WO2022209531A1 - 面直通電型巨大磁気抵抗素子及びその製造方法 - Google Patents

面直通電型巨大磁気抵抗素子及びその製造方法 Download PDF

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heusler alloy
ferromagnetic
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裕一 藤田
裕弥 桜庭
良雄 三浦
泰祐 佐々木
和博 宝野
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国立研究開発法人物質・材料研究機構
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    • G01R33/02—Measuring direction or magnitude of magnetic fields or magnetic flux
    • G01R33/06—Measuring direction or magnitude of magnetic fields or magnetic flux using galvano-magnetic devices
    • G01R33/09—Magnetoresistive devices
    • G—PHYSICS
    • G11—INFORMATION STORAGE
    • G11B—INFORMATION STORAGE BASED ON RELATIVE MOVEMENT BETWEEN RECORD CARRIER AND TRANSDUCER
    • G11B5/00—Recording by magnetisation or demagnetisation of a record carrier; Reproducing by magnetic means; Record carriers therefor
    • G11B5/127—Structure or manufacture of heads, e.g. inductive
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    • G11B5/39—Structure or manufacture of flux-sensitive heads, i.e. for reproduction only; Combination of such heads with means for recording or erasing only using magneto-resistive devices or effects
    • H—ELECTRICITY
    • H10—SEMICONDUCTOR DEVICES; ELECTRIC SOLID-STATE DEVICES NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
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    • H10N50/10—Magnetoresistive devices
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    • H10N50/85—Magnetic active materials

Definitions

  • the present invention relates to a perpendicular current-carrying giant magnetoresistive element and a manufacturing method thereof.
  • CPP-GMR current-perpendicular-to-plane giant magnetoresistive
  • a basic CPP-GMR element has a structure of ferromagnetic (FM) layer/non-magnetic (NM) layer/ferromagnetic (FM) layer, and the laminated thin film is submicron or less. It is manufactured by processing it into a pillar shape with a diameter of .
  • a current is applied to the pillar in a direction perpendicular to the interface in the laminated structure, and the relative orientations of the magnetizations of the two ferromagnetic layers are parallel and antiparallel. It utilizes the fact that the electrical resistance of the laminated structure changes with .
  • MR magnetoresistance
  • ⁇ RA resistance change x pillar area
  • ⁇ RA 8-20 m ⁇ m 2 was realized [Patent Documents 1-2, Non-Patent Documents 2-4].
  • Patent Document 3 More recently, a very high MR ratio (82 %) and ⁇ RA (31 m ⁇ m 2 ) were achieved [Patent Document 3]. Although this utilizes the high ⁇ of the Heusler alloy/NiAl interface, there is a problem of variation in device performance due to the homogeneity of the ultra-thin insertion layer of 0.21 nm. On the other hand, even in a more practical polycrystalline magnetoresistive element, in a CPP-GMR element using Heusler alloy Co 2 Mn 0.6 Fe 0.4 Ge and AgSn spacer or AgInZnO precursor spacer, 18% and 54%, respectively. has been observed [Patent Document 4].
  • the present inventors have found that the high spin polarization ( ⁇ ) of the Heusler alloy and the spin asymmetry ( ⁇ ) at the ferromagnetic layer/Heusler alloy layer interface are utilized.
  • the inventors have come up with the idea that the performance of a CPP-GMR element can be improved by using a laminated structure film, and have completed the present invention.
  • a perpendicular current-carrying giant magnetoresistive element of the present invention comprises a substrate 11 made of a silicon substrate, an underlying layer laminated on the substrate 11, and first non-magnetic layers 13a and 13b laminated on the underlying layer. and a giant magnetoresistive layer 17 having at least one laminated layer having a lower ferromagnetic layer 14a, a lower Heusler alloy layer 14b, a second nonmagnetic layer 15, an upper Heusler alloy layer 16b, and an upper ferromagnetic layer 16a. and [2]
  • the silicon substrate is preferably a Si(001) single crystal substrate.
  • the underlayer is preferably made of at least one selected from the group consisting of Cr, Fe and CoFe.
  • the underlayer preferably has a film thickness of 10 nm or more and less than 200 nm.
  • the perpendicular conduction type giant magnetoresistive element of the present invention includes a substrate 11 made of an MgO substrate, first nonmagnetic layers 13a and 13b laminated on the substrate 11, and a lower a giant magnetoresistive layer 17 having at least one laminate layer having a ferromagnetic layer 14a, a lower Heusler alloy layer 14b, a second nonmagnetic layer 15, an upper Heusler alloy layer 16b, and an upper ferromagnetic layer 16a; Be prepared.
  • the MgO substrate is preferably a (001) single crystal substrate.
  • the first nonmagnetic layers 13a and 13b are at least selected from the group consisting of Ag, V, Cr, W, Mo, Au, Pt, Pd, Ta, Ru, Re, Rh, NiO, CoO, TiN and CuN.
  • the lower ferromagnetic layer is made of Fe, Co, Ni, or binary and ternary alloys thereof;
  • the lower Heusler alloy layer is a Co-based Heusler alloy, the second nonmagnetic layer is made of at least one selected from the group consisting of Ag, Cu, Al, AgZn, and AgSn;
  • the upper Heusler alloy layer is a Co-based Heusler alloy,
  • the upper ferromagnetic layer may be made of Fe, Co, Ni, or binary and ternary alloys thereof.
  • the Co-based Heusler alloy is represented by the formula Co 2 YZ,
  • Y is at least one selected from the group consisting of Ti, V, Cr, Mn and Fe
  • Z is at least one selected from the group consisting of Al, Si, Ga, Ge, In and Sn. good.
  • the magnetoresistance ratio is preferably 20% or more, and the resistance change area product ( ⁇ RA) is 7 m ⁇ m 2 or more. good.
  • the giant magnetoresistive layer preferably has a Miller index indicating the crystal orientation of (001), (110), or ( 211) orientation.
  • the giant magnetoresistive layer preferably has a polycrystalline structure.
  • the device of the present invention uses any one of the direct current-carrying giant magnetoresistive elements [1] to [12].
  • the device is any one of a read head used on a storage element, a magnetic field sensor, a spin electronic circuit, and a tunnel magnetoresistance (TMR) device. .
  • TMR tunnel magnetoresistance
  • a method for manufacturing a perpendicular current-carrying single crystal giant magnetoresistive element of the present invention comprises the steps of preparing a silicon substrate; forming a base layer having a single crystal structure on the silicon substrate; forming a film of a first non-ferromagnetic material at a substrate temperature of 0° C. or higher and 1000° C.
  • a method for manufacturing a perpendicular current-carrying single crystal giant magnetoresistive element of the present invention comprises the steps of preparing an MgO substrate; forming a film of a first non-ferromagnetic material on the MgO substrate at a substrate temperature of 0° C. or higher and 1000° C. or lower; A lower ferromagnetic material layer, a lower Heusler alloy layer, a second non-ferromagnetic material layer, an upper Heusler alloy layer, and an upper ferromagnetic material are formed on the MgO substrate on which the first non-ferromagnetic material is deposited. depositing a giant magnetoresistive layer having at least one laminate layer having layers; and heat-treating the MgO substrate on which the giant magnetoresistive layer is formed at a temperature of 0° C. or higher and 1000° C. or lower.
  • a silicon substrate, a glass substrate, an alumina substrate, a germanium substrate, a gallium arsenide substrate, an yttria-stabilized zirconia substrate, or an AlTiC substrate is prepared.
  • the high spin polarization ( ⁇ ) of the Heusler alloy layer and the ferromagnetic layer/ The high spin asymmetry ( ⁇ ) at the Heusler alloy layer interface can improve the MR ratio and ⁇ RA of the CPP-GMR device.
  • FIG. 1 is a configuration cross-sectional view of a magnetoresistive element having a giant magnetoresistive layer showing a first embodiment of the present invention
  • FIG. 1 is a flow chart for explaining a method for manufacturing a magnetoresistive element 10 having a giant magnetoresistive layer using a silicon substrate according to the first embodiment of the present invention
  • (A) is an overall general process diagram
  • (B) is a giant
  • FIG. 4 is a detailed diagram of a film forming process of a magnetoresistive layer
  • FIG. 1 is a configuration cross-sectional view of a magnetoresistive element having a giant magnetoresistive layer showing a first embodiment of the present invention
  • FIG. 1 is a flow chart for explaining a method for manufacturing a magnetoresistive element 10 having a giant magnetoresistive layer using a silicon substrate according to the first embodiment of the present invention
  • (A) is an overall general process diagram
  • (B) is a giant
  • FIG. 4 is a detailed diagram of a film
  • FIG. 4 is a flowchart illustrating a method for manufacturing a magnetoresistive element having a giant magnetoresistive effect layer using an MgO substrate according to the second embodiment of the present invention
  • (A) is an overall general process diagram
  • (B) is a giant magnetic
  • FIG. 4 is a detailed diagram of a film formation process of a resistance effect layer; It is a figure which shows the lamination structure of the perpendicular conduction type giant magnetoresistive element which shows one Embodiment of this invention.
