresistive effect element having a large magnetoresistance change rate (MR ratio), a magnetic sensor having a high sensitivity to a magnetic field due to the large MR ratio, a reproducing head and a magnetic recording/reproducing apparatus. It is to be.
  • the magnetoresistive effect film includes at least a pair of ferromagnetic layers and a non-magnetic layer located between the pair of ferromagnetic layers,
  • Each of the pair of ferromagnetic layers has a body-centered cubic (bcc) crystal structure and is represented by the general formula Co 100-p Fe p (the parameter p satisfies 0 ⁇ p ⁇ 75, and P in each of the pair of ferromagnetic layers is the same or different)
  • the non-magnetic layer has a body-centered cubic (bcc) crystal structure, and is a layer made of Cu.
  • Each of the ferromagnetic layer and the non-magnetic layer is a single crystal (001) layer or preferentially oriented to the (001) crystal plane, which solves the above problem.
  • the parameter p may satisfy 0 ⁇ p ⁇ 70.
  • the parameter p may satisfy 0 ⁇ p ⁇ 65.
  • the nonmagnetic layer may have a thickness in the range of 1.5 nm to 5 nm.
  • Each of the pair of ferromagnetic layers may have a thickness in the range of 1.5 nm to 15 nm.
  • the magnetoresistive film may further include an antiferromagnetic layer magnetically coupled to one of the pair of ferromagnetic layers.
  • the antiferromagnetic layer may be selected from the group consisting of IrMn layer, FeMn layer, PtMn layer and CoO layer.
  • the magnetoresistive effect film has two or more multilayer structures each including the pair of ferromagnetic layers and the non-magnetic layer located between the pair of ferromagnetic layers, and each of the two or more multilayer structures is It may be separated by an insulating layer.
  • the magnetoresistive effect film may have an artificial lattice structure in which the ferromagnetic layer and the nonmagnetic layer are repeatedly stacked.
  • the magnetoresistive film is located on a substrate, and the substrate is a glass substrate, an alumina substrate, Si single crystal with/without a thermal oxide film, MgO single crystal, sapphire single crystal, SrTiO 3 single crystal, MgAl 2 It may be selected from the group consisting of O 4 single crystals and TiO 2 single crystals.
  • the substrate may further include a buffer layer.
  • the magnetoresistive film may further include a cap layer.
  • the magnetoresistive effect element is a CIP (Current Inn Plane) type that allows a current to flow in the in-plane direction of the magnetoresistive film, or a CPP (Cuttent Perpendicular to Plane) type that allows a current to flow in the stacking direction of the magnetoresistive effect film.
  • CIP Current Inn Plane
  • CPP Copper Perpendicular to Plane
  • the magnetoresistive effect element is the above-described magnetoresistive effect element, and thereby the above-mentioned problem is solved.
  • the reproducing head is the reproducing head described above, which solves the above problem.
  • the magnetic recording/reproducing apparatus may further include a recording head.
  • the magnetoresistive effect element of the present invention includes a magnetoresistive effect film including at least a pair of ferromagnetic layers and a nonmagnetic layer located between the pair of ferromagnetic layers, a giant magnetoresistive effect is expected.
  • each of the pair of ferromagnetic layers has a body-centered cubic (bcc) crystal structure and is represented by the general formula Co 100-p Fe p (parameter p satisfies 0 ⁇ p ⁇ 75, P in each of the pair of ferromagnetic layers is the same or different), and the non-magnetic layer has a body-centered cubic (bcc) crystal structure and is a layer made of Cu.
  • each of these ferromagnetic layer and nonmagnetic layer is a single crystal (001) layer or is preferentially oriented in the (001) crystal plane.
  • the interface between the ferromagnetic layer and the nonmagnetic layer is well matched, so that the transmittance of spin electrons at the interface is increased and the MR ratio is significantly improved.
  • the magnetoresistive effect element of the present invention is applied to a magnetic sensor, a reproducing head and a magnetic recording/reproducing apparatus.
  • the figure which shows the magnetic sensor of this invention The figure which shows the magnetic head which combined the reproducing head and recording head of this invention. Sectional view taken along the line AA shown in FIG. 6A
  • FIG. 7 The figure which shows the HAADF-STEM image and the electron diffraction pattern of the sample of Example 7 and Example 3
  • (a) and (b) in a figure are figures which show the HAADF-STEM image of Example 7 and Example 3, respectively.
  • ((C), (d) and (e), (f) in the figure are diagrams showing electron diffraction patterns of Example 7 and Example 3, respectively.) Shows a HAADF-STEM images taken from different crystallization zone axis for the samples of Example 3 (in Fig. (A) is, Co 50 Fe 50 when rotated to 45 ° clockwise from FIG.
  • FIG 9 (b) [100] is a diagram illustrating a HAADF-STEM images taken from the zone axis, (b) in the figure, Co 50 Fe 50 when rotated in 45 ° counterclockwise from FIG 9 (b) [010] zone axis It is a figure showing a HAADF-STEM image taken from the above.)
  • the HAADF-STEM image, the inverse Fourier transform (IFFT) image, and the electron diffraction pattern of Cu layers having different thicknesses in the sample of Example 3 ((a) and (c) and (d) in the figure are respectively, It is a figure which shows a HAADF-STEM image with a thickness of 2.1 nm, and an electron diffraction pattern, and (b), (e), and (f) in the figure respectively are HAADF-STEM images with a thickness of 4.3 nm.
  • FIG. 7 is a diagram showing an electron diffraction pattern.
  • FIG. 1 is a diagram showing a magnetoresistive effect element of the present invention.
  • the magnetoresistive effect element 100 of the present invention includes a magnetoresistive effect film 110.
  • a magnetoresistive effect film 110 includes at least a pair of ferromagnetic layers 120 and 140 and a nonmagnetic layer 130 located therebetween. Equipped with. With such a structure, the magnetoresistive effect element 100 of the present invention exhibits a giant magnetoresistive effect (GMR).
  • FIG. 1 shows a magnetoresistive effect element 100 including a substrate 150 and a magnetoresistive effect film 110 formed thereon.
  • each of the ferromagnetic layers 120 and 140 has a body-centered cubic (bcc) crystal structure and is represented by the general formula Co 100-p Fe p (where the parameter p is 0 ⁇ p ⁇ 75 is satisfied, and p in each of the ferroelectric layers 120 and 140 may be the same or different). Since, for the sake of simplicity, it referred to "the layer represented by Co 100-p Fe p" and "Co 100-p Fe p layer".
  • the fcc crystal structure usually becomes a bcc crystal structure and can be stabilized.
  • the ferromagnetic layers 120 and 140 may be Co 100-p Fe p layers having the same composition, or may have different compositions. If the composition is the same, the target does not need to be replaced and the manufacturing process is simplified, which is preferable. If the composition is different, a magnetization antiparallel state due to a difference in coercive force may be obtained, which is preferable.
  • the parameter p preferably satisfies 0 ⁇ p ⁇ 70, and more preferably 0 ⁇ p ⁇ 65. As a result, the band structure is further matched, and the MR ratio can be further improved.
  • the thickness of the ferromagnetic layers 120 and 140 is not particularly limited, but illustratively has a thickness in the range of 1.5 nm to 15 nm. If the thickness is in this range, the ferromagnetic layers 120 and 140 can be manufactured with good control by physical vapor deposition or chemical vapor deposition.
  • the nonmagnetic layer 130 is a layer made of Cu having a body-centered cubic (bcc) crystal structure (hereinafter, referred to as a Cu layer for simplicity).
  • bcc body-centered cubic
  • fcc face-centered cubic
  • the inventors of the present invention have found that a Co 100-p Fe p layer (0 ⁇ 0) having the above-described bcc crystal structure is obtained. It was found that the crystal structure of the Cu layer sandwiched between the ferromagnetic layers is p.ltoreq.75) and has a bcc crystal structure. Even more surprisingly, the present inventors have found that the use of a Cu layer having a bcc crystal structure as the nonmagnetic layer 130 causes the band structure to match the ferromagnetic layers 120 and 140 described above. ..
  • the thickness of the nonmagnetic layer 130 is not particularly limited as long as it has a bcc crystal structure, but preferably has a range of 1.5 nm or more and 5 nm or less. Within this range, the nonmagnetic layer 130 can be manufactured with good controllability by physical vapor deposition or chemical vapor deposition while maintaining the bcc crystal structure, and at the same time, it becomes a continuous film, so that it is a ferromagnetic layer. The magnetic coupling that aligns the magnetizations between 120 and 140 in the parallel direction does not appear. More preferably, the thickness of the nonmagnetic layer 130 is in the range of 1.8 nm or more and 3 nm or less.
  • the thickness of the nonmagnetic layer 130 is in the range of 1.8 nm or more and 2.5 nm or less. Within this range, the bcc crystal structure of the nonmagnetic layer 130 is stabilized, and the interface between the nonmagnetic layer 130 and the ferromagnetic layers 120 and 140 is well lattice-matched, so that the MR ratio can be improved.
  • FIG. 2 shows the band structure obtained from the first principle calculation.
  • Bcc-Cu are very similar to the electron band structure. That is, since bcc-Co 100-p Fe p and bcc-Cu have the same band structure of electrons, they transport majority spin electrons at the interface like different substances though they are different substances. be able to.
  • each of the ferromagnetic layers 120, 140 and the non-magnetic layer 130 is a single crystal (001) layer or is preferentially oriented in the (001) crystal plane.
  • the interfaces of the ferromagnetic layers 120, 140 and the non-magnetic layer 130 are favorably lattice-matched, which promotes the matching effect of the band structure and allows the spin electrons to pass through without being scattered at the interfaces. The ratio can be improved.
  • each of the ferromagnetic layers 120 and 140 and the nonmagnetic layer 130 is aligned with the crystal plane of the substrate 150 and is a single crystal-like (epitaxial film).
  • a single crystal-like (epitaxial film) Is intended to be. Whether or not it is such an epitaxial film can be determined by X-ray diffraction, a transmission electron microscope (TEM), or the like.
  • the preferential orientation to the (001) crystal plane means that a diffraction peak from a (001) plane of a body-centered cubic (bcc) crystal structure in a ⁇ -2 ⁇ scan of an X-ray diffraction method. It is intended that the intensity is higher than the diffraction peaks from other crystal planes, or that only the diffraction peaks from the (001) plane are observed.
  • the magnetoresistive film 110 may be located on the substrate 150, in which case the substrate is preferably a glass substrate, an alumina substrate, a Si single crystal with or without a thermal oxide film, It is selected from the group consisting of MgO single crystal, sapphire single crystal, SrTiO 3 single crystal, MgAl 2 O 4 single crystal and TiO 2 single crystal.
  • the substrate is preferably a glass substrate, an alumina substrate, a Si single crystal with or without a thermal oxide film, It is selected from the group consisting of MgO single crystal, sapphire single crystal, SrTiO 3 single crystal, MgAl 2 O 4 single crystal and TiO 2 single crystal.
  • each of the ferromagnetic layers 120 and 140 and the nonmagnetic layer 130 grows epitaxially (is a single crystal (001) layer) or has priority over the (001) crystal plane.
  • a crystal plane that is oriented may be selected. For example, when MgO single crystal is selected, the MgO(001) plane
  • the substrate 150 having a bcc crystal structure may be positively adopted.
  • the Co 100-p Fe p layer (0 ⁇ p ⁇ 20) changes from the fcc or hcp crystal structure to the bcc crystal structure and is stabilized.
  • the substrate 150 may further include a buffer layer (not shown).
  • a buffer layer (not shown).
  • the substrate 150 is epitaxially grown (single crystal (001) layer) or preferentially oriented to the (001) crystal plane.
  • Examples of such a buffer layer include Mg 1-x Ti x O (0 ⁇ x ⁇ 0.8), Cr, and TiN.
  • the bcc crystal structure is used. It is preferable to positively adopt a buffer layer having for such a buffer layer, Co 100-p Fe p (20 ⁇ p ⁇ 100), Ni 100-p Fe p (70 ⁇ p ⁇ 100), or the like can be adopted. According to the state diagram, Co 100-p Fe p (20 ⁇ p ⁇ 100) has a bcc crystal structure, so that a Co 100-p Fe p layer (0 ⁇ p ⁇ 20) should be formed on it. For example, the crystal structure of fcc or hcp changes to the crystal structure of bcc and is stabilized.
  • the ferromagnetic layer 140 is located on the nonmagnetic layer 130 which is a layer made of Cu having a bcc crystal structure, as will be described later, the nonmagnetic layer 130 serves as a buffer layer and has a bcc crystal structure.
  • the Co 100-p Fe p layer (0 ⁇ p ⁇ 75) is stabilized.
  • the magnetizations of the ferromagnetic layers 120 and 140 need to be oriented in a completely antiparallel state in a certain magnetic field region. Therefore, materials having different coercive forces may be used for the ferromagnetic layers 120 and 140, an exchange bias may be applied to the structure including the antiferromagnetic layer 320 shown in FIG. 140 may obtain an antiferromagnetic interlayer exchange interaction through the nonmagnetic layer 130.
