JP4146325B2

JP4146325B2 - Giant magnetoresistive element

Info

Publication number: JP4146325B2
Application number: JP2003349409A
Authority: JP
Inventors: 光一久保; 仁志岩崎
Original assignee: Toshiba Corp
Current assignee: Toshiba Corp
Priority date: 2003-10-08
Filing date: 2003-10-08
Publication date: 2008-09-10
Anticipated expiration: 2023-10-08
Also published as: JP2005116791A

Description

本発明は、磁気抵抗効果膜の膜面に対して垂直方向にセンス電流を流す構造の巨大磁気抵抗効果素子に関する。 The present invention relates to a giant magnetoresistive element having a structure in which a sense current flows in a direction perpendicular to the film surface of a magnetoresistive film.

近年、ハードディスク（ＨＤＤ）等の磁気記録再生装置においては高密度化が急速に進展している。磁気記録再生装置の記録密度が高くなるにつれて記録媒体上の記録ビットサイズが小さくなり、信号磁界が小さくなってきている。従来の磁気ヘッドにおいては、記録媒体からの信号磁界を電磁誘導効果により検出しているが、もはや十分な検出感度を確保できなくなっている。 In recent years, the density of magnetic recording / reproducing apparatuses such as hard disks (HDD) has been rapidly increased. As the recording density of the magnetic recording / reproducing apparatus increases, the recording bit size on the recording medium decreases and the signal magnetic field decreases. In the conventional magnetic head, the signal magnetic field from the recording medium is detected by the electromagnetic induction effect, but sufficient detection sensitivity can no longer be ensured.

これに対して現在、巨大な磁気抵抗効果を発生するスピンバルブ型の巨大磁気抵抗効果素子（以下、ＧＭＲ素子と称す）を用いた磁気ヘッドが主流をなしている。ＧＭＲ素子の磁気抵抗効果層は、磁化固着層／中間層／磁化自由層という積層構造を有し、非常に大きな磁気抵抗効果を発揮する。磁化固着層及び磁化自由層にはコバルト（Ｃｏ）やコバルト鉄（ＣｏＦｅ）等の磁性金属が用いられ、中間層には銅（Ｃｕ）等の常磁性金属が用いられる。磁化固着層の磁化方向は固定されているが、磁化自由層の磁化方向は外部磁界信号により変化する。中間層を流れる伝導電子のスピンには、例えばアップ及びダウンの２つの方向がある。例えば、磁化固着層及び磁化自由層の磁化方向が平行であれば、磁化方向に平行なスピンの伝導電子は、中間層と磁化固着層及び磁化自由層との界面で散乱されにくい。一方、磁化自由層の磁化方向が磁化固着層と反平行の場合は、両方向のスピンの伝導電子が共に界面で散乱されやすくなる。したがって、磁気抵抗効果層は、磁化固着層及び磁化自由層の磁化方向が平行のときと比べ、反平行のとき電気抵抗率が大きく増加するため、磁気抵抗（ＭＲ）変化率が向上する。 On the other hand, at present, a magnetic head using a spin valve type giant magnetoresistive element (hereinafter referred to as a GMR element) that generates a giant magnetoresistive effect is mainly used. The magnetoresistive layer of the GMR element has a laminated structure of a fixed magnetization layer / intermediate layer / magnetization free layer, and exhibits a very large magnetoresistance effect. A magnetic metal such as cobalt (Co) or cobalt iron (CoFe) is used for the magnetization fixed layer and the magnetization free layer, and a paramagnetic metal such as copper (Cu) is used for the intermediate layer. Although the magnetization direction of the magnetization fixed layer is fixed, the magnetization direction of the magnetization free layer is changed by an external magnetic field signal. The spin of conduction electrons flowing through the intermediate layer has two directions, for example, up and down. For example, if the magnetization directions of the magnetization fixed layer and the magnetization free layer are parallel, the conduction electrons of the spin parallel to the magnetization direction are unlikely to be scattered at the interface between the intermediate layer, the magnetization fixed layer, and the magnetization free layer. On the other hand, when the magnetization direction of the magnetization free layer is antiparallel to the magnetization pinned layer, the spin conduction electrons in both directions are likely to be scattered at the interface. Therefore, in the magnetoresistive effect layer, the electrical resistivity greatly increases when the magnetization directions of the magnetization fixed layer and the magnetization free layer are antiparallel, so that the magnetoresistance (MR) change rate is improved.

磁気抵抗効果層としては、一対の電極によって磁気抵抗効果層の面内方向にセンス電流を通電する、いわゆる面内通電（ＣＩＰ）型の構成が一般的である。ＣＩＰ型の磁気ヘッドにおいては、強磁性体からなる一対の磁気シールドの間に絶縁体からなる磁気ギャップを介して磁気抵抗効果層が設けられたシールド型の構成が採用されている。 As the magnetoresistive effect layer, a so-called in-plane energization (CIP) type configuration in which a sense current is passed in the in-plane direction of the magnetoresistive effect layer by a pair of electrodes is generally used. The CIP type magnetic head employs a shield type configuration in which a magnetoresistive layer is provided between a pair of magnetic shields made of a ferromagnetic material via a magnetic gap made of an insulator.

面内磁気記録方式の磁気記憶システムにおいては、熱擾乱のために記録密度が限界に近づいている。そこで、熱擾乱に強い垂直磁気記録方式のシステムが有望視され、様々な垂直記録媒体とシールド型のＣＩＰ型磁気ヘッドとを組み合わせたシステムが提案されている。しかし、ＣＩＰ型磁気ヘッドでは、記憶密度の増大により素子サイズが減少し再生出力が低下するため、記録密度は１００Ｇｂｐｓｉ程度で理論的限界に達する。 In the magnetic storage system of the in-plane magnetic recording system, the recording density is approaching the limit due to thermal disturbance. Therefore, a perpendicular magnetic recording system that is resistant to thermal disturbance is considered promising, and a system in which various perpendicular recording media and shielded CIP magnetic heads are combined has been proposed. However, in the CIP type magnetic head, since the element size decreases and the reproduction output decreases due to the increase in the storage density, the recording density reaches the theoretical limit at about 100 Gbpsi.

これに対して最近、一対の電極から磁気抵抗効果層面に対して垂直方向にセンス電流を通電する、いわゆる垂直通電（ＣＰＰ）型磁気ヘッドが提案されている。ＣＰＰ型磁気ヘッドでは微細化が可能であり、更に高い記録密度まで到達が可能である。そのため、現在ＣＰＰ型磁気ヘッドの実用化に向けた開発が進められている。 Recently, a so-called vertical energization (CPP) type magnetic head in which a sense current is energized in a direction perpendicular to the magnetoresistive layer surface from a pair of electrodes has been proposed. The CPP type magnetic head can be miniaturized and can reach a higher recording density. Therefore, development for practical application of the CPP type magnetic head is currently in progress.

