【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明は、磁気抵抗効果を利用した磁気素子とそれを用いた磁気センサおよび磁気記録装置に関する。

【０００２】

【従来の技術】磁気抵抗効果は、ある種の磁性体に磁界を加えることにより電気抵抗が変化する現象である。 このような磁気抵抗効果を利用した磁気抵抗効果素子（以下、ＭＲ素子と記す）は、磁気ヘッド、磁気センサなどに使用されており、さらには磁気抵抗効果メモリなどの磁気記憶装置が提案されている。 このようなＭＲ素子には、外部磁界に対する感度が大きいこと、応答速度が早いことなどが要求されている。

【０００３】強磁性体を用いたＭＲ素子は、温度安定性に優れ、使用温度範囲が広いというような特徴を有しており、従来からＮｉＦｅ合金などの強磁性合金の薄膜が使用されてきた。 しかし、その磁気抵抗変化率は 2〜3%
程度と小さいため、これを用いた磁気ヘッドでは十分な感度が得られないという問題があった。

【０００４】一方、近年、スピンの方向に依存して巨大磁気抵抗効果を示す材料として、強磁性金属層と非磁性金属層とを数nmの周期で積層した積層膜が注目されている。 例えば、Ｆｅ／Ｃｒ人工格子膜(Phys. Rev. Lett.6
1, 2472(1988))、Ｃｏ／Ｃｕ人工格子膜(J.Mag. Mag. M
ater.94, L1(1991))などの強磁性層間の相互作用を反強磁性結合させたものや、強磁性金属層／非磁性金属層／
強磁性金属層のサンドイッチ積層膜の一方の強磁性金属層に交換バイアスを及ぼして磁化を固定し、他方の強磁性金属層のスピンのみを外部磁界で容易にスイッチできるようにしたスピンバルブ膜などが見出されている。

【０００５】しかし、強磁性金属層間の反強磁性結合を利用した金属人工格子膜は、反強磁性交換結合定数が大きいために、飽和磁場が大きく、またヒステリシスも非常に大きいという問題を有している。 また、上述したような巨大磁気抵抗効果（ＧＭＲ）を示す積層膜において、大きな磁気抵抗変化率が得られるＣｏやＣｏ−Ｆｅ
などのＣｏ合金を用いると、保磁力が大きいために良好な軟磁気特性が得られないという問題がある。

【０００６】そこで、上述したようなＧＭＲ素子の磁気抵抗効果曲線をソフト化するために、Ｎｉ−ＦｅやＦｅ
などの軟磁性層を付与する構造が提案されている（特開平5-206540号公報など参照）。 しかし、このような軟磁性層を付与した構造では、製造プロセスにおける各種熱処理、あるいはＨＤＤ内の温度上昇や電流による発熱などによって、巨大磁気抵抗効果を示す積層膜と軟磁性層との間でミキシングなどが起こり、ＧＭＲ素子の特性が劣化してしまうという問題がある。

【０００７】このような問題に対して、例えばＮｉＦｅ
層の表面を酸化してＮｉやＦｅの酸化物を存在させ、その上にスピンバルブ膜などのＧＭＲ膜を形成することによって、ＮｉやＦｅの酸化物を原子拡散バリヤとして機能させることが提案されている。 例えば、ＣｏＺｒＮｂ
／ＮｉＦｅ／（Ｎｉ−Ｏ，Ｆｅ−Ｏ）／Ｃｏ ₉ Ｆｅ／Ｃ
ｕ／Ｃｏ ₉ Ｆｅ／ＦｅＭｎ構造のスピンバルブ膜に対し、磁場中熱処理により隣り合う磁場層（Ｃｏ ₉ Ｆｅ）
のスピンを略直交させる初期アニールを施した場合、Ｍ
Ｒ変化率が増大すると共にソフト化されることが報告されている(J.Appl.Phys.79(8), p.6399,(1996)）。

【０００８】しかしながら、ＮｉＦｅ層のような軟磁性層の表面を酸化した後に、Ｃｏ合金などを使用したＧＭ
Ｒ膜を成膜すると、初期アニールや製造プロセスなどによる磁気抵抗変化率の劣化の度合いは抑えられるものの、高温ではＣｏの方がＮｉに比べて酸化しやすいため（J.Iron steel Inst.160, 261(1948)、Physical Chemi
stry of Metals McGraw Hill, NewYork, 1953)、ＨＤＤ
内の温度上昇や電流による発熱などによって、磁気抵抗効果を発現するＧＭＲ膜中のＣｏ ₉ Ｆｅ層自体が酸化してしまい、磁気抵抗効果特性や感度が劣化してしまうという問題が生じるおそれがある。

【０００９】一方、スピン依存散乱とはメカニズムを異にする、強磁性トンネル効果に基づく巨大磁気抵抗効果が見出されている。 これは 2つの強磁性金属層間に誘電体層を挿入したサンドイッチ膜において、膜面に垂直に電流を流して誘電体層のトンネル電流を利用するものである。 このようなトンネル電流を利用した磁気抵抗効果素子、いわゆる強磁性トンネル接合素子は構造が簡単であり、また比較的大きな磁気抵抗変化率が得られるものの、上述したスピンバルブ膜などと同様な問題を有している。

【００１０】つまり、大きな磁気抵抗効果が得られるスピン分極率の大きな強磁性層を用いた積層膜をソフト化するために、強磁性層に軟磁性層を付与した場合、強磁性層の軟磁性化に対しては効果を示すものの、製造プロセスにおける各種熱処理や電流による発熱などによって、トンネルＭＲに寄与する強磁性層と軟磁性層との間でミキシングが起こり、スピン分極率が低下して磁気抵抗効果特性や感度が劣化してしまうという問題が発生する。 さらに、前述したような原子拡散バリヤ層では強磁性層自体の酸化を招くおそれがあり、この強磁性層の酸化により磁気抵抗効果特性や感度が劣化してしまう。

【００１１】

【発明が解決しようとする課題】上述したように、スピンバルブ膜などのスピン依存散乱に基づく磁気抵抗効果素子や、強磁性トンネル接合素子に代表される強磁性トンネル効果を利用した磁気抵抗効果素子においては、大きな磁気抵抗効果が得られるスピン分極率の大きな強磁性層を用いた場合に、強磁性層の軟磁気特性の向上を実現した上で、各種熱処理や温度上昇などに伴う磁気抵抗効果特性や感度の劣化を抑制することが課題とされている。

【００１２】本発明はこのような課題に対処するためになされたもので、種々のＧＭＲ膜を構成する強磁性層の軟磁気特性を向上させると共に、各種熱処理や使用時における温度上昇などに伴う磁気抵抗効果特性や感度の劣化を抑制することを可能にした磁気素子、およびそれを用いた磁気センサと磁気記憶装置を提供することを目的としている。

【００１３】

【課題を解決するための手段】本発明の第１の磁気素子は、請求項１に記載したように、少なくとも 2層の強磁性層と、前記強磁性層間に介在され、かつ前記強磁性層間にトンネル電流を流し得る厚さを有する誘電体層とを具備する磁気素子において、前記強磁性層のうち少なくとも 1層には、前記強磁性層より酸化または窒化しやすい金属の酸化膜または窒化膜を介して軟磁性層が付与されていることを特徴としている。

【００１４】本発明の第２の磁気素子は、請求項２に記載したように、少なくとも 1層の強磁性層と、前記強磁性層を挟持するように配置された誘電体層と、前記誘電体層を介して前記強磁性層と積層され、少なくとも一方が強磁性体からなる第１および第２の金属層とを具備する磁気素子において、前記第１および第２の金属層のうち、前記強磁性体からなる金属層には、前記強磁性金属層より酸化または窒化しやすい金属の酸化膜または窒化膜を介して軟磁性層が付与されていることを特徴としている。

【００１５】本発明の第３の磁気素子は、請求項３に記載したように、誘電体で分断された強磁性微粒子を有する少なくとも 1層の強磁性グラニュラー層と、前記強磁性グラニュラー層を挟持するように配置された誘電体層と、前記誘電体層を介して前記強磁性グラニュラー層と積層され、少なくとも一方が強磁性体からなる第１および第２の金属層とを具備する磁気素子において、前記第１および第２の金属層のうち、前記強磁性体からなる金属層には、前記強磁性金属層より酸化または窒化しやすい金属の酸化膜または窒化膜を介して軟磁性層が付与されていることを特徴としている。

【００１６】本発明の第４の磁気素子は、請求項４に記載したように、少なくとも 2層の強磁性層と、前記強磁性層間に介在された非磁性層とを具備する磁気素子において、前記強磁性層のうち少なくとも 1層には、前記強磁性層より酸化または窒化しやすい金属の酸化膜または窒化膜を介して軟磁性層が付与されていることを特徴としている。

