磁阻效应元件
阅读：751发布：2020-05-16
专利汇可以提供磁阻效应元件专利检索，专利查询，专利分析的服务。并且本 发明 提供一种 磁阻效应 元件，具有固定强 磁性 层和自由强磁性层及由这些强磁性层夹持的阻挡层，且在自由强磁性层中使用 硼 B的添加量(b： 原子 ％)为21％≤b≤23％的CoFeB而构成。这样，在该磁阻效应元件中，在保持高MR比的同时 磁致伸缩 常数在磁致伸缩常数零附近不会急剧变化。，下面是磁阻效应元件专利的具体信息内容。
1.一种磁阻效应元件，具有固定强磁性层、自由强磁性层及由这些强磁 性层夹持的阻挡层，其特征在于：
所述自由强磁性层含有硼B的添加量(b：原子％)为21％≤b≤23％的 CoFeB；
所述阻挡层为横跨单晶或厚度方向不具有晶界的多晶结构的MgO层。
2.一种磁阻效应元件的制作方法，具有：
成膜第1强磁性层的第1步骤；
成膜单晶或横跨厚度方向不具有晶界的多晶结构的氧化镁的第2步骤；
成膜第2强磁性层的第3步骤；
其特征在于：
所述第1步骤和所述第3步骤中的一个为，成膜固定强磁性层的固定强 磁性层成膜步骤，
所述第1步骤和所述第3步骤的中的另一个为，成膜自由强磁性层，即 含有硼B的添加量(b：原子％)为21％≤b≤23％的CoFeB的层的自由强磁 性层成膜步骤。
3.根据权利要求2所述的磁阻效应元件的制作方法，具有：
在所述自由强磁性层、固定强磁性层、氧化镁成膜之后，进行退火的退 火步骤。
4.根据权利要求2所述的磁阻效应元件的制作方法，其特征在于：
在所述固定强磁性层成膜步骤中，成膜非结晶的固定强磁性层。
5.根据权利要求2所述的磁阻效应元件的制作方法，其特征在于：
在所述第2步骤中，通过使用MgO阴极的喷镀法成膜氧化镁。
技术领域
本发明涉及磁阻效应元件，特别涉及在磁头或存储器等器件中使用的、 在保持高MR比的同时将磁致伸缩常数抑制为较小的磁阻效应元件。
背景技术
磁阻效应元件使用在作为非易失性存储器而公知的MRAM(磁性随机存 储器)和磁头及磁传感器等上。该磁阻效应元件基本上具有包括固定强磁性 层/阻挡层/自由强磁性层的三层构造的膜构造。在两个强磁性层间流过电流 时，电阻在两个强磁性层的磁化为平行于层的相同的方向时较小(Rp)，在为 平行于层的相反的方向时较大(RA)。表示两个强磁性层的磁化方向所产生的 电阻变化的大小的是MR比，其定义如下：MR比(％)＝(RA-Rp)×100 ÷Rp。
在MRAM中，通过TMR元件的两个强磁性层的磁化方向的不同所产生 的电阻变化进行信息的读取、读出，所以MR比大可增大输出电压。
对于上述磁阻效应元件，本发明的发明者们通过将非结晶CoFeB用作自 由强磁性层，且在该阻挡层上横跨单晶或厚度方向使不具有晶界的高定向多 结晶构造(纤维质)的MgO膜成长，通过制成包括CoFeB(固定强磁性层) /MgO(中间层)/CoFeB(自由强磁性层)三层结构的膜结构，发现获得了 230％的高MR比。该事实在David D Diayaprawira与其他八人的“230％ room-temperature magnetoresistance in CoFeB/MgO/CoFeB magnetic tunnel junction”(美国物理学会，2005年2月23日在线发行)的文献中公开。
在磁头、存储器、磁传感器等器件中，磁致伸缩常数是为了使器件良好 地工作而应该进行管理的测定量之一。如果将磁性材料的膜应力设为σ、将 磁致伸缩常数设为λ、将饱和磁化设为Ms，则各向异性磁场Hk可由下式表 示：Hk＝3|λ|σ/Ms。