  • the magnetoresistive effect film 110 of the present invention is adopted, interlayer exchange interaction can be obtained. If the laminated structure shown in FIG. 1 is repeated and the artificial lattice structure shown in FIG. 4 is used, antiparallel coupling continues in the stacking direction indefinitely, and the magnetizations of the adjacent ferromagnetic layers are always antiparallel. Therefore, a large MR ratio can be expected.
  • the composition of the Co 100-p Fe p layers forming the respective ferromagnetic layers may be controlled (that is, the value of the parameter p).
  • the magnetoresistive film 110 has a set of multilayer structure including a pair of ferromagnetic layers 120 and 140 and a non-magnetic layer 130 located between them. Good.
  • each of the two or more multilayer structures is separated by an insulating layer (barrier layer).
  • the insulating layer include MgO and AlO.
  • the thickness of the insulating layer is preferably 0.2 nm or more and 3 nm or less.
  • the magnetoresistive effect film 110 may further include a cap layer (not shown) on the ferromagnetic layer 140.
  • the cap layer may function as a protective layer on the surface of the magnetoresistive effect film 110.
  • examples of such a cap layer include tantalum (Ta), gold (Au), aluminum (Al), ruthenium (Ru), platinum (Pt), and the like.
  • the thickness of the cap layer is preferably 0.5 nm or more and 2 nm or less.
  • FIG. 3 is a diagram showing a magnetoresistive effect element 300 which is another embodiment of the present invention.
  • the magnetoresistive effect film 310 includes an antiferromagnetic layer 320 magnetically coupled to one of the pair of ferromagnetic layers 120 and 140, that is, the antiferromagnetic layer 320 of FIG. Different from the magnetoresistive effect element 100.
  • the same elements as those in FIG. 1 are denoted by the same reference numerals and the description thereof will be omitted.
  • the magnetoresistive film 310 is called a spin valve
  • the ferromagnetic layer 120 serves as a free layer
  • the ferromagnetic layer 140 and the antiferromagnetic layer 320 function as a pinned layer
  • the giant magnetoresistive effect can be exhibited by changing the direction of.
  • an antiferromagnetic layer 320 an antiferromagnetic layer generally used in the art is adopted, but it is illustratively selected from the group consisting of an IrMn layer, a FeMn layer, a PtMn layer and a CoO layer. To be done.
  • the thickness of the antiferromagnetic layer 320 is preferably 1 nm or more and 10 nm or less.
  • the magnetoresistive effect film 310 has a multilayer structure of one set of the ferromagnetic layer 120, the nonmagnetic layer 130, the ferromagnetic layer 140, and the antiferromagnetic layer 320, but like the magnetoresistive effect film 110, Two or more such multilayer structures may be provided. In this case, each of the two or more multi-layer structures is separated by an insulating layer. With such a structure, the MR ratio can be increased.
  • the insulating layer is as described above.
  • the magnetoresistive effect film 310 has two or more multilayer structures of the ferromagnetic layer 120, the nonmagnetic layer 130, the ferromagnetic layer 140, and the antiferromagnetic layer 320 so as to share the ferromagnetic layer 120 that is a free layer. You may. Such a structure is called a dual spin valve type magnetoresistive effect element.
  • the magnetoresistive effect film 310 of FIG. 3 may include a cap layer (not shown) on the antiferromagnetic layer 320, like the magnetoresistive effect film 110 of FIG.
  • the cap layer is as described above.
  • FIG. 4 is a diagram showing a magnetoresistive effect element 400 which is still another embodiment of the present invention.
  • the magnetoresistive effect film 410 has a multi-layered structure including a pair of ferromagnetic layers 120 and 140 and a non-magnetic layer 130 located therebetween, as well as the ferromagnetic layers 120 1 to n. It differs from the magnetoresistive effect element 100 of FIG. 1 and the magnetoresistive effect element 300 of FIG. 3 in that it has an artificial lattice structure in which layers 130 1 to n are alternately and repeatedly laminated.
  • elements similar to those in FIG. 1 are assigned the same reference numerals and explanations thereof are omitted.
  • the magnetoresistive effect film 410 can exhibit a giant magnetoresistive effect.
  • the number of repetitions n in this case is not particularly limited, but is illustratively in the range of 2 or more and 100 or less.
  • the magnetoresistive effect film 410 of FIG. 4 is similar to the magnetoresistive effect film 110 of FIG. 1 and the magnetoresistive effect film 310 of FIG. 3, and a cap layer (not shown) or an antiferromagnetic layer on the ferromagnetic layer 120 n. (Not shown) may be provided.
  • the cap layer and the antiferromagnetic layer are as described above.
  • the ferromagnetic layers 120 1 to 120 n are coupled to the magnetizations of the ferromagnetic layers adjacent to each other with the nonmagnetic layer 130 in between, and antiparallel interlayer magnetic coupling (interlayer exchange) is performed. (Interaction), and the antiparallel state of the magnetization is obtained by this, so that the MR ratio can be increased.
  • the magnetoresistive effect elements 100, 300, 400 of the present invention are used as a CIP (Current in Plane) type magnetoresistive effect element, in which a current flows in the in-plane direction of the magnetoresistive effect films 110, 310, 410, It is preferable because it exhibits a large MR ratio. However, even if the magnetic effect elements 100, 300, 400 of the present invention are used as a CPP (Current Perpendicular to Plane) type magnetoresistive effect element in which a current is passed in the stacking direction of the magnetoresistive effect films 110, 310, 410, no problem.
  • CIP Current in Plane
  • CPP Current Perpendicular to Plane
  • the magnetoresistive effect films 110, 310, 410 may include a buffer layer, a reference layer, a barrier layer, etc., if necessary.
  • An exemplary method of manufacturing the magnetoresistive effect element 100 of the present invention is as follows.
  • the ferromagnetic layer 120, the nonmagnetic layer 130, and the ferromagnetic layer 140 are sequentially formed on the substrate 150.
  • a buffer layer, a cap layer, a shield layer, a reference layer, a barrier layer, etc. may be formed.
  • the antiferromagnetic layer 320 FIG. 3
  • the magnetoresistive effect element 300 is manufactured, and if the ferromagnetic layer and the nonmagnetic layer are repeatedly laminated, the magnetoresistive effect element 400 is manufactured.
  • these layers can be formed by a physical vapor deposition method or a chemical vapor deposition method, and a physical vapor deposition method typified by a sputtering method is preferably adopted. .. Further, after the film formation, physical or chemical etching or photolithography is performed and fine processing is performed to obtain a magnetoresistive effect element. See the examples below for exemplary manufacturing methods.
  • FIG. 5 is a diagram showing a magnetic sensor of the present invention.
  • the magnetic sensor 500 of the present invention includes a magneto-resistance effect element 100 A, 100 B as the magnetoresistive effect element 100 described in FIG. In FIG. 5, two magnetoresistive elements 100 A, 100 B are connected, the number of elements is not limited to two.
  • the magnetic sensor 500 uses the magnetoresistive effect element 100 shown in FIG. 1, but instead of the magnetoresistive effect element 100 of FIG. 1, the magnetoresistive effect element 300 of FIG. 3 and the magnetoresistive effect element 400 of FIG. Alternatively, a combination of these may be used.
  • a magnetic detection device may be realized.
  • FIG. 6A is a diagram showing a magnetic head in which the reproducing head and the recording head of the present invention are combined.
  • 6B is a cross-sectional view taken along the line AA shown in FIG. 6A.
  • the magnetic head 600 includes the reproducing head 610 and the recording head 620 of the present invention, and the structure of the air bearing surface is shown.
  • the vertical direction of the paper surface is the moving direction of the magnetic recording medium (not shown), and the horizontal direction of the paper surface corresponds to the width direction of the tracks formed on the magnetic recording medium.
  • the magnetic head 600 of FIG. 6B is in a state of a cross section in a plane direction perpendicular to the line AA.
  • the reproducing head 610 of the present invention only needs to include at least the magnetoresistive effect element 100.
  • the insulating layer 612, the lower shield layer 613, the lower gap insulating layer 614, and the magnetoresistive effect element are provided on the flat slider 611.
  • the recording head 620 is provided on the reproducing head 610 via an insulating layer 621, and normally, on the side facing the lower magnetic pole 622 with the lower magnetic pole 622 and the recording gap layer 624 interposed therebetween, a track of a magnetic recording medium is usually formed. Is provided with an upper magnetic pole 625, which is covered with an insulating layer 623. Further, as shown in FIG. 6B, the recording head 620 includes a yoke that connects the lower magnetic pole 622 and the upper magnetic pole 625, and a coil 626 that winds the yoke.
  • Materials such as an insulating layer, a shield layer, a yoke, a coil, a magnetic pole, a terminal, and a magnetic domain control layer, which are exemplarily shown in FIGS. 6A and 6B, are not particularly limited as long as they are commonly used in the field. Good.
  • the magnetic head 600 records information on the opposing magnetic recording medium by the recording magnetic field leaking from the lower magnetic pole 622 and the upper magnetic pole 625 of the recording head 620, and the magnetic recording medium corresponding to the recorded information.
  • the leakage magnetic field is detected by the magnetoresistive effect element 100 of the reproducing head 610 as a resistance change.
  • a sense current for detecting a resistance change flows from the pair of terminal layers 616 in the in-plane direction of the magnetoresistive effect film of the magnetoresistive effect element 100, and is drawn out from the other terminal layer 616.
  • the change in the leakage magnetic field from the magnetic recording medium is detected by the change in the electric resistance value of the magnetoresistive effect element 100 by the voltage across the magnetoresistive effect element 100 generated when the sense current is passed.
  • FIG. 6A and FIG. 6B show the composite type magnetic head 600 including the reproducing head 610 and the recording head 620, it may be configured as a magnetic head including only the reproducing head 610.
  • the magnetoresistive effect element 100 may of course use the magnetoresistive effect elements 300 and 400.
  • FIG. 7 is a diagram showing a magnetic recording/reproducing apparatus of the present invention.
  • the magnetic recording/reproducing apparatus 700 includes an actuator 720, an actuator arm 730 attached to the actuator 720, a head slider 740 attached to the tip of the actuator arm 730, and a magnetic recording medium 750 in a rectangular housing 710. ..
  • At least the reproducing head 610 of the present invention described with reference to FIGS. 6A and 6B is attached to the head slider 740 that records and reproduces information stored in the magnetic recording medium 750.
  • the magnetic recording medium 750 is rotated in the direction of the arrow by a motor that responds to a control signal from a control unit (not shown) of the drive device.
  • a control unit not shown
  • the magnetic recording medium 750 rotates, the medium facing surface of the head slider 740 is maintained at a predetermined flying height from the surface of the magnetic recording medium 750 or comes into contact with the surface.
  • the reproducing head 610 using the above-described magnetoresistive effect element of the present invention since the reproducing head 610 using the above-described magnetoresistive effect element of the present invention is adopted, noise can be reduced and stable signal recording/reproducing can be performed.
  • the magnetic recording medium 750 is not limited to the magnetic disk.
  • Examples 1 to 9 In Examples 1 to 9, a Co 100-p Fe p layer was used as a ferromagnetic layer on a MgO(001) single crystal substrate or a c-Si(001) single crystal substrate with a thermal oxide film (SiOx). A Cu layer or an Ag layer was used as the magnetic layer to manufacture a magnetoresistive effect element.
  • Targets of various compositions of Co 100-p Fe p , Cu, Ag, IrMn, and Ta were set on a DC-RF magnetron sputter (Eiko Engineering Co., Ltd., model number ESA-0788), and the sputtering conditions shown in Table 2 were used. Sputtering was performed. Then, under the annealing conditions shown in Table 2, the samples of Examples 1 to 9 were heat-treated in a magnetic field to impart unidirectional magnetic anisotropy. The samples of Examples 1 to 9 were processed into a wire shape by photolithography. In addition, in preliminary experiments, it was confirmed from composition analysis that the composition of the target and the composition of the ferromagnetic layer were substantially the same, so in the present specification, the composition used for the target was obtained. It is treated as the composition of the ferromagnetic layer.
  • Table 3 shows the structures of the samples of Examples 1 to 9 thus obtained.
  • X-ray diffraction was performed on the samples of Examples 1 to 9. The results are shown in Fig. 8. High-resolution observation of the samples of Examples 1 to 9 by high-angle scattering dark-field scanning transmission electron microscopy (HAADF-STEM method) using a transmission electron microscope (TEM, FEI, model number TITAN G2-200). Then, an electron diffraction pattern was obtained. The results are shown in FIGS. 9 to 11.
  • the magnetic properties of the samples of Examples 1 to 9 were measured using the 4-probe method. Specifically, at room temperature (25° C.), an electric current is applied in the in-plane direction of the film, an external magnetic field is applied in a direction parallel to that direction, the change in resistance value at that time is measured, and the MR ratio is determined. It was Further, the samples of Examples 3 and 7 were examined for temperature dependence of MR ratio, resistance (R) and resistance change (dR). The bias voltage dependence of the MR ratio of the sample of Example 8 and the dependence of the resistance value on the external magnetic field of the sample of Example 9 were examined. The results are shown in FIGS. 12 to 19.
  • FIG. 8 is a diagram showing XRD patterns of the samples of Examples 1 to 5 and 7.
