JP2012089858A - Magnetoresistance effect element, magnetic memory, magnetoresistance effect head, and magnetic recording and reproducing device - Google Patents
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Abstract
Description
本発明は、磁気抵抗効果素子、この磁気抵抗効果素子を搭載した磁気メモリ、磁気ヘッド及び磁気記録再生装置に関する。 The present invention relates to a magnetoresistive effect element, a magnetic memory equipped with the magnetoresistive effect element, a magnetic head, and a magnetic recording / reproducing apparatus.
近年、ハードディスクドライブ（ＨＤＤ：Hard Disk Drive）の急速な小型化・高密度化が進行し、今後もさらなる高密度化が見込まれている。記録トラック幅を狭くしてトラック密度を高めることで、ＨＤＤの高密度化を実現できる。しかし、トラック幅が狭くなると、記録される磁化の大きさ、すなわち記録信号が小さくなり、媒体信号を再生するＭＲヘッドの再生感度の向上が必要となる。 In recent years, hard disk drives (HDDs) have been rapidly reduced in size and density, and further increases in density are expected in the future. By increasing the track density by narrowing the recording track width, it is possible to increase the density of the HDD. However, when the track width is narrowed, the magnitude of the recorded magnetization, that is, the recording signal becomes small, and it is necessary to improve the reproduction sensitivity of the MR head that reproduces the medium signal.
最近では、巨大磁気抵抗効果（ＧＭＲ：Giant Magneto-Resistance effect）を利用した高感度なスピンバルブ膜を含むＧＭＲヘッドが採用されている。スピンバルブ膜は、２層の強磁性層の間に非磁性スペーサ層を挟んだサンドイッチ構造を有する積層膜であり、抵抗変化を生ずる積層膜構造部位はスピン依存散乱ユニットとも呼ばれる。２層の強磁性層の一方の強磁性層（「ピン層」あるいは「磁化固定層」という）の磁化方向は反強磁性層などで固着される。他方の強磁性層（「フリー層」あるいは「磁化自由層」という）の磁化方向は外部磁界により変化可能である。スピンバルブ膜では、２層の強磁性層の磁化方向の相対角度の変化によって、大きな磁気抵抗効果が得られる。（例えば、特許文献１参照）スピンバルブ膜を用いた磁気抵抗効果素子には、ＣＩＰ（Current In Plane）−ＧＭＲ素子、ＣＰＰ（Current Perpendicular to Plane）−ＧＭＲ素子、ＴＭＲ（Tunneling Magneto-Resistance）素子がある。ＣＩＰ−ＧＭＲ素子ではスピンバルブ膜の面に平行にセンス電流を通電し、ＣＰＰ−ＧＭＲ、ＴＭＲ素子ではスピンバルブ膜の面にほぼ垂直方向にセンス電流を通電する。 Recently, a GMR head including a high-sensitivity spin-valve film using a giant magnetoresistive effect (GMR) has been adopted. The spin valve film is a laminated film having a sandwich structure in which a nonmagnetic spacer layer is sandwiched between two ferromagnetic layers, and the laminated film structure site causing a resistance change is also called a spin-dependent scattering unit. The magnetization direction of one of the two ferromagnetic layers (referred to as “pinned layer” or “magnetization pinned layer”) is fixed by an antiferromagnetic layer or the like. The magnetization direction of the other ferromagnetic layer (referred to as “free layer” or “magnetization free layer”) can be changed by an external magnetic field. In the spin valve film, a large magnetoresistance effect is obtained by changing the relative angle of the magnetization direction of the two ferromagnetic layers. (For example, refer to Patent Document 1) Magnetoresistance effect elements using spin valve films include CIP (Current In Plane) -GMR elements, CPP (Current Perpendicular to Plane) -GMR elements, and TMR (Tunneling Magneto-Resistance) elements. There is. In the CIP-GMR element, a sense current is passed in parallel to the surface of the spin valve film, and in the CPP-GMR and TMR elements, a sense current is passed in a direction substantially perpendicular to the surface of the spin valve film.
膜面垂直に通電する方式においては、通常のＣＰＰ−ＧＭＲではスペーサ層として金属層を用い、ＴＭＲ素子ではスペーサ層として絶縁層を用いる。 In the method of energizing perpendicular to the film surface, a normal CPP-GMR uses a metal layer as a spacer layer, and a TMR element uses an insulating layer as a spacer layer.
今後、磁気ヘッドやＭＲＡＭデバイスの高密度化に伴って磁気抵抗効果素子の微細化が進行すると、磁気抵抗効果素子はさらに大きなＭＲ比が求められることになる。 In the future, when the miniaturization of the magnetoresistive element progresses with the increase in the density of the magnetic head and the MRAM device, the magnetoresistive element will be required to have a higher MR ratio.
磁気抵抗効果を向上させるには、磁化固着層および磁化自由層のスピン依存散乱因子の増大させることが重要となる。 In order to improve the magnetoresistance effect, it is important to increase the spin-dependent scattering factor of the magnetization fixed layer and the magnetization free layer.
本発明の目的は、高いＭＲ比の磁気抵抗効果素子、およびこのような磁気抵抗効果素子を用いた磁気ヘッド、磁気記録再生装置を提供することにある。 An object of the present invention is to provide a magnetoresistive effect element having a high MR ratio, a magnetic head using such a magnetoresistive effect element, and a magnetic recording / reproducing apparatus.
本発明の磁気抵抗効果素子は、磁化方向が実質的に一方向に固着された第１の磁性層と、外部磁界に応じて磁化方向が変化する第２の磁性層と、第１の磁性層と第２の磁性層との間に設けられたスペーサ層と、前記第１の磁性層又は前記第２の磁性層の少なくとも一方に含まれ、式Ｍ１ａＭ２ｂＯｃ（５≦a≦６８、１０≦ｂ≦７３、２２≦ｃ≦８５）で表される少なくとも１層の磁性化合物層と、を備え、前記Ｍ１は、Ｃｏ，Ｆｅ，Ｎｉから選択される少なくとも一種の元素であり、前記Ｍ２は、Ｔｉ，Ｖ，Ｃｒから選択される少なくとも一種の元素であることを特徴とする。 The magnetoresistive effect element of the present invention includes a first magnetic layer having a magnetization direction fixed substantially in one direction, a second magnetic layer whose magnetization direction changes according to an external magnetic field, and a first magnetic layer And a spacer layer provided between the first magnetic layer and the second magnetic layer, and at least one of the first magnetic layer and the second magnetic layer, and the formula M1aM2bOc (5 ≦ a ≦ 68, 10 ≦ b ≦ 73, 22 ≦ c ≦ 85), and M1 is at least one element selected from Co, Fe, and Ni, and M2 is Ti, It is at least one element selected from V and Cr .
本発明のＭＲ素子からは、大きなＭＲ比を得ることができ、その結果、高出力の膜面垂直に通電する方式の磁気抵抗効果素子、およびこのような磁気抵抗効果素子を用いた磁気メモリ、磁気抵抗効果ヘッド、磁気再生装置を提供することができる。 From the MR element of the present invention, a large MR ratio can be obtained. As a result, a magnetoresistive effect element of a method of energizing perpendicularly to a high output film surface, and a magnetic memory using such a magnetoresistive effect element, A magnetoresistive head and a magnetic reproducing device can be provided.
以下、本発明の実施形態について、図面を参照しつつ詳細に説明する。尚、以後の説明では、同一の部分には同一の符号を付すものとし、重複する説明は省略する。 Hereinafter, embodiments of the present invention will be described in detail with reference to the drawings. In the following description, the same parts are denoted by the same reference numerals, and duplicate descriptions are omitted.
本実施形態では、磁気抵抗効果膜の磁化固着層（ピン層）及び磁化自由層（フリー層）のうち少なくとも１層に、磁性化合物の新規材料を配置している。磁気抵抗効果膜のフリー層、ピン層に含まれる磁性化合物の新規材料として、Ｍ１ａＭ２ｂＸｃ で表され、Ｍ１は、Ｃｏ，Ｆｅ，Ｎｉから選択される少なくとも一種の磁性３ｄ遷移金属元素であり、Ｍ２は、Ｔｉ，Ｖ，Ｃｒ，Ｍｎから選択される少なくとも一種の非磁性３ｄ遷移金属元素であり、Ｘは、Ｎ，Ｏ，Ｃから選択される少なくとも一種の非金属元素であり、５≦a≦６８かつ、１０≦ｂ≦７３かつ、２２≦ｃ≦８５である磁性化合物を用いる。上記磁性化合物は高いスピン分極率を有するために、スピン依存散乱効果が大きく、大きなＭＲ比を得ることができる。 In this embodiment, a novel material of a magnetic compound is disposed in at least one of the magnetization fixed layer (pinned layer) and the magnetization free layer (free layer) of the magnetoresistive effect film. As a new material of a magnetic compound contained in the free layer and the pinned layer of the magnetoresistive effect film, it is represented by M1aM2bXc, where M1 is at least one magnetic 3d transition metal element selected from Co, Fe, and Ni, and M2 is , Ti, V, Cr, Mn, at least one nonmagnetic 3d transition metal element, and X is at least one nonmetallic element selected from N, O, C, and 5 ≦ a ≦ 68. And the magnetic compound which is 10 <= b <= 73 and 22 <= c <= 85 is used. Since the magnetic compound has a high spin polarizability, the spin-dependent scattering effect is large and a large MR ratio can be obtained.
上記磁性化合物が高いスピン分極率を有する理由は下記のように考えられる。非磁性３ｄ遷移金属は磁性３ｄ遷移金属に近い電子構造を持っているため、弱い磁性を有しやすい。非磁性３ｄ遷移金属と磁性３ｄ遷移金属が結合した場合、互いのバンド構造が変化して、非磁性３ｄ遷移金属の磁性がより顕著に現れ、磁性３ｄ遷移金属元素のみでなく、非磁性３ｄ遷移金属もスピン依存伝導に寄与する。さらに、非金属元素が上記の金属元素と結合すると、非磁性３ｄ遷移金属と磁性３ｄ遷移金属のバンド構造の変化を助長することができ、その結果、磁性３ｄ金属元素および非磁性３ｄ金属元素のフェルミ面近傍のバンド構造が変化し、高いスピン分極率が得られる。 The reason why the magnetic compound has a high spin polarizability is considered as follows. A nonmagnetic 3d transition metal has an electronic structure close to that of a magnetic 3d transition metal, and thus tends to have weak magnetism. When a non-magnetic 3d transition metal and a magnetic 3d transition metal are combined, the mutual band structure changes, and the magnetism of the non-magnetic 3d transition metal appears more remarkably, and not only the magnetic 3d transition metal element but also the non-magnetic 3d transition Metals also contribute to spin-dependent conduction. Further, when the nonmetallic element is combined with the above metal element, it is possible to promote the change in the band structure of the nonmagnetic 3d transition metal and the magnetic 3d transition metal. As a result, the magnetic 3d metal element and the nonmagnetic 3d metal element The band structure near the Fermi surface changes, and a high spin polarizability is obtained.
式Ｍ１ａ Ｍ２ｂＸｃ で表される磁性化合物中の非磁性３ｄ金属元素Ｔｉ，Ｖ，Ｃｒ，Ｍｎの組成比ｂは、添加量が少なすぎると、非磁性３ｄ金属元素のスピン依存伝導への寄与が少なくなるため、１０≦ｂとすることが望ましい。ただし、添加量が多すぎると、相対的に磁性３ｄ遷移金属元素が少なくなり、非磁性３ｄ金属元素と磁性３ｄ金属元素の結合が少なくなるため、非磁性３ｄ遷移金属元素の磁性が弱まってしまう。そのため、１０≦ｂ≦７３であることがより望ましい。 The composition ratio b of the nonmagnetic 3d metal elements Ti, V, Cr, and Mn in the magnetic compound represented by the formula M1a M2bXc is too small to contribute to the spin-dependent conduction of the nonmagnetic 3d metal elements. Therefore, it is desirable that 10 ≦ b. However, when the addition amount is too large, the magnetic 3d transition metal element is relatively decreased, and the bond between the nonmagnetic 3d metal element and the magnetic 3d metal element is decreased. Therefore, the magnetism of the nonmagnetic 3d transition metal element is weakened. . Therefore, it is more desirable that 10 ≦ b ≦ 73.
式Ｍ１ａ Ｍ２ｂＸｃ で表される磁性化合物中の非金属元素Ｎ，Ｏ，Ｃの組成比ｃは、非磁性３ｄ遷移金属と磁性３ｄ遷移金属のバンド構造の変化を助長する効果を得るためには２２≦ｃとすることが望ましい。ただし、添加量が多すぎると、相対的に非磁性３ｄ遷移金属元素と磁性３ｄ遷移金属元素が少なくなり、スピン依存伝導を担う元素が少なくなるため、２２≦ｃ≦８５であることが望ましい。さらに、含有される非磁性３ｄ遷移金属と磁性３ｄ遷移金属の大半の元素と結合して、大きいスピン分極率を得るためには、３０≦ｃ≦７５であることがより望ましい。 The composition ratio c of the nonmetallic elements N, O, and C in the magnetic compound represented by the formula M1a M2bXc is 22 to obtain the effect of promoting the change in the band structure of the nonmagnetic 3d transition metal and the magnetic 3d transition metal. It is desirable that ≦ c. However, if the addition amount is too large, the non-magnetic 3d transition metal element and the magnetic 3d transition metal element are relatively reduced, and the elements responsible for spin-dependent conduction are reduced. Therefore, 22 ≦ c ≦ 85 is desirable. Further, in order to obtain a large spin polarizability by combining with the contained nonmagnetic 3d transition metal and most elements of the magnetic 3d transition metal, it is more desirable that 30 ≦ c ≦ 75.
式Ｍ１ａ Ｍ２ｂＸｃ で表される磁性化合物中の磁性３d金属元素Ｃｏ，Ｆｅ，Ｎｉの組成比ａは、添加量が少なすぎると、非磁性３ｄ金属元素と磁性３ｄ金属元素の結合が少なくなるため、非磁性３ｄ遷移金属元素の磁性が弱まってしまう。ただし、添加量が多すぎると、相対的に非磁性３ｄ金属元素の組成比ｂ及び非金属元素の組成比ｃが少なくなり、既に示した非磁性３ｄ金属元素と非金属元素の添加によるスピン分極率の増大効果が弱まってしまう。そのため、５≦a≦６８であることが望ましい。 Since the composition ratio a of the magnetic 3d metal elements Co, Fe, and Ni in the magnetic compound represented by the formula M1a M2bXc is too small, the bond between the nonmagnetic 3d metal element and the magnetic 3d metal element decreases. The magnetism of the nonmagnetic 3d transition metal element is weakened. However, if the addition amount is too large, the composition ratio b of the nonmagnetic 3d metal element and the composition ratio c of the nonmetal element are relatively reduced, and the spin polarization due to the addition of the nonmagnetic 3d metal element and the nonmetal element already shown. The effect of increasing the rate will be weakened. Therefore, it is desirable that 5 ≦ a ≦ 68.
磁性化合物の結晶構造としては、式Ｍ１ａＭ２ｂＸｃの組成範囲のなかで特にＭＲの高かった３０≦ｃ≦７５の組成範囲では結晶構造がアモルファスとなっていることがある。結晶構造が微結晶やアモルファスとなったことにより、スピン依存散乱界面が平滑となることで、スピン依存散乱効果がさらに大きくなり、従ってさらに高いＭＲ変化率を得ることができる。 As the crystal structure of the magnetic compound, the crystal structure may be amorphous in the composition range of 30 ≦ c ≦ 75 where MR is particularly high in the composition range of the formula M1aM2bXc. Since the crystal structure becomes microcrystalline or amorphous, the spin-dependent scattering interface becomes smooth, so that the spin-dependent scattering effect is further increased, and therefore, a higher MR change rate can be obtained.