【００１７】上述した本発明の磁気素子は、請求項５に記載したように、例えば前記金属の酸化膜または窒化膜を介して前記軟磁性層が付与された前記強磁性層のスピンの方向を変化させることにより磁気抵抗効果を発現させるものである。 また、本発明の磁気素子の具体的な形態としては、請求項６に記載したように、前記金属の酸化膜または窒化膜は 1nm以下の厚さを有し、かつ前記金属はＡｌ、Ｓｉ、Ｍｇ、Ｔｉ、Ｔａ、Ｖ、Ｍｎ、Ｃｒ、
Ｚｎ、Ｃａ、Ｌｉおよび希土類元素から選ばれる少なくとも 1種からなることが好ましい。

【００１８】本発明の磁気センサは、請求項７に記載したように、上述した本発明の磁気素子と、前記磁気素子にセンス電流を供給する電極とを具備することを特徴としている。 また、本発明の磁気記憶装置は、請求項８に記載したように、上述した本発明の磁気素子と、前記磁気素子に電流磁界を印加する電極とを具備することを特徴としている。

【００１９】本発明の磁気素子においては、例えば外部磁界によりスピンの方向を変化させる強磁性層に対して、それより酸化または窒化しやすい金属の酸化膜または窒化膜を介して軟磁性層を付与している。 このように、強磁性層より酸化または窒化しやすい数原子層程度の金属の酸化膜または窒化膜を介して、強磁性層に軟磁性層を付与することによって、各種熱処理や使用時の温度上昇などに伴う強磁性層の酸化や窒化を抑制することができる。 従って、軟磁性層の付与により強磁性層の軟磁気特性を向上させた上で、強磁性層の酸化や窒化による磁気抵抗効果特性や感度の劣化を抑制することが可能となる。

【００２０】

【発明の実施の形態】以下に、本発明を実施するための形態について説明する。

【００２１】図１は本発明の第１の磁気素子の一実施形態の要部構造を模式的に示す断面図である。 図１に示す磁気素子１は、第１の強磁性層２／誘電体層３／第２の強磁性層４からなる積層膜を基本構成要素として有している。 誘電体層３は、第１の強磁性層２と第２の強磁性層４との間にトンネル電流を流し得る厚さ、具体的には
30nm以下程度の厚さを有する誘電体層である。 誘電体層３と接した第１および第２の強磁性層２、４はそれぞれ異なった材料で構成してもよい。

【００２２】そして、第１および第２の強磁性層２、４
のうち一方の強磁性層４は、強磁性層４より酸化または窒化しやすい金属の酸化膜または窒化膜からなる金属化合物層５を介して、軟磁性層６と積層されている。 これら各構成要素によって、本発明の第１の磁気素子としての強磁性トンネル接合素子１が構成されている。

【００２３】第１および第２の強磁性層２、４は、例えば外部磁界により軟磁性層６が付与された強磁性層４のスピンの方向のみを変化させることが可能とされており、これによりスピン依存性トンネル効果が発現する。

【００２４】すなわち、強磁性トンネル接合素子１の積層方向にセンス電流を流して、第１および第２の強磁性層２、４間にトンネル電流を流す。 第１および第２の強磁性層２、４のスピンが同じ方向を向いている状態において、強磁性トンネル接合素子１の抵抗（膜面垂直方向へのトンネル電流の抵抗）は最小となり、この状態から第２の強磁性層４のスピン方向を外部磁界などにより反転させることによって、強磁性トンネル接合素子１の抵抗は最大となる。 この際、第１の強磁性層２のスピンは外部磁界に対して実質的に固定されているようにする。
このようなトンネル電流を含むセンス電流の電圧を測定することによって、信号磁界などの外部磁界を検出することができる。

【００２５】第１および第２の強磁性層２、４のうち、
一方の強磁性層４のスピンの方向のみを変化させるためには、例えば強磁性体の保磁力の差を利用してもよいし、また後に詳述するように、他方の強磁性層４を反強磁性膜などのバイアス磁界印加膜と積層して磁化を固定するようにしてもよい。 また、強磁性層２、４は膜面方向に一軸異方性を有することが好ましく、その厚さは 1
〜 100nm程度であることが好ましい。

【００２６】強磁性層２、４の構成材料には種々の磁性材料を使用することができ、強磁性層を硬磁性層（ピン層）とする場合には、磁気異方性の大きいＣｏ、Ｃｏ合金、Ｃｏ−Ｐｔ合金、Ｆｅ−Ｐｔ合金、遷移金属−希土類合金などを用いることが好ましい。 強磁性層を軟磁性層（フリー層）として用いる場合には、基本的に磁性材料に制限はなく、パーマロイに代表されるＦｅ−Ｎｉ合金、強磁性を示すＦｅ、Ｃｏ、Ｎｉおよびそれらを含む合金、スピン分極率の大きいマグネタイト、ＣｒＯ ₂ 、
ＲＸＭｎＯ _3-y （Ｒは希土類金属、ＸはＣａ、ＢａおよびＳｒから選ばれる少なくとも 1種の元素、 yは 0に近い値）などの酸化物系磁性材料、ＮｉＭｎＳｂ、ＰｔＭ
ｎＳｂなどのホイスラー合金などを使用することができる。 ただし、反強磁性膜などを用いて強磁性層の磁化を固着する場合、強磁性層の構成材料は特に限定されるものではない。

【００２７】なお、上述したような磁性材料には、Ａ
ｇ、Ｃｕ、Ａｕ、Ｔａ、Ｂ、Ｃ、Ｏ、Ｎ、Ｓｉ、Ｐｄ、
Ｐｔ、Ｚｒ、Ｉｒ、Ｗ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ａｌ、Ｍｇ、Ｖ、
Ｍｎ、Ｃｒ、Ｃａ、Ｌｉなどの非磁性元素か多少含まれていても、強磁性が失われないかぎり特に問題はない。

【００２８】誘電体層３の構成材料には各種公知の材料を使用することができ、例えばＡｌ ₂ Ｏ ₃ 、ＳｉＯ ₂ 、
ＭｇＯ、ＡｌＮ、Ｂｉ ₂ Ｏ ₃ 、ＭｇＦ ₂ 、ＣａＦ ₂などの誘電体材料を使用することができる。 なお、上記した酸化膜、窒化膜、フッ化膜などでは、それぞれの元素の欠損が一般的に存在するが、そのような誘電体膜であっても何等問題はない。 誘電体層３の厚さはトンネル電流を流し得る厚さ、例えば上述したように10nm以下程度とすることが好ましい。

【００２９】原子拡散バリヤなどとして機能する金属化合物層５は、上述したような強磁性層４の構成材料より酸化または窒化しやすい金属の酸化膜または窒化膜からなるものである。 ここで、強磁性層４の構成材料より酸化または窒化しやすい金属とは、例えば室温から 300℃
程度の温度領域において、酸化物または窒化物の標準生成自由エネルギーがＣｏやＮｉに代表される強磁性層４
の構成材料より小さい元素である。 このような金属化合物層５の構成元素としては、例えばＡｌ、Ｓｉ、Ｍｇ、
Ｔｉ、Ｔａ、Ｖ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｎ、Ｃａ、Ｌｉ、希土類元素なとが挙げられる。

【００３０】このような金属元素の酸化物または窒化物からなる金属化合物層５の厚さは数原子層程度、具体的には 1nm以下とすることが好ましい。 金属化合物層５の厚さが 1nmを超えて厚くなると、強磁性トンネル接合素子１の基本構成要素としての強磁性層４と軟磁性層６との間の磁気的な結合が切れてしまうおそれがあり、強磁性層４の軟磁気特性の改善効果が得られなくなる。

【００３１】強磁性層４の軟磁気特性を改善する軟磁性層６には、種々の軟磁性材料を使用することができ、例えばＮｉ−Ｆｅ合金、Ｆｅ、Ｎｉ−ＦｅにＭｏなどの元素を添加した材料、Ｃｏ−Ｆｅ−ＢやＣｏ−Ｚｒ−Ｎｂ
のようなアモルファス磁性材料などを使用することができる。 このような軟磁性層６の付与は、特にＣｏやＣｏ
合金で強磁性層４を構成する場合に効果的である。

【００３２】そして、この実施形態の強磁性トンネル接合素子１においては、上述したような軟磁性層６を、強磁性層４の構成材料より酸化または窒化しやすい金属の酸化膜または窒化膜からなる金属化合物層５を介して、
強磁性層４に付与しているため、まず初期アニールや製造プロセスなどによる磁気抵抗変化率の劣化の度合いを抑制することができる。

【００３３】さらに、実使用時の装置温度の上昇や電流による発熱などが生じた場合においても、金属の酸化膜または窒化膜からなる金属化合物層５により強磁性層４
が酸化もしくは窒化することが抑制できるため、磁気抵抗効果特性の感度の劣化を防ぐことが可能となる。 従って、各種熱処理や使用時の温度上昇に対する強磁性トンネル接合素子１の特性の安定化を図ることができ、強磁性トンネル接合素子１の実用性を大幅に高めることが可能となる。

