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JP4514721B2 - 磁気抵抗効果素子の製造方法、磁気抵抗効果素子、磁気抵抗効果ヘッド、磁気記録再生装置及び磁気記憶装置 - Google Patents

磁気抵抗効果素子の製造方法、磁気抵抗効果素子、磁気抵抗効果ヘッド、磁気記録再生装置及び磁気記憶装置 Download PDF

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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磁気抵抗効果素子の製造方法、磁気抵抗効果素子、磁気抵抗効果ヘッド、磁気記録再生装置及び磁気記憶装置に関する。
従来、強磁性層／非磁性層／強磁性層というサンドイッチ構造の多層膜に電流を膜面に流して得られるCurrent-in-plane（CIP）-Giant-magnetoresistance（GMR）で、強磁性層が反強磁性結合しない場合でも、大きな磁気抵抗効果を実現した例が報告されている。すなわち、非磁性層を挟んだ２層の強磁性層の一方に交換バイアス磁場を印加して磁化を固定（「磁化固着層」あるいは「ピン層」などと称される）しておき、他方の強磁性層を外部磁場（信号磁場等）により磁化反転させる（「磁化自由層」あるいは「フリー層」などと称される）。このようにして、非磁性層を挟んで配置された２つの強磁性層の磁化方向の相対的な角度を変化させることによって、大きな磁気抵抗効果が得られる。このようなタイプの多層膜は、「スピンバルブ（spin-valve）」と呼ばれている（非特許文献１等参照）。
スピンバルブは、低い磁場強度で磁化を飽和させることができるため、ＭＲヘッドに適しており、既に実用化されているが、その磁気抵抗変化率は、現状では最大でも約２０％までであり、更に高い磁気抵抗変化率（以下、「ＭＲ比」という）を示すＭＲ素子が必要となってきた。
ひとつの候補として、トンネル効果を利用したTMR素子が挙げられている。しかし、これは絶縁層を電子がトンネルすることで発現するものなので、概して抵抗が高い。抵抗が高いと、ハードディスクドライブに組み込む磁気ヘッドとしてはノイズが大きくなるという問題がある。そこで抵抗を下げるには、バリア層の膜厚を薄くすることが必要になる。ところがバリア層を薄くすると、一様均一なものを作製することができず、ピンホールのためにMRが低下してしまうということが分かっている。TMRにおいて、低抵抗と高MR比の両立は難しい。また、TMRは膜面に垂直に電流を流すので、ハードディスクの記録密度が高くなってヘッドサイズが小さくなると、更に抵抗が上がって使い辛くなってしまう。
これに対して、センス電流を素子膜面に対して垂直方向に通電する（Current-perpendicular-to-plane：ＣＰＰ）―GMRが候補として挙げられている。これは、金属中を電子が伝導して発現するGMRであるので、抵抗が低いというメリットがある。ただしスピンバルブ膜の場合、垂直通電の抵抗自体が小さいので、膜の中でもスピン依存伝導に関与する部分の抵抗値を上げ、抵抗変化量を大きくすることが極めて重要である。
抵抗変化量を大きくすること、すなわち磁気抵抗効果を向上させるため、スピンバルブの膜の中に絶縁体を含む抵抗調節層を挿入するという手法が考案されている（J. Appl. Phys. 89, 6943 (2001)、IEEE Trans. Magn. 38, 2277 (2002)等参照）。スピンバルブは、電子をスピン依存散乱させる部分（磁化固着層／スペーサ層／磁化自由層）と、スピン依存散乱が小さい部分（下地層、反強磁性層、保護層等）とから構成される。前者の抵抗をＲｓｄ、後者の抵抗をＲｓｉとすると、スピンバルブの磁気抵抗効果はΔＲｓｄ／（Ｒｓｉ＋Ｒｓｄ）と表すことができる。ＲｓｄがＲｓｉよりも大きければ大きいほど、磁気抵抗効果が向上するという効果に着目したのが、上述したように絶縁体を含む抵抗調節層の挿入である。
Phys. Rev., B45, 806 (1992), J. Appl. Phys., 69, 4774 (1981)
しかし、電流狭窄効果だけでは磁気抵抗効果向上に限度がある。更に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を増加させることが必要になる。この目的で、ハーフメタルの研究が盛んになっている。「ハーフメタル」とは、フェルミレベル近傍の電子状態を見たときに、アップスピン電子とダウンスピン電子の状態密度がいずれか一方の電子についてしか存在しない磁性材料として、一般的に定義されている。理想的なハーフメタルが実現できた場合には、磁化固着層と磁化自由層の磁化状態が反平行状態のときと、平行状態のときとで、抵抗が無限大から低抵抗状態の二つの状態が実現できるので、無限大のＭＲ変化率が実現できることになる。実際には、ここまで理想的な状態が実現できなかったとしても、アップスピン電子とダウンスピン電子の状態密度の差が従来材料よりも大きくなれば、桁違いの飛躍的なＭＲ比の上昇が期待される。しかし、ハーフメタルには、実用化を阻む大きな問題点がある。具体的には、(１) ペロブスカイト系ハーフメタルの場合には結晶性向上が必須だが、磁気ヘッドで用いられる多結晶膜ではほとんど不可能、（２）概してハーフメタル性を保持できる温度が低く、室温ではなかなかハーフメタルが発現しない、（３）磁化固着層と磁化自由層との間に挿入されるスペーサ層を共に構成する異種材料との界面で、ハーフメタル性が消失する可能性がある、等が挙げられる。特に（３）は致命的で、もし室温で完璧なハーフメタルを作製できたとしても、スペーサ層を形成する際に積層させてTMR膜またはCPP-GMR膜を形成する場合、ハーフメタルの特性を有効利用できないということになる。
ところで、磁気抵抗効果素子の観点からは、完璧なハーフメタルは必要とされない。センス電流の伝導電子においてスピン偏極率が向上すればよい。つまり、伝導に寄与するフェルミレベルの電子の、スピン偏極率である。これに着目してバンド構造を変調させるような機能層を磁化固着層や磁化自由層に挿入する手段が提案されている。
