【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明は一般に磁気ヘッドに関し、特にいわゆる強磁性トンネル接合を利用した高感度磁気ヘッドに関する。 磁気ヘッドはビデオレコーダやテープレコーダ等の映像・音響機器からコンピュータ等の情報処理装置にいたるまで広範囲に使われている。 特に、情報処理装置においては、画像データや音声データの処理に関連して非常に大量の情報信号を記録する必要が生じており、このため記録密度の高い、大容量の高速磁気記憶装置が必要となっている。 かかる高速の大容量磁気記憶装置は所望の高い記録密度で書込みおよび読出しが可能な磁気ヘッドを必要とする。

【０００２】磁気ヘッドで読出しできる情報の記録密度、すなわち分解能は、主に磁気ヘッドのギャップ幅と記録媒体からの距離で決まる。 磁気コアにコイルを巻回したインダクション型の磁気ヘッドでは、ギャップ幅が１μｍの場合に約６５Ｍビット／平方インチの記録密度が達成されているが、将来的には２０Ｇビット／平方インチを超える非常に高い記録密度での読み書きが可能な磁気ヘッドが必要になると予測されており、このためには非常に微弱な磁気信号を検出できる、高感度磁気センサが必要になる。 このような非常に微小な磁化スポットを高速で検出するには、従来の電磁変換器の原理にもとづくインダクション型の磁気ヘッドでは十分な分解能や感度、あるいは応答特性を与えることができない。

【０００３】かかる非常に微小な記録ドットを検出できる高感度磁気ヘッドとしては、従来より異方性磁気抵抗（ＭＲ）効果を使ったＭＲ磁気センサあるいは巨大磁気抵抗（ＧＭＲ）効果を使ったＧＭＲセンサを備えた磁気ヘッドが提案されている

【０００４】

【従来の技術】図２０は、典型的な従来の超高分解能磁気記録／再生ヘッド１０の断面図を示す。 図２０を参照するに、磁気ヘッド１０は、Ａｌ ₂ Ｏ ₃・ＴｉＣ等のセラミック基板１１上に形成され、前記基板１１上に形成された下側磁気シールド１２と、前記下側磁気シールド上に、非磁性絶縁膜１３を介して形成された上側磁気シールド１４と、前記上下の磁気シールド１２，１４により、前記磁気ヘッド１０の前端部に形成された読み取りギャップ１５中に配設された磁気センサ１６とを含み、
さらに前記上側磁気シールド１４上には、非磁性絶縁膜１７を介して磁極１８が形成されている。 前記磁気シールド１４と磁極１８との間には、前記磁気ヘッド１０の前端部において書込みギャップ１９が形成され、また前記絶縁膜１２中には書込みコイルパターン１７Ｃが形成されている。

【０００５】図２０の磁気ヘッド１０において、磁気センサ１６としては従来よりスピンバルブＧＭＲ磁気センサ等、様々な構成のＧＭＲ超高感度磁気センサが提案されている。 スピンバルブＧＭＲ磁気センサは、ＦｅＭ
ｎ, ＩｒＭｎ, ＲｈＭｎ、さらにはＰｔＭｎあるいはＰ
ｄＰｔＭｎＮ等より選ばれる反強磁性層に隣接して形成され磁化方向が前記反強磁性層により固定されたＮｉＦ
ｅあるいはＣｏ等の強磁性体よりなるピンド層と、前記ピンド層から間に介在するＣｕ等の非磁性層を隔てて形成され、前記ピンド層と交換結合し、また磁化方向が外部磁場により変化するＮｉＦｅあるいはＣｏ等の強磁性体よりなるフリー層とを含み、フリー層の磁化方向がピンド層の磁化方向に対してなす角度に応じて磁気センサの抵抗が変化する。

【０００６】しかし、このようなＧＭＲ磁気センサは、
特に非磁性層が強磁性層に隣接して形成される構造上の特徴に関連して、加熱処理に対して脆弱である問題点を一般に有する。 一方、図２０の磁気ヘッド１０を製造する場合、以下に説明するように、２５０°Ｃ〜３００°
Ｃにおける熱処理が磁気センサに加えられるのは一般に不可避である。

【０００７】図２１（Ａ）〜（Ｃ）および図２２（Ｄ）
〜（Ｅ）はかかる図２０の磁気ヘッド１０の典型的な製造工程を示す。 図２１（Ａ）を参照するに、磁気センサ１６および上側磁気シールド１４を含む磁気構造を形成した後、最上部の上側磁気シールド１４上に前記書き込みギャップ１９に対応する薄い絶縁膜を形成し、さらに前記絶縁膜上にレジストパターン１７Ａを形成する。

【０００８】次に、図２１（Ｂ）の工程で図２１（Ａ）
の構造を２５０°Ｃ〜３００°Ｃの温度で熱処理し、前記レジストパターン１７Ａの垂直に屹立する前端面をリフローにより鈍らせ、湾曲したスロープ面を形成する。
さらに図２１（Ｃ）の工程で前記熱処理されたレジストパターン１７Ａ上にコイルパターン１７Ｃが形成され、
さらに前記コイルパターン１７Ｃを埋めるように別のレジストパターン１７Ｂが形成される。 形成されたレジストパターン１７Ｂは図２１（Ａ）の状態におけるレジストパターン１７Ａと同様に垂直に屹立する前端面を有するが、図２１（Ｃ）の構造はさらに図２２（Ｄ）の工程で２５０°Ｃ〜３００°Ｃの温度で熱処理され、レジストパターン１７Ｂの前端面が鈍らされる。 すなわち、図２２（Ｄ）の熱処理およびリフローの結果、前記レジストパターン１７Ｂの前端面は湾曲したスロープ形状を形成する。

【０００９】さらに、図２２（Ｅ）の工程において図２
２（Ｄ）の構造上に磁極１８が形成され、図１の構造の磁気ヘッド１０が形成される。 上記図２１（Ａ）〜２２
（Ｅ）の工程では、レジスト層１７Ａ、１７Ｂのリフローが磁気センサ１６が形成された後でなされるため、図２１（Ｂ）の工程と図２２（Ｄ）の工程において、前記磁気センサ１６は計２回にわたって２５０°Ｃ〜３００
°Ｃの温度での熱処理を受けることになるが、磁気センサ１６がＧＭＲ磁気センサの場合、このような熱処理の結果、ＧＭＲ磁気センサに特徴的な大きな磁気抵抗変化率の大部分は失われてしまう。 また、スピンバルブ磁気センサでは、ピンド層にＰｔＭｎあるいはＰｄＰｔＭｎ
Ｎ等を使う場合、反強磁性層を結晶化させる必要があるが、このためにも２５０°Ｃ以上の温度での熱処理が不可欠である。

【００１０】一方、磁気ヘッド１０等の超高分解能磁気ヘッドの磁気センサとして、一対の強磁性層の間にトンネル絶縁膜を挟持した構成の強磁性トンネル接合磁気センサを使用することが提案されている。 かかる強磁性トンネル接合磁気センサは微弱な磁場変化に対して非常に大きな磁気抵抗変化を示すと考えられ、かかる超高分解能磁気ヘッド１０の超高感度磁気センサとして有望である。

【００１１】図２３（Ａ），（Ｂ）は、かかる強磁性トンネル接合磁気センサ１６の原理を説明する図である。
図２３（Ａ），（Ｂ）を参照するに、強磁性トンネル接合磁気センサ１６は、ＮｉＦｅあるいはＣｏ等よりなる下側強磁性層１６Ａと上側強磁性層１６Ｂとの間に挟持された厚さが数ｎｍ程度の組成がＡｌＯ _xで表されるトンネル絶縁膜１６Ｃを備え、上向きスピンを有する電子および下向きスピンを有する電子が、前記トンネル絶縁膜１６Ｃ中を、前記トンネル絶縁膜１６Ｃの主面に略垂直な方向に流れるトンネル電流を形成する。

【００１２】図２３（Ａ），（Ｂ）中、図４（Ａ）は外部磁場が実質的に存在しない状態を示し、強磁性層１６
Ａ中の磁化方向と強磁性層１６Ｂ中の磁化方向とが、前記層１６Ａ，１６Ｂ間に作用する交換相互作用により、
反平行になっている。 これに対し、図２３（Ｂ）の状態では外部磁場Ｈにより、強磁性層１６Ａおよび１６Ｂ中に磁化方向が平行になっている。

【００１３】このような構成の強磁性トンネル接合磁気センサでは、前記トンネル電流のトンネル確率が上下の強磁性層１６Ａ，１６Ｂの磁化状態に依存して変化し、
その結果磁気センサのトンネル抵抗Ｒが、外部磁場Ｈにより、関係式 Ｒ＝Ｒs ＋（１／２）ΔＲ（１−ｃｏｓθ） （１） により変化する。 ただし、上式中Ｒs は磁性層１６Ａ，
１６Ｂの磁化方向が平行である場合のトンネル抵抗を表し、θは磁性層１６Ａ中の磁化と磁性層１６Ｂ中の磁化がなす角度を示す。 またΔＲは磁性層１６Ａ，１６Ｂ中の磁化方向が平行である場合と反平行である場合のトンネル抵抗の差を表し、常に正の値を有する。 前記ΔＲを使い、トンネル抵抗変化率がΔＲ／Ｒs で定義される。

【００１４】式（１）よりわかるように、トンネル抵抗Ｒは磁性層１６Ａ，１６Ｂの磁化方向が平行である場合に最小になり、反平行である場合に最大になる。 かかる磁気抵抗の変化は、前記電子流が上向きスピンを有する電子（アップスピン電子）と下向きスピンを有する電子
( ダウンスピン電子）とを含むことに起因する。 一般に非磁性体ではアップスピン電子の数とダウンスピン電子の数は等しく、このため非磁性体は全体としては磁性を示さない。 これに対し、強磁性体内ではアップスピン電子の数とダウンスピン電子の数とが異なり、従って強磁性体は全体として上向きあるいは下向きの磁化を示す。