【００３４】次に、本発明の第２の磁気素子の実施形態について述べる。

【００３５】図２は本発明の第２の磁気素子の一実施形態の要部構造を模式的に示す断面図である。 図２に示す磁気素子１０は、第１の金属層１１／誘電体層１２／強磁性層１３／誘電体層１４／第２の金属層１５からなる積層膜を基本構成要素として有している。 このような積層膜において、第１の金属層１１は強磁性体からなる。
一方、第２の金属層１５は強磁性体および非磁性体のいずれであってもよい。

【００３６】そして、第１および第２の金属層１１、１
５のうち、少なくとも強磁性体からなる第１の金属層１
１は、この強磁性金属層１１より酸化または窒化しやすい金属の酸化膜または窒化膜からなる金属化合物層１６
を介して、軟磁性層１７と積層されている。 図２は第２
の金属層１５も強磁性体で構成し、この強磁性金属層１
５にもそれより酸化または窒化しやすい金属の酸化膜または窒化膜からなる金属化合物層１６を介して、軟磁性層１７を積層した状態を示している。 これら各構成要素によって、本発明の第２の磁気素子としての多重強磁性トンネル接合素子１０が構成されている。

【００３７】なお、強磁性金属層１１や強磁性層１３
（第２の金属層１５を強磁性体で構成する場合を含む）
は、前述した第１の磁気素子の実施形態で示したような各種の磁性材料で構成することができ、その他の条件についても前述した実施形態と同様とすることが好ましい。 誘電体層１２、１４についても同様である。 また、
強磁性金属層より酸化または窒化しやすい金属の酸化膜または窒化膜からなる金属化合物層１６の構成材料や厚さ、軟磁性層１７の構成材料などについても前述した通りである。

【００３８】第２の金属層１５を強磁性体で構成する場合、第１の金属層１１と第２の金属層１５とは必ずしも同じ材料で構成する必要はない。 また、これら強磁性層は単層構造に限らず、非磁性層を介して配置した 2つの強磁性層を有し、これら強磁性層の磁化を互いに反平行となるように結合させた積層膜で構成することもできる。 このような反平行に結合させた積層膜によれば、強磁性層から磁束が外部に漏れることを防ぐことができる。

【００３９】このような多重強磁性トンネル接合素子１
０において、強磁性層１３は 2つの薄い誘電体層１２、
１４、すなわち 2つのトンネル層によって挟まれており、各誘電体層１２、１４を介して第１の金属層（強磁性体）１１と強磁性層１３との間および強磁性層１３と第２の金属層（強磁性体または非磁性金属）１５との間にそれぞれトンネル電流が流れるように構成されている。 すなわち、誘電体層１２、１４を介して、第１の金属層１１、強磁性層１３および第２の金属層１５の間に、 2重の強磁性トンネル接合が形成されている。

【００４０】このような積層膜において、強磁性層１３
が十分に薄い場合には量子効果により強磁性層１３に離散準位が形成される。 そして、強磁性体からなる第１の金属層１１と第２の金属層１５との間に適当な電圧を印加し、強磁性層１３に形成された離散準位を制御（シフト）することによって、スピン依存トンネル効果を生じさせることができる。 この際に、化合物層１６を介して軟磁性層１７を付与した強磁性金属層１１のスピンの方向を変化させることによって、スピン依存トンネル効果、さらにはスピン依存共鳴トンネル効果に基づく非常に大きなＭＲ変化率を得ることができる。 また、多重強磁性トンネル接合は、誘電体層に実効的に印加される電圧も小さくなるため、電圧依存性によるＭＲ変化率の減少も小さくなるという効果も存在する。

【００４１】強磁性金属層１１のスピンの方向のみを変化させるためには、前述した実施形態と同様に、強磁性体の保磁力の差などを利用することができる。 強磁性層１３の厚さは、上述したように量子効果によりスピンに依存した離散的なエネルギー準位が形成されるような厚さ、具体的には10nm以下程度とする。 より好ましくは5n
m以下である。 第１および第２の金属層１１、１５の厚さは特に限定されるものではなく、例えば 0.1〜 100mm
程度とすることが好ましい。

【００４２】なお、離散準位を形成する強磁性層１３は
1層に限られるものではなく、強磁性層１３を複数層とすると共に、これら複数の強磁性層を誘電体層と交互に積層配置して、 3重以上の多重強磁性トンネル接合を有する構成とすることもできる。 すなわち、軟磁性層１７
／金属化合物層１６／強磁性金属層１１／誘電体層１２
／（強磁性層１３／誘電体層１４） _N ／金属層１５構造の積層膜（Ｎ≧ 1：積層数）を使用することができる。

【００４３】この実施形態の多重強磁性トンネル接合素子１０においても、強磁性金属層１１にその構成材料より酸化または窒化しやすい金属の酸化膜または窒化膜からなる金属化合物層１６を介して軟磁性層１７を付与しているため、初期アニールや製造プロセスなどによる磁気抵抗変化率の劣化の度合いを抑制することができ、さらに実使用時の装置温度の上昇や通電発熱などに伴う強磁性金属層１１の酸化や窒化を抑制することができるため、磁気抵抗効果特性の感度の劣化を防ぐことが可能となる。 従って、各種熱処理や使用時の温度上昇に対する多重強磁性トンネル接合素子１０の特性の安定化を図ることができ、多重強磁性トンネル接合素子１０の実用性を大幅に高めることが可能となる。

【００４４】次に、本発明の第３の磁気素子の実施形態について述べる。

【００４５】図３は本発明の第３の磁気素子の一実施形態の要部構造を模式的に示す断面図である。 図３に示す磁気素子２０は、第１の金属層（強磁性体）１１／誘電体層１２／誘電体２１で分断された強磁性微粒子２２を有する強磁性グラニュラー層２３／誘電体層１４／第２
の金属層（強磁性体または非磁性金属）１５からなる積層膜を基本構成要素として有している。

【００４６】そして、第１および第２の金属層１１、１
５のうち、少なくとも強磁性体からなる第１の金属層１
１は、この強磁性金属層１１より酸化または窒化しやすい金属の酸化膜または窒化膜からなる金属化合物層１６
を介して、軟磁性層１７と積層されている。 これら各構成要素によって、本発明の第３の磁気素子としてのグラニュラータイプの多重強磁性トンネル接合素子２０が構成されている。

【００４７】なお、強磁性金属層１１（第２の金属層１
５を強磁性体で構成する場合を含む）は、前述した実施形態で示したような各種の磁性材料で構成することができ、その他の条件についても前述した実施形態と同様とすることが好ましい。 誘電体層１２、１４についても同様である。 また、強磁性金属層より酸化または窒化しやすい金属の酸化膜または窒化膜からなる金属化合物層１
６の構成材料や厚さ、軟磁性層１７の構成材料などについても前述した通りである。

【００４８】強磁性グラニュラー層２３は、誘電体２１
中に強磁性微粒子２２を分散配置したものである。 この強磁性グラニュラー層２３のスピンは超常磁性を示さず、有限の保磁力を持つ強磁性体であり、理想的にはそのスピンは一方向に揃っていることが望ましい。 強磁性グラニュラー層２３は多少ばらつきがあってもよく、誘電体１２、１４で分断されていればよい。

【００４９】強磁性微粒子２２には種々の強磁性材料を使用することができる。 例えば、強磁性グラニュラー層２３を磁化固定層とする場合には、磁気異方性の大きいＣｏ、Ｃｏ−Ｐｔ合金、Ｆｅ−Ｐｔ合金、遷移金属−希土類合金などを用いることが好ましい。 ただし、強磁性グラニュラー層２３を反強磁性膜などと積層したり、強磁性グラニュラー層２３の両端部に一対の硬磁性膜を隣接配置し、この硬磁性膜からバイアス磁界を印加してスピンを固定する場合には、特に強磁性微粒子２２の構成材料は限定されるものではなく、前述したような各種の磁性材料を使用することができる。

【００５０】強磁性グラニュラー層２３における強磁性微粒子２２の粒径は、超常磁性が発現せず、強磁性が維持される大きさ、例えば数nm以上とする必要がある。 ただし、あまり強磁性微粒子２２が大きいと粒子間隔が増大するため、強磁性微粒子２２の粒径は 5〜10nm程度とすることが好ましい。 また、強磁性グラニュラー層２３
中の強磁性微粒子２２は、それら微粒子間でトンネル電流が流れるように分散されている必要があり、粒子間隔は 3nm以下程度とすることが好ましい。

【００５１】マトリックスを構成する誘電体２１としては、Ａｌ ₂ Ｏ ₃ 、ＳｉＯ ₂ 、ＭｇＯ、ＡｌＮ、Ｂ
₂ Ｏ ₃ 、ＭｇＦ ₂ 、ＣａＦ ₂ 、ＳｒＴｉＯ ₃などの種々の誘電体材料を使用することができ、このような誘電体膜中に上記したような強磁性微粒子２２を分散させることで強磁性グラニュラー層２３が得られる。 なお、上記した酸化膜、窒化膜、フッ化膜などでは、それぞれの元素の欠損が一般的に存在するが、そのような誘電体膜であっても何等問題はない。