  • FIG. 1 is a diagram showing a cross-sectional transmission electron microscope image of a principal part of a perpendicular conducting type giant magnetoresistive element showing an embodiment of the present invention
  • FIG. 1 is a diagram showing a cross-sectional transmission electron microscope image of a principal part of a perpendicular conducting type giant magnetoresistive element showing an embodiment of the present invention
  • FIG. 1 is a diagram showing a cross-sectional transmission electron microscope image of a principal part of a perpendic
  • FIG. 1 is a structural sectional view of a magnetoresistive element having a giant magnetoresistive layer showing a first embodiment of the present invention.
  • a magnetoresistive element 10 having a giant magnetoresistive layer of this embodiment includes a substrate 11, first nonmagnetic layers 13a and 13b laminated on the substrate 11, a giant magnetoresistive layer 17, and a cap layer. 18a and 18b.
  • the giant magnetoresistive layer 17 has a lower ferromagnetic layer 14a, an upper ferromagnetic layer 16a, and a second nonmagnetic layer 15 provided between the lower ferromagnetic layer 14a and the upper ferromagnetic layer 16a.
  • a first Heusler alloy insertion layer (lower Heusler alloy layer) 14b is provided between the lower ferromagnetic layer 14a and the second nonmagnetic layer 15, and the upper ferromagnetic layer 16a and the second nonmagnetic layer 15 are provided.
  • a second Heusler alloy insertion layer (upper Heusler alloy layer) 16b is provided between them.
  • the total thickness of the lower ferromagnetic layer 14a and the first Heusler alloy insertion layer 14b is selected from a range of 1.2 nm or more and 14 nm, and the total thickness selected in this manner is kept constant.
  • the film thickness of the first Heusler alloy insertion layer 14b may be adjusted within the range.
  • the total thickness of the upper ferromagnetic layer 16a and the second Heusler alloy insertion layer 16b is selected from the range of 1.2 nm or more and 14 nm, and the total thickness selected in this way is kept constant.
  • the film thickness of the second Heusler alloy insertion layer 16b may be adjusted.
  • the first Heusler alloy insertion layer 14b and the second Heusler alloy insertion layer 16b may have the same thickness or may have different thicknesses.
  • the substrate 11 is preferably an MgO substrate or a silicon substrate.
  • a silicon substrate a general-purpose large-diameter Si substrate such as 8 inches can be used.
  • the substrate 11 is a silicon substrate, it is preferable to provide the underlayer 12 between the silicon substrate and the first nonmagnetic layers 13a and 13b.
  • the underlayer 12 may be made of at least one selected from the group consisting of NiAl, CoAl, and FeAl, for example.
  • the underlying layer 12 need not be provided, but may be provided.
  • the first nonmagnetic layers 13a and 13b also act as lower electrode layers, and are selected from the group consisting of Ag, Cr, Fe, W, Mo, Au, Pt, Pd, Rh, Ta, NiFe and NiAl. It is preferable to consist of at least one kind.
  • the first non-magnetic layers 13a and 13b may have a two-layer structure of a Cr layer that also serves as an underlayer and an Ag layer that also serves as a lower electrode layer as in the embodiment, but is not limited to this and has a single-layer structure. It's okay.
  • the thickness of the first nonmagnetic layers 13a and 13b is preferably 0.5 nm or more and less than 100 nm. When the thickness of the first nonmagnetic layers 13a and 13b is less than 100 nm, the surface roughness is less likely to deteriorate. It is further expected that the required magnetoresistance ratio for the application will be obtained.
  • the lower ferromagnetic layer 14a is preferably made of at least one selected from Fe and CoFe.
  • the thickness of the lower ferromagnetic layer 14a is preferably 0.2 nm or more and 7 nm. When the thickness of the lower ferromagnetic layer 14a is less than 10 nm, the effect of spin relaxation in the ferromagnetic layer is small, and when it is 0.2 nm or more, it corresponds to the thickness of one atomic layer (ML). It is preferable in that it is easy to form an effective film.
  • the Heusler alloy is not included in the composition material of the lower ferromagnetic layer 14a.
  • the first Heusler alloy insertion layer 14b is preferably made of a Co-based Heusler alloy.
  • the thickness of the insertion layer 14b of the first Heusler alloy is preferably 1.0 nm or more and less than 7 nm.
  • the film thickness is 1.0 nm or more, the contribution of spin scattering in the bulk of the Heusler alloy insertion layer is less likely to decrease, which is more technically advantageous in that the magnetoresistance ratio is less likely to decrease.
  • the film thickness is less than 7 nm, the effect of spin relaxation is less likely to increase, and it is further expected that the magnetoresistive ratio required for this application can be obtained.
  • Co 2 YZ The above Co-based Heusler alloy is represented by the formula Co 2 YZ, where Y is at least one selected from the group consisting of Ti, V, Cr, Mn and Fe, Z is Al, Si, It is preferably composed of at least one selected from the group consisting of Ga, Ge and Sn.
  • the second non-magnetic layer 15 is preferably made of at least one selected from the group consisting of Ag, Cu, Al and AgZn.
  • the thickness of the second nonmagnetic layer 15 is preferably 1 nm or more and less than 20 nm. When the thickness of the second nonmagnetic layer 15 is less than 20 nm, the effect of spin relaxation in the nonmagnetic layer is less likely to increase. It is further expected that the magnetization relative angle is less likely to decrease because of the lack of a positive coupling, and that the magnetoresistance ratio required for this application can be obtained.
  • the second Heusler alloy insertion layer 16b is preferably made of a Co-based Heusler alloy.
  • the thickness of the insertion layer 16b of the second Heusler alloy is preferably 1.0 nm or more and less than 7 nm.
  • the film thickness is 1.0 nm or more, the contribution of spin scattering in the bulk of the Heusler alloy insertion layer is less likely to decrease, which is more technically advantageous in that the magnetoresistance ratio is less likely to decrease.
  • the film thickness is less than 7 nm, the effect of spin relaxation is less likely to increase, and it is further expected that the magnetoresistive ratio required for this application can be obtained.
  • the upper ferromagnetic layer 16a is preferably made of at least one selected from Fe and CoFe.
  • the thickness of the upper ferromagnetic layer 16a is preferably 0.2 nm or more and less than 7 nm. When the thickness of the upper ferromagnetic layer 16a is less than 7 nm, the effect of spin relaxation in the ferromagnetic layer is less likely to increase. Therefore, it is easy to form a continuous film.
  • the cap layers 18a and 18b are preferably made of at least one selected from the group consisting of Ag, Cr, W, Mo, Au, Pt, Pd, Ta, Ru and Rh.
  • the film thickness of the cap layers 18a and 18b is preferably 1 nm or more and less than 20 nm.
  • the cap layers 18a and 18b may have a two-layer structure of an Ag layer that also serves as an upper electrode layer and a Ru layer that also serves as a protective layer as in the embodiment, but are not limited to this and may have a single-layer structure.
  • FIG. 2 is a flow chart for explaining the method of manufacturing the magnetoresistive element 10 having a giant magnetoresistive layer using a silicon substrate showing the first embodiment of the present invention.
  • B) is a detailed view of the film formation process of the giant magnetoresistive layer.
  • a film of a first non-magnetic material is formed on a silicon substrate 11 at a substrate temperature of 0° C. or higher and 1000° C. or lower (S100).
  • a lower ferromagnetic material layer 14a, a first Heusler alloy insertion layer (lower Heusler alloy layer) 14b, and a second nonmagnetic material layer are formed on the silicon substrate 11 on which the first nonmagnetic material is deposited.
  • a giant magnetoresistive layer 17 having a second Heusler alloy insertion layer (upper Heusler alloy layer) 16b and an upper ferromagnetic material layer 16a is deposited in this order (S102).