【００１５】このような強磁性体層１６Ａ，１６Ｂの間を電子がトンネルする場合、電子のスピン状態はトンネルの前と後で保存されるが、このことはまた、電子が一方の強磁性体層から他方の強磁性体層にトンネルするには、前記他方の強磁性体層中に、前記当該電子のスピン状態に対応した空きエネルギ準位が存在する必要があることを意味している。 このような空きエネルギ準位が存在しない場合、電子のトンネルは生じない。

【００１６】前記トンネル抵抗の変化率ΔＲ／Ｒs （Ｍ
Ｒ比）は電子源強磁性層１６Ｂ中のスピン分極率とトンネル先強磁性層１６Ａのエネルギ準位における分極率との積として、次式 ΔＲ／Ｒs ＝２Ｐ ₁ Ｐ ₂ ／（１−Ｐ ₁ Ｐ ₂ ） により表される。 ただし、Ｐ ₁は強磁性層１６Ｂ中のスピン分極率を、またＰ ₂は強磁性層１６Ａ中の空き準位のスピン分極率を表す。 Ｐ ₁およびＰ ₂は Ｐ ₁ ，Ｐ ₂ ＝２（Ｎ _up −Ｎ _down ）／（Ｎ _up ＋Ｎ _down ） で与えられる。 ただしＮ _upはアップスピン電子数ないしアップスピン電子に対する準位数を、またＮ _downはダウンスピン電子数ないしダウンスピン電子に対する準位数を表す。

【００１７】一般にスピン分極率Ｐ ₁ ，Ｐ ₂は強磁性材料の種類に依存するが、材料によっては５０％近い値が得られる場合もあり、従ってかかる強磁性トンネル接合を使った磁気センサでは、異方性磁気抵抗効果や巨大磁気抵抗効果（いわゆるＧＭＲ）を使った磁気センサよりもはるかに大きい、数十％に達する磁気抵抗変化率が期待される。 すなわち、強磁性トンネル接合磁気センサを使った磁気ヘッドは、非常に高分解能な磁気記録再生に有効であると期待されている。 例えば特開平４−１０３
０１４号公報を参照。

【００１８】

【発明が解決しようとする課題】しかし、強磁性トンネル接合を使った磁気センサで実現されているＭＲ比は、
現状では予期に反して前記理論値よりもはるかに小さく、室温で２０％を超える素子を製作したとの報告は数例しかない。 しかも、これらの成功例においても、ＭＲ
比が経時変化により減少したり、あるいは素子の耐圧が低く、そのため抵抗値の変化を検出するのが困難である等の問題が生じている。 これは、素子製造工程中におけるパーティクル等の混入等により、薄いトンネル絶縁膜と隣接する磁性層との間の界面に欠陥が生じていることによるものと考えられる。

【００１９】従来より、図２３（Ａ），（Ｂ）の構造において強磁性トンネル接合を構成する薄い絶縁膜１６Ｃ
は、Ａｌ層を下側磁性層１６Ａ上にスパッタリング等により５ｎｍ（５０Å）程度の厚さに堆積し、これを酸化することにより、ＡｌＯ _x層の形で形成されるのが一般的であるが（T. Miyazaki and N. Tezuka, J. Magn.Mat
er.139, 1995, L231 ）、このような構成の強磁性トンネル接合は、前記絶縁膜１６Ｃを担持する非磁性のＡｌ
層が実質的な厚さを有しているため、得られるＭＲ比が低いという問題点を有している。

【００２０】また、図２１（Ａ）〜２２（Ｅ）の磁気ヘッドの製造工程、特に図２１（Ｂ）あるいは図２２
（Ｄ）の熱処理工程において、前記Ａｌ層がその下の前記強磁性層１６Ａと反応して強磁性層１６Ａ中に非磁性の固溶体を形成してしまうおそれがある。 すなわち、従来の強磁性トンネル接合磁気センサは、ＧＭＲ磁気センサと同様に熱処理に対して脆弱である問題点を有していると考えられる。

【００２１】図２４は、厚さが３ｎｍのＣｏ膜上にＡｌ
膜を１０ｎｍの厚さに堆積した構造における磁化Ｍ
_sを、熱処理温度を様々に変化させて測定した結果を示す。 図２４よりわかるように、熱処理温度が高くなるにつれて磁化Ｍ _sは減少しており、Ａｌ膜中の非磁性Ａｌ
原子がＣｏ膜中に固溶していることを示している。 そこで、図２３（Ａ），（Ｂ）の強磁性トンネル接合磁気センサ１６において、非磁性原子がトンネル絶縁膜１６Ｃ
からその下の強磁性層１６Ａに実質的な量だけ固溶した場合、上側強磁性層１６Ａ中の電子は下側強磁性層１６
Ｂに、磁性層１６Ｂの磁化方向に関係なくトンネルすることが可能になり、ＭＲ比は実質的に低下してしまう。

【００２２】かかる強磁性トンネル接合磁気センサの耐熱性を向上させるために、例えば特開平４−１０３０１
３号公報にはトンネル絶縁膜としてＩＩＩｂ−Ｖｂ族化合物を使うことを開示しているが、上記提案による強磁性トンネル接合磁気センサのＭＲ比は４．２Ｋで５％程度にしかならない。 そこで、本発明は上記の課題を解決した新規で有用な磁気センサおよびその製造方法を提供することを概括的課題とする。

【００２３】本発明のより具体的な課題は、耐熱性に優れ、安定した高いＭＲ比を有する強磁性トンネル接合磁気センサおよびその製造方法を提供することにある。

【００２４】

【課題を解決するための手段】本発明は、上記の課題を請求項１に記載したように、第１の強磁性層と、前記第１の強磁性層上に形成され、トンネル酸化膜を含む絶縁障壁層と、前記絶縁障壁層上に形成された第２の強磁性層とを備えた強磁性トンネル接合磁気センサにおいて、
前記絶縁障壁層は金属層を含み、前記トンネル酸化膜は前記金属層表面上に、前記金属層を構成する金属元素の酸化物により形成されており、前記絶縁障壁層は、約１．７ｎｍ以下で、前記トンネル酸化膜を構成する酸化物に換算した場合の厚さが１分子層以上の厚さを有することを特徴とする強磁性トンネル接合磁気センサにより、または請求項２に記載したように、前記金属元素はＡｌ，Ｈｆ，ＺｒおよびＮｂより選ばれることを特徴とする請求項１記載の強磁性トンネル接合磁気センサにより、または請求項３に記載したように、前記トンネル酸化膜は、前記金属層の自然酸化膜であることを特徴とする請求項１または２記載の強磁性トンネル接合磁気センサにより、または請求項４に記載したように、前記トンネル酸化膜は、前記金属層のプラズマ酸化膜であることを特徴とする請求項１または２記載の強磁性トンネル接合磁気センサにより、または請求項５に記載したように、前記金属層は酸素を、前記第１の強磁性層と接する境界面近傍において、前記金属層内部よりも酸素濃度が増大するようなプロファイルで含むことを特徴とする請求項１〜４のうち、いずれか一項記載の強磁性トンネル接合磁気センサにより、または請求項６に記載したように、前記金属層を構成する金属元素の酸素に対する結合エネルギは、前記第１および第２の強磁性層を構成する金属元素の酸素に対する結合エネルギよりも実質的に大きいことを特徴とする請求項１〜５のうち、いずれか一項記載の強磁性トンネル接合磁気センサにより、または請求項７に記載したように、さらに、前記拡散障壁層と前記第１の強磁性層との間に、トンネル電流を通過させる厚さの拡散防止層を含むことを特徴とする請求項１〜
６のうち、いずれか一項記載の強磁性トンネル接合磁気センサにより、または請求項８に記載したように、前記拡散防止層は、前記第１の強磁性層表面に形成された酸化膜よりなることを特徴とする請求項７記載の強磁性トンネル接合磁気センサにより、または請求項９に記載したように、前記絶縁障壁層は、複数の金属層と、対応する複数のトンネル酸化膜を含み、互いに隣接する前記金属層は、異なった金属元素よりなることを特徴とする請求項１〜８のうち、いずれか一項記載の強磁性トンネル接合磁気センサにより、または請求項１０に記載したように、前記第１および第２の強磁性層の少なくとも一方は、複数の磁性膜の積層を含み、前記積層中、隣接する磁性膜は組成が異なることを特徴とする請求項１〜９のうち、いずれか一項記載の強磁性トンネル接合磁気センサにより、または請求項１１に記載したように、前記第１および第２の強磁性層の一方に隣接して、反強磁性層を含むことを特徴とする請求項１〜１０のうち、いずれか一項記載の強磁性トンネル接合磁気センサにより、または請求項１２に記載したように、前記反強磁性層は、
Ｐｄ，Ｐｔ，Ｍｎ，ＩｒおよびＲｈのうち、少なくとも二つの元素を含むことを特徴とする請求項１１記載の強磁性トンネル接合磁気センサにより、または請求項１３
に記載したように、前記反強磁性層を構成する反強磁性材料は、規則格子相を形成することを特徴とする請求項１１または１２記載の強磁性トンネル接合磁気センサにより、または請求項１４に記載したように、請求項１〜
１３のいずれか一項記載の磁気センサを含む強磁性トンネル接合磁気ヘッドにより、または請求項１５に記載したように、磁気記録媒体と、前記磁気記録媒体を走査する磁気ヘッドとを備えた磁気記録／再生装置において、
前記磁気ヘッドは請求項１〜１３のいずれか一項記載の強磁性トンネル接合磁気センサを含むことを特徴とする磁気記録／再生装置により、または請求項１６に記載したように、第１の強磁性層と、前記第１の強磁性層上に形成され、トンネル酸化膜を含む絶縁障壁層と、前記絶縁障壁層上に形成された第２の強磁性層とを備えた強磁性トンネル接合磁気センサの製造方法において、前記第１の強磁性層上に、厚さが約１．７ｎｍ以下で、酸化物層に換算した場合の厚さが１分子層以上の金属層を堆積する工程と；前記金属層の表面を酸化して、前記金属層上に前記トンネル酸化膜を形成する工程と；前記酸化した金属層の表面に前記第２の強磁性層を形成する工程とを含むことを特徴とする強磁性トンネル接合磁気センサの製造方法により、または請求項１７に記載したように、前記金属層の表面を酸化する工程は、前記金属層が前記トンネル酸化膜の下に残るように実行され、前記金属層の表面を酸化する工程の後、さらに前記金属層を約２００°Ｃ〜約３００°Ｃの間の温度範囲において熱処理する工程を含むことを特徴とする請求項１６記載の強磁性トンネル接合磁気センサの製造方法により、または請求項１８に記載したように、前記熱処理は約３００°
Ｃの温度において実行されることを特徴とする請求項１
７記載の強磁性トンネル接合磁気センサの製造方法により、または請求項１９に記載したように、前記熱処理は、真空中において実行されることを特徴とする請求項１７または１８記載の強磁性トンネル接合磁気センサの製造方法により、または請求項２０に記載したように、
前記トンネル酸化膜を形成する工程は、前記金属層の表面を自然酸化する工程を含むことを特徴とする請求項１
６〜１９のうち、いずれか一項記載の強磁性トンネル接合磁気センサの製造方法により、または請求項２１に記載したように、前記トンネル酸化膜を形成する工程は、
前記金属層の表面をプラズマ酸化する工程を含むことを特徴とする請求項１６〜１９のうち、いずれか一項記載の強磁性トンネル接合磁気センサの製造方法により、または請求項２２に記載したように、さらに、前記金属層を形成する工程に先立ち、前記第１の強磁性層の表面に酸化膜を、前記酸化膜を通る電子のトンネリングが可能な程度の厚さに形成することを特徴とする請求項１６〜
２１のうち、いずれか一項記載の強磁性トンネル接合磁気センサの製造方法により、または請求項２３に記載したように、前記酸化膜はプラズマ酸化により形成されることを特徴とする請求項２２記載の強磁性トンネル接合磁気センサの製造方法により、解決する。 ［作用］本発明によれば、絶縁障壁層をＡｌ等の金属層とし、トンネル酸化膜をその表面酸化により形成した構成の強磁性トンネル接合において、前記金属層の厚さを１．７ｎｍ以下に設定することにより、第１の強磁性層とトンネル酸化膜との間に介在する非磁性金属層の厚さが非常に薄くなり、第１の強磁性層と第２の強磁性層との間の電子のトンネリングの際に電子のスピン状態が実質的に保存される。 このため、第１の強磁性層と第２の強磁性層との間で理論値に近い、非常に大きな磁気抵抗変化率（ＭＲ比）が実現される。 また、前記金属層の厚さを前記金属層の酸化により形成される酸化層の１分子層に対応する厚さよりも大きくすることにより、トンネル接合の短絡を回避することができる。