式Ｍ１ａ Ｍ２ｂＸｃ で表される磁性化合物が含まれる層の膜厚としては、スピンバルブ膜のギャップ長を短くする観点と、必要以上に抵抗値を上げないといった観点から薄いほうが望ましく５ｎｍ以下が望ましい。一方、薄すぎると十分なスピン依存散乱効果が得られなくなるため、０．５ｎｍ以上が望ましい。上記より、磁性化合物層の膜厚は０．５ｎｍ以上５ｎｍ以下が望ましい。 The thickness of the layer containing the magnetic compound represented by the formula M1a M2bXc is preferably 5 nm or less from the viewpoint of shortening the gap length of the spin valve film and preventing the resistance value from being increased more than necessary. On the other hand, if it is too thin, a sufficient spin-dependent scattering effect cannot be obtained, so 0.5 nm or more is desirable. From the above, the film thickness of the magnetic compound layer is preferably 0.5 nm or more and 5 nm or less.
磁性化合物層の作製方法としては、Ｍ１−Ｍ２の合金材料をスパッタ成膜し、その後、Ｘ元素雰囲気中で反応させることにより、Ｍ１−Ｍ２−Ｘ磁性化合物層を作製することができる。純Ｍ１材料と純Ｍ２材料をスパッタにより積層成膜し、その後、Ｘ元素雰囲気中で反応させることにより、Ｍ１−Ｍ２−Ｘ磁性化合物層を作製してもよい。Ｘ元素雰囲気中で反応させる場合は、同時にＡｒなど希ガスのイオンビーム照射またはプラズマを照射しながら行ってもよい。この方法によれば、安定な磁性化合物を作製することができる。
また、Ｍ１−Ｍ２−Ｘターゲットを用いて、スパッタ成膜してもよい。
As a method for producing the magnetic compound layer, an M1-M2-X magnetic compound layer can be produced by sputtering an M1-M2 alloy material and then reacting in an X element atmosphere. The M1-M2-X magnetic compound layer may be formed by stacking a pure M1 material and a pure M2 material by sputtering and then reacting them in an X element atmosphere. When the reaction is performed in the X element atmosphere, it may be performed while irradiating with an ion beam of rare gas such as Ar or plasma at the same time. According to this method, a stable magnetic compound can be produced.
Alternatively, sputtering may be performed using an M1-M2-X target.
磁性化合物を含む磁性層は、磁性化合物の単層膜であっても、強磁性薄膜層との積層構造を有していてもよい。積層構造とする場合は、強磁性薄膜層として、従来の強磁性材料を用いることができる。フリー層に磁性化合物層を用いる場合は、磁性化合物層よりも軟磁気特性に優れる軟磁性膜と積層することにより、磁場応答性をよくすることができる。また、ピン層に磁性化合物層を用いる場合は、より一方向にピンされやすい材料との積層膜にすることにより、ピン特性をよくすることができる。 The magnetic layer containing the magnetic compound may be a single layer film of the magnetic compound or may have a laminated structure with the ferromagnetic thin film layer. In the case of a laminated structure, a conventional ferromagnetic material can be used as the ferromagnetic thin film layer. When a magnetic compound layer is used for the free layer, the magnetic field responsiveness can be improved by laminating with a soft magnetic film that has better soft magnetic properties than the magnetic compound layer. Further, when a magnetic compound layer is used for the pinned layer, pin characteristics can be improved by forming a laminated film with a material that is easily pinned in one direction.
（実施例１）
以下、本発明の実施例につき図面を参照しつつ説明する。
Example 1
Hereinafter, embodiments of the present invention will be described with reference to the drawings.
図１は、本実施例の磁気抵抗効果素子の断面図である。 FIG. 1 is a cross-sectional view of the magnetoresistive element of this example.
図１の磁気抵抗効果素子は，基板上に形成された，下電極２１，下地層１１，ピニング層１２，ピン層１３，スペーサ層１４，フリー層１５，キャップ層１６，および上電極２２を有する。この内，ピン層１３，スペーサ層１４，およびフリー層１５が，２つの強磁性層の間に非磁性のスペーサ層１４を挟んでなるスピンバルブ膜（スピン依存散乱ユニット）に対応する。
1 includes a
本実施例では、シンセティックスピンバルブ構造をとっており、ピン層１３のスペーサ側の上部ピン層１３３、及びフリー層１５に、式Ｍ１ａＭ２ｂＸｃで表される、磁性化合物を採用する。本実施例では、磁性化合物層Ｍ１ａＭ２ｂＸｃとして、組成比を変えたＣｏ−Ｔｉ−Ｏを用いた。
In this embodiment, a synthetic spin valve structure is employed, and a magnetic compound represented by the formula M1aM2bXc is employed for the upper pinned
以下，磁気抵抗効果素子の構成要素を説明する。 The components of the magnetoresistive effect element will be described below.
下電極２１は、磁気抵抗効果膜の膜面垂直方向に通電するための電極である。下電極２１と上電極２２の間に電圧が印加されることで、磁気抵抗効果膜内部をその膜垂直方向に沿って電流が流れる。このセンス電流によって、磁気抵抗効果に起因する抵抗の変化を検出することで、磁気が検知される。下電極２１には、電流を磁気抵抗効果膜に通電するために、電気抵抗が比較的小さい金属層が用いられる。
The
この下電極２１上に，下地層１１としてＴａ［５ｎｍ］／Ｒｕ［２ｎｍ］を成膜する。Ｔａは下電極の荒れを緩和するバッファ層１１ａである。Ｒｕはその上に成膜されるスピンバルブ膜の結晶配向および結晶粒径を制御するシード層１１ｂである。
On the
バッファ層１１ａとして，Ｔａの代わりに，Ｔｉ，Ｚｒ，Ｈｆ，Ｖ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｗやそれらの合金材料を用いてもよい。バッファ層１１ａの膜厚は１〜５ｎｍが望ましい。バッファ層１１ａが薄すぎるとバッファ効果が失われる。一方，バッファ層１２ａが厚すぎると垂直方向にセンス電流を流した場合の直列抵抗増大を引き起こすため好ましくない。 As the buffer layer 11a, Ti, Zr, Hf, V, Cr, Mo, W, or an alloy material thereof may be used instead of Ta. The film thickness of the buffer layer 11a is desirably 1 to 5 nm. If the buffer layer 11a is too thin, the buffer effect is lost. On the other hand, if the buffer layer 12a is too thick, it causes an increase in series resistance when a sense current is passed in the vertical direction, which is not preferable.
シード層１１ｂとしては，ｈｃｐ構造（hexagonal close-packed structure：六方最密構造）あるいはｆｃｃ構造（face-centered cubic structure：面心立方構造）を持つ材料を用いるのが好ましい。 As the seed layer 11b, a material having an hcp structure (hexagonal close-packed structure) or an fcc structure (face-centered cubic structure) is preferably used.
Ｒｕをシード層１１ｂとして用いると，その上に成膜されるスピンバルブ膜の結晶配向をｆｃｃ（１１１）配向とすることができ，ＰｔＭｎの結晶配向をｆｃｔ（１１１）配向，ｂｃｃ構造の結晶配向をｂｃｃ（１１０）配向とすることができる。 When Ru is used as the seed layer 11b, the crystal orientation of the spin valve film formed thereon can be set to the fcc (111) orientation, the crystal orientation of PtMn is the fct (111) orientation, and the crystal orientation of the bcc structure Can be bcc (110) oriented.
シード層１１ｂの膜厚は２〜６ｎｍが好ましい。シード層１１ｂの厚さが薄すぎると結晶配向の制御効果が失われる。バッファ層１１ｂが厚すぎると垂直方向にセンス電流を流した場合の直列抵抗増大を引き起こすので好ましくない。 The film thickness of the seed layer 11b is preferably 2 to 6 nm. If the seed layer 11b is too thin, the crystal orientation control effect is lost. If the buffer layer 11b is too thick, it causes an increase in series resistance when a sense current is passed in the vertical direction, which is not preferable.
下地層１１の上にピニング層１２としてＰｔ50Ｍｎ50［１５ｎｍ］を成膜する。ピニング層１２は，その上に成膜されるピン層１３の磁化方向を固着する役割を持つ。ピニング層１１の膜厚は，薄すぎるとピン固着機能を発現しないため好ましくなく，厚すぎると狭ギャップ化の観点から好ましくない。ピニング層１２としてＰｔ50Ｍｎ50 を用いる場合，Ｐｔ50Ｍｎ50 の膜厚は８〜２０ｎｍ程度が好ましく，１０〜１５ｎｍがより好ましい。
A Pt50Mn50 [15 nm] film is formed as the pinning
ピニング層１２に用いる反強磁性材料としては，ＰｔＭｎの他にＰｄＰｔＭｎ，ＩｒＭｎが挙げられる。ＩｒＭｎはＰｔＭｎやＰｄＰｔＭｎよりも薄い膜厚でピン固着機能が発現するので狭ギャップの観点から望ましい。ピニング層１２としてＩｒＭｎを用いる場合，ＩｒＭｎの膜厚は４〜１２ｎｍが好ましく，５〜１０ｎｍがより好ましい。
Examples of the antiferromagnetic material used for the pinning
ピニング層１２の上にピン層１３を成膜する。本実施例ではピン層１３として，下部ピン層１３１（Ｃｏ90Ｆｅ10 ［１〜３ｎｍ］），磁気結合中間層１３２（Ｒｕ［０．９ｎｍ］），上部ピン層１３３（磁性化合物Ｍ１−Ｍ２−Ｘ）からなるシンセティックピン層を用いている。
A pinned
下部ピン層１３１はピニング層１３と交換磁気結合しており，一方向異方性をもつ。下部ピン層１３１と上部ピン層１３３は磁気結合中間層１３２を介して磁化の向きが互いに反平行を向くように磁気結合している。
The lower pinned
本実施例では、上部ピン層１３３に用いている磁性化合物Ｍ１−Ｍ２−Ｘの材料として、磁性金属元素Ｍ１としてＣｏ、非磁性金属元素Ｍ２としてＴｉ、非金属元素ＸとしてＯを用い、組成比を変えて作製を行った。
In this example, as the material of the magnetic compound M1-M2-X used for the upper pinned
下部ピン層１３１は，磁気膜厚すなわち飽和磁化Ｂｓ×膜厚ｔ（Ｂｓ・ｔ積）が，上部ピン層１３３とほぼ等しくなるように設計することが好ましい。本実施例では，上部ピン層１３３に用いている磁性化合物（Ｃｏ−Ｔｉ−Ｏ）の膜厚を３ｎｍに固定し、下部ピン層１３１に用いているＣｏ90Ｆｅ10 の飽和磁化が上部ピン層１３３の磁気膜厚と等しくなるように、下部ピン層１３１に用いているＣｏ90Ｆｅ10の膜厚を１〜３ｎｍで適宜調整して作製した。
The lower pinned
ピニング層１２（ＰｔＭｎ）による一方向異方性磁界強度およびＲｕを介した下部ピン層１３１と上部ピン層１３３との反強磁性結合磁界強度という観点から，下部ピン層１３１に用いられる磁性層の膜厚は０．５〜５ｎｍ程度が好ましい。膜厚が薄すぎるとＭＲ変化率が小さくなる。膜厚が厚すぎるとデバイス動作に必要な十分な一方向性異方性磁界を得ることが困難になる。
From the viewpoint of the unidirectional anisotropic magnetic field strength by the pinning layer 12 (PtMn) and the antiferromagnetic coupling magnetic field strength between the lower pinned
下部ピン層１３１には，例えばＣｏXＦｅ100-x合金（ｘ＝０〜１００％），ＮｉxＦｅ100-x 合金（ｘ＝０〜１００％），またはこれらに非磁性元素を添加したものを用いることができる。
For the lower pinned
磁気結合中間層（Ｒｕ層）１３２は上下の磁性層に反強磁性結合を生じさせてシンセティックピン構造を形成する機能を有する。磁気結合中間層１３２の膜厚は０．８〜１ｎｍであることが好ましい。上下の磁性層に十分な反強磁性結合を生じさせる材料であれば，Ｒｕ以外の材料を用いてもよい。
The magnetic coupling intermediate layer (Ru layer) 132 has a function of forming an antiferromagnetic coupling in the upper and lower magnetic layers to form a synthetic pin structure. The thickness of the magnetic coupling
上部ピン層１３３は，スピン依存散乱ユニットの一部をなす。特に，スペーサ層１６との界面に位置する磁性材料は，スピン依存界面散乱に寄与する点で重要である。本実施例では、磁性化合物Ｍ１−Ｍ２−ＸとしてＣｏ−Ｔｉ−Ｏ［３ｎｍ］を組成比を変えて作製した。このような磁性化合物Ｃｏ−Ｔｉ−Ｏを主成分とする上部ピン層１４３は，高いスピン依存散乱効果を有する。
The upper pinned
ピン層１３上にスペーサ層１４としてＣｕ［５ｎｍ］を成膜する。スペーサ層１４としては、Ｃｕの代わりとして、Ａｕ，Ａｇなどを用いてもよい。スペーサ層１４の膜厚は、フリー層とピン層の磁気結合を切るために厚いほうが望ましく、スピン散乱長以下であることが望ましいため、０．５〜１０ｎｍが好ましく，１５〜５ｎｍがさらに好ましい。
Cu [5 nm] is deposited as a
スペーサ層１４上に，フリー層１５として磁性化合物Ｃｏ−Ｔｉ−Ｏ［３ｎｍ］を組成比を変えて作製した。このような磁性化合物Ｃｏ−Ｔｉ−Ｏを主成分とするフリー層１５は，高いスピン依存散乱効果を有する。
A magnetic compound Co—Ti—O [3 nm] was produced as a
フリー層１５上に、キャップ層としてＣｕ１０／Ｔａ５０を成膜する。
On the
本実施例では、上部ピン層１３３とフリー層１５に磁性化合物Ｃｏ−Ｔｉ−Ｏ［３ｎｍ］を用いて、Ｃｏ−Ｔｉ−Ｏの組成比を変えて磁気抵抗効果素子を作製した。また、比較例として、上部ピン層１３３とフリー層１５に従来材料Ｃｏ９０Ｆｅ１０ ［３ｎｍ］を用いた磁気抵抗素子も作製した。
In this example, the magnetoresistive effect element was manufactured using the magnetic compound Co—Ti—O [3 nm] for the upper pinned
本実施例の磁性化合物層の作製方法としては、Ｍ１−Ｍ２の合金材料をスパッタ成膜し、その後、Ｘ元素雰囲気中で反応させる方法を用いた。純Ｍ１材料と純Ｍ２材料をスパッタにより積層成膜し、その後、Ｘ元素雰囲気中で反応させることにより、Ｍ１−Ｍ２−Ｘ磁性化合物層を作製してもよい。Ｘ元素雰囲気中で反応させる場合は、同時にＡｒなど希ガスのイオンビーム照射またはプラズマを照射しながら行ってもよい。この方法によれば、安定な磁性化合物を作製することができる。また、Ｍ１−Ｍ２−Ｘターゲットを用いて、スパッタ成膜してもよい。 As a method for manufacturing the magnetic compound layer of this example, a method was used in which an M1-M2 alloy material was formed by sputtering and then reacted in an X element atmosphere. The M1-M2-X magnetic compound layer may be formed by stacking a pure M1 material and a pure M2 material by sputtering and then reacting them in an X element atmosphere. When the reaction is performed in the X element atmosphere, it may be performed while irradiating with an ion beam of rare gas such as Ar or plasma. According to this method, a stable magnetic compound can be produced. Alternatively, sputtering may be performed using an M1-M2-X target.
本実施例では、式ＣｏａＴｉｂＯｃ で表される組成式において下記の表１に示す組成比の磁気抵抗効果素子を作製した。（ここでａ、ｂ、ｃは原子%[at.%]である。）表１には、各組成において比較例に対するＭＲ比の向上の有無を合わせて示す。
本実施例の磁気抵抗効果素子を評価したところ、特定の範囲のＣｏ−Ｔｉ−Ｏの組成比で作製した磁気抵抗効果素子において、比較例よりも大きなＭＲ比が得られることを確認した。このようなＭＲ比の増大は、適正な組成比を作製することで、磁性化合物が高いスピン分極率を有しているためと考えられる。 When the magnetoresistive effect element of this example was evaluated, it was confirmed that an MR ratio larger than that of the comparative example was obtained in the magnetoresistive effect element manufactured with a composition ratio of Co—Ti—O in a specific range. Such an increase in MR ratio is considered to be because the magnetic compound has a high spin polarizability by producing an appropriate composition ratio.