この手段では、機能層がごく薄い酸化層等で形成されている。金属で形成された磁化固着層あるいは磁化自由層の内部に極薄酸化層を挿入すると、その界面付近でスピンが偏極する可能性が示唆されていることに基づいている。ただし、酸化層が厚くなると、素子の抵抗が上がってしまい、従来のTMRと同様にノイズ等の悪影響が出てくる。そこで酸化層を1原子レベルという極薄い膜とし、低抵抗化をはかる必要がある。
ところが通常、図１１に示すように機能層を1原子層という薄さで作製すると、島状となったり、ピンホールが多数開いたりし、一様均一なものを作製することが困難である。機能層に穴が開いていると、穴を通過した電子による電流がシャント電流となってしまい、大きなスピン依存散乱を得ることができないことになりスピンフィルタ効果が減少してしまう。そのため、機能層は極薄い均一一様な膜であることが必要である。
本発明は、かかる課題の認識に基づいてなされたものであり、その目的は、高いＭＲ比による高出力の垂直通電型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、磁気再生装置を提供することにある。
上記の課題を解決するために本発明の磁気抵抗効果素子の第１の製造方法は、磁化固着
層と、非磁性中間層と、磁化自由層とが順次積層された磁気抵抗効果素子の製造方法にお
いて、前記磁化固着層または前記磁化自由層となる磁性層の少なくとも一部を形成後、前
記磁性層上に酸化物、窒化物、またはフッ化物を含む機能層を形成した後、イオンビーム
照射を行うことで、この機能層を膜厚均一な層のまま薄膜化することを特徴とする。
また、本発明の磁気抵抗効果素子の第２の製造方法は、磁化固着層と、非磁性中間層と
、磁化自由層とが順次積層された磁気抵抗効果素子の製造方法において、前記磁化固着層
または前記磁化自由層となる磁性層の少なくとも一部を形成後、前記磁性層上に酸化物、
窒化物、またはフッ化物を含む機能層を形成した後、プラズマ照射を行うことで、この機
能層を膜厚均一な層のまま薄膜化することを特徴とする。
また、本発明の磁気抵抗効果素子の第３の製造方法は、磁化固着層と、非磁性絶縁中間
層と、磁化自由層とが順次積層された磁気抵抗効果素子の製造方法において、前記磁化固
着層となる磁性層の少なくとも一部を形成後、前記磁性層上に酸化物、窒化物、またはフ
ッ化物から成る前記非磁性絶縁中間層を形成した後、イオンビーム照射を行うことでこの
非磁性絶縁中間層を膜厚均一な層のまま薄膜化することを特徴とする。
また、本発明の磁気抵抗効果素子の第４の製造方法は、磁化固着層と、非磁性絶縁中間
層と、磁化自由層とが順次積層された磁気抵抗効果素子の製造方法において、前記磁化固
着層となる磁性層の少なくとも一部を形成した後、前記磁性層上に酸化物、窒化物、また
はフッ化物から成る前記非磁性絶縁中間層を形成後、プラズマ照射を行うことでこの非磁
性絶縁中間層を膜厚均一な層のまま薄膜化することを特徴とする。
本発明に係る磁気抵抗効果素子の製造方法によれば、高い磁気抵抗変化量、高い信頼性、高い磁気安定性を実現した磁気抵抗効果素子を提供することができる。その結果として、高感度の磁気検出が安定して得られ、高い記録密度でも高出力で高いＳ／Ｎを有する磁気ヘッド、およびそれを搭載した磁気再生装置や、高集積な磁気メモリなどを提供することができる。
以下、図面を参照しつつ本発明の実施の形態について説明する。
まず本発明の実施例１の製造方法により作成された磁気抵抗効果素子について説明する。図１は、本発明の製造方法により作成された磁気抵抗効果素子の断面図である。
図１の磁気抵抗効果素子は、第１電極１、Ｔａ ５ｎｍ／Ｒｕ ２ｎｍからなる下地層２、ＰｔＭｎを材料とする膜厚１５ｎｍ程度の反強磁性層３、Ｃｏ９０Ｆｅ１０を材料とする膜厚３〜４ｎｍ程度の第１磁化固着層４−１、Ｒｕを材料とする膜厚０．９ｎｍ程度の磁化反平行結合層４−２、および機能層１０−１を挟んで１．５ｎｍ程度のＣｏ９０Ｆｅ１０層を貼り合わせるように構成された第２磁化固着層４−３からなる磁化固着層４、Ｃｕを材料とし、膜厚が３ｎｍ程度のスペーサ層５、磁化自由層６、第１保護層７、第２保護層８、第２電極９を積層した構造を有する。
第１磁化固着層４−１は隣接する反強磁性層３によってその磁化が実質的に一方向に固着されており、第２磁化固着層４−３は磁化反平行結合層４−２を介して第１磁化固着層４−１と反平行の方向に磁化固着されている。磁化自由層６は、その磁化が外部磁界に応じて変化しうる強磁性層を含む層である。スペーサ層５は、第２磁化固着層４−３と磁化自由層６との間の磁気的な結合を遮断する層である。図１の磁気抵抗効果素子ではスペーサ層５は金属のみで構成されている。
上記構成の磁気抵抗効果素子は次のようにして作製される。まず第１電極１となるＣｕ、ＮｉＦｅ、Ｔａ、Ｒｕ、ＣｕＡｇ等の材料の上にＴａ ５ｎｍ／Ｒｕ ２ｎｍをＤＣマグネトロンスパッタリングにより積層し、下地層２を形成する。
次に、下地層２上に反強磁性層３となるＰｔＭｎを、ＤＣマグネトロンスパッタリングにより下地層２を形成した雰囲気を破らずに１５ｎｍ形成する。反強磁性層３形成後、反強磁性層３上にＣｏ９０Ｆｅ１０を３〜４ｎｍ積層することで第１磁化固着層４−１、Ｒｕを０．９ｎｍ積層することで磁化反平行結合層４−２をそれぞれ形成する。その後、積層体である第２磁化固着層４−３であるＣｏ９０Ｆｅ１０を１．５ｎｍ積層する。この第２磁化固着層４−３製膜中に、図２に示すようなプロセスにより機能層１０−１を成膜する。
具体的には、次のようなプロセスである。まず、被酸化層となる第２磁化固着層４−３の一部としてＦｅを１ｎｍの厚さに成膜する。この第２磁化固着層４−３の一部とは、機能層１０−１を挟んで上下に分断された第２磁化固着層の下半分である。
次に、上記第２磁化固着層４−３の一部であるＦｅの表面を自然酸化、或いはイオンビーム酸化（ＩＡＯ；Ion Assisted Oxidation）、或いはプラズマ酸化することにより、この表面に膜厚１．５ｎｍ〜３nm程度の機能層１０−１を成膜する。ここでＩＡＯとは、Ａｒイオンビームを照射しながら、酸素をチャンバー内に導入して酸化させるプロセスである（参考文献：J. Appl. Phys. 91, 6684 (2002)）。イオンビームは通常のミリング条件に比べて非常に弱く、ビーム電圧を100V以下に設定している。この条件でのイオンビームを酸素なしでＦｅに照射した場合のエッチングレートは、０．１〜３Å／min程度である。
自然酸化、ＩＡＯ、プラズマ酸化それぞれのプロセス条件は表１に示すとおりである。