また、磁気抵抗効果層の中間層の一部に絶縁層を用いたトンネル磁気抵抗効果（ＴＭＲ）素子を用いたＣＰＰ型磁気ヘッドが開発されている。ＴＭＲ素子では、電気抵抗率が大きくＭＲ変化率もＣＩＰ型のＧＭＲ素子に比べて大きくできる。更に、中間層の一部に小さなメタルホールを有する絶縁層を埋め込んだナノオキサイドレイヤー（ＮＯＬ）を用いることにより、電流パスを狭窄化する電流狭窄（ＣＣＰ）型のＧＭＲ素子が試みられている（例えば、特許文献１参照）。ＣＣＰ型ＧＭＲ素子は、ＴＭＲ素子と同様に、電気抵抗率の増大化に有効である。また、センス電流が中間層と強磁性体層との界面に集中して通過するため、界面散乱効果が強調されＭＲ変化率も相当なレベルに達している。現在、ＣＣＰ型ＧＭＲ素子は性能的には最も実用化に近いところにある。
特開平６−２１５２９号公報（第４−５頁、第１図） In addition, a CPP type magnetic head using a tunnel magnetoresistive effect (TMR) element using an insulating layer as a part of an intermediate layer of the magnetoresistive effect layer has been developed. The TMR element has a large electric resistivity and a large MR change rate compared to the CIP type GMR element. Furthermore, a current confinement (CCP) type GMR element that narrows a current path by using a nano oxide layer (NOL) in which an insulating layer having a small metal hole is embedded in a part of an intermediate layer has been attempted ( For example, see Patent Document 1). The CCP-type GMR element is effective for increasing the electrical resistivity, like the TMR element. In addition, since the sense current concentrates and passes through the interface between the intermediate layer and the ferromagnetic layer, the interface scattering effect is emphasized and the MR change rate reaches a considerable level. At present, the CCP type GMR element is most practical in terms of performance.
Japanese Patent Laid-Open No. 6-21529 (page 4-5, FIG. 1)

しかしながら、ＣＰＰ型磁気ヘッドのＧＭＲ素子では、磁気抵抗効果層に垂直方向にセンス電流を流す。磁気抵抗効果層では、極薄の金属積層膜を中間層として用いているため、電気抵抗率の値は著しく小さく十分な利得を得ることが難しい。磁気抵抗効果層の電気抵抗率の値を大きくしＭＲ変化率を大きくするために、ＧＭＲ素子を多重に積層しているものがある。しかし、ＧＭＲ素子を多重化すれば記録密度は低下することとなり本質的解決とはならない。また、ＴＭＲ素子では、中間層に絶縁層を用いているため、電気抵抗率が大きく十分なＭＲ変化率を実現できるが、ノイズが著しく高く十分な信号対雑音（Ｓ／Ｎ）比が得られない。さらに、ＣＣＰ型ＧＭＲ素子では、狭窄化された電流パスで発生するジュール熱のため耐電性等の耐久性に劣るという欠点がある。 However, in the GMR element of the CPP type magnetic head, a sense current is passed in the direction perpendicular to the magnetoresistive effect layer. In the magnetoresistive effect layer, an extremely thin metal laminated film is used as an intermediate layer, so that the value of electric resistivity is extremely small and it is difficult to obtain a sufficient gain. In order to increase the value of electrical resistivity of the magnetoresistive effect layer and increase the MR change rate, there are some in which GMR elements are stacked in multiple layers. However, if GMR elements are multiplexed, the recording density is lowered, which is not an essential solution. In addition, since the TMR element uses an insulating layer as an intermediate layer, the electric resistivity is large and a sufficient MR ratio can be realized, but the noise is remarkably high and a sufficient signal-to-noise (S / N) ratio is obtained. Absent. Further, the CCP-type GMR element has a drawback that it is inferior in durability such as electric resistance due to Joule heat generated in a narrowed current path.

本発明の目的は、このような課題を解決し、大きなＭＲ変化率で、良好なＳ／Ｎ比を実現でき、耐久性を向上させる磁気抵抗効果層を有するＧＭＲ素子を提供することにある。 An object of the present invention is to solve such problems and provide a GMR element having a magnetoresistive effect layer that can realize a good S / N ratio with a large MR change rate and improve durability.

上記課題を解決するため、本発明の態様は、（イ）磁化が所定の方向に固定された磁性体からなる磁化固着層と、（ロ）磁化固着層上に隣接して設けられ、Ｍ _x Ａ _1-y Ｄ _y Ｏ _2(1-z) Ｘ _2z（ここで、Ｍは銅、パラジウム、銀、白金、及び水銀のうちから選ばれた元素、Ａは元素周期表のIII族元素、コバルト、及びロジウムの内から選ばれた元素、ＤはIV族元素のうちから少なくとも一つ選ばれた元素、ＸはVIIＢ族元素のうちから少なくとも一つ選ばれた元素であり、ｘ、ｙ及びｚはそれぞれ、０．７≦ｘ≦１．４、０≦ｙ≦０．５、及び０≦ｚ≦０．２５を満たす。）で表わされる複合酸化層を有する常磁性伝導層と、（ハ）常磁性伝導層に隣接して設けられ、外部磁場の影響を受けて磁化方向が変化可能な磁性体からなる磁化自由層を備える巨大磁気抵抗効果素子であることを要旨とする。 To solve the above problems, embodiments of the present invention, (i) a magnetization pinned layer whose magnetization is made of fixed magnetic in a predetermined direction, provided adjacent to the (b) the magnetization pinned layer, M _x A _1-y D _y O _{2 (1-z)} X _2z (where M is an element selected from copper, palladium, silver, platinum, and mercury, A is a group III element in the periodic table, cobalt And an element selected from rhodium, D is an element selected from at least one of group IV elements, X is an element selected from at least one of group VIIB elements, and x, y, and z Each satisfying 0.7 ≦ x ≦ 1.4, 0 ≦ y ≦ 0.5, and 0 ≦ z ≦ 0.25.) (C) Provided with a magnetization free layer made of a magnetic material provided adjacent to the paramagnetic conductive layer and capable of changing the magnetization direction under the influence of an external magnetic field And summarized in that a large magneto-resistance effect element.

本発明によれば、大きなＭＲ変化率で、良好なＳ／Ｎ比を実現でき、耐久性を向上させる磁気抵抗効果層を有するＧＭＲ素子を提供することが可能となる。 According to the present invention, it is possible to provide a GMR element having a magnetoresistive effect layer that can realize a good S / N ratio with a large MR change rate and improve durability.

以下図面を参照して、本発明の形態について説明する。以下の図面の記載において、同一または類似の部分には同一または類似の符号が付してある。但し、図面は模式的なものであり、厚みと平面寸法との関係、各層の厚みの比率等は現実のものとは異なることに留意すべきである。したがって、具体的な厚みや寸法は以下の説明を参酌して判断すべきものである。また図面相互間においても互いの寸法の関係や比率が異なる部分が含まれていることは勿論である。 Hereinafter, embodiments of the present invention will be described with reference to the drawings. In the following description of the drawings, the same or similar parts are denoted by the same or similar reference numerals. However, it should be noted that the drawings are schematic, and the relationship between the thickness and the planar dimensions, the ratio of the thickness of each layer, and the like are different from the actual ones. Therefore, specific thicknesses and dimensions should be determined in consideration of the following description. Moreover, it is a matter of course that portions having different dimensional relationships and ratios are included between the drawings.

本発明の実施の形態に係るＧＭＲ素子は、図１に示すように、反強磁性層７６と、反強磁性層７６上に設けられた磁気抵抗効果層５０とを備える。磁気抵抗効果層５０は、積層された磁化固着層５２、中間層５１、及び磁化自由層６０を有する。中間層５１は、磁化固着層５２上に積層された磁気結合遮断層５４と、常磁性伝導層５６と、界面調整層５８とを有する。ＧＭＲ素子はＣＰＰ型であり、磁気抵抗効果層５０には、反強磁性層７６及び磁化自由層６０の間でセンス電流が通電される。反強磁性層７６は、マンガン白金（ＭｎＰｔ）等の反強磁性体である。磁化固着層５２及び磁化自由層６０は、ＣｏＦｅ等の磁性体である。また、中間層５１の磁気結合遮断層５４及び界面調整層５８は、Ｃｕ等の常磁性体であり、常磁性伝導層５６は、銅アルミニウム酸化物（ＣｕＡｌＯ₂）等の半導体の性質を有する複合酸化物である。 As shown in FIG. 1, the GMR element according to the embodiment of the present invention includes an antiferromagnetic layer 76 and a magnetoresistive effect layer 50 provided on the antiferromagnetic layer 76. The magnetoresistive layer 50 includes a magnetization pinned layer 52, an intermediate layer 51, and a magnetization free layer 60 that are stacked. The intermediate layer 51 includes a magnetic coupling blocking layer 54, a paramagnetic conductive layer 56, and an interface adjustment layer 58 that are stacked on the magnetization pinned layer 52. The GMR element is a CPP type, and a sense current is passed between the antiferromagnetic layer 76 and the magnetization free layer 60 in the magnetoresistive effect layer 50. The antiferromagnetic layer 76 is an antiferromagnetic material such as manganese platinum (MnPt). The magnetization pinned layer 52 and the magnetization free layer 60 are magnetic materials such as CoFe. The magnetic coupling blocking layer 54 and the interface adjustment layer 58 of the intermediate layer 51 are paramagnetic substances such as Cu, and the paramagnetic conductive layer 56 is a composite having semiconductor properties such as copper aluminum oxide (CuAlO ₂ ). It is an oxide.