  • FIG. 9 is a diagram showing HAADF-STEM images and electron diffraction patterns of the samples of Examples 7 and 3.
  • FIG. 10 is a diagram showing a HAADF-STEM image of the sample of Example 3 taken from a zone axis different from that of FIG. 9.
  • FIG. 11 is a diagram showing a HAADF-STEM image, an inverse Fourier transform (IFFT) image, and an electron diffraction pattern of Cu layers having different thicknesses in the sample of Example 3.
  • IFFT inverse Fourier transform
  • FIGS. 10(a) and 10(b) are HAADF images taken from Co 50 Fe 50 [100] and [010] crystal band axes when rotated clockwise and counterclockwise by 45° from FIG. 9(b), respectively.
  • FIG. 7 is a view showing a STEM image. According to FIGS. 10( a) and 10 (b ), both images are similar to each other, and there is no visible lattice strain at the interface between the Co 50 Fe 50 layer and the Cu layer.
  • Cu has a crystal structure of fcc
  • the 45° clockwise image and the 45° counterclockwise image are different from each other, and lattice distortion occurs at the interface between the Co 50 Fe 50 layer and the Cu layer.
  • the 45° clockwise image and the 45° counterclockwise image are similar to each other, and lattice strain cannot be confirmed at the interface. Therefore, Cu is a crystalline structure of Co 50 Fe 50 .
  • it has a bcc crystal structure, and it can be said that the Co 50 Fe 50 layer and the Cu layer are both single crystal (001) layers.
  • Example 5 The sample of Example 5 is B. Heinrich et al., Phys. Rev. Lett. , Vol. 64, No. Similar to the report of 6, 1990, both the Fe layer and the Cu layer had a bcc crystal structure and were single crystal (001) layers, but the Co 100-p Fe p layer and the Cu layer were also the same. It should be noted that the inventors of the present application first confirmed from experiments that the relationship of
  • FIGS. 11A and 11B show atomic resolution HAADF-STEM images of the cross section of the sample of Example 3 in which the Cu layer thicknesses are 2.1 nm and 4.3 nm, respectively.
  • 11(c), (d) and (e), (f) show the electron diffraction patterns of the sample of Example 3 in which the Cu layer thicknesses are 2.1 nm and 4.3 nm, respectively.
  • FIGS. 11A, 11C and 11D are the same as FIGS. 9B, 9E and 9F.
  • the thickness of the Cu layer when the thickness of the Cu layer was increased, a slight lattice strain was confirmed at the interface between the Cu layer and the Co 50 Fe 50 layer, but according to FIGS. 11(e) and 11(f).
  • the Cu layer maintained the bcc crystal structure.
  • the upper limit of the thickness of the Cu layer is preferably 5 nm in order that the Cu layer maintains the bcc crystal structure and has a good lattice matching at the interface.
  • the lower limit if the Cu layer can be formed flat and uniform even if the thickness is 1 nm or less, there is no particular limitation to maintain the bcc crystal structure.
  • the thickness is preferably 1.5 nm or more.
  • FIG. 12 is a diagram showing the dependence of the MR ratio of the samples of Examples 1 to 5 on the thickness of the Cu layer.
  • FIG. 13 is a diagram showing the p-value dependence of the MR ratio of Co 100-p Fe p .
  • the MR ratio increases as the thickness of the Cu layer decreases, and the thickness of the Cu layer further decreases. The ratio disappeared.
  • the MR ratios of the samples of Examples 2 to 4 are significantly higher than those of the samples of Examples 1 and 5.
  • the sample of Example 3 showed a maximum MR ratio of greater than 25%.
  • the Cu layer when the Cu layer was 1.5 nm or less, the ferromagnetic layers were magnetically coupled and the MR ratio disappeared. This is because the Cu layer has a high MR ratio by improving the film quality and flatness. Think that you can maintain.
  • the Cu layer depending on the p-value of the Co 100-p Fe p layer, the Cu layer preferably has a remarkable improvement in thickness of 1.5 nm or more, and has a special film quality control (eg Cu It was shown that a high MR ratio can be maintained without the need of optimizing the film formation rate and the substrate temperature at the time of forming the layer.
  • Example 1 exhibited the fcc crystal structure as described with reference to FIG. 8.
  • Co 100-p Fe p (20 ⁇ p ⁇ 100) having the bcc crystal structure on the substrate was used.
  • a buffer layer such as the above is provided, both the ferromagnetic layer and the nonmagnetic layer have a bcc crystal structure, and the magnetoresistive effect element preferentially oriented to the single crystal (001) layer or the (001) crystal plane (for example, It is suggested that MgO/Co 100-p Fe p /Co 90 Fe 10 /Cu/Co 90 Fe 10 /IrMn/Ta etc.) can be provided.
  • FIG. 13 shows the MR ratio values (indicated by circles) of the samples of Examples 1 to 5 in which the thickness of the Cu layer is 2.5 nm and the maximum values of the MR ratios of the samples of Examples 1 to 5 (squares). Are shown).
  • the samples of Examples 2 to 4 all had a high MR ratio of more than 20% or about 20%.
  • the samples of Examples 1 and 5 had a small MR ratio of 10% or less as in the conventional case.
  • the p value of the Co 100-p Fe p layer that is a binary alloy is 20 or more and 75 or less, preferably 22 or more and 70 or less, more preferably 25 or more and 65 or less, and still more preferably 40 or more. It was shown to be 60 or less.
  • FIG. 14 is a diagram showing the dependence of the MR ratios of the samples of Examples 3, 6 and 7 on the thickness of the Cu layer/Ag layer.
  • the dependence of the MR ratio of the sample of Example 3 on the thickness of the Cu layer is the same as that of FIG. According to FIG. 14, the MR ratio of the sample of Example 6 was smaller than that of the sample of Example 3, but was larger than that of the sample of Example 7. From this, in the sample of Example 6, the Co 100-p Fe p layer and the Cu layer are preferentially oriented in the (001) crystal plane, and as a result, function as a magnetoresistive film capable of obtaining a large MR ratio. Is suggested.
  • FIG. 15 is a diagram showing the dependence of the MR ratios of the samples of Examples 3 and 8 on the thickness of the Cu layer.
  • FIG. 16 is a diagram showing the MR ratio of the sample of Example 8 and the bias voltage dependence of the output voltage.
  • the MR ratio of the sample of Example 8 was larger than that of the sample of Example 3. From this, the magnetoresistance obtained by repeating two or more of the ferromagnetic layer (bcc-Co 100-p Fe p ) and the non-magnetic layer (bcc-Cu) preferentially oriented to the single crystal (001) layer or the (001) plane.
  • a magnetoresistive effect element having an effect film has a larger MR ratio and has been found to be advantageous.
  • the magnetoresistive effect element of the present invention is advantageous in obtaining a high voltage output due to the magnetoresistive effect.
  • FIG. 17 is a diagram showing the temperature dependence of the MR ratio of the samples of Examples 3 and 7.
  • FIG. 18 is a diagram showing the temperature dependence of resistance (R) and resistance change (dR) of the samples of Examples 3 and 7.
  • the MR ratio of the sample of Example 3 further increased as the temperature decreased, and a maximum MR ratio of 40% was obtained at 10K.
  • the sample of Example 7 maintained a small MR ratio of about 10% and did not change even when the temperature was lowered.
  • FIG. 18 the temperature dependence of the MR ratio obtained in FIG. 17 is shown separately for the resistance R and the resistance change dR. Focusing on the temperature dependence of the resistance R, both the sample of Example 3 and the sample of Example 7 showed similar temperature dependence. However, focusing on the resistance change dR, the resistance change dR of the sample of Example 3 increased as the temperature decreased, whereas that of the sample of Example 7 decreased as the temperature decreased. This indicates that the spin asymmetry of the interface scattering increased and the MR ratio improved when the mean free path of the electrons became longer at low temperature, and the Co 100-p Fe p in the sample of Example 3 was improved. It is suggested that the band matching at the interface of the majority spin electrons between the layer and the Cu layer is higher than that between the Co 100-p Fe p layer and the Ag layer in the sample of Example 7.
  • FIG. 19 is a diagram showing the external magnetic field dependence of the MR ratio of the sample of Example 9.
  • Example 9 since the sample of Example 9 uses Co 50 Fe 50 having the same film thickness and the same composition on the upper and lower sides, a coercive force difference does not occur, and even if an exchange bias due to an antiferromagnetic material is applied. However, a clear antiparallel state was realized with zero external magnetic field, and the MR ratio was as large as 31%. This indicates that in the sample of Example 9, the magnetization of the Co 50 Fe 50 layer was in the antiparallel state due to the interlayer exchange interaction via Cu.
  • an artificial lattice in which a plurality of these layers are stacked, a magnetized state in which adjacent Co 50 Fe 50 layers are alternately oriented in antiparallel is realized, and a magnetoresistive effect element having a larger MR ratio is expected. it can.
  • FIG. 20 is a diagram showing band structures of bcc-Cu, bcc-Co 50 Fe 50, and bcc-Fe by first-principles calculation.
  • FIG. 21 is a diagram showing band structures of (a) bcc-Co, (b) bcc-Co 75 Fe 25, and (c) bcc-Co 25 Fe 75 by first-principles calculation.
  • FIGS. 20B and 20C show a band structure of bcc-Co 50 Fe 50 in a majority spin state and a minority spin state, respectively.
  • 20(d) and 20(e) show band structures of bcc-Fe in the majority spin state and the minority spin state, respectively.
  • the band dispersion of bcc-Cu is very similar to the majority spin state of bcc-Co 50 Fe 50. And the band structure matches well. 20A and 20C are compared, the band dispersion of bcc-Cu is different from the minority spin state of bcc-Co 50 Fe 50 . Further, comparing FIG. 20(a) with FIGS. 21(a) to 21(c), the band dispersions of bcc-Cu are bcc-Co, bcc-Co 75 Fe 25 , and bcc-Co 25 Fe 75 . It is very similar to the majority spin state, and the band structure is well matched.
  • the up-spin electrons can move more easily between the bcc-Co 100-p Fe p layer (where 0 ⁇ p ⁇ 75) and the bcc-Cu layer than the down-spin electrons. .. Due to such a high spin asymmetry, a large MR ratio can be obtained.
  • the present inventors have proposed a ferromagnetic layer having a body-centered cubic (bcc) crystal structure, which is a layer represented by the general formula Co 100-p Fe p (the parameter p satisfies 0 ⁇ p ⁇ 75), and It has been found that a nonmagnetic layer, which is a layer made of Cu and has a body-centered cubic (bcc) crystal structure, shows good band structure matching as shown in FIGS.
  • bcc body-centered cubic
  • the magnetoresistive effect element of the present invention exhibits a high MR ratio even when used in a CIP type, it is applied to a magnetic sensor, a reproducing head and a magnetic recording/reproducing apparatus having high sensitivity to a magnetic field due to such a high MR ratio. ..
