【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明は、高密度磁気ディスク装置における再生用磁気ヘッドや高密度磁気メモリ（ＭＲＡＭ）に適した磁気抵抗効果素子に関する。

【０００２】

【従来の技術】強磁性トンネル接合は二つの強磁性層の間に数nm厚の薄い絶縁体からなるトンネルバリア層を挟んだ構造を持つ。 この素子では強磁性層間に一定の電流を流した状態で強磁性層面内に外部磁界を印加した場合、両磁性層の磁化の相対角度に応じて抵抗値が変化する磁気抵抗効果現象が現れる。 この磁化の向きが平行である場合には抵抗値は最小となり、反平行である場合には抵抗値が最大となる。 従って、両磁性層に保磁力差を付与することによって、外部磁界の強さに応じて磁化の平行及び反平行状態を実現できるため、抵抗値の変化による磁界検出が可能となる。 磁界感度を決める磁気抵抗変化率は、二つの強磁性層の分極率をＰ ₁ 、Ｐ ₂とすると、２Ｐ ₁ Ｐ ₂ ／（１−Ｐ ₁ Ｐ ₂ ）で表される。 この式は、双方の分極率が大きいほど磁気抵抗変化率が大きくなることを意味している。

【０００３】近年、トンネルバリア層の品質の向上により、２０％という理論値に近い磁気抵抗変化率を示す強磁性トンネル接合が得られるようになったことから、磁気ヘッドや磁気メモリへの応用の可能性が高まってきた。 こうした大きな磁気抵抗変化率を報告している代表例として、「１９９６年４月、ジャーナル・オブ・アプライド・フィジックス、79巻、4724〜4729頁（Journal
of Applied Physics,vol.79, 4724〜4729,199
6）」がある。

【０００４】この接合素子を図面を用いて説明する。 図１２に示すように、強磁性層としてＣｏＦｅ膜１２２とＣｏ膜１２４を用い、これらの両強磁性層によってＡｌ
₂ ０ ₃からなるトンネルバリア層１２３を挟んだ構造を持つ。 この構造は図１３に示すようなプロセスで作製されている。 蒸着マスクを用いてガラス基板１３１上にＣ
ｏＦｅからなる第１の強磁性層１３２を真空蒸着し（図１３（ａ））、引き続きマスクを交換して１．２〜２．
０nm厚のＡｌ層１３３を蒸着する（図１３（ｂ））。 このＡｌ層表面を酸素グロー放電に曝すことによって、Ａ
ｌ ₂ ０ ₃からなるトンネルバリア層１３４を形成する（図１３（ｃ））。 最後に、このトンネルバリア層１３
４を介して第１の強磁性層１３２と長手方向が垂直に交わるようにＣｏからなる第２の強磁性層１３５を成膜して十字電極型の強磁性トンネル接合素子を完成させる（図１３（ｄ））。 この方法では、磁気抵抗変化率として最大１８％という大きな値が得られている。

【０００５】その他の例として、特開平５−６３２５４
号公報、特開平６−２４４４７７号公報、特開平８−７
０１４８号公報、特開平８−７０１４９号公報、特開平８−３１６５４８号公報及び「１９９７年、日本応用磁気学会誌、２１巻、493〜496頁」などの報告がある。 ここではトンネルバリア層の形成に、Ａｌ層を成膜後、大気中に曝してＡｌ ₂ ０ ₃を成長させる方法を用いている。 このように、これらの報告では図１３とはトンネルバリアの形成方法が異なるものの、強磁性層としてＦ
ｅ、Ｃｏ、Ｎｉ及びそれらの合金からなる単層膜が使われている点は共通である。