磁化固着層５２は反強磁性体７６と交換結合することにより磁化が所定の方向に固定されている。磁気結合遮断層５４を含む中間層５１は、磁化固着層５２と磁化自由層６０との磁気的な結合を遮断するスペーサ層としての役割を有する。磁化自由層６０は、外部磁場の影響を受けて磁化方向が変更可能であり、例えば磁化固着層５２の磁化方向に対して平行あるいは反平行に制御される。 The magnetization fixed layer 52 is fixed in a predetermined direction by exchange coupling with the antiferromagnetic material 76. The intermediate layer 51 including the magnetic coupling blocking layer 54 functions as a spacer layer that blocks the magnetic coupling between the magnetization fixed layer 52 and the magnetization free layer 60. The magnetization free layer 60 can change the magnetization direction under the influence of an external magnetic field, and is controlled to be parallel or antiparallel to the magnetization direction of the magnetization pinned layer 52, for example.

常磁性伝導層５６は、例えば図２に示すように、第１の原子Ｍからなる層と、１個の第２の原子Ａ及び２個の酸素（Ｏ）原子からなる層とが、紙面に向かって左右方向に沿った結晶軸に対して交互に垂直な面を形成するデラフォサイト構造を有している。デラフォサイト構造は、六方晶系であり、上記の結晶軸はｃ軸である。デラフォサイト型複合酸化物は、ＭＡＯ₂と表わせる。第１及び第２の原子Ｍ、Ａは１価及び３価の陽イオンであり、Ｏは、２価の陰イオンである。例えば、常磁性伝導層５６がＣｕＡｌＯ₂複合酸化物であれば、第１の原子ＭはＣｕで、第２の原子ＡはＡｌである。デラフォサイト型ＣｕＡｌＯ₂複合酸化物では、Ｃｕ⁺は、酸素２配位である。Ｏ^2-は、１個のＣｕ⁺と３個のＡｌ³⁺によって正４面体を構成する。 For example, as shown in FIG. 2, the paramagnetic conductive layer 56 includes a layer composed of the first atoms M and a layer composed of one second atom A and two oxygen (O) atoms on the paper surface. It has a delafossite structure that forms planes alternately perpendicular to the crystal axes along the horizontal direction. The delafossite structure is hexagonal and the crystal axis is the c-axis. The delafossite-type complex oxide can be expressed as MAO ₂ . The first and second atoms M and A are monovalent and trivalent cations, and O is a divalent anion. For example, if the paramagnetic conductive layer 56 is a CuAlO ₂ composite oxide, the first atom M is Cu and the second atom A is Al. In the delafossite-type CuAlO ₂ composite oxide, Cu ⁺ is oxygen two-coordinated. O ^2- constitute a positive tetrahedron by one of Cu ⁺ and three Al ^3+.

デラフォサイト型複合酸化物は、第２の原子ＡのＡ³⁺イオンの半径を大きくすることにより、バンドギャップを比較的小さくすることができる（例えば、ジェイ・イー・クレイトン等、シン・ソリッド・フィルムズ、（J. E. Clayton, et.al., Thin Solid Films 2002, 411, p140）参照）。このことにより、常磁性伝導層５６に適度な抵抗を生じさせることができる。但し、デラフォサイト型複合酸化物結晶内の電導パスはｃ軸に垂直な面内にある。このため、常磁性伝導層５６に用いるデラフォサイト型複合酸化層は、ｃ軸が磁気結合遮断層５４及び界面調整層５８の対向する面に平行になるように形成される。 Delafossite-type composite oxide, by increasing the radius of the A ³⁺ ions of the second atom A, can be made relatively small band gap (e.g., J. E. Creighton, etc., thin Solid Films (see JE Clayton, et.al., Thin Solid Films 2002, 411, p140). As a result, an appropriate resistance can be generated in the paramagnetic conductive layer 56. However, the conduction path in the delafossite-type complex oxide crystal is in a plane perpendicular to the c-axis. Therefore, the delafossite-type composite oxide layer used for the paramagnetic conductive layer 56 is formed so that the c-axis is parallel to the opposing surfaces of the magnetic coupling blocking layer 54 and the interface adjustment layer 58.

実施の形態では、図２に示した第１及び第２の原子Ｍ、Ａの元素としてＣｕ及びＡｌを用いている。しかし、第１及び第２の原子Ｍ、Ａは、上記の元素に限定されない。例えば、第１の原子ＭとしてＣｕ以外に、パラジウム（Ｐｄ）、銀（Ａｇ）、白金（Ｐｔ）、水銀（Ｈｇ）等の金属元素のいずれかを用いてもよい。第２の原子ＡとしてＡｌ以外に、スカンジウム（Ｓｃ）、イットリウム（Ｙ）や、ランタン（Ｌａ）、セリウム（Ｃｅ）、プラセオジム（Ｐｒ）、ネオジム（Ｎｄ）、サマリウム（Ｓｍ）、ユウロピウム（Ｅｕ）、ガドリニウム（Ｇｄ）テルビウム（Ｔｂ）、ジスプロシウム（Ｄｙ）、ホルミウム（Ｈｏ）、エルビウム（Ｅｒ）、ツリウム（Ｔｍ）、イッテルビウム（Ｙｂ）、ルテチウム（Ｌｕ）等のランタン系元素の元素周期表のIIIＡ族と、ボロン（Ｂ）、Ａｌ、ガリウム（Ｇａ）、インジウム（Ｉｎ）、タリウム（Ｔｌ）のIIIＢ族からなるIII族元素、Ｃｏ、及びロジウム（Ｒｈ）等の金属元素のいずれかを用いてもよい。また、第２の原子ＡのIII族元素、Ｃｏ及びＲｈ等の金属元素のいずれかに、Ｔｉ、ジルコニウム（Ｚｒ）、ハフニウム（Ｈｆ）のIVＡ族、及びＳｉ、ゲルマニウム（Ｇｅ）、錫（Ｓｎ）、鉛（Ｐｂ）のIVＢ族からなる金属あるいは半導体のIV族元素の少なくとも一つを第２の原子Ａに対して０．５モル分率以下で添加してもよい。また、酸素だけでなく、酸素に、フッ素（Ｆ）、塩素（Ｃｌ）、臭素（Ｂｒ）等のVIIＢ族元素の少なくとも一つを０．２５モル比以下で添加してもよい。なお、第１の原子Ｍのモル数は、第２の原子Ａ及び酸素が１モル及び２モルであるのに対し、０．７から１.４の範囲であればよい。 In the embodiment, Cu and Al are used as the elements of the first and second atoms M and A shown in FIG. However, the first and second atoms M and A are not limited to the above elements. For example, in addition to Cu, the first atom M may be any metal element such as palladium (Pd), silver (Ag), platinum (Pt), and mercury (Hg). In addition to Al as the second atom A, scandium (Sc), yttrium (Y), lanthanum (La), cerium (Ce), praseodymium (Pr), neodymium (Nd), samarium (Sm), europium (Eu) IIIA of the periodic table of lanthanum elements such as Gadolinium (Gd) Terbium (Tb), Dysprosium (Dy), Holmium (Ho), Erbium (Er), Thulium (Tm), Ytterbium (Yb), Lutetium (Lu) Using any one of the group III and group III elements consisting of group IIIB of boron (B), Al, gallium (Ga), indium (In), thallium (Tl), and metal elements such as Co and rhodium (Rh) Also good. Further, any of group III elements of the second atom A, metal elements such as Co and Rh, Ti, zirconium (Zr), group IVA of hafnium (Hf), Si, germanium (Ge), tin (Sn ), At least one of group IVB metals or semiconductors of lead (Pb) group IVB may be added to the second atom A in an amount of 0.5 mole fraction or less. In addition to oxygen, at least one VIIB group element such as fluorine (F), chlorine (Cl), or bromine (Br) may be added to oxygen at a 0.25 molar ratio or less. Note that the number of moles of the first atom M may be in the range of 0.7 to 1.4 while the second atom A and oxygen are 1 mole and 2 moles, respectively.