根据上式可知，在磁性材料的饱和磁化Ms为一定的条件下，当膜应力σ 和磁致伸缩常数λ变大时，由逆磁致伸缩效果使各向异性磁场Hk变大。
在磁头中，在自由强磁性层的膜面内方向施加数百Oe的偏压磁场进行工 作。由于逆磁致伸缩效应所产生的各向异性磁场Hk扰乱偏压磁场，所以要 求将逆磁致伸缩效应所产生的各向异性磁场Hk抑制为较小，在实用中理想 的是10Oe以下。通常，由于自由强磁性层所具有的应力σ为300MPa以下， 所以为使逆磁致伸缩效应所产生的各向异性磁场Hk为10Oe以下，需要使磁 致伸缩常数的值在±1.0×10-6以内。
对于上述文献中记载的磁阻效应元件，在测定自由强磁性层即CoFeB膜 的磁致伸缩常数时，可知其绝对值比1.0×10-6大很多。当自由强磁性层的磁 致伸缩常数的绝对值比1.0×10-6大时，对用该磁阻效应元件制作的器件的工 作产生不良影响，不能发挥所需的器件性能。因此，需要减小磁阻效应元件 的自由强磁性层的磁致伸缩常数。
于是，本发明的发明者们以减小磁阻效应元件的自由强磁性层的磁致伸 缩常数的观点，通过将已知磁致伸缩常数小的NiFe膜与自由强磁性层CoFeB 层叠，尝试测定成为两层的层压膜“CoFeB/NiFe”的磁致伸缩常数。根据这 点，虽然该层压膜的磁致伸缩常数与单层CoFeB的磁致伸缩常数比较为较低， 但下降程度不够，再者而且，得到了与单层CoFeB比较，MR比大幅下降的 结果。图7和图8表示变化层压膜“CoFeB/NiFe”的B添加量测定磁致伸缩 常数和MR比的结果。在图7的变化特性61中，当添加硼B时，可使磁致 伸缩常数的值下降到2.5×10-6左右，但不能使其进一步下降，且不能使磁致 伸缩常数的值比所需的1.0×10-6小。而且，当增加硼B的添加量时，在图8 的变化特性62中，MR比进一步下降，在B的添加量为20％时，MR比下降 到约23％。
在MRAM中，通过TMR元件的两个强磁性层的磁化方向的不同所产生 的电阻变化进行信息的读取、读出，所以MR比大可增大输出电压。
对于上述磁阻效应元件，本发明的发明者们通过将非结晶CoFeB用作自 由强磁性层，且在该阻挡层上横跨单晶或厚度方向使不具有晶界的高定向多 结晶构造(纤维质)的MgO膜成长，通过制成包括CoFeB(固定强磁性层) /MgO(中间层)/CoFeB(自由强磁性层)三层结构的膜结构，发现获得了 230％的高MR比。该事实在David D Diayaprawira与其他八人的“230％ room-temperature magnetoresistance in CoFeB/MgO/CoFeB magnetic tunnel junction”(美国物理学会，2005年2月23日在线发行)的文献中公开。
在磁头、存储器、磁传感器等器件中，磁致伸缩常数是为了使器件良好 地工作而应该进行管理的测定量之一。如果将磁性材料的膜应力设为σ、将 磁致伸缩常数设为λ、将饱和磁化设为Ms，则各向异性磁场Hk可由下式表 示：Hk＝3|λ|σ/Ms。
根据上式可知，在磁性材料的饱和磁化Ms为一定的条件下，当膜应力σ 和磁致伸缩常数λ变大时，由逆磁致伸缩效果使各向异性磁场Hk变大。
在磁头中，在自由强磁性层的膜面内方向施加数百Oe的偏压磁场进行工 作。由于逆磁致伸缩效应所产生的各向异性磁场Hk扰乱偏压磁场，所以要 求将逆磁致伸缩效应所产生的各向异性磁场Hk抑制为较小，在实用中理想 的是10Oe以下。通常，由于自由强磁性层所具有的应力σ为300MPa以下， 所以为使逆磁致伸缩效应所产生的各向异性磁场Hk为10Oe以下，需要使磁 致伸缩常数的值在±1.0×10-6以内。