  • Magnetic sensor 600 magnetic head 610 reproducing head 620 recording head 611 sliders 612, 621, 623 insulating layer 613 lower shield layer 614 lower gap insulating layer 615 magnetic domain control layer 616 pair of terminal layers 617 upper gap insulating layer 618 upper shield layer 622 lower magnetic pole 624 recording Gap layer 625 Upper magnetic pole 626 Coil 700 Magnetic recording/reproducing device 710 Housing 720 Actuator 730 Actuator arm 740 Head slider 750 Magnetic recording medium

Landscapes

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Abstract

大きな磁気抵抗変化率（ＭＲ比）を有する磁気抵抗効果素子、ならびに、その大きなＭＲ比による磁場に対する高い感度を有する磁気センサ、再生ヘッドおよび磁気記録再生装置を提供することを目的とする。　本発明の磁気抵抗効果膜を備えた磁気抵抗効果素子は、磁気抵抗効果膜は、少なくとも、一対の強磁性層と、一対の強磁性層の間に位置する非磁性層とを備え、一対の強磁性層のそれぞれは、体心立方（ｂｃｃ）の結晶構造を有し、一般式Ｃｏ１００－ｐＦｅｐで表される層（パラメータｐは、０≦ｐ≦７５を満たし、一対の強磁性層のそれぞれにおけるｐは、同一または別異である）であり、非磁性層は、体心立方（ｂｃｃ）の結晶構造を有し、Ｃｕからなる層であり、強磁性層、および、非磁性層のそれぞれは、単結晶（００１）層であるか、または、（００１）結晶面が優先配向している。

Description

磁気抵抗効果素子、磁気センサ、再生ヘッドおよび磁気記録再生装置
　本発明は、磁気抵抗効果素子、磁気センサ、再生ヘッドおよび磁気記録再生装置に関する。
　一対の強磁性層と、それに挟まれた非磁性層との多層膜を有する磁気抵抗効果素子が知られている。このような磁気抵抗効果素子は、多層膜の面内方向に電流を流すＣＩＰ（Ｃｕｒｒｅｎｔ　iｎ　Ｐｌａｎｅ）型として、あるいは、多層膜の積層方向に電流を流すＣＰＰ（Ｃｕｒｒｅｎｔ　Ｐｅｒｐｅｎｄｉｃｕｌａｒ　ｔｏ　Ｐｌａｎｅ）型として使用される。
　ＣＩＰ型磁気抵抗効果素子は、トンネル磁気抵抗効果素子に比べてノイズが小さいという利点があるが、磁気抵抗変化率（ＭＲ比）が小さく、磁気センサとしての高感度ためにはＭＲ比の増大が求められる。
　このようなＣＩＰ型磁気抵抗効果素子として、強磁性層にＣｏ９０Ｆｅ１０を、非磁性層にＣｕを用いた磁気抵抗効果素子が知られている（例えば、特許文献１を参照）。特許文献１の実施例１によれば、サファイア基板Ｃ面上にＣｏ９０Ｆｅ１０膜、Ｃｕ膜、Ｃｏ９０Ｆｅ１０膜、ＦｅＭｎ膜、Ｔｉ膜を順次成膜したＣｏ９０Ｆｅ１０／Ｃｕ／Ｃｏ９０Ｆｅ１０／ＦｅＭｎ／Ｔｉなるスピンバルブ構造を有する磁気抵抗効果素子において、Ｃｏ９０Ｆｅ１０層がｆｃｃ相（１１１）面配向をしており、１０％の磁気抵抗変化率（ＭＲ比）を示した。しかしながら、磁気センサとしての感度向上のためには、さらなるＭＲ比の向上が求められている。
　近年、ＭＲ比が２５％となるＣＩＰ型磁気抵抗効果素子が開発された（例えば、非特許文献１を参照）。非特許文献１によれば、シリコン熱酸化膜を基板としたＳｉＯｘ／ＮｉＦｅＣｒ／ＣｏＦｅＯｘ／Ｃｏ９０Ｆｅ１０／Ｃｕ／Ｃｏ９０Ｆｅ１０／ＡｌＯのＣＩＰ型磁気抵抗効果素子は、２５％を超えるＭＲ比を示す。しかしながら、強磁性層以外にＮｉＦｅＣｒやＣｏＦｅＯｘ等の層を設ける必要があり、プロセスが煩雑になるのに加え、ＣｏＦｅＯｘ層におけるスペキュラー反射を利用しＭＲ比を向上させているため、多層膜化によるＭＲ比の向上は得られないという問題がある。
　また、このような磁気抵抗効果素子において、層の界面におけるスピン電子の透過率がＭＲ比に影響することが報告されている（例えば、非特許文献２を参照）。非特許文献２の「Ｃｈａｐｔｅｒ　２、２．３．３　ＣＩＰ　ｔｒａｎｓｐｏｒｔ　ｐｒｏｐｅｒｔｉｅｓ」は、強磁性層のマジョリティスピンを有する電子のバンド構造と、非磁性層の電子のバンド構造との間の良好なマッチングにより、マジョリティスピン電子の透過率が増大し、ＭＲ比が向上することを報告する。しかしながら、上述の特許文献１や非特許文献１において、ＣｏとＦｅとからなる二元系合金の強磁性層と、Ｃｕからなる非磁性層との間の電子のバンド構造のマッチングについては何ら報告がない。
　このように、ＣｏとＦｅとからなる二元系合金の強磁性層およびＣｕからなる非磁性層を用い、とりわけ、面方向に電流を流した際に、大きなＭＲ比が得られる磁気抵抗効果素子が開発されることが望まれる。
特開平６－３２５９３４号公報
Ｍ．Ｓｅｉｇｌｅｒ，ＩＥＥＥ　Ｔｒａｎｓａｃｔｉｏｎ　ｏｎ　Ｍａｇｎｅｔｉｃｓ，Ｖｏｌ．４３，Ｎｏ．２，６５１－６５６，２００７ Ｍ．Ｊｏｈｎｓｏｎ編集，１２月２日２００４年，「Ｍａｇｎｅｔｏｅｌｅｃｔｒｏｎｉｃｓ」１ｓｔＥｄｉｔｉｏｎ，Ｃｈａｐｔｅｒ　２、２．３．３　ＣＩＰ　ｔｒａｎｓｐｏｒｔ　ｐｒｏｐｅｒｔｉｅｓ
　以上から、本発明の課題は、大きな磁気抵抗変化率（ＭＲ比）を有する磁気抵抗効果素子、ならびに、その大きなＭＲ比による磁場に対する高い感度を有する磁気センサ、再生ヘッドおよび磁気記録再生装置を提供することである。
　本発明による磁気抵抗効果膜を備えた磁気抵抗効果素子は、前記磁気抵抗効果膜は、少なくとも、一対の強磁性層と、前記一対の強磁性層の間に位置する非磁性層とを備え、前記一対の強磁性層のそれぞれは、体心立方（ｂｃｃ）の結晶構造を有し、一般式Ｃｏ１００－ｐＦｅｐで表される層（パラメータｐは、０≦ｐ≦７５を満たし、前記一対の強磁性層のそれぞれにおけるｐは、同一または別異である）であり、前記非磁性層は、体心立方（ｂｃｃ）の結晶構造を有し、Ｃｕからなる層であり、前記一対の強磁性層、および、前記非磁性層のそれぞれは、単結晶（００１）層であるか、または、（００１）結晶面に優先配向しており、これにより上記課題を解決する。
　前記パラメータｐは、０≦ｐ≦７０を満たしてもよい。
　前記パラメータｐは、ｐ=０または２０≦ｐ≦７５を満たしてもよい。
　前記パラメータｐは、ｐ＝０または２２≦ｐ≦７０を満たしてもよい。
　前記パラメータｐは、０≦ｐ≦６５を満たしてもよい。
　前記パラメータｐは、ｐ＝０または２５≦ｐ≦６５を満たしてもよい。
　前記非磁性層は、１．５ｎｍ以上５ｎｍ以下の範囲の厚さを有してもよい。
　前記一対の強磁性層のそれぞれは、１．５ｎｍ以上１５ｎｍ以下の範囲の厚さを有してもよい。
　前記磁気抵抗効果膜は、前記一対の強磁性層のうち一方と磁気的に結合する反強磁性層をさらに備えてもよい。
　前記反強磁性層は、ＩｒＭｎ層、ＦｅＭｎ層、ＰｔＭｎ層およびＣｏＯ層からなる群から選択されてもよい。
　前記磁気抵抗効果膜は、前記一対の強磁性層と、前記一対の強磁性層の間に位置する前記非磁性層とからなる多層構造を２以上有し、前記２以上の多層構造のそれぞれは絶縁層によって分離していてもよい。
　前記磁気抵抗効果膜は、前記強磁性層と前記非磁性層とが繰り返し積層された人工格子構造であってもよい。
　前記強磁性層のそれぞれは、異なる保磁力を有してもよい。
　前記前記磁気抵抗効果膜は基板上に位置し、前記基板は、ガラス基板、アルミナ基板、熱酸化膜を有する／有しないＳｉ単結晶、ＭｇＯ単結晶、サファイア単結晶、ＳｒＴｉＯ３単結晶、ＭｇＡｌ２Ｏ４単結晶およびＴｉＯ２単結晶からなる群から選択されてもよい。
　前記基板は、バッファ層をさらに備えてもよい。
　前記磁気抵抗効果膜は、キャップ層をさらに備えてもよい。
　前記磁気抵抗効果素子は、前記磁気抵抗効果膜の面内方向に電流を流すＣＩＰ（Ｃｕｒｒｅｎｔ　iｎ　Ｐｌａｎｅ）型、または、前記磁気抵抗効果膜の積層方向に電流を流すＣＰＰ（Ｃｕｔｔｅｎｔ　Ｐｅｒｐｅｎｄｉｃｕｌａｒ　ｔｏ　Ｐｌａｎｅ）型であってもよい。
　本発明による磁気抵抗効果素子を備えた磁気センサは、前記磁気抵抗効果素子が上述の磁気抵抗効果素子であり、これにより上記課題を解決する。
　本発明による磁気抵抗効果素子を備えた磁気記録再生装置用の再生ヘッドは、前記磁気抵抗効果素子が上述の磁気抵抗効果素子であり、これにより上記課題を解決する。
　本発明による再生ヘッドを備えた磁気記録再生装置は、前記再生ヘッドが上述の再生ヘッドであり、これにより上記課題を解決する。
　前記磁気記録再生装置は記録ヘッドをさらに備えてもよい。
　本発明の磁気抵抗効果素子は、少なくとも、一対の強磁性層と、一対の強磁性層の間に位置する非磁性層とを備えた磁気抵抗効果膜を備えるので、巨大磁気抵抗効果が期待される。また、一対の強磁性層のそれぞれは、体心立方（ｂｃｃ）の結晶構造を有し、一般式Ｃｏ１００－ｐＦｅｐで表される層（パラメータｐは、０≦ｐ≦７５を満たし、一対の強磁性層のそれぞれにおけるｐは、同一または別異である）であり、非磁性層は、体心立方（ｂｃｃ）の結晶構造を有し、Ｃｕからなる層である。これにより、強磁性層のマジョリティスピンを有する電子のバンド構造と、非磁性層の電子のバンド構造とは、フェルミ準位（Ｅ－ＥＦ＝０）において、良好にマッチングする。また、これらの強磁性層、および、非磁性層のそれぞれは、単結晶（００１）層であるか、または、（００１）結晶面に優先配向している。これにより、強磁性層と非磁性層との間の界面は良好に整合するため、界面においてスピン電子の透過率が増大し、ＭＲ比が顕著に向上する。
　このような効果は、ＣＩＰ型磁気抵抗効果素子に特に有効であるが、ＣＩＰ型以外にもＣＰＰ型でも同様の効果が期待される。また、本発明の磁気抵抗効果素子は、磁気センサ、再生ヘッドおよび磁気記録再生装置に適用される。