例えば、第２の原子Ａに添加するIV族元素を“Ｄ”、酸素に添加するVIIＢ族元素を“Ｘ”とすると、常磁性伝導層５６に用いるデラフォサイト型複合酸化物は、Ｍ _x Ａ _1-y Ｄ _y Ｏ _2(1-z) Ｘ _2zと表わされる。ここで、ｘ、ｙ及びｚはそれぞれ、０．７≦ｘ≦１．４、０≦ｙ≦０．５、及び０≦ｚ≦０．２５を満たす。 For example, when the group IV element added to the second atom A is “D” and the group VIIB element added to oxygen is “X”, the delafossite-type complex oxide used for the paramagnetic conductive layer 56 is M _x represented as _{_{_{a 1-y D y O 2}}} (1-z) X 2z. Here, x, y, and z satisfy 0.7 ≦ x ≦ 1.4, 0 ≦ y ≦ 0.5, and 0 ≦ z ≦ 0.25, respectively.

従来のＴＭＲ素子の場合には、センス電流は中間層に用いられるアルミナ（Ａｌ₂Ｏ₃）等の絶縁層をトンネリングにより通過する。これに対して、実施の形態に係るＧＭＲ素子では、常磁性伝導層５６のデラフォサイト型複合酸化物は半導体であり、Ａｌ₂Ｏ₃に比べて著しくバンドギャップが小さい。また、デラフォサイト型複合酸化物のフェルミレベルは、Ｃｕの仕事関数に比べ、室温の熱エネルギの２〜３倍程度かそれ以下だけ低くなっている。このように、デラフォサイト型複合酸化物の常磁性伝導層５６のフェルミレベルが、Ｃｕの磁気結合遮断層５４及び界面調整層５８より若干低いため、常磁性伝導層５６と、磁気結合遮断層５４及び界面調整層５８との接合には、電位障壁が形成されず、オーミック特性を示す。 In the case of the conventional TMR element, a sense current is passed through by tunneling insulating layer such as alumina used for the intermediate layer (Al ₂ O _3). On the other hand, in the GMR element according to the embodiment, the delafossite-type complex oxide of the paramagnetic conductive layer 56 is a semiconductor and has a remarkably small band gap as compared with Al ₂ O ₃ . Further, the Fermi level of the delafossite-type complex oxide is lower by about 2 to 3 times the thermal energy at room temperature or lower than the work function of Cu. Thus, since the Fermi level of the paramagnetic conductive layer 56 of the delafossite-type complex oxide is slightly lower than that of the Cu magnetic coupling blocking layer 54 and the interface adjustment layer 58, the paramagnetic conductive layer 56 and the magnetic coupling blocking layer No potential barrier is formed at the junction between 54 and the interface adjustment layer 58, and exhibits ohmic characteristics.

上記のように、実施の形態に係る常磁性伝導層５６に用いるデラフォサイト型複合酸化層は半導体である。したがって、常磁性伝導層５６を有する中間層５１の電気抵抗率は、従来のＧＭＲ素子の中間層に用いられるＣｕに比べて、大きくすることができる。また、常磁性伝導層５６と、磁気結合遮断層５４及び界面調整層５８との接合には電位障壁が無いため、接触抵抗は無視でき、中間層５１の電気抵抗値は常磁性伝導層５６に用いるデラフォサイト型複合酸化層の電気抵抗率により求められる。 As described above, the delafossite-type composite oxide layer used for the paramagnetic conductive layer 56 according to the embodiment is a semiconductor. Therefore, the electrical resistivity of the intermediate layer 51 having the paramagnetic conductive layer 56 can be made larger than that of Cu used for the intermediate layer of the conventional GMR element. Further, since there is no potential barrier at the junction of the paramagnetic conductive layer 56, the magnetic coupling blocking layer 54, and the interface adjustment layer 58, the contact resistance can be ignored, and the electric resistance value of the intermediate layer 51 is equal to the paramagnetic conductive layer 56 It is calculated | required by the electrical resistivity of the delafossite type | mold composite oxide layer to be used.

また、Ａｌ₂Ｏ₃等の絶縁層を用いる従来のＴＭＲ素子に比べると、常磁性伝導層５６にデラフォサイト型複合酸化物を用いた中間層５１の電気抵抗率は適度な大きさを有し、中間層５１で発生する雑音を抑制することが可能となる。また、実施の形態では、センス電流は、図１に示した磁気抵抗効果層５０に垂直な方向に、狭窄化されることなく中間層５１を通過するため、ジュール熱による耐電性等の耐久性の劣化が抑制される。 In addition, compared with a conventional TMR element using an insulating layer such as Al ₂ O ₃ , the electrical resistivity of the intermediate layer 51 using the delafossite-type complex oxide for the paramagnetic conductive layer 56 has a moderate magnitude. In addition, it is possible to suppress noise generated in the intermediate layer 51. In the embodiment, since the sense current passes through the intermediate layer 51 without being narrowed in the direction perpendicular to the magnetoresistive effect layer 50 shown in FIG. 1, durability such as electric resistance due to Joule heat is provided. Deterioration of is suppressed.

従来のＣＩＰ型のＧＭＲ素子では、中間層にＣｕを用いて、大きなＭＲ変化率を得ている。中間層のＣｕと、中間層を挟む磁化固着層及び磁化自由層に用いられているＣｏあるいはＣｏＦｅの仕事関数はいずれも約４．５ｅＶである。例えば、中間層にチタン（Ｔｉ）等のように仕事関数が約４ｅＶと大きく異なる金属を用いると、ＭＲ変化率は小さいことがわかっている。即ち、大きなＭＲ変化率を得るには、中間層、磁化固着層及び磁化自由層のそれぞれのフェルミレベルはほぼ同じレベルとすることが必要である。中間層５１の常磁性伝導層５６のデラフォサイト型複合酸化物は、Ｃｕのフェルミレベルにかなり近いため、十分に大きなＭＲ変化率を実現することが可能となる。 In the conventional CIP type GMR element, a large MR ratio is obtained by using Cu for the intermediate layer. The work function of Cu of the intermediate layer and Co or CoFe used for the magnetization fixed layer and the magnetization free layer sandwiching the intermediate layer is about 4.5 eV. For example, it has been found that the MR change rate is small when a metal having a work function significantly different from about 4 eV, such as titanium (Ti), is used for the intermediate layer. That is, in order to obtain a large MR change rate, it is necessary that the Fermi levels of the intermediate layer, the magnetization fixed layer, and the magnetization free layer are substantially the same level. Since the delafossite-type complex oxide of the paramagnetic conductive layer 56 of the intermediate layer 51 is quite close to the Fermi level of Cu, it is possible to realize a sufficiently high MR ratio.

次に、実施の形態に係るＧＭＲ素子の製造方法を、図３〜図６に示す工程断面図を用いて説明する。ここでは、常磁性伝導層５６にデラフォサイト構造のＣｕＡｌＯ₂複合酸化物を用いた場合について説明する。 Next, a method for manufacturing the GMR element according to the embodiment will be described with reference to process cross-sectional views shown in FIGS. Here, the case of using the CuAlO ₂ composite oxide of the delafossite structure paramagnetic conductive layer 56.