【００２５】特に、本発明では、かかる強磁性トンネル接合に対して約２００°Ｃ〜約３００°Ｃ、より好ましくは約３００°Ｃの温度で熱処理を行うことにより、トンネル接合を安定化することが可能になる。 これは、前記トンネル酸化膜を担持する金属層を、酸素に対する結合エネルギが前記第１の強磁性層の酸素に対する結合エネルギよりも大きいような金属元素により形成した場合、熱処理の結果、前記第１の強磁性層表面の酸素が前記金属層にＡｌＯ _x等の形で吸収されることにより、接合の特性が向上することによるものと考えられる。

【００２６】図１（Ａ），（Ｂ）は、本発明において磁気ヘッドあるいは磁気センサにつかわれる強磁性トンネル接合２０を示すそれぞれ平面図および断面図である。
最初に図１（Ｂ）の断面図を参照するに、強磁性トンネル接合２０はＳｉＯ ₂膜２０Ｂで覆われたＳｉ基板２０
Ａ上に形成されており、図２３（Ａ），（Ｂ）に示した下側強磁性層１６Ａに対応し、下側強磁性層２１Ａを構成する厚さが１７．１ｎｍのＮｉＦｅ層２１Ａ ₁とその上の厚さが３．３ｎｍのＣｏ層２１Ａ ₂と、図２３
（Ａ），（Ｂ）に示した絶縁障壁層１６Ｃに対応する絶縁障壁層２１Ｃと、図２３（Ａ），（Ｂ）に示した上側強磁性層１６Ｂに対応し、上側強磁性層２１Ｂを構成する厚さが３．３ｎｍのＣｏ層２１Ｂ ₁とその上の厚さが１７．１ｎｍのＮｉＦｅ層２１Ｂ ₂とを含み、さらに前記ＮｉＦｅ層２１Ｂ ₂上に反強磁性を有するＦｅＭｎ層２２が、上側強磁性層２１Ｂの磁化方向をピニングするために形成されている。 さらに、前記ＦｅＭｎ層２２上には別のＮｉＦｅ層２３が８．６ｎｍの厚さに形成されている。

【００２７】図１（Ａ）の平面図を参照するに、前記下側強磁性層２１Ａと前記上側強磁性層２１Ｂとは図１
（Ａ）の平面図上で交差する導体ストリップを形成しており、交点に対応して前記絶縁障壁層２０Ｃが形成されている。 また、ＦｅＭｎ層２２およびその上のＮｉＦｅ
層２３は上側磁性層２１Ｂと同一形状にパターニングされている。 前記下側強磁性層２１Ａと上側強磁性層２１
Ｂとの間には電流源により駆動電流が流され、間に生じる電位差を検出することにより絶縁障壁層２１Ｃのトンネル抵抗が測定される。 前記上側強磁性層２１Ｂの磁化方向は反強磁性層２２により固定されているのに対し、
下側強磁性層２１Ａの磁化方向は外部磁場により変化するため、絶縁障壁層２１Ｃのトンネル抵抗は外部磁場により変化する。

【００２８】図２は、図１（Ａ），（Ｂ）の強磁性トンネル接合構成において前記絶縁障壁層２０Ｃを前記強磁性層２０Ａ上に形成したＡｌ膜により形成し、その表面に自然酸化によりトンネル酸化膜を形成した場合の磁気抵抗変化率を、前記Ａｌ膜の厚さを様々に変化させながら求めた実験結果を示す。 図２を参照するに、自然酸化させたＡｌ膜２１Ｃは表面にＡｌ ₂ Ｏ ₃自然酸化膜をトンネル酸化膜として担持し、このため組成が一般にＡｌ
Ｏ _xと表されるが、膜２１Ｃの厚さが０．５ｎｍから１．７ｎｍの間では、おおよそ１０〜１５％の非常に大きい磁気抵抗変化率が得られていることがわかる。 前記Ａｌ ₂ Ｏ ₃自然酸化膜は、典型的には前記Ａｌ膜２１Ｃ
の表面を１００時間以上自然酸化することで形成される。 Ａｌ膜２１Ｃの自然酸化が１００時間未満だと、Ａ
ｌ ₂ Ｏ ₃トンネル酸化膜の形成が不安定になり、接合に短絡が生じやすい。

【００２９】一方、Ａｌ膜２１Ｃの厚さが前記１．７ｎ
ｍを超えて２．１ｎｍに達すると、磁気抵抗変化率は急激に５％あるいはそれ以下にまで低下してしまう。 これは、非磁性金属であるＡｌ膜の厚さが過大になり、通過する電子のトンネリングが電子のスピン状態如何によらず高い確率で生じるようになるためと考えられる。 一方、前記Ａｌ膜２１Ｃの厚さがＡｌ ₂ Ｏ ₃膜の厚さに換算して１分子層になる０．５ｎｍ（５Å）以下になるとトンネル酸化膜の形成が不安定になり、先に延べたように接合が短絡しやすい問題が生じる。 このことから、図１（Ａ），（Ｂ）の強磁性トンネル接合２０は、絶縁障壁層２１Ｃの厚さを約０．５ｎｍ以上で約１．７ｎｍ以下に設定するのが好ましいことが結論される。

【００３０】図２の実験結果は、一方で強磁性トンネル接合２０の磁気抵抗変化率が大きくばらついていることを示している。 これに対して、本出願の基礎になる研究において、本発明の発明者は強磁性トンネル接合２０を真空雰囲気中、様々な温度で加熱処理し、磁気抵抗変化率を測定した。 図３は、かかる加熱処理した強磁性トンネル接合の磁気抵抗変化率を示す。 熱処理は、各温度のおいて、１×１０ ^-5 Ｔｏｒｒの真空中、１時間行った。

【００３１】図３を参照するに、熱処理温度が室温から２００°Ｃの範囲の場合、大部分の試料において５〜１
０％の磁気抵抗変化率が得られたが、熱処理温度を２０
０°Ｃ〜３００°Ｃに設定した場合、一部の試料の磁気抵抗変化率は１５〜２０％まで増大したのに対し、一部の試料の磁気抵抗変化率は０％近くまで減少する結果が得られた。 さらに、熱処理温度を３００°Ｃ以上まで上昇させると、すべての試料において磁気抵抗変化率が減少するのがわかる。