对于上述文献中记载的磁阻效应元件，在测定自由强磁性层即CoFeB膜 的磁致伸缩常数时，可知其绝对值比1.0×10-6大很多。当自由强磁性层的磁 致伸缩常数的绝对值比1.0×10-6大时，对用该磁阻效应元件制作的器件的工 作产生不良影响，不能发挥所需的器件性能。因此，需要减小磁阻效应元件 的自由强磁性层的磁致伸缩常数。
于是，本发明的发明者们以减小磁阻效应元件的自由强磁性层的磁致伸 缩常数的观点，通过将已知磁致伸缩常数小的NiFe膜与自由强磁性层CoFeB 层叠，尝试测定成为两层的层压膜“CoFeB/NiFe”的磁致伸缩常数。根据这 点，虽然该层压膜的磁致伸缩常数与单层CoFeB的磁致伸缩常数比较为较低， 但下降程度不够，再者而且，得到了与单层CoFeB比较，MR比大幅下降的 结果。图7和图8表示变化层压膜“CoFeB/NiFe”的B添加量测定磁致伸缩 常数和MR比的结果。在图7的变化特性61中，当添加硼B时，可使磁致 伸缩常数的值下降到2.5×10-6左右，但不能使其进一步下降，且不能使磁致 伸缩常数的值比所需的1.0×10-6小。而且，当增加硼B的添加量时，在图8 的变化特性62中，MR比进一步下降，在B的添加量为20％时，MR比下降 到约23％。
发明内容
鉴于上述问题，本发明的目的在于提供一种在保持高MR比的同时将磁 致伸缩常数抑制为较小的磁阻效应元件。
本发明的其它目的理想的是提供一种在保持高MR比的同时磁致伸缩常 数的绝对值比1.0×10-6小的磁阻效应元件。
为实现上述目的，本发明的磁阻效应元件构成如下：
第一方案的磁阻效应元件，具有固定强磁性层、自由强磁性层及由这些 强磁性层夹持的阻挡层，且在自由强磁性层中使用硼B的添加量(b：原子％) 为21％≤b≤23％的CoFeB而构成。
第二方案的磁阻效应元件，具有固定强磁性层、自由强磁性层及由这些 强磁性层夹持的阻挡层，且在自由强磁性层中使用镍Ni的添加量(a：原子 ％)为5％≤a≤17％的CoNiFeB而构成。
第三方案的磁阻效应元件，在上述第一方案或第二方案基础上，其特征 在于，最好阻挡层包含MgO层。
根据本发明，在具有固定强磁性层、自由强磁性层及由这些强磁性层夹 持的阻挡层的磁阻效应元件中，在保持高MR比的同时，可将磁致伸缩常数 的值抑制为±1.0×10-6以内。
附图说明
本发明的上述目的及特征根据下述附图相关的优选实施例中的以下技术 而明晰。
图1是表示本发明的代表实施例的磁阻效应元件的层压结构的构成图。
图2是制作本实施例的磁阻效应元件的磁性多层膜制作装置的俯视图。
图3是表示本发明磁阻效应元件第一实施例的依赖于B的添加量的磁致 伸缩λ的变化特性的曲线图。
图4是表示本发明磁阻效应元件第一实施例的依赖于B的添加量的MR 比的变化特性的曲线图。
图5是表示本发明磁阻效应元件第二实施例的依赖于Ni的添加量的磁致 伸缩λ的变化特性的曲线图。
图6是表示本发明磁阻效应元件第二实施例的依赖于Ni的添加量的MR 比的变化特性的曲线图。
图7是表示以自由强磁性层作为层压膜“CoFeB/NiFe”的磁阻效应元件 的依赖于B的添加量的磁致伸缩λ的变化特性的曲线图。
图8是表示以自由强磁性层作为层压膜“CoFeB/NiFe”的磁阻效应元件 的依赖于B的添加量的MR比的变化特性的曲线图。
本发明的其它目的理想的是提供一种在保持高MR比的同时磁致伸缩常 数的绝对值比1.0×10-6小的磁阻效应元件。
为实现上述目的，本发明的磁阻效应元件构成如下：