表１において、「REF」は参照用サンプルとして機能層が無いスピンバルブ構造のプロセスを示している。「A-1」〜「A-4」は、従来の機能層作成プロセスのプロセス条件を示している。「B-1」〜「B-4」は本発明の機能層作成プロセスのプロセス条件を示している。
従来の機能層作成プロセスのプロセス条件との違いは、自然酸化、ＩＡＯ、プラズマ酸化のいずれかを行い形成された酸化膜を薄膜化する際に弱いイオンビーム照射であるＡＩＴ（After Ion Treatment）を行っていることである。ＡＩＴとは非常に弱いミリングによってＦｅ50Ｃｏ50−Ｏの薄膜化を施したものである。これも、前述したＩＡＯと同じく非常に弱いイオンビーム条件が必要である。たとえば数十nmという厚い膜をミリング除去する場合に使うような、ビーム電圧２００Ｖ以上、ビーム電圧１００ｍＡ以上の条件でＡＩＴを施すと、一様均一な機能層１０を作成することができない。それどころか処理後の膜面が荒れてしまい、MRはかえって減少してしまう。このＡＩＴを行うことにより、前述のとおり島状となったり、ピンホールが多数開いたりなどすることなく、機能層１０となる酸化膜を膜厚均一な層のまま薄膜化することが可能となる。
機能層１０を上述したプロセスにより形成した後、第２磁化固着層４−３の上半分となるＣｏ９０Ｆｅ１０を形成し、第２磁化固着層４−３成膜が完成する。次に第２磁化固着層４−３表面にＣｕからなるスペーサ層５を膜厚３ｎｍ形成する。
スペーサ層５を形成した後、磁化自由層６を形成する。この磁化自由層６には第２磁化固着層４−３と同様、機能層１０−２を含んでいてもよい。この際の製造プロセスは第２磁化固着層４−３の製造プロセスとほぼ同様であるため、説明は省略する。
磁化自由層６を形成した後、Ｃｕからなる第１保護層７、Ｒｕからなる第２保護層８を、引き続き真空を破らずにＤＣバイアスによるマグネトロンスパッタリングにより形成する。
最後に、第２保護層８表面にＣｕ、ＮｉＦｅ、Ｔａ、Ｒｕ、ＣｕＡｇ等の材料を成膜することによって、第２電極９を形成する。以上のプロセスにより、磁気抵抗効果素子は完成する。
なお、本実施例では、機能層１０をＦｅの酸化物としているが、これに限られず、Fe、Co、Ni、Cu、Ti、V、Cr、Mn、Mg、Al、Si、Zr、Nb、Mo、Ru、Rh、Pd、Ag、Hf、Ta、W、Re、Ir、Pt、Auの少なくともひとつを含む金属あるいは合金を酸化、窒化、フッ化することによって得られる酸化物、窒化物、またはフッ化物であればよい。
次に本発明の実施例１の製造方法で作製した磁気抵抗効果素子と従来の製造方法で作製した磁気抵抗効果素子との特性上の違いについて表１を用いて説明する。
表１において、機能層１０を従来プロセスで作成したサンプルであるA-1、A-2、A-3、A-4は機能層を形成しないサンプルREFに比べてＭＲが増加しているが、大幅な増加は見られない。これに対し、機能層１０を本願プロセスで作成したサンプルであるB-1、B-2、B-3、B-4は、MRが10倍も上がっており、その効果が顕著である。これは、サンプルA-1、A-2、A-3、A-4では機能層が図１１に示すように島状となってしまっているのに対し、サンプルB-1、B-2、B-3、B-4では図３に示したような一様均一な機能層が出来ているためと考えられる。
図６（ａ）に本願プロセスで作成した機能層１０−１、２周辺の断面ＴＥＭを示す。図のサンプルでは機能層１０−１、２が酸化層であるため、周囲に比して白くコントラストが得られている。そのため均一な層状であるか、あるいは切れ切れの島状であるかを判断することができる。図６（ａ）では電子線透過方向にサンプルを出来る限り薄く作り込んだとしてもほぼ直線状で切れ目が無く、極薄の機能層１０−１、２を確認することができる。一方、図６（Ｂ）は従来のプロセスで作成した機能層１０−１、２周辺の断面ＴＥＭである。図６（ａ）と異なり、機能層１０−１、２に切れ目があることが確認できる。
図６では、機能層１０−１、２が白くなっており、それ以外の部分とのコントラストではっきりと識別することができるが、識別が困難な場合にはビーム径を１ｎｍ程度に絞ったＥＤＸ（Energy Dispersive X-ray spectroscopy）分析によっても可能である。この場合、測定ポイントを膜成長方向に０．５ｎｍ〜１ｎｍ間隔で測定し、元素分布を測定位置に対してプロットしたときの酸素、窒素、リン、フッ素などの濃度分布の半値幅から算出することも可能である。
本願プロセスの代表例であるサンプルB-2に対して、ＡＩＴの条件を変化させた結果を図７に示す。処理時間は、Ｆｅ50Ｃｏ50−Ｏの出来上がり膜厚が０．３nmとなるように、調整して変化させた。 結果にあるように、ビーム電圧が１１０Vを超えたあたりからＭＲが減少し、２１０Ｖまで上げるとＭＲが０．３％と、機能層がないサンプルREFよりもＭＲが下がってしまうことがわかった。この実験結果により、ＡＩＴのビーム電圧は１１０Ｖ以下であることが望ましい。
また、ＲＦプラズマの照射においても非常に弱いエネルギー条件が必要で、１５Ｗ以上３０Ｗ以下とするのが適当である。基板クリーニングなどで用いる１００Ｗ等の強い条件では、かえって膜面を荒らしてしまってMRが減少することになる。
（変形例１）
図４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。
図４において、本変形例の磁気抵抗効果素子は、第１電極１´、Ｔａ ５ｎｍ／Ｒｕ ２ｎｍからなる下地層２´、ＰｔＭｎを材料とする膜厚１５ｎｍ程度の反強磁性層３´、Ｃｏ９０Ｆｅ１０層で構成される磁化固着層４´、Ｃｕを材料とし、膜厚が３ｎｍ程度のスペーサ層５´、およびＣｏ９０Ｆｅ１０層で構成された磁化自由層６´、膜厚１ｎｍ程度のＣｕからなる第１保護層７´、膜厚５ｎｍ程度のＲｕからなる第２保護層８´、第２電極９´を積層した構造を有する。そして、磁化固着層４´の内部には、機能層１０´が挿入されている。
本変形例においても、実施例１と同様の効果が得られる。
（変形例２）
図５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。