本発明の磁気抵抗効果素子を示す図 ｂｃｃ－Ｃｏ１００－ｐＦｅｐ（ｐ＝５０）のマジョリティスピンの電子のバンド構造（ａ）と、ｂｃｃ－Ｃｕの電子のバンド構造（ｂ）とを示す図 本発明の別の一実施態様である磁気抵抗効果素子３００を示す図 本発明のさらに別の一実施態様である磁気抵抗効果素子４００を示す図 本発明の磁気センサを示す図 本発明の再生ヘッドと記録ヘッドとを組み合わせた磁気ヘッドを示す図 図６Ａに示すＡ－Ａ線断面図 本発明の磁気記録再生装置を示す図 例１～例５および例７の試料のＸＲＤパターンを示す図 例７および例３の試料のＨＡＡＤＦ－ＳＴＥＭ像および電子回折パターンを示す図（図中の（ａ）および（ｂ）は、それぞれ、例７および例３のＨＡＡＤＦ－ＳＴＥＭ像を示す図であり、図中の（ｃ）、（ｄ）および（ｅ）、（ｆ）は、それぞれ、例７および例３の電子回折パターンを示す図である。） 例３の試料について異なる晶帯軸から撮影したＨＡＡＤＦ－ＳＴＥＭ像を示す図（図中の（ａ）は、図９（ｂ）から４５°時計回りに回転した際のＣｏ５０Ｆｅ５０［１００］晶帯軸から撮影したＨＡＡＤＦ－ＳＴＥＭ像を示す図であり、図中の（ｂ）は、図９（ｂ）から４５°反時計回りに回転した際のＣｏ５０Ｆｅ５０［０１０］晶帯軸から撮影したＨＡＡＤＦ－ＳＴＥＭ像を示す図である。） 例３の試料において厚さの異なるＣｕ層のＨＡＡＤＦ－ＳＴＥＭ像、逆フーリエ変換（ＩＦＦＴ）像および電子回折パターンを示す図（図中の（ａ）および（ｃ）、（ｄ）は、それぞれ、厚さが２．１ｎｍのＨＡＡＤＦ－ＳＴＥＭ像および電子回折パターンを示す図であり、図中の（ｂ）および（ｅ）、（ｆ）は、それぞれ、厚さが４．３ｎｍのＨＡＡＤＦ－ＳＴＥＭ像および電子回折パターンを示す図である。） 例１～例５の試料のＭＲ比のＣｕ層の厚さ依存性を示す図 例１～例５の試料のＭＲ比のＣｏ１００－ｐＦｅｐのｐ値依存性を示す図 例３、例６および例７の試料のＭＲ比のＣｕ層／Ａｇ層（Ｃｕ層またはＡｇ層）の厚さ依存性を示す図 例３および例８の試料のＭＲ比のＣｕ層の厚さ依存性を示す図 例８の試料のＭＲ比および出力電圧のバイアス電圧依存性を示す図 例３および例７の試料のＭＲ比の温度依存性を示す図 （ａ）例３および（ｂ）例７の試料の抵抗（Ｒ）および抵抗変化（ｄＲ）の温度依存性を示す図 例９の試料のＭＲ比の外部磁場依存性を示す図 （ａ）ｂｃｃ－Ｃｕ、（ｂ）ｂｃｃ－Ｃｏ５０Ｆｅ５０、（ｃ）ｂｃｃ－Ｃｏ５０Ｆｅ５０、（ｄ）ｂｃｃ－Ｆｅ、および（ｅ）ｂｃｃ－Ｆｅの第一原理計算によるバンド構造を示す図 （ａ）ｂｃｃ－Ｃｏ、（ｂ）ｂｃｃ－Ｃｏ７５Ｆｅ２５および（ｃ）ｂｃｃ－Ｃｏ２５Ｆｅ７５の第一原理計算によるバンド構造を示す図
　以下、図面を参照しながら本発明の実施の形態を説明する。なお、同様の要素には同様の番号を付し、その説明を省略する。
（実施の形態１）
　実施の形態１では、本発明の磁気抵抗効果素子およびその製造方法について説明する。
　図１は、本発明の磁気抵抗効果素子を示す図である。
　本発明の磁気抵抗効果素子１００は、磁気抵抗効果膜１１０を備えるが、このような磁気抵抗効果膜１１０は、少なくとも、一対の強磁性層１２０、１４０と、その間に位置する非磁性層１３０とを備える。このような構造により、本発明の磁気抵抗効果素子１００は巨大磁気抵抗効果（ＧＭＲ）を示す。図１では、基板１５０と、その上に形成された磁気抵抗効果膜１１０とを備える磁気抵抗効果素子１００を示す。
　ここで、強磁性層１２０、１４０のそれぞれは、体心立方（ｂｃｃ）の結晶構造を有し、一般式Ｃｏ１００－ｐＦｅｐで表される層（ここで、パラメータｐは、０≦ｐ≦７５を満たし、強誘電層１２０、１４０のそれぞれにおけるｐは、同一であってもよいし、別異であってもよい）である。以降では、簡単のため、「Ｃｏ１００－ｐＦｅｐで表される層」を「Ｃｏ１００－ｐＦｅｐ層」と称する。
　ＣｏとＦｅとの二元系合金において、Ｃｏ１００－ｐＦｅｐ層（２０≦ｐ≦７５）であれば、状態図からｂｃｃの結晶構造を取ることが知られている。
　一方、Ｃｏ１００－ｐＦｅｐ層（０＜ｐ＜２０）においては、状態図からｂｃｃの結晶構造を維持できない場合があるが、ｂｃｃの結晶構造を有するバッファ層（下地層）あるいはｂｃｃの結晶構造を有する基板上にこれらの層を成長させた場合、通常ｆｃｃの結晶構造が、ｂｃｃの結晶構造となり安定化し得る。
　また、ｐが０の場合、Ｃｏ１００－ｐＦｅｐ層はＣｏ層となるが、Ｓｈｉｎｊｉ　Ｙｕａｓａら，Ａｐｐｌｉｅｄ　Ｐｈｙｓｉｃｓ　Ｌｅｔｔｅｒｓ　８９，０４５０５（２００６）によると、ｂｃｃの結晶構造を有するバッファ層（下地層）あるいはｂｃｃの結晶構造を有する基板上に成長させた場合、通常、六方最密充填構造（ｈｃｐ）が安定なＣｏが、ｂｃｃの結晶構造となることが示されている。
　さらに、本願発明者らは、ｐ＝０のＣｏ、ならびに、０＜ｐ≦７５を満たすＣｏ１００－ｐＦｅｐのバンド構造が、ｂｃｃの結晶構造を有せば、後述するｂｃｃの結晶構造を有するＣｕのバンド構造と、フェルミ準位（Ｅ－ＥＦ＝０）において良好にマッチングすることを見出し、ｂｃｃの結晶構造を有するＣｏ１００－ｐＦｅｐ層（０≦ｐ≦７５）を強磁性層１２０、１４０に、ｂｃｃの結晶構造を有するＣｕからなる層を非磁性層１３０に採用し、ＭＲ比が向上した磁気抵抗効果素子を提供できる。後述するように、ｐが７５を超えると、バンド構造がマッチングしない場合があるため、ｐの上限は７５が妥当である。
　また、上述したように、強磁性層１２０、１４０は、それぞれ、同じ組成を有するＣｏ１００－ｐＦｅｐ層であってもよいし、別の組成を有していてもよい。同じ組成であれば、ターゲットの交換が不要であるため、製造プロセスが簡略化されるので好ましい。異なる組成であれば、保磁力差による磁化反平行状態が得られる可能性があるため、好ましい。
　バンド構造のマッチングの観点から、パラメータｐは、好ましくは、０≦ｐ≦７０、なお好ましくは、０≦ｐ≦６５を満たす。これにより、バンド構造がさらにマッチングするため、ＭＲ比がさらに向上し得る。一方で、製造効率の観点から、パラメータｐは、好ましくは、ｐ=０または２０≦ｐ≦７５、なお好ましくは、ｐ＝０または２２≦ｐ≦７０、なお好ましくは、ｐ＝０または２５≦ｐ≦６５を満たす。なおさらに好ましくは、パラメータｐは、ｐ＝０または４０≦ｐ≦６０を満たす。
　強磁性層１２０、１４０の厚さは、特に制限はないが、例示的には、１．５ｎｍ以上１５ｎｍ以下の範囲の厚さを有する。この範囲の厚さであれば、強磁性層１２０、１４０を、物理的気相成長法や化学的気相成長法により制御よく製造できる。
　非磁性層１３０は、体心立方（ｂｃｃ）の結晶構造を有するＣｕからなる層（以降では簡単のため、Ｃｕ層と称する）である。通常、Ｃｕは、面心立方（ｆｃｃ）の結晶構造を有するが、本願発明者らは、種々の実験を繰り返した結果、上述のｂｃｃの結晶構造を有するＣｏ１００－ｐＦｅｐ層（０≦ｐ≦７５）を強磁性層とし、これらの間に挟まれるＣｕ層の結晶構造が、ｂｃｃの結晶構造となることを見出した。さらに驚くべきことに、本願発明者らは、非磁性層１３０として、ｂｃｃの結晶構造を有するＣｕ層を採用することにより、上述の強磁性層１２０、１４０とバンド構造がマッチングすることを見出した。
　非磁性層１３０の厚さは、ｂｃｃの結晶構造を有する限り特に制限はないが、好ましくは、１．５ｎｍ以上５ｎｍ以下の範囲を有する。この範囲であれば、非磁性層１３０を、ｂｃｃの結晶構造を維持しつつ、物理的気相成長法や化学的気相成長法により制御よく製造できるとともに、連続膜となるために強磁性層１２０、１４０間の磁化を平行方向に揃える磁気的結合が現れない。より好ましくは、非磁性層１３０の厚さは、１．８ｎｍ以上３ｎｍ以下の範囲を有する。この範囲であれば、非磁性層１３０の内部に流れる磁気抵抗効果に寄与しない電流量を低減できるためＭＲ比が向上し得る。さらに好ましくは、非磁性層１３０の厚さは、１．８ｎｍ以上２．５ｎｍ以下の範囲を有する。この範囲であれば、非磁性層１３０のｂｃｃの結晶構造が安定化し、非磁性層１３０と強磁性層１２０、１４０との間の界面が良好に格子整合するため、ＭＲ比が向上し得る。
　図２は、ｂｃｃ－Ｃｏ１００－ｐＦｅｐ（ｐ＝５０）のマジョリティスピンの電子のバンド構造（ａ）と、ｂｃｃ－Ｃｕの電子のバンド構造（ｂ）とを示す図である。
　図２には、第一原理計算から求めたバンド構造を示す。図２（ａ）および図２（ｂ）によれば、ｂｃｃ－Ｃｏ１００－ｐＦｅｐのマジョリティスピン（上向き）スピンを有する電子のバンド構造は、フェルミ準位（Ｅ－ＥＦ＝０）において、ｂｃｃ－Ｃｕの電子のバンド構造とは極めて類似していることが分かる。すなわち、ｂｃｃ－Ｃｏ１００－ｐＦｅｐとｂｃｃ－Ｃｕとは、電子のバンド構造が同じであるため、違う物質であるにも関わらず互いに同じ物質のようにマジョリティスピン電子を界面にて輸送することができる。
　さらに、強磁性層１２０、１４０、および、非磁性層１３０のそれぞれは、単結晶（００１）層であるか、または、（００１）結晶面に優先配向している。これにより、強磁性層１２０、１４０、および、非磁性層１３０の界面が良好に格子整合するため、バンド構造のマッチングの効果を促進し、スピン電子が界面にて散乱することなく透過し、ＭＲ比が向上し得る。
　なお、本願明細書において、単結晶（００１）層である場合、強磁性層１２０、１４０、および、非磁性層１３０のそれぞれは、基板１５０の結晶面に揃い、単結晶様（エピタキシャル膜である）であることを意図する。このようなエピタキシャル膜であるか否かは、Ｘ線回折や透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）等により判定できる。また、本願明細書において、（００１）結晶面に優先配向しているとは、Ｘ線回折法のθ－２θスキャンにおいて、体心立方（ｂｃｃ）の結晶構造の（００１）面からの回折ピーク強度が、他の結晶面からの回折ピークよりも大きい状態、あるいは、その（００１）面からの回折ピークのみが観察される状態を意図する。
　図１に示すように、磁気抵抗効果膜１１０が基板１５０上に位置してもよく、この場合、基板は、好ましくは、ガラス基板、アルミナ基板、熱酸化膜を有する／有しないＳｉ単結晶、ＭｇＯ単結晶、サファイア単結晶、ＳｒＴｉＯ３単結晶、ＭｇＡｌ２Ｏ４単結晶およびＴｉＯ２単結晶からなる群から選択される。単結晶基板を用いた場合には、強磁性層１２０、１４０、および、非磁性層１３０のそれぞれが、エピタキシャル成長する（単結晶（００１）層である）か、または、（００１）結晶面に優先配向するような、結晶面を選べばよい。例えば、ＭｇＯ単結晶を選んだ場合、ＭｇＯ（００１）面が採用される。
　特に、強磁性層１２０として通常ｆｃｃの結晶構造が安定なＣｏ１００－ｐＦｅｐ層（０≦ｐ＜２０）を採用する場合、ｂｃｃの結晶構造を有する基板１５０を積極的に採用することが好ましい。これにより、Ｃｏ１００－ｐＦｅｐ層（０≦ｐ＜２０）は、ｆｃｃ又はｈｃｐの結晶構造からｂｃｃの結晶構造へと変化し、安定化する。
　基板１５０は、さらに、バッファ層（図示せず）を備えてもよい。これにより、基板１５０と強磁性層１２０、１４０、および、非磁性層１３０とのミスマッチが大きい場合、あるいは、基板１５０が単結晶基板でない場合であっても、これら強磁性層１２０、１４０、および、非磁性層１３０は、エピタキシャル成長する（単結晶（００１）層である）か、または、（００１）結晶面に優先配向する。例えば、このようなバッファ層は、Ｍｇ１－ｘＴｉｘＯ（０≦ｘ≦０．８）、Ｃｒ、ＴｉＮ等が挙げられる。
　あるいは、強磁性層１２０として通常ｆｃｃの結晶構造をとるＣｏ１００－ｐＦｅｐ層（０＜ｐ＜２０）もしくはｈｃｐの結晶構造をとるＣｏ（ｐ＝０)を採用する場合、ｂｃｃの結晶構造を有するバッファ層を積極的に採用することが好ましい。このようなバッファ層には、Ｃｏ１００－ｐＦｅｐ（２０≦ｐ≦１００）、Ｎi１００－ｐＦｅｐ（７０≦ｐ≦１００）等を採用できる。状態図によれば、Ｃｏ１００－ｐＦｅｐ（２０≦ｐ≦１００）は、ｂｃｃの結晶構造を有するため、その上にＣｏ１００－ｐＦｅｐ層（０≦ｐ＜２０）を成膜すれば、ｆｃｃ又はｈｃｐの結晶構造からｂｃｃの結晶構造へと変化し、安定化する。
　なお、強磁性層１４０は、後述するように、ｂｃｃの結晶構造を有するＣｕからなる層である非磁性層１３０上に位置するため、非磁性層１３０をバッファ層として、ｂｃｃの結晶構造を有するＣｏ１００－ｐＦｅｐ層（０≦ｐ≦７５）が安定化することは当業者であれば理解する。