本発明の磁性化合物が高いスピン分極率を有する理由は下記のように考えられる。非磁性３ｄ遷移金属は磁性３ｄ遷移金属に近い電子構造を持っているため、弱い磁性を有しやすい。非磁性３ｄ遷移金属と磁性３ｄ遷移金属が結合した場合、互いのバンド構造が変化して、非磁性３ｄ遷移金属の磁性がより顕著に現れ、磁性３ｄ遷移金属元素のみでなく、非磁性３ｄ遷移金属もスピン依存伝導に寄与する。さらに、非金属元素が上記の金属元素と結合すると、非磁性３ｄ遷移金属と磁性３ｄ遷移金属のバンド構造の変化を助長することができ、その結果、磁性３ｄ金属元素および非磁性３ｄ金属元素のフェルミ面近傍のバンド構造が変化し、高いスピン分極率が得られる。 The reason why the magnetic compound of the present invention has a high spin polarizability is considered as follows. A nonmagnetic 3d transition metal has an electronic structure close to that of a magnetic 3d transition metal, and thus tends to have weak magnetism. When a non-magnetic 3d transition metal and a magnetic 3d transition metal are combined, the mutual band structure changes, and the magnetism of the non-magnetic 3d transition metal appears more remarkably, and not only the magnetic 3d transition metal element but also the non-magnetic 3d transition Metals also contribute to spin-dependent conduction. Further, when the nonmetallic element is combined with the above metal element, it is possible to promote the change in the band structure of the nonmagnetic 3d transition metal and the magnetic 3d transition metal. As a result, the magnetic 3d metal element and the nonmagnetic 3d metal element The band structure near the Fermi surface changes, and a high spin polarizability is obtained.
比較例のA00のＭＲ比は０．６％であった。５≦a≦６８かつ、１０≦ｂ≦７３かつ、２２≦ｃ≦８５であるの範囲で作製した磁気抵抗効果素子が比較例を上回る１％以上のＭＲ比を確認できた。また、前述した範囲の中でも、３０≦ｃ≦７５の範囲で作製した磁気抵抗効果素子では１５％を超える特に大きなＭＲ比を確認でき、磁性化合物を用いたことによるＭＲ比の向上が特に顕著に見られた。 The MR ratio of A00 of the comparative example was 0.6%. An MR ratio of 1% or more, which exceeds the comparative example, was confirmed for magnetoresistive elements manufactured in the ranges of 5 ≦ a ≦ 68, 10 ≦ b ≦ 73, and 22 ≦ c ≦ 85. In addition, among the above-described ranges, particularly large MR ratio exceeding 15% can be confirmed in the magnetoresistive effect element manufactured in the range of 30 ≦ c ≦ 75, and the improvement of the MR ratio by using the magnetic compound is particularly remarkable. It was seen.
式Ｍ１ａ Ｍ２ｂＸｃ で表される磁性化合物中の非磁性３ｄ金属元素Ｔｉ，Ｖ，Ｃｒ，Ｍｎの組成比ｂは、添加量が少なすぎると、非磁性３ｄ金属元素のスピン依存伝導への寄与が少なくなるため、１０≦ｂとすることが望ましい。ただし、添加量が多すぎると、非磁性３ｄ金属元素と磁性３ｄ金属元素の結合が少なくなるため、非磁性３ｄ遷移金属元素の磁性が弱まってしまう。そのため、１０≦ｂ≦７３であることがより望ましい。 The composition ratio b of the nonmagnetic 3d metal elements Ti, V, Cr, and Mn in the magnetic compound represented by the formula M1a M2bXc is too small to contribute to the spin-dependent conduction of the nonmagnetic 3d metal elements. Therefore, it is desirable that 10 ≦ b. However, when the addition amount is too large, the bond between the nonmagnetic 3d metal element and the magnetic 3d metal element is reduced, so that the magnetism of the nonmagnetic 3d transition metal element is weakened. Therefore, it is more desirable that 10 ≦ b ≦ 73.
式Ｍ１ａ Ｍ２ｂＸｃ で表される磁性化合物中の非金属元素Ｎ，Ｏ，Ｃの組成比ｃは、非磁性３ｄ遷移金属と磁性３ｄ遷移金属のバンド構造の変化を助長する効果を得るためには２２≦ｃとすることが望ましい。ただし、添加量が多すぎると、相対的に非磁性３ｄ遷移金属元素と磁性３ｄ遷移金属元素が少なくなり、スピン依存伝導を担う元素が少なくなるため、２２≦ｃ≦８５であることが望ましい。さらに、含有される非磁性３ｄ遷移金属と磁性３ｄ遷移金属の大半の元素と結合して、大きいスピン分極率を得るためには、３０≦ｃ≦７５であると、特に大きいＭＲ比を得ることができる。 The composition ratio c of the nonmetallic elements N, O, and C in the magnetic compound represented by the formula M1a M2bXc is 22 to obtain the effect of promoting the change in the band structure of the nonmagnetic 3d transition metal and the magnetic 3d transition metal. It is desirable that ≦ c. However, if the addition amount is too large, the non-magnetic 3d transition metal element and the magnetic 3d transition metal element are relatively reduced, and the elements responsible for spin-dependent conduction are reduced. Therefore, 22 ≦ c ≦ 85 is desirable. Furthermore, in order to obtain a large spin polarizability by combining with the contained nonmagnetic 3d transition metal and most elements of the magnetic 3d transition metal, a particularly large MR ratio is obtained when 30 ≦ c ≦ 75. Can do.
式Ｍ１ａ Ｍ２ｂＸｃ で表される磁性化合物中の磁性３d金属元素Ｃｏ，Ｆｅ，Ｎｉの組成比ａは、添加量が少なすぎると、非磁性３ｄ金属元素と磁性３ｄ金属元素の結合が少なくなるため、非磁性３ｄ遷移金属元素の磁性が弱まってしまう。ただし、添加量が多すぎると、相対的に非磁性３ｄ金属元素の組成比ｂ及び非金属元素の組成比ｃが少なくなり、既に示した非磁性３ｄ金属元素と非金属元素の添加によるスピン分極率の増大効果が弱まってしまう。そのため、５≦a≦６８であることが望ましい。 Since the composition ratio a of the magnetic 3d metal elements Co, Fe, and Ni in the magnetic compound represented by the formula M1a M2bXc is too small, the bond between the nonmagnetic 3d metal element and the magnetic 3d metal element decreases. The magnetism of the nonmagnetic 3d transition metal element is weakened. However, if the addition amount is too large, the composition ratio b of the nonmagnetic 3d metal element and the composition ratio c of the nonmetal element are relatively reduced, and the spin polarization due to the addition of the nonmagnetic 3d metal element and the nonmetal element already shown. The effect of increasing the rate will be weakened. Therefore, it is desirable that 5 ≦ a ≦ 68.
磁性化合物の結晶構造としては、式Ｍ１ａＭ２ｂＸｃの組成範囲のなかで特にＭＲの高かった３０≦ｃ≦７５の組成範囲では微結晶やアモルファスとなっていることがある。結晶構造が微結晶やアモルファスとなったことにより、スピン依存散乱界面が平滑となることで、さらに高いＭＲ変化率を得ることができる。 The crystal structure of the magnetic compound may be microcrystalline or amorphous in the composition range of 30 ≦ c ≦ 75 where MR is particularly high in the composition range of the formula M1aM2bXc. Since the crystal structure becomes microcrystalline or amorphous, the spin-dependent scattering interface becomes smooth, and thus a higher MR change rate can be obtained.
式Ｍ１ａ Ｍ２ｂＸｃ で表される磁性化合物層の膜厚としては、スピンバルブ膜のギャップ長を短くする観点と、必要以上に抵抗値を上げないといった観点から薄いほうが望ましく５ｎｍ以下が望ましい。一方、薄すぎると十分なスピン依存散乱効果が得られなくなるため、０．５ｎｍ以上が望ましい。上記より、磁性化合物層の膜厚は０．５ｎｍ以上５ｎｍ以下が望ましい。本実施例では、磁性化合物層の膜厚は３ｎｍとした。 The film thickness of the magnetic compound layer represented by the formula M1a M2bXc is preferably as thin as 5 nm or less from the viewpoint of shortening the gap length of the spin valve film and not increasing the resistance value more than necessary. On the other hand, if it is too thin, a sufficient spin-dependent scattering effect cannot be obtained, so 0.5 nm or more is desirable. From the above, the film thickness of the magnetic compound layer is preferably 0.5 nm or more and 5 nm or less. In this example, the thickness of the magnetic compound layer was 3 nm.
なお、本実施例では、上部ピン層１３３とフリー層１５に磁性化合物Ｃｏ−Ｔｉ−Ｏを用いたが、ピン層１３３、あるいはフリー層１５のいずれか一方のみに磁性化合物Ｃｏ−Ｔｉ−Ｏを用い、他方の層は従来材料を用いてもよい。片方のみに挿入した場合でも、挿入した層のスピン依存散乱を上げることができるため、ＭＲ比を向上することができる。
In this embodiment, the magnetic compound Co—Ti—O is used for the upper pinned
ピン層１３３に磁性化合物層Ｃｏ−Ｔｉ−Ｏを用い、フリー層１５に従来材料を用いる場合、フリー層１５として、例えばＣｏ90Ｆｅ10［１ｎｍ］／Ｎｉ83Ｆｅ17 ［３．５ｎｍ］を用いることができる。従来材料を用いる場合で高いＭＲ変化率を得るためには，スペーサ層１６との界面に位置するフリー層１８の磁性材料の選択が重要である。この場合，スペーサ層１６との界面には，ＮｉＦｅ合金よりもＣｏＦｅ合金を設けることが好ましい。Ｃｏ90Ｆｅ10 近傍のＣｏＦｅ合金を用いる場合には，膜厚を０．５〜４ｎｍとすることが好ましい。他の組成（例えばピン層１４に関連して説明した組成）のＣｏＦｅ合金を用いる場合，膜厚を０．５〜２ｎｍとすることが好ましい。例えば，スピン依存界面散乱効果を上昇させるために，フリー層１８にもピン層１４と同様にｂｃｃ構造を有するＦｅ50Ｃｏ50 （もしくは，ＦｅxＣｏ100-x （ｘ＝４５〜８５））を用いることが考えられる。この場合，フリー層１８は，軟磁性を維持するために，あまり厚い膜厚は使用できず，０．５〜１ｎｍが好ましい膜厚範囲となる。
When a magnetic compound layer Co—Ti—O is used for the pinned
Ｃｏを含まないＦｅを用いる場合には，軟磁気特性が比較的良好なため，膜厚を０．５〜４ｎｍ程度とすることができる。 When Fe containing no Co is used, since the soft magnetic characteristics are relatively good, the film thickness can be set to about 0.5 to 4 nm.
ＣｏＦｅ層の上に設けられるＮｉＦｅ層は軟磁性特性が安定な材料である。ＣｏＦｅ合金の軟磁気特性はそれほど安定ではないが，その上にＮｉＦｅ合金を設けることによって軟磁気特性を補完することができ，大きなＭＲ変化率を得ることができる。 The NiFe layer provided on the CoFe layer is a material with stable soft magnetic properties. The soft magnetic characteristics of the CoFe alloy are not so stable, but by providing the NiFe alloy on the CoFe alloy, the soft magnetic characteristics can be complemented and a large MR change rate can be obtained.
ＮｉＦｅ合金の組成は，ＮｉxＦｅ100-x（ｘ＝７８〜８５％程度）が好ましい。ＮｉＦｅ層の膜厚は２〜５ｎｍ程度が好ましい。 The composition of the NiFe alloy is preferably NixFe100-x (x = about 78 to 85%). The thickness of the NiFe layer is preferably about 2 to 5 nm.
ＮｉＦｅ層を用いない場合には，１〜２ｎｍのＣｏＦｅ層またはＦｅ層と０．１〜０．８ｎｍ程度の極薄Ｃｕ層とを，複数層交互に積層したフリー層１８を用いてもよい。
When the NiFe layer is not used, a
フリー層１５に磁性化合物層Ｃｏ−Ｔｉ−Ｏを用い、上部ピン層１３３に従来材料を用いる場合には、上部ピン層１３３として、例えば｛（Ｆｅ50Ｃｏ50［１ｎｍ］／Ｃｕ［２．５ｎｍ］）×２／Ｆｅ50Ｃｏ50 ［１ｎｍ］｝を用いることができる。従来材料のなかでも、スペーサ層１６との界面にｂｃｃ構造をもつ磁性材料を用いた場合，スピン依存界面散乱効果が大きいため，大きなＭＲ変化率を実現することができる。ｂｃｃ構造をもつＦｅＣｏ系合金としては，ＦｅxＣｏ100-x（ｘ＝３０〜１００％）や，ＦｅxＣｏ100-xに添加元素を加えたものが挙げられる。また，ピン層１３３が高いＭＲ変化率を実現しやすいｂｃｃ構造をもつ磁性層から形成される場合には，ｂｃｃ構造をより安定に保つために，
ｂｃｃ構造をもつ層の膜厚は２ｎｍ以上であることが好ましい。大きなピン固着磁界を得るとともにｂｃｃ構造の安定性を保つために，ｂｃｃ構造をもつピン層１３３の膜厚範囲は，２．５ｎｍ〜４ｎｍ程度が好ましい。
When a magnetic compound layer Co—Ti—O is used for the
The film thickness of the layer having the bcc structure is preferably 2 nm or more. In order to obtain a large pinned magnetic field and maintain the stability of the bcc structure, the film thickness range of the pinned
上部ピン層１３３として，磁性層（ＦｅＣｏ層）と非磁性層（極薄Ｃｕ層）とを交互に積層したものを用いることができる。このような構造を有する上部ピン層１４３では，バルク散乱効果と呼ばれるスピン依存散乱効果を向上させることができる。
As the upper pinned
上部ピン層１３３には，Ｃｏ，Ｆｅ，Ｎｉや，これらの合金材料からなる単層膜を用いてもよい。例えば，最も単純な構造の上部ピン層１４３として，Ｃｏ90Ｆｅ10 単層を用いてもよい。このような材料に元素を添加してもよい。
As the upper pinned
（変形例１：シングルピンスピンバルブの場合）
図２に、図１に示される実施例１の変形例として磁化固着層が３層構造（シンセティック構造）ではなく、単層である磁気抵抗効果素子を示す。
(Modification 1: Single pin spin valve)
FIG. 2 shows a magnetoresistive effect element in which the magnetization fixed layer is not a three-layer structure (synthetic structure) but a single layer as a modification of the first embodiment shown in FIG.
図２において、本変形例の磁気抵抗効果素子は，基板上に形成された，下電極２１，下地層１１，ピニング層１２，ピン層１３，スペーサ層１４，フリー層１５，キャップ層１６，および上電極２２を有する。
In FIG. 2, the magnetoresistive effect element according to the present modification includes a
本変形例では、単層のピン層１３とフリー層１８に磁性化合物Ｍ１−Ｍ２−Ｘを採用している。
In this modification, the magnetic compound M1-M2-X is used for the single-layer pinned
磁性化合物Ｍ１−Ｍ２−Ｘは、実施例１と同様にＣｏ−Ｔｉ−Ｏを用いることができ、本変形例においても、実施例１と同様の効果が得られる。磁性化合物Ｍ１−Ｍ２−Ｘの組成としては、Ｍ１は、Ｃｏ，Ｆｅ，Ｎｉから選択される少なくとも一種の磁性３ｄ遷移金属元素を用いても同様の効果を得ることができる。Ｍ２は、Ｔｉ，Ｖ，Ｃｒ，Ｍｎから選択される少なくとも一種の非磁性３ｄ遷移金属元素を用いても同様の効果を得ることができる。Ｘは、Ｎ，Ｏ，Ｃから選択される少なくとも一種の非金属元素を用いても同様の効果を得ることができる。 Co—Ti—O can be used for the magnetic compounds M1-M2-X in the same manner as in the first embodiment, and the same effects as in the first embodiment can be obtained in this modified example. As for the composition of the magnetic compound M1-M2-X, the same effect can be obtained even when M1 uses at least one magnetic 3d transition metal element selected from Co, Fe, and Ni. The same effect can be obtained even when M2 uses at least one nonmagnetic 3d transition metal element selected from Ti, V, Cr, and Mn. Even if X uses at least one nonmetallic element selected from N, O, and C, the same effect can be obtained.