【０００６】これらの磁気抵抗効果素子を高密度記録用の再生磁気ヘッドに適用する技術としては、スピンバルブに用いられている技術がある。 非磁性層によって磁気的に分離された二つの強磁性層の一方に反強磁性層を重ねることによって交換結合磁界を付与して固定層とし、
もう一方をフリー層とするものである。 固定層の磁化の向きは媒体面と直行するように設定され、フリー層の磁化の向きは媒体面と平行に設定されている。 情報を書き込んだ媒体からの漏れ磁界でフリー層の磁化の向きを変えることによって、固定層の磁化の向きとの相対角度をモジュレートし、その結果生じる素子の抵抗変化により信号検出を行う。 強磁性トンネル接合が強磁性層間にトンネルバリア層を用いるのに対して、スピンバルブでは非磁性層を用いるという違いはあるものの、交換結合磁界を利用する手法は共通技術として有効であることはよく知られている。

【０００７】

【発明が解決しようとする課題】磁気抵抗効果素子を高密度磁気ヘッドに適用するためには、媒体からの漏れ磁界を高感度かつ安定に検出できなければならない。 従来の強磁性トンネル接合を構成する二つの強磁性層は双方とも単層膜であり、高感度化のために大きな磁気抵抗変化率を得ようとすると大きな分極率を持つ強磁性層が必要である。 しかし、こうした強磁性層は一般的に数１０
Ｏｅ以上の大きな保持力を持つ。 従って、交換結合磁界を利用するスピンバルブと類似の構成を用いた場合には、磁気抵抗曲線に顕著なヒステリシス特性が現れるため、安定な信号検出は困難となる。

【０００８】また、磁気抵抗効果素子を磁気ヘッドに適用するためには、熱雑音の影響を低減するために実用素子寸法である程度低い抵抗値が必要であるが、従来のトンネルバリア形成法ではその実現が困難であった。 また、磁気ヘッドの高密度化には信号出力電圧の大きさが鍵を握るが、従来技術では素子特性を損なうことなく低抵抗かつ十分な高電流密度が得られないという課題もあった。 さらに、従来技術ではウエーハ内やロット間の素子特性のばらつきが大きく、実用に供するだけの十分な製造歩留まりを得ることは難しかった。 これらの課題は、主に従来のトンネルバリア層の形成方法に起因すると考えられる。 酸素グロー放電を用いる方法では、イオンやラジカル状態の活性酸素を導電層の酸化に用いるため薄い酸化膜厚の制御すなわち素子抵抗の制御が難しいといった問題や、同時に発生する活性化された不純物ガスによってトンネルバリア層が汚染され接合品質が劣化するという問題がある。 一方、大気中自然酸化による方法では、大気中の粉塵でトンネルバリア層にピンホールを生じたり、水分、炭素酸化物、窒素酸化物等の汚染を受けることによって酸素グロー放電と同様に多くの問題を抱えている。

【０００９】本発明の目的は、このような従来技術の課題を解決し、高感度でしかも安定に信号磁界を検出できる磁気抵抗効果素子を提供すること、及びこうした特性に加え、実用に必要な抵抗値及び信号出力電圧特性を備え、製造歩留まりを改善した磁気抵抗効果素子の製造方法を提供することにある。

【００１０】

【課題を解決するための手段】上記目的に従い、本発明の磁気抵抗効果素子は、強磁性層の間にトンネルバリア層を挟んだ強磁性トンネル接合の構造を有し、一方の強磁性層の外側に反強磁性層を配置した磁気抵抗効果素子において、少なくとも反強磁性層と接していない方の強磁性層がトンネルバリア層側に薄い高分極率膜を備えた軟磁性膜で構成されることを特徴とし、前記高分極率膜はＣｏ _x Ｆｅ _1-x （０≦ｘ＜１）膜、又はＮｉ _x Ｆｅ
_1-x （０≦ｘ＜０．３５）膜、又は完全スピン分極を持つ金属間化合物であることを特徴とし、金属間化合物である場合にはＮｉＭｎＳｂなどの半金属膜であることを特徴とする。

【００１１】好ましくは、前記高分極率膜の膜厚は１０
nm以下であることを特徴とする。

【００１２】前記軟磁性膜はパーマロイＮｉ _x Ｆｅ _1-x
（０．３５≦ｘ≦０．８）であることを特徴とし、前記トンネルバリア層はＡｌの自然酸化膜であることを特徴とし、好ましくは、前記Ａｌの膜厚は1.0〜2.5nmであることを特徴とする。