第一方案的磁阻效应元件，具有固定强磁性层、自由强磁性层及由这些 强磁性层夹持的阻挡层，且在自由强磁性层中使用硼B的添加量(b：原子％) 为21％≤b≤23％的CoFeB而构成。
第二方案的磁阻效应元件，具有固定强磁性层、自由强磁性层及由这些 强磁性层夹持的阻挡层，且在自由强磁性层中使用镍Ni的添加量(a：原子 ％)为5％≤a≤17％的CoNiFeB而构成。
第三方案的磁阻效应元件，在上述第一方案或第二方案基础上，其特征 在于，最好阻挡层包含MgO层。
根据本发明，在具有固定强磁性层、自由强磁性层及由这些强磁性层夹 持的阻挡层的磁阻效应元件中，在保持高MR比的同时，可将磁致伸缩常数 的值抑制为±1.0×10-6以内。
附图说明
本发明的上述目的及特征根据下述附图相关的优选实施例中的以下技术 而明晰。
图1是表示本发明的代表实施例的磁阻效应元件的层压结构的构成图。
图2是制作本实施例的磁阻效应元件的磁性多层膜制作装置的俯视图。
图3是表示本发明磁阻效应元件第一实施例的依赖于B的添加量的磁致 伸缩λ的变化特性的曲线图。
图4是表示本发明磁阻效应元件第一实施例的依赖于B的添加量的MR 比的变化特性的曲线图。
图5是表示本发明磁阻效应元件第二实施例的依赖于Ni的添加量的磁致 伸缩λ的变化特性的曲线图。
图6是表示本发明磁阻效应元件第二实施例的依赖于Ni的添加量的MR 比的变化特性的曲线图。
图7是表示以自由强磁性层作为层压膜“CoFeB/NiFe”的磁阻效应元件 的依赖于B的添加量的磁致伸缩λ的变化特性的曲线图。
图8是表示以自由强磁性层作为层压膜“CoFeB/NiFe”的磁阻效应元件 的依赖于B的添加量的MR比的变化特性的曲线图。
具体实施方式
下面根据附图来说明本发明的优选实施例。
在图1中，该磁阻效应元件10中，在基板11上形成构成磁阻效应元件 10的例如十一层的多层膜。基板11是硅等的材料。磁阻效应元件10是为了 明白层压构造而描述，省略了左右两侧横向的延展部分。该十一层的多层膜， 从最下层的第一层到最上层的第十一层依次为“Ta”、“CuN”、“Ta”、 “PtMn”、“CoFe”、“Ru”、“CoFeB”、“Mg”、“MgO”、“CoFeB或 CoNiFeB”、“Ta”顺次层压为磁性膜等。从第一层(Ta：钽)到第三层的层 形成基层12。第四层(PtMn)是反强磁性层13。第五层到第七层(CoFe、 Ru及CoFeB)形成固定强磁性层14。第八层(Mg)和第九层(MgO：氧化 镁)是绝缘层(阻挡层)15且是隧道阻挡层。第十层(CoFeB或CoNiFeB) 是自由强磁性层16。
由第八层(Mg)和第九层(MgO)构成的阻挡层，由固定强磁性层(CoFeB) 和自由强磁性层(CoFeB或CoNiFeB)两个强磁性层夹持。
第十一层(Ta：钽)形成防氧化层17。
通过由上述的固定强磁性层和阻挡层及自由强磁性层构成的三层构造， 作为基本构造而形成了狭义上的磁阻效应元件。作为固定强磁性层的第七层 “CoFeB”已知为非结晶状态的强磁性体。作为隧道阻挡层的MgO层为使具 有横跨单晶或厚度方向不带晶界的高定向多晶构造(纤维质)而形成。
再者，在图1中，各层记载在括号内中的数值只表示各层的厚度，单位 是“埃”。该厚度是一个实例，并不限于此。
上述磁阻效应元件10是以隧道阻挡层为MgO层为基础的转动阀型磁隧 道结合元件。
接着，参照图2，概要地说明制造具有上述层压构造的磁阻效应元件10 的装置和制造方法。
图2是制作本实施例的磁阻效应元件的磁性多层膜制作装置的俯视图。 制作上述磁阻效应元件10的磁性多层膜制作装置20是簇型装置，具备基于 喷镀法等的多个成膜室。