　大きなＭＲ比を得るために、強磁性層１２０、１４０の磁化はある磁場領域で完全な反平行状態を向くことが必要である。そのために強磁性層１２０、１４０に異なる保磁力を有する材料を用いてもよいし、図３に示す反強磁性層３２０を備える構造にして交換バイアスを加えてもよいし、強磁性層１２０、１４０が、非磁性層１３０を介した反強磁性的な層間交換相互作用を得てもよい。ここで、本発明の磁気抵抗効果膜１１０を採用すれば、層間交換相互作用を得ることができる。また、図１に示す積層構造を繰り返し、図４に示す人工格子構造とすれば、反平行結合が積層方向にどこまでも続き、隣接する強磁性層の磁化が常に反平行となった状態を作りだせるので、大きなＭＲ比が期待できる。
　なお、強磁性層１２０、１４０に保磁力差を設ける場合、例えば、それぞれの強磁性層を構成するＣｏ１００－ｐＦｅｐ層の組成を制御（すなわち、パラメータｐの値）すればよい。
　図１では、磁気抵抗効果膜１１０は、一対の強磁性層１２０、１４０と、その間に位置する非磁性層１３０との１組の多層構造を有するが、このような多層構造を２以上備えてもよい。この場合、２以上の多層構造のそれぞれは絶縁層（バリア層）によって分離している。このような構造とすることにより、ＭＲ比を大きくできる。この場合、絶縁層には、ＭｇＯ、ＡｌＯ等が挙げられる。また、絶縁層の厚さは、０．２ｎｍ以上３ｎｍ以下が好ましい。
　磁気抵抗効果素子１００において、磁気抵抗効果膜１１０が強磁性層１４０上にキャップ層（図示せず）をさらに備えてもよい。キャップ層は磁気抵抗効果膜１１０の表面の保護層として機能し得る。このようなキャップ層には、例えば、タンタル（Ｔａ）、金（Ａｕ）、アルミニウム（Ａｌ）、ルテニウム（Ｒｕ）、白金（Ｐｔ）等が挙げられる。また、キャップ層の厚さは、０．５ｎｍ以上２ｎｍ以下が好ましい。
　図３は、本発明の別の一実施態様である磁気抵抗効果素子３００を示す図である。
　磁気抵抗効果素子３００は、磁気抵抗効果膜３１０が、一対の強磁性層１２０、１４０のうちの一方の強磁性層１４０と磁気的に結合する反強磁性層３２０を備える点が、図１の磁気抵抗効果素子１００と異なる。図１と同様の要素には同様の番号を付し、説明を省略する。このような構造により、磁気抵抗効果膜３１０は、スピンバルブと呼ばれ、強磁性層１２０がフリー層となり、強磁性層１４０と反強磁性層３２０とがピン層として機能し、フリー層の磁化の向きを変えることにより巨大磁気抵抗効果を示すことができる。
　このような反強磁性層３２０は、当該分野で一般的に使用される反強磁性層が採用されるが、例示的には、ＩｒＭｎ層、ＦｅＭｎ層、ＰｔＭｎ層およびＣｏＯ層からなる群から選択される。また、反強磁性層３２０の厚さは、１ｎｍ以上１０ｎｍ以下が好ましい。
　図３では、磁気抵抗効果膜３１０は、強磁性層１２０、非磁性層１３０、強磁性層１４０、反強磁性層３２０の１組の多層構造を有するが、磁気抵抗効果膜１１０と同様に、このような多層構造を２以上備えてもよい。この場合、２以上の多層構造のそれぞれは絶縁層によって分離している。このような構造とすることにより、ＭＲ比を大きくできる。絶縁層は上述したとおりである。
　あるいは、磁気抵抗効果膜３１０は、フリー層である強磁性層１２０を共有するように、強磁性層１２０、非磁性層１３０、強磁性層１４０、反強磁性層３２０の多層構造を２以上有してもよい。このような構造は、デュアルスピンバルブ型磁気抵抗効果素子と呼ばれる。
　図３の磁気抵抗効果膜３１０は、図１の磁気抵抗効果膜１１０と同様に、反強磁性層３２０上にキャップ層（図示せず）を備えてもよい。キャップ層は上述したとおりである。
　図４は、本発明のさらに別の一実施態様である磁気抵抗効果素子４００を示す図である。
　磁気抵抗効果素子４００は、磁気抵抗効果膜４１０が、一対の強磁性層１２０、１４０と、その間に位置する非磁性層１３０との多層構造に加えて、強磁性層１２０１～ｎと非磁性層１３０１～ｎとが交互に繰り返し積層された人工格子構造を有する点が、図１の磁気抵抗効果素子１００および図３の磁気抵抗効果素子３００と異なる。ここでも、図１と同様の要素には同様の番号を付し、説明を省略する。このような構造により、磁気抵抗効果膜４１０は、巨大磁気抵抗効果を示すことができる。この場合の繰り返し数ｎは、特に制限はないが、例示的には、２以上１００以下の範囲である。
　図４の磁気抵抗効果膜４１０は、図１の磁気抵抗効果膜１１０、図３の磁気抵抗効果膜３１０と同様に、強磁性層１２０ｎ上にキャップ層（図示せず）や反強磁性層（図示せず）を備えてもよい。キャップ層や反強磁性層は上述したとおりである。
　また、磁気抵抗効果膜４１０が人工格子構造を有する場合、強磁性層１２０１～ｎは、非磁性層１３０を隔てて隣接する強磁性層の磁化との間に反平行層間磁気結合（層間交換相互作用）を実現し、これにより、磁化の反平行状態が得られるため、ＭＲ比を大きくすることができる。
　本発明の磁気抵抗効果素子１００、３００、４００は、特に、磁気抵抗効果膜１１０、３１０、４１０の面内方向に電流を流すＣＩＰ（Ｃｕｒｒｅｎｔ　iｎ　Ｐｌａｎｅ）型の磁気抵抗効果素子として使用すれば、大きなＭＲ比を示すため好ましい。しかしながら、本発明の磁気効果素子１００、３００、４００は、磁気抵抗効果膜１１０、３１０、４１０の積層方向に電流を流すＣＰＰ（Ｃｕｒｒｅｎｔ　Ｐｅｒｐｅｎｄｉｃｕｌａｒ　ｔｏ　Ｐｌａｎｅ）型の磁気抵抗効果素子として使用しても、問題ない。
　また、本発明の磁気抵抗効果素子１００、３００、４００において、磁気抵抗効果膜１１０、３１０、４１０が、必要に応じて、バッファ層、リファレンス層、バリア層等を備えてもよい。
　本発明の磁気抵抗効果素子１００の例示的な製造方法は以下のとおりである。基本的な製造プロセスは、基板１５０上に、強磁性層１２０、非磁性層１３０、強磁性層１４０を順に形成する。必要に応じて、バッファ層、キャップ層、シールド層、リファレンス層、バリア層等を形成してもよい。例えば、反強磁性層３２０（図３）を形成すれば、磁気抵抗効果素子３００が製造され、強磁性層および非磁性層を繰り返し積層すれば、磁気抵抗効果素子４００が製造される。これらの層は、物理的気相成長法、化学的気相成長法によって成膜できることが当該分野で知られており、好ましくは、スパッタ法に代表される物理的気相成長法が採用される。また、成膜に続いて、物理的または化学的エッチングやフォトリソグラフィを行い、微細加工することにより、磁気抵抗効果素子が得られる。例示的な製造方法は、後述する実施例を参照されたい。
（実施の形態２）
　実施の形態２では、実施の形態１で説明した本発明の磁気抵抗効果素子を用いた用途について説明する。
　図５は、本発明の磁気センサを示す図である。
　本発明の磁気センサ５００は、図１で説明した磁気抵抗効果素子１００として磁気抵抗効果素子１００Ａ、１００Ｂを備える。なお、図５では、２つの磁気抵抗効果素子１００Ａ、１００Ｂが接続されているが、素子の数は２つに限らない。磁気抵抗効果素子１００Ａの強磁性層１４０と、磁気抵抗効果素子１００Ｂの強磁性層１２０との間に電圧Ｖｃｃが印加され、磁気抵抗効果素子１００Ａの強磁性層１２０と、磁気抵抗効果素子１００Ｂの強磁性層１４０との間の電圧が計測される。また、磁気センサ５００は、図１に示す磁気抵抗効果素子１００を用いたが、図１の磁気抵抗効果素子１００に代えて、図３の磁気抵抗効果素子３００、図４の磁気抵抗効果素子４００、または、これらの組み合わせを用いてもよい。
　また、磁気センサ５００の出力電圧に基づいて所定の演算を行い、磁気情報を取得する演算回路（図示せず）や得られた磁気情報を表示する表示部（図示せず）を設けることにより、磁気検出装置を実現してもよい。
　図６Ａは、本発明の再生ヘッドと記録ヘッドとを組み合わせた磁気ヘッドを示す図である。
　図６Ｂは、図６Ａに示すＡ－Ａ線断面図である。
　図６Ａに示すように、磁気ヘッド６００は、本発明の再生ヘッド６１０と記録ヘッド６２０とを備え、浮上面の構造が示される。図６Ａにおいて、紙面の上下方向は、磁気記録媒体（図示せず）の移動方向であり、紙面の水平方向は、磁気記録媒体に形成されるトラックの幅方向に相当する。図６Ｂの磁気ヘッド６００は、Ａ－Ａ線に対して垂直な面方向の断面の様子である。
　本発明の再生ヘッド６１０は、少なくとも磁気抵抗効果素子１００を備えればよいが、図６Ａでは、平坦なスライダ６１１上に絶縁層６１２、下部シールド層６１３、下部ギャップ絶縁層６１４、磁気抵抗効果素子１００、一対の端子層６１６、磁気抵抗効果素子１００の両側に磁区制御層６１５、上部ギャップ絶縁層６１７および上部シールド層６１８をさらに備える。
　また、記録ヘッド６２０は、再生ヘッド６１０上に絶縁層６２１を介して設けられており、下部磁極６２２、記録ギャップ層６２４を挟んで下部磁極６２２に対向する側に、通常、磁気記録媒体のトラックに相当する幅を有する上部磁極６２５を備え、これらが絶縁層６２３で覆われている。また、記録ヘッド６２０は、図６Ｂに示すように、下部磁極６２２と上部磁極６２５とを接続するヨークと、ヨークを巻回するコイル６２６とを備える。図６Ａ、図６Ｂで例示的に示す絶縁層、シールド層、ヨーク、コイル、磁極、端子、磁区制御層等の材料は、特に制限はなく、いずれも当該分野で通常使用されるものであればよい。
　このような構成により、磁気ヘッド６００は、記録ヘッド６２０の下部磁極６２２と上部磁極６２５とから漏洩する記録磁界により対向する磁気記録媒体に情報が記録され、記録された情報に対応する磁気記録媒体の漏洩磁界を、再生ヘッド６１０の磁気抵抗効果素子１００が抵抗変化として検知する。詳細には、再生ヘッド６１０は、抵抗変化を検知するセンス電流が一対の端子層６１６から磁気抵抗効果素子１００の磁気抵抗効果膜の面内方向に流れ込み、他方の端子層６１６から引き出される。センス電流を流した際に生じる磁気抵抗効果素子１００の両端の電圧により、磁気記録媒体からの漏洩磁界の変化を磁気抵抗効果素子１００の幅方向の電気抵抗値の変化を介して検出する。
　なお、図６Ａおよび図６Ｂでは、再生ヘッド６１０と記録ヘッド６２０とを備える複合型の磁気ヘッド６００を示したが、再生ヘッド６１０のみを備える磁気ヘッドとして構成してもよい。磁気抵抗効果素子１００は、当然ながら、磁気抵抗効果素子３００、４００を用いてもよい。
　図７は、本発明の磁気記録再生装置を示す図である。
　磁気記録再生装置７００は、矩形形状のハウジング７１０内に、アクチュエータ７２０、これに取り付けられたアクチュエータアーム７３０、および、アクチュエータアーム７３０の先端に取り付けられたヘッドスライダ７４０、および、磁気記録媒体７５０を備える。
　磁気記録媒体７５０に格納する情報の記録再生を行うヘッドスライダ７４０には、少なくとも、図６Ａ、図６Ｂを参照して説明した本発明の再生ヘッド６１０が取り付けられている。
　磁気記録媒体７５０は、駆動装置の制御部（図示せず）からの制御信号に応答するモータにより矢印の方向に回転する。磁気記録媒体７５０が回転すると、ヘッドスライダ７４０の媒体対向面は磁気記録媒体７５０の表面から所定の浮上量に維持されるか、または、表面と接触する。
　本発明では、上述した本発明の磁気抵抗効果素子を用いた再生ヘッド６１０が採用されるので、ノイズを低減し、安定した信号の記録再生が可能となる。
　当然ながら、再生ヘッド６１０に代えて、記録ヘッド６２０を備えた複合型の磁気ヘッド６００を用いてもよい。また、磁気記録媒体７５０は磁気ディスクに限定されるものではない。
　次に具体的な実施例を用いて本発明を詳述するが、本発明がこれら実施例に限定されないことに留意されたい。