【００５２】強磁性グラニュラー層２３は、膜面内に一軸磁気異方性を有することが望ましい。 これによって、
急峻な磁化反転を起こすことができると共に、磁化状態を安定して保持することができる。 これらは特に磁気記憶装置に適用する場合に有効である。 強磁性グラニュラー層２３の膜厚は特に制限されるものではないが、作製上 100nm以下とすることが好ましい。

【００５３】上述したような第１の金属層（強磁性体）
１１と強磁性グラニュラー層２３、および強磁性グラニュラー層２３と第２の金属層１５との間には、それぞれトンネル電流が流れるように構成されている。 すなわち、誘電体層１２、１４を介して、第１の金属層１１、
強磁性グラニュラー層２３および第２の金属層１５の間に、 2重の多重強磁性トンネル接合が形成されている。

【００５４】この実施形態のグラニュラータイプの多重強磁性トンネル接合素子２０においても、強磁性金属層１１にその構成材料より酸化または窒化しやすい金属の酸化膜または窒化膜からなる金属化合物層１６を介して軟磁性層１７を付与しているため、初期アニールや製造プロセスなどによる磁気抵抗変化率の劣化の度合いを抑制することができ、さらに実使用時の装置温度の上昇や通電発熱などに伴う強磁性金属層１１の酸化や窒化を抑制することができるため、磁気抵抗効果特性の感度の劣化を防ぐことが可能となる。 従って、各種熱処理や使用時の温度上昇に対する多重強磁性トンネル接合素子２０
の特性の安定化を図ることができ、多重強磁性トンネル接合素子２０の実用性を大幅に高めることが可能となる。

【００５５】さらに、本発明の第３の磁気素子において、強磁性グラニュラー層２３は 1層に限られるものではなく、例えば図４に示すように、複数の強磁性グラニュラー層２３ａ、２３ｂと誘電体層１２、１４ａ、１４
ｂとを交互に積層配置して、 3重以上の多重強磁性トンネル接合を有する構成とすることもできる。 すなわち、
軟磁性層１７／金属化合物層１６／第１の金属層１１／
誘電体層１２／（強磁性グラニュラー層２３／誘電体層１４） _N ／第２の金属層１５構造の積層膜（Ｎ≧1：積層数）を使用することができる。

【００５６】図５は基板面に沿って電流を流すプラーナー型の素子であり、強磁性グラニュラー層２３ａ、２３
ｂと誘電体層１４ａ、１４ｂ、１４ｃとを交互に積層した積層膜上に、第１の金属層（強磁性体）１１と第２の金属層（強磁性体または非磁性金属）１５とが分離された状態で配置されており、さらに各金属層１１、１５上に金属化合物層１６を介して軟磁性層１７が形成されている。 図中２４は基板である。 このようなプラーナー型磁気素子は微細加工技術を用いて容易に作製することができる。

【００５７】次に、本発明の第４の磁気素子の実施形態について述べる。

【００５８】図４は本発明の第４の磁気素子の一実施形態の要部構造を模式的に示す断面図である。 図４に示す磁気素子３０は、第１の強磁性金属層３１／非磁性金属層３２／第２の強磁性金属層３３からなる積層膜を基本構成要素として有しており、さらに第１の強磁性金属層３１はそれより酸化または窒化しやすい金属の酸化膜または窒化膜からなる金属化合物層３４を介して、軟磁性層３５と積層されている。 これら各構成要素によって、
本発明の第４の磁気素子としてのスピンバルブ型磁気抵抗効果素子（ＳＶ型ＧＭＲ素子）３０が構成されている。

【００５９】第１および第２の強磁性金属層３１、３３
は、例えば外部磁界により軟磁性層３５が付与された強磁性金属層（フリー層）３１のスピンの方向のみを変化させることが可能とされており、これにより巨大磁気抵抗効果が発現する。

【００６０】すなわち、第１および第２の強磁性金属層３１、３３のスピンが同じ方向を向いている状態において、積層膜の抵抗は最小となり、この状態から第１の強磁性金属層３１のスピン方向を外部磁界などにより反転させることによって、積層膜の抵抗は最大となる。 この際、第２の強磁性金属層３３のスピンは外部磁界に対して実質的に固定されているようにする（ピン層）。 このような積層膜に対して膜面方向にセンス電流を流し、その電圧を測定することによって、信号磁界などの外部磁界を検出することができる。

【００６１】第１の強磁性金属層３１のスピンの方向のみを変化させるためには、前述した実施形態と同様に、
強磁性体の保磁力の差などを利用したり、あるいは第２
の強磁性金属層３３を反強磁性膜と積層して磁化を固着するなどの方法を適用することができる。

【００６２】強磁性金属層３１、３３には、各種の磁性金属材料を使用することができ、例えばＦｅ−Ｎｉ合金、Ｃｏ−Ｆｅ合金、さらには強磁性を示すＦｅ、Ｃ
ｏ、Ｎｉおよびそれらを含む合金などの磁性金属材料が使用される。 強磁性金属層３１、３３の厚さは 0.1〜 1
00nm程度とすることが好ましい。 また、非磁性金属層３
２には、Ｃｕ、Ａｕ、Ａｇおよびこれらを含む合金や積層膜など、種々の非磁性金属材料を使用することができる。 非磁性金属層３２の厚さは 0.6〜10nm程度とすることが好ましい。

【００６３】なお、強磁性金属層３１より酸化または窒化しやすい金属の酸化膜または窒化膜からなる金属化合物層３４の構成材料や厚さ、軟磁性層３５の構成材料などについては、前述した実施形態と同様とすることが好ましい。

【００６４】この実施形態のＳＶ型ＧＭＲ素子３０においても、第１の強磁性金属層３１にその構成材料より酸化または窒化しやすい金属の酸化膜または窒化膜からなる金属化合物層３４を介して軟磁性層３５を付与しているため、初期アニールや製造プロセスなどによる磁気抵抗変化率の劣化の度合いを抑制することができ、さらに実使用時の装置温度の上昇や通電発熱などに伴う強磁性金属層３１の酸化や窒化を抑制することができるため、
磁気抵抗効果特性の感度の劣化を防ぐことが可能となる。 従って、各種熱処理や使用時の温度上昇に対するＳ
Ｖ型ＧＭＲ素子３０の特性の安定化を図ることができ、
ＳＶ型ＧＭＲ素子３０の実用性を大幅に高めることが可能となる。

【００６５】さらに、本発明の第４の磁気素子は、例えば図７に示すようなデュアルエレメントタイプの構造を採用することもできる。 すなわち、強磁性金属層（ピン層）３３／非磁性金属層３２／強磁性金属層（フリー層）３１／金属化合物層３４／軟磁性層３５／金属化合物層３４／強磁性金属層（フリー層）３１／非磁性金属層３２／強磁性金属層（ピン層）３３構造などを使用することができる。 上述した各実施形態の磁気素子による外部磁界の検出機能は、従来のＭＲ素子と同様に、磁気抵抗効果型の磁気ヘッドに磁界センサなどの磁気センサに適用することができる。 図８〜図１１は本発明の磁気素子を磁気ヘッドとして使用する場合の膜構造例を示す断面図である。

【００６６】図８および図９は、ＳＶ型ＧＭＲ素子３０
の第２の強磁性金属層３３と接して反強磁性膜４１を配置し、この反強磁性膜４１からバイアス磁界を印加することによって、強磁性金属層３３のスピンを一方向に固着した構造を示している。

【００６７】同様に、本発明の第１、第２および第３の磁気素子においても、図１０および図１１に示すように、反強磁性膜４１を使用して強磁性層４２のスピンを固着することができる。 反強磁性膜４１には、ＦｅＭ
ｎ、ＰｔＭｎ、ＰｔＣｒＭｎ、ＮｉＭｎ、ＩｒＭｎ、Ｃ
ｏＯ、ＮｉＯ、Ｆｅ ₂ Ｏ ₃などの各種の反強磁性材料を使用することができる。 ここで、強磁性層４２は図１における強磁性層２、図２における強磁性金属層１３、図３における強磁性グラニュラー層２３、さらにはそれらと誘電体との積層膜などであり、スピンが固着されたピン層である。

【００６８】図８〜図１１に示す各磁気ヘッド用膜構造において、各層の磁気特性（軟磁性および硬磁性）を組合せることで良好な磁気ヘッドを構成することができる。 上述したような組合せにおいて、磁場中成膜、磁場中熱処理により隣り合う磁性層のスピンを略直交させることによって、ＨＤＤの記録媒体からの漏れ磁束に対して良好な線形応答性が得られる。 このような構造はいかなる磁気ヘッド構造においても使用することができる。