  • the film thickness of the insertion layers 14b and 16b of the first and second Heusler alloys is preferably 1.0 nm or more and less than 7 nm.
  • the film thickness of the lower ferromagnetic material layer 14a and the upper ferromagnetic material layer 16a is preferably 0.2 nm or more and 7 nm.
  • the lamination structure of the giant magnetoresistive layer 17 may be singular or plural.
  • cap layers 18a and 18b are formed on the silicon substrate on which the giant magnetoresistive layer 17 is formed.
  • the silicon substrate on which the giant magnetoresistive layer 17 and the cap layers 18a and 18b are formed is subjected to heat treatment as post-annealing at 0° C. or higher and 1000° C. or lower (S104). Post-annealing may be performed in the deposition apparatus before depositing the cap layers 18a and 18b.
  • the heat treatment temperature is preferably 200° C. or higher and 600° C. or lower.
  • the lower ferromagnetic material layer 14 is formed (S122).
  • a first Heusler alloy insertion layer (lower Heusler alloy layer) 14b is formed (S124).
  • a second non-ferromagnetic material layer 15 is deposited (S126).
  • a second Heusler alloy insertion layer (upper Heusler alloy layer) 16b is formed (S128).
  • a layer 16 of upper ferromagnetic material is deposited (S130).
  • FIG. 3 is a flow chart illustrating a method for manufacturing a magnetoresistive element having a giant magnetoresistive layer using an MgO substrate according to the second embodiment of the present invention.
  • ) is a detailed view of the film formation process of the giant magnetoresistive layer.
  • FIG. 3A first, the surface of the MgO substrate is cleaned (S200). Next, the MgO substrate is heated and washed at a substrate temperature of 300° C. or higher (S202). Then, the first non-ferromagnetic material is deposited on the heated and washed MgO substrate at a substrate temperature of 0° C. or higher and 1000° C. or lower (S204).
  • a lower ferromagnetic material layer 14a, a first Heusler alloy insertion layer 14 (lower Heusler alloy layer) b, and a second nonmagnetic material layer are formed on the MgO substrate on which the first nonmagnetic material is deposited.
  • a giant magnetoresistive layer 17 having a second Heusler alloy insertion layer (upper Heusler alloy layer) 16b and an upper ferromagnetic material layer 16a is deposited in this order (S206).
  • the film thickness of the insertion layers 14b and 16b of the first and second Heusler alloys is preferably 1.0 nm or more and less than 7 nm.
  • the film thickness of the lower ferromagnetic material layer 14a and the upper ferromagnetic material layer 16a is preferably 0.2 nm or more and 7 nm.
  • the lamination structure of the giant magnetoresistive layer 17 may be singular or plural.
  • cap layers 18a and 18b are formed on the MgO substrate on which the giant magnetoresistive layer 17 is formed.
  • the MgO substrate on which the giant magnetoresistive layer 17 and the cap layers 18a and 18b are formed is subjected to heat treatment as post-annealing at 0° C. or higher and 1000° C. or lower (S208).
  • the heat treatment temperature is preferably 200° C. or higher and 600° C. or lower.
  • the lower ferromagnetic material layer 14 is formed (S222).
  • a first Heusler alloy insertion layer (lower Heusler alloy layer) 14b is formed (S224).
  • a second non-ferromagnetic material layer 15 is deposited (S226).
  • a second Heusler alloy insertion layer (upper Heusler alloy layer) 16b is formed (S228).
  • a layer 16 of upper ferromagnetic material is deposited (S230).
  • a CPP- _ _ _ _ Co 2 (Fe 0.4 Mn 0.6 )Si/Ag/Co 2 (Fe 0.4 Mn 0.6 )Si epitaxial lamination having no ferromagnetic layer/Heusler alloy layer interface by fabricating and measuring a GMR element The result that the MR ratio and ⁇ RA are improved as compared with the CPP-GMR element of the structure is shown below.
  • Co 50 Fe 50 is hereinafter referred to as CF
  • the laminated structure produced is shown in FIG. Specifically, MgO (001) substrate / Cr (20 nm) / Ag underlayer (80 nm) / CF (7-tnm) / CFMS (tnm) / Ag intermediate layer (5nm) / CFMS (tnm) / CF (7- tnm)/Ag cap layer (5 nm)/Ru (8 nm), and is a (001) oriented single crystal laminated film.
  • a transmission electron microscope image (TEM) shown in FIG. 5 confirmed the formation of an epitaxial laminated structure without atomic diffusion into the Ag intermediate layer and without significant unevenness at the layer interface.
  • FIG. 6 shows a schematic diagram of the CPP-GMR device.
  • the laminated structure of FIG. 4 was microfabricated into a pillar shape with a diameter on the order of submicrons.
  • a magnetic field was applied in the in-plane direction of the pillar, and resistance change was measured with a DC four-terminal arrangement.
  • the pillar size is about 0.03 ⁇ m2.
  • the resistance of the pillar changes depending on whether the magnetization arrangement is parallel or antiparallel. Let ⁇ R be the amount of change in resistance, and let Rp be the resistance value in the parallel arrangement.
  • FIGS. 8(A) and (B) show the dependence of the averaged MR ratio and ⁇ RA on t.
  • the MR ratio is the slope of ⁇ R versus R p extracted from the observed MR curve, measuring the MR curve as shown in FIG. 7 with a number of pillars of various sizes.
  • the value (0.97) obtained by theoretical calculation of band matching is used for ⁇ at the CF/CFMS interface.
  • the ferromagnetic/Heusler alloy/nonmagnetic/Heusler alloy/ferromagnetic laminated structure is effective in improving the MR ratio and ⁇ RA, that is, in improving the performance of the CPP-GMR element. It has been demonstrated that control is possible on the order of nanometers.
  • the present invention is not limited to this, and the CPP-GMR elements are not limited to single crystals, and may be of various types. A similar effect can be obtained with crystals.
  • the present invention is not limited to this, and a general-purpose non-magnetic metal layer such as a Cu layer or an Al layer may be used. is as described above.
  • the magneto-resistive element of the present invention is a giant magneto-resistive element using a Heusler alloy having good magneto-resistive properties required for application to actual devices such as the read head of a magnetic hard disk. It is suitable for use in practical devices such as spin electronic circuits and tunnel magnetoresistive devices.