磁性多层膜制作装置20中，运送室22周围设有例如三个成膜室27A、 27B、27C。各室间设有隔离两室且根据需要开关自如的门阀30。再者，在各 室中，设有未图示的真空排气装置、气体导入装置、电力供给机构等。磁性 多层膜制作装置20的成膜室27A、27B、27C的每个中通过喷镀法而在基板 上依次层积上述的各磁性膜。在上述中，例如，对阴极31的材料是“Ta”， 对阴极33的材料是“CoFeB”，对阴极35的材料是“Ni”。对阴极41的材料 是“PtMn”，对阴极42的材料是“CoFe”，对阴极43的材料是“Ru”。再者， 对阴极51的材料是“MgO”。
对于自由强磁性层16，在其为CoFeB膜的情况下通过使用“CoFeB”对 阴极33来喷镀而形成，在其为CoNiFeB的情况下通过同时使用钴铁硼 “CoFeB”对阴极和镍“Ni”对阴极来喷镀而形成。
在具有上述构成的磁性多层膜制作装置20中，利用各成膜室27A、27B、 27C，在基板上用喷镀法顺次形成图1所示的磁性多层膜。
在成膜室27A、27B、27C的每个中进行喷镀成膜结束的磁阻效应元件 10，在热处理炉中进行退火处理。此时，退火温度约为例如300℃，在例如 8kOe的磁场中，进行例如四小时的退火处理。这样，对磁阻效应元件10的 PtMn层进行所需磁化。
对上述自由强磁性层16的第一实施例的组成进行说明。将自由强磁性层 16的原子构成的构造(组成)表示为CoxFeyBb。此时，x、y、b是分别对应 的各原子钴Co、铁Fe、硼B的添加量(含有量)，用“原子％(at％)”表示。
在上述中，作为自由强磁性层16的CoxFeyBb的硼B的最佳添加量(b： 原子％)为21％≤b≤23％。
参照图3和图4来说明得到上述条件的理由。图3表示在具有上述多层 膜结构的磁阻效应元件10中磁致伸缩常数λ相对于自由强磁性层(第十层： “CoFeB”)16的硼B的添加量(横轴)的变化特性71。图4表示在上述磁 阻效应元件10中MR比(磁阻比：％)相对于自由强磁性层(第十层： “CoFeB”)16的硼B的添加量(横轴)的变化特性72。
在图3的变化特性71中，可看到，磁致伸缩常数λ的值在使硼B的添加 量增加时上升，并以硼B的添加量以10～15(原子％)作为峰值而转向减少。 而且，硼B的添加量约为22(原子％)，磁致伸缩常数的值为零(约4×10-8)， 再者，在增加硼B的添加量时，可看到磁致伸缩常数的值变为负。硼B的添 加量(b：原子％)为21％≤b≤23％时，可将磁致伸缩常数的值抑制在约±1.0+10-6 以内。
另一方面，在图4的变化特性72中，可知在硼B的添加量(b：原子％) 为21％≤b≤23％时，MR比的值取60～100％的较大值。
根据图3所示的变化特性71及图4所示的变化特性72，如各图的曲线 所示，通过使用使硼B的添加量(b)为21％≤b≤23％的含硼B的自由强磁性层 (CoFeB)16，在保持MR比为60％以上的高值的同时，可将磁致伸缩常数 λ的值抑制在±1.0×10-6以内。
接着，对自由强磁性层16的第二实施例的组成进行说明。将自由强磁性 层16的原子构成的结构(组成)表示为CoxNiaFeyBz。该情况下，a、x、y、 z是分别对应的各原子镍Ni、钴Co、铁Fe、硼B的添加量(含有量)，并以 “原子％(at％)”表示。
在上述中，作为自由强磁性层16的CoxNiaFeyBz的镍Ni的最佳添加量(a： 原子％)最好为5％≤a≤17％。