【００６９】また、磁気抵抗効果型へッドとして用いる本発明の磁気素子に反強磁性膜４１を付与する場合、ピン止めしたい強磁性層に直接反強磁性膜４１を付与しなくともよく、例えば図１２や図１３に示すように、強い反強磁性結合を有する多層膜４３、またはフェリ磁性多層膜４４を介して、ピン止めしたい強磁性層に反強磁性膜４１を付与してもよい。 特に、フェリ磁性多層膜４４
／反強磁性層４１（例えば、強磁性体／希土類／強磁性体／反強磁性体）構造で強磁性層のスピンを固定することによって、一方向異方性がピン層に付与される。 これら強磁性体はｈｃｐ構造であることが望ましく、Ｃｏ−
Ｐｔ、Ｆｅ−Ｐｔ、Ｃｏ−Ｐｄ、Ｆｅ−Ｐｄ、または希土類−遷移金属強磁性合金などを用いるとより強い一方向異方性が得られる。 なお、図１２および図１３において、４５は前述した各実施形態で示した磁気素子を構成する積層膜である。

【００７０】次に、本発明の磁気素子を磁気記憶素子に適用する場合の素子構造について説明する。 図１４〜図１８は本発明の磁気素子を磁気記憶素子として使用する場合の膜構造例を示す断面図である。 すなわち、 1つの強磁性層を記録層とすると共に、他の強磁性層をスピン固定層とし、センス電流で記録層の磁化方向を判定することにより、記録層に書き込まれたデータを読み取ることができる。

【００７１】図１４および図１５は破壊読出しを想定した場合の磁気記憶素子の素子構造である。 この場合には、強磁性層４２に接して反強磁性膜４１を配置し、この反強磁性膜４１からバイアス磁界を印加することによって、強磁性層４２のスピンを一方向に固着している。
強磁性層４２は図１における強磁性層２、図２における強磁性金属層１３、図３における強磁性グラニュラー層２３、さらにはそれらと誘電体との積層膜などである。
そして、金属化合物層１６を介して軟磁性層１７が付与された強磁性層１１はフリー層とされており、これら軟磁性層１７と強磁性層１１との積層膜を記録および読み出し層として機能させる。

【００７２】また、図１６、図１７および図１８は非破壊読出しを想定した場合の磁気記憶素子の素子構造であり、軟磁性層と硬磁性層とを適当に組合せることによって、読み出し層および書き込み層を設け、電流磁界で軟磁性層の磁化を反転させることにより、書き込み層の情報を非破壊で読み出すことができる。 図１６〜図１８においては、軟磁性層１７と強磁性層１１との積層膜が読み出し層であり、高保磁力として強磁性層４２や強磁性金属層１５が記録層となる。

【００７３】この際、記録層となる高保磁力の強磁性層に対しても、それより酸化または窒化しやすい金属の酸化膜または窒化膜を介して軟磁性層を付与することによって、非破壊読み出しの際の書き込み磁場を適当な大きさに調整することができ、熱安定性に優れたＭＲＡＭ素子を提供することができる。

【００７４】そして、図１９に示すように、上述したような本発明の磁気素子５１をトランジスタ５２、書き込みライン５３、読み出しライン５４、ビットライン５５
などと共にセル状に基板上に微細加工することによって、磁気記録装置を作製することができる。

【００７５】上述したような本発明の磁気素子は、各種スパッタ法、蒸着法、分子線エピタキシャル法などの通常の薄膜形成装置を用いて作製することができ、磁気抵抗効果型へッド、磁界センサー、磁気記憶素子などに適用することができる。 磁気素子を作製する基板に特に制限はなく、Ｓｉ、ＳｉＯ ₂ 、Ａｌ ₂ Ｏ ₃ 、スピネル、Ｍ
ｇＯ、ＡｌＮなどを使用することができる。

【００７６】また、各実施形態で示した構成要素の他に、例えばＡｕ、Ａｇ、Ｃｕおよびそれらの合金、Ｔ
ａ、アモルファス合金、各種酸化物や窒化物からなる下地層や保護層を適用することができる。 特に、電流を膜面内に流すスピンバルブ膜において、巨大磁気抵抗効果に寄与する非磁性層が金属層の場合、Ａｕ、Ａｇ、Ｃｕ
およびそれらの合金、Ａｌ ₂ Ｏ ₃ 、ＳｉＯ ₂ 、ＮｉＯ、
ＣｏＯなどの保護膜または下地膜を適用し、これらと金属化合物層とで磁気素子を挟むように構成することによって、スペキュラー反射が起き、磁気抵抗変化率を高めることができる。

【００７７】

【実施例】次に、本発明の磁気素子の具体的な実施例について述べる。

【００７８】実施例１ スパッタ装置およびメタルマスクを用いて、ＳｉＯ ₂基板およびＡｌ ₂ Ｏ ₃基板上にＮｉ ₈₀ Ｆｅ ₂₀を30nm積層した後にＡｌ(0.8nm）を成膜し、純酸素をチャンバに導入してＡｌを酸化した。 次いで、Ｃｏ ₉ Ｆｅ(2nm）を成膜した後、Ａｌ(1nm）を成膜してプラズマ酸化した後、その上にＣｏ ₉ Ｆｅ(10nm)／Ｉｒ ₂₀ Ｍｎ ₈₀ （14nm）を形成した。 各層の成膜はＮｉ ₈₀ Ｆｅ ₂₀ 、Ｃｏ ₉ Ｆｅ、Ｉｒ−
Ｍｎ、Ａｌをターゲットとし、Ａｒガス圧 1×10 ^-3 Torr
でスパッタを行った。

【００７９】その結果、Ｎｉ ₈₀ Ｆｅ ₂₀ ／ＡｌＯ _x ／Ｃｏ
₉ Ｆｅ／Ａｌ ₂ Ｏ ₃ ／Ｃｏ ₉ Ｆｅ／ＩｒＭｎ構造の80μ
m ²角のトンネル接合を作製した。 その後、試料を 300
℃にて磁場中熱処理を行い、ＩｒＭｎのブロッキング温度直上で90度磁場の方向を変え、そのまま室温へ温度を下げて磁化を略直交させた。

【００８０】このトンネル接合を 270℃で長時間アニールを行い、磁気抵抗効果曲線の熱安定性を調べた。 その結果を図２０に示す。 図２０に示すように、磁気抵抗効果特性は、約Ｈ _k =8Ｏe という小さな磁場で急峻に磁気抵抗が変化し、さらに磁気抵抗変化率およびＨ _k共に熱に対して安定した特性を示し、磁気抵抗効果型ヘッド、
磁界センサ、磁気記憶素子として良好な特性を示した。

【００８１】また、トンネル接合の誘電体層がＳｉ
Ｏ ₂ 、ＡｌＮ、ＭｇＯ、Ｂｉ ₂ Ｏ ₃ 、ＭｇＦ ₂ 、ＣａＦ
₂のときも同様の傾向を示し、トンネル接合の誘電体層、磁性層の種類、反強磁性膜の種類に依存せず同様の結果を示した。 さらに、Ｎｉ−ＦｅとＣｏ ₉ Ｆｅとの間に設けたＣｏ−Ｆｅよりも酸化しやすい金属は、Ｃｏ−
Ｆｅよりも酸化しやすい元素であればよく、Ｓｉ、Ｍ
ｇ、Ｔｉ、Ｖ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｎ、Ｃａ、Ｌｉ、Ｇｄなどを使用した場合においても、同様の熱安定性が得られた。 他の膜構成の例およびその耐熱性を表１に示す。

【００８２】

【表１】

₂基板およびＡｌ

₂ Ｏ

₃基板上にＮｉ

₈₀ Ｆｅ

₂₀を30nm積層し、その上にＣｕ(0.8nm）を成膜した膜、または何も成膜しない状態のＮｉ−Ｆｅ下地のみの状態の膜において、純酸素をチャンバに導入し、ＣｕおよびＮｉ−Ｆｅ

を酸化したもの、またＮｉ

₈₀ Ｆｅ

₂₀を30nm積層した後、

酸素などを何も導入しなかったものの 3種類を作製した。

【００８３】次いで、それらの上にＣｏ ₉ Ｆｅ(2nm）を成膜し、さらにＡｌ(1nm）を成膜してプラズマ酸化した後、その上にＣｏ ₉ Ｆｅ(10nm)／Ｉｒ ₂₀ Ｍｎ ₈₀ (14nm)を作製した。 各層の成膜はＮｉ ₈₀ Ｆｅ ₂₀ 、Ｃｏ ₉ Ｆｅ、Ｃ
ｕ、Ａｌ、Ｉｒ ₂₀ Ｍｎ ₈₀をターゲットとし、Ａｒガス圧
1×10 ^-3 Torrでスパッタを行った。