まず、図３に示すように、シリコン（Ｓｉ）等の基板７０の表面に、スパッタ法や真空蒸着法等を用いて、タンタル（Ｔａ）等の緩衝層７２、Ｃｕ等の下地層７４、ＭｎＰｔ等の反強磁性層７６、ＣｏＦｅ等の磁化固着層５２、Ｃｕ等の磁気結合遮断層５４を順次積層する。各層の厚さはそれぞれ、例えば、緩衝層７２が約５ｎｍ、下地層７４が約２００ｎｍ、反強磁性層７６が約１０ｎｍ、磁化固着層５２が約３ｎｍＣｏＦｅ、及び磁気結合遮断層５４が約０．２ｎｍである。基板７０の表面には、多結晶の緩衝層７２が成膜される。その結果、下地層７４から磁気結合遮断層５４に至る各層は、緩衝層７２の多結晶にエピタキシャル成長した多結晶として成膜される。 First, as shown in FIG. 3, a buffer layer 72 such as tantalum (Ta), an underlayer 74 such as Cu, and MnPt are formed on the surface of a substrate 70 such as silicon (Si) using a sputtering method, a vacuum deposition method, or the like. An antiferromagnetic layer 76 such as Co, a magnetization pinned layer 52 such as CoFe, and a magnetic coupling blocking layer 54 such as Cu are sequentially stacked. The thickness of each layer is, for example, about 5 nm for the buffer layer 72, about 200 nm for the underlayer 74, about 10 nm for the antiferromagnetic layer 76, about 3 nm for the magnetization pinned layer 52, and about 0.1 for the magnetic coupling blocking layer 54. 2 nm. A polycrystalline buffer layer 72 is formed on the surface of the substrate 70. As a result, each layer from the underlayer 74 to the magnetic coupling blocking layer 54 is formed as a polycrystal epitaxially grown on the polycrystal of the buffer layer 72.

次に、磁気結合遮断層５４の表面に常磁性伝導層５６の成膜を行う。まず、例えば、基板７０をＤＣマグネトロンスパッタ装置の成膜チャンバに装着し、到達真空度１０^-5Ｐａ以下となるまで排気する。モル比がＣｕ：Ａｌ＝１：１の組成の混合ターゲットを用いて、ＣｕＡｌ層を基板７０の最表面層の磁気結合遮断層５４の表面に堆積する。ＤＣマグネトロンスパッタの成膜速度は、例えば０．０２〜０．１ｎｍ／秒で行う。 Next, a paramagnetic conductive layer 56 is formed on the surface of the magnetic coupling blocking layer 54. First, for example, the substrate 70 is mounted in a film forming chamber of a DC magnetron sputtering apparatus and evacuated until the ultimate vacuum is 10 ⁻⁵ Pa or less. A CuAl layer is deposited on the surface of the magnetic coupling interruption layer 54 of the outermost surface layer of the substrate 70 using a mixed target having a composition with a molar ratio of Cu: Al = 1: 1. The deposition rate of DC magnetron sputtering is, for example, 0.02 to 0.1 nm / second.

成膜されたＣｕＡｌ層には、成膜チャンバ内で、導入された酸素雰囲気に暴露する方法や酸素ラジカルを照射する方法等により、酸化処理が実施される。酸化処理では、酸化力を適度な程度にコントロールする必要がある。ＣｕＡｌ層に対する酸化力が強すぎれば、Ｃｕの２価イオンＣｕ²⁺が生じ、デラフォサイト構造とはなりえずＧＭＲ素子の性能低下をもたらす。また、上記の成膜プロセスの代わりに、ＣｕＡｌＯ₂の混合酸化物をターゲットに用いて、例えばレーザー蒸着法（ＰＬＤ）で堆積する方法でもよい。この場合、酸化処理は特に実施する必要はない。 The formed CuAl layer is subjected to oxidation treatment by a method of exposing to an introduced oxygen atmosphere or a method of irradiating oxygen radicals in a film forming chamber. In the oxidation treatment, it is necessary to control the oxidizing power to an appropriate level. If the oxidizing power with respect to the CuAl layer is too strong, Cu divalent ions Cu ²⁺ are generated, which cannot be a delafossite structure, resulting in a decrease in performance of the GMR element. Further, instead of the film formation process described above, a method may be used in which a mixed oxide of CuAlO ₂ is used as a target and deposited by, for example, laser vapor deposition (PLD). In this case, the oxidation treatment does not need to be particularly performed.

その後、酸化されたＣｕＡｌ膜は、イオンビーム照射により結晶化処理が実施される。イオンビーム照射条件は、酸化されたＣｕＡｌ膜のエッチングが顕著に生じない範囲で適宜選択される。例えば、アルゴン（Ａｒ）イオンビームを用いる場合、加速電圧を約５０Ｖ、投入電力を約５０Ｗ程度として照射すればよい。イオンビームのイオン種としてはＡｒ以外に、例えばキセノン（Ｘｅ）、クリプトン（Ｋｒ）等の希ガス元素を用いることができる。また、酸化処理を酸素イオンビーム照射により行えば、結晶化処理も同時に実施することができる。 Thereafter, the oxidized CuAl film is crystallized by ion beam irradiation. The ion beam irradiation conditions are appropriately selected within a range that does not cause significant etching of the oxidized CuAl film. For example, when an argon (Ar) ion beam is used, irradiation may be performed with an acceleration voltage of about 50 V and an input power of about 50 W. As ion species of the ion beam, a rare gas element such as xenon (Xe) or krypton (Kr) can be used in addition to Ar. In addition, if the oxidation treatment is performed by oxygen ion beam irradiation, the crystallization treatment can be performed simultaneously.

このような成膜プロセスにより、図４に示すように、厚さが約０．８ｎｍのデラフォサイト型複合酸化物の常磁性伝導層５６が、磁気結合遮断層５４上に形成される。 By such a film forming process, as shown in FIG. 4, a paramagnetic conductive layer 56 of delafossite-type complex oxide having a thickness of about 0.8 nm is formed on the magnetic coupling blocking layer 54.

次に、図５に示すように、常磁性伝導層５６の表面上に、スパッタ法や真空蒸着法等を用いて、Ｃｕ等の界面調整層５８、ＣｏＦｅ等の磁化自由層６０、Ｔａ等の保護層７８、及び電極層８０を順次積層する。各層の厚さはそれぞれ、例えば、界面調整層５８が約０．２ｎｍ、ＣｏＦｅ等の磁化自由層６０が約３ｎｍ、Ｔａ等の保護層７８が約２ｎｍ、及び電極層８０が約２００ｎｍである。磁化固着層５２の磁気モーメントを揃えるため、約５ｋＯｅ（エルステッド）の磁界を磁化方向に印加した状態で、約２７０℃で約１０時間の熱処理が行われる。ここで、常磁性伝導層５６と、常磁性伝導層５６を挟む磁気結合遮断層５４及び界面調整層５８とにより中間層５１が形成される。また、中間層５１と、中間層５１を挟む磁化固着層５２及び磁化自由層６０とにより磁気抵抗効果層５０が形成される。 Next, as shown in FIG. 5, on the surface of the paramagnetic conductive layer 56, an interface adjustment layer 58 such as Cu, a magnetization free layer 60 such as CoFe, Ta, etc. A protective layer 78 and an electrode layer 80 are sequentially stacked. The thickness of each layer is, for example, about 0.2 nm for the interface adjustment layer 58, about 3 nm for the magnetization free layer 60 such as CoFe, about 2 nm for the protective layer 78 such as Ta, and about 200 nm for the electrode layer 80. In order to make the magnetic moment of the magnetization pinned layer 52 uniform, a heat treatment is performed at about 270 ° C. for about 10 hours with a magnetic field of about 5 kOe (Oersted) applied in the magnetization direction. Here, the intermediate layer 51 is formed by the paramagnetic conductive layer 56, the magnetic coupling blocking layer 54 and the interface adjustment layer 58 sandwiching the paramagnetic conductive layer 56. In addition, the magnetoresistive effect layer 50 is formed by the intermediate layer 51, the magnetization fixed layer 52 and the magnetization free layer 60 sandwiching the intermediate layer 51.