Abstract

高いスピン偏極率（β）と層同士の界面のスピン非対称性（γ）を利用可能で、かつ膜厚設計も容易な積層構造を有する面直通電型巨大磁気抵抗素子を提供する。　ＭｇＯ基板よりなる基板（１１）と、基板（１１）に積層された第１の非磁性層（１３ａ）、（１３ｂ）と、下部強磁性層（１４ａ）、下部ホイスラー合金層（１４ｂ）、第２の非磁性層（１５）、上部ホイスラー合金層（１６ｂ）、及び上部強磁性層（１６ａ）を有する積層体層を少なくとも一つ有する巨大磁気抵抗効果層（１７）と、を備える面直通電型巨大磁気抵抗素子を用いる。

Description

面直通電型巨大磁気抵抗素子及びその製造方法
　本発明は面直通電型巨大磁気抵抗素子及びその製造方法に関する。
　ハードディスクドライブの磁気ヘッド、磁気センサ、及びスピントルク発振器などの磁気デバイスを高性能化させる技術として、面直通電型巨大磁気抵抗（ＣＰＰ－ＧＭＲ；Ｃｕｒｒｅｎｔ－．　Ｐｅｒｐｅｎｄｉｃｕｌａｒ－ｔｏ－Ｐｌａｎｅ　Ｇｉａｎｔ　Ｍａｇｎｅｔｏｒｅｓｉｓｔａｎｃｅ）素子が注目されている。基本的なＣＰＰ－ＧＭＲ素子は、強磁性（ＦＭ；ｆｅｒｒｏｍａｇｎｅｔｉｃ）層／非磁性（ＮＭ；ｎｏｎ－ｍａｇｎｅｔｉｃ）層／強磁性（ＦＭ）層の構造を有しており、その積層薄膜をサブミクロン以下の径のピラー形状に加工することで作製される。
　面直通電型巨大磁気抵抗素子の動作においては、ピラーに対して積層構造中の界面に垂直な方向に電流を流し、２つの強磁性層の磁化の相対的な向きが平行時と反平行時とで積層構造の電気抵抗が変化することを利用する。
　ＣＰＰ－ＧＭＲ素子の性能向上のためには、性能指標である磁気抵抗（ＭＲ）比と抵抗変化×ピラー面積積（ΔＲＡ）を向上するための技術開発が必要となる。強磁性層の材料として従来材料のＣｏＦｅを用いた場合、ＭＲ比は３％程度しかなく［非特許文献１］、実際の磁気デバイスに搭載するには不十分であるという課題があった。
　ＭＲ比とΔＲＡを向上させるためには、強磁性層のバルクのスピン偏極率（β）と層同士の界面のスピン非対称性（γ）が高い材料系の選択が重要となる。これまで、強磁性層に高いβを有するＣｏ基ホイスラー合金（Ｃｏ２（Ｆｅ０．４Ｍｎ０．６）Ｓｉ、Ｃｏ２Ｆｅ（Ｇａ０．５Ｇｅ０．５）など）を適用し非磁性層として格子整合性の良好なＡｇやＡｇＺｎをスペーサー材料に用いた（００１）配向のホイスラー合金／Ａｇ（又はＡｇＺｎ）／ホイスラー合金エピタキシャルＣＰＰ－ＧＭＲ素子が開発され、３０－６０％のＭＲ比とΔＲＡ＝８－２０ｍΩμｍ２が実現された［特許文献１－２、非特許文献２－４］。
　さらに最近、ホイスラー合金／Ａｇ界面に極薄（０．２１ｎｍ）のＮｉＡｌ層を挿入した、ホイスラー合金／ＮｉＡｌ／Ａｇ／ＮｉＡｌ／ホイスラー合金エピタキシャル構造のＣＰＰ－ＧＭＲ素子において、非常に高いＭＲ比（８２％）とΔＲＡ（３１ｍΩμｍ２）が達成された［特許文献３］。これは、ホイスラー合金／ＮｉＡｌ界面の高いγを利用したものであるが、０．２１ｎｍもの極薄挿入層の均質性の問題から、素子性能のばらつきに課題がある。
　一方、より実用的な多結晶磁気抵抗素子においても、ホイスラー合金Ｃｏ２Ｍｎ０．６Ｆｅ０．４ＧｅとＡｇＳｎスペーサーやＡｇＩｎＺｎＯ前駆体スペーサーを用いたＣＰＰ－ＧＭＲ素子において、それぞれ１８％、５４％のＭＲ比が観測されている［特許文献４］。しかし、後者の大きなＭＲ比は電流狭窄構造スペーサーによってもたらされるものであり、こちらも素子性能のばらつきに課題がある。これらの成果を踏まえ、単結晶と多結晶の双方のデバイスで、大きなＭＲ比やΔＲＡを素子ばらつき少なく安定に実現するための新規なアイデアが求められる。
特開２０１７－１０３４１９号 ＷＯ２０１７／０１７９７８Ａ１ 特開２０１７－０９７９３５号 ＷＯ２０１９／１９３８７１Ａ１
Ｓ．　Ｙｕａｓａ　ｅｔ　ａｌ．，　Ｊ．　Ａｐｐｌ．　Ｐｈｙｓ．　９２，　２６４６　（２００２） Ｙ．　Ｓａｋｕｒａｂａ　ｅｔ　ａｌ．，　Ａｐｐｌ．　Ｐｈｙｓ．　Ｌｅｔｔ．　１０１，　２５２４０８　（２０１２） Ｓ．　Ｌｉ　ｅｔ　ａｌ．，　Ａｐｐｌ．　Ｐｈｙｓ．　Ｌｅｔｔ．　１０３，　０４２４０５　（２０１３） Ｙ．　Ｄｕ　ｅｔ　ａｌ．，　Ａｐｐｌ．　Ｐｈｙｓ．　Ｌｅｔｔ．　１０７，　１１２４０５　（２０１５） Ｊ．　Ｗ．　Ｊｕｎｇ　ｅｔ　ａｌ．，　Ａｐｐｌ．　Ｐｈｙｓ．　Ｌｅｔｔ．　１０８，　１０２４０８　（２０１６）
　これまで、強磁性層／非磁性層界面のスピン非対称性（γ）は様々な組み合わせにおいて検証されており、前述の通り、ホイスラー合金／ＮｉＡｌ／Ａｇ／ＮｉＡｌ／ホイスラー合金エピタキシャル構造を形成し、ホイスラー合金／ＮｉＡｌの高いスピン非対称性（γ）を利用してＣＰＰ－ＧＭＲ素子の性能を向上した報告がある［非特許文献５］。
　しかしながら、この構造では、サブナノメートルオーダーのＮｉＡｌ挿入層の膜厚制御が要求され、製品の歩留まりに影響するという課題もある。
　そこで、高いスピン偏極率（β）と層同士の界面のスピン非対称性（γ）を利用可能で、かつ膜厚設計も容易な積層構造を有する面直通電型巨大磁気抵抗素子の探索が望まれる。
　本発明者らは、上記課題を解決するために鋭意研究を進めた結果、ホイスラー合金の高いスピン偏極率（β）と強磁性層／ホイスラー合金層界面のスピン非対称性（γ）を利用する積層構造膜を用いることにより、ＣＰＰ－ＧＭＲ素子の性能を向上させることができるのではないかと着想し、本発明を完成させるに至った。
［１］本発明の面直通電型巨大磁気抵抗素子は、シリコン基板よりなる基板１１と、基板１１に積層された下地層と、前記下地層に積層された第１の非磁性層１３ａ、１３ｂと、下部強磁性層１４ａ、下部ホイスラー合金層１４ｂ、第２の非磁性層１５、上部ホイスラー合金層１６ｂ、及び上部強磁性層１６ａを有する積層体層を少なくとも一つ有する巨大磁気抵抗効果層１７と、を備えるものである。
［２］本発明の面直通電型巨大磁気抵抗素子［１］において、好ましくは、前記シリコン基板はＳｉ（００１）単結晶基板であるとよい。
［３］本発明の面直通電型巨大磁気抵抗素子［１］又は［２］において、好ましくは、前記下地層は、Ｃｒ、Ｆｅ又はＣｏＦｅからなる群から選ばれた少なくとも一種からなるとよい。
［４］本発明の面直通電型巨大磁気抵抗素子［１］から［３］において、好ましくは、前記下地層は、膜厚が１０ｎｍ以上２００ｎｍ未満であるとよい。
［５］本発明の面直通電型巨大磁気抵抗素子は、例えば図１に示すように、ＭｇＯ基板よりなる基板１１と、基板１１に積層された第１の非磁性層１３ａ、１３ｂと、下部強磁性層１４ａ、下部ホイスラー合金層１４ｂ、第２の非磁性層１５、上部ホイスラー合金層１６ｂ、及び上部強磁性層１６ａを有する積層体層を少なくとも一つ有する巨大磁気抵抗効果層１７と、を備えるものである。
［６］本発明の面直通電型巨大磁気抵抗素子［５］において、好ましくは、前記ＭｇＯ基板は（００１）単結晶基板であるとよい。
［７］本発明の面直通電型巨大磁気抵抗素子［１］から［６］において、好ましくは、
　前記第１の非磁性層１３ａ、１３ｂはＡｇ、Ｖ、Ｃｒ、Ｗ、Ｍｏ、Ａｕ、Ｐｔ、Ｐｄ、Ｔａ、Ｒｕ、Ｒｅ、Ｒｈ、ＮｉＯ、ＣｏＯ、ＴｉＮ、ＣｕＮからなる群から選ばれた少なくとも一種であり、