（変形例２：トップ型のスピンバルブの場合）
図３に、図１に示される実施例１の変形例としてスペーサ層を介して実施例１と磁化固着層、磁化自由層の位置が実施例１と逆になっている磁気抵抗効果素子を示す。
(Variation 2: Top-type spin valve)
FIG. 3 shows a magnetoresistive element in which the positions of the magnetization pinned layer and the magnetization free layer are opposite to those of the first embodiment through a spacer layer as a modification of the first embodiment shown in FIG. .
図３において、本変形例の磁気抵抗効果素子は、基板上に形成された，下電極２１，下地層１１，フリー層１５，スペーサ層１４，ピン層１３，ピニング層１２、キャップ層１６，および上電極２２を有する。
In FIG. 3, the magnetoresistive effect element according to this modification includes a
本変形例では、シンセティックスピンバルブ構造をとっており、ピン層１３のスペーサ側の下部ピン層１３３、及びフリー層１５に磁性化合物Ｍ１−Ｍ２−Ｘを採用している。
In this modification, a synthetic spin valve structure is employed, and the magnetic compound M1-M2-X is employed for the lower pinned
磁性化合物Ｍ１−Ｍ２−Ｘは、実施例１と同様にＣｏ−Ｔｉ−Ｏを用いることができ、本変形例においても、実施例１と同様の効果が得られる。磁性化合物Ｍ１−Ｍ２−Ｘの組成としては、Ｍ１は、Ｃｏ，Ｆｅ，Ｎｉから選択される少なくとも一種の磁性３ｄ遷移金属元素を用いても同様の効果を得ることができる。Ｍ２は、Ｔｉ，Ｖ，Ｃｒ，Ｍｎから選択される少なくとも一種の非磁性３ｄ遷移金属元素を用いても同様の効果を得ることができる。Ｘは、Ｎ，Ｏ，Ｃから選択される少なくとも一種の非金属元素を用いても同様の効果を得ることができる。 Co—Ti—O can be used for the magnetic compounds M1-M2-X in the same manner as in the first embodiment, and the same effects as in the first embodiment can be obtained in this modified example. As for the composition of the magnetic compound M1-M2-X, the same effect can be obtained even when M1 uses at least one magnetic 3d transition metal element selected from Co, Fe, and Ni. The same effect can be obtained even when M2 uses at least one nonmagnetic 3d transition metal element selected from Ti, V, Cr, and Mn. Even if X uses at least one nonmetallic element selected from N, O, and C, the same effect can be obtained.
（変形例３：デュアルピン型のスピンバルブの場合）
図４に、図１に示される実施例１の変形例としてフリー層上下にスペーサ層及びピン層を二組有するデュアル型の磁気抵抗効果素子を示す。
(Modification 3: Dual pin type spin valve)
FIG. 4 shows a dual type magnetoresistive effect element having two sets of a spacer layer and a pinned layer above and below the free layer as a modification of the first embodiment shown in FIG.
図４において、本変形例の磁気抵抗効果素子は、基板上に形成された、下電極２１、下地層１１、ピニング層１２、ピン層１３、スペーサ層１４、フリー層１５、スペーサ層１７、ピン層１８、ピニング層１９、キャップ層１６、上電極２２を有する。
In FIG. 4, the magnetoresistive effect element according to this modification includes a
本変形例では、ピン層１３およびピン層１８ともに、シンセティック構造をとっており、ピン層１３のスペーサ側の上部ピン層１３３、ピン層１８のスペーサ側の下部ピン層１８３及びフリー層１５に磁性化合物Ｍ１−Ｍ２−Ｘを採用している。
In this modification, both the pinned
磁性化合物Ｍ１−Ｍ２−Ｘは、実施例１と同様にＣｏ−Ｔｉ−Ｏを用いることができ、本変形例においても、実施例１と同様の効果が得られる。磁性化合物Ｍ１−Ｍ２−Ｘの組成としては、Ｍ１は、Ｃｏ，Ｆｅ，Ｎｉから選択される少なくとも一種の磁性３ｄ遷移金属元素を用いても同様の効果を得ることができる。Ｍ２は、Ｔｉ，Ｖ，Ｃｒ，Ｍｎから選択される少なくとも一種の非磁性３ｄ遷移金属元素を用いても同様の効果を得ることができる。Ｘは、Ｎ，Ｏ，Ｃから選択される少なくとも一種の非金属元素を用いても同様の効果を得ることができる。 Co—Ti—O can be used for the magnetic compounds M1-M2-X in the same manner as in the first embodiment, and the same effects as in the first embodiment can be obtained in this modified example. As for the composition of the magnetic compound M1-M2-X, the same effect can be obtained even when M1 uses at least one magnetic 3d transition metal element selected from Co, Fe, and Ni. The same effect can be obtained even when M2 uses at least one nonmagnetic 3d transition metal element selected from Ti, V, Cr, and Mn. Even if X uses at least one nonmetallic element selected from N, O, and C, the same effect can be obtained.
（変形例４：フリー層を積層構造とした場合）
図５に、図１に示される実施例１の変形例としてフリー層を磁性化合物層と強磁性薄膜層との積層構造とした磁気抵抗効果素子を示す。
(Modification 4: When the free layer has a laminated structure)
FIG. 5 shows a magnetoresistive effect element in which the free layer has a laminated structure of a magnetic compound layer and a ferromagnetic thin film layer as a modification of the first embodiment shown in FIG.
図５において、本変形例４の磁気抵抗効果素子は、基板上に形成された，下電極２１，下地層１１，ピニング層１２，ピン層１３，スペーサ層１４，フリー層１５，キャップ層１６，および上電極２２を有する。本変形例４では、フリー層１５が下部フリー層１５１と上部フリー層１５２の積層膜となっている。また、本変形例４では、シンセティックスピンバルブ構造をとっており、ピン層１３のスペーサ側の上部ピン層１３３、と下部フリー層１５１に磁性化合物層Ｍ１−Ｍ２−Ｘを採用している。
In FIG. 5, the magnetoresistive effect element of Modification 4 includes a
上部フリー層１５２に用いる強磁性薄膜層は、磁性化合物層よりも軟磁気特性に優れる軟磁性膜を用いることにより、磁場応答性をよくすることができる。上部フリー層１５２に用いる強磁性薄膜層の材料として、ＮｉＦｅ合金を用いることができる。ＮｉＦｅ合金の組成は、ＮｉxＦｅ100-x （ｘ＝７８〜８５％程度）が好ましく、ＮｉＦｅ層の膜厚は２〜５ｎｍ程度が好ましい。ＮｉＦｅ層を用いない場合には、１〜２ｎｍのＣｏＦｅ層またはＦｅ層と０．１〜０．８ｎｍ程度の極薄Ｃｕ層とを、複数層交互に積層したフリー層を用いてもよい。また、ＣｏＦｅ合金のなかでも特に軟磁気特性が安定なＣｏ90Ｆｅ10を用いてもよい。Ｃｏ90Ｆｅ10 近傍のＣｏＦｅ合金を用いる場合には、膜厚を０．５〜４ｎｍとすることが好ましい。他の組成のＣｏＦｅ合金を用いる場合、軟磁気特性を保つために、膜厚を０．５〜２ｎｍとすることが好ましい。
The ferromagnetic thin film layer used for the upper
磁性化合物Ｍ１−Ｍ２−Ｘは、実施例１と同様にＣｏ−Ｔｉ−Ｏを用いることができ、本変形例においても、実施例１と同様に従来材料に比べて高いＭＲ変化率を得られる。磁性化合物Ｍ１−Ｍ２−Ｘの組成としては、Ｍ１は、Ｃｏ，Ｆｅ，Ｎｉから選択される少なくとも一種の磁性３ｄ遷移金属元素を用いても同様の効果を得ることができる。Ｍ２は、Ｔｉ，Ｖ，Ｃｒ，Ｍｎから選択される少なくとも一種の非磁性３ｄ遷移金属元素を用いても同様の効果を得ることができる。Ｘは、Ｎ，Ｏ，Ｃから選択される少なくとも一種の非金属元素を用いても同様の効果を得ることができる。 Co—Ti—O can be used for the magnetic compounds M1-M2-X in the same manner as in Example 1. Also in this modification, a high MR ratio can be obtained as compared with the conventional material as in Example 1. . As for the composition of the magnetic compound M1-M2-X, the same effect can be obtained even when M1 uses at least one magnetic 3d transition metal element selected from Co, Fe, and Ni. The same effect can be obtained even when M2 uses at least one nonmagnetic 3d transition metal element selected from Ti, V, Cr, and Mn. Even if X uses at least one nonmetallic element selected from N, O, and C, the same effect can be obtained.
本変形例４では、下部フリー層１５１に磁性化合物層Ｍ１−Ｍ２−Ｘを用い、上部フリー層１５２に強磁性薄膜層を用いたが、下部フリー層１５１に強磁性薄膜層を用い、上部フリー層１５２に磁性化合物層Ｍ１−Ｍ２−Ｘを用いても良い。磁性化合物のスピン依存散乱をバルク散乱と界面散乱にわけて考えた場合、磁性化合物層Ｍ１−Ｍ２−Ｘの作製方法によっては、スピン依存バルク散乱は強磁性薄膜層に用いられる従来強磁性材料よりも高く、スピン依存界面散乱は強磁性薄膜層に用いられる従来強磁性材料よりも低くなる場合がある。このような場合は、スペーサ層界面には、強磁性薄膜層を配置して、磁性化合
物層のスピン依存バルク散乱効果のみを有効に用い、高いＭＲ変化率を得ることができる。また、本変形例４では、磁性化合物層と強磁性薄膜層との２層積層としたが、強磁性薄膜層/磁性化合物層/強磁性薄膜層のような３層以上の積層構造としてもよい。
In the fourth modification, the magnetic compound layers M1-M2-X are used for the lower
本変形例４では、ピン層は磁性化合物Ｍ１−Ｍ２−Ｘ単層としたが、従来材料を用いてもよい。また、後述する本変形例５と組み合わせて、フリー層およびピン層の両方の磁性層が積層タイプでもよい。 In the fourth modification, the pinned layer is a magnetic compound M1-M2-X single layer, but a conventional material may be used. Further, in combination with Modification 5 described later, the magnetic layers of both the free layer and the pinned layer may be a laminated type.
（変形例５：ピン層を積層構造とした場合）
図６に、図１に示される実施例１の変形例としてピン層を磁性化合物層と強磁性薄膜層との積層構造とした磁気抵抗効果素子を示す。
(Modification 5: When the pinned layer has a laminated structure)
FIG. 6 shows a magnetoresistive effect element in which the pinned layer has a laminated structure of a magnetic compound layer and a ferromagnetic thin film layer as a modification of the first embodiment shown in FIG.
図６において、本変形例４の磁気抵抗効果素子は、基板上に形成された，下電極２１，下地層１１，ピニング層１２，ピン層１３，スペーサ層１４，フリー層１５，キャップ層１６，および上電極２２を有する。本変形例５では、シンセティックスピンバルブ構造をとっており、ピン層１３のスペーサ側の上部ピン層１３３を上部ピン層下層１３３１と上部ピン層上層１３３２との積層膜としており、上部ピン層１３３２とフリー層１５に、式Ｍ１ａ Ｍ２ｂＸｃ で表される、磁性化合物を採用する。
6, the magnetoresistive effect element according to the fourth modification includes a
本変形例のように、上部ピン層１３３を磁性化合物と強磁性層の積層構造を用いることにより、一方向にピンされやすいのでピン層のピン特性をよくすることができる。本変形例では、上部ピン層下層１３３１に強磁性層を用いた。上部ピン層下層１３３１に用いられる強磁性薄膜層の材料としては、Ｃｏ、Ｆｅ、Ｎｉなどの単体金属、またはこれらのいずれか一つの元素を含む合金材料はすべて用いることができる。
By using a laminated structure of a magnetic compound and a ferromagnetic layer for the upper pinned
磁性化合物Ｍ１−Ｍ２−Ｘは、実施例１と同様にＣｏ−Ｔｉ−Ｏを用いることができ、本変形例においても、実施例１と同様に従来材料に比べて高いＭＲ変化率を得られる。磁性化合物Ｍ１−Ｍ２−Ｘの組成としては、Ｍ１は、Ｃｏ，Ｆｅ，Ｎｉから選択される少なくとも一種の磁性３ｄ遷移金属元素を用いても同様の効果を得ることができる。Ｍ２は、Ｔｉ，Ｖ，Ｃｒ，Ｍｎから選択される少なくとも一種の非磁性３ｄ遷移金属元素を用いても同様の効果を得ることができる。Ｘは、Ｎ，Ｏ，Ｃから選択される少なくとも一種の非金属元素を用いても同様の効果を得ることができる。 Co—Ti—O can be used for the magnetic compounds M1-M2-X in the same manner as in Example 1. Also in this modification, a high MR ratio can be obtained as compared with the conventional material as in Example 1. . As for the composition of the magnetic compound M1-M2-X, the same effect can be obtained even when M1 uses at least one magnetic 3d transition metal element selected from Co, Fe, and Ni. The same effect can be obtained even when M2 uses at least one nonmagnetic 3d transition metal element selected from Ti, V, Cr, and Mn. Even if X uses at least one nonmetallic element selected from N, O, and C, the same effect can be obtained.
本変形例５では、上部ピン層上層１３３２に磁性化合物層Ｍ１−Ｍ２−Ｘを用い、上部ピン層下層１３３１に強磁性薄膜層を用いたが、上部ピン層上層１３３２に強磁性薄膜層を用い、上部ピン層下層１３３１に磁性化合物層に用いることも可能である。磁性化合物のスピン依存散乱をバルク散乱と界面散乱にわけて考えた場合、磁性化合物層Ｍ１−Ｍ２−Ｘの作製方法によっては、スピン依存バルク散乱は強磁性薄膜層に用いられる従来強磁性材料よりも高く、スピン依存界面散乱は強磁性薄膜層に用いられる従来強磁性材料よりも低くなる場合がある。このような場合は、スペーサ層界面には、強磁性薄膜層を配置して、磁性化合物層のスピン依存バルク散乱効果のみを有効に用い、高いＭＲ変化率を得ることができる。また、本変形例５では、磁性化合物層と強磁性薄膜層との２層積層としたが、強磁性薄膜層/磁性化合物層/強磁性薄膜層のような３層積層としてもよい。
In the fifth modification, the magnetic compound layer M1-M2-X is used for the upper pinned layer
本変形例５では、フリー層は磁性化合物Ｍ１−Ｍ２−Ｘ単層としたが、従来材料を用いてもよい。また、本変形例４と組み合わせて、フリー層およびピン層の両方の磁性層が磁性化合物層と強磁性薄膜層との積層構造を有していたもよい。 In the fifth modification, the free layer is a magnetic compound M1-M2-X single layer, but a conventional material may be used. In combination with Modification 4, both the free layer and the pinned magnetic layer may have a laminated structure of a magnetic compound layer and a ferromagnetic thin film layer.
（実施例２）
次に本発明の実施例２である磁気抵抗効果素子について説明する。本実施例では、磁性化合物の材料を変化させている点が実施例１と異なるため、実施例１と明らかに異なる部分について説明し、同様の部分については説明を省略する。
(Example 2)
Next, a magnetoresistive effect element that is Embodiment 2 of the present invention will be described. In this example, since the material of the magnetic compound is changed from that of Example 1, parts that are clearly different from Example 1 will be described, and description of similar parts will be omitted.
本実施例では、上部ピン層１３３とフリー層１５に磁性化合物Ｃｏ−Ｖ−Ｏ［３ｎｍ］を用いて、Ｃｏ−Ｖ−Ｏの組成比を変えて磁気抵抗効果素子を作製した。また、比較例として、上部ピン層１３３とフリー層１５に従来材料Ｃｏ９０Ｆｅ１０［３ｎｍ］を用いた磁気抵抗素子も作製した。
In this example, a magnetoresistive effect element was manufactured using the magnetic compound Co—V—O [3 nm] for the upper pinned
本実施例の磁気抵抗効果素子を評価したところ、特定の範囲のＣｏ−Ｖ−Ｏの組成比で作製した磁気抵抗効果素子において、比較例よりも大きなＭＲ比が得られることを確認した。このようなＭＲ比の増大は、適正な組成比を作製することで、磁性化合物が高いスピン分極率を有しているためと考えられる。 When the magnetoresistive effect element of this example was evaluated, it was confirmed that an MR ratio larger than that of the comparative example was obtained in a magnetoresistive effect element manufactured with a Co—V—O composition ratio in a specific range. Such an increase in MR ratio is considered to be because the magnetic compound has a high spin polarizability by producing an appropriate composition ratio.