【００３２】さらに、図３の実験において２００°Ｃ〜
３００°Ｃの温度範囲での熱処理により磁気抵抗変化率が増大した試料について、電流値を５ｍＡとした通電試験を行ったところ、１０日間経過しても短絡や磁気抵抗変化率の減少等の不良の発生率が２％程度にしか過ぎないことが確認された。 一方、熱処理前の試料について同様な通電試験を行ったところ、不良の発生率は３２％程度に達していることがわかった。 このことから、前記２
００°Ｃ〜３００°Ｃの温度における熱処理で磁気抵抗変化率が低下した試料は、接合形成直後にすでに潜在的欠陥を含んでいたものと考えられる。 このことは、かかる２００°Ｃ〜３００°Ｃでの熱処理を行うことにより、良品の強磁性トンネル接合磁気センサの磁気抵抗変化率を最大化し、同時に不良品を選別することができることを意味している。

【００３３】図４（Ａ）は、加熱処理を行わない強磁性トンネル接合２０に対して外部磁場Ｈを印加した場合の磁気抵抗変化率および磁気抵抗Ｒの変化を示す。 図４
（Ａ）を参照するに、図中に二つの曲線が示されているのは、磁気抵抗Ｒの変化が、外部磁場Ｈを−１００Ｏｅ
から＋１００Ｏｅまで変化させた場合と＋１００Ｏｅからー１００Ｏｅまで変化させた場合とで異なる理由による。 図４（Ａ）よりわかるように、加熱処理を行わない強磁性トンネル接合２０では、図３の結果に対応して１
０〜１１％程度の磁気抵抗変化率が達成されている。

【００３４】これに対し、図４（Ｂ）は強磁性トンネル接合２０に３００°Ｃの加熱処理を行った場合の磁気抵抗変化率および磁気抵抗Ｒの変化を示す。 図４（Ａ）と同様に、図４（Ｂ）においても外部磁場を−１００Ｏｅ
から＋１００Ｏｅまで変化させた場合の曲線と外部磁場を＋１００Ｏｅから−１００Ｏｅまで変化させた場合の曲線とが示されている。

【００３５】図４（Ｂ）の結果では、３００°Ｃにおける加熱処理の結果、磁気抵抗変化率が図４（Ａ）の１０
〜１１％に対して２３〜２４％と、約２倍にまで増大していることがわかる。 図３あるいは図４（Ａ），（Ｂ）
に見られる強磁性トンネル接合の加熱処理による磁気抵抗変化率の向上は、従来予期されていたものとは逆になっているが、おそらく図５（Ａ），（Ｂ）に示すメカニズムによるものと考えられる。

【００３６】図５（Ａ）を参照するに、一般に下側強磁性層２１Ａの一部をなすＣｏ層２１Ａ ₂の表面には、スパッタリングの工程、特に磁性層２１Ａのパターニングに関連してごく薄い非磁性のＣｏ自然酸化膜が形成されるのが不可避であると考えられるが、この上に金属Ａｌ
層２１Ｃを形成し、その表面を自然酸化してＡｌＯ _x層とした場合、Ａｌと酸素の結合エネルギはＣｏと酸素の結合エネルギよりも大きいため、強磁性トンネル接合２
０を２００°Ｃ〜３００°Ｃの温度で加熱処理した場合、Ｃｏ層２１Ａ ₂中のＣｏ自然酸化膜から酸素がＡｌ
層２１Ｃに移動し、結果的に図５（Ｂ）に示すようにＣ
ｏ層２１Ａ ₂中の酸素濃度が減少すると考えられる。 また、前記Ａｌ層２１Ｃ上にはＣｏ層２１Ｂ ₁が形成されるが、同様な酸素結合エネルギの差異により、酸素がＡ
ｌＯ _x層２１ＣからＣｏ層２１Ｂ ₁に移動してその磁気特性を劣化させる問題は生じない。 かかる酸素の移動が生じるには、図５（Ａ）の加熱処理前の段階で、前記Ｃ
ｏ層２１Ａ ₂に金属Ａｌが接触する必要があり、このため前記ＡｌＯ _x層２１Ｃの下部には金属Ａｌが残留していることが必要である。 一方、図５（Ｂ）の加熱処理後の段階では、ＡｌＯ _x層２１Ｃの下部において、Ｃｏ層２１Ａ ₂から移動した酸素により酸素濃度が増大する傾向が見られると考えられる。

【００３７】この場合にも、前記ＡｌＯ _x層２１Ｃ全体の厚さを薄く、例えば先に説明したように１．７ｎｍ以下に設定しておくことにより、ＡｌＯ _x層２１Ｃ全体が酸化され、ＡｌＯ _x層２１Ｃ中に非磁性Ａｌ層が残留することによる強磁性トンネル接合磁気センサの特性の劣化が回避される。 一方、図６に示すように、加熱処理前の段階においてＡｌＯ _x層２１Ｃ全体が酸化していた場合には、加熱処理の結果ＡｌＯ _x層２１Ｃから酸素がＣ
ｏ層２１Ａ ₂中に侵入してしまい、Ｃｏ層２１Ａ ₂の磁気特性が劣化してしまう。

【００３８】また、加熱処理の温度が高すぎると、Ａｌ
Ｏ _x層２１Ｃから隣接するＣｏ層２１Ａ ₂あるいは２１
Ｂ ₁にＡｌが拡散してしまい、固溶体形成により磁気特性が劣化する。

【００３９】

【発明の実施の形態】［第１実施例］図７は、本発明の第１実施例による強磁性トンネル接合磁気センサ３０の構成を示す。 図７を参照するに、強磁性トンネル接合磁気センサ３０は先に説明した強磁性トンネル接合磁気センサ２０と実質的に同一の構成を有し、厚さが約３ｎｍ
のＳｉＯ ₂膜３１Ａで覆われたＳｉ基板３１と、前記Ｓ
ｉ基板３１上に形成され、磁気センサ３０の下側強磁性層３０Ａの一部を構成する厚さが１７．１ｎｍのＮｉＦ
ｅ層３２Ａとその上の厚さが３．３ｎｍの、同じく下側強磁性層３０Ａの一部を構成するＣｏ層３２Ｂと、前記Ｃｏ層３２Ｂ上に形成された絶縁障壁層３０Ｃと、前記絶縁障壁層３０Ｃ上に形成され、上側強磁性層３０Ｂの一部を構成する厚さが３．３ｎｍのＣｏ層３３Ａとその上の厚さが１７．１ｎｍの、同じく上側強磁性層３０Ｂ
の一部を構成するＮｉＦｅ層３３Ｂとを含み、さらに前記ＮｉＦｅ層３３Ｂ上には反強磁性を有するＦｅＭｎ層３４が、上側強磁性層３０Ｂの磁化方向をピニングするために形成されている。 さらに、前記ＦｅＭｎ層３４上には別のＮｉＦｅ層３５が８．６ｎｍの厚さに形成されている。

【００４０】ＮｉＦｅ強磁性層３２ＡおよびＣｏ強磁性層３２Ｂは前記ＳｉＯ ₂膜３１Ａ上にスパッタリングにより形成され、また前記絶縁障壁層３０Ｃは、前記Ｃｏ
強磁性層３２Ｂ上に金属Ａｌをスパッタリングにより堆積し、形成された金属Ａｌ層の表面を１００時間あるいはそれ以上自然酸化することにより形成される。 さらに、前記絶縁障壁層３０Ｃ上にＣｏ強磁性層３３ＡおよびＮｉＦｅ強磁性層３３Ｂを順次スパッタリングにより形成し、その上にＦｅＭｎ反強磁性層３４およびＮｉＦ
ｅ強磁性層３５を順次スパッタリングにより形成する。
スパッタリングの際、適当なマスクを使うことにより、
磁気センサ３０を、例えば図１（Ａ）に示したような、
任意の平面形状を有するように形成することができる。

【００４１】上側強磁性層３０Ｂおよび下側強磁性層３
０Ａの、絶縁障壁層３０Ｃに接する部分にＣｏ層３３Ａ
あるいは３２Ｂを使うのは、Ｃｏ層中における電子のスピン分極率がＮｉＦｅ層中におけるよりも高いためである。 また、前記下側強磁性層３０Ａを形成する場合、磁性層３２Ａおよび３２Ｂのスパッタリングは、図７中紙面に垂直方向に作用する外部磁場中において実行される。 一方、前記上側磁性層３０Ｂを形成する場合、磁性層３３Ａおよび３３Ｂのスパッタリングは、図７中、右から左あるいは左から右に作用する外部磁場を印加した状態で実行される。

【００４２】図７の構造の強磁性トンネル結合磁気センサ３０は、先に図４（Ａ）で説明したように、そのままでも１０％を超える磁気抵抗変化率を示すが、さらに真空雰囲気中において２００°Ｃ〜３００°Ｃの温度で熱処理することにより、先に図４（Ｂ）で説明したように、２０％を超える磁気抵抗変化率を安定して示すようになる。