【００１３】本発明の磁気抵抗効果素子の製造方法は強磁性層の間にトンネルバリア層を挟んだ強磁性トンネル接合の構造を有し、一方の強磁性層がトンネルバリア層側に薄い高分極率膜を備えた軟磁性膜で構成され、もう一方の強磁性層の外側に反強磁性層を配置した磁気抵抗効果素子の製造方法において、金属または半導体からなる導電層を成膜した後、真空中に酸素を含むガスを導入し、この導電層表面を自然酸化してトンネルバリア層を形成する工程を含むことを特徴とする。

【００１４】本発明においては、少なくとも反強磁性層と接していない方の強磁性層がトンネルバリア層との界面に高分極率の薄膜を備えた軟磁性膜で構成されているため、保磁力を小さく保ったまま、大きな磁気抵抗変化率が得られ、上記目的を達成できる。

【００１５】また、本発明の製造方法においては、真空中に酸素を含むガスを導入し、導電層表面を自然酸化してトンネルバリア層を形成するので、不純物ガスの影響を受けない清浄な雰囲気で熱平衡状態を保ったまま酸化層の成長が可能であり、高品質トンネルバリア層を制御よく作製することができる。

【００１６】

【発明の実施の形態】本発明の磁気抵抗効果素子に関する第１の実施の形態について、図面を参照して説明する。

【００１７】図１に示すように、反強磁性層１１／強磁性層１２の積層膜からなる固定層と強磁性層１３からなるフリー層との間にトンネルバリア層１４を挟んだ構造を持つ磁気抵抗効果素子において、フリー層を構成する強磁性層１３がトンネルバリア層１４に接する側に薄い高分極率膜１５を備えた軟磁性膜１６で構成されている。 この高分極率膜１５は一般的に軟磁性膜として用いられるパーマロイなどの薄膜に比べ保磁力が大きい。 しかし、薄い高分極率膜１５を軟磁性膜１６と重ねることによって、トンネルバリア層１４と接する強磁性層13表面の分極率を大きく保ったまま保磁力を低減させることができる。 強磁性トンネル接合の磁気抵抗変化率はトンネル現象に寄与する薄い強磁性層表面の性質により決まるため、こうしたフリー層構造を用いることによって大きな分極率と小さな保磁力を合わせ持つ高密度磁気ヘッドに適した磁気抵抗効果素子が得られる。 一方、固定層となる強磁性層１２としては分極率の大きな材料を優先的に選べばよいが、フリー層と同様な構成にすることもできる。

【００１８】高分極率膜１５としては、Ｃｏ _x Ｆｅ _1-x
（０≦ｘ＜１）、又はＮｉ _x Ｆｅ _1-x （０≦ｘ＜
０．３５）が候補として挙げられる。 完全スピン分極を持つ金属間化合物を用いる場合には薄膜としても１００
％に近い分極率が得られるため、さらに大きな磁気抵抗変化率を持つ磁気抵抗効果素子が実現できる。 高分極率膜１５の膜厚は１０nm以下であれば、フリー層の保磁力はほぼ軟磁性膜１６の性質で決まるため小さな値が得られるが、５nm以下であればより効果的である。 軟磁性膜１６としてパーマロイＮｉ _x Ｆｅ _1-x （０．３５≦ｘ≦
０．８）を用いれば、１Ｏｅ以下の小さな保持力が得られる。 また、トンネルバリア層としてＡｌの自然酸化膜を選択すればピンホール密度を大幅に低減した高品質の接合が得られる。 このＡｌの膜厚は厚すぎると酸化後に金属Ａｌが残ってスピン散乱の原因となり、薄すぎると下地の強磁性層の表面まで酸化されて磁気抵抗変化率の低下を引き起こすため、１．０〜２．５nmであることが好ましい。 この最適膜厚は下地強磁性層表面の凹凸の大きさなどの条件によって決まる。