本実施例では、式ＣｏａＶｂＯｃ で表される組成式において下記の表２に示す組成比の磁気抵抗効果素子を作製した。（ここでａ、ｂ、ｃは原子%[at.%]である。）表２には、各組成において比較例に対するＭＲ比の向上の有無を合わせて示す。
比較例のA00のＭＲ比は０．６％であった。５≦a≦６８かつ、１０≦ｂ≦７３かつ、２２≦ｃ≦８５であるの範囲で作製した磁気抵抗効果素子が比較例を上回る１％以上のＭＲ比を確認できた。また、前述した範囲の中でも、３０≦ｃ≦７５の範囲で作製した磁気抵抗効果素子では１５％を超える特に大きなＭＲ比を確認でき、磁性化合物を用いたことによるＭＲ比の向上が特に顕著に見られた。 The MR ratio of A00 of the comparative example was 0.6%. An MR ratio of 1% or more, which exceeds the comparative example, was confirmed for magnetoresistive elements manufactured in the ranges of 5 ≦ a ≦ 68, 10 ≦ b ≦ 73, and 22 ≦ c ≦ 85. In addition, among the above-described ranges, particularly large MR ratio exceeding 15% can be confirmed in the magnetoresistive effect element manufactured in the range of 30 ≦ c ≦ 75, and the improvement of the MR ratio by using the magnetic compound is particularly remarkable. It was seen.
式Ｍ１ａ Ｍ２ｂＸｃ で表される磁性化合物中の非磁性３ｄ金属元素Ｔｉ，Ｖ，Ｃｒ，Ｍｎの組成比ｂは、添加量が少なすぎると、非磁性３ｄ金属元素のスピン依存伝導への寄与が少なくなるため、１０≦ｂとすることが望ましい。ただし、添加量が多すぎると、非磁性３ｄ金属元素と磁性３ｄ金属元素の結合が少なくなるため、非磁性３ｄ遷移金属元素の磁性が弱まってしまう。そのため、１０≦ｂ≦７３であることがより望ましい。 The composition ratio b of the nonmagnetic 3d metal elements Ti, V, Cr, and Mn in the magnetic compound represented by the formula M1a M2bXc is too small to contribute to the spin-dependent conduction of the nonmagnetic 3d metal elements. Therefore, it is desirable that 10 ≦ b. However, when the addition amount is too large, the bond between the nonmagnetic 3d metal element and the magnetic 3d metal element is reduced, so that the magnetism of the nonmagnetic 3d transition metal element is weakened. Therefore, it is more desirable that 10 ≦ b ≦ 73.
式Ｍ１ａ Ｍ２ｂＸｃ で表される磁性化合物中の非金属元素Ｎ，Ｏ，Ｃの組成比ｃは、非磁性３ｄ遷移金属と磁性３ｄ遷移金属のバンド構造の変化を助長する効果を得るためには２２≦ｃとすることが望ましい。ただし、添加量が多すぎると、相対的に非磁性３ｄ遷移金属元素と磁性３ｄ遷移金属元素が少なくなり、スピン依存伝導を担う元素が少なくなるため、２２≦ｃ≦８５であることが望ましい。さらに、含有される非磁性３ｄ遷移金属と磁性３ｄ遷移金属の大半の元素と結合して、大きいスピン分極率を得るためには、３０≦ｃ≦７５であると、特に大きいＭＲ比を得ることができる。 The composition ratio c of the nonmetallic elements N, O, and C in the magnetic compound represented by the formula M1a M2bXc is 22 to obtain the effect of promoting the change in the band structure of the nonmagnetic 3d transition metal and the magnetic 3d transition metal. It is desirable that ≦ c. However, if the addition amount is too large, the non-magnetic 3d transition metal element and the magnetic 3d transition metal element are relatively reduced, and the elements responsible for spin-dependent conduction are reduced. Therefore, 22 ≦ c ≦ 85 is desirable. Furthermore, in order to obtain a large spin polarizability by combining with the contained nonmagnetic 3d transition metal and most elements of the magnetic 3d transition metal, a particularly large MR ratio is obtained when 30 ≦ c ≦ 75. Can do.
式Ｍ１ａ Ｍ２ｂＸｃ で表される磁性化合物中の磁性３d金属元素Ｃｏ，Ｆｅ，Ｎｉの組成比ａは、添加量が少なすぎると、非磁性３ｄ金属元素と磁性３ｄ金属元素の結合が少なくなるため、非磁性３ｄ遷移金属元素の磁性が弱まってしまう。ただし、添加量が多すぎると、相対的に非磁性３ｄ金属元素の組成比ｂ及び非金属元素の組成比ｃが少なくなり、既に示した非磁性３ｄ金属元素と非金属元素の添加によるスピン分極率の増大効果が弱まってしまう。そのため、５≦a≦６８であることが望ましい。 Since the composition ratio a of the magnetic 3d metal elements Co, Fe, and Ni in the magnetic compound represented by the formula M1a M2bXc is too small, the bond between the nonmagnetic 3d metal element and the magnetic 3d metal element decreases. The magnetism of the nonmagnetic 3d transition metal element is weakened. However, if the addition amount is too large, the composition ratio b of the nonmagnetic 3d metal element and the composition ratio c of the nonmetal element are relatively reduced, and the spin polarization due to the addition of the nonmagnetic 3d metal element and the nonmetal element already shown. The effect of increasing the rate will be weakened. Therefore, it is desirable that 5 ≦ a ≦ 68.
本実施例では、磁性化合物式Ｍ１ａ Ｍ２ｂＸｃの組成として、Ｍ１としてＣｏ，Ｍ２としてＶ，ＸとしてＯを用いたが、Ｍ１は、Ｃｏ，Ｆｅ，Ｎｉから選択される少なくとも一種の磁性３ｄ遷移金属元素を用いても同様の効果を得ることができる。Ｍ２は、Ｔｉ，Ｖ，Ｃｒ，Ｍｎから選択される少なくとも一種の非磁性３ｄ遷移金属元素を用いても同様の効果を得ることができる。Ｘは、Ｎ，Ｏ，Ｃから選択される少なくとも一種の非金属元素を用いても同様の効果を得ることができる。 In this example, as the composition of the magnetic compound formula M1a M2bXc, Co was used as M1, V was used as M2, and O was used as X. However, M1 is at least one magnetic 3d transition metal element selected from Co, Fe, and Ni. The same effect can be obtained even if is used. The same effect can be obtained even when M2 uses at least one nonmagnetic 3d transition metal element selected from Ti, V, Cr, and Mn. Even if X uses at least one nonmetallic element selected from N, O, and C, the same effect can be obtained.
なお、本実施例２においても、実施例１に対する変形例１〜５のような膜構造のバリエーションが適用可能である。 Also in the second embodiment, variations of the film structure like the first to fifth modifications to the first embodiment can be applied.
（実施例３）
次に本発明の実施例３である磁気抵抗効果素子について説明する。本実施例では、磁性化合物の材料を変化させている点が実施例１と異なるため、実施例１と明らかに異なる部分について説明し、同様の部分については説明を省略する。
(Example 3)
Next, a magnetoresistive effect element that is Embodiment 3 of the present invention will be described. In this example, since the material of the magnetic compound is changed from that of Example 1, parts that are clearly different from Example 1 will be described, and description of similar parts will be omitted.
本実施例では、上部ピン層１３３とフリー層１５に磁性化合物Ｃｏ−Ｃｒ−Ｏ［３ｎｍ］を用いて、Ｃｏ−Ｃｒ−Ｏの組成比を変えて磁気抵抗効果素子を作製した。また、比較例として、上部ピン層１３３とフリー層１５に従来材料Ｃｏ９０Ｆｅ１０ ［３ｎｍ］を用いた磁気抵抗素子も作製した。
In this example, the magnetoresistive effect element was manufactured by using the magnetic compound Co—Cr—O [3 nm] for the upper pinned
本実施例の磁気抵抗効果素子を評価したところ、特定の範囲のＣｏ−Ｃｒ−Ｏの組成比で作製した磁気抵抗効果素子において、比較例よりも大きなＭＲ比が得られることを確認した。このようなＭＲ比の増大は、適正な組成比を作製することで、磁性化合物が高いスピン分極率を有しているためと考えられる。 When the magnetoresistive effect element of this example was evaluated, it was confirmed that an MR ratio larger than that of the comparative example was obtained in a magnetoresistive effect element manufactured with a composition ratio of Co—Cr—O within a specific range. Such an increase in MR ratio is considered to be because the magnetic compound has a high spin polarizability by producing an appropriate composition ratio.
本実施例では、式ＣｏａＣｒｂＯｃ で表される組成式において下記の表３に示す組成比の磁気抵抗効果素子を作製した。（ここでａ、ｂ、ｃは原子%[at.%]である。）表３には、各組成において比較例に対するＭＲ比の向上の有無を合わせて示す。
比較例のA00のＭＲ比は０．６％であった。５≦a≦６８かつ、１０≦ｂ≦７３かつ、２２≦ｃ≦８５であるの範囲で作製した磁気抵抗効果素子が比較例を上回る１％以上のMR比を確認できた。また、前述した範囲の中でも、３０≦ｃ≦７５の範囲で作製した磁気抵抗効果素子では１５％を超える特に大きなＭＲ比を確認でき、磁性化合物を用いたことによるＭＲ比の向上が特に顕著に見られた。 The MR ratio of A00 of the comparative example was 0.6%. An MR ratio of 1% or more, which exceeds the comparative example, was confirmed for magnetoresistive elements manufactured in the range of 5 ≦ a ≦ 68, 10 ≦ b ≦ 73, and 22 ≦ c ≦ 85. In addition, among the above-described ranges, particularly large MR ratio exceeding 15% can be confirmed in the magnetoresistive effect element manufactured in the range of 30 ≦ c ≦ 75, and the improvement of the MR ratio by using the magnetic compound is particularly remarkable. It was seen.
式Ｍ１ａ Ｍ２ｂＸｃ で表される磁性化合物中の非磁性３ｄ金属元素Ｔｉ，Ｖ，Ｃｒ，Ｍｎの組成比ｂは、添加量が少なすぎると、非磁性３ｄ金属元素のスピン依存伝導への寄与が少なくなるため、１０≦ｂとすることが望ましい。ただし、添加量が多すぎると、非磁性３ｄ金属元素と磁性３ｄ金属元素の結合が少なくなるため、非磁性３ｄ遷移金属元素の磁性が弱まってしまう。そのため、１０≦ｂ≦７３であることがより望ましい。 The composition ratio b of the nonmagnetic 3d metal elements Ti, V, Cr, and Mn in the magnetic compound represented by the formula M1a M2bXc is too small to contribute to the spin-dependent conduction of the nonmagnetic 3d metal elements. Therefore, it is desirable that 10 ≦ b. However, when the addition amount is too large, the bond between the nonmagnetic 3d metal element and the magnetic 3d metal element is reduced, so that the magnetism of the nonmagnetic 3d transition metal element is weakened. Therefore, it is more desirable that 10 ≦ b ≦ 73.
式Ｍ１ａ Ｍ２ｂＸｃ で表される磁性化合物中の非金属元素Ｎ，Ｏ，Ｃの組成比ｃは、非磁性３ｄ遷移金属と磁性３ｄ遷移金属のバンド構造の変化を助長する効果を得るためには２２≦ｃとすることが望ましい。ただし、添加量が多すぎると、相対的に非磁性３ｄ遷移金属元素と磁性３ｄ遷移金属元素が少なくなり、スピン依存伝導を担う元素が少なくなるため、２２≦ｃ≦８５であることが望ましい。さらに、含有される非磁性３ｄ遷移金属と磁性３ｄ遷移金属の大半の元素と結合して、大きいスピン分極率を得るためには、３０≦ｃ≦７５であると、特に大きいＭＲ比を得ることができる。 The composition ratio c of the nonmetallic elements N, O, and C in the magnetic compound represented by the formula M1a M2bXc is 22 to obtain the effect of promoting the change in the band structure of the nonmagnetic 3d transition metal and the magnetic 3d transition metal. It is desirable that ≦ c. However, if the addition amount is too large, the non-magnetic 3d transition metal element and the magnetic 3d transition metal element are relatively reduced, and the elements responsible for spin-dependent conduction are reduced. Therefore, 22 ≦ c ≦ 85 is desirable. Furthermore, in order to obtain a large spin polarizability by combining with the contained nonmagnetic 3d transition metal and most elements of the magnetic 3d transition metal, a particularly large MR ratio is obtained when 30 ≦ c ≦ 75. Can do.
式Ｍ１ａ Ｍ２ｂＸｃ で表される磁性化合物中の磁性３d金属元素Ｃｏ，Ｆｅ，Ｎｉの組成比ａは、添加量が少なすぎると、非磁性３ｄ金属元素と磁性３ｄ金属元素の結合が少なくなるため、非磁性３ｄ遷移金属元素の磁性が弱まってしまう。ただし、添加量が多すぎると、相対的に非磁性３ｄ金属元素の組成比ｂ及び非金属元素の組成比ｃが少なくなり、既に示した非磁性３ｄ金属元素と非金属元素の添加によるスピン分極率の増大効果が弱まってしまう。そのため、５≦a≦６８であることが望ましい。 Since the composition ratio a of the magnetic 3d metal elements Co, Fe, and Ni in the magnetic compound represented by the formula M1a M2bXc is too small, the bond between the nonmagnetic 3d metal element and the magnetic 3d metal element decreases. The magnetism of the nonmagnetic 3d transition metal element is weakened. However, if the addition amount is too large, the composition ratio b of the nonmagnetic 3d metal element and the composition ratio c of the nonmetal element are relatively reduced, and the spin polarization due to the addition of the nonmagnetic 3d metal element and the nonmetal element already shown. The effect of increasing the rate will be weakened. Therefore, it is desirable that 5 ≦ a ≦ 68.
本実施例では、磁性化合物式Ｍ１ａ Ｍ２ｂＸｃの組成として、Ｍ１としてＣｏ，Ｍ２としてＣｒ，ＸとしてＯを用いたが、Ｍ１は、Ｃｏ，Ｆｅ，Ｎｉから選択される少なくとも一種の磁性３ｄ遷移金属元素を用いても同様の効果を得ることができる。Ｍ２は、Ｔｉ，Ｖ，Ｃｒ，Ｍｎから選択される少なくとも一種の非磁性３ｄ遷移金属元素を用いても同様の効果を得ることができる。Ｘは、Ｎ，Ｏ，Ｃから選択される少なくとも一種の非金属元素を用いても同様の効果を得ることができる。 In this example, as the composition of the magnetic compound formula M1a M2bXc, Co was used as M1, Cr was used as M2, and O was used as X. However, M1 is at least one magnetic 3d transition metal element selected from Co, Fe, and Ni. The same effect can be obtained even if is used. The same effect can be obtained even when M2 uses at least one nonmagnetic 3d transition metal element selected from Ti, V, Cr, and Mn. Even if X uses at least one nonmetallic element selected from N, O, and C, the same effect can be obtained.
なお、本実施例３においても、実施例１に対する変形例１〜５のような膜構造のバリエーションが適用可能である。 Also in the third embodiment, variations of the film structure such as the first to fifth modifications to the first embodiment can be applied.
（実施例４）
次に本発明の実施例４である磁気抵抗効果素子について説明する。本実施例では、磁性化合物の材料を変化させている点が実施例１と異なるため、実施例１と明らかに異なる部分について説明し、同様の部分については説明を省略する。
Example 4
Next, a magnetoresistive element that is Embodiment 4 of the present invention will be described. In this example, since the material of the magnetic compound is changed from that of Example 1, parts that are clearly different from Example 1 will be described, and description of similar parts will be omitted.