【００４３】さらに、かかる２００°Ｃ〜３００°Ｃの温度で熱処理を行う場合には、前記反強磁性層３４として、ＦｅＭｎのかわりにＰｄＰｔＭｎ合金を使うことも可能である。 ＰｄＰｔＭｎ合金は２００°Ｃ程度の加熱処理では、強磁性層３３Ａおよび３３Ｂの磁化方向をピニングするに十分な交換結合磁界を発生することはできないが、３００°Ｃの加熱処理を行うと、合金内にＣｕ
Ａｕ−Ｉ型の規則格子構造が形成され、これに伴い２２
０Ｏｅに達する交換結合磁界が形成される。 前記規則格子の形成は、Ｘ線回折により確認されている。 ＰｄＰｔ
Ｍｎ合金は非常に大きな交換結合磁界を発生できるため、従来よりスピンバルブＧＭＲ磁気センサ等において有望なピニング層の材料として認識されていたが、この材料を加熱処理して所望の交換結合磁界を発生させるためには３００°Ｃ程度の高い温度が必要であり、従来の磁気センサでは使用することができなかった。 これに対し、本発明の強磁性トンネル結合磁気センサでは耐熱性が３００°Ｃ以上に達しているため、この有望な材料を問題なく使うことが可能になる。

【００４４】図８は、かかるトンネル接合磁気センサ３
０の磁場検出特性を示す。 図８を参照するに、磁気センサ３０は±６０Ｏｅの外部磁場強度変化に対応して２ｍ
Ｖに達する大きさの出力電圧を出力することができることがわかる。 ところで、図７の構造において、前記絶縁障壁層３０Ｃ中におけるトンネル酸化膜は自然酸化膜に限定されるものではなく、酸素プラズマ中におけるプラズマ酸化法によって形成してもよい。

【００４５】図９は、前記絶縁障壁層３０Ｃ中において、Ａｌ膜表面にＡｌ ₂ Ｏ ₃トンネル酸化膜を酸素プラズマ酸化により形成した場合の、絶縁障壁層３０Ｃのトンネル抵抗率を示す。 図９よりわかるように、プラズマ酸化時間を６０秒間以内に設定しておけば、実質的なトンネル電流が通過可能なトンネル酸化膜が絶縁障壁層４
０Ｃ中に形成される。 これに対し、プラズマ酸化時間をさらに延長すると、トンネル酸化膜の厚さが増大し、トンネル抵抗が増大してしまう。

【００４６】図１０は、前記Ａｌ ₂ Ｏ ₃トンネル酸化膜をプラズマ酸化により形成した場合のプラズマ酸化時間と得られる磁気抵抗変化率との関係を示す。 図１０を参照するに、強磁性トンネル接合磁気センサ３０の磁気抵抗変化率は、加熱処理を行わない場合にはプラズマ酸化時間が４０秒間程度でおおよそ１０〜１５％、プラズマ酸化時間が１２０秒間程度でおおよそ１〜７％であるのに対し、３００°Ｃで加熱処理を行った場合、４０秒間のプラズマ酸化で２０〜２５％まで増大することがわかる。 一方、前記３００°Ｃで加熱処理を行った場合、プラズマ酸化時間を４０秒以上とすると磁気抵抗変化率は急激に低下し、６０秒以上プラズマ酸化を行った場合には磁気抵抗変化率は５％以下にまで低下することがわかる。

【００４７】これは、Ａｌ膜のプラズマ酸化を４０秒間を超えて長時間行った場合、絶縁障壁層３０Ｃを構成するＡｌ膜の全体が酸化されてしまい、そのため先に図６
で説明したように３００°Ｃでの熱処理の結果、絶縁障壁層３０Ｃからその下のＣｏ強磁性層３２Ｂに酸素原子が拡散することを示していると考えられる。 一方、プラズマ酸化を４０秒間以内にした場合、前記絶縁障壁層３
０Ｃの下部には金属Ａｌが残存し、図５（Ａ），（Ｂ）
で説明したメカニズムによる酸素の、強磁性層３２Ｂ表面から絶縁障壁層３０Ｃへの移動が生じているものと考えられる。 ［第２実施例］先に図５（Ａ），（Ｂ）で説明したように、下側強磁性層の表面に薄いＣｏ酸化膜が形成されていても、絶縁障壁層の下部に金属Ａｌが残留している場合、加熱処理を行うとＣｏ酸化膜による磁気特性の劣化、より具体的にはトンネリングする電子のスピン分極率の劣化が補償され、磁気センサの特性が向上する。

【００４８】一方、このことはまた、適切な条件であれば、前記下側強磁性層と絶縁障壁層との間に薄い酸化膜を介在させてもよいことを意味している。 このような薄い酸化膜は絶縁障壁層中のＡｌと下側強磁性層中のＣｏ
とが相互拡散をするのを抑止する拡散防止層として作用する。 かかる拡散防止層を挿入することにより、強磁性トンネル接合磁気センサの特性を劣化させることなく、
磁気センサを安定に、高い歩留まりで製造できるようになると考えられる。

【００４９】図１１は本発明の第２実施例による強磁性トンネル接合磁気センサ４０の構成を示す。 図１１を参照するに、強磁性トンネル接合磁気センサ４０は、Ｓｉ
Ｏ ₂膜（図示せず）で覆われたＳｉ基板４１と、前記Ｓ
ｉ基板４１上に形成され、磁気センサ４０の下側強磁性層４０Ａの一部を構成する厚さが１７．１ｎｍのＮｉＦ
ｅ層４２Ａとその上の厚さが３．３ｎｍの、同じく下側強磁性層４０Ａの一部を構成するＣｏ層４２Ｂと、前記Ｃｏ層４２Ｂ上に形成されたＣｏ酸化膜４２Ｃとを含み、前記Ｃｏ酸化膜４２Ｃ上にはさらに強磁性トンネル接合磁気センサ４０の絶縁障壁層４０Ｃと、前記絶縁障壁層４０Ｃ上に形成され、強磁性トンネル接合磁気センサ４０の上側強磁性層４０Ｂの一部を構成する厚さが３．３ｎｍのＣｏ層４３Ａとその上の厚さが１７．１ｎ
ｍの、同じく上側強磁性層４０Ｂの一部を構成するＮｉ
Ｆｅ層４３Ｂとを含み、さらに前記ＮｉＦｅ層４３Ｂ上には反強磁性を有するＦｅＭｎ層４４が、上側強磁性層４０Ｂの磁化方向をピニングするために形成されている。 さらに、前記ＦｅＭｎ層４４上には別のＮｉＦｅ層４５が８．６ｎｍの厚さに形成されている。

【００５０】本実施例においても先の実施例と同様に、
磁性層４２Ａおよび４２Ｂ、あるいは磁性層４３Ａ，４
３Ｂ、さらに４４〜４５はスパッタリングにより形成される。 一方、絶縁障壁層４０Ｃは、Ａｌ膜をスパッタリングにより１．３ｎｍの厚さに形成し、さらにその表面を自然酸化あるいは酸素プラズマ酸化することにより実行される。 また、前記Ｃｏ酸化膜４２Ｃも、Ｃｏ層４２
Ｂの表面を自然酸化、熱酸化あるいはプラズマ酸化することにより形成される。 例えばＣｏ酸化膜４２Ｃを自然酸化により形成する場合、Ｃｏ層４２Ｂの表面を酸素雰囲気に約１時間暴露する。 このようにして形成されるＣ
ｏ酸化膜４２Ｃは必ずしもストイキオメトリックな組成ＣｏＯを有するものには限定されず、一般にＣｏＯ _xで表される組成のものも含む。

【００５１】先の実施例と同様、上側強磁性層４０Ｂおよび下側強磁性層４０Ａの、絶縁障壁層４０Ｃに接する部分にＣｏ層４３Ａあるいは４２Ｂを使うのは、Ｃｏ層中における電子のスピン分極率がＮｉＦｅ層中におけるよりも高いためである。 また、前記下側強磁性層４０Ａ
を形成する場合、磁性層４２Ａおよび４２Ｂのスパッタリングは、図１１中紙面に垂直方向に作用する外部磁場中において実行される。 一方、前記上側磁性層４０Ｂを形成する場合、磁性層４３Ａおよび４３Ｂのスパッタリングは、図１１中、右から左あるいは左から右に作用する外部磁場を印加した状態で実行される。

【００５２】Ｃｏ酸化膜４２Ｃを形成することにより、
Ｃｏ層４２Ｂとその上の絶縁障壁層４０Ｃ中の金属Ａｌ
膜との間の、Ａｌ原子およびＣｏ原子の相互拡散反応、
およびこれに伴う固溶体形成反応が効果的に抑止され、
特に磁気センサ４０の製造工程が加熱処理を含む場合に、磁気センサ４０を安定に、高い歩留まりで製造することが可能になる。

【００５３】図１２は、表面を自然酸化したＣｏ層上にＡｌ層を形成した構造を、５０°Ｃ〜３５０°Ｃの範囲の温度で加熱処理した場合のＣｏ層の磁化Ｍｓの変化を示す。 図１２を参照するに、この温度範囲の熱処理では、Ｃｏ層の磁化Ｍｓは実質的に変化しておらず、図２
４のＣｏ層とＡｌ層とが直接に接している場合に生じていたような、Ｃｏ原子とＡｌ原子の相互拡散は、Ｃｏ層上に自然酸化膜を形成するだけで、簡単に回避することができることを示している。

【００５４】図１１の構造の強磁性トンネル接合磁気センサ４０では強磁性層４２Ｂと強磁性層４３Ａとの間にＣｏＯ酸化膜４２Ｃが余計に追加されているため、電子のスピン分極率が低下し、その結果磁気センサの磁気抵抗変化率が低下してしまうことが懸念される。 しかし、
かかるスピン分極率の低下は、前記絶縁障壁層４０Ｃを構成するＡｌ層の厚さを１．７ｎｍ以下、例えば１．３
ｎｍ程度まで減少させることにより最小化することが可能である。