【００１９】次に、本発明の磁気抵抗効果素子の製造方法に関する第２の実施の形態について、図面を参照して説明する。

【００２０】図２に示すように、反強磁性層２１、強磁性層（固定層）２２、導電層２３を真空中で連続成膜した後（図２（ａ））、真空を破ることなく純酸素を導入し、導電層２３の表面を自然酸化してトンネルバリア層２４を形成する（図２（ｂ））。 図２（ｂ）に示すように、導電層２３は過不足無く酸化されることが望ましい。 酸素を排気した後、Ｃｏ _x Ｆｅ _1-x （０≦ｘ＜
１）、又はＮｉ _x Ｆｅ _1-x （０≦ｘ＜０．３５）、又は完全スピン分極を持つ金属間化合物からなる高分極率膜２５を成膜し、引き続き、軟磁性膜26を成膜して、強磁性トンネル接合素子の基本構造を完成させる（図２
（ｃ））。

【００２１】強磁性層にＦｅ、Ｃｏ、Ｎｉまたはそれらを含む合金を用いた場合には、導電層２３として強磁性層の表面自由エネルギーより小さな値を持つＡｌを選択することにより、下地となる強磁性層２２に対して良好な被覆性を呈する。 その結果、完成された素子ではピンホールによる強磁性層間の電気的ショートのない良好な特性が得られる。 また、Ａｌの酸素一原子当たりの生成自由エネルギーはＦｅ、Ｃｏ、Ｎｉよりも大きいためトンネルバリア層となるＡｌ ₂ ０ ₃は接合界面で熱的に安定である。 本実施の形態ではフリー層２７よりも先に固定層を成膜したが、この逆の工程でも同様な効果が得られる。

【００２２】

【実施例１】本発明の第１の実施例を図面を参照して詳細に説明する。

【００２３】本発明の磁気抵抗効果素子の基本構造は、
図３に示すように、表面を熱酸化したＳｉ基板３１上に５nm厚のＴａ膜と５nm厚のＮｉ _0.81 Ｆｅ _0.19膜の二層膜からなるバッファー層３２を介して形成された１５nm厚のＦｅＭｎ膜からなる反強磁性層３３と厚さ１０nmのＮ
ｉ _0.81 Ｆｅ _0.19膜からなる第１の強磁性層３４、さらにその上にＡｌ ₂ ０ ₃膜からなるトンネルバリア層３５
を介して形成された厚さ３nmのＣｏＦｅ膜３６と厚さ１
５nmのＮｉ _0.81 Ｆｅ _0.19軟磁性膜３７の二層膜からなる第２の強磁性層３８で構成される。 バッファー層３２は反強磁性的な性質を持つ面心立方構造γ相のＦｅＭｎ膜を成長させるために用いる。 この構造を得るためにはバッファー層を構成するＮｉ _0.81 Ｆｅ _0.19膜は（１１１）
配向していることが必要であり、そのシード層としてＴ
ａ膜を用いている。 Ｔａ膜以外にもＮｂ、Ｔｉ、Ｈｆ、
Ｚｒなどの他の薄膜を使っても同様な効果が得られる。
本実施例では反強磁性層としてＦｅＭｎを用いているが、他にもＩｒＭｎ、ＮｉＭｎ、ＰｔＭｎ、ＰｄＭｎなどを用いることができる。 第１の強磁性層３４は固定層、第２の強磁性層３８はフリー層を構成するが、この二つの層の磁化の向きは互いに直行している。