本実施例では、上部ピン層１３３とフリー層１５に磁性化合物Ｃｏ−Ｍｎ−Ｏ［３ｎｍ］を用いて、Ｃｏ−Ｍｎ−Ｏの組成比を変えて磁気抵抗効果素子を作製した。また、比較例として、上部ピン層１３３とフリー層１５に従来材料Ｃｏ９０Ｆｅ１０ ［３ｎｍ］を用いた磁気抵抗素子も作製した。
In this example, magnetoresistive elements were manufactured by using the magnetic compound Co—Mn—O [3 nm] for the upper pinned
本実施例の磁気抵抗効果素子を評価したところ、特定の範囲のＣｏ−Ｍｎ−Ｏの組成比で作製した磁気抵抗効果素子において、比較例よりも大きなＭＲ比が得られることを確認した。このようなＭＲ比の増大は、適正な組成比を作製することで、磁性化合物が高いスピン分極率を有しているためと考えられる。 When the magnetoresistive effect element of this example was evaluated, it was confirmed that an MR ratio larger than that of the comparative example was obtained in the magnetoresistive effect element manufactured with a composition ratio of Co—Mn—O within a specific range. Such an increase in MR ratio is considered to be because the magnetic compound has a high spin polarizability by producing an appropriate composition ratio.
本実施例では、式ＣｏａＭｎｂＯｃ で表される組成式において下記の表４に示す組成比の磁気抵抗効果素子を作製した。（ここでａ、ｂ、ｃは原子%[at.%]である。）表４には、各組成において比較例に対するＭＲ比の向上の有無を合わせて示す。
比較例のA00のＭＲ比は０．６％であった。５≦a≦６８かつ、１０≦ｂ≦７３かつ、２２≦ｃ≦８５であるの範囲で作製した磁気抵抗効果素子が比較例を上回る１％以上のMR比を確認できた。また、前述した範囲の中でも、３０≦ｃ≦７５の範囲で作製した磁気抵抗効果素子では１５％を超える特に大きなＭＲ比を確認でき、磁性化合物を用いたことによるＭＲ比の向上が特に顕著に見られた。 The MR ratio of A00 of the comparative example was 0.6%. An MR ratio of 1% or more, which exceeds the comparative example, was confirmed for magnetoresistive elements manufactured in the range of 5 ≦ a ≦ 68, 10 ≦ b ≦ 73, and 22 ≦ c ≦ 85. In addition, among the above-described ranges, particularly large MR ratio exceeding 15% can be confirmed in the magnetoresistive effect element manufactured in the range of 30 ≦ c ≦ 75, and the improvement of the MR ratio by using the magnetic compound is particularly remarkable. It was seen.
式Ｍ１ａ Ｍ２ｂＸｃ で表される磁性化合物中の非磁性３ｄ金属元素Ｔｉ，Ｖ，Ｃｒ，Ｍｎの組成比ｂは、添加量が少なすぎると、非磁性３ｄ金属元素のスピン依存伝導への寄与が少なくなるため、１０≦ｂとすることが望ましい。ただし、添加量が多すぎると、非磁性３ｄ金属元素と磁性３ｄ金属元素の結合が少なくなるため、非磁性３ｄ遷移金属元素の磁性が弱まってしまう。そのため、１０≦ｂ≦７３であることがより望ましい。 The composition ratio b of the nonmagnetic 3d metal elements Ti, V, Cr, and Mn in the magnetic compound represented by the formula M1a M2bXc is too small to contribute to the spin-dependent conduction of the nonmagnetic 3d metal elements. Therefore, it is desirable that 10 ≦ b. However, when the addition amount is too large, the bond between the nonmagnetic 3d metal element and the magnetic 3d metal element is reduced, so that the magnetism of the nonmagnetic 3d transition metal element is weakened. Therefore, it is more desirable that 10 ≦ b ≦ 73.
式Ｍ１ａ Ｍ２ｂＸｃ で表される磁性化合物中の非金属元素Ｎ，Ｏ，Ｃの組成比ｃは、非磁性３ｄ遷移金属と磁性３ｄ遷移金属のバンド構造の変化を助長する効果を得るためには２２≦ｃとすることが望ましい。ただし、添加量が多すぎると、相対的に非磁性３ｄ遷移金属元素と磁性３ｄ遷移金属元素が少なくなり、スピン依存伝導を担う元素が少なくなるため、２２≦ｃ≦８５であることが望ましい。さらに、含有される非磁性３ｄ遷移金属と磁性３ｄ遷移金属の大半の元素と結合して、大きいスピン分極率を得るためには、３０≦ｃ≦７５であると、特に大きいＭＲ比を得ることができる。 The composition ratio c of the nonmetallic elements N, O, and C in the magnetic compound represented by the formula M1a M2bXc is 22 to obtain the effect of promoting the change in the band structure of the nonmagnetic 3d transition metal and the magnetic 3d transition metal. It is desirable that ≦ c. However, if the addition amount is too large, the non-magnetic 3d transition metal element and the magnetic 3d transition metal element are relatively reduced, and the elements responsible for spin-dependent conduction are reduced. Therefore, 22 ≦ c ≦ 85 is desirable. Furthermore, in order to obtain a large spin polarizability by combining with the contained nonmagnetic 3d transition metal and most elements of the magnetic 3d transition metal, a particularly large MR ratio is obtained when 30 ≦ c ≦ 75. Can do.
式Ｍ１ａ Ｍ２ｂＸｃ で表される磁性化合物中の磁性３d金属元素Ｃｏ，Ｆｅ，Ｎｉの組成比ａは、添加量が少なすぎると、非磁性３ｄ金属元素と磁性３ｄ金属元素の結合が少なくなるため、非磁性３ｄ遷移金属元素の磁性が弱まってしまう。ただし、添加量が多すぎると、相対的に非磁性３ｄ金属元素の組成比ｂ及び非金属元素の組成比ｃが少なくなり、既に示した非磁性３ｄ金属元素と非金属元素の添加によるスピン分極率の増大効果が弱まってしまう。そのため、５≦a≦６８であることが望ましい。 Since the composition ratio a of the magnetic 3d metal elements Co, Fe, and Ni in the magnetic compound represented by the formula M1a M2bXc is too small, the bond between the nonmagnetic 3d metal element and the magnetic 3d metal element decreases. The magnetism of the nonmagnetic 3d transition metal element is weakened. However, if the addition amount is too large, the composition ratio b of the nonmagnetic 3d metal element and the composition ratio c of the nonmetal element are relatively reduced, and the spin polarization due to the addition of the nonmagnetic 3d metal element and the nonmetal element already shown. The effect of increasing the rate will be weakened. Therefore, it is desirable that 5 ≦ a ≦ 68.
本実施例では、磁性化合物式Ｍ１ａ Ｍ２ｂＸｃの組成として、Ｍ１としてＣｏ，Ｍ２としてＣｒ，ＸとしてＯを用いたが、Ｍ１は、Ｃｏ，Ｆｅ，Ｎｉから選択される少なくとも一種の磁性３ｄ遷移金属元素を用いても同様の効果を得ることができる。Ｍ２は、Ｔｉ，Ｖ，Ｃｒ，Ｍｎから選択される少なくとも一種の非磁性３ｄ遷移金属元素を用いても同様の効果を得ることができる。Ｘは、Ｎ，Ｏ，Ｃから選択される少なくとも一種の非金属元素を用いても同様の効果を得ることができる。 In this example, as the composition of the magnetic compound formula M1a M2bXc, Co was used as M1, Cr was used as M2, and O was used as X. However, M1 is at least one magnetic 3d transition metal element selected from Co, Fe, and Ni. The same effect can be obtained even if is used. The same effect can be obtained even when M2 uses at least one nonmagnetic 3d transition metal element selected from Ti, V, Cr, and Mn. Even if X uses at least one nonmetallic element selected from N, O, and C, the same effect can be obtained.
なお、本実施例４においても、実施例１に対する変形例１〜５のような膜構造のバリエーションが適用可能である。 Also in the fourth embodiment, variations of the film structure such as the first to fifth modifications to the first embodiment can be applied.
（実施例５）
実施例１〜４に示した磁気抵抗効果素子においては、スペーサ層１４がＣｕであったが、ここではスペーサ層１４として抵抗調整層を有する磁気抵抗効果素子においても本発明の効果が得られるかどうかを検討した。ここで用いた抵抗調整層１４２は、Ｃｕからなるメタルパスを持つＡｌ−ＯからなるＮＯＬ（Nano Oxide Layer）である。Ｃｕメタルパスは絶縁部分であるＡｌ−Ｏを貫通しており、磁化自由層と磁化固着層をオーミックに接続している。
(Example 5)
In the magnetoresistive effect elements shown in Examples 1 to 4, the
本実施例の磁気抵抗効果素子を図７に示す。基板上に形成された，下電極２１，下地層１１，ピニング層１２，ピン層１３，スペーサ層１４，フリー層１５，キャップ層１６，および上電極２２を有する。本実施例では、シンセティックスピンバルブ構造をとっており、ピン層１３のスペーサ側の上部ピン層１３３、及びフリー層１５に、式Ｍ１ａ Ｍ２ｂＸｃ で表される、磁性化合物層を採用する。
FIG. 7 shows a magnetoresistive element of this example. A
スペーサ層１４は、金属層１４１と抵抗調整層１４２と金属層１４３から構成される。抵抗調整層１４２はＣｕからなるメタルパス１４２aを持つＡｌ−Ｏからなる絶縁層１４２ｂより構成されるＮＯＬ（Nano Oxide Layer）である。抵抗調整層１４２の絶縁層１４２ｂは、Ａｌ−Ｏ以外にＳｉ，Ｍｇ，Ｔａ，Ｔｉ，ＺｒおよびＺｎなどおよびそれらを主成分とする合金の酸化物でもよい。また，被酸化金属層から変換される絶縁層は酸化物に限らず，窒化物や酸窒化物でもよい。抵抗調整層１４２のメタルパス１４２aの材料としては、酸化されにくく，かつ比抵抗の低い材料が望ましく、Ｃｕ，Ａｕ，Ａｇなどを用い
ることができる。
The
金属層１４１は、抵抗調整層１４２を作製する上で、メタルパス１４２aの供給源となったり、その下にあるピン層１３がスペーサ層１４２の酸化物に接して余分に酸化されないようにするバリア層としての機能を有している。そのため、酸化されにくく，かつ比抵抗の低い材料が望ましく、Ｃｕ，Ａｕ，Ａｇなどを用いることができる。
The
金属層１４３は，その上に成膜されるフリー層１５がスペーサ層１４２の酸化物に接して余分に酸化されないようにするバリア層としての機能を有しており、Ｃｕ，Ａｕ，Ａｇなどを用いることができる。
The
本実施例では、スペーサ層１４以外の構成要素は実施例１と同じとし、上部ピン層１３３とフリー層１５に磁性化合物Ｃｏ−Ｔｉ−Ｏ［３ｎｍ］を用いて、Ｃｏ−Ｔｉ−Ｏの組成比を変えて磁気抵抗効果素子を作製した。また、比較例として、上部ピン層１３３とフリー層１５に従来材料Ｃｏ９０Ｆｅ１０［３ｎｍ］を用いた磁気抵抗素子も作製した。
In the present embodiment, the components other than the
本実施例の磁気抵抗効果素子を評価したところ、特定の範囲のＣｏ−Ｔｉ−Ｏの組成比で作製した磁気抵抗効果素子において、比較例よりも大きなＭＲ比が得られることを確認した。このようなＭＲ比の増大は、適正な組成比を作製することで、磁性化合物が高いスピン分極率を有しているためと考えられる。 When the magnetoresistive effect element of this example was evaluated, it was confirmed that an MR ratio larger than that of the comparative example was obtained in the magnetoresistive effect element manufactured with a composition ratio of Co—Ti—O in a specific range. Such an increase in MR ratio is considered to be because the magnetic compound has a high spin polarizability by producing an appropriate composition ratio.
本実施例では、式ＣｏａＴｉｂＯｃ で表される組成式において下記の表５に示す組成比の磁気抵抗効果素子を作製した。（ここでａ、ｂ、ｃは原子%[at.%]である。）表５には、各組成において比較例に対するＭＲ比の向上の有無を合わせて示す。
比較例のE00のＭＲ比は５％であった。５≦a≦６８かつ、１０≦ｂ≦７３かつ、２２≦ｃ≦８５であるの範囲で作製した磁気抵抗効果素子が比較例を上回る６％以上のMR比を確認できた。また、前述した範囲の中でも、３０≦ｃ≦７５の範囲で作製した磁気抵抗効果素子では２０％を超える特に大きなＭＲ比を確認でき、磁性化合物を用いたことによるＭＲ比の向上が特に顕著に見られた。 The MR ratio of E00 of the comparative example was 5%. An MR ratio of 6% or more was confirmed in which the magnetoresistive effect element manufactured in the range of 5 ≦ a ≦ 68, 10 ≦ b ≦ 73, and 22 ≦ c ≦ 85 exceeds the comparative example. In addition, among the above-described ranges, particularly large MR ratio exceeding 20% can be confirmed in the magnetoresistive effect element manufactured in the range of 30 ≦ c ≦ 75, and the improvement of the MR ratio by using the magnetic compound is particularly remarkable. It was seen.
以上により、Ｃｕメタルパスを有するＡｌ−Ｏ ＮＯＬ構造のスペーサ層１４を有する磁気抵抗効果素子においても、本発明の磁性化合物Ｍ１−Ｍ２−Ｘの採用によるＭＲ比向上という効果をそのまま維持することができる。
As described above, even in the magnetoresistive effect element having the Al—O NOL
式Ｍ１ａ Ｍ２ｂＸｃ で表される磁性化合物中の非磁性３ｄ金属元素Ｔｉ，Ｖ，Ｃｒ，Ｍｎの組成比ｂは、添加量が少なすぎると、非磁性３ｄ金属元素のスピン依存伝導への寄与が少なくなるため、１０≦ｂとすることが望ましい。ただし、添加量が多すぎると、非磁性３ｄ金属元素と磁性３ｄ金属元素の結合が少なくなるため、非磁性３ｄ遷移金属元素の磁性が弱まってしまう。そのため、１０≦ｂ≦７３であることがより望ましい。 The composition ratio b of the nonmagnetic 3d metal elements Ti, V, Cr, and Mn in the magnetic compound represented by the formula M1a M2bXc is too small to contribute to the spin-dependent conduction of the nonmagnetic 3d metal elements. Therefore, it is desirable that 10 ≦ b. However, when the addition amount is too large, the bond between the nonmagnetic 3d metal element and the magnetic 3d metal element is reduced, so that the magnetism of the nonmagnetic 3d transition metal element is weakened. Therefore, it is more desirable that 10 ≦ b ≦ 73.
式Ｍ１ａ Ｍ２ｂＸｃ で表される磁性化合物中の非金属元素Ｎ，Ｏ，Ｃの組成比ｃは、非磁性３ｄ遷移金属と磁性３ｄ遷移金属のバンド構造の変化を助長する効果を得るためには２２≦ｃとすることが望ましい。ただし、添加量が多すぎると、相対的に非磁性３ｄ遷移金属元素と磁性３ｄ遷移金属元素が少なくなり、スピン依存伝導を担う元素が少なくなるため、２２≦ｃ≦８５であることが望ましい。さらに、含有される非磁性３ｄ遷移金属と磁性３ｄ遷移金属の大半の元素と結合して、大きいスピン分極率を得るためには、３０≦ｃ≦７５であると、特に大きいＭＲ比を得ることができる。 The composition ratio c of the nonmetallic elements N, O, and C in the magnetic compound represented by the formula M1a M2bXc is 22 to obtain the effect of promoting the change in the band structure of the nonmagnetic 3d transition metal and the magnetic 3d transition metal. It is desirable that ≦ c. However, if the addition amount is too large, the non-magnetic 3d transition metal element and the magnetic 3d transition metal element are relatively reduced, and the elements responsible for spin-dependent conduction are reduced. Therefore, 22 ≦ c ≦ 85 is desirable. Furthermore, in order to obtain a large spin polarizability by combining with the contained nonmagnetic 3d transition metal and most elements of the magnetic 3d transition metal, a particularly large MR ratio is obtained when 30 ≦ c ≦ 75. Can do.