図５において、本変形例の磁気抵抗効果素子は、第１電極１´´、Ｔａ ５ｎｍ／Ｒｕ ２ｎｍからなる下地層２´´、機能層１０−２´´を挟むように１．５ｎｍ程度のＣｏ９０Ｆｅ１０層を貼り合わせるように構成された磁化自由層６´´、Ｃｕを材料とし、膜厚が３ｎｍ程度のスペーサ層５´´、機能層１０−１´´を挟むように１．５ｎｍ程度のＣｏ９０Ｆｅ１０層を貼り合わせるように構成された第２磁化固着層４−３´、Ｒｕを材料とする膜厚０．９ｎｍ程度の磁化反平行結合層４−２´´、Ｃｏ９０Ｆｅ１０を材料とする膜厚３〜４ｎｍ程度の第１磁化固着層４−１´´、ＰｔＭｎを材料とする膜厚１５ｎｍ程度の反強磁性層３´´、膜厚５ｎｍ程度のＲｕからなる保護層８´´、第２電極９´´を積層した構造を有する。本変形例においても、実施例１と同様の効果が得られる。
次に本発明の実施例２である磁気抵抗効果素子の製造方法について説明する。本実施例においては、機能層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。
第１電極１から磁化反平行結合層４−２までを実施例１に記載のプロセスで成膜した後、積層体である第２磁化固着層４−３であるＣｏ９０Ｆｅ１０を１．５ｎｍ積層する。この第２磁化固着層４−３製膜中に、図２に示すようなプロセスにより機能層１０−１を成膜する。
具体的には、次のようなプロセスである。まず、被酸化層となる第２磁化固着層４−３の一部としてＦｅ５０Ｃｏ５０を１ｎｍの厚さに成膜する。この第２磁化固着層４−３の一部とは、実施例１においても説明したとおり、機能層１０−１を挟んで上下に分断された第２磁化固着層の下半分である。
次に、上記第２磁化固着層４−３の一部であるＦｅ５０Ｃｏ５０の表面を自然酸化、或いはイオンビーム酸化（ＩＡＯ；Ion Assisted Oxidation）、或いはプラズマ酸化することにより、この表面に膜厚１．５〜３nm程度の機能層１０−１を成膜する。イオンビームは通常のミリング条件に比べて非常に弱く、ビーム電圧を100V以下に設定している。この条件でのイオンビームを酸素なしでＣｏ90Ｆｅ10に照射した場合のエッチングレートは、3Å／min程度である。
自然酸化、ＩＡＯ、プラズマ酸化それぞれのプロセス条件は表２に示すとおりである。
表２において、「REF」は参照用サンプルとして機能層が無いスピンバルブ構造のプロセスを示している。「C-1」〜「C-4」は、従来の機能層作成プロセスのプロセス条件を示している。「D-1」〜「D-4」は本発明の機能層作成プロセスのプロセス条件を示している。
従来の機能層作成プロセスのプロセス条件との違いは、実施例１と同様、自然酸化、ＩＡＯ、プラズマ酸化のいずれかを行い形成された酸化膜を薄膜化する際にＡＩＴ（After Ion Treatment）を行っていることである。このＡＩＴを行うことにより、機能層１０を、島状となったり、ピンホールが多数開いたりなどすることなく、膜厚均一な層のまま薄膜化することが可能となる。
機能層１０を上述したプロセスにより形成した後、第２磁化固着層４−３の上半分となるＣｏ９０Ｆｅ１０を形成するプロセスから第２電極９を形成するまでのプロセスは実施例１と同様であるため、説明を省略する。
なお、本実施例では機能層１０をＦｅＣｏの酸化物としているが、実施例１と同様これに限られず、Fe、Co、Ni、Cu、Ti、V、Cr、Mn、Mg、Al、Si、Zr、Nb、Mo、Ru、Rh、Pd、Ag、Hf、Ta、W、Re、Ir、Pt、Auの少なくともひとつを含む金属あるいは合金を酸化、窒化、フッ化することによって得られる酸化物、窒化物、またはフッ化物であればよい。
次に本発明の実施例２の製造方法で作製した磁気抵抗効果素子と従来の製造方法で作製した磁気抵抗効果素子との特性上の違いについて表２を用いて説明する。表２より、機能層１０の母材としてＦｅＣｏ合金を用いた場合にも、従来のプロセスフローで作成したサンプルグループCではMR増加量が大きくはなかったが、本発明のプロセスフローで作成したサンプルグループDでのMR増加量は非常に大きい。これも、一様な機能層１０がグループDで得られているためと考えられる。
実施例２の方法で磁気抵抗効果素子を形成した場合、条件を実施例１と同じくビーム電圧100Ｖ以下、ＲＦプラズマとした場合にはＲＦパワーを１５Ｗから３０Ｗとした場合にのみ、機能層の効果を十分活用でき、高いＭＲを得ることができる。
また、実施例1と実施例2の組成を含むCo1-xFex合金（50≦x≦100）を用いれば、さらに高MR化を実現することができる。
次に本発明の実施例３である磁気抵抗効果素子の製造方法について説明する。本実施例においては、実施例２と同様、実施例１の機能層１０とはその材料を変化させている点であるため、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。
第１電極１から磁化反平行結合層４−２までを実施例１に記載のプロセスで成膜した後、積層体である第２磁化固着層４−３であるＣｏ９０Ｆｅ１０を１．５ｎｍ積層する。この第２磁化固着層４−３製膜中に、図２に示すようなプロセスにより機能層１０−１を成膜する。
具体的には、次のようなプロセスである。まず、被酸化層となる第２磁化固着層４−３の一部としてＴｉを１ｎｍの厚さに成膜する。この第２磁化固着層４−３の一部とは、実施例１においても説明したとおり、機能層１０−１を挟んで上下に分断された第２磁化固着層の下半分である。
次に、上記第２磁化固着層４−３の一部であるＴｉの表面を自然酸化、或いはイオンビーム酸化（ＩＡＯ；Ion Assisted Oxidation）、或いはプラズマ酸化することにより、この表面に膜厚１．５〜３nm程度の機能層１０−１を成膜する。イオンビームは通常のミリング条件に比べて非常に弱く、ビーム電圧を100V以下に設定している。この条件でのイオンビームを酸素なしでＴｉに照射した場合のエッチングレートは、０．１〜３Å／min程度である。
自然酸化、ＩＡＯ、プラズマ酸化それぞれのプロセス条件は表３に示すとおりである。
表３において、「REF」は参照用サンプルとして機能層が無いスピンバルブ構造のプロセスを示している。「E-1」〜「E-4」は、従来の機能層作成プロセスのプロセス条件を示している。「F-1」〜「F-4」は本発明の機能層作成プロセスのプロセス条件を示している。
従来の機能層作成プロセスのプロセス条件との違いは、実施例１と同様、自然酸化、ＩＡＯ、プラズマ酸化のいずれかを行い形成された酸化膜を薄膜化する際にＡＩＴ（After Ion Treatment）を行っていることである。このＡＩＴを行うことにより、機能層１０を、島状となったり、ピンホールが多数開いたりなどすることなく、膜厚均一な層のまま薄膜化することが可能となる。