　前記下部強磁性層は、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉ、又はこれらの２元及び３元合金からなり、
　前記下部ホイスラー合金層は、Ｃｏ基ホイスラー合金であり、
　前記第２の非磁性層はＡg、Ｃｕ、Ａｌ、ＡｇＺｎ、及びＡｇＳｎからなる群から選ばれた少なくとも一種からなり、
　前記上部ホイスラー合金層は、Ｃｏ基ホイスラー合金であり、
　前記上部強磁性層は、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉ、又はこれらの２元及び３元合金からなるとよい。
［８］本発明の面直通電型巨大磁気抵抗素子［７］において、好ましくは、前記Ｃｏ基ホイスラー合金は、式Ｃｏ２ＹＺで表されると共に、
　式中、ＹはＴｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ及びＦｅからなる群から選ばれた少なくとも一種からなり、ＺはＡｌ、Ｓｉ、Ｇａ、Ｇｅ、Ｉｎ及びＳｎからなる群から選ばれた少なくとも一種からなるとよい。
［９］本発明の面直通電型巨大磁気抵抗素子［１］から［８］において、好ましくは、
　前記第１の非磁性層１３ａ、１３ｂは、膜厚が０.５ｎｍ以上１００ｎｍ未満であり、
　前記下部強磁性層は、膜厚が０.２ｎｍ以上７ｎｍ未満であり、
　前記下部ホイスラー合金層は、膜厚が１．０ｎｍ以上７ｎｍ未満であり、
　前記第２の非磁性層は、膜厚が１ｎｍ以上２０ｎｍ未満であり、
　前記上部ホイスラー合金層は、膜厚が１．０ｎｍ以上７ｎｍ未満であり、
　前記上部強磁性層は、膜厚が０.２ｎｍ以上７ｎｍ未満であって、
　前記下部強磁性層と前記下部ホイスラー合金層の合計した膜厚が１．２ｎｍ以上１４ｎｍ未満であり、
　前記上部強磁性層と前記上部ホイスラー合金層の合計した膜厚が１．２ｎｍ以上１４ｎｍ未満であるとよい。
［１０］本発明の面直通電型巨大磁気抵抗素子［１］から［９］において、好ましくは、磁気抵抗比は２０％以上であり、抵抗変化面積積（ΔＲＡ）は７ｍΩμｍ２以上であるとよい。
［１１］本発明の面直通電型巨大磁気抵抗素子［１］から［１０］において、好ましくは、巨大磁気抵抗効果層は、結晶方向を示すミラー指数で（００１）、（１１０）、又は（２１１）方位のエピタキシャル結晶方位を有する単結晶構造であるとよい。
［１２］本発明の面直通電型巨大磁気抵抗素子［１］から［１０］において、好ましくは、前記巨大磁気抵抗効果層は、多結晶構造であるとよい。
［１３］本発明のデバイスは、面直通電型巨大磁気抵抗素子［１］から［１２］のいずれかを用いたものである。
［１４］本発明のデバイスにおいて、好ましくは、前記デバイスは、記憶素子上で使用される読み出しヘッド、磁界センサ、スピン電子回路、及びトンネル磁気抵抗（ＴＭＲ）デバイスのいずれか一つであるとよい。
［１５］本発明の面直通電型単結晶巨大磁気抵抗素子の製造方法は、シリコン基板を準備する工程と、
　前記シリコン基板に、単結晶構造を持つ下地層を成膜する工程と、
　前記下地層を成膜したシリコン基板に、第１の非強磁性材料を０℃以上１０００℃以下の基板温度で成膜する工程と、
　前記第１の非強磁性材料を成膜した前記シリコン基板に、下部強磁性材料の層、下部ホイスラー合金層、第２の非強磁性材料の層、上部ホイスラー合金層、及び上部強磁性材料の層を有する積層体層を少なくとも一つ有する巨大磁気抵抗効果層を成膜する工程と、
　前記巨大磁気抵抗効果層を成膜した前記シリコン基板を０℃以上１０００℃以下で熱処理する工程と、を有することができる。
［１６］本発明の面直通電型単結晶巨大磁気抵抗素子の製造方法は、ＭｇＯ基板を準備する工程と、
　前記ＭｇＯ基板上に、第１の非強磁性材料を０℃以上１０００℃以下の基板温度で成膜する工程と、
　前記第１の非強磁性材料を成膜した前記ＭｇＯ基板に、下部強磁性材料の層、下部ホイスラー合金層、第２の非強磁性材料の層、上部ホイスラー合金層、及び上部強磁性材料の層を有する積層体層を少なくとも一つ有する巨大磁気抵抗効果層を成膜する工程と、
　前記巨大磁気抵抗効果層を成膜した前記ＭｇＯ基板を０℃以上１０００℃以下で熱処理する工程と、を有することができる。
［１７］本発明の面直通電型多結晶巨大磁気抵抗素子の製造方法は、シリコン基板、ガラス基板、アルミナ基板、ゲルマニウム基板、ヒ化ガリウム基板、イットリア安定化ジルコニア基板、又はＡｌＴｉＣ基板を準備する工程と、
　前記基板上に、多結晶電極となる下地層を成膜する工程と、
　前記下地層を成膜した前記基板上に第１の非強磁性材料を成膜する工程と、
　前記第１の非強磁性材料を成膜した前記基板に、下部強磁性材料の層、下部ホイスラー合金層、第２の非強磁性材料の層、上部ホイスラー合金層、及び上部強磁性材料の層を有する積層体層を少なくとも一つ有する巨大磁気抵抗効果層を成膜する工程と、
　前記巨大磁気抵抗効果層を成膜した前記基板を０℃以上５００℃以下で熱処理する工程と、を有することができる。
　本発明の面直通電型巨大磁気抵抗素子によれば、強磁性／ホイスラー合金／非磁性／ホイスラー合金／強磁性積層構造において、ホイスラー合金層の高いスピン偏極率（β）と強磁性層／ホイスラー合金層界面の高いスピン非対称性（γ）により、ＣＰＰ－ＧＭＲ素子のＭＲ比とΔＲＡを向上させることができる。
本発明の第１の実施形態を示す巨大磁気抵抗効果層を有する磁気抵抗素子の構成断面図である。 本発明の第１の実施形態を示すシリコン基板を用いた巨大磁気抵抗効果層を有する磁気抵抗素子１０の製造方法を説明するフローチャートで、（Ａ）は全体の概括工程図、（Ｂ）は巨大磁気抵抗効果層の成膜工程の詳細図である。 本発明の第２の実施形態を示すＭｇＯ基板を用いた巨大磁気抵抗効果層を有する磁気抵抗素子の製造方法を説明するフローチャートで、（Ａ）は全体の概括工程図、（Ｂ）は巨大磁気抵抗効果層の成膜工程の詳細図である。 本発明の一実施形態を示す面直通電型巨大磁気抵抗素子の積層構造を示す図である。 本発明の一実施形態を示す面直通電型巨大磁気抵抗素子の要部断面透過型電子顕微鏡像を示す図である。 本発明の一実施形態を示す低倍率作製したＣＰＰ－ＧＭＲ素子構造と磁気抵抗測定配置を示す図である。 本発明の一実施形態を示す低倍率作製したＣＰＰ－ＧＭＲ素子構造のＭＲ観測曲線を示す図である。 本発明の一実施形態の特性を示すもので、（Ａ）はＭＲ比の膜厚ｔに対する依存性を示す図、（Ｂ）はΔＲＡの膜厚ｔに対する依存性を示す図である。 本発明の一実施形態を示すもので、（Ａ）はＭＲ比の膜厚ｔ＝４ｎｍ及びｔ＝７ｎｍの場合、（Ｂ）はΔＲＡの膜厚ｔ＝４ｎｍ及びｔ＝７ｎｍの場合の計算結果を示している。
　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。
　図１は、本発明の第１の実施形態を示す巨大磁気抵抗効果層を有する磁気抵抗素子の構成断面図である。図において、本実施形態の巨大磁気抵抗効果層を有する磁気抵抗素子１０は、基板１１、この基板１１に積層された第１の非磁性層１３ａ、１３ｂ、巨大磁気抵抗効果層１７、及びキャップ層１８ａ、１８ｂを有している。
