磁気抵抗効果型磁気ヘッド
【課題】ＭＲ比のバイアス依存性を改善し、高い再生出力を有する磁気ヘッドを提供する。
【解決手段】飽和磁化の異なる固定層１３と自由層１５を有し、かつホイスラー合金などの高スピン散乱材料を有する磁気抵抗効果素子において、固定層と自由層のうち飽和磁化が低い方の磁性層から高い磁性層の方に電子が流れるようにバイアス電圧を印加することで、高ＭＲ比と高バイアス耐性を両立し、高い再生出力を実現する。
【解決手段】飽和磁化の異なる固定層１３と自由層１５を有し、かつホイスラー合金などの高スピン散乱材料を有する磁気抵抗効果素子において、固定層と自由層のうち飽和磁化が低い方の磁性層から高い磁性層の方に電子が流れるようにバイアス電圧を印加することで、高ＭＲ比と高バイアス耐性を両立し、高い再生出力を実現する。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、磁気抵抗効果素子と、それを有する磁気ヘッドに関するものである。特に、高記録密度磁気記録再生装置用磁気ヘッドへの応用に適している。
【背景技術】
【０００２】
ハードディスクドライブを主体とする磁気記録装置では年々高記録密度化が進んでおり、再生センサとして用いられる磁気抵抗効果型磁気ヘッドの高感度化、高密度化が求められている。この要求を満たすため、薄い非磁性層を２種の強磁性層で挟み込み膜面内に電流を流すＣＩＰ−ＧＭＲ（Current in Plane-Giant Magnetoresistance）センサが開発され、再生ヘッドとして応用されてきた。また、更に高密度化を達成するため、強磁性層２枚で挟まれた薄い絶縁層に垂直に電圧を印加するＴＭＲ（Tunnel Magnetoresistance）効果を用いた再生ヘッドの開発・応用が進められている。一方、ＧＭＲの膜構成に膜面に垂直に電流を流すＣＰＰ−ＧＭＲ（Current Perpendicular to the Plane-Giant Magnetoresistance）センサは、低抵抗で高速動作可能な次世代再生ヘッドとして研究・開発が進められている。
【０００３】
ＣＰＰ−ＧＭＲは、一般的には、自由層と中間層と固定層とが積層され、上記固定層が反強磁性膜との交換結合などの手段によって感知すべき磁界に対して実質的に固定されてなる。磁気的に固着された固定層は外部磁場に対して安定であり、自由層だけが外部磁場に対し動作することができる。このとき、一般的に自由層と固定層の成す角が０°であるときに最も抵抗が低くなり、１８０°のときに最も抵抗が高くなる。磁場角に対する抵抗変化分を磁気抵抗比（ＭＲ比＝（Ｒmax−Ｒmin）／Ｒmin）と定義したとき、従来用いられてきたＣｏＦｅ合金やＮｉＦｅ合金を用いたＣＰＰ−ＧＭＲのＭＲ比は大きくとも５％程度であった。
【０００４】
ＣＰＰ−ＧＭＲのＭＲ比を増大させるため、界面散乱及びバルク散乱係数の大きな材料をＣＰＰ−ＧＭＲの強磁性層に用いることが報告されている。特許文献１には、自由層や固定層にバルク散乱係数（β）×比抵抗（ρ）の大きなホイスラー合金のうち、特にＣｏ2ＭｎＺ（Ｚ＝Ａｌ，Ｓｉ，Ｇａ，Ｇｅ，Ｓｎ）を用いることで、ＭＲ比を大幅に向上できることが開示されている。また、特許文献２にはＣｏ−Ｆｅ−Ａｌ（５０at.％＜Ｃｏ＜７０at.％、１０at.％＜Ｆｅ＜２５at.％、１５at.％＜Ａｌ＜３０at.％）を強磁性層に用いることでＭＲ比がＣｏ−Ｆｅよりも増大することが開示されている。
【０００５】
一方、ＭＲ比を増大させる別の方法として、特許文献３には中間層にメタルパスを有する電流狭窄層を有する構造が提案されている（特開２００２−２０８７４４号公報）。
【０００６】
【特許文献１】特許第３６０７６７８号公報
【特許文献２】特開２００７−８８４１５号公報
【特許文献３】特開２００２−２０８７４４号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００７】
ところで、ＣＰＰ−ＧＭＲセンサなどを磁気抵抗効果型磁気ヘッドとして用いる場合、出力電圧はＭＲ比×バイアス電圧に比例するので、通常ＭＲ比を測定するバイアス電圧（５−２０ｍＶ）よりも印加電圧を大きくして出力が高くなる電圧で使用することが望ましい。
【０００８】