機能層１０を上述したプロセスにより形成した後、第２磁化固着層４−３の上半分となるＣｏ９０Ｆｅ１０を形成するプロセスから第２電極９を形成するまでのプロセスは実施例１と同様であるため、説明を省略する。
なお、本実施例では、機能層１０をＴｉの酸化物としているが、これに限られず、Fe、Co、Ni、Cu、Ti、V、Cr、Mn、Mg、Al、Si、Zr、Nb、Mo、Ru、Rh、Pd、Ag、Hf、Ta、W、Re、Ir、Pt、Auの少なくともひとつを含む金属あるいは合金を酸化、窒化、フッ化することによって得られる酸化物、窒化物、またはフッ化物であればよい。
次に本発明の実施例３の製造方法で作製した磁気抵抗効果素子と従来の製造方法で作製した磁気抵抗効果素子との特性上の違いについて表３を用いて説明する。機能層の母材としてＴｉを用いた場合にも、従来のプロセスフローで作成したサンプルグループEではMR増加量が大きくはなかったが、本発明のプロセスフローで作成したサンプルグループFでのMR増加量は非常に大きい。これも、一様な機能層がグループFで得られているためと考えられる。
実施例３の方法で磁気抵抗効果素子を形成した場合、条件を実施例１と同じくビーム電圧100Ｖ以下、ＲＦプラズマとした場合にはＲＦパワーを１５Ｗから３０Ｗとした場合にのみ、機能層の効果を十分活用でき、高いＭＲを得ることができる。
次に本発明の実施例４である磁気抵抗効果素子の製造方法について説明する。本実施例においては、実施例２と同様、実施例１の機能層１０とはその材料を変化させている点であるため、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。
第１電極１から磁化反平行結合層４−２までを実施例１に記載のプロセスで成膜した後、積層体である第２磁化固着層４−３であるＣｏ９０Ｆｅ１０を１．５ｎｍ積層する。この第２磁化固着層４−３製膜中に、図２に示すようなプロセスにより機能層１０−１を成膜する。
具体的には、次のようなプロセスである。まず、被酸化層となる第２磁化固着層４−３の一部としてＴｉを１ｎｍの厚さに成膜する。この第２磁化固着層４−３の一部とは、実施例１においても説明したとおり、機能層１０−１を挟んで上下に分断された第２磁化固着層の下半分である。
次に、上記第２磁化固着層４−３の一部であるＺｒの表面を自然酸化、或いはイオンビーム酸化（ＩＡＯ；Ion Assisted Oxidation）、或いはプラズマ酸化することにより、この表面に膜厚１．５〜３nm程度の機能層１０−１を成膜する。イオンビームは通常のミリング条件に比べて非常に弱く、ビーム電圧を100V以下に設定している。この条件でのイオンビームを酸素なしでＴｉに照射した場合のエッチングレートは、０．１〜３Å／min程度である。
自然酸化、ＩＡＯ、プラズマ酸化それぞれのプロセス条件は表４に示すとおりである。
表４において、「REF」は参照用サンプルとして機能層が無いスピンバルブ構造のプロセスを示している。「G-1」〜「G-4」は、従来の機能層作成プロセスのプロセス条件を示している。「H-1」〜「H-4」は本発明の機能層作成プロセスのプロセス条件を示している。
従来の機能層作成プロセスのプロセス条件との違いは、実施例１と同様、自然酸化、ＩＡＯ、プラズマ酸化のいずれかを行い形成された酸化膜を薄膜化する際にＡＩＴ（After Ion Treatment）を行っていることである。このＡＩＴを行うことにより、機能層１０を、島状となったり、ピンホールが多数開いたりなどすることなく、膜厚均一な層のまま薄膜化することが可能となる。
機能層１０を上述したプロセスにより形成した後、第２磁化固着層４−３の上半分となるＣｏ９０Ｆｅ１０を形成するプロセスから第２電極９を形成するまでのプロセスは実施例１と同様であるため、説明を省略する。
なお、本実施例では、機能層１０をＺｒの酸化物としているが、これに限られず、Fe、Co、Ni、Cu、Ti、V、Cr、Mn、Mg、Al、Si、Zr、Nb、Mo、Ru、Rh、Pd、Ag、Hf、Ta、W、Re、Ir、Pt、Auの少なくともひとつを含む金属あるいは合金を酸化、窒化、フッ化することによって得られる酸化物、窒化物、またはフッ化物であればよい。
次に本発明の実施例４の製造方法で作製した磁気抵抗効果素子と従来の製造方法で作製した磁気抵抗効果素子との特性上の違いについて表４を用いて説明する。機能層の母材としてＺｒを用いた場合にも、従来のプロセスフローで作成したサンプルグループGではMR増加量が大きくはなかったが、本発明のプロセスフローで作成したサンプルグループHでのMR増加量は非常に大きい。これも、一様な機能層がグループHで得られているためと考えられる。
実施例４の方法で磁気抵抗効果素子を形成した場合、条件を実施例１と同じくビーム電圧100Ｖ以下、ＲＦプラズマとした場合にはＲＦパワーを１５Ｗから３０Ｗとした場合にのみ、機能層の効果を十分活用でき、高いＭＲを得ることができる。
以上、実施例１から実施例４より、さまざまな材料の機能層１０について、その製造方法として図２に示す薄膜化工程が有用であることを示したが、このほかにも機能層１０としてＴｉ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｈｆ、V、Al、Mg、Cu、を用いる場合においても同様に薄膜化工程を通すことで一様な機能層が得られ、高いMRが得られることがわかる。
次に本発明の実施例５である磁気抵抗効果素子の製造方法について説明する。本実施例においては、実施例１〜４とは異なり、機能層１０が積層体となっている。その他については実施例１〜４とほぼ同様であるため、実施例１〜４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。
第１電極１から磁化反平行結合層４−２までを実施例１に記載のプロセスで成膜した後、積層体である第２磁化固着層４−３であるＣｏ９０Ｆｅ１０を１．５ｎｍ積層する。この第２磁化固着層４−３製膜中に、図２に示すようなプロセスにより機能層１０−１を成膜する。
具体的には、次のようなプロセスである。まず、被酸化層となる第２磁化固着層４−３の一部としてＦｅを０．１５ｎｍの厚さに、続いてＺｒを０．１５ｎｍの厚さにそれぞれ成膜する。この第２磁化固着層４−３の一部とは、実施例１においても説明したとおり、機能層１０−１を挟んで上下に分断された第２磁化固着層の下半分である。