【００５５】さらに、先に図５（Ａ），（Ｂ）あるいは図１０で説明した熱処理に伴う酸素原子のＡｌ層への移動に伴い、図１１の構造において前記ＣｏＯ酸化膜４２
は厚さが減少し、また場合によっては消滅する可能性がある。 この場合には、図１０で説明した加熱に伴う抵抗変化率の減少でなく増大が、図１１の強磁性トンネル接合磁気センサ４０においても生じる。 実際、先に説明した図３の関係は、スパッタの際のマスク交換に伴い、図１（Ｂ）のＣｏ層２１Ａ ₂が大気に暴露され、表面に図１１の膜４２Ｃに対応するＣｏＯ自然酸化膜が形成された構造についてのものである。

【００５６】このように、図１１の強磁性結合磁気センサ４０は、Ｃｏ層４２Ｂ上にＣｏＯ膜４２Ｃを形成し、
さらに２００°Ｃ〜３００°Ｃの温度で熱処理を行うことにより、絶縁障壁層４０Ｃ中のＡｌとＣｏ層４２Ｂ中のＣｏとの相互拡散を抑止でき、しかも磁気抵抗変化率を最大にすることが可能である。 ［第３実施例］図１３は、本発明の第３実施例による強磁性トンネル接合磁気センサ５０の構成を示す。 ただし、図１３中先に説明した部分には同一の参照符号を付し、説明を省略する。

【００５７】図１３を参照するに、本実施例では、図１
１の絶縁障壁層４０Ｃを多数の絶縁障壁層４０Ｃ _a 〜４
０Ｃ _cに置き換える。 絶縁障壁層４０Ｃ _a 〜４０Ｃ _cの各々はＡｌ膜を堆積し酸化することにより形成されたＡ
ｌＯ _x膜よりなり、各々の厚さを０．４ｎｍ以下に設定する。 本実施例では、前記複数の絶縁障壁層４０Ｃ _a 〜
４０Ｃ _cを形成することにより、絶縁障壁層４０Ｃの内部まで、確実にＡｌＯ _xを形成することができ、絶縁障壁層４０Ｃの内部に未反応の金属Ａｌ層が残留することによる電子のスピン分極の劣化の問題を最小化することができる。

【００５８】また、前記複数の絶縁障壁層４０Ｃ _a 〜４
０Ｃ _cは同一の組成を有する必要はなく、例えば層４０
Ｃ _aおよび４０Ｃ _cをＡｌＯ _xにより形成し、層４０Ｃ
_bをＮｂＯ _xで形成するようにしてもよい。 また、前記複数の絶縁障壁層４０Ｃ _a 〜４０Ｃ _cの数は３層に限定されるものではなく、２層あるいは４層以上であってもよい。 ［第４実施例］ところで、図１１の強磁性トンネル接合磁気センサ４０では、先にも説明したように２００°Ｃ
〜３００°Ｃの温度で加熱処理を行うのが好ましいが、
このような加熱処理を行った場合、一般に図１４（Ａ）
に示す絶縁障壁膜４０Ｃを挟む一対の強磁性層４２，４
３に粒成長が生じ、図１４（Ｂ）に示すように粗粒化した構造に変化する。 このように粗粒化した構造では、強磁性層４２中の粗大化した結晶粒と強磁性層４３中の粗大化した結晶粒とが接触してしまい、トンネル接合が短絡してしまう問題が生じる。 実際、これが図３に示す加熱処理を行った場合に生じる素子不良の原因の一つと考えられる。

【００５９】これに対し、図１５は、上記の問題点を解決した、本発明の第４実施例による強磁性トンネル接合磁気センサ６０の構成を示す。 ただし、図１５中、先に説明した部分には同一の参照符号を付し、説明を省略する。 図１５を参照するに、本実施例では図１１の構造の強磁性層４２Ａおよび４３Ｂを、ＮｉＦｅ層の代わりに、厚さが約２ｎｍのＮｉＦｅ層と厚さが同じく約２ｎ
ｍのＦｅ層とを交互に、図示の例では５回積層した層構造４２Ａ'あるいは４３Ｂ'に置き換える。

【００６０】このような層構造では、図１６（Ａ），
（Ｂ）に示すように熱処理の前後で粒成長が抑制され、
図１４（Ｂ）に示すような粗大化した結晶粒によるトンネル接合の短絡の問題が回避される。 ただし、図１６
（Ａ），（Ｂ）中、図１６（Ａ）は加熱処理前の状態を、また図１６（Ｂ）が加熱処理後の状態を示す。 かかる層構造の結果、図１５の強磁性トンネル接合磁気センサ６０では、図３に示す２００〜３００°Ｃでの加熱処理の際の歩留まりが大きく向上する。 ［第５実施例］図１７は、本発明の第５実施例による強磁性トンネル接合磁気センサ７０の構成を示す。 ただし、先に説明した部分に対応する部分には同一の参照符号を付し、説明を省略する。

【００６１】図１７を参照するに、強磁性トンネル接合磁気センサ７０は図１５の強磁性トンネル接合磁気センサ６０と類似した構成を有するが、ＮｉＦｅ／Ｎｉ積層構造を有する強磁性層４３Ｂ'のかわりに、厚さが約１．５ｎｍのＣｏ層と厚さが約１．０ｎｍのＣｕ層とを交互に積層したＣｏ／Ｃｕ積層構造を有する強磁性層４
３Ｂ”を使う。

【００６２】強磁性層４３Ｂ”では、強磁性のＣｏ層と非磁性のＣｕ層との間に反強磁性的な交換相互作用が生じる。前記強磁性層４３Ｂ”は反強磁性ＦｅＭｎ層４４
に接して形成されているため、層４３Ｂ”中の磁化方向は前記反強磁性ＦｅＭｎ層４４により固定され、一方層４３Ｂ”はＣｏ強磁性層４３Ａの磁化方向を固定する。
また、前記層４３Ｂ”をＣｏ層とＣｕ層の積層構造にすることにより、図１６（Ａ），（Ｂ）で説明した強磁性層中における粒成長が抑止され、熱処理を行ってもトンネル接合の短絡が生じることがない。 ［第６実施例］図１８（Ａ），（Ｂ）は、本発明の第６
実施例による強磁性トンネル接合磁気センサ８０のそれぞれ平面図および正面図を示す。

【００６３】図１８（Ａ），（Ｂ）を参照するに、強磁性トンネル接合磁気センサ８０はＡｌ ₂ Ｏ ₃・ＴｉＣ基板８１上に形成され、図２０の磁気ヘッド１０の磁気シールド層１２に対応するＮｉＦｅあるいはＦｅＮ等よりなる下側磁気シールド層８２と、前記下側磁気シールド層８２上に形成され、図２０の磁気ヘッド１０の非磁性膜１３に対応するＡｌ ₂ Ｏ ₃ギャップ層８３と、前記Ａ
ｌ ₂ Ｏ ₃ギャップ層８３上に形成された、幅ＷＬが例えば０．８μｍの下側強磁性層８４を含む。 前記下側強磁性層８４は図７の強磁性層３０Ａあるいは図１１の強磁性層４０Ａに対応し、前記下側強磁性層８４の両側には、反強磁性ＣｏＣｒＰｔ層８５Ａ，８５Ｂが、電気的に接して形成されている。 前記反強磁性層８５Ａ，８５
Ｂは着磁されており、前記下側強磁性層８４の磁区構造を単磁区化する。

【００６４】さらに、前記反強磁性層８５Ａ，８５Ｂ上にはさらにＴａ，Ｔｉ，ＣｕあるいはＷ等よりなる電極パターン８６Ａ，８６Ｂがそれぞれ形成され、さらに前記電極パターン８６Ａ，８６Ｂおよび前記下側強磁性層８４を覆うように、先の実施例の絶縁障壁層３０Ｃあるいは４０Ｃに対応する絶縁障壁層８７が形成される。 さらに、前記絶縁障壁層８７上には、先の実施例の上側強磁性層３０Ｂあるいは４０Ｂに対応した上側強磁性層８
８が、典型的には０．５μｍの幅ＷＨで形成され、さらに前記上側強磁性層８８上にはＴａ，Ｔｉ，ＣｕあるいはＷよりなる上側電極８９が形成される。

【００６５】さらに、前記上側強磁性層８８および電極８９を覆うように、前記絶縁障壁層８７上にＡｌ ₂ Ｏ ₃
層９０を堆積し、その上に図２０の上側磁気シールドに対応するＮｉＦｅよりなる磁気シールド９１を形成する。 図１８（Ａ）に示すように、磁気センサ８０は磁気ヘッド中に組み込まれて磁気ディスク等の磁気記録媒体１００を走査し、磁化スポットの形で記録されている信号をピックアップする。 かかる再生動作の際には、前記電極８６Ａと上側電極８９との間に一定の電流を流し、
両電極間に生じる電圧を検出する。 あるいは前記別の下側電極８６Ｂと上側電極８９との間の電圧を検出してもよい。

【００６６】磁気センサ８０では、図１８（Ｂ）中線Ａ
−Ａ'に沿った断面が、先に説明した第１〜第５実施例のいずれに対応するものであってもよい。 ［第７実施例］図１９（Ａ）は本発明の第７実施例による磁気装置の内部構成を示す平面図であり、図中破線の左側は上部カバーを取り除いた状態を、また右側は多段構成の磁気ディスク組立体１１０の一部を構成する磁気ディスク１１１およびこれに協働するアーム組立体１１
２の構成を示す。