【００８４】その結果、Ｎｉ ₈₀ Ｆｅ ₂₀ ／ＣｕＯ _x ／Ｃｏ
₉ Ｆｅ／Ａｌ ² Ｏ ₃ ／Ｃｏ ₉ Ｆｅ／ＩｒＭｎ（比較例１）、Ｎｉ ₈₀ Ｆｅ ₂₀ ／Ｎｉ−Ｆｅ−Ｏ _x ／Ｃｏ ₉ Ｆｅ／
Ａｌ ₂ Ｏ ₃ ／Ｃｏ ₉ Ｆｅ／ＩｒＭｎ（比較例２）、Ｎｉ
₈₀ Ｆｅ ₂₀ ／Ｃｏ ₉ Ｆｅ／Ａｌ ₂ Ｏ ₃ ／Ｃｏ ₉ Ｆｅ／Ｉｒ
Ｍｎ（比較例３）の各構造の80μm ²角のトンネル接合を作製した。

【００８５】その後、試料を 300℃にて磁場中熱処理を行い、ＩｒＭｎのブロッキング温度直上で90度磁場の方向を変えてそのまま室温へ温度を下げ、磁化を略直交させた。 上記トンネル接合を 270℃で長時間アニールを行い、磁気抵抗効果曲線の熱安定性を調べた。 それら結果を図２１〜図２３に示す。 これらの図に示すように、磁気抵抗効果特性は熱に対して安定した特性を示さず、磁気抵抗効果型へッド、磁界センサ、磁気記憶素子として信頼性のある素子を提供できない。

【００８６】実施例２ スパッタ装置およびメタルマスクを用いて、ＳｉＯ ₂基板およびＡｌ ₂ Ｏ ₃基板上にＦｅを20nm積層し、その上にＳｉを 0.5nm成膜して純酸素をチャンバに導入した。
次いで、Ｃｏ ₈ Ｆｅ ₂ (2nm）を成膜し、その上にＡｌを
1nm成膜してプラズマ酸化した後、Ｃｏ−Ｆｅ−Ｐｔを
2nm成膜した後、再びＡｌを 1nm成膜してプラズマ酸化した。 その上にＣｏ ₉ Ｆｅを 2nm作製した後、Ｐｔ−Ｍ
ｎを20nm成膜した。 各層の成膜はＦｅ、Ｃｏ ₈ Ｆｅ ₂ 、
Ｃｏ ₅ Ｆｅ ₃ Ｐｔ ₂ 、Ａｌ、Ｓｉ、ＰｔＭｎ ₉をターゲットとし、Ａｒガス圧 1×10 ^-3 Torrでスパッタを行った。

【００８７】その結果、Ｆｅ／ＳｉＯ _x ／Ｃｏ ₈ Ｆｅ ₂
／Ａｌ ₂ Ｏ ₃ Ｃｏ−Ｆｅ−Ｐｔ／Ａｌ ₂ Ｏ ₃ ／Ｃｏ ₉ Ｆ
ｅ／Ｐｔ−Ｍｎ構造の50μm ²角の 2重トンネル接合を作製した。 その後、試料を 250℃にて磁場中熱処理することによって、一軸異方性を付与した。

【００８８】上記トンネル接合を 270℃にて長時間アニールを行って、磁気抵抗効果曲線の熱安定性を調べた。
その結果を図２４に示す。 図２４に示すように、低磁場での磁気抵抗効果特性は約Ｈ _k =7Ｏe という小さな磁場で急峻に磁気抵抗が変化し、磁気抵抗変化率およびＨ _k
共に熱に対して安定した特性を示し、磁気抵抗効果型へッド、磁界センサ、磁気記憶素子として良好な特性を示した。

【００８９】また、トンネル接合の誘電体層がＳｉ
Ｏ ₂ 、ＡｌＮ、ＭｇＯ、Ｂｉ ₂ Ｏ ₃ 、ＭｇＦ ₂ 、ＣａＦ
₂のときも同様の傾向を示し、トンネル接合の誘電体層、磁性層の種類、反強磁性膜の種類に依存せず同様の結果を示した。 ＦｅとＣｏ ₈ Ｆｅ ₂との間に設けたＣｏ
−Ｆｅよりも酸化しやすい金属は、Ｃｏ−Ｆｅよりも酸化しやすい元素であればよく、Ａｌ、Ｍｇ、Ｔｉ、Ｖ、
Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｎ、Ｃａ、Ｌｉ、Ｇｄなどを用いたときも同様の熱安定性が得られた。

【００９０】実施例３ スパッタ装置を用いて、ＳｉＯ ₂基板およびＡｌ ₂ Ｏ ₃
基板上にＮｉ ₈₀ Ｆｅ ₂₀を 7nm積層した後、Ａｌ(0.7nm）
を成膜し、純酸素をチャンバに導入してＡｌを酸化した。 次いで、ＣｏまたはＣｏ ₉ Ｆｅ(1.5nm）を成膜した後にＣｕを成膜し、その上にＣｏ(3nm）／Ｉｒ ₂₀ Ｍｎ ₈₀
（14nm）またはＣｏ ₉ Ｆｅ(3nm）／Ｉｒ ₂₀ Ｍｎ ₈₀ (14nm)
を作製した。 各層の成膜はＮｉ ₈₀ Ｆｅ ₂₀ 、Ｃｏ ₉ Ｆｅ、
Ｃｕ、Ａｌをターゲットとし、Ａｒガス圧 1×10 ^-3 Torr
でスパッタを行った。

【００９１】その結果、Ｎｉ ₈₀ Ｆｅ ₂₀ ／ＡｌＯ _x ／Ｃｏ
₉ Ｆｅ／Ｃｕ／Ｃｏ ₉ Ｆｅ／ＩｒＭｎ、Ｎｉ ₈₀ Ｆｅ ₂₀ ／
ＡｌＯ _x ／Ｃｏ／Ｃｕ／Ｃｏ／ＩｒＭｎ構造の巨大磁気抵抗効果素子を作製した。 その後、試料を 300℃にて磁場中熱処理し、ＩｒＭｎのブロッキング温度直上て90度磁場の方向を変え、そのまま室温へ温度を下げて、磁化を略直交させた。

【００９２】上記巨大磁気抵抗効果素子（スピンバルブ膜）を 270℃で長時間アニールを行い、磁気抵抗効果曲線の熱安定性を調べた。 その結果を図２５に示す。 図２
５に示すように、磁気抵抗効果特性は約Ｈ _k =6Ｏe という小さな磁場で急峻に磁気抵抗が変化し、磁気抵抗変化率およびＨ _k共に熱に対して安定した特性を示し、磁気抵抗効果型へッド、磁界センサ、磁気記憶素子として良好な特性を示した。

【００９３】巨大磁気抵抗効果素子（スピンバルブ膜）
の非磁性金属層がＡｇ、Ａｕ、Ｃｕ−Ａｕ、Ｃｕ−Ａ
ｇ、Ｃｕ−Ｎｉのときも同様の傾向を示し、巨大磁気抵抗効果素子（スピンバルブ膜）の非磁性金属層、磁性層の種類、反強磁性膜の種類に依存せず同様の結果を示した。 また、Ｎｉ−ＦｅとＣｏ ₉ ＦｅまたはＣｏとの間に設けたＣｏ−ＦｅやＣｏよりも酸化しやすい金属は、Ｃ
ｏ−ＦｅやＣｏよりも酸化しやすい元素であればよく、
Ｓｉ、Ｍｇ、Ｔｉ、Ｖ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｎ、Ｃａ、Ｌ
ｉ、Ｇｄなどを用いたときも同様の熱安定性が得られた。 他の膜構成の例およびその耐熱性を表２に示す。

【００９４】

【表２】

₂およびＡｌ

₂ Ｏ

₃基板上にＮｉ

₈₀ Ｆｅ

₂₀を 7nm積層した後、Ｃｕ(0.7nm）を成膜した膜、または何も成膜しない状態のＮｉ−Ｆｅ下地のみの状態の膜において、純酸素をチャンバに導入してＣｕおよびＮｉ−Ｆｅを酸化したもの、またＮｉ

₈₀ Ｆｅ

₂₀を 7nm積層した後に酸素などを何も導入しなかったものの 3種類を作製した。 次いで、その上にＣｏ

₉ Ｆｅ

(1.5nm）およびＣｕを成膜した後、その上にＣｏ

₉ Ｆｅ

(3nm）／Ｉｒ

₂₀ Ｍｎ

₈₀ (14nm)を作製した。 各層の成膜はＮｉ

₈₀ Ｆｅ

₂₀ 、Ｃｏ

₉ Ｆｅ、Ｃｕ、Ａｌ、Ｉｒ

₂₀ Ｍｎ

₈₀

をターゲットとし、Ａｒガス圧 1×10

^-3 Torrでスパッタを行った。

【００９５】その結果、Ｎｉ ₈₀ Ｆｅ ₂₀ ／ＣｕＯ _x ／Ｃｏ
₉ Ｆｅ／Ａｌ ₂ Ｏ ₃ ／Ｃｏ ₉ Ｆｅ／ＩｒＭｎ（比較例４）、Ｎｉ ₈₀ Ｆｅ ₂₀ ／Ｎｉ−Ｆｅ−Ｏ _x ／Ｃｏ ₉ Ｆｅ／
Ａｌ ₂ Ｏ ₃ ／Ｃｏ ₉ Ｆｅ／ＩｒＭｎ（比較例５）、Ｎｉ
₈₀ Ｆｅ ₂₀ ／Ｃｏ ₉ Ｆｅ／Ａｌ ₂ Ｏ ₃ ／Ｃｏ ₉ Ｆｅ／Ｉｒ
Ｍｎ（比較例６）の各構造の巨大磁気抵抗効果素子（スピンバルブ膜）を作製した。 その後、試料を 300℃にて磁場中熱処理し、ＩｒＭｎのブロッキング温度直上で90
度磁場の方向を変え、そのまま室温へ温度を下げて、磁化を略直行させた。