【００２４】次に、本発明の磁気抵抗効果素子の製造方法を図面を参照して詳細に説明する。

【００２５】まず、図４（ａ）に示すように表面を熱酸化したSi基板41上にＴａ膜（膜厚：５nm）とＮｉ _0.81 Ｆ
ｅ _0.19膜（膜厚：５nm）の二層膜からなるバッファー層４２、 ＦｅＭｎ膜（膜厚：１５nm）からなる反強磁性層４３、 Ｎｉ _0.81 Ｆｅ _0.19膜（膜厚：１０nm）からなる第１の強磁性層４４、Ａｌ膜（膜厚：２nm）からなる導電層４５を同一真空中で連続してスパッタ蒸着した。
この成膜には４インチ直径のターゲット５基を備えた高周波マグネトロンスパッタ装置を用いた。 スパッタ条件はすべてバックグランド圧力１×１０ ^-7 Ｔｏｒｒ以下、
Ａｒ圧力１０ｍＴｏｒｒ、高周波電力２００Ｗであった。 次に、スパッタ装置内に純酸素を導入し、酸素圧力を２０Ｔｏｒｒで１０分間保持して、Ａｌ導電層４５を自然酸化しトンネルバリア層46を形成した（図４（ｂ）
を排気してバックグランド圧力に到達した後、ＣｏＦｅ
膜（膜厚：３nm）４７、Ｎｉ _0.81 Ｆｅ _0.19軟磁性膜（膜厚：１５nm）４８からなる第２の強磁性層４９、Ｔａ膜（膜厚：５nm）からなる保護層５０を連続してスパッタ蒸着し、接合構成層を完成させた（図４（ｃ））。 この保護層５０は接合構成層をプロセス汚染から保護するためのものである。 この接合構成層の成膜を通して、基板４１面内の一方向に１００Ｏｅの磁界を印加した。 また、成膜後、基板４１面内でこの方向と直行する方向に２００Ｏｅの磁界を加えた状態で一時間熱処理を行った。

【００２６】次に、通常のフォトリソグラフィ技術とイオンミリング技術を用いて接合構成層の全層を、長手方向が成膜時の磁界印加の方向と一致するように下部配線形状に加工した（図４（ｃ）。保護層５０上に接合寸法を規定するためのレジストパターン５１を形成し、トンネルバリア層４６までイオンミリングする（図４
（ｅ））。 このレジストパターンを残したままＡｌ ₂
０ ₃膜（膜厚：２５０nm)からなる絶縁層５２を電子ビーム蒸着した後、リフトオフを行う（図４（ｆ）。保護層５０と配線層５３間の電気的な接触を得るために、露出した試料表面の逆スパッタクリーニングを行った後、
Ａｌ膜（膜厚：２００nm）からなる配線層５３を全表面に蒸着する。 次に、レジストパターンを用いて配線層５
３をイオンミリングし、磁気抵抗効果素子を完成させる（図４（ｇ））。

【００２７】図５に本発明の製造方法を用いて作製した磁気抵抗効果素子の代表的な磁気抵抗曲線を示す。 Ｈ _ex
は反強磁性層４３と第１の強磁性層４４の間の交換結合磁界の強さ、Ｈ _c1 、Ｈ _c2はそれぞれフリー層及び固定層の保磁力である。 磁気抵抗変化率は１０．４％であり、
ＣｏＦｅ膜４７を挿入しない構造で得られた５．９％に比べ大幅に改善されている。 また、フリー層の保磁力は１６Ｏｅであり、ＣｏＦｅ膜４７を挿入しない場合と比べても１Ｏｅ以下の増加であった。 このように、フリー層を構成する第２の強磁性層４９として膜厚３nmという極薄のＣｏＦｅ膜とＮｉ _0.81 Ｆｅ _0.19膜の二層構成とすることにより、フリー層の保磁力を小さく保ったまま、
磁気抵抗変化率を大幅に改善することができた。

【００２８】一方、接合抵抗は、図６に示すように接合面積に対して精度よく逆比例の関係を示した。 この傾きから、面積で規格化した抵抗値として２．４×１０ ^-6 Ω
cm ²が得られた。 磁気ヘッドなど多くのデバイス応用を可能にする、このような低抵抗値は強磁性トンネル接合構造の磁気抵抗効果素子では初めて実現した。 また、抵抗値はトンネルバリア層形成時の酸素圧力及び基板温度を制御することによって、大小数桁変化させることができる。 ２インチＳｉウエーハ内の接合抵抗の最大ばらつきも±４％であり、制御性よく素子が作製できた。