【００６７】図１９（Ａ）を参照するに、各々の磁気ディスク１１１は、図示していないモータにより駆動されるハブ１１１ａ上に固定されており、アーム組立体１１
２は枢回軸１１２ａ上に枢支されたアーム１１２ｂおよびアーム１１２ｂの自由端上に設けられた磁気ヘッド１
１２ｃを含む。 さらに、アーム１１２ｂ上の前記磁気ヘッド１１２ｃを担持する自由端と反対側の自由端にはボイスコイルモータ１１３の一部を形成するコイル１１２
ｄが、アーム１１２ｂの走査面に平行に巻回されている。 また、コイル１１２ｄの上下にはボイスコイルモータ１１３の他の部分を構成する磁石１１３ａ，１１３ｂ
が形成され、コイル１１２ｄを励起することによりアーム１１２を枢回軸１１２ａの回りで自在に枢回させることが可能である。 ボイスコイルモータ１１３は、アーム１１２ｂに担持された磁気ヘッド１１２ｃが磁気ディスク１１１上のシリンダないしトラック１１１ｂに追従するようにサーボ制御される。

【００６８】図１９（Ｂ）は図１９（Ａ）の磁気ディスク装置の内部構造を示す斜視図である。 図１９（Ｂ）を参照するに、磁気ディスク組立体１００は回転ハブ１１
１ａに共通に保持された複数の磁気ディスク１１１ ₁ ，
１１１ ₂・・・を含み、これに対応してアーム組立体１
１２も複数のアームの集合より構成されていることがわかる。 各々のアーム１１２ｂは枢回軸１１２ａの回りで枢回自在に保持された共通の回動部材１１２ｅ上に保持されており、部材１１２ｅの回動に伴って一斉に枢回する。 勿論、部材１１２ｅの回動はボイスコイルモータ１
１３の励起に対応して生じる。 また、磁気ディスク装置全体は気密封止された筐体１００Ａ中に収められている。

【００６９】本発明では前記磁気ヘッド１１２ｃ中の読み取りヘッドとして、先に説明した第１〜第６実施例のいずれかの強磁性トンネル接合磁気センサを使うことにより、非常に高密度の磁気記録再生が可能になる。 以上の各実施例において、前記絶縁障壁層を形成する金属はＡｌに限定されるものではなく、例えばＮｂ，ＨｆあるいはＺｒを使うことも可能である。

【００７０】以上、本発明を好ましい実施例について説明したが、本発明はかかる特定の実施例に限定されるものではなく、特許請求の範囲に記載した本発明の要旨内において様々な変形・変更が可能である。

【００７１】

【発明の効果】請求項１〜２３記載の本発明の特徴によれば、強磁性トンネル接合を使った磁気センサあるいは磁気ヘッドにおいて、トンネル絶縁膜を非磁性金属層の酸化により形成し、その際前記非磁性金属層の厚さを約１．７ｎｍ以下に減少させることにより、前記トンネル接合を通過する電子流におけるスピン分極率の劣化が抑制され、高い磁気抵抗変化率が得られる。 特に、前記非磁性金属層として、その下の強磁性層の酸素に対する結合エネルギよりも大きい結合エネルギを酸素に対して有するような金属元素を選択することにより、強磁性トンネル接合を２００°Ｃ〜３００°Ｃの範囲の温度で熱処理した場合、前記非磁性金属層が前記下側の強磁性層から酸素を吸収するため、スピン分極率の劣化がさらに改善され、得られる磁気抵抗変化率がさらに増大する。 また、本発明による強磁性トンネル接合磁気センサは耐熱性を有し、このためレジスト層のリフロー工程を含む磁気ヘッドの製造工程においても特性が劣化することがない。 さらに、耐熱性が優れているため、本発明の強磁性トンネル接合磁気センサあるいは磁気ヘッドでは、トンネル絶縁膜上の上側強磁性層の磁化方向を固定するのに、高温熱処理を必要とする反強磁性体を使っても問題が生じない。

【図面の簡単な説明】

【図１】（Ａ），（Ｂ）は本発明の強磁性トンネル接合磁気センサの原理を説明する図（その１）である。

【図２】本発明の強磁性トンネル接合磁気センサの原理を説明する図（その２）である。

【図３】本発明の強磁性トンネル接合磁気センサの原理を説明する図（その３）である。

【図４】（Ａ），（Ｂ）は本発明の強磁性トンネル接合磁気センサの原理を説明する図（その４）である。

【図５】（Ａ），（Ｂ）は本発明の強磁性トンネル接合磁気センサの原理を説明する図（その５）である。

【図６】本発明の強磁性トンネル接合磁気センサの原理を説明する図（その６）である。

【図７】本発明の第１実施例による強磁性トンネル接合磁気センサの構成を示す図である。

【図８】図７の強磁性トンネル接合磁気センサの動作特性を示す図である。

【図９】図７の強磁性トンネル接合磁気センサにおいて、トンネル酸化膜をプラズマ酸化により形成した場合のトンネル抵抗率を示す図である。

【図１０】図９のトンネル酸化膜を含む強磁性トンネル接合において加熱処理を行った場合の抵抗変化率を示す図である。

【図１１】本発明の第２実施例による強磁性トンネル接合磁気センサの構成を示す図である。

【図１２】図１１の強磁性トンネル接合磁気センサにおける拡散障壁層の効果を示す図である。

【図１３】本発明の第３実施例による強磁性トンネル接合磁気センサの構成を示す図である。

【図１４】（Ａ），（Ｂ）は、強磁性トンネル接合磁気センサにおいて加熱処理を行った場合の粒成長、およびそれに伴う問題点を説明する図である。

【図１５】本発明の第４実施例による強磁性トンネル接合磁気センサの構成を示す図である。

【図１６】（Ａ），（Ｂ）は、図１５の強磁性トンネル接合磁気センサにおいて得られる、粒成長の抑制効果を説明する図である。

【図１７】本発明の第５実施例による強磁性トンネル接合磁気センサの構成を示す図である。

【図１８】（Ａ），（Ｂ）は、本発明の第５実施例による強磁性トンネル接合磁気センサの構成を示す図である。

【図１９】（Ａ），（Ｂ）は、本発明の強磁性トンネル接合磁気センサを使った磁気ヘッドを有する磁気記録／
再生装置の構成を示す。

【図２０】従来の磁気ヘッドの構造を示す図である。

【図２１】（Ａ）〜（Ｃ）は、図２０の磁気ヘッドの製造工程を説明する図（その１）である。

【図２２】（Ｄ）〜（Ｅ）は、図２０の磁気ヘッドの製造工程を説明する図（その２）である。

【図２３】（Ａ），（Ｂ）は従来の強磁性トンネル接合の原理を説明する図である。

【図２４】従来の強磁性トンネル接合磁気センサにおいて生じていた、金属元素の相互拡散の問題を説明する図である。

【符号の説明】

１０，１０３ 磁気ヘッド １１，８１ 基板 １２，８２ 下側磁気シールド １３，８３，９０ 絶縁層 １４，９１ 上側磁気シールド １５ 読み取りギャップ １６ 磁気センサ １６Ａ，２１Ａ，３０Ａ，４０Ａ，８４ 下側強磁性層 １６Ｂ，２１Ｂ． ３０Ｂ，４０Ｂ，８８ 上側強磁性層 １６Ｃ，２１Ｃ，３０Ｃ，４０Ｃ，４０Ｃ _a ，４０
Ｃ _b ，４０Ｃ _c ，８７ 絶縁障壁層 １７，１７Ａ，１７Ｂ レジスト層 １７Ｃ コイルパターン １８ 磁極 １９ 書き込みギャップ、絶縁膜 ２０，３０，４０，５０，６０，７０，８０ 強磁性トンネル接合磁気センサ ２０Ａ，３１，４１ 基板 ２０Ｂ，３１Ａ 酸化膜 ２１Ａ ₁ ，３２Ａ，４２Ａ ＮｉＦｅ層 ２１Ａ ₂ ，３２Ｂ，４２Ｂ Ｃｏ層 ２１Ｂ ₁ ，３３Ａ，４３Ａ Ｃｏ層 ２１Ｂ ₂ ，３３Ｂ，４３Ｂ ＮｉＦｅ層 ２２，４４ 反強磁性層 ２３，４５ ＮｉＦｅ層 ４２Ａ'，４３Ｂ' ＮｉＦｅ／Ｆｅ層 ４３Ｂ” Ｃｏ／Ｃｕ層 ８５Ａ，８５Ｂ ＣｏＣｒＰｔ層 ８６Ａ，８６Ｂ 下側電極 ８９ 上側電極 １０１ 磁気ディスク １０２ 駆動軸 １０４ スイングアーム １０５ ボイスコイルモータ