【００９６】上記スピンバルブ膜を 270℃で長時間アニールを行い、磁気抵抗効果曲線の熱安定性を調べた。 その結果を図２６〜図２８に示す。 これらの図に示すように、磁気抵抗効果特性は熱に対して安定した特性を示さず、磁気抵抗効果型ヘッド、磁界センサ、磁気記憶素子として信頼性のある素子を提供できないことが分かった。

【００９７】実施例４ スパッタ装置およびメタルマスクを用いて、熱酸化Ｓｉ
基板上にＮｉ−Ｆｅを40nm積層した後、ＡｌＮを 1nm成膜し、その上にＣｏ ₈ Ｐｔ ₂膜を 5nm成膜した。 次いで、Ｃｏ ₈ Ｐｔ ₂とＳｉＯ ₂をターゲットとして、Ｃｏ
₈ Ｐｔ ₂とＳｉＯ ₂の体積比が約 1:1になるように同時スパッタを行った。 その際、基板バイアスとして400Wをかけながら成膜を行うと、（Ｃｏ ₈ Ｐｔ ₂ −ＳｉＯ ₂グラニュラー／ＳｉＯ ₂ ）の層状積層膜(11nm)が作製された。 その上にＳｉＯ ₂を約 1nm成膜した後、Ｃｏ ⁹ Ｆｅ
を30nm成膜した。 その際のＡｒガス圧は 1×10 ^-3 Torrとしてスパッタを行った。

【００９８】その結果、Ｎｉ−Ｆｅ／ＡｌＮ _x ／Ｃｏ ₈
Ｐｔ ₂ ／ＳｉＯ ₂ ／（Ｃｏ ₈ Ｐｔ ₂ −ＳｉＯ ₂グラニュラー／ＳｉＯ ₂ ）／Ｃｏ ₉構造の50μm ²角の強磁性グラニュラー層を介したトンネル接合を作製した。 その後、試料を 300℃にて磁場中熱処理して一軸異方性を付与した。 カー効果測定の結果、保磁力が大きいＣｏ ₈ Ｐ
ｔ ₂ −ＳｉＯ ₂グラニュラー層と保磁力が比較的小さいＮｉ−Ｆｅ／ＡｌＮ／Ｃｏ ₈ Ｐｔ ₂ 、Ｃｏ ₉ Ｆｅ層のヒステリシス曲線の足し合わせである保磁力差が存在する
2段のヒステリシス曲線が観測された。

【００９９】上記トンネル接合を 270℃で長時間アニールを行い、磁気抵抗効果曲線の熱安定性を調べた。 その結果を図２９に示す。 図２９に示すように、低磁場での磁気抵抗効果特性は約 4Ｏe という小さな磁場で急峻に磁気抵抗が変化し、磁気抵抗変化率および飽和磁場共に熱に対して安定した特性を示し、磁気抵抗効果型へッド、磁界センサ、磁気記憶素子として良好な特性を示した。

【０１００】トンネル接合の誘電体層がＡｌ ₂ Ｏ ₃ 、Ａ
ｌＮ、ＭｇＯ、Ｂｉ ₂ Ｏ ₃ 、ＭｇＦ ₂ 、ＣａＦ ₂のときも同様の傾向を示し、トンネル接合の誘電体層、磁性層の種類、反強磁性膜の種類に依存せず同様の結果を示した。 また、Ｎｉ−ＦｅとＣｏ−Ｐｔとの間に設けたＣｏ
−Ｐｔよりも酸化しやすい金属は、Ｃｏ−Ｆｅよりも窒化しやすい元素であればよく、Ｓｉ、Ｍｇ、Ｔｉ、Ｖ、
Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｎ、Ｃａ、Ｌｉ、Ｇｄなどを用いたときも同様の熱安定性が得られた。 他の膜構成の例およびその耐熱性を表３に示す。

【０１０１】

【表３】

基板上にＮｉ

₈₀ Ｆｅ

₂₀を40nm積層した後、その上にＣｏ

₈ Ｐｔ

₂ (5nm）を成膜し、その上にＣｏ

₈ Ｐｔ

₂とＳｉ

Ｏ

₂をターゲットとして、Ｃｏ

₈ Ｐｔ

₂とＳｉＯ

₂の体積比が約 1:1になるように同時スパッタを行った。 その際、基板バイアス400Wをかけながら成膜を行うと、（Ｃ

ｏ

₈ Ｐｔ

₂ −ＳｉＯ

₂グラニュラー／ＳｉＯ

₂ ）の層状積層膜が作製された。 その上に、ＳｉＯ

₂を約 1nm成膜した後に、Ｃｏ

₉ Ｆｅを30nm成膜した。 その際のガス圧は 1×10

^-3 Torrでスパッタを行った。

【０１０２】その結果、Ｎｉ−Ｆｃ／Ｃｏ ₈ Ｐｔ ₂ ／Ｓ
ｉＯ ₂ ／（Ｃｏ ₈ Ｐｔ ₂ −ＳｉＯ ₂グラニュラー／Ｓｉ
Ｏ ₂ ）／Ｃｏ ₉ Ｆｅ構造の50μm ²角の強磁性グラニュラー層を介したトンネル接合を作製した。 その後、試料を 300℃にて磁場中熱処理して一軸異方性を付与した。

【０１０３】上記トンネル接合を 270℃で長時間アニールを行い、磁気抵抗効果曲線の熱安定性を調べた。 その結果を図３０に示す。 図３０に示すように、磁気抵抗効果特性は熱に対して安定した特性を示さず、磁気抵抗効果型へッド、磁界センサ、磁気記憶素子として信頼性のある素子を提供できないことが分かった。

【０１０４】実施例５ スパッタ装置、メタルマスクとリフトオフによる微細パターンを用いて、熱酸化Ｓｉ基板上に図５に構造を示した磁気素子を作製した例を示す。 まず、Ｃｏ ₈ Ｐｔ ₂とＳｉＯ ₂をターゲットとして、Ｃｏ ₈ Ｐｔ ₂とＳｉＯ ₂
の体積比が 1:1になるように同時スパッタを行った。 その際、基板にメタルマスクをかぶせ、バイアス400Wをかけなから成膜を行い、 100μm ²角のＳｉＯ ₂ ／（Ｃｏ
₈ Ｐｔ ₂ −ＳｉＯ ₂グラニュラー／ＳｉＯ ₂ ）の 2積層構造膜（約27nm）を作製した。 その際のＡｒガス圧は 1
×10 ^-3 Torrとしてスパッタを行った。

【０１０５】その上に、Ｃｒマスク露光器を用いてレジストをパタ−ニングした後、上部磁性層であるＣｏ ₈ Ｐ
ｔ ₂ (3nm）／ＡｌＯ _x (0.5nm）／Ｎｉ ₈ Ｆｅ ₂ (10nm)を成膜し、リフトオフにより20μm ²角パターンを作製した。 その結果、図５の構造の接合を作製した。 その後、
試料を 300℃にて磁場中熱処理して一軸異方性を付与した。

【０１０６】上記トンネル接合を 270℃で長時間アニールを行い、磁気抵抗効果曲線の熱安定性を調べた。 その結果を図３１に示す。 図３１に示すように、低磁場での磁気抵抗効果特性は約 3Ｏe という小さな磁場で急峻に磁気抵抗が変化し、磁気抵抗変化率および飽和磁場共に熱に対して安定した特性を示し、磁気抵抗効果型へッド、磁界センサ、磁気記憶素子として良好な特性を示した。

【０１０７】トンネル接合の誘電体層がＡｌ ₂ Ｏ ₃ 、Ａ
ｌＮ、ＭｇＯ、Ｂｉ ₂ Ｏ ₃ 、ＭｇＦ ₂ 、ＣａＦ ₂のときも同様の傾向を示し、トンネル接合の誘電体層、磁性層の種類、反強磁性膜の種類に依存せず同様の結果を示した。 また、Ｎｉ−ＦｅとＣｏ−Ｐｔとの間に設けたＣｏ
−Ｐｔよりも酸化しやすい金属は、Ｃｏ−Ｆｅよりも窒化しやすい元素であればよく、Ｓｉ、Ｍｇ、Ｔｉ、Ｖ、
Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｎ、Ｃａ、Ｌｉ、Ｇｄなどを用いたときも同様の熱安定性が得られた。