その後、図６に示すように、フォトエッチング技術等により、電極層８０を選択的に除去し、例えば直径が約１μｍの略円形状の上部電極８２が形成される。なお、下部電極としては、例えば基板７０上の緩衝層７２及び下地層７４が用いられる。このようにして、実施の形態の実施例１に係るＧＭＲ素子が作製される。 Thereafter, as shown in FIG. 6, the electrode layer 80 is selectively removed by a photoetching technique or the like, and a substantially circular upper electrode 82 having a diameter of about 1 μm, for example, is formed. As the lower electrode, for example, the buffer layer 72 and the base layer 74 on the substrate 70 are used. In this manner, the GMR element according to Example 1 of the embodiment is manufactured.

ここで、ＧＭＲ素子の各層の膜厚は、蛍光Ｘ線分析を用いて、各元素のシグナル強度により確認している。また、常磁性伝導層５６のＣｕＡｌＯ₂複合酸化物がｃ軸に対して直交する方向の“１１０”配向であることを、常磁性伝導層５６を厚く成膜した試料を用いたＸ線回折（ＸＲＤ）測定により確認している。また、常磁性伝導層５６の酸化の度合いは、図４に示した常磁性伝導層５６のＣｕＡｌＯ₂複合酸化物の表面に保護膜としてルテニウム（Ｒｕ）金属を約２ｎｍ積層した試料を作製してＸ線光電子分光分析（ＸＰＳ）及びオージェ電子分光分析（ＡＥＳ）により確認している。分析の結果、Ｃｕはほぼ全て１価のイオンＣｕ⁺であり、僅かに金属Ｃｕ（０価）が存在していることを確認している。またＡｌは全て３価のイオンＡｌ³⁺状態であることを確認している。さらに、磁化固着層５２のＣｏ及びＦｅは全て金属（０価）のみであることを確認している。 Here, the film thickness of each layer of the GMR element is confirmed by the signal intensity of each element using fluorescent X-ray analysis. Further, X-ray diffraction using a sample in which the paramagnetic conductive layer 56 is thickly formed is confirmed that the CuAlO ₂ composite oxide of the paramagnetic conductive layer 56 has a “110” orientation in a direction perpendicular to the c-axis ( XRD) is confirmed by measurement. Also, the degree of oxidation of paramagnetic conductive layer 56, to prepare a paramagnetic conductive layer 56 CuAlO ₂ composite oxide surface to a sample ruthenium (Ru) metal was about 2nm laminated as a protective film of shown in FIG. 4 This is confirmed by X-ray photoelectron spectroscopy (XPS) and Auger electron spectroscopy (AES). As a result of the analysis, it is confirmed that Cu is almost all monovalent ions Cu ⁺ and that a slight amount of metal Cu (zero valence) is present. All Al is confirmed to be in a trivalent ion Al ³⁺ state. Furthermore, it has been confirmed that Co and Fe of the magnetization pinned layer 52 are all metals (zero valence) only.

作製したＧＭＲ素子について、ＭＲ変化率、シート抵抗ＲＡ及びＳ／Ｎ比を測定している。また、ＧＭＲ素子に流すセンス電流を徐々に増大させてＧＭＲ素子に印加される電圧とＧＭＲ素子の抵抗値の関係を検査する試験を実施し、急激に抵抗値が減少し始める電圧、いわゆるブレークダウン電圧を測定している。 About the produced GMR element, MR change rate, sheet resistance RA, and S / N ratio are measured. In addition, a test for inspecting the relationship between the voltage applied to the GMR element and the resistance value of the GMR element by gradually increasing the sense current flowing through the GMR element is performed, and the voltage at which the resistance value starts to decrease suddenly, so-called breakdown The voltage is being measured.

例えば、本発明の実施の形態に係る常磁性伝導層５６としてＣｕＡｌＯ₂複合酸化物を用いたＧＭＲ素子の規格化抵抗値の温度特性は、図７に示すように、室温（３００Ｋ）以下の低温領域でほぼ温度によらず一定となる。ここで、規格化抵抗値は、各温度でのＧＭＲ素子の抵抗値を室温の抵抗値で割り算したものである。図７には、比較例として、常磁性伝導層５６に代えてＣｕを用いた従来のＣＰＰ型のＧＭＲ素子、及びＡｌ₂Ｏ₃を用いたＴＭＲ素子の規格化抵抗値の温度特性を併せて示してある。一般に、ＴＭＲ素子の電気抵抗率は温度を下げると増大し、従来のＧＭＲ素子の電気抵抗率は、逆に減少するという特徴がある。このように、従来のＧＭＲ素子やＴＭＲ素子と比較して、常磁性伝導層５６としてＣｕＡｌＯ₂複合酸化物を用いたのＧＭＲ素子の電気抵抗率は安定した温度特性となっている。 For example, the temperature characteristic of the normalized resistance value of the GMR element using the CuAlO ₂ composite oxide as the paramagnetic conductive layer 56 according to the embodiment of the present invention is a low temperature of room temperature (300 K) or lower as shown in FIG. It is constant regardless of temperature in the region. Here, the normalized resistance value is obtained by dividing the resistance value of the GMR element at each temperature by the resistance value at room temperature. FIG. 7 also shows temperature characteristics of normalized resistance values of a conventional CPP type GMR element using Cu instead of the paramagnetic conductive layer 56 and a TMR element using Al ₂ O ₃ as a comparative example. It is shown. In general, the electrical resistivity of the TMR element increases when the temperature is lowered, and the electrical resistivity of the conventional GMR element is conversely reduced. As described above, the electrical resistivity of the GMR element using the CuAlO ₂ composite oxide as the paramagnetic conductive layer 56 has a stable temperature characteristic as compared with the conventional GMR element and TMR element.

また、図８の表には、実施の形態に係る試料番号１〜２０、及び比較例に係る試料番号２１〜２６のＧＭＲ素子及びＴＭＲ素子のＭＲ変化率、シート抵抗ＲＡ、ブレークダウン電圧、及びＳ／Ｎ比等の素子特性が示されている。常磁性伝導層５６としてＣｕＡｌＯ₂複合酸化物を用いたＧＭＲ素子（試料番号１）のＭＲ変化率及びシート抵抗ＲＡはそれぞれ、６．５％及び５７０Ωμｍ²と大きく、実用的に十分な特性となっている。また、ブレークダウン電圧も、６２０ｍＶと高い。中間層としてＣｕのみ用いる比較例（試料番号２１）では、ＭＲ変化率及びシート抵抗ＲＡがそれぞれ、０．２％及び６０Ωμｍ²と低すぎ、また、ブレークダウン電圧も２１０ｍＶと劣っている。Ｓ／Ｎ比は、試料番号１及び試料番号２１ともに良好である。一方、比較例としてＡｌ₂Ｏ₃層を用いたＴＭＲ素子（試料番号２２）では、ＭＲ変化率及びブレークダウン電圧がそれぞれ、３２％及び９２０ｍＶと優れた特性を示しているが、シート抵抗ＲＡが２７０００Ωμｍ²と異常に高く、Ｓ／Ｎ比が悪く実用には適さない。 Further, in the table of FIG. 8, the MR change rate, the sheet resistance RA, the breakdown voltage, and the GMR elements and TMR elements of the sample numbers 21 to 26 according to the embodiment and the sample numbers 21 to 26 according to the comparative example, and Element characteristics such as S / N ratio are shown. Each MR ratio and the sheet resistance RA of the GMR element as paramagnetic conductive layer 56 using a CuAlO ₂ composite oxide (Sample No. 1) is 6.5% and 570Omegamyuemu ² greatly, a practically sufficient characteristic ing. The breakdown voltage is also high at 620 mV. In the comparative example (sample number 21) using only Cu as the intermediate layer, the MR change rate and the sheet resistance RA are respectively too low as 0.2% and 60 Ωμm ^2, and the breakdown voltage is also inferior at 210 mV. The S / N ratio is good for both sample number 1 and sample number 21. On the other hand, the TMR element (sample No. 22) using the Al ₂ O ₃ layer as a comparative example shows excellent characteristics of MR change rate and breakdown voltage of 32% and 920 mV, respectively, but the sheet resistance RA is It is abnormally high as 27000 Ωμm ^2, and the S / N ratio is poor and is not suitable for practical use.