【００２９】図７に１０×１０μm ²における磁気抵抗変化率の接合電流密度依存性を示す。 磁気抵抗変化率は電流密度を増加させても１０ ⁴ Ａ／cm ²までは全く変化が認めらなかった。 ３×１０ ⁴ Ａ／cm ²でも磁気抵抗変化率も約２０％の減少に止まっている。 これらの結果から、この磁気抵抗効果素子の直流信号出力電圧を求めると、１０ ⁴ Ａ／cm ²の電流密度で３ｍＶ、３×１０
⁴ Ａ／cm ²で７ｍＶであった。

【００３０】

【実施例２】次に、本発明の第２の実施例を図面を参照して詳細に説明する。

【００３１】本発明の磁気抵抗効果素子の基本構造は、
図８に示すように、表面を熱酸化したＳｉ基板８１上に５nm厚のＴａ膜と５nm厚のＮｉ _0.81 Ｆｅ _0.19膜の二層膜からなるバッファー層８２を介して形成された１５nm厚のＦｅＭｎ膜からなる反強磁性層８３と厚さ１０nmのＣ
ｏＦｅ膜からなる第１の強磁性層８４、さらにその上にＡｌ ₂ ０ ₃膜からなるトンネルバリア層８５を介して形成された厚さ３nmのＣｏＦｅ膜８６と厚さ１５nmのＮ
ｉ _0.81 Ｆｅ _0.19軟磁性膜８７の二層膜からなる第２の強磁性層８８で構成される。

【００３２】この磁気抵抗効果素子の製造方法は、第１
の強磁性層としてＮｉ _0.81 Ｆｅ _0.19膜の代わりにＣｏＦ
ｅ膜を用いることを除いては図４のプロセスと同じである。 この素子では磁気抵抗変化率は１８．８％であり、
第１の強磁性層としてＮｉ _0.81 Ｆｅ _0.19膜を用いた場合に比べ大幅に改善された。 一方、フリー層の保磁力は２．０Ｏｅと多少大きくなった。 このように、フリー層を構成する第２の強磁性層８８として膜厚３nmという極薄のＣｏＦｅ膜とＮｉ _0.81 Ｆｅ _0.19膜の二層構成とし、
さらに固定層を構成する第１の強磁性層としてＣｏＦｅ
膜を用いることにより、フリー層の保磁力をある程度小さく保ったまま、磁気抵抗変化率を大幅に改善することができた。 この磁気抵抗変化率は接合電流密度を増加させても１０ ⁴ Ａ／cm ²までは全く変化が認めらなかった。

【００３３】

【実施例３】次に、本発明の第３の実施例を図面を参照して詳細に説明する。

【００３４】本発明の磁気抵抗効果素子の基本構造は、
図９に示すように、表面を熱酸化したＳｉ基板９１上に５nm厚のＴａ膜と５nm厚のＮｉ _0.81 Ｆｅ _0.19膜の二層膜からなるバッファー層９２を介して形成された１５nm厚のＦｅＭｎ膜からなる反強磁性層９３、１０nm厚のＮｉ
_0.81 Ｆｅ _0.19軟磁性膜９４と３nm厚のＣｏＦｅ膜９５の二層膜からなる第１の強磁性層９６、さらにその上にＡ
ｌ ₂ ０ ₃膜からなるトンネルバリア層９７を介して形成された３nm厚のＣｏＦｅ膜９８と１５nm厚のＮｉ _0.81
Ｆｅ _0.19軟磁性膜９９の二層膜からなる第２の強磁性層９１０で構成される。