式Ｍ１ａ Ｍ２ｂＸｃ で表される磁性化合物中の磁性３d金属元素Ｃｏ，Ｆｅ，Ｎｉの組成比ａは、添加量が少なすぎると、非磁性３ｄ金属元素と磁性３ｄ金属元素の結合が少なくなるため、非磁性３ｄ遷移金属元素の磁性が弱まってしまう。ただし、添加量が多すぎると、相対的に非磁性３ｄ金属元素の組成比ｂ及び非金属元素の組成比ｃが少なくなり、既に示した非磁性３ｄ金属元素と非金属元素の添加によるスピン分極率の増大効果が弱まってしまう。そのため、５≦a≦６８であることが望ましい。 Since the composition ratio a of the magnetic 3d metal elements Co, Fe, and Ni in the magnetic compound represented by the formula M1a M2bXc is too small, the bond between the nonmagnetic 3d metal element and the magnetic 3d metal element decreases. The magnetism of the nonmagnetic 3d transition metal element is weakened. However, if the addition amount is too large, the composition ratio b of the nonmagnetic 3d metal element and the composition ratio c of the nonmetal element are relatively reduced, and the spin polarization due to the addition of the nonmagnetic 3d metal element and the nonmetal element already shown. The effect of increasing the rate will be weakened. Therefore, it is desirable that 5 ≦ a ≦ 68.
本実施例では、磁性化合物式Ｍ１ａ Ｍ２ｂＸｃの組成として、Ｍ１としてＣｏ，Ｍ２としてＴｉ，ＸとしてＯを用いたが、Ｍ１は、Ｃｏ，Ｆｅ，Ｎｉから選択される少なくとも一種の磁性３ｄ遷移金属元素を用いても同様の効果を得ることができる。Ｍ２は、Ｔｉ，Ｖ，Ｃｒ，Ｍｎから選択される少なくとも一種の非磁性３ｄ遷移金属元素を用いても同様の効果を得ることができる。Ｘは、Ｎ，Ｏ，Ｃから選択される少なくとも一種の非金属元素を用いても同様の効果を得ることができる。 In this example, as the composition of the magnetic compound formula M1a M2bXc, Co was used as M1, Ti was used as M2, and O was used as X. However, M1 is at least one magnetic 3d transition metal element selected from Co, Fe, and Ni. The same effect can be obtained even if is used. The same effect can be obtained even when M2 uses at least one nonmagnetic 3d transition metal element selected from Ti, V, Cr, and Mn. Even if X uses at least one nonmetallic element selected from N, O, and C, the same effect can be obtained.
（変形例６：スペーサ層がＣＣＰ−ＮＯＬかつフリー層が積層構造の場合）
図８に、図７に示される実施例５の変形例として、スペーサ層１４に抵抗調整層１４２が用いられ、かつフリー層を磁性化合物層と強磁性薄膜層との積層構造とした磁気抵抗効果素子を示す。
(Modification 6: When the spacer layer is CCP-NOL and the free layer is a laminated structure)
FIG. 8 shows a modified example of the fifth embodiment shown in FIG. 7, in which a
図８において、本変形例４の磁気抵抗効果素子は、基板上に形成された，下電極２１，下地層１１，ピニング層１２，ピン層１３，スペーサ層１４，フリー層１５，キャップ層１６，および上電極２２を有する。本変形例４では、フリー層１５が下部フリー層１５１と上部フリー層１５２の積層構造となっている。また、本変形例４では、シンセティックスピンバルブ構造をとっており、ピン層１３のスペーサ側の上部ピン層１３３、と下部フリー層１５１に磁性化合物層Ｍ１−Ｍ２−Ｘを採用している。
In FIG. 8, the magnetoresistive effect element of Modification 4 includes a
上部フリー層１５２に用いる強磁性薄膜層は、磁性化合物層よりも軟磁気特性に優れる軟磁性膜を用いることにより、磁場応答性をよくすることができる。上部フリー層１５２に用いる強磁性薄膜層として、ＮｉＦｅ合金を用いることができる。ＮｉＦｅ合金の組成は、ＮｉxＦｅ100-x （ｘ＝７８〜８５％程度）が好ましく、ＮｉＦｅ層の膜厚は２〜５ｎｍ程度が好ましい。ＮｉＦｅ層を用いない場合には、１〜２ｎｍのＣｏＦｅ層またはＦｅ層と０．１〜０．８ｎｍ程度の極薄Ｃｕ層とを、複数層交互に積層したフリー層を用いてもよい。また、ＣｏＦｅ合金のなかでも特に軟磁気特性が安定なＣｏ90Ｆｅ10 を用いてもよい。Ｃｏ90Ｆｅ10 近傍のＣｏＦｅ合金を用いる場合には、膜厚を０．５〜４ｎｍとすることが好ましい。他の組成のＣｏＦｅ合金を用いる場合、軟磁気特性を保つために、膜厚を０．５〜２ｎｍとすることが好ましい。
The ferromagnetic thin film layer used for the upper
本変形例では、スペーサ層１４に抵抗調整層１４２を用いており、メタルパス１４２a近傍で電流が狭窄されるため、フリー層１５の中でも下部フリー層１５１が上部フリー層１５２よりもスピン依存散乱の効果が増大される。そのため、スペーサ層として、抵抗調整層を用い、かつフリー層を積層タイプとする場合は、下部フリー層１５１にスピン依存散乱の大きい材料である、磁性化合物Ｍ１−Ｍ２−Ｘを配置することが望ましい。
In the present modification, the
ただし、次のような場合は、下部フリー層１５１に強磁性薄膜層を用い、上部フリー層１５２に磁性化合物層Ｍ１−Ｍ２−Ｘを用いても良い。磁性化合物のスピン依存散乱をバルク散乱と界面散乱にわけて考えた場合、磁性化合物層Ｍ１−Ｍ２−Ｘの作製方法によっては、スピン依存バルク散乱は強磁性薄膜層に用いられる従来強磁性材料よりも高く、スピン依存界面散乱は強磁性薄膜層に用いられる従来強磁性材料よりも低くなる場合がある。このような場合は、下部フリー層１５１に強磁性薄膜層を用い、上部フリー層１５２に磁性化合物層Ｍ１−Ｍ２−Ｘを用いても良い。スペーサ層界面には、強磁性薄膜層を配置して、磁性化合物層のスピン依存バルク散乱効果のみを有効に用い、高いＭＲ変化率を得ることができる。また、本変形例４では、磁性化合物層と強磁性薄膜層との２層積層としたが、強磁性薄膜層/磁性化合物層/強磁性薄膜層のような３層以上の積層構造としてもよい。
However, in the following cases, a ferromagnetic thin film layer may be used for the lower
磁性化合物Ｍ１−Ｍ２−Ｘは、実施例１と同様にＣｏ−Ｔｉ−Ｏを用いることができ、本変形例においても、実施例１と同様に従来材料に比べて高いＭＲ変化率を得られる。磁性化合物Ｍ１−Ｍ２−Ｘの組成としては、Ｍ１は、Ｃｏ，Ｆｅ，Ｎｉから選択される少なくとも一種の磁性３ｄ遷移金属元素を用いても同様の効果を得ることができる。Ｍ２は、Ｔｉ，Ｖ，Ｃｒ，Ｍｎから選択される少なくとも一種の非磁性３ｄ遷移金属元素を用いても同様の効果を得ることができる。Ｘは、Ｎ，Ｏ，Ｃから選択される少なくとも一種の非金属元素を用いても同様の効果を得ることができる。 Co—Ti—O can be used for the magnetic compounds M1-M2-X in the same manner as in Example 1. Also in this modification, a high MR ratio can be obtained as compared with the conventional material as in Example 1. . As for the composition of the magnetic compound M1-M2-X, the same effect can be obtained even when M1 uses at least one magnetic 3d transition metal element selected from Co, Fe, and Ni. The same effect can be obtained even when M2 uses at least one nonmagnetic 3d transition metal element selected from Ti, V, Cr, and Mn. Even if X uses at least one nonmetallic element selected from N, O, and C, the same effect can be obtained.
本変形例６では、ピン層は磁性化合物Ｍ１−Ｍ２−Ｘ単層としたが、従来材料を用いてもよい。また、後述する本変形例７と組み合わせて、フリー層およびピン層の両方の磁性層が磁性化合物層と強磁性薄膜層との積層構造でもよい。
In the sixth modification, the pinned layer is a magnetic compound M1-M2-X single layer, but a conventional material may be used. Further, in combination with
（変形例７：スペーサ層がＣＣＰ−ＮＯＬかつピン層が積層構造の場合）
図９に、図７に示される実施例５の変形例として、スペーサ層１４に抵抗調整層１４２が用いられ、かつピン層を磁性化合物と強磁性薄膜層との積層構造とした磁気抵抗効果素子を示す。
(Modification 7: When the spacer layer is CCP-NOL and the pinned layer is a laminated structure)
As a modification of the fifth embodiment shown in FIG. 7, FIG. 9 shows a magnetoresistive effect element in which a
図９において、本変形例４の磁気抵抗効果素子は、基板上に形成された，下電極２１，下地層１１，ピニング層１２，ピン層１３，スペーサ層１４，フリー層１５，キャップ層１６，および上電極２２を有する。本変形例５では、シンセティックスピンバルブ構造をとっており、ピン層１３のスペーサ側の上部ピン層１３３を上部ピン層下層１３３１と上部ピン層上層１３３２との積層膜としており、上部ピン層１３３２とフリー層１５に、式Ｍ１ａ Ｍ２ｂＸｃ で表される、磁性化合物層を採用する。
In FIG. 9, the magnetoresistive effect element of Modification 4 includes a
上部ピン層下層１３３２に用いる強磁性薄膜層として、磁性化合物よりも一方向にピンされやすい材料を用いることにより、ピン特性をよくすることができる。上部ピン層下層１３３２に用いる強磁性薄膜層材料としては、Ｃｏ、Ｆｅ、Ｎｉなどの単体金属、またはこれらのいずれか一つの元素を含む合金材料はすべて用いることができる。
By using a material that is more easily pinned in one direction than the magnetic compound as the ferromagnetic thin film layer used for the upper pinned layer
本変形例では、スペーサ層１４に抵抗調整層１４２を用いており、メタルパス１４２a近傍で電流が狭窄されるため、上部ピン層の中でも上部ピン層上層１３３２が上部ピン層下層１３３１よりもスピン依存散乱の効果が増大される。そのため、スペーサ層として、抵抗調整層を用い、かつフリー層を積層タイプとする場合は、上部ピン層上層１３３２にスピン依存散乱の大きい材料である、磁性化合物層Ｍ１−Ｍ２−Ｘを配置することが望ましい。
In this modification, since the
つまり、ピン特性の観点からも、ＭＲ変化率の観点からも、上部ピン層上層１３３２に磁性化合物Ｍ１−Ｍ２−Ｘを配置することが望ましい。
That is, it is desirable to dispose the magnetic compound M1-M2-X in the upper pinned layer
ただし、次のような場合は、強磁性薄膜層/磁性化合物層/強磁性薄膜層のような３層以上の積層構造としてもよい。磁性化合物のスピン依存散乱をバルク散乱と界面散乱にわけて考えた場合、磁性化合物層Ｍ１−Ｍ２−Ｘの作製方法によっては、スピン依存バルク散乱は強磁性薄膜層に用いられる従来強磁性材料よりも高く、スピン依存界面散乱は強磁性薄膜層に用いられる従来強磁性材料よりも低くなる場合がある。このような場合は、スペーサ層界面には、強磁性薄膜層を配置して、磁性化合物層のスピン依存バルク散乱効果のみを有効に用い、高いＭＲ変化率を得ることができる。 However, in the following cases, a laminated structure of three or more layers such as a ferromagnetic thin film layer / magnetic compound layer / ferromagnetic thin film layer may be used. When the spin-dependent scattering of a magnetic compound is divided into bulk scattering and interface scattering, depending on the manufacturing method of the magnetic compound layer M1-M2-X, the spin-dependent bulk scattering is more than the conventional ferromagnetic material used for the ferromagnetic thin film layer. The spin-dependent interface scattering may be lower than that of conventional ferromagnetic materials used for the ferromagnetic thin film layer. In such a case, a ferromagnetic thin film layer can be arranged at the spacer layer interface, and only the spin-dependent bulk scattering effect of the magnetic compound layer can be used effectively to obtain a high MR ratio.
磁性化合物Ｍ１−Ｍ２−Ｘは、実施例１と同様にＣｏ−Ｔｉ−Ｏを用いることができ、本変形例においても、実施例１と同様に従来材料に比べて高いＭＲ変化率を得られる。磁性化合物Ｍ１−Ｍ２−Ｘの組成としては、Ｍ１は、Ｃｏ，Ｆｅ，Ｎｉから選択される少なくとも一種の磁性３ｄ遷移金属元素を用いても同様の効果を得ることができる。Ｍ２は、Ｔｉ，Ｖ，Ｃｒ，Ｍｎから選択される少なくとも一種の非磁性３ｄ遷移金属元素を用いても同様の効果を得ることができる。Ｘは、Ｎ，Ｏ，Ｃから選択される少なくとも一種の非金属元素を用いても同様の効果を得ることができる。 Co—Ti—O can be used for the magnetic compounds M1-M2-X in the same manner as in Example 1. Also in this modification, a high MR ratio can be obtained as compared with the conventional material as in Example 1. . As for the composition of the magnetic compound M1-M2-X, the same effect can be obtained even when M1 uses at least one magnetic 3d transition metal element selected from Co, Fe, and Ni. The same effect can be obtained even when M2 uses at least one nonmagnetic 3d transition metal element selected from Ti, V, Cr, and Mn. Even if X uses at least one nonmetallic element selected from N, O, and C, the same effect can be obtained.
本変形例７では、フリー層は磁性化合物Ｍ１−Ｍ２−Ｘ単層としたが、従来材料を用いてもよい。また、本変形例６と組み合わせて、フリー層およびピン層の両方の磁性層が積層タイプでもよい。
In this
以下、本発明の実施形態に係る磁気抵抗効果素子の応用について説明する。 Hereinafter, application of the magnetoresistive effect element according to the embodiment of the present invention will be described.
本発明の実施形態において、磁気抵抗効果素子の素子抵抗ＲＡは、高密度対応の観点から、５００ｍΩ／μｍ２ 以下が好ましく、３００ｍΩ／μｍ２以下がより好ましい。素子抵抗ＲＡを算出する場合には、ＣＰＰ素子の抵抗Ｒにスピンバルブ膜の通電部分の実効面積Ａを掛け合わせる。ここで、素子抵抗Ｒは直接測定できる。一方、スピンバルブ膜の通電部分の実効面積Ａは素子構造に依存する値であるため、その決定には注意を要する。 In the embodiment of the present invention, the element resistance RA of the magnetoresistive effect element is preferably 500 mΩ / μm 2 or less, more preferably 300 mΩ / μm 2 or less from the viewpoint of high density. In calculating the element resistance RA, the resistance R of the CPP element is multiplied by the effective area A of the energized portion of the spin valve film. Here, the element resistance R can be directly measured. On the other hand, since the effective area A of the energized portion of the spin valve film is a value depending on the element structure, it needs to be carefully determined.
例えば、スピンバルブ膜の全体を実効的にセンシングする領域としてパターニングしている場合には、スピンバルブ膜全体の面積が実効面積Ａとなる。この場合、素子抵抗を適度に設定する観点から、スピンバルブ膜の面積を少なくとも０．０４μｍ２ 以下にし、２００Ｇｂｐｓｉ以上の記録密度では０．０２μｍ２以下にする。 For example, when the entire spin valve film is patterned as an effective sensing region, the effective area A is the area of the entire spin valve film. In this case, from the viewpoint of appropriately setting the element resistance, the area of the spin valve film is set to at least 0.04 μm 2 or less, and at a recording density of 200 Gbpsi or less, it is set to 0.02 μm 2 or less.