次に、上記第２磁化固着層４−３の一部であるＦｅ、Ｚｒを自然酸化、或いはイオンビーム酸化（ＩＡＯ；Ion Assisted Oxidation）、或いはプラズマ酸化することにより、この表面に膜厚１．５〜３nm程度の機能層１０−１を成膜する。イオンビームは通常のミリング条件に比べて非常に弱く、ビーム電圧を100V以下に設定している。この条件でのイオンビームを酸素なしでＦｅ、Ｚｒの積層体に照射した場合のエッチングレートは、およそ０．１〜３Å／min程度である。
自然酸化、ＩＡＯ、プラズマ酸化それぞれのプロセス条件は表５に示すとおりである。
表５において、「REF」は参照用サンプルとして機能層が無いスピンバルブ構造のプロセスを示している。「I-1」〜「I-4」は、従来の機能層作成プロセスのプロセス条件を示している。「J-1」〜「J-4」は本発明の機能層作成プロセスのプロセス条件を示している。
従来の機能層作成プロセスのプロセス条件との違いは、実施例１と同様、自然酸化、ＩＡＯ、プラズマ酸化のいずれかを行い形成された酸化膜を薄膜化する際にＡＩＴ（After Ion Treatment）を行っていることである。このＡＩＴを行うことにより、機能層１０を、島状となったり、ピンホールが多数開いたりなどすることなく、膜厚均一な層のまま薄膜化することが可能となる。
機能層１０を上述したプロセスにより形成した後、第２磁化固着層４−３の上半分となるＣｏ９０Ｆｅ１０を形成するプロセスから第２電極９を形成するまでのプロセスは実施例１と同様であるため、説明を省略する。
なお、本実施例では、機能層１０をＦｅ−Ｚｒの酸化物としているが、これに限られず、Fe、Co、Ni、Cu、Ti、V、Cr、Mn、Mg、Al、Si、Zr、Nb、Mo、Ru、Rh、Pd、Ag、Hf、Ta、W、Re、Ir、Pt、Auの少なくともひとつを含む金属あるいは合金を酸化、窒化、フッ化することによって得られる酸化物、窒化物、またはフッ化物であればよい。
次に本発明の実施例５の製造方法で作製した磁気抵抗効果素子と従来の製造方法で作製した磁気抵抗効果素子との特性上の違いについて表５を用いて説明する。機能層の母材としてＺｒを用いた場合にも、従来のプロセスフローで作成したサンプルグループIではMR増加量が大きくはなかったが、本発明のプロセスフローで作成したサンプルグループJでのMR増加量は非常に大きい。これも、一様な機能層がグループJで得られているためと考えられる。また、機能層１０が積層体であるため、機能層１０が単層で構成された実施例２と実施例３よりも、大きなMRが得られている。これは、機能層１０自体での電子構造の変調が、伝導電子に何らかのスピン偏極効果をもたらし、大きなスピンフィルタリング効果を生み出しているものと思われる。
本実施例の場合にも、薄膜化工程をAITとした場合には、条件を実施例１と同じくビーム電圧100Ｖ以下、ＲＦプラズマとした場合にはＲＦパワーを１５Ｗから３０Ｗとした場合にのみ、機能層の効果を十分活用でき、高いＭＲを得ることができる。
以上、本実施例における積層体の組み合わせはこの例に限られるものではなく、Ｔｉ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ａｌ、Ｍｇ、Ｃｕから選ばれる２種類以上の材料の積層体であれば本実施例と同様の効果を奏することができる。
実施例１〜５においては、機能層は磁化固着層、磁化自由層のいずれか、あるいはこれら両方に入っているとしていたが、磁化固着層、磁化自由層のいずれかに入っている場合と、これら両方に入っている場合とでＭＲ比にどれだけの違いとして現れるかについて、本実施例において検討する。
磁気抵抗効果素子に要求される特性には、抵抗変化率と並んで磁気特性がある。特に磁化自由層の保磁力Hcや磁歪λが増大すると、ノイズ源となったり、信号である外部磁場への応答性が悪くなったりして、磁気ヘッドとした場合にS/Nを損失することになる。そこで、磁化自由層のHcやλを極力抑える必要がある。一般的に、強磁性体に酸素が混入すると、Hcやλが増大することが知られている。本発明の機能層は主に酸化層で形成されるので、磁化自由層に挿入した場合にHcとλが増大し、S/Nが劣化してしまう可能性がある。しかしながら磁気特性劣化による損失とMR向上とで、MR向上のメリットが大きければ、磁化自由層に機能層を挿入しても問題ない。その上、磁化自由層だけに入れる構成が実際のデバイスとして実現しやすいというメリットがある。
一例として、実施例1において磁化固着層中にはあるという前提の下に、磁化自由層における機能層の有無により場合分けを行いそれぞれＭＲ比を測定した結果について、表６に示す。同時に、フリー層の磁気特性が良好となる構成（Co90Fe10１nm/Ni80Fe20 3.5nm ）の結果も表６に示す。
表６によれば、実施例１〜６の結果と同様、磁化固着層において、自然酸化、ＩＡＯ、プラズマ酸化のいずれかを行い形成された酸化膜を薄膜化する際にＡＩＴを行ったサンプル（B-1〜B-4、L-1〜L-4、O-1〜O-4）の方が、ＡＩＴを行わなかったサンプル（A-1〜A-4、K-1〜K-4、M-1〜M-4）よりもＭＲ比が大きいことがわかる。ただし、A-2とK-2、M-2、B-1とL-1、O-1とを比較すれば明らかなように、磁化固着層のみに機能層を挿入した場合はＭＲ比向上の効果がかなり低下する。
また、サンプルB-1〜B-4、L-1〜L-4、O-1〜O-4のグループ同士、及びサンプルA-1〜A-4、K-1〜K-4、M-1〜M-4のグループ同士をそれぞれ比較することにより、磁化自由層において機能層が挿入されているサンプルの方がより大きなスピンフィルタリング効果を得ることができ、従ってより大きなＭＲ比を得ることが可能となる。
実施例１〜６に示した磁気抵抗効果素子においては、スペーサ層５がCuであったが、ここではスペーサ層５として抵抗調節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節層は、Cuからなるメタルパスを持つAl-Oから成る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、磁化固着層と磁化自由層をオーミックに接続している。
本実施例の磁気抵抗効果素子の概念図を図９に示す。本実施例の構造では、電流がスピンに依存する磁化固着層１０４、スペーサ層１０５、フリー層１０６付近で狭窄されるという、いわゆるCCP（Current Confined Path）効果が得られるので、MR比が高くなる。一例として、実施例１〜５に示された機能層と、Cuメタルパスを有するAl-NOL構造のスペーサ層とを組み合わせた磁気抵抗効果素子におけるＭＲ比測定の結果を表７に示す。