【０１０８】実施例６ スパッタ装置およびメタルマスクを用いて、ＳｉＯ ₂基板およびＡｌ ₂ Ｏ ₃基板上にＮｉ ₈₀ Ｆｅ ₂₀を15nm積層した後、Ｍｇ(0.8nm）を成膜し、純酸素をチャンバに導入してＭｇを酸化した。 次いで、ＣｏＦｅ(2nm）を成膜した後、Ａｌ(1nm）を成膜してプラズマ酸化した後、その上にＦｅＰｔ(10nm)／Ｍｇ(0.7nm）／Ｎｉ ₈₀ Ｆｅ ₂₀ (2n
m）を作製した多層膜、ＦｅＰｔ(10nm)を作製した多層膜の 2種類の磁気素子を作製した。 Ｎｉ ₈₀ Ｆｅ ₂₀ 、Ｃｏ
Ｆｅ、Ａｌ、Ｍｇ、Ｆｅ ₈₀ Ｐｔ ₂₀をターゲットとし、Ａ
ｒガス圧 1×10 ^-3 Torrでスパッタを行った。

【０１０９】その結果、Ｎｉ ₈₀ Ｆｅ ₂₀ ／ＭｇＯ _x ／Ｃｏ
Ｆｅ／Ａｌ ₂ Ｏ ₃ ／ＦｅＰｔ／ＭｇＯ _x ／Ｎｉ ₈₀ Ｆｅ ₂₀
構造、およびＮｉ ₈₀ Ｆｅ ₂₀ ／ＭｇＯ _x ／ＣｏＦｅ／Ａｌ
₂ Ｏ ₃ ／ＦｅＰｔ構造の 2種類の80μm ²角のトンネル接合を作製した。 その後、試料を 300℃にて磁場中熱処理して一軸異方性を付与した。

【０１１０】図３２（ａ）、（ｂ）に示したように、Ｍ
ｇＯ _x ／Ｎｉ ₈₀ Ｆｅ ₂₀を高保磁力の強磁性層（ハード層）に付与すると、ハード層としての強磁性層の飽和磁場が小さくなり、材料を変えることなく、Ｎｉ ₈₀ Ｆｅ ₂₀
などのソフト磁性層の膜厚とハード層の膜厚比を調整するだけで、飽和磁場を適当な値に設計できることが分かった。

【０１１１】上記Ｎｉ ₈₀ Ｆｅ ₂₀ ／ＭｇＯ _x ／ＣｏＦｅ／
Ａｌ ₂ Ｏ ₃ ／ＦｅＰｔ／ＭｇＯ _x ／Ｎｉ ₈₀ Ｆｅ ₂₀構造のトンネル接合を 270℃で長時間アニールを行い、磁気抵抗効果曲線の熱安定性を調べた。 その結果を図３２
（ｃ）に示す。 図３２（ｃ）に示すように、低磁場の磁気抵抗効果特性は約Ｈ _k =3Ｏe という小さな磁場で急峻に磁気抵抗が変化し、磁気抵抗変化率および飽和磁場共に熱に対して安定した特性を示し、磁気抵抗効果型へッド、磁界センサ、磁気記憶素子として良好な特性を示した。

【０１１２】トンネル接合の誘電体層がＳｉＯ ₂ 、Ａｌ
Ｎ、ＭｇＯ、Ｂｉ ₂ Ｏ ₃ 、ＭｇＦ ₂ 、ＣａＦ ₂のときも同様の傾向を示し、トンネル接合の誘電体層、磁性層の種類、反強磁性膜の種類に依存せず同様の結果を示した。 また、Ｎｉ−ＦｅとＣｏＦｅまたはＦｅ−Ｐｔとの間に設けたＣｏ−ＦｅまたはＦｅ−Ｐｔよりも酸化しやすい金属は、Ｃｏ−ＦｅまたはＦｅ−Ｐｔよりも酸化しやすい元素であればよく、Ｓｉ、Ａｌ、Ｔｉ、Ｖ、Ｍ
ｎ、Ｃｒ、Ｚｎ、Ｃａ、Ｌｉ、希土類元素などを用いたときも同様の熱安定性が得られた。

【０１１３】

【発明の効果】以上説明したように、本発明の磁気素子によれば、ＧＭＲ膜を構成する強磁性層の軟磁気特性を向上させた上で、各種熱処理や使用時における温度上昇などに伴う磁気抵抗効果特性や感度の劣化を抑制することができ、熱安定性を大幅に向上させることが可能となる。 従って、このような磁気素子を用いた磁気抵抗効果型へッド、磁界センサ、磁気記憶素子などの実用性を高めることができる。

【図面の簡単な説明】

【図１】 本発明の第１の磁気素子の一実施形態の要部構造を模式的に示す断面図である。

【図２】 本発明の第２の磁気素子の一実施形態の要部構造を模式的に示す断面図である。

【図３】 本発明の第３の磁気素子の第１の実施形態の要部構造を模式的に示す断面図である。

【図４】 本発明の第３の磁気素子の第２の実施形態の要部構造を模式的に示す断面図である。

【図５】 本発明の第３の磁気素子の第３の実施形態の要部構造を模式的に示す断面図である。

【図６】 本発明の第４の磁気素子の第１の実施形態の要部構造を模式的に示す断面図である。

【図７】 本発明の第４の磁気素子の第２の実施形態の要部構造を模式的に示す断面図である。

【図８】 本発明の第４の磁気素子を磁気ヘッドに適用する場合の膜構造の一例を示す断面図である。

【図９】 本発明の第４の磁気素子を磁気ヘッドに適用する場合の膜構造の他の例を示す断面図である。

【図１０】 本発明の第１、第２および第３の磁気素子を磁気ヘッドに適用する場合の膜構造の一例を示す断面図である。

【図１１】 本発明の第１、第２および第３の磁気素子を磁気ヘッドに適用する場合の膜構造の他の例を示す断面図である。

【図１２】 本発明の磁気素子を磁気ヘッドに適用する場合の膜構造の例を示す断面図である。

【図１３】 本発明の磁気素子を磁気ヘッドに適用する場合の膜構造の他の例を示す断面図である。

【図１４】 本発明の磁気素子を磁気記憶素子に適用する場合の膜構造の一例を示す断面図である。

【図１５】 本発明の磁気素子を磁気記憶素子に適用する場合の膜構造の他の例を示す断面図である。

【図１６】 本発明の磁気素子を磁気記憶素子に適用する場合の膜構造のさらに他の例を示す断面図である。

【図１７】 本発明の磁気素子を磁気記憶素子に適用する場合の膜構造のさらに他の例を示す断面図である。

【図１８】 本発明の磁気素子を磁気記憶素子に適用する場合の膜構造のさらに他の例を示す断面図である。

【図１９】 本発明の磁気素子を磁気記憶素子とした使用したセル構造の一例を示す図である。

【図２０】 本発明の実施例１の磁気素子の熱処理前後における磁気抵抗効果曲線を示す図である。

【図２１】 比較例１の磁気素子の熱処理前後における磁気抵抗効果曲線を示す図である。

【図２２】 比較例２の磁気素子の熱処理前後における磁気抵抗効果曲線を示す図である。

【図２３】 比較例３の磁気素子の熱処理前後における磁気抵抗効果曲線を示す図である。

【図２４】 本発明の実施例２の磁気素子の熱処理前後における磁気抵抗効果曲線を示す図である。

【図２５】 本発明の実施例３の磁気素子の熱処理前後における磁気抵抗効果曲線を示す図である。

【図２６】 比較例４の磁気素子の熱処理前後における磁気抵抗効果曲線を示す図である。

【図２７】 比較例５の磁気素子の熱処理前後における磁気抵抗効果曲線を示す図である。

【図２８】 比較例６の磁気素子の熱処理前後における磁気抵抗効果曲線を示す図である。

【図２９】 本発明の実施例４の磁気素子の熱処理前後における磁気抵抗効果曲線を示す図である。

【図３０】 比較例７の磁気素子の熱処理前後における磁気抵抗効果曲線を示す図である。

【図３１】 本発明の実施例５の磁気素子の熱処理前後における磁気抵抗効果曲線を示す図である。

【図３２】 本発明の実施例６による磁気素子の磁気抵抗効果曲線を示す図である。

【符号の説明】

１……強磁性トンネル接合素子 ２、４、１１、１３、３１、３３……強磁性層 ３、１２、１４……誘電体層 ５、１６、３４……金属化合物層 ６、１７、３５……軟磁性層 １０……多重強磁性トンネル接合素子 ２０……グラニュラータイプの多重強磁性トンネル接合素子 ２３……強磁性グラニュラー層 ３０……スピンバルブ型磁気抵抗効果素子 ３２……非磁性層