─────────────────────────────────────────────────────

【手続補正書】

【提出日】平成１０年１０月１６日

【手続補正１】

【補正対象書類名】明細書

【補正対象項目名】特許請求の範囲

【補正方法】変更

【補正内容】

【特許請求の範囲】

【手続補正２】

【補正対象書類名】明細書

【補正対象項目名】００２４

【補正方法】変更

【補正内容】

【００２４】

【課題を解決するための手段】 本発明は、上記の課題
を、請求項１に記載したように、第１の強磁性層と、前
記第１の強磁性層上に形成され、トンネル酸化膜を含む
絶縁障壁層と、前記絶縁障壁層上に形成された第２の強
磁性層とを備えた強磁性トンネル接合磁気センサにおい
て、前記絶縁障壁層は金属層を含み、前記トンネル酸化
膜は前記金属層表面上に、前記金属層を構成する金属元
素の酸化物により形成されており、さらに、前記絶縁障
壁層と前記第１の強磁性層との間に、トンネル電流を通
過させる厚さの拡散防止層を含むことを特徴とする強磁
性トンネル接合磁気センサにより、または請求項２に記
載したように、前記金属元素はＡｌ，Ｈｆ，Ｚｒおよび
Ｎｂより選ばれることを特徴とする請求項１記載の強磁
性トンネル接合磁気センサにより、または請求項３に記
載したように、前記トンネル酸化膜は、前記金属層の自
然酸化膜であることを特徴とする請求項１または２記載
の強磁性トンネル接合磁気センサにより、または請求項
４に記載したように、前記トンネル酸化膜は、前記金属
層のプラズマ酸化膜であることを特徴とする請求項１ま
たは２記載の強磁性トンネル接合磁気センサにより、ま
たは請求項５に記載したように、前記金属層は酸素を、
前記第１の強磁性層と接する境界面近傍において、前記
金属層内部よりも酸素濃度が増大するようなプロファイ
ルで含むことを特徴とする請求項１〜４のうち、いずれ
か一項記載の強磁性トンネル接合磁気センサにより、ま
たは請求項６に記載したように、前記金属層を構成する
金属元素の酸素に対する結合エネルギは、前記第１およ
び第２の強磁性層を構成する金属元素の酸素に対する結
合エネルギよりも実質的に大きいことを特徴とする請求
項１〜５のうち、いずれか一項記載の強磁性トンネル接
合磁気センサにより、または請求項７に記載したよう
に、前記拡散防止層は、前記第１の強磁性層表面に形成
された酸化膜よりなることを特徴とする請求項１記載の
強磁性トンネル接合磁気センサにより、または請求項８
に記載したように、前記絶縁障壁層は、複数の金属層
と、対応する複数のトンネル酸化膜を含み、互いに隣接
する前記金属層は、異なった金属元素よりなることを特
徴とする請求項１〜７のうち、いずれか一項記載の強磁
性トンネル接合磁気センサにより、または請求項９に記
載したように、前記第１および第２の強磁性層の少なく
とも一方は、複数の磁性膜の積層を含み、前記積層中、
隣接する磁性膜は組成が異なることを特徴とする請求項
１〜８のうち、いずれか一項記載の強磁性トンネル接合
磁気センサにより、または請求項１０に記載したよう
に、前記第１および第２の強磁性層の一方に隣接して、
反強磁性層を含むことを特徴とする請求項１〜９のう
ち、いずれか一項記載の強磁性トンネル接合磁気センサ
により、または請求項１１に記載したように、前記反強
磁性層は、Ｐｄ，Ｐｔ，Ｍｎ，ＩｒおよびＲｈのうち、
少なくとも二つの元素を含むことを特徴とする請求項１
０記載の強磁性トンネル接合磁気センサにより、または
請求項１２に記載したように、前記反強磁性層を構成す
る反強磁性材料は、ＣｕＡｕ−Ｉ型の規則格子相を形成
することを特徴とする請求項１０または１１記載の強磁
性トンネル接合磁気センサにより、または請求項１３に
記載したように、請求項１〜１２のいずれか一項記載の
磁気センサを含む強磁性トンネル接合磁気ヘッドによ
り、または請求項１４に記載したように、磁気記録媒体
と、前記磁気記録媒体を走査する磁気ヘッドとを備えた
磁気記録／再生装置において、前記磁気ヘッドは請求項
１〜１２のいずれか一項記載の強磁性トンネル接合磁気
センサを含むことを特徴とする磁気記録／再生装置によ
り、または請求項１５に記載したように、第１の強磁性
層と、前記第１の強磁性層上に形成され、トンネル酸化
膜を含む絶縁障壁層と、前記絶縁障壁層上に形成された
第２の強磁性層とを備えた強磁性トンネル接合磁気セン
サの製造方法において、前記第１の強磁性層を形成する
工程と；前記第１の強磁性層上に拡散防止層を形成する
工程と；前記拡散防止層上に金属層を堆積する工程と；
前記金属層の表面を酸化して、前記金属層上に前記トン
ネル酸化膜を形成する工程と；前記酸化した金属層の表
面に前記第２の強磁性層を形成する工程とを含むことを
特徴とする強磁性トンネル接合磁気センサの製造方法に
より、または請求項１６に記載したように、前記金属層
の表面を酸化する工程は、前記金属層が前記トンネル酸
化膜の下に残るように実行され、前記金属層の表面を酸
化する工程の後、さらに前記金属層を２００°Ｃ〜３０
０°Ｃの間の温度範囲において熱処理する工程を含むこ
とを特徴とする請求項１５記載の強磁性トンネル接合磁
気センサの製造方法により、または請求項１７に記載し
たように、前記熱処理は約３００°Ｃの温度において実
行されることを特徴とする請求項１６記載の強磁性トン
ネル接合磁気センサの製造方法により、または請求項１
８に記載したように、前記熱処理は、真空中において実
行されることを特徴とする請求項１６または１７記載の
強磁性トンネル接合磁気センサの製造方法により、また
は請求項１９に記載したように、前記トンネル酸化膜を
形成する工程は、前記金属層の表面を自然酸化する工程
を含むことを特徴とする請求項１５〜１８のうち、いず
れか一項記載の強磁性トンネル接合磁気センサの製造方
法により、または請求項２０に記載したように、前記ト
ンネル酸化膜を形成する工程は、前記金属層の表面をプ
ラズマ酸化する工程を含むことを特徴とする請求項１５
〜１８のうち、いずれか一項記載の強磁性トンネル接合
磁気センサの製造方法により、または請求項２１に記載
したように、前記拡散防止層を形成する工程は、前記金
属層を形成する工程に先立ち、前記第１の強磁性層の表
面に酸化膜を、前記酸化膜を通る電子のトンネリングが
可能な程度の厚さに形成することを特徴とする請求項１
５〜２０のうち、いずれか一項記載の強磁性トンネル接
合磁気センサの製造方法により、または請求項２２に記
載したように、前記酸化膜はプラズマ酸化により形成さ
れることを特徴とする請求項２１記載の強磁性トンネル
接合磁気センサの製造方法により、解決する。

【手続補正３】

【補正対象書類名】明細書

【補正対象項目名】００２９

【補正方法】変更

【補正内容】

【００２９】一方、Ａｌ膜２１Ｃの厚さが前記１．７ｎ
ｍを超えて２．１ｎｍに達すると、磁気抵抗変化率は急激に５％あるいはそれ以下にまで低下してしまう。 これは、非磁性金属であるＡｌ膜の厚さが過大になり、通過する電子のトンネリングが電子のスピン状態如何によらず高い確率で生じるようになるためと考えられる。 一方、前記Ａｌ膜２１Ｃの厚さがＡｌ ₂ Ｏ ₃膜の厚さに換算して１分子層になる０．５ｎｍ（５Å）以下になるとトンネル酸化膜の形成が不安定になり、先に述べたように接合が短絡しやすい問題が生じる。 このことから、図１（Ａ），（Ｂ）の強磁性トンネル接合２０は、絶縁障壁層２１Ｃの厚さを約０．５ｎｍ以上で約１．７ｎｍ以下に設定するのが好ましいことが結論される。

【手続補正４】

【補正対象書類名】明細書

【補正対象項目名】００３０

【補正方法】変更

【補正内容】

【００３０】図２の実験結果は、一方で強磁性トンネル接合２０の磁気抵抗変化率が大きくばらついていることを示している。 これに対して、本出願の基礎になる研究において、本発明の発明者は強磁性トンネル接合２０を真空雰囲気中、様々な温度で加熱処理し、磁気抵抗変化率を測定した。 図３は、かかる加熱処理した強磁性トンネル接合の磁気抵抗変化率を示す。 熱処理は、各温度に
おいて、１×１０ ^-5 Ｔｏｒｒの真空中、１時間行った。

【手続補正５】

【補正対象書類名】明細書

【補正対象項目名】００４３

【補正方法】変更

【補正内容】

【００４３】さらに、かかる２００°Ｃ〜３００°Ｃの温度で熱処理を行う場合には、前記反強磁性層３４として、ＦｅＭｎのかわりにＰｄＰｔＭｎ合金を使うことも可能である。 ＰｄＰｔＭｎ合金は２００°Ｃ程度の加熱処理では、強磁性層３３Ａおよび３３Ｂの磁化方向をピニングするに十分な交換結合磁界を発生することはできないが、３００°Ｃの加熱処理を行うと、合金内にＣｕ
Ａｕ−Ｉ型の規則格子構造が形成され、これに伴い２２
０Ｏｅに達する交換結合磁界が形成される。 前記規則格子の形成は、Ｘ線回折により確認されている。 ＰｄＰｔ
Ｍｎ合金は非常に大きな交換結合磁界を発生できるため、従来よりスピンバルブＧＭＲ磁気センサ等において有望なピニング層の材料として認識されていたが、この材料を加熱処理して所望の交換結合磁界を発生させるためには３００°Ｃ程度の高い温度が必要であり、従来の磁気センサでは使用することができなかった。 これに対し、本発明の強磁性トンネル接合磁気センサでは耐熱性が３００°Ｃ以上に達しているため、この有望な材料を問題なく使うことが可能になる。

【手続補正６】

【補正対象書類名】明細書

【補正対象項目名】００５６

【補正方法】変更

【補正内容】

【００５６】このように、図１１の強磁性トンネル接合
磁気センサ４０は、Ｃｏ層４２Ｂ上にＣｏＯ膜４２Ｃを形成し、さらに２００°Ｃ〜３００°Ｃの温度で熱処理を行うことにより、絶縁障壁層４０Ｃ中のＡｌとＣｏ層４２Ｂ中のＣｏとの相互拡散を抑止でき、しかも磁気抵抗変化率を最大にすることが可能である。 ［第３実施例］図１３は、本発明の第３実施例による強磁性トンネル接合磁気センサ５０の構成を示す。 ただし、図１３中先に説明した部分には同一の参照符号を付し、説明を省略する。