図８には、常磁性伝導層５６のデラフォサイト型複合酸化物に、試料番号２として銅イットリウム酸化物（ＣｕＹＯ₂）、試料番号３として銅インジウム酸化物（ＣｕＩｎＯ₂）、試料番号４として銅ガリウム酸化物（ＣｕＧａＯ₂）、試料番号５として銀スカンジウム酸化物（ＡｇＳｃＯ₂）、試料番号６として金ランタン酸化物（ＡｕＬａＯ₂）、試料番号７として白金ネオジム酸化物（ＰｔＮｄＯ₂）、試料番号８として水銀ランタン酸化物（ＨｇＬａＯ₂）、試料番号９としてパラジウムガドリニウム酸化物（ＰｄＧｄＯ₂）、試料番号１０として銅ランタン酸化物（ＣｕＬａＯ₂）、試料番号１１として銅ランタンセリウム酸化物（ＣｕＬａ_0.9Ｃｅ_0.1Ｏ₂）、試料番号１２として銅ネオジムセリウム酸化物（ＣｕＮｄ_0.9Ｃｅ_0.1Ｏ₂）、試料番号１３として銅イットリウムセリウム酸化物（ＣｕＹ_0.9Ｃｅ_0.1Ｏ₂）、試料番号１４として銅スカンジウムジルコニウム酸化物（ＣｕＳｃ_0.9Ｚｒ_0.1Ｏ₂）、試料番号１５として銅インジウム錫酸化物（ＣｕＩｎ_0.8Ｓｎ_0.2Ｏ₂）、試料番号１６として銅ガリウムチタン酸化物（ＣｕＧａ_0.9Ｔｉ_0.1Ｏ₂）、試料番号１７として銅イットリウム酸化フッ化物（ＣｕＹＯ_1.9Ｆ_0.1）、試料番号１８として銅インジウム酸化フッ化物（ＣｕＩｎＯ_1.9Ｆ_0.1）、試料番号１９として銅ガリウム酸化塩化物（ＣｕＧａＯ_1.95Ｃｌ_0.05）、及び試料番号２０として銀スカンジウム酸化塩化物（ＡｇＳｃＯ_1.9Ｃｌ_0.1）を用いたＧＭＲ素子の試料番号２〜２０の素子特性が示されている。また、図８には常磁性伝導層５６に代えて、試料番号２３に、絶縁層としてマグネシウム酸化物（ＭｇＯ）を用いたＴＭＲ素子、試料番号２４〜２６に、半導体である酸化錫（ＳｎＯ₂）、ランタンニッケル酸化物（ＬａＮｉＯ₃）、及び酸化第一銅（ＣｕＯ）を用いたＧＭＲ素子の素子特性も比較例として併せて示されている。 In FIG. 8, the delafossite-type composite oxide of the paramagnetic conductive layer 56, copper yttrium oxide (CuYO ₂ ) as sample number ₂ , copper indium oxide (CuInO ₂ ) as sample number 3, and sample number 4 as Copper gallium oxide (CuGaO ₂ ), silver scandium oxide (AgScO ₂ ) as sample number 5, gold lanthanum oxide (AuLaO ₂ ) as sample number 6, platinum neodymium oxide (PtNdO ₂ ) as sample number 7, sample number mercury lanthanum oxide as 8 (HgLaO _2), palladium gadolinium oxide as a sample No. 9 (PdGdO _2), copper lanthanum oxide as a sample No. 10 (CuLaO _2), copper lanthanum cerium oxide as a sample No. 11 (CuLa _0.9 Ce _0.1 O ₂ ), copper neodymium cerium oxide (CuNd _0.9 Ce _0.1 as sample number 12) O ₂ ), copper yttrium cerium oxide (CuY _0.9 Ce _0.1 O ₂ ) as sample number 13, copper scandium zirconium oxide (CuSc _0.9 Zr _0.1 O ₂ ) as sample number 14, and copper indium tin oxide (sample number 15) CuIn _0.8 Sn _0.2 O ₂ ), copper gallium titanium oxide (CuGa _0.9 Ti _0.1 O ₂ ) as sample number 16, copper yttrium oxyfluoride (CuYO _1.9 F _0.1 ) as sample number 17, and copper indium oxide fluoride as sample number 18 Sample number 2 of the GMR element using an oxide (CuInO _1.9 F _0.1 ), copper gallium oxide chloride (CuGaO _1.95 Cl _0.05 ) as sample number 19 and silver scandium oxide chloride (AgScO _1.9 Cl _0.1 ) as sample number 20 Twenty device characteristics are shown. In FIG. 8, instead of the paramagnetic conductive layer 56, the sample number 23 is a TMR element using magnesium oxide (MgO) as an insulating layer, and the sample numbers 24-26 are tin oxide (SnO ₂ ) as a semiconductor. ), Element characteristics of a GMR element using lanthanum nickel oxide (LaNiO ₃ ) and cuprous oxide (CuO) are also shown as comparative examples.

図８の表から明らかなように、デラフォサイト型複合酸化物をＧＭＲ素子の中間層５１の常磁性伝導層５６として用いる試料番号２〜２０は、いずれもＭＲ変化率が６．４〜７．４％、シート抵抗ＲＡが４３０〜６３０Ωμｍ²と試料番号１と同様に大きな値を有している。また、ブレークダウン電圧も５２０〜６３０ｍＶと十分高いことがわかる。これに対し、常磁性伝導層５６に代えてＭｇＯを用いた試料番号２３のＴＭＲ素子では、ＭＲ変化率及びブレークダウン電圧はともに２７％及び１０８０ｍＶと十分大きいが、Ｓ／Ｎ比が悪く実用的に問題である。また、常磁性伝導層５６に代えてＳｎＯ₂、ＬａＮｉＯ₃及びＣｕＯを用いた試料番号２４〜２６は、Ｓ／Ｎ比がよくブレークダウン電圧も４５０〜７４０ｍＶと十分大きい。しかし、ＳｎＯ₂、ＬａＮｉＯ₃及びＣｕＯの半導体材料のフェルミレベルが磁化固着層あるいは磁化自由層のフェルミレベルと大きく異なっているため、ＭＲ変化率が０.４％以下と著しく小さい。試料番号１〜２０は、試料番号２１〜２６に比べ素子特性が総合的に勝っていることがわかる。このように、本発明の実施の形態に係るＧＭＲ素子よれば、大きなＭＲ変化率で、良好なＳ／Ｎ比を実現でき、耐久性を向上させることが可能となる。 As apparent from the table of FIG. 8, all of the sample numbers 2 to 20 using the delafossite type complex oxide as the paramagnetic conductive layer 56 of the intermediate layer 51 of the GMR element have an MR change rate of 6.4 to 7 .4%, sheet resistance RA has a large value in the same manner as 430～630Omegamyuemu ² and sample No. 1. It can also be seen that the breakdown voltage is sufficiently high at 520 to 630 mV. On the other hand, in the TMR element of sample number 23 using MgO instead of the paramagnetic conductive layer 56, the MR change rate and the breakdown voltage are both 27% and 1080 mV which are sufficiently large, but the S / N ratio is poor and practical. It is a problem. Sample numbers 24 to 26 using SnO ₂ , LaNiO ₃ and CuO instead of the paramagnetic conductive layer 56 have a good S / N ratio and a sufficiently high breakdown voltage of 450 to 740 mV. However, since the Fermi level of the semiconductor material of SnO ₂ , LaNiO ₃ and CuO is greatly different from the Fermi level of the magnetization fixed layer or the magnetization free layer, the MR ratio is remarkably small at 0.4% or less. It can be seen that Sample Nos. 1 to 20 are comprehensively superior in device characteristics as compared to Sample Nos. 21 to 26. As described above, according to the GMR element according to the embodiment of the present invention, it is possible to realize a good S / N ratio with a large MR change rate and to improve durability.