　巨大磁気抵抗効果層１７は、下部強磁性層１４ａ及び上部強磁性層１６ａ、並びに当該下部強磁性層１４ａと当該上部強磁性層１６ａの間に設けられた第２の非磁性層１５を有すると共に、下部強磁性層１４ａと第２の非磁性層１５の間には第１のホイスラー合金の挿入層（下部ホイスラー合金層）１４ｂが設けられ、上部強磁性層１６ａと第２の非磁性層１５の間には第２のホイスラー合金の挿入層（上部ホイスラー合金層）１６ｂが設けられている。また、下部強磁性層１４ａと第１のホイスラー合金の挿入層１４ｂの合計した合計膜厚は、１．２ｎｍ以上１４ｎｍの範囲内から選択され、このように選択された合計膜厚を一定とする範囲で、第１のホイスラー合金の挿入層１４ｂの膜厚を調整してもよい。上部強磁性層１６ａと第２のホイスラー合金の挿入層１６ｂの合計した合計膜厚は、１．２ｎｍ以上１４ｎｍの範囲内から選択され、このように選択された合計膜厚を一定とする範囲で、第２のホイスラー合金の挿入層１６ｂの膜厚を調整してもよい。なお、第１のホイスラー合金の挿入層１４ｂと第２のホイスラー合金の挿入層１６ｂは、両者の膜厚が等しくてもよく、また異なっていてもよい。
　基板１１は、ＭｇＯ基板又はシリコン基板であるとよい。基板１１がシリコン基板の場合には、汎用の８インチなどの大口径のＳｉ基板を用いることができる。基板１１がシリコン基板の場合には、シリコン基板と第１の非磁性層１３ａ、１３ｂとの間に下地層１２を設けるとよい。下地層１２は、例えばＮｉＡｌ、ＣｏＡｌ、ＦｅＡｌの一種からなる群から選ばれた少なくとも一種からなるとよい。基板１１がＭｇＯ基板の場合には、下地層１２を設ける必要はないが、設けてもよい。
　第１の非磁性層１３ａ、１３ｂは、下部電極層としても作用するもので、Ａｇ、Ｃｒ、Ｆｅ、Ｗ、Ｍｏ、Ａｕ、Ｐｔ、Ｐｄ、Ｒｈ、Ｔa、ＮｉＦｅ及びＮｉＡｌからなる群から選ばれた少なくとも一種からなるとよい。第１の非磁性層１３ａ、１３ｂは、実施例のように下地層も兼ねたＣｒ層と、下部電極層も兼ねたＡｇ層の二層構造としてもよいが、これに限定されず単層構造でもよい。第１の非磁性層１３ａ、１３ｂは、膜厚が０.５ｎｍ以上１００ｎｍ未満であるとよい。第１の非磁性層１３ａ、１３ｂが１００ｎｍ未満である場合、表面ラフネスが悪化しにくく、また０．５ｎｍ以上の場合、連続的な膜を成して下地層としての効果が得られやすく、本用途での必要な磁気抵抗比が得られることがさらに期待される。
　下部強磁性層１４ａは、Ｆｅ、ＣｏＦｅから選ばれた少なくとも一種からなるとよい。下部強磁性層１４ａは、膜厚が０．２ｎｍ以上７ｎｍであるとよい。下部強磁性層１４ａが１０ｎｍ未満の場合、強磁性層中でのスピン緩和の影響が小さく、また０．２ｎｍ以上の場合、原子層の厚さとして１個分（ＭＬ）に相当するため、連続的な膜を成しやすい点で好ましい。なお、下部強磁性層１４ａの組成材料にホイスラー合金は含まれない。
　第１のホイスラー合金の挿入層１４ｂはＣｏ基ホイスラー合金からなるとよい。第１のホイスラー合金の挿入層１４ｂは、膜厚が１．０ｎｍ以上７ｎｍ未満であるとよい。膜厚が１．０ｎｍ以上の場合は、ホイスラー合金の挿入層のバルクのスピン散乱の寄与が小さくなりにくく、磁気抵抗比の低下を招きにくい点で技術的にさらに有利である。膜厚が７ｎｍ未満の場合は、スピン緩和の影響が大きくなりにくく、本用途での必要な磁気抵抗比が得られることがさらに期待される。
　上記のＣｏ基ホイスラー合金は、式Ｃｏ２ＹＺで表されると共に、式中、ＹはＴｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ及びＦｅからなる群から選ばれた少なくとも一種からなり、ＺはＡｌ、Ｓｉ、Ｇａ、Ｇｅ及びＳｎからなる群から選ばれた少なくとも一種からなるとよい。
　第２の非磁性層１５はＡｇ、Ｃｕ、Ａｌ、ＡｇＺｎの一種からなる群から選ばれた少なくとも一種からなるとよい。第２の非磁性層１５は、膜厚が１ｎｍ以上２０ｎｍ未満であるとよい。第２の非磁性層１５の膜厚が２０ｎｍ未満の場合、非磁性層中でのスピン緩和の影響が大きくなりにくく、また１ｎｍ以上の場合、上部強磁性層１６ａと下部強磁性層１４ａの磁気的な結合が生まれにいので磁化相対角度が小さくなりにくく、本用途での必要な磁気抵抗比が得られることがさらに期待される。
　第２のホイスラー合金の挿入層１６ｂはＣｏ基ホイスラー合金からなるとよい。第２のホイスラー合金の挿入層１６ｂは、膜厚が１．０ｎｍ以上７ｎｍ未満であるとよい。膜厚が１．０ｎｍ以上の場合は、ホイスラー合金の挿入層のバルクのスピン散乱の寄与が小さくなりにくく、磁気抵抗比の低下を招きにくい点で技術的にさらに有利である。膜厚が７ｎｍ未満の場合は、スピン緩和の影響が大きくなりにくく、本用途での必要な磁気抵抗比が得られることがさらに期待される。
　上部強磁性層１６ａは、Ｆｅ、ＣｏＦｅから選ばれた少なくとも一種からなるとよい。上部強磁性層１６ａは、膜厚が０．２ｎｍ以上７ｎｍ未満であるとよい。上部強磁性層１６ａが７ｎｍ未満の場合、強磁性層中でのスピン緩和の影響が大きくなりにくく、また０．２ｎｍ以上の場合、強原子層の厚さとして１個分（ＭＬ）に相当するため、連続的な膜を成しやすい。
　キャップ層１８ａ、１８ｂは、Ａｇ、Ｃｒ、Ｗ、Ｍｏ、Ａｕ、Ｐｔ、Ｐｄ、Ｔａ、Ｒｕ及びＲｈからなる群から選ばれた少なくとも一種からなるとよい。キャップ層１８ａ、１８ｂは、膜厚が１ｎｍ以上２０ｎｍ未満であるとよい。キャップ層１８ａ、１８ｂは、実施例のように、上部電極層も兼ねたＡｇ層と保護層も兼ねたＲｕ層との二層構造としてもよいが、これに限定されず単層構造でもよい。
　次に、このように構成された装置の製造工程について説明する。
　図２は、本発明の第１の実施形態を示すシリコン基板を用いた巨大磁気抵抗効果層を有する磁気抵抗素子１０の製造方法を説明するフローチャートで、（Ａ）は全体の概括工程図、（Ｂ）は巨大磁気抵抗効果層の成膜工程の詳細図である。図２（Ａ）において、シリコン基板１１上に、第１の非磁性材料を０℃以上１０００℃以下の基板温度で成膜する（Ｓ１００）。次に、第１の非磁性材料を成膜したシリコン基板１１に、下部強磁性材料の層１４ａ、第１のホイスラー合金の挿入層（下部ホイスラー合金層）１４ｂ、第２の非磁性材料の層１５、第２のホイスラー合金の挿入層（上部ホイスラー合金層）１６ｂ及び上部強磁性材料の層１６ａをこの順で有する巨大磁気抵抗効果層１７を成膜する（Ｓ１０２）。この工程において、第１及び第２のホイスラー合金の挿入層１４ｂ、１６ｂの膜厚は１．０ｎｍ以上７ｎｍ未満とするのがよい。また、下部強磁性材料の層１４ａ及び上部強磁性材料の層１６ａは、膜厚が０．２ｎｍ以上７ｎｍであるとよい。巨大磁気抵抗効果層１７の積層体は単一でもよく、また複数個設けてもよい。次に、巨大磁気抵抗効果層１７を成膜したシリコン基板の上にキャップ層１８ａ、１８ｂを成膜する。最後に、巨大磁気抵抗効果層１７とキャップ層１８ａ、１８ｂを成膜したシリコン基板を０℃以上１０００℃以下でポストアニールとして熱処理する（Ｓ１０４）。ポストアニールはキャップ層１８ａ、１８ｂを成膜する前に成膜装置内で行ってもよい。熱処理温度は、好ましくは２００℃以上６００℃以下であるとよい。