［例１～例９］
　例１～例９では、ＭｇＯ（００１）単結晶基板、または、熱酸化膜（ＳｉＯｘ）付ｃ－Ｓｉ（００１）単結晶基板上に、強磁性層としてＣｏ１００－ｐＦｅｐ層を、非磁性層としてＣｕ層またはＡｇ層を用い、磁気抵抗効果素子を製造した。
　詳細には、表１に示す条件で、例１～例７では、基板上にＣｏ１００－ｐＦｅｐ（６ｎｍ）／ＣｕまたはＡｇ（０～５ｎｍの傾斜膜）／Ｃｏ１００－ｐＦｅｐ（６ｎｍ）／ＩｒＭｎ（８ｎｍ）／Ｔａ（３ｎｍ）のスピンバルブ型の磁気抵抗効果素子を、例８では、基板上にＩｒＭｎ（８ｎｍ）／Ｃｏ１００－ｐＦｅｐ（６ｎｍ）／Ｃｕ（０～５ｎｍの傾斜膜）／Ｃｏ１００－ｐＦｅｐ（６ｎｍ）／Ｃｕ（０～５ｎｍの傾斜膜）／Ｃｏ１００－ｐＦｅｐ（６ｎｍ）／ＩｒＭｎ（８ｎｍ）のデュアルスピンバルブ型の磁気抵抗効果素子を、例９では、基板上にＣｏ１００－ｐＦｅｐ（６ｎｍ）／Ｃｕ（１．８７ｎｍ）／Ｃｏ１００－ｐＦｅｐ（６ｎｍ）／ＭｇＯ（３ｎｍ）の層間交換相互作用型の磁気抵抗効果素子を製造した。なお、例１～例８の非磁性層は、０ｎｍ～５ｎｍの傾斜膜のウェッジ構造とし、膜厚依存性を調べた。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
　種々の組成のＣｏ１００－ｐＦｅｐ、Ｃｕ、Ａｇ、ＩｒＭｎ、Ｔａの各ターゲットを、ＤＣ－ＲＦマグネトロンスパッタ（エイコーエンジニアリング社製、型番ＥＳＡ-０７８８）にセットし、表２に示すスパッタリング条件によりスパッタを行った。その後、表２に示すアニーリング条件にて、例１～例９の試料を磁場中で熱処理し、一方向磁気異方性を付与した。なお、例１～例９の試料は、フォトリソグラフィによりワイヤ状に加工した。また、予備実験において、ターゲットの組成と、強磁性層の組成とは、実質的に同一となることを組成分析から確認しているため、本願明細書では、ターゲットに用いた組成が、得られた強磁性層の組成であるものとして取り扱う。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　このようにして得られた例１～例９の試料の構造を簡単のため表３にまとめて示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　例１～例９の試料についてＸ線回折を行った。結果を図８に示す。例１～例９の試料について透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ、ＦＥＩ社製、型番ＴＩＴＡＮ　Ｇ２－２００）を用いた高角度散乱暗視野走査透過型電子顕微鏡法（ＨＡＡＤＦ－ＳＴＥＭ法）により高分解能観察を行い、電子回折パターンを得た。結果を図９～図１１に示す。
　例１～例９の試料に磁気特性を、４探針法を用いて測定した。詳細には、室温（２５℃）にて、膜の面内方向に電流を流し、その方向と平行な方向に外部磁場を印加し、その際の抵抗値の変化を測定し、ＭＲ比を求めた。また、例３および例７の試料について、ＭＲ比、抵抗（Ｒ）および抵抗変化（ｄＲ）の温度依存性を調べた。例８の試料についてＭＲ比のバイアス電圧依存性、ならびに、例９の試料について外部磁場に対する抵抗値の依存性を調べた。これらの結果を図１２～図１９に示す。
　ｂｃｃ－ＣｕおよびＣｏ１００－ｐＦｅｐ（ｐ＝０、２５、５０、７５、１００）について第一原理計算を行い、バンド構造を求めた。結果を図２０および図２１に示す。
　以上の結果をまとめて説明する。
　図８は、例１～例５および例７の試料のＸＲＤパターンを示す図である。
　いずれの試料においても、約４８°近傍にピークが現れ、これはＩｒＭｎの（００２）ピークと同定され、すべての試料はエピタキシャル膜であった。例２～例５および例７の試料では、約６６°にピークが現れ、これは、（００２）ｂｃｃの結晶構造によるピークと同定された。一方、例１の試料では、このピークが観察されなかった。このことから、例１の試料におけるＣｏ９０Ｆｅ１０は、ｆｃｃの結晶構造を有し、例２～例５および例７の試料におけるＣｏ１００－ｐＦｅｐ（ｐ＝２５、５０、６７、１００）は、ｂｃｃの結晶構造を有することが分かった。図示しないが、例８および例９の試料も例３と同様のＸＲＤパターンを示すことを確認した。
　図９は、例７および例３の試料のＨＡＡＤＦ－ＳＴＥＭ像および電子回折パターンを示す図である。
　図１０は、例３の試料について図９とは異なる晶帯軸から撮影したＨＡＡＤＦ－ＳＴＥＭ像を示す図である。
　図１１は、例３の試料において厚さの異なるＣｕ層のＨＡＡＤＦ－ＳＴＥＭ像、逆フーリエ変換（ＩＦＦＴ）像および電子回折パターンを示す図である。
　図９（ａ）および（ｂ）は、それぞれ、例７および例３の試料の断面の原子分解能ＨＡＡＤＦ－ＳＴＥＭ像を示す。像は、いずれも、Ｃｏ５０Ｆｅ５０層の［１１０］晶帯軸から撮影され、Ａｇ層およびＣｕ層の厚さは、それぞれ、２．８ｎｍおよび２．１ｎｍであった。いずれの像も、エピタキシャル成長していることが示唆されるが、図９（ａ）のＡｇ層とＣｏ５０Ｆｅ５０層との界面に着目すると、転位（ｄｉｓｌｏｃａｔｉｏｎ）が存在し、界面近傍では結晶に歪みが生じていることが分かる。しかしながら、図９（ｂ）のＣｕ層とＣｏ５０Ｆｅ５０層と界面に着目すると、驚くべきことに、転位等の欠陥は、原子解像度レベルにおいて確認されず、Ｃｕ層とＣｏ５０Ｆｅ５０層とがあたかも単一の材料であるかのようであった。図示しないが、例えば、Ｃｕ層の厚さが約２ｎｍである例２、例４～例６、例８および例９の試料においても図９（ｂ）と同様の様態であった。
　図９（ｃ）、（ｄ）および（ｅ）、（ｆ）は、それぞれ、例７および例３の試料の電子回折パターンを示す。図９（ｃ）、（ｄ）によれば、例７の試料では、ｂｃｃ－Ｃｏ５０Ｆｅ５０（００１）［１１０］／／ｆｃｃ－Ａｇ（００１）［１００］の関係となっていることが分かる。一方、図９（ｅ）、（ｆ）によれば、例３の試料では、ｂｃｃ－Ｃｏ５０Ｆｅ５０の回折パターンと、Ｃｕの回折パターンとは、互いに極めて類似しており、図９（ｃ）、（ｄ）の回折パターンの関係とは異なっていた。このことは、Ｃｕは、ｂｃｃ－Ｃｏ５０Ｆｅ５０と同様に、ｂｃｃの結晶構造を有していることを示唆する。図示しないが、例えば、Ｃｕ層の厚さが約２ｎｍである例２、例４～例６、例８および例９の試料においても図９（ｅ）、（ｆ）と同様の回折パターンであった。
　図１０（ａ）および（ｂ）は、それぞれ、図９（ｂ）から４５°時計回りおよび反時計回りに回転した際のＣｏ５０Ｆｅ５０［１００］および［０１０］晶帯軸から撮影したＨＡＡＤＦ－ＳＴＥＭ像を示す図である。図１０（ａ）および（ｂ）によれば、いずれの像も互いに類似しており、Ｃｏ５０Ｆｅ５０層とＣｕ層との間の界面に視認できる格子歪はない。
　Ｃｕがｆｃｃの結晶構造である場合、４５°時計回りの像と、４５°反時計回りの像とは、互いに異なり、Ｃｏ５０Ｆｅ５０層とＣｕ層との間の界面には格子歪が生じるはずである。しかしながら、上述したとおり、４５°時計回りの像と、４５°反時計回りの像とが、互いに類似しており、界面に格子歪が確認できないことから、Ｃｕは、Ｃｏ５０Ｆｅ５０の結晶構造と同様に、ｂｃｃの結晶構造を有しており、Ｃｏ５０Ｆｅ５０層およびＣｕ層はいずれも単結晶（００１）層であるといえる。
　例５の試料は、Ｂ．Ｈｅｉｎｒｉｃｈら，Ｐｈｙｓ．Ｒｅｖ．Ｌｅｔｔ．，Ｖｏｌ．６４，Ｎｏ．６，１９９０の報告と同様に、Ｆｅ層もＣｕ層もｂｃｃの結晶構造を有しており、単結晶（００１）層であったが、Ｃｏ１００－ｐＦｅｐ層およびＣｕ層についても、同様の関係が成り立つことは本願発明者らが実験から初めて確認したことに留意されたい。
　図１１（ａ）および（ｂ）は、それぞれ、Ｃｕ層の厚さが２．１ｎｍおよび４．３ｎｍである例３の試料の断面の原子分解能ＨＡＡＤＦ－ＳＴＥＭ像を示す。図１１（ｃ）、（ｄ）および（ｅ）、（ｆ）は、それぞれ、Ｃｕ層の厚さが２．１ｎｍおよび４．３ｎｍである例３の試料の電子回折パターンを示す。ここで、図１１（ａ）、（ｃ）および（ｄ）は、図９（ｂ）、（ｅ）および（ｆ）と同一である。
　図１１（ｂ）によれば、Ｃｕ層の厚さが厚くなると、Ｃｕ層とＣｏ５０Ｆｅ５０層と界面にわずかながら格子歪が確認されたが、図１１（ｅ）および（ｆ）によれば、Ｃｕ層は、ｂｃｃの結晶構造を維持していることが分かった。このことから、Ｃｕ層がｂｃｃの結晶構造を維持し、界面において良好な格子整合となるためには、Ｃｕ層の厚さの上限は、５ｎｍとすることが好ましいといえる。なお、下限については、１ｎｍ以下の厚さであっても、Ｃｕ層を平坦かつ均一に成膜できる場合には、ｂｃｃの結晶構造を維持するため、特に制限を設けないが、スパッタ等の汎用的な手法によって効率よく成膜することを考慮すれば、１．５ｎｍ以上とすることが好ましい。
　図１２は、例１～例５の試料のＭＲ比のＣｕ層の厚さ依存性を示す図である。
　図１３は、ＭＲ比のＣｏ１００－ｐＦｅｐのｐ値依存性を示す図である。
　図１２によれば、いずれの試料もＣｕ層の厚さが減少するにともない、ＭＲ比が増大し、また、Ｃｕ層の厚さがさらに減少し、強磁性層が磁気的に結合すると、ＭＲ比が消失した。しかしながら、例２～例４の試料のＭＲ比は、例１および例５の試料のそれよりも全体的に顕著に大きいことが分かる。例えば、例３の試料は、最大で２５％を超えるＭＲ比を示した。
　このことから、一対のｂｃｃの結晶構造を有するＣｏ１００－ｐＦｅｐ層と、その間に位置するｂｃｃの結晶構造を有するＣｕ層との積層構造であって、Ｃｏ１００－ｐＦｅｐ層およびＣｕ層がいずれも単結晶（００１）層である場合、このような積層構造は、高いＭＲ比を有する磁気抵抗効果膜として機能することが示された。
　また、例２～例４の試料のＭＲ比の消失の程度は、例１および例５の試料のそれに比べて急峻であった。このことは、例２～例４の試料におけるＣｏ１００－ｐＦｅｐ層とＣｕ層との間の界面は、例１および例５のそれと比べて、格子歪がなく、平滑であることを示唆し、上述の図９の結果に良好に一致した。
　いずれの試料においても、Ｃｕ層が１．５ｎｍ以下において強磁性層が磁気的に結合し、ＭＲ比が消失したが、これは、Ｃｕ層の膜質や平坦性を向上させることによって、高いＭＲ比を維持できると考える。しかしながら、Ｃｏ１００－ｐＦｅｐ層のｐ値にも依存するが、Ｃｕ層の厚さが好ましくは１．５ｎｍ以上で顕著に向上し、５ｎｍ以下までは、特別な膜質制御等（例えば、Ｃｕ層の成膜時の成膜レートや基板温度の最適化）を要することなく、高いＭＲ比を維持することが示された。
　例１の試料は、図８を参照して述べたように、ｆｃｃの結晶構造を示したが、例えば、基板上にｂｃｃの結晶構造を有するＣｏ１００－ｐＦｅｐ（２０≦ｐ≦１００）などのバッファ層を設ければ、強磁性層および非磁性層のいずれもｂｃｃの結晶構造を有し、単結晶（００１）層または（００１）結晶面に優先配向した磁気抵抗効果素子（例えば、ＭｇＯ／Ｃｏ１００－ｐＦｅｐ／Ｃｏ９０Ｆｅ１０／Ｃｕ／Ｃｏ９０Ｆｅ１０／ＩｒＭｎ／Ｔａ等）を提供できることが示唆される。
　図１３には、Ｃｕ層の厚さが２．５ｎｍである例１～例５の試料のＭＲ比の値（丸で示す）と、例１～例５の試料のＭＲ比の最大値（四角で示す）とが示される。例２～例４の試料は、いずれも２０％を超える、または、２０％程度の大きなＭＲ比を有した。一方、例１や例５の試料は、従来どおりの１０％以下の小さなＭＲ比であった。