（その他の実施の形態）
上記のように、本発明の実施の形態を記載したが、この開示の一部をなす論述及び図面はこの発明を限定するものであると理解すべきではない。この開示から当業者にはさまざまな代替実施の形態、実施例及び運用技術が明らかとなろう。 (Other embodiments)
Although the embodiments of the present invention have been described as described above, it should not be understood that the descriptions and drawings constituting a part of this disclosure limit the present invention. From this disclosure, various alternative embodiments, examples and operational techniques will be apparent to those skilled in the art.

本発明の実施の形態では、常磁性伝導層５６としてデラフォサイト構造の複合酸化物を用いているが、複合酸化物の構造はデラフォサイトに限定されない。他の結晶構造であっても、適度な抵抗を生じさせる半導体あるいは半導体に近いバンドギャップを有し、磁化固着層５２及び磁化自由層６０のそれぞれのフェルミレベルとほぼ同じフェルミレベルを有する複合酸化物であれば、常磁性伝導層５６に用いることが可能であることは勿論である。 In the embodiment of the present invention, a composite oxide having a delafossite structure is used as the paramagnetic conductive layer 56, but the structure of the composite oxide is not limited to delafossite. Even if it has other crystal structure, it has a band gap close to that of a semiconductor that produces an appropriate resistance or a semiconductor, and has a Fermi level that is almost the same as the Fermi level of each of the magnetization pinned layer 52 and the magnetization free layer 60 Of course, it can be used for the paramagnetic conductive layer 56.

また、本発明の実施の形態においては、基板７０として、Ｓｉ半導体基板を用いて説明している。しかし、基板７０は、Ｓｉ半導体基板に限定されず、例えば、アルミナチタンカーバイド（Ａｌ₂Ｏ₃−ＴｉＣ）等のセラミック基板を用いてもよいことは勿論である。 In the embodiment of the present invention, a Si semiconductor substrate is used as the substrate 70. However, the substrate 70 is not limited to the Si semiconductor substrate, and of course, a ceramic substrate such as alumina titanium carbide (Al ₂ O ₃ —TiC) may be used.

このように、本発明はここでは記載していないさまざまな実施の形態等を含むことは勿論である。したがって、本発明の技術的範囲は上記の説明から妥当な特許請求の範囲に係わる発明特定事項によってのみ定められるものである。 As described above, the present invention naturally includes various embodiments that are not described herein. Therefore, the technical scope of the present invention is defined only by the invention specifying matters according to the scope of claims reasonable from the above description.

本発明の実施の形態に係る磁気抵抗効果層の断面概略図である。1 is a schematic cross-sectional view of a magnetoresistive effect layer according to an embodiment of the present invention. 本発明の実施の形態に係る常磁性伝導層に用いるデラフォサイト型複合酸化物の説明に用いる図である。It is a figure used for description of the delafossite type complex oxide used for the paramagnetic conductive layer concerning an embodiment of the invention. 本発明の実施の形態に係る巨大磁気抵抗効果素子の一例を示す断面工程図（その１）である。It is sectional process drawing (the 1) which shows an example of the giant magnetoresistive effect element which concerns on embodiment of this invention. 本発明の実施の形態に係る巨大磁気抵抗効果素子の一例を示す断面工程図（その２）である。It is sectional process drawing (the 2) which shows an example of the giant magnetoresistive effect element which concerns on embodiment of this invention. 本発明の実施の形態に係る巨大磁気抵抗効果素子の一例を示す断面工程図（その３）である。It is sectional process drawing (the 3) which shows an example of the giant magnetoresistive effect element which concerns on embodiment of this invention. 本発明の実施の形態に係る巨大磁気抵抗効果素子の一例を示す断面工程図（その４）である。It is sectional process drawing (the 4) which shows an example of the giant magnetoresistive effect element which concerns on embodiment of this invention. 本発明の実施の形態に係る巨大磁気抵抗効果素子の抵抗の温度特性の一例を示す図である。It is a figure which shows an example of the temperature characteristic of resistance of the giant magnetoresistive effect element which concerns on embodiment of this invention. 本発明の実施の形態に係る巨大磁気抵抗効果素子の素子特性を示す表である。It is a table | surface which shows the element characteristic of the giant magnetoresistive effect element based on embodiment of this invention.

符号の説明Explanation of symbols

５０磁気抵抗効果層
５１中間層
５２磁化固着層
５４磁気結合遮断層
５６常磁性伝導層
５８界面調整層
６０磁化自由層
７０基板
７２緩衝層
７４下地層
７６反強磁性層
７８保護層
８０電極層
８２上部電極
DESCRIPTION OF SYMBOLS 50 Magnetoresistance effect layer 51 Intermediate | middle layer 52 Magnetization pinned layer 54 Magnetic coupling interruption | blocking layer 56 Paramagnetic conduction layer 58 Interface adjustment layer 60 Magnetization free layer 70 Substrate 72 Buffer layer 74 Underlayer 76 Antiferromagnetic layer 78 Protection layer 80 Electrode layer 82 Upper electrode

Claims

磁化が所定の方向に固定された磁性体からなる磁化固着層と、
前記磁化固着層上に設けられた磁気結合遮断層、前記磁気結合遮断層上に設けられ、Ｍ _x Ａ _1-y Ｄ _y Ｏ _2(1-z) Ｘ _2z（ここで、Ｍは銅、パラジウム、銀、白金、及び水銀のうちから選ばれた元素、Ａは元素周期表のIII族元素、コバルト、及びロジウムの内から選ばれた元素、ＤはIV族元素のうちから少なくとも一つ選ばれた元素、ＸはVIIＢ族元素のうちから少なくとも一つ選ばれた元素であり、ｘ、ｙ及びｚはそれぞれ、０．７≦ｘ≦１．４、０≦ｙ≦０．５、及び０≦ｚ≦０．２５を満たす。）で表わされる複合酸化層を有する常磁性伝導層、前記常磁性伝導層上に設けられた界面調整層からなる中間層と、
前記界面調整層上に設けられ、外部磁場の影響を受けて磁化方向が変化可能な磁性体からなる磁化自由層とを備え、
前記複合酸化層は、ｃ軸が前記磁気結合遮断層及び前記界面調整層の対向する面に平行になるように形成されたデラフォサイト構造であることを特徴とする垂直通電型の巨大磁気抵抗効果素子。 A magnetization pinned layer made of a magnetic material whose magnetization is fixed in a predetermined direction;
Magnetic coupling blocking layer provided on the magnetization pinned layer provided on said magnetic coupling blocking _{_{layer, M x A 1-y D}} y O 2 (1-z) X 2z ( where, M is copper, palladium An element selected from silver, platinum, and mercury, A is an element selected from group III elements of the periodic table, cobalt and rhodium, and D is at least one selected from group IV elements X is an element selected from at least one of the group VIIB elements, and x, y, and z are 0.7 ≦ x ≦ 1.4, 0 ≦ y ≦ 0.5, and 0 ≦, respectively. z ≦ 0.25)), a paramagnetic conductive layer having a composite oxide layer, an intermediate layer made of an interface adjustment layer provided on the paramagnetic conductive layer ,
A magnetization free layer made of a magnetic material provided on the interface adjustment layer and capable of changing the magnetization direction under the influence of an external magnetic field ;
The composite oxide layer has a delafossite structure formed so that the c-axis is parallel to the opposing surfaces of the magnetic coupling blocking layer and the interface adjustment layer, and is a perpendicular conduction type giant magnetoresistance Effect element.