【００３５】この磁気抵抗効果素子の製造方法は、第１
の強磁性層としてＮｉ _0.81 Ｆｅ _0.19単層膜の代わりに１
０nm厚のＮｉ _0.81 Ｆｅ _0.19軟磁性膜９４と３nm厚のＣｏ
Ｆｅ膜９５の二層膜を用いることを除いては図４のプロセスと同じである。 この素子では磁気抵抗変化率は１
７．５％であり、第１の強磁性層及び第２の強磁性層として薄いＣｏＦｅ膜を挿入しない構造で得られた５．９
％に比べ大幅に改善されている。 また、フリー層の保磁力は１．８Ｏｅであり、ＣｏＦｅ膜を挿入しない場合と比較しても１Ｏｅ以下の増加であった。 このように、固定層及びフリー層を構成する第１の強磁性層９６及び第２の強磁性層９１０として膜厚３nmという極薄のＣｏＦ
ｅ膜とＮｉ _0.81 Ｆｅ _0.19膜の二層構成とすることにより、フリー層の保磁力を小さく保ったまま、磁気抵抗変化率を大幅に改善することができた。 この磁気抵抗変化率は接合電流密度を増加させても１０ ⁴ Ａ／cm ²までは全く変化が認めらなかった。

【００３６】

【実施例４】次に、本発明の第４の実施例を図面を参照して詳細に説明する。

【００３７】本発明の磁気抵抗効果素子の基本構造は、
図１０に示すように、表面を熱酸化したＳｉ基板１０１
上に５nm厚のＴａ膜と５nm厚のＮｉ _0.81 Ｆｅ _0.19膜の二層膜からなるバッファー層１０２を介して形成された１
５nm厚のＦｅＭｎ膜からなる反強磁性層１０３と厚さ１
０nmのＮｉ _0.81 Ｆｅ _0.19膜からなる第１の強磁性層１０
４、さらにその上にＡｌ ₂ ０ ₃膜からなるトンネルバリア層１０５を介して形成された厚さ３nmのＦｅ膜１０
６と厚さ１５nmのＮｉ _0.81 Ｆｅ _0.19軟磁性膜１０７の二層膜からなる第２の強磁性層１０８で構成される。

【００３８】この磁気抵抗効果素子の製造方法は、第２
の強磁性層として３nm厚のＣｏＦｅ膜と１５nm厚のＮｉ
_0.81 Ｆｅ _0.19軟磁性膜の二層膜の代わりに、３nm厚のＦ
ｅ膜１０６と１５nm厚のＮｉ _0.81 Ｆｅ _0.19軟磁性膜１０
７の二層膜を用いることを除いては図４のプロセスと同じである。 この素子では磁気抵抗変化率は１０．０％であり、Ｆｅ膜１０６を挿入しない構造で得られた５．９
％に比べ大幅に改善されている。 また、フリー層の保磁力は１．２Ｏｅであり、Ｆｅ膜１０６を挿入しない場合と比較しても１Ｏｅ以下の増加であった。 このように、
フリー層を構成する第２の強磁性層１０８として膜厚３
nmという極薄のＦｅ膜とＮｉ _0.81 Ｆｅ _0.19膜の二層構成とすることにより、フリー層の保磁力を小さく保ったまま、磁気抵抗変化率を大幅に改善することができた。 この磁気抵抗変化率は接合電流密度を増加させても１０ ⁴
Ａ／cm ²までは全く変化が認めらなかった。

【００３９】本実施例では固定層を構成する第１の強磁性層としてＮｉ _0.81 Ｆｅ _0.19膜を用いているが、その他にも実施例２及び３に示したのと同様の発想で、Ｆｅ
膜、又はＮｉ _0.81 Ｆｅ _0.19膜と極薄のＦｅ膜の二層膜を用いても同様の効果が得られることは言うまでもない。

【００４０】

【実施例５】次に、本発明の第５の実施例を図面を参照して詳細に説明する。

【００４１】本発明の磁気抵抗効果素子の基本構造は、
図１１に示すように、表面を熱酸化したＳｉ基板１１１
上に５nm厚のＴａ膜と５nm厚のＮｉ _0.81 Ｆｅ _0.19膜の二層膜からなるバッファー層１１２を介して形成された１
５nm厚のＦｅＭｎ膜からなる反強磁性層１１３と厚さ１
０nmのＮｉＭｎＳｂ膜からなる第１の強磁性層１１４、
さらにその上にＡｌ２０３膜からなるトンネルバリア層１１５を介して形成された厚さ３nmのＮｉＭｎＳｂ膜１
１６と厚さ１５nmのＮｉ _0.81 Ｆｅ _0.19軟磁性膜１１７の二層膜からなる第２の強磁性層１１８で構成される。