　このことから、二元系合金となるＣｏ１００－ｐＦｅｐ層のｐ値は、２０以上７５以下、好ましくは２２以上７０以下、より好ましくは２５以上６５以下であり、なおさらに好ましくは４０以上６０以下であることが示された。
　図１４は、例３、例６および例７の試料のＭＲ比のＣｕ層／Ａｇ層の厚さ依存性を示す図である。
　図１４において、例３の試料のＭＲ比のＣｕ層の厚さ依存性は、図１２のそれと同一である。図１４によれば、例６の試料のＭＲ比は、例３の試料のそれよりも小さいものの、例７の試料のＭＲ比よりも大きかった。このことから、例６の試料において、Ｃｏ１００－ｐＦｅｐ層およびＣｕ層は、（００１）結晶面に優先配向しており、これにより大きなＭＲ比が得られる磁気抵抗効果膜として機能することが示唆される。
　図１５は、例３および例８の試料のＭＲ比のＣｕ層の厚さ依存性を示す図である。
　図１６は、例８の試料のＭＲ比および出力電圧のバイアス電圧依存性を示す図である。
　図１５によれば、例８の試料のＭＲ比は、例３の試料のそれよりも大きいことが分かった。このことから、単結晶（００１）層または（００１）面に優先配向した、強磁性層（ｂｃｃ－Ｃｏ１００－ｐＦｅｐ）と非磁性層（ｂｃｃ－Ｃｕ）とを２以上繰り返した磁気抵抗効果膜を有する磁気抵抗効果素子は、より大きなＭＲ比を示し、有利であることが分かった。
　図１６によれば、最大３．０Ｖまでバイアス電圧を変化させても、例８の試料のＭＲ比は変化せず、出力電圧は線形に変化した。このことから、本発明の磁気抵抗効果素子は、磁気抵抗効果による高い電圧出力を得るのに有利であることが示された。
　図１７は、例３および例７の試料のＭＲ比の温度依存性を示す図である。
　図１８は、例３および例７の試料の抵抗（Ｒ）および抵抗変化（ｄＲ）の温度依存性を示す図である。
　図１７によれば、例３の試料は、温度の低下に伴い、さらにＭＲ比が増大し、１０Ｋにおいて最大４０％のＭＲ比が得られた。一方、例７の試料は、温度を低下させてもＭＲ比は１０％程度の小さな値を維持し、変化しなかった。
　図１８では、図１７で得られたＭＲ比の温度依存性を抵抗Ｒと抵抗変化ｄＲとに分けて示す。抵抗Ｒの温度依存性に着目すると、例３の試料および例７の試料は、いずれも、同様の温度依存性を示した。しかしながら、抵抗変化ｄＲに着目すると、例３の試料の抵抗変化ｄＲは、温度の低下に伴い上昇したが、例７の試料のそれは、温度の低下に伴い減少した。このことは、低温で電子の平均自由行程が長くなった際に、界面散乱のスピン非対称性の影響が大きくなり、ＭＲ比が向上したことを示し、例３の試料におけるＣｏ１００－ｐＦｅｐ層とＣｕ層とのマジョリティスピン電子の界面のバンド整合は、例７の試料におけるＣｏ１００－ｐＦｅｐ層とＡｇ層とのそれに比べて高いことを示唆する。
　図１９は、例９の試料のＭＲ比の外部磁場依存性を示す図である。
　図１９によれば、例９の試料は、上下に同じ膜厚と同じ組成のＣｏ５０Ｆｅ５０を用いているため、保磁力差が生じず、また反強磁性体による交換バイアスを加えるわけでもないが、外部磁場ゼロで明確な反平行状態が実現されており、３１％もの大きなＭＲ比を示した。このことは、例９の試料において、Ｃｏ５０Ｆｅ５０層の磁化は、Ｃｕを介した層間交換相互作用によって反平行状態となったことを示す。従って、これを複数積層させた人工格子を形成すれば、隣接するＣｏ５０Ｆｅ５０層が交互に反平行を向いた磁化状態が実現されるため、さらに大きなＭＲ比を示す磁気抵抗効果素子が期待できる。
　図２０は、ｂｃｃ－Ｃｕ、ｂｃｃ－Ｃｏ５０Ｆｅ５０およびｂｃｃ－Ｆｅの第一原理計算によるバンド構造を示す図である。
　図２１は、（ａ）ｂｃｃ－Ｃｏ、（ｂ）ｂｃｃ－Ｃｏ７５Ｆｅ２５および（ｃ）ｂｃｃ－Ｃｏ２５Ｆｅ７５の第一原理計算によるバンド構造を示す図である。
　図２０（ａ）は、ｂｃｃ－Ｃｕのバンド構造であり、図２０（ｂ）および図２０（ｃ）は、それぞれ、ｂｃｃ－Ｃｏ５０Ｆｅ５０のマジョリティスピン状態およびマイノリティスピン状態のバンド構造であり、図２０（ｄ）および図２０（ｅ）は、それぞれ、ｂｃｃ－Ｆｅのマジョリティスピン状態およびマイノリティスピン状態のバンド構造である。
　図２０（ａ）と図２０（ｂ）とを比較する（例えば、フェルミレベル近傍に着目する）と、ｂｃｃ－Ｃｕのバンド分散は、ｂｃｃ－Ｃｏ５０Ｆｅ５０のマジョリティスピン状態と極めて類似しており、バンド構造が良好にマッチングしている。なお、図２０（ａ）と図２０（ｃ）とを比較すれば、ｂｃｃ－Ｃｕのバンド分散は、ｂｃｃ－Ｃｏ５０Ｆｅ５０のマイノリティスピン状態とは異なる。また、図２０（ａ）と、図２１（ａ）～（ｃ）とをそれぞれ比較すると、ｂｃｃ－Ｃｕのバンド分散は、ｂｃｃ－Ｃｏ、ｂｃｃ－Ｃｏ７５Ｆｅ２５、ｂｃｃ－Ｃｏ２５Ｆｅ７５のマジョリティスピン状態と極めて類似しており、バンド構造が良好にマッチングしている。
　この結果、アップスピン電子は、ダウンスピン電子に比べて、ｂｃｃ－Ｃｏ１００－ｐＦｅｐ層（ただし、０≦ｐ≦７５を満たす）とｂｃｃ－Ｃｕ層との間を容易に移動できることになる。このような高いスピンの非対称性により、大きなＭＲ比が得られる。
　一方、ｂｃｃ－Ｃｏ５０Ｆｅ５０層と同様のｂｃｃ－Ｆｅは、ｂｃｃ－Ｃｕとの格子不整合も小さいものの、図１２の例５の試料に示すように、ＭＲ比は小さかった。これは、図２０（ａ）と図２０（ｄ）および図２０（ｅ）との比較から、ｂｃｃ－Ｃｕのバンド分散は、ｂｃｃ－Ｆｅのマジョリティスピン状態ともマイノリティスピン状態とも異なり、フェルミ準位（Ｅ－ＥＦ＝０）におけるバンド構造の整合性がないためと考えられる。
　これらから、ＭＲ比の向上には、強磁性層と非磁性層との格子整合のみならず、強磁性層と非磁性層との間のバンド構造のマッチングも重要であることが示された。本願発明者らは、体心立方（ｂｃｃ）の結晶構造を有する、一般式Ｃｏ１００－ｐＦｅｐで表される層（パラメータｐは、０≦ｐ≦７５を満たす）である強磁性層と、体心立方（ｂｃｃ）の結晶構造を有する、Ｃｕからなる層である非磁性層とが、図２０、図２１に示すように、良好なバンド構造のマッチングを示すことを見出し、さらに、これらが、単結晶（００１）層であるか、または、（００１）結晶面に優先配向とすることにより、界面にて格子が歪むことなく良好に格子整合し、高いＭＲ比を達成する磁気抵抗効果素子の開発に成功した。
　本発明の磁気抵抗効果素子は、ＣＩＰ型で使用しても高いＭＲ比を示すので、このような高いＭＲ比による磁場に対する高い感度を有する磁気センサ、再生ヘッドおよび磁気記録再生装置に適用される。
　１００、１００Ａ、１００Ｂ、３００、４００　磁気抵抗効果素子
　１１０、３１０、４１０　磁気抵抗効果膜
　１２０、１２０ｎ、１４０　強磁性層
　１３０、１３０ｎ　非磁性層
　１５０　基板
　３２０　反強磁性層
　５００　磁気センサ
　６００　磁気ヘッド
　６１０　再生ヘッド
　６２０　記録ヘッド
　６１１　スライダ
　６１２、６２１、６２３　絶縁層
　６１３　下部シールド層
　６１４　下部ギャップ絶縁層
　６１５　磁区制御層
　６１６　一対の端子層
　６１７　上部ギャップ絶縁層
　６１８　上部シールド層
　６２２　下部磁極
　６２４　記録ギャップ層
　６２５　上部磁極
　６２６　コイル
　７００　磁気記録再生装置
　７１０　ハウジング
　７２０　アクチュエータ
　７３０　アクチュエータアーム
　７４０　ヘッドスライダ
　７５０　磁気記録媒体

Claims (20)

  1. 　磁気抵抗効果膜を備えた磁気抵抗効果素子であって、
    　前記磁気抵抗効果膜は、少なくとも、一対の強磁性層と、前記一対の強磁性層の間に位置する非磁性層とを備え、
    　前記一対の強磁性層のそれぞれは、体心立方（ｂｃｃ）の結晶構造を有し、一般式Ｃｏ１００－ｐＦｅｐで表される層（パラメータｐは、０≦ｐ≦７５を満たし、前記一対の強磁性層のそれぞれにおけるｐは、同一または別異である）であり、
    　前記非磁性層は、体心立方（ｂｃｃ）の結晶構造を有し、Ｃｕからなる層であり、
    　前記一対の強磁性層、および、前記非磁性層のそれぞれは、単結晶（００１）層であるか、または、（００１）結晶面に優先配向している、磁気抵抗効果素子。
  2. 　前記パラメータｐは、０≦ｐ≦７０を満たす、請求項１に記載の磁気抵抗効果素子。
  3. 　前記パラメータｐは、ｐ＝０または２２≦ｐ≦７０を満たす、請求項２に記載の磁気抵抗素子。
  4. 　前記パラメータｐは、０≦ｐ≦６５を満たす、請求項２に記載の磁気抵抗効果素子。
  5. 　前記パラメータｐは、ｐ＝０、または、２５≦ｐ≦６５を満たす、請求項４に記載の磁気抵抗効果素子。
  6. 　前記非磁性層は、１．５ｎｍ以上５ｎｍ以下の範囲の厚さを有する、請求項１～５のいずれかに記載の磁気抵抗効果素子。
  7. 　前記一対の強磁性層のそれぞれは、１．５ｎｍ以上１５ｎｍ以下の範囲の厚さを有する、請求項１～６のいずれかに記載の磁気抵抗効果素子。
  8. 　前記磁気抵抗効果膜は、前記一対の強磁性層のうち一方と磁気的に結合する反強磁性層をさらに備える、請求項１～７のいずれかに記載の磁気抵抗効果素子。
  9. 　前記反強磁性層は、ＩｒＭｎ層、ＦｅＭｎ層、ＰｔＭｎ層およびＣｏＯ層からなる群から選択される、請求項８に記載の磁気抵抗効果素子。
  10. 　前記磁気抵抗効果膜は、前記一対の強磁性層と、前記一対の強磁性層の間に位置する前記非磁性層とからなる多層構造を２以上有し、前記２以上の多層構造のそれぞれは絶縁層によって分離している、請求項１～９のいずれかに記載の磁気抵抗効果素子。
  11. 　前記磁気抵抗効果膜は、前記強磁性層と前記非磁性層とが繰り返し積層された人工格子構造である、請求項１～９のいずれかに記載の磁気抵抗効果素子。
  12. 　前記強磁性層のそれぞれは、異なる保磁力を有する、請求項１～７のいずれかに記載の磁気抵抗効果素子。
  13. 　前記磁気抵抗効果膜は基板上に位置し、
    　前記基板は、ガラス基板、アルミナ基板、熱酸化膜を有する／有しないＳｉ単結晶、ＭｇＯ単結晶、サファイア単結晶、ＳｒＴｉＯ３単結晶、ＭｇＡｌ２Ｏ４単結晶およびＴｉＯ２単結晶からなる群から選択される、請求項１～１２のいずれかに記載の磁気抵抗効果素子。
  14. 　前記基板は、バッファ層をさらに備える、請求項１３に記載の磁気抵抗効果素子。
  15. 　前記磁気抵抗効果膜は、キャップ層をさらに備える、請求項１～１４のいずれかに記載の磁気抵抗効果素子。
  16. 　前記磁気抵抗効果素子は、前記磁気抵抗効果膜の面内方向に電流を流すＣＩＰ型、または、前記磁気抵抗効果膜の積層方向に電流を流すＣＰＰ型である、請求項１～１５のいずれかに記載の磁気抵抗効果素子。
  17. 　磁気抵抗効果素子を備えた磁気センサであって、
    　前記磁気抵抗効果素子は、請求項１～１６のいずれかに記載の磁気抵抗効果素子である、磁気センサ。
  18. 　磁気抵抗効果素子を備えた磁気記録再生装置用の再生ヘッドであり、
    　前記磁気抵抗効果素子は、請求項１～１６のいずれかに記載の磁気抵抗効果素子である、再生ヘッド。
  19. 　再生ヘッドを備えた磁気記録再生装置であって、
    　前記再生ヘッドは、請求項１８に記載の再生ヘッドである、磁気記録再生装置。
  20. 　記録ヘッドをさらに備える、請求項１９に記載の磁気記録再生装置。
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