しかし、素子に印加する電圧を大きくした場合、以下のような問題が発生する。つまり、素子に印加する電圧、すなわち電流を大きくした場合、スピン偏極した電子が電圧を付加した方向と逆の方向に固定層から自由層、あるいは自由層から固定層に伝導する。このとき、自由層あるいは固定層の磁化がスピントルクによって傾く。スピントルクは電圧が大きいほど大きくなるので、結果としてＭＲ比がバイアス電圧の増大とともに減少してしまうという問題がある。
【０００９】
特に、高スピン散乱材料であるＣｏ−Ｍｎ−Ｚ（Ｚ＝Ａｌ，Ｓｉ，Ｇｅ）などのホイスラー合金を固定層・自由層に用いたＣＰＰ−ＧＭＲでは、低バイアス電圧で大きなＭＲ比が得られるのに対し、Ｃｏ−Ｆｅを用いたＣＰＰ−ＧＭＲよりもＭＲ比のバイアス電圧依存性が大きく、駆動電圧において低バイアス時のＭＲ比から期待されるよりも小さな出力電圧しか得られないという問題があった。つまり、単純に高スピン散乱材料であるホイスラー合金を自由層と固定層に用いただけでは、低バイアス電圧では大きなＭＲ比が得られても、磁気抵抗効果素子及び磁気抵抗効果型磁気ヘッドとして大きな出力電圧が望めないことがわかってきた。
【００１０】
本発明は上記問題を解決するためのものであり、磁気抵抗効果素子及び磁気抵抗効果型ヘッドにおいて高ＭＲ比と高バイアス電圧耐性を両立し、従来よりも高い出力電圧が得られる磁気抵抗効果素子もしくはそれを有する磁気ヘッドを提供することを目的としている。
【課題を解決するための手段】
【００１１】
本発明者等は、ＭＲ比のバイアス電圧依存性と種々の磁性材料との関係を検討した結果、ＭＲ比のバイアス電圧耐性が、ある駆動電圧で電子が流入する側の磁性材料の飽和磁化と相関があることを見出した。
【００１２】
すなわち、自由層と固定層の一方にホイスラー合金などの高スピン散乱材料層を備え、他方に高飽和磁化材料層を備えて磁気抵抗効果素子を構成し、高スピン散乱材料層から高飽和磁化材料の方に電子が流入するように電圧を印加することで、高ＭＲ比と高バイアス電圧耐性を両立できる。ここで、ホイスラー合金とは、Ｘ−Ｙ−Ｚ（Ｘは４５at.％以上、５５at.％以下のＣｏ又はＦｅ、Ｙは２０at.％以上、３０at.％以下のＶ，Ｃｒ，Ｍｎ，Ｆｅから選択された１種もしくは２種以上の元素、Ｚは２０at.％以上、３５at.％以下のＡｌ，Ｓｉ，Ｇａ，Ｇｅ，Ｓｎ，Ｓｂから選択された１種又は２種以上の元素）の組成で表され、Ｌ２１，Ｄ０３，Ｂ２構造のいずれかの結晶構造を有するものをいう。
【００１３】
高飽和磁化材料としては、Ｃｏ−Ｆｅ−Ｍ（ＭはＡｌ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｇｅ，Ｇａ，Ｓｎ，Ｓｂ，Ｄｙ，Ｔｂ，Ｈｏ，Ｅｒから選択された１種又は２種以上の元素）、もしくは上記ホイスラー合金よりもＺ組成を少なく（Ｚ’）したホイスラー合金（Ｘ’−Ｙ’−Ｚ’）が好ましい。
【００１４】
ここで、ＭＲ比のバイアス電圧依存性は、主に自由層及び固定層起因であるので、中間層に依存しない。中間層としては、Ｃｕ，Ｃｒ，Ａｇ，Ａｕなどの非磁性導電層の他、絶縁体層中にＣｕ，Ｃｒ，Ａｇ，Ａｕ，Ｃｏなどのメタルパスを有する電流狭窄層やＭｇＯ，Ａｌ−Ｏｘ，Ｔｉ−Ｏｘなどの絶縁層を用いることもできる。
【００１５】
本発明の磁気抵抗効果素子の一例では、飽和磁化が高い側の材料層の少なくとも一部にＣｏ−Ｆｅ−Ｍ（ＭはＡｌ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｇｅ，Ｇａ，Ｓｎ，Ｓｂ，Ｄｙ，Ｔｂ，Ｈｏ，Ｅｒから選択された１種又は２種以上の元素）を用いることで、自由層と固定層の両方に同組成のホイスラー合金層を用いた場合に比較してＭＲ比のバイアス依存性を改善でき、電子がホイスラー合金層からＣｏ−Ｆｅ−Ｍ層に流入するように電圧を印加する時、Ｘ−Ｙ−Ｚを自由層と固定層の両方に含む従来構成より高い出力を得ることができる。
【００１６】
また、本発明の別の形態では、飽和磁化が高い側の材料の少なくとも一部に、前記ホイスラー合金よりもＺ組成が少ない材料を用いる。これにより、電子がＺ組成が多いホイスラー合金層からＺ組成が少ないホイスラー合金層の方に入るように駆動電圧を印加する時、高いバルク散乱効果を維持したままＭＲ比のバイアス電圧依存性を改善でき、自由層と固定層の両方に同組成のホイスラー合金を用いた場合に比較して、駆動電圧において高い出力を得ることができる。