接着，参照图5和图6来说明上述条件得出的理由。图5是表示在具有 上述多层膜结构的磁阻效应元件10中磁致伸缩常数λ相对于自由强磁性层 (第十层：“CoNiFeB”)16的镍Ni的添加量(横轴)的变化特性81。图6 表示在磁阻效应元件10中MR比(磁阻比：％)相对于自由强磁性层(第十 层：“CoNiFeB”)16的镍Ni的添加量(横轴)的变化特性82。
在图6的变化特性82中，在镍Ni的添加量较小的情况下，MR比取比 100％大的值，MR比几乎没有下降。另一方面，在图5的变化特性81中， 磁致伸缩常数λ的值，在使镍Ni的添加量增加时，从Ni的添加量为0(原 子％)时的磁致伸缩常数的值(约2×10-6)逐渐下降。而且，镍Ni的添加 量是11(原子％)时，磁致伸缩常数的值为零(约4×10-8)。其后，磁致伸 缩常数的值变为负，镍Ni的添加量到达30(原子％)的值时，磁致伸缩常 数的值逐渐减小(作为负值增加)，下降到约-3×10-6。此外，可知，在磁 致伸缩为零的附近，对于镍Ni的添加量的变化，磁致伸缩λ的值平缓地变化。
根据图5所示的变化特性81及图6所示的变化特性82，如各图的曲线 所示，理想的是使用使镍Ni的添加量(a)为5％≤a≤17％的含该镍Ni的自由强 磁性层(CoNiFeB)。通过满足该条件，MR比保持在90～110％的高值，可 在该状态下将磁致伸缩常数λ的值在良好的控制性下抑制在±1.0×10-6以 内。在镍Ni的添加量不满5％时，磁致伸缩常数λ比+1.0×10-6大，在镍 Ni的添加量比17％大时，磁致伸缩常数λ成为比-1.0×10-6大的负值。
在上述实施例中，对阻挡层横垮单晶或厚度方向不具有晶界的高定向多 晶结构(纤维质)的MgO膜的实例进行了说明，但本发明并不限于此。即， 也可以不是单晶或高定向多晶构造，而是层状结晶、非结晶等。此外，阻挡 层也可以不是MgO膜，而是AlO膜或TiO膜。再者，在本实施例中，虽然 阻挡层是MgO/Mg，但阻挡层也可以是MgO单层。还有，磁阻效应元件10 的结构也不限于按固定强磁性层、阻挡层、自由强磁性层的顺序形成的底部 型结构，即使使用上下颠倒的按自由强磁性层、阻挡层、固定强磁性层的顺 序形成的顶部型结构，也能得到相等效果。
对于在以上实施例中说明的构成、形状、大小及配置关系，只不过是概 要地表示可理解和实施本发明，而且，对于数值及各构成的组成(材质)只 不过是例示。因此，本发明并不限定所说明的实施例，只要不脱离本专利请 求保护范围所示的技术思想，可进行各种变更。
本发明的公开内容涉及2005年9月27日提出的日本专利申请2005- 279559号所包括的主题，其公开内容通过明确地参照其整体而并入此处。
在图1中，该磁阻效应元件10中，在基板11上形成构成磁阻效应元件 10的例如十一层的多层膜。基板11是硅等的材料。磁阻效应元件10是为了 明白层压构造而描述，省略了左右两侧横向的延展部分。该十一层的多层膜， 从最下层的第一层到最上层的第十一层依次为“Ta”、“CuN”、“Ta”、 “PtMn”、“CoFe”、“Ru”、“CoFeB”、“Mg”、“MgO”、“CoFeB或 CoNiFeB”、“Ta”顺次层压为磁性膜等。从第一层(Ta：钽)到第三层的层 形成基层12。第四层(PtMn)是反强磁性层13。第五层到第七层(CoFe、 Ru及CoFeB)形成固定强磁性层14。第八层(Mg)和第九层(MgO：氧化 镁)是绝缘层(阻挡层)15且是隧道阻挡层。第十层(CoFeB或CoNiFeB) 是自由强磁性层16。
由第八层(Mg)和第九层(MgO)构成的阻挡层，由固定强磁性层(CoFeB) 和自由强磁性层(CoFeB或CoNiFeB)两个强磁性层夹持。