【００４２】この磁気抵抗効果素子の製造方法は、第１
の強磁性層としてＮｉ _0.81 Ｆｅ _0.19膜の代わりにＮｉＭ
ｎＳｂ膜を、第２の強磁性層としてＣｏＦｅ膜とＮｉ
_0.81 Ｆｅ _0.19軟磁性膜の二層膜の代わりに、ＮｉＭｎＳ
ｂ膜１１６とＮｉ _0.81 Ｆｅ _0.19軟磁性膜１１７の二層膜を用いることを除いては図４のプロセスと同じである。
この素子では磁気抵抗変化率は２１．３％であり、第１
の強磁性層としてＮｉ _0.81 Ｆｅ _0.19膜を用いた場合に比べ大幅に改善された。 一方、フリー層の保磁力は２．６
Ｏｅと多少大きくなった。 このように、フリー層を構成する第２の強磁性層１１８として膜厚３nmという極薄のＮｉＭｎＳｂ膜とＮｉ _0.81 Ｆｅ _0.19膜の二層構成とし、
さらに固定層を構成する第１の強磁性層としてＮｉＭｎ
Ｓｂ膜を用いることにより、フリー層の保磁力をある程度小さく保ったまま、磁気抵抗変化率を大幅に改善することができた。 この磁気抵抗変化率は接合電流密度を増加させても１０ ⁴ Ａ／cm ²までは全く変化が認めらなかった。

【００４３】本実施例では固定層を構成する第一の強磁性層としてＮｉＭｎＳｂ膜を用いているが、その他にも実施例１及び３に示したのと同様の発想で、Ｎｉ _0.81 Ｆ
ｅ _0.19膜、またはＮｉ _0.81 Ｆｅ _0.19膜と極薄のＮｉＭｎ
Ｓｂ膜の二層膜を用いても同様の効果が得られることは言うまでもない。

【００４４】

【発明の効果】本発明の構造を用いれば、高感度でしかも安定に信号磁界を検出できる磁気抵抗効果素子が得られ、高密度磁気ヘッドや磁気メモリなどへの応用も可能である。 また、本発明の製造方法を用いれば、デバイス応用に必要な抵抗値及び接合電流密度を備えた高品質のトンネルバリア層を制御性よく形成することができる。

【図面の簡単な説明】

【図１】本発明の第１の実施の形態を説明するための構造図である。

【図２】（ａ）〜（ｃ）は本発明の第２の実施の形態を説明するための工程図である。

【図３】本発明の実施例１を説明するための構造図である。

【図４】（ａ）〜（ｇ）は実施例１を説明するための工程図である。

【図５】実施例１で作製した磁気抵抗効果素子の磁気抵抗曲線図である。

【図６】実施例１で作製した磁気抵抗効果素子の接合抵抗と接合面積の関係を示す図である。

【図７】実施例１で作製した磁気抵抗効果素子の１０μ
m角接合における接合抵抗の電流密度依存性を示す図である。

【図８】本発明の実施例２を説明するための構造図である。

【図９】本発明の実施例３を説明するための構造図である。

【図１０】本発明の実施例４を説明するための構造図である。

【図１１】本発明の実施例５を説明するための構造図である

【図１２】従来の磁気抵抗効果素子を説明するための構造図である。

【図１３】（ａ）〜（ｄ）は従来の磁気抵抗効果素子を説明するための工程図である。

【符号の説明】

１１、２１ 反強磁性層 １２、２２ 強磁性層（固定層） １３、２７ 強磁性層（フリー層） １４、２４ トンネルバリア層 ２５ 高分極率膜 ２６ 軟磁性膜 ２３ 導電層