しかし、スピンバルブ膜に接してスピンバルブ膜より面積の小さい下電極１１または上電極２０を形成した場合には、下電極１１または上電極２０の面積がスピンバルブ膜の実効面積Ａとなる。下電極１１または上電極２０の面積が異なる場合には、小さい方の電極の面積がスピンバルブ膜の実効面積Ａとなる。この場合、素子抵抗を適度に設定する観点から、小さい方の電極の面積を少なくとも０．０４μｍ２以下にする。
However, when the
後に詳述する図１０、図１１の実施例の場合、図１０でスピンバルブ膜１０の面積が一番小さいところは上電極２０と接触している部分なので、その幅をトラック幅Ｔｗとして考える。また、ハイト方向に関しては、図１１においてやはり上電極２０と接触している部分が一番小さいので、その幅をハイト長Ｄとして考える。スピンバルブ膜の実効面積Ａは、Ａ＝Ｔｗ×Ｄとして考える。
10 and FIG. 11, which will be described later in detail, the portion where the area of the
本発明の実施形態に係る磁気抵抗効果素子では、電極間の抵抗Ｒを１００Ω以下にすることができる。この抵抗Ｒは、例えばヘッドジンバルアセンブリー（ＨＧＡ）の先端に装着した再生ヘッド部の２つの電極パッド間で測定される抵抗値である。 In the magnetoresistive effect element according to the embodiment of the present invention, the resistance R between the electrodes can be 100Ω or less. This resistance R is, for example, a resistance value measured between two electrode pads of a reproducing head unit attached to the tip of a head gimbal assembly (HGA).
（磁気ヘッド）
図１０および図１１は、本発明の実施形態に係る磁気抵抗効果素子を磁気ヘッドに組み込んだ状態を示している。図１０は、磁気記録媒体（図示せず）に対向する媒体対向面に対してほぼ平行な方向に磁気抵抗効果素子を切断した断面図である。図１１は、この磁気抵抗効果素子を媒体対向面ＡＢＳに対して垂直な方向に切断した断面図である。
(Magnetic head)
10 and 11 show a state in which the magnetoresistive effect element according to the embodiment of the present invention is incorporated in a magnetic head. FIG. 10 is a cross-sectional view of the magnetoresistive element cut in a direction substantially parallel to a medium facing surface facing a magnetic recording medium (not shown). FIG. 11 is a cross-sectional view of this magnetoresistive element cut in a direction perpendicular to the medium facing surface ABS.
図１０および図１１に例示した磁気ヘッドは、いわゆるハード・アバッテッド（hard abutted）構造を有する。磁気抵抗効果膜１０は上述した磁気抵抗効果膜である。磁気抵抗効果膜１０の上下には、下電極１１と上電極２０とがそれぞれ設けられている。図１０において、磁気抵抗効果膜１０の両側面には、バイアス磁界印加膜４１と絶縁膜４２とが積層して設けられている。図１１に示すように、磁気抵抗効果膜１０の媒体対向面には保護層４３が設けられている。
The magnetic head illustrated in FIGS. 10 and 11 has a so-called hard abutted structure. The
磁気抵抗効果膜１０に対するセンス電流は、その上下に配置された下電極１１、上電極２０によって矢印Ａで示したように、膜面に対してほぼ垂直方向に通電される。また、左右に設けられた一対のバイアス磁界印加膜４１、４１により、磁気抵抗効果膜１０にはバイアス磁界が印加される。このバイアス磁界により、磁気抵抗効果膜１０のフリー層１８の磁気異方性を制御して単磁区化することによりその磁区構造が安定化し、磁壁の移動に伴うバルクハウゼンノイズ（Barkhausen noise）を抑制することができる。
The sense current for the
磁気抵抗効果膜１０のＳ／Ｎ比が向上しているので、磁気ヘッドに応用した場合に高感度の磁気再生が可能となる。
Since the S / N ratio of the
（ハードディスクおよびヘッドジンバルアセンブリー）
図１０および図１１に示した磁気ヘッドは、記録再生一体型の磁気ヘッドアセンブリに組み込んで、磁気記録再生装置に搭載することができる。
(Hard disk and head gimbal assembly)
The magnetic head shown in FIGS. 10 and 11 can be incorporated into a recording / reproducing integrated magnetic head assembly and mounted on a magnetic recording / reproducing apparatus.
図１２は、このような磁気記録再生装置の概略構成を例示する要部斜視図である。すなわち、本実施形態の磁気記録再生装置１５０は、ロータリーアクチュエータを用いた形式の装置である。同図において、磁気ディスク２００は、スピンドル１５２に装着され、図示しない駆動装置制御部からの制御信号に応答する図示しないモータにより矢印Ａの方向に回転する。本実施形態の磁気記録再生装置１５０は、複数の磁気ディスク２００を備えてもよい。
FIG. 12 is a main part perspective view illustrating a schematic configuration of such a magnetic recording / reproducing apparatus. That is, the magnetic recording / reproducing
磁気ディスク２００に格納する情報の記録再生を行うヘッドスライダ１５３は、薄膜状のサスペンション１５４の先端に取り付けられている。ヘッドスライダ１５３は、上述したいずれかの実施形態に係る磁気抵抗効果素子を含む磁気ヘッドをその先端付近に搭載している。
A
磁気ディスク２００が回転すると、ヘッドスライダ１５３の媒体対向面（ＡＢＳ）は磁気ディスク２００の表面から所定の浮上量をもって保持される。あるいはスライダが磁気ディスク２００と接触するいわゆる「接触走行型」でもよい。
When the
サスペンション１５４はアクチュエータアーム１５５の一端に接続されている。アクチュエータアーム１５５の他端には、リニアモータの一種であるボイスコイルモータ１５６が設けられている。ボイスコイルモータ１５６は、ボビン部に巻かれた図示しない駆動コイルと、このコイルを挟み込むように対向して配置された永久磁石および対向ヨークからなる磁気回路とから構成される。
The
アクチュエータアーム１５５は、スピンドル１５７の上下２箇所に設けられた図示しないボールベアリングによって保持され、ボイスコイルモータ１５６により回転摺動が自在にできるようになっている。
The
図１３は、アクチュエータアーム１５５から先のヘッドジンバルアセンブリーをディスク側から眺めた拡大斜視図である。すなわち、アセンブリ１６０は、アクチュエータアーム１５５を有し、アクチュエータアーム１５５の一端にはサスペンション１５４が接続されている。サスペンション１５４の先端には、上述したいずれかの実施形態に係る磁気抵抗効果素子を含む磁気ヘッドを具備するヘッドスライダ１５３が取り付けられている。サスペンション１５４は信号の書き込みおよび読み取り用のリード線１６４を有し、このリード線１６４とヘッドスライダ１５３に組み込まれた磁気ヘッドの各電極とが電気的に接
続されている。図中１６５はアセンブリ１６０の電極パッドである。
FIG. 13 is an enlarged perspective view of the head gimbal assembly ahead of the
本実施形態によれば、上述の磁気抵抗効果素子を含む磁気ヘッドを具備することにより、高い記録密度で磁気ディスク２００に磁気的に記録された情報を確実に読み取ることが可能となる。
According to the present embodiment, by providing the magnetic head including the magnetoresistive element described above, it is possible to reliably read information magnetically recorded on the
（磁気メモリ）
次に、本発明の実施形態に係る磁気抵抗効果素子を搭載した磁気メモリについて説明する。すなわち、本発明の実施形態に係る磁気抵抗効果素子を用いて、例えばメモリセルがマトリクス状に配置されたランダムアクセス磁気メモリ（ＭＲＡＭ： magnetic random access memory）などの磁気メモリを実現できる。
(Magnetic memory)
Next, a magnetic memory equipped with the magnetoresistive effect element according to the embodiment of the present invention will be described. That is, by using the magnetoresistive effect element according to the embodiment of the present invention, a magnetic memory such as a random access magnetic memory (MRAM) in which memory cells are arranged in a matrix can be realized.
図１４は、本発明の実施形態に係る磁気メモリのマトリクス構成の一例を示す図である。この図は、メモリセルをアレイ状に配置した場合の回路構成を示す。アレイ中の１ビットを選択するために、列デコーダ３５０、行デコーダ３５１が備えられており、ビット線３３４とワード線３３２によりスイッチングトランジスタ３３０がオンになり一意に選択され、センスアンプ３５２で検出することにより磁気抵抗効果膜１０中の磁気記録層（フリー層）に記録されたビット情報を読み出すことができる。ビット情報を書き込むときは、特定の書き込みワード線３２３とビット線３２２に書き込み電流を流して発生する磁場
を印加する。
FIG. 14 is a diagram showing an example of a matrix configuration of the magnetic memory according to the embodiment of the present invention. This figure shows a circuit configuration when memory cells are arranged in an array. In order to select one bit in the array, a
図１５は、本発明の実施形態に係る磁気メモリのマトリクス構成の他の例を示す図である。この場合、マトリクス状に配線されたビット線３２２とワード線３３４とが、それぞれデコーダ３６０、３６１により選択されて、アレイ中の特定のメモリセルが選択される。それぞれのメモリセルは、磁気抵抗効果素子１０とダイオードＤとが直列に接続された構造を有する。ここで、ダイオードＤは、選択された磁気抵抗効果素子１０以外のメモリセルにおいてセンス電流が迂回することを防止する役割を有する。書き込みは、特定のビット線３２２と書き込みワード線３２３とにそれぞれに書き込み電流を流して発生する磁
場により行われる。
FIG. 15 is a diagram showing another example of the matrix configuration of the magnetic memory according to the embodiment of the present invention. In this case,
図１６は、本発明の実施形態に係る磁気メモリの要部を示す断面図である。図１７は、図１６のＡ−Ａ’線に沿う断面図である。これらの図に示した構造は、図１４または図１５に示した磁気メモリに含まれる１ビット分のメモリセルに対応する。このメモリセルは、記憶素子部分３１１とアドレス選択用トランジスタ部分３１２とを有する。
FIG. 16 is a cross-sectional view showing the main part of the magnetic memory according to the embodiment of the present invention. FIG. 17 is a cross-sectional view taken along the line A-A ′ of FIG. 16. The structures shown in these figures correspond to 1-bit memory cells included in the magnetic memory shown in FIG. This memory cell has a
記憶素子部分３１１は、磁気抵抗効果素子１０と、これに接続された一対の配線３２２、３２４とを有する。磁気抵抗効果素子１０は、上述した実施形態に係る磁気抵抗効果素子である。
The
一方、アドレス選択用トランジスタ部分３１２には、ビア３２６および埋め込み配線３２８を介して接続されたトランジスタ３３０が設けられている。このトランジスタ３３０は、ゲート３３２に印加される電圧に応じてスイッチング動作をし、磁気抵抗効果素子１０と配線３３４との電流経路の開閉を制御する。
On the other hand, the address
また、磁気抵抗効果素子１０の下方には、書き込み配線３２３が、配線３２２とほぼ直交する方向に設けられている。これら書き込み配線３２２、３２３は、例えばアルミニウム（Ａｌ）、銅（Ｃｕ）、タングステン（Ｗ）、タンタル（Ｔａ）あるいはこれらいずれかを含む合金により形成することができる。
Further, below the
このような構成のメモリセルにおいて、ビット情報を磁気抵抗効果素子１０に書き込むときは、配線３２２、３２３に書き込みパルス電流を流し、それら電流により誘起される合成磁場を印加することにより磁気抵抗効果素子の記録層の磁化を適宜反転させる。
In the memory cell having such a configuration, when writing bit information to the
また、ビット情報を読み出すときは、配線３２２と、磁気記録層を含む磁気抵抗効果素子１０と、下電極３２４とを通してセンス電流を流し、磁気抵抗効果素子１０の抵抗値または抵抗値の変化を測定する。
When reading bit information, a sense current is passed through the
本発明の実施形態に係る磁気メモリは、上述した実施形態に係る磁気抵抗効果素子を用いることにより、セルサイズを微細化しても、記録層の磁区を確実に制御して確実な書き込みを確保でき、且つ、読み出しも確実に行うことができる。 The magnetic memory according to the embodiment of the present invention uses the magnetoresistive effect element according to the above-described embodiment, so that even when the cell size is reduced, the magnetic domain of the recording layer can be reliably controlled to ensure reliable writing. And reading can also be performed reliably.
（その他の実施形態）
本発明の実施形態は上記の実施形態に限られず拡張、変更可能であり、拡張、変更した実施形態も本発明の技術的範囲に含まれる。
(Other embodiments)
Embodiments of the present invention are not limited to the above-described embodiments, and can be expanded and modified. The expanded and modified embodiments are also included in the technical scope of the present invention.
磁気抵抗効果膜の具体的な構造や、その他、電極、バイアス印加膜、絶縁膜などの形状や材質に関しては、当業者が公知の範囲から適宜選択することにより本発明を同様に実施し、同様の効果を得ることができる。 The specific structure of the magnetoresistive film, and other shapes and materials of the electrode, bias application film, insulating film, etc., are appropriately implemented by those skilled in the art, and the present invention is similarly implemented. The effect of can be obtained.
例えば、磁気抵抗効果素子を再生用磁気ヘッドに適用する際に、素子の上下に磁気シールドを付与することにより、磁気ヘッドの検出分解能を規定することができる。また、本発明の実施形態は、長手磁気記録方式のみならず、垂直磁気記録方式の磁気ヘッドあるいは磁気再生装置についても適用できる。さらに、本発明の磁気再生装置は、特定の記録媒体を定常的に備えたいわゆる固定式のものでも良く、一方、記録媒体が差し替え可能ないわゆる「リムーバブル」方式のものでも良い。 For example, when applying a magnetoresistive element to a reproducing magnetic head, the detection resolution of the magnetic head can be defined by providing magnetic shields above and below the element. The embodiment of the present invention can be applied not only to a longitudinal magnetic recording system but also to a perpendicular magnetic recording system magnetic head or magnetic reproducing apparatus. Furthermore, the magnetic reproducing apparatus of the present invention may be a so-called fixed type having a specific recording medium constantly provided, or a so-called “removable” type in which the recording medium can be replaced.
その他、本発明の実施形態として上述した磁気ヘッドおよび磁気記憶再生装置を基にして、当業者が適宜設計変更して実施しうるすべての磁気抵抗効果素子、磁気ヘッド、磁気記憶再生装置および磁気メモリも同様に本発明の範囲に属する。 In addition, all magnetoresistive elements, magnetic heads, magnetic storage / reproduction devices, and magnetic memories that can be appropriately designed and implemented by those skilled in the art based on the magnetic head and magnetic storage / reproduction device described above as embodiments of the present invention Are also within the scope of the present invention.
１１・・・下地層、１２・・・ピニング層、１３・・・ピン層、１３１・・・下部ピン層、１３２・・・磁気結合中間層、１３３・・・上部ピン層、１３３１・・・上部ピン層下層、１３３２・・・上部ピン層上層、１４・・・スペーサ層、１４１・・・金属層、１４２・・・抵抗調整層、１４３・・・金属層、１５・・・フリー層、１５１・・・下部フリー層、１５２・・・上部フリー層、１６・・・キャップ層、１７・・・スペーサ層、１８・・・ピン層、１８１・・・上部ピン層、１８２・・・磁気結合中間層、１８３・・・下部ピン層、２１・・・下電極、２２・・・上電極
DESCRIPTION OF
Claims (10)
外部磁界に応じて磁化方向が変化する第２の磁性層と、
前記第１の磁性層と前記第２の磁性層との間に設けられたスペーサ層と、
前記第１の磁性層又は前記第２の磁性層の少なくとも一方に含まれ、式Ｍ１ａＭ２ｂＯｃ（５≦a≦６８、１０≦ｂ≦７３、２２≦ｃ≦８５）で表される少なくとも１層の磁性化合物層と、
を備え、
前記Ｍ１は、Ｃｏ，Ｆｅ，Ｎｉから選択される少なくとも一種の元素であり、前記Ｍ２は、Ｔｉ，Ｖ，Ｃｒから選択される少なくとも一種の元素であることを特徴とする磁気抵抗効果素子。 A first magnetic layer whose magnetization direction is substantially fixed in one direction;
A second magnetic layer whose magnetization direction changes in response to an external magnetic field;
A spacer layer provided between the first magnetic layer and the second magnetic layer;
Magnetic property of at least one layer contained in at least one of the first magnetic layer or the second magnetic layer and represented by the formula M1aM2bOc (5 ≦ a ≦ 68, 10 ≦ b ≦ 73, 22 ≦ c ≦ 85) A compound layer;
With
M1 is at least one element selected from Co, Fe, and Ni, and M2 is at least one element selected from Ti, V, and Cr.
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