第十一层(Ta：钽)形成防氧化层17。
通过由上述的固定强磁性层和阻挡层及自由强磁性层构成的三层构造， 作为基本构造而形成了狭义上的磁阻效应元件。作为固定强磁性层的第七层 “CoFeB”已知为非结晶状态的强磁性体。作为隧道阻挡层的MgO层为使具 有横跨单晶或厚度方向不带晶界的高定向多晶构造(纤维质)而形成。
再者，在图1中，各层记载在括号内中的数值只表示各层的厚度，单位 是“埃”。该厚度是一个实例，并不限于此。
上述磁阻效应元件10是以隧道阻挡层为MgO层为基础的转动阀型磁隧 道结合元件。
接着，参照图2，概要地说明制造具有上述层压构造的磁阻效应元件10 的装置和制造方法。
图2是制作本实施例的磁阻效应元件的磁性多层膜制作装置的俯视图。 制作上述磁阻效应元件10的磁性多层膜制作装置20是簇型装置，具备基于 喷镀法等的多个成膜室。
磁性多层膜制作装置20中，运送室22周围设有例如三个成膜室27A、 27B、27C。各室间设有隔离两室且根据需要开关自如的门阀30。再者，在各 室中，设有未图示的真空排气装置、气体导入装置、电力供给机构等。磁性 多层膜制作装置20的成膜室27A、27B、27C的每个中通过喷镀法而在基板 上依次层积上述的各磁性膜。在上述中，例如，对阴极31的材料是“Ta”， 对阴极33的材料是“CoFeB”，对阴极35的材料是“Ni”。对阴极41的材料 是“PtMn”，对阴极42的材料是“CoFe”，对阴极43的材料是“Ru”。再者， 对阴极51的材料是“MgO”。
对于自由强磁性层16，在其为CoFeB膜的情况下通过使用“CoFeB”对 阴极33来喷镀而形成，在其为CoNiFeB的情况下通过同时使用钴铁硼 “CoFeB”对阴极和镍“Ni”对阴极来喷镀而形成。
在具有上述构成的磁性多层膜制作装置20中，利用各成膜室27A、27B、 27C，在基板上用喷镀法顺次形成图1所示的磁性多层膜。
在成膜室27A、27B、27C的每个中进行喷镀成膜结束的磁阻效应元件 10，在热处理炉中进行退火处理。此时，退火温度约为例如300℃，在例如 8kOe的磁场中，进行例如四小时的退火处理。这样，对磁阻效应元件10的 PtMn层进行所需磁化。
对上述自由强磁性层16的第一实施例的组成进行说明。将自由强磁性层 16的原子构成的构造(组成)表示为CoxFeyBb。此时，x、y、b是分别对应 的各原子钴Co、铁Fe、硼B的添加量(含有量)，用“原子％(at％)”表示。
在上述中，作为自由强磁性层16的CoxFeyBb的硼B的最佳添加量(b： 原子％)为21％≤b≤23％。
参照图3和图4来说明得到上述条件的理由。图3表示在具有上述多层 膜结构的磁阻效应元件10中磁致伸缩常数λ相对于自由强磁性层(第十层： “CoFeB”)16的硼B的添加量(横轴)的变化特性71。图4表示在上述磁 阻效应元件10中MR比(磁阻比：％)相对于自由强磁性层(第十层： “CoFeB”)16的硼B的添加量(横轴)的变化特性72。
在图3的变化特性71中，可看到，磁致伸缩常数λ的值在使硼B的添加 量增加时上升，并以硼B的添加量以10～15(原子％)作为峰值而转向减少。 而且，硼B的添加量约为22(原子％)，磁致伸缩常数的值为零(约4×10-8)， 再者，在增加硼B的添加量时，可看到磁致伸缩常数的值变为负。硼B的添 加量(b：原子％)为21％≤b≤23％时，可将磁致伸缩常数的值抑制在约±1.0+10-6 以内。
另一方面，在图4的变化特性72中，可知在硼B的添加量(b：原子％) 为21％≤b≤23％时，MR比的值取60～100％的较大值。