　続いて、図２（Ｂ）を参照して、巨大磁気抵抗効果層の成膜工程の詳細を説明する。巨大磁気抵抗効果層１７の成膜工程では、最初に下部強磁性材料の層１４を成膜する（Ｓ１２２）。次に、第１のホイスラー合金の挿入層（下部ホイスラー合金層）１４ｂを成膜する（Ｓ１２４）。そして、第２の非強磁性材料の層１５を成膜する（Ｓ１２６）。続いて、第２のホイスラー合金の挿入層（上部ホイスラー合金層）１６ｂを成膜する（Ｓ１２８）。最後に、上部強磁性材料の層１６を成膜する（Ｓ１３０）。このようにして積層体としての巨大磁気抵抗効果層１７の成膜が完了する。なお、巨大磁気抵抗効果層１７を複数個設ける場合には、図２（Ｂ）の工程を適宜に繰り返すとよい。
　図３は、本発明の第２の実施形態を示すＭｇＯ基板を用いた巨大磁気抵抗効果層を有する磁気抵抗素子の製造方法を説明するフローチャートで、（Ａ）は全体の概括工程図、（Ｂ）は巨大磁気抵抗効果層の成膜工程の詳細図である。図３（Ａ）において、まずＭｇＯ基板上の表面洗浄をする（Ｓ２００）。次に、ＭｇＯ基板の基板温度を３００℃以上で加熱洗浄する（Ｓ２０２）。そして、加熱洗浄したＭｇＯ基板上に、第１の非強磁性材料を０℃以上１０００℃以下の基板温度で成膜する（Ｓ２０４）。
　次に、第１の非磁性材料を成膜したＭｇＯ基板に、下部強磁性材料の層１４ａ、第１のホイスラー合金の挿入層１４（下部ホイスラー合金層）ｂ、第２の非磁性材料の層１５、第２のホイスラー合金の挿入層（上部ホイスラー合金層）１６ｂ及び上部強磁性材料の層１６ａをこの順で有する巨大磁気抵抗効果層１７を成膜する（Ｓ２０６）。この工程において、第１及び第２のホイスラー合金の挿入層１４ｂ、１６ｂの膜厚は１．０ｎｍ以上７ｎｍ未満とするのがよい。また、下部強磁性材料の層１４ａ及び上部強磁性材料の層１６ａは、膜厚が０．２ｎｍ以上７ｎｍであるとよい。巨大磁気抵抗効果層１７の積層体は単一でもよく、また複数個設けてもよい。次に、巨大磁気抵抗効果層１７を成膜したＭｇＯ基板の上にキャップ層１８ａ、１８ｂを成膜する。最後に、巨大磁気抵抗効果層１７とキャップ層１８ａ、１８ｂを成膜したＭｇＯ基板を０℃以上１０００℃以下でポストアニールとして熱処理する（Ｓ２０８）。熱処理温度は、好ましくは２００℃以上６００℃以下であるとよい。
　続いて、図３（Ｂ）を参照して、巨大磁気抵抗効果層の成膜工程の詳細を説明する。巨大磁気抵抗効果層１７の成膜工程では、最初に下部強磁性材料の層１４を成膜する（Ｓ２２２）。次に、第１のホイスラー合金の挿入層（下部ホイスラー合金層）１４ｂを成膜する（Ｓ２２４）。そして、第２の非強磁性材料の層１５を成膜する（Ｓ２２６）。続いて、第２のホイスラー合金の挿入層（上部ホイスラー合金層）１６ｂを成膜する（Ｓ２２８）。最後に、上部強磁性材料の層１６を成膜する（Ｓ２３０）。このようにして積層体としての巨大磁気抵抗効果層１７の成膜が完了する。なお、巨大磁気抵抗効果層１７を複数個設ける場合には、図３（Ｂ）の工程を適宜に繰り返すとよい。
　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。
　実施例として、Ｃｏ５０Ｆｅ５０／Ｃｏ２（Ｆｅ０．４Ｍｎ０．６）Ｓｉ／Ａｇ／Ｃｏ２（Ｆｅ０．４Ｍｎ０．６）Ｓｉ／Ｃｏ５０Ｆｅ５０エピタキシャル積層構造を有するＣＰＰ－ＧＭＲ素子を作製・測定し、強磁性層／ホイスラー合金層界面を有しないＣｏ２（Ｆｅ０．４Ｍｎ０．６）Ｓｉ／Ａｇ／Ｃｏ２（Ｆｅ０．４Ｍｎ０．６）Ｓｉエピタキシャル積層構造のＣＰＰ－ＧＭＲ素子よりもＭＲ比とΔＲＡが向上した結果を以下に示す。以下では、Ｃｏ５０Ｆｅ５０をＣＦ、Ｃｏ２（Ｆｅ０．４Ｍｎ０．６）ＳｉをＣＦＭＳと表記することとする。
　図４に作製した積層構造を示す。具体的にはＭｇＯ（００１）基板／Ｃｒ（２０ｎｍ）／Ａｇ下地層（８０ｎｍ）／ＣＦ（７－ｔｎｍ）／ＣＦＭＳ（ｔｎｍ）／Ａｇ中間層（５ｎｍ）／ＣＦＭＳ（ｔｎｍ）／ＣＦ（７－ｔｎｍ）／Ａｇキャップ層（５ｎｍ）／Ｒｕ（８ｎｍ）であり、（００１）配向の単結晶積層膜である。ＣＦＭＳ膜厚ｔについて、ｔ＝０（ＣＦＭＳ層なし）、０．７５、１．５、３、４、５、及び７（ＣＦ層なし）（ｎｍ）の構造を作製した。Ａｇ下地層堆積後に３００℃、３０分、ｔ＝０ｎｍの試料では各ＣＦ層堆積後、その他の試料では各ＣＦＭＳ層堆積後に４５０℃、２分の熱処理を行なった。図５に示す透過型電子顕微鏡像（ＴＥＭ）により、Ａｇ中間層への原子拡散や層界面の顕著な凹凸のないエピタキシャル積層構造の形成を確認した。
　図６にＣＰＰ－ＧＭＲ素子の概略図を示す。図４の積層構造をサブミクロンオーダーの径のピラー形状に微細加工した。ピラーの面内方向に磁場を印加し直流４端子配置で抵抗変化を測定した。図７にｔ＝４ｎｍのＣＰＰ－ＧＭＲ素子において、室温で観測された代表的なＭＲ曲線を示す。ピラーサイズは約０．０３μｍ２である。磁化配置が平行時と反平行時とで、ピラーの抵抗が変化する。抵抗変化量をΔＲとし、平行配置での抵抗値をＲｐとする。
　図８（Ａ）、（Ｂ）は平均化されたＭＲ比とΔＲＡのｔに対する依存性を示す。ＭＲ比は、図７に示したようなＭＲ曲線を様々なサイズの多数のピラーで測定し、観測されたＭＲ曲線から抽出されるΔＲのＲｐに対する傾きである。またΔＲＡは平均化されたＲｐ×Ａの値をＭＲ比に乗ずることで見積もられる。ｔ＝３、４、及び５ｎｍの構造において、ｔ＝７ｎｍ（ＣＦＭＳ／Ａｇ／ＣＦＭＳ積層構造）に比べて明確にＭＲ比とΔＲＡが向上していることがわかる。特にｔ＝４ｎｍでは、ＭＲ比が４９％、ΔＲＡが１９ｍΩμｍ２であり、ｔ＝７ｎｍの場合（２５％、９ｍΩμｍ２）に比べて大幅に向上している。
　図９（Ａ）、（Ｂ）はＣＰＰ－ＧＭＲ素子のスピン依存伝導に関する理論［Ｔ．　Ｖａｌｅｔ　ａｎｄ　Ａ．　Ｆｅｒｔ，　Ｐｈｙｓ．　Ｒｅｖ．　Ｂ　４８，　７０９９　（１９９３)，　Ｎ．　Ｓｔｒｅｌｋｏｖ　ｅｔ　ａｌ．，　Ｊ．　Ａｐｐｌ．　Ｐｈｙｓ．　９４，　３２７８　（２００３）］に基づいて計算された、ｔ＝４ｎｍとｔ＝７ｎｍにおけるＭＲ比とΔＲＡを示す図である。ＣＦ／ＣＦＭＳ界面のγはバンド整合性の理論計算によって得られた値（０．９７）を用いている。ｔ＝４ｎｍでどちらも明確に向上することが計算結果からも示された。
　以上の結果から、強磁性／ホイスラー合金／非磁性／ホイスラー合金／強磁性積層構造はＭＲ比とΔＲＡの向上、すなわちＣＰＰ－ＧＭＲ素子の性能向上に有効であり、その機能発現のための膜厚制御はナノメートルオーダーで可能であることが実証された。
　なお、本発明の実施の形態では、主に単結晶ＣＰＰ－ＧＭＲ素子を製作した場合について説明してきたが、本発明はこれに限られるものではなく、ＣＰＰ－ＧＭＲ素子は単結晶ばかりでなく多結晶でも同様な効果が得られる。また、ＣＰＰ－ＧＭＲ素子の非磁性中間層としてＡｇ層を用いる場合を示しているが、本発明はこれに限られるものではなく、汎用のＣｕ層やＡｌ層等の非磁性金属層でもよい点は上述したとおりである。
　本発明の磁気抵抗素子は、磁気ハードディスクの読取ヘッド等の実デバイスへ応用するのに必要とされる磁気抵抗特性が良好なホイスラー合金を用いた巨大磁気抵抗素子であり、磁気ヘッド、磁界センサ、スピン電子回路、トンネル磁気抵抗デバイスなどの実用デバイスに用いて好適である。
１１　シリコン基板、ＭｇＯ基板