表７より、実施例１〜５における構造でのMR比（A-1〜A-4、B-1〜B-4）と比べ、Cuメタルパスを有するAl-NOL構造のスペーサ層１０５を有する磁気抵抗効果素子（P-1〜P-4、Q-1〜Q-4）の方が軒並み6倍から7倍程度ＭＲ比が大きくなる。
以上により、Cuメタルパスを有するAl-NOL構造のスペーサ層１０５を有する磁気抵抗効果素子においても、本発明の効果である、磁化固着層、磁化自由層中に酸化、ＡＩＴ処理を施すことによって形成される機能層によるＭＲ比向上という効果をそのまま維持することができる。
実施例１〜６においては、機能層の位置についてはおおよそ磁化固着層、磁化自由層の中間付近を想定していたが、磁化固着層あるいは磁化自由層の内部におけるスピンフィルタリング効果は、どこであっても同等に得られるはずである。
しかしながら、実施例７で示したような抵抗調節層をスペーサに持つ磁気抵抗効果素子の場合、電流狭窄効果がスペーサに近いほど大きいので、磁化固着層、磁化自由層界面付近でのスピン依存散乱を大きくすることに大きな意味がある。そこで、機能層の磁化固着層、磁化自由層における位置依存性について検討する。
比較例として、実施例７での磁化固着層、磁化自由層における機能層の位置（界面から１．５ｎｍ）となっている構成の磁気抵抗効果素子のＭＲ比とし、本実施例の機能層の位置（界面から０．７ｎｍ）となっている構成の磁気抵抗効果素子のＭＲ比とを比較した。その結果を表８に示す。
表８からも明らかなように、同じ条件で作成したサンプルPグループとQグループに対して、サンプルRグループとSグループのMRが大きいことが確認でき、機能層がスペーサ層に近い方が、スピンフィルタリング効果が顕著に得られることがわかる。また、サンプルRグループとSグループを比較すると、前出の実施例と同様、図２に示したような薄膜化工程を経て作成した機能層の方が、MR比が大きくなることが分かる。
実施例１〜８においては、いずれも機能層が磁化固着層あるいは磁化自由層の内部に作成されており、これらがＭＲ比向上のために大きな役割を果たすことを検証してきた。しかし、ＭＲ比変動の原因となる、スピン依存散乱は磁化固着層や磁化自由層の内部だけで発現するものではない。スペーサ層と磁化固着層との界面、あるいは磁化自由層とスペーサ層との界面においても、伝導電子がスピン依存散乱される。
そこで、本実施例ではスペーサ層と磁化固着層あるいは磁化自由層との界面でスピン依存散乱を大きくするような機能層の磁化固着層あるいは磁化自由層の層中における位置について検討する。
本実施例の磁気抵抗効果素子を図８に示す。図８において、本実施例の磁気抵抗効果素子は、第１電極２０１、Ｔａ ５ｎｍ／Ｒｕ ２ｎｍからなる下地層２０２、ＰｔＭｎを材料とする膜厚１５ｎｍ程度の反強磁性層２０３、Ｃｏ９０Ｆｅ１０を材料とする膜厚３〜４ｎｍ程度の第１磁化固着層２０４−１、Ｒｕを材料とする膜厚０．９ｎｍ程度の磁化反平行結合層２０４−２、およびＣｏ９０Ｆｅ１０層で構成された第２磁化固着層２０４−３からなる磁化固着層２０４、Ｃｕを材料とし、膜厚が３ｎｍ程度のスペーサ層２０５、およびＣｏ９０Ｆｅ１０層で構成された磁化自由層２０６、膜厚１ｎｍ程度のＣｕからなる第１保護層２０７、膜厚５ｎｍ程度のＲｕからなる第２保護層２０８、第２電極２０９を積層した構造を有する。
そして、第２磁化固着層２０４−３とスペーサ層２０５との界面、及び磁化自由層２０６とスペーサ層２０５との界面には、機能層２１０−１、２１０−２がそれぞれ存在する。第２磁化固着層２０４−３と機能層２１０−１とを合わせた厚さ、および磁化自由層２０６と機能層２１０−２とを合わせた厚さはいずれも３ｎｍ程度である。
表９は機能層が磁化固着層の内部であるものと磁化固着層とスペーサ層との界面にあるものとをＭＲ比の大きさで比較したものである。ここで、機能層として実施例１で用いたＦｅの酸化層を適用し、酸化条件、ＡＩＴの条件等は実施例１のA-1〜A-4、B-1〜B-4をそのまま用いた。
表９によれば、機能層２１０−１、２１０−２は、第２磁化固着層２０４−３とスペーサ層２０５との界面、あるいは磁化自由層２０６とスペーサ層２０５との界面に挿入した場合でも、実施例１〜８と同様のスピンフィルタリング効果を発揮する。また、実施例１〜８と同様に、図２に示す薄膜化工程を経て機能層を作成したサンプル（U-1、U-2、U-3、U-4）の方が、図２に示すような薄膜化工程を含まないプロセスを経た機能層を有する磁気抵抗効果素子のサンプル（T-1、T-2、T-3、T-4）よりもＭＲが大きくなっていることがわかる。これは、図２に示すような工程により、実施例１等で既に説明されているように、厚さ一様な機能層を成膜することができるためである。
以上、本実施例では、機能層２１０−１、２１０−２を第２磁化固着層２０４−３とスペーサ層２０５との界面、あるいは磁化自由層２０６とスペーサ層２０５との界面に挿入したが、両界面に挿入しても構わない。その場合には第２磁化固着層側、磁化自由層側のそれぞれの構成により発揮されるスピンフィルタリング効果の相乗効果が発揮され、さらに高ＭＲ比を有する磁気抵抗効果素子を形成することが可能となる。
今までの実施例は全てＧＭＲ構造の磁気抵抗効果素子であったが、本発明はＧＭＲに限られるものではなく、ＴＭＲ構造であってもよい。本実施例ではＴＭＲ構造について機能層を形成したものを示す。ＴＭＲ構造において、ＧＭＲ構造における機能層はバリア層に相当する。ＴＭＲ構造の磁気抵抗効果素子は、ハードディスクの再生ヘッドとしては低RA化が現在の課題である。低RA化をするには、バリア層の膜厚を薄くすることが必要である。ところが、薄くするとピンホールができてしまい、MRが大幅に減少するとうい問題を抱えている。
図１０の磁気抵抗効果素子は、第１電極２０１、Ｔａ ５ｎｍ／Ｒｕ ２ｎｍからなる下地層２０２、ＰｔＭｎを材料とする膜厚１５ｎｍ程度の反強磁性層２０３、Ｃｏ９０Ｆｅ１０を材料とする膜厚３〜４ｎｍ程度の第１磁化固着層２０４−１、Ｒｕを材料とする膜厚０．９ｎｍ程度の磁化反平行結合層２０４−２、および２ｎｍ程度のＣｏ９０Ｆｅ１０層で構成された第２磁化固着層２０４−３からなる磁化固着層２０４、ＡｌＯを材料とするバリア層２１１、膜厚２ｎｍ程度のＣｏ７５Ｆｅ２５、膜厚３．５ｎｍ程度のＮｉ８０Ｆｅ２０の積層構造である磁化自由層２０６、膜厚１ｎｍ程度のＣｕからなる第１保護層２０７、膜厚５ｎｍ程度のＲｕからなる第２保護層８、第２電極９を積層した構造を有する。