根据图3所示的变化特性71及图4所示的变化特性72，如各图的曲线 所示，通过使用使硼B的添加量(b)为21％≤b≤23％的含硼B的自由强磁性层 (CoFeB)16，在保持MR比为60％以上的高值的同时，可将磁致伸缩常数 λ的值抑制在±1.0×10-6以内。
接着，对自由强磁性层16的第二实施例的组成进行说明。将自由强磁性 层16的原子构成的结构(组成)表示为CoxNiaFeyBz。该情况下，a、x、y、 z是分别对应的各原子镍Ni、钴Co、铁Fe、硼B的添加量(含有量)，并以 “原子％(at％)”表示。
在上述中，作为自由强磁性层16的CoxNiaFeyBz的镍Ni的最佳添加量(a： 原子％)最好为5％≤a≤17％。
接着，参照图5和图6来说明上述条件得出的理由。图5是表示在具有 上述多层膜结构的磁阻效应元件10中磁致伸缩常数λ相对于自由强磁性层 (第十层：“CoNiFeB”)16的镍Ni的添加量(横轴)的变化特性81。图6 表示在磁阻效应元件10中MR比(磁阻比：％)相对于自由强磁性层(第十 层：“CoNiFeB”)16的镍Ni的添加量(横轴)的变化特性82。
在图6的变化特性82中，在镍Ni的添加量较小的情况下，MR比取比 100％大的值，MR比几乎没有下降。另一方面，在图5的变化特性81中， 磁致伸缩常数λ的值，在使镍Ni的添加量增加时，从Ni的添加量为0(原 子％)时的磁致伸缩常数的值(约2×10-6)逐渐下降。而且，镍Ni的添加 量是11(原子％)时，磁致伸缩常数的值为零(约4×10-8)。其后，磁致伸 缩常数的值变为负，镍Ni的添加量到达30(原子％)的值时，磁致伸缩常 数的值逐渐减小(作为负值增加)，下降到约-3×10-6。此外，可知，在磁 致伸缩为零的附近，对于镍Ni的添加量的变化，磁致伸缩λ的值平缓地变化。
根据图5所示的变化特性81及图6所示的变化特性82，如各图的曲线 所示，理想的是使用使镍Ni的添加量(a)为5％≤a≤17％的含该镍Ni的自由强 磁性层(CoNiFeB)。通过满足该条件，MR比保持在90～110％的高值，可 在该状态下将磁致伸缩常数λ的值在良好的控制性下抑制在±1.0×10-6以 内。在镍Ni的添加量不满5％时，磁致伸缩常数λ比+1.0×10-6大，在镍 Ni的添加量比17％大时，磁致伸缩常数λ成为比-1.0×10-6大的负值。
在上述实施例中，对阻挡层横垮单晶或厚度方向不具有晶界的高定向多 晶结构(纤维质)的MgO膜的实例进行了说明，但本发明并不限于此。即， 也可以不是单晶或高定向多晶构造，而是层状结晶、非结晶等。此外，阻挡 层也可以不是MgO膜，而是AlO膜或TiO膜。再者，在本实施例中，虽然 阻挡层是MgO/Mg，但阻挡层也可以是MgO单层。还有，磁阻效应元件10 的结构也不限于按固定强磁性层、阻挡层、自由强磁性层的顺序形成的底部 型结构，即使使用上下颠倒的按自由强磁性层、阻挡层、固定强磁性层的顺 序形成的顶部型结构，也能得到相等效果。
对于在以上实施例中说明的构成、形状、大小及配置关系，只不过是概 要地表示可理解和实施本发明，而且，对于数值及各构成的组成(材质)只 不过是例示。因此，本发明并不限定所说明的实施例，只要不脱离本专利请 求保护范围所示的技术思想，可进行各种变更。
本发明的公开内容涉及2005年9月27日提出的日本专利申请2005- 279559号所包括的主题，其公开内容通过明确地参照其整体而并入此处。
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