１２　下地層
１３、１３ａ、１３ｂ　第１の非磁性層（下部電極層）
１４ａ　下部強磁性層
１４ｂ　ホイスラー合金の挿入層（下部ホイスラー合金層）
１５　第２の非磁性層
１６ｂ　ホイスラー合金の挿入層（上部ホイスラー合金層）
１６ａ　上部強磁性層
１７　巨大磁気抵抗効果層
１８ａ、１８ｂ　キャップ層

Claims (17)

  1. 　シリコン基板よりなる基板と、
    　前記基板に積層された下地層と、
    　前記下地層に積層された第１の非磁性層と、
    　下部強磁性層、下部ホイスラー合金層、第２の非磁性層、上部ホイスラー合金層、及び上部強磁性層を有する積層体層を少なくとも一つ有する巨大磁気抵抗効果層と、
    　を備える、面直通電型巨大磁気抵抗素子。
  2. 　前記シリコン基板はＳｉ（００１）単結晶基板である、請求項１に記載の面直通電型巨大磁気抵抗素子。
  3. 　前記下地層は、Ｃｒ、Ｆｅ又はＣｏＦｅからなる群から選ばれた少なくとも一種からなる、請求項１又は２に記載の面直通電型巨大磁気抵抗素子。
  4. 　前記下地層は、膜厚が１０ｎｍ以上２００ｎｍ未満である、請求項１から３のいずれか一項に記載の面直通電型巨大磁気抵抗素子。
  5. 　ＭｇＯ基板よりなる基板と、
    　前記基板に積層された第１の非磁性層と、
    　下部強磁性層、下部ホイスラー合金層、第２の非磁性層、上部ホイスラー合金層、及び上部強磁性層を有する積層体層を少なくとも一つ有する巨大磁気抵抗効果層と、
    　を備える、面直通電型巨大磁気抵抗素子。
  6. 　前記ＭｇＯ基板は（００１）単結晶基板である、請求項５に記載の面直通電型巨大磁気抵抗素子。
  7. 　前記第１の非磁性層はＡｇ、Ｖ、Ｃｒ、Ｗ、Ｍｏ、Ａｕ、Ｐｔ、Ｐｄ、Ｔａ、Ｒｕ、Ｒｅ、Ｒｈ、ＮｉＯ、ＣｏＯ、ＴｉＮ、ＣｕＮからなる群から選ばれた少なくとも一種であり、
    　前記下部強磁性層は、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉ、又はこれらの２元及び３元合金からなり、
    　前記下部ホイスラー合金層は、Ｃｏ基ホイスラー合金であり、
    　前記第２の非磁性層はＡｇ、Ｃｕ、Ａｌ、ＡｇＺｎ、及びＡｇＳｎからなる群から選ばれた少なくとも一種からなり、
    　前記上部ホイスラー合金層は、Ｃｏ基ホイスラー合金であり、
    　前記上部強磁性層は、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉ、又はこれらの２元及び３元合金からなる、請求項１から６のいずれか一項に記載の面直通電型巨大磁気抵抗素子。
  8. 　前記Ｃｏ基ホイスラー合金は、式Ｃｏ２ＹＺで表されると共に、
    　式中、ＹはＴｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ及びＦｅからなる群から選ばれた少なくとも一種からなり、ＺはＡｌ、Ｓｉ、Ｇａ、Ｇｅ、Ｉｎ及びＳｎからなる群から選ばれた少なくとも一種からなる、請求項７に記載の面直通電型巨大磁気抵抗素子。
  9. 　前記第１の非磁性層は、膜厚が０.５ｎｍ以上１００ｎｍ未満であり、
    　前記下部強磁性層は、膜厚が０．２ｎｍ以上７ｎｍ未満であり、
    　前記下部ホイスラー合金層は、膜厚が１．０ｎｍ以上７ｎｍ未満であり、
    　前記第２の非磁性層は、膜厚が１ｎｍ以上２０ｎｍ未満であり、
    　前記上部ホイスラー合金層は、膜厚が１．０ｎｍ以上７ｎｍ未満であり、
    　前記上部強磁性層は、膜厚が０．２ｎｍ以上７ｎｍ未満であって、
    　前記下部強磁性層と前記下部ホイスラー合金層の合計した膜厚が１．２ｎｍ以上１４ｎｍ未満であり、
    　前記上部強磁性層と前記上部ホイスラー合金層の合計した膜厚が１．２ｎｍ以上１４ｎｍ未満である、請求項１から８のいずれか一項に記載の面直通電型巨大磁気抵抗素子。
  10. 　磁気抵抗比は２０％以上であり、
    　抵抗変化面積積（ΔＲＡ）は７ｍΩμｍ２以上である、請求項１から９のいずれか一項に記載の面直通電型巨大磁気抵抗素子。
  11. 　前記巨大磁気抵抗効果層は、結晶方向を示すミラー指数で（００１）、（１１０）、又は（２１１）方位のエピタキシャル結晶方位を有する単結晶構造である、請求項１から１０のいずれか一項に記載の面直通電型巨大磁気抵抗素子。
  12. 　前記巨大磁気抵抗効果層は、多結晶構造である、請求項１から１０のいずれか一項に記載の面直通電型巨大磁気抵抗素子。
  13. 　請求項１から１２のいずれか一項に記載の面直通電型巨大磁気抵抗素子を用いたデバイス。
  14. 　前記デバイスは、記憶素子上で使用される読み出しヘッド、磁界センサ、スピン電子回路、及びトンネル磁気抵抗（ＴＭＲ）デバイスのいずれか一つである、請求項１３に記載のデバイス。
  15. 　シリコン基板を準備する工程と、
    　前記シリコン基板に、単結晶下地層を成膜する工程と、
    　前記下地層を成膜した前記シリコン基板に、第１の非強磁性材料を０℃以上１０００℃以下の基板温度で成膜する工程と、
    　前記第１の非強磁性材料を成膜した前記シリコン基板に、下部強磁性材料の層、下部ホイスラー合金層、第２の非強磁性材料の層、上部ホイスラー合金層、及び上部強磁性材料の層を有する積層体層を少なくとも一つ有する巨大磁気抵抗効果層を成膜する工程と、
    　前記巨大磁気抵抗効果層を成膜した前記シリコン基板を０℃以上１０００℃以下で熱処理する工程と、
    　を有する、面直通電型単結晶巨大磁気抵抗素子の製造方法。
  16. 　ＭｇＯ基板を準備する工程と、
    　前記ＭｇＯ基板上に、第１の非強磁性材料を０℃以上１０００℃以下の基板温度で成膜する工程と、
    　前記第１の非強磁性材料を成膜した前記ＭｇＯ基板に、下部強磁性材料の層、下部ホイスラー合金層、第２の非強磁性材料の層、上部ホイスラー合金層、及び上部強磁性材料の層を有する積層体層を少なくとも一つ有する巨大磁気抵抗効果層を成膜する工程と、
    　前記巨大磁気抵抗効果層を成膜した前記ＭｇＯ基板を０℃以上１０００℃以下で熱処理する工程と、
    　を有する、面直通電型単結晶巨大磁気抵抗素子の製造方法。
  17. 　シリコン基板、ガラス基板、アルミナ基板、ゲルマニウム基板、ヒ化ガリウム基板、イットリア安定化ジルコニア基板、又はＡｌＴｉＣ基板を準備する工程と、
    　前記基板上に、多結晶電極となる下地層を成膜する工程と、
    　前記下地層を成膜した前記基板上に第１の非強磁性材料を成膜する工程と、
    　前記第１の非強磁性材料を成膜した前記基板に、下部強磁性材料の層、下部ホイスラー合金層、第２の非強磁性材料の層、上部ホイスラー合金層、及び上部強磁性材料の層を有する積層体層を少なくとも一つ有する巨大磁気抵抗効果層を成膜する工程と、
    　前記巨大磁気抵抗効果層を成膜した前記基板を０℃以上５００℃以下で熱処理する工程と、を有する、面直通電型多結晶巨大磁気抵抗素子の製造方法。
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