表１０はバリア層２１１の製造プロセスを示す。
表１０より、初めから厚いＡｌＯを作成したサンプルV-1、V-2、V-3、V-4に対し、図２に示すようなプロセスでバリア層を作成したサンプルW-1、W-2、W-3、W-4の方が、軒並み大きなＭＲ比を示している。これは、ピンホールが減少し、均質なバリア層が得られたためである。
ここではバリア層材料をAlの酸化物としたが、このほかFe、Co、Ni、Cu、Ti、V、Cr、Mn、Mg、Al、Si、Zr、Nb、Mo、Ru、Rh、Pd、Ag、Hf、Ta、W、Re、Ir、Pt、Auの少なくともひとつを含む金属あるいは合金を酸化、窒化、フッ化することによって得られる酸化物、窒化物、またはフッ化物であっても、同様に薄膜化工程によるバリア均一化が可能である。
また、本実施例においては、バリア層に対し、本発明のプロセスを実施したが、本実施例においても実施例１〜９と同様、磁化固着層、磁化自由層に挿入する機能層を形成するプロセスとして本発明を適用してもよいことは勿論である。
なお、本発明は上記実施形態そのままに限定されるものではなく、実施段階ではその要旨を逸脱しない範囲で構成要素を変形して具体化できる。また、上記実施形態に開示されている複数の構成要素の適宜な組み合わせにより、種々の発明を形成できる。例えば、実施形態に示される全構成要素から幾つかの構成要素を削除してもよい。さらに、異なる実施形態にわたる構成要素を適宜組み合わせてもよい。
本発明の実施例１〜８に係る磁気抵抗効果素子の構造図である。 本発明の機能層、バリア層製造工程図である。 本願プロセスで作成した機能層におけるスピンフィルタリング効果を示す図である。 本発明の実施例１の変形例１に係る磁気抵抗効果素子の構造図である。 本発明の実施例１の変形例２に係る磁気抵抗効果素子の構造図である。 本願プロセス及び従来プロセスで作成した機能層の断面ＴＥＭ写真である。 本願発明プロセス中のＡＩＴ処理における、印加電圧―ＭＲ比の相関を示すグラフである。 本発明の実施例９に係る磁気抵抗効果素子の構造図である。 本発明の実施例７に係る磁気抵抗効果素子の構造図である。 本発明の実施例１０に係る磁気抵抗効果素子の構造図である。 従来プロセスで作成した機能層におけるスピンフィルタリング効果を示す図である。
符号の説明
１、１´、１´´、１０１、２０１、３０１ … 第１電極
２、２´、２´´、１０２、２０２、３０２ … 下地層
３、３´、３´´、１０３、２０３、３０３ … 反強磁性層
４、４´、４´´、１４、１４´、１０４、２０４、３０４ … 磁化固着層
５、５´、５´´、１５、１５´、１０５、３０５ … スペーサ層
６、６´、６´´、１６、１６´、１０６、２０６、３０６ … 磁化自由層
７、７´、１０７、２０７、３０７ … 第１保護層
８、８´、８´´、１０８、２０８、３０８ … 第２保護層
９、９´、９´´、１０９、２０９、３０９ … 第２電極
１７、１７´ … センス電流

Claims (13)

  1. 磁化固着層と、非磁性中間層と、磁化自由層とが順次積層された磁気抵抗効果素子の製
    造方法において、前記磁化固着層または前記磁化自由層となる磁性層の少なくとも一部を
    形成後、前記磁性層上に酸化物、窒化物、またはフッ化物を含む機能層を形成した後、イ
    オンビーム照射を行うことで、この機能層を膜厚均一な層のまま薄膜化することを特徴と
    する磁気抵抗効果素子の製造方法。
  2. 前記イオンビーム照射は、イオンビームの電圧を１１０Ｖ以下として行われることを特
    徴とする請求項１記載の磁気抵抗効果素子の製造方法。
  3. 磁化固着層と、非磁性中間層と、磁化自由層とが順次積層された磁気抵抗効果素子の製
    造方法において、前記磁化固着層または前記磁化自由層となる磁性層の少なくとも一部を
    形成後、前記磁性層上に酸化物、窒化物、またはフッ化物を含む機能層を形成した後、プ
    ラズマ照射を行うことで、この機能層を膜厚均一な層のまま薄膜化することを特徴とする
    磁気抵抗効果素子の製造方法。
  4. 前記プラズマ照射は、プラズマ出力を１５Ｗ以上３０Ｗ以下として行われることを特徴
    とする請求項３記載の磁気抵抗効果素子の製造方法。
  5. 前記非磁性中間層は導電体からなることを特徴とする請求項１ないし４のいずれかに記
    載の磁気抵抗効果素子の製造方法。
  6. 前記非磁性中間層は絶縁体と導電体とから構成され、前記導電体は前記非磁性中間層を
    貫通していることを特徴とする請求項１ないし４のいずれかに記載の磁気抵抗効果素子の
    製造方法。
  7. 前記非磁性中間層は絶縁体からなることを特徴とする請求項１ないし４のいずれかに記
    載の磁気抵抗効果素子の製造方法。
  8. 磁化固着層と、非磁性絶縁中間層と、磁化自由層とが順次積層された磁気抵抗効果素子
    の製造方法において、前記磁化固着層となる磁性層の少なくとも一部を形成後、前記磁性
    層上に酸化物、窒化物、またはフッ化物から成る前記非磁性絶縁中間層を形成した後、イ
    オンビーム照射を行うことでこの非磁性絶縁中間層を膜厚均一な層のまま薄膜化すること
    を特徴とする磁気抵抗効果素子の製造方法。
  9. 磁化固着層と、非磁性絶縁中間層と、磁化自由層とが順次積層された磁気抵抗効果素子
    の製造方法において、前記磁化固着層となる磁性層の少なくとも一部を形成後、前記磁性
    層上に酸化物、窒化物、またはフッ化物から成る前記非磁性絶縁中間層を形成した後、プ
    ラズマ照射を行うことでこの非磁性絶縁中間層を膜厚均一な層のまま薄膜化することを特
    徴とする磁気抵抗効果素子の製造方法。
  10. 請求項１ないし９のいずれかに記載の磁気抵抗効果素子の製造方法により形成されるこ
    とを特徴とする磁気抵抗効果素子。
  11. 請求項１０に記載の磁気抵抗効果素子を具備することを特徴とする磁気抵抗効果ヘッド
    。
  12. 請求項１１に記載の磁気抵抗効果ヘッドを具備することを特徴とする磁気記録再生装置
    。
  13. 請求項１０に記載の磁気抵抗効果素子を具備することを特徴とする磁気記憶装置。
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