【発明の効果】
【００１７】
本発明によると、素子の駆動電圧において従来よりも高いＭＲ比を実現でき、高出力のＣＰＰ−ＧＭＲヘッド用の磁気抵抗効果素子及び磁気ヘッドを提供することができる。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１８】
はじめに、本発明の磁気抵抗効果型磁気ヘッドを構成する磁気抵抗効果膜の作製方法について説明する。本発明の磁気抵抗効果膜は、ＤＣマグネトロンスパッタリング装置を用いて、セラミックス基板上に作製した。形成した膜は、真空磁場中で２５０℃、３時間の熱処理を行い、ＭｎＩｒ反強磁性膜の誘導磁気異方性を付与した。磁気抵抗効果素子の形成にはリフトオフ法を用いた。作製した磁気抵抗効果膜及び素子の磁化測定とＭＲ測定には、それぞれ振動試料型磁力計と４端子法を用いた。
【００１９】
図１に、本発明の代表的な磁気抵抗効果膜の断面構造を示す。本発明の磁気抵抗効果膜１０は、下地層１１と、反強磁性層１２と、第一の強磁性固定層１３０と反平行結合中間層１３１と第二の強磁性固定層１３２からなる固定層１３と、中間層１４と、自由層１５と、保護層１６とを積層してなり、固定層と自由層のいずれか一方あるいは両方にホイスラー合金層を備える。
【００２０】
中間層１４は、固定層１３と自由層１５との間を磁気的に分離するとともに、固定層１３と自由層１５との間を通過する電子を固定層１３と自由層１５の磁化状態に応じて散乱・透過・又は反射する磁気抵抗効果を生じさせる構成を有する。中間層の材料はＣｕ，Ｃｒ，Ａｇ，Ａｕなどの巨大磁気抵抗効果を発現する非磁性導電層の他、メタルパスを有する電流狭窄層、あるいはＭｇＯやＡｌ−Ｏｘ，Ｔｉ−Ｏｘなどの絶縁層であってもよい。
【００２１】
第一の強磁性固定層１３０と反平行結合中間層１３１と第二の強磁性固定層１３２からなる固定層１３は、反強磁性層１２によって磁気的に固着され、感知すべき磁界に対して実質的に磁化が固定されてなる。上記第一の強磁性固定層１３０と反平行結合中間層１３１と第二の強磁性固定層１３２からなる固定層１３は反平行結合固定層と呼ばれ、外部磁場に対して安定になるので、本発明においても好ましい構成例であるが、固定層１３は単層膜や二層以上の磁性層から構成される積層膜であってもよい。反平行結合中間層には、例えばＲｕなどを用いる。また、ホイスラー合金を固定層１３、あるいは第二の強磁性固定層１３２に用いる場合、薄いＣｏＦｅやＣｏなどで挟み込むと、ホイスラー合金層の結晶化が促進され、界面拡散も抑えられることから、より好ましい。また、ホイスラー合金を形成する際には、規則化を促すために２００〜４００℃の加熱処理を施し、ホイスラー合金がＬ２１構造、Ｄ０３構造、Ｂ２構造のいずれかの結晶構造を取ることが望ましい。ただし、上記の加熱処理を施さない場合でも、ＭｎＩｒ反強磁性膜の誘導磁気異方性を付与する際に２５０℃もしくはそれ以上の温度で熱処理を行うことでＢ２構造以上の規則度を得ることが可能である。
【００２２】
自由層１５は、図示していないが２種類あるいはそれ以上の薄膜の積層体であってもよい。また、自由層１５は中間層側から順に第一の強磁性自由層と、反平行結合中間層と、第二の強磁性自由層と、からなる反平行結合自由層であってもよく、ホイスラー合金を用いる場合にはＣｏＦｅやＣｏで挟み込む構成とするのが望ましい。
【００２３】
反強磁性層１２は、固定層や反平行結合固定層の磁化を一方向に固着する役割を有し、例えば、ＭｎＩｒ，ＭｎＩｒＣｒ，ＭｎＰｔなどが用いられる。
【００２４】
下地層１１は、磁気抵抗効果素子１０の必須の構成要素、というものではないが、磁気抵抗効果積層膜の結晶性及び磁気特性を良好にするので用いるのが望ましい。同様に磁気抵抗効果素子１０の必須の構成要素ではないが、磁気抵抗効果積層膜１０の上部に保護膜１６を配置すると、予期せぬ酸化や腐食を防ぐことができて望ましい。
【００２５】
ここで、本発明で特徴的な構成について述べる。通常、中間層に接した固定層と自由層にはそれぞれ少なくとも一部にＸ−Ｙ−Ｚで表わされる同組成のホイスラー合金（Ｘは４５at.％以上、５５at.％以下のＣｏ又はＦｅ、Ｙは２０at.％以上、３０at.％以下のＶ，Ｃｒ，Ｍｎ，Ｆｅから選択された１種もしくは２種以上の元素、Ｚは２０at.％以上、３５at.％以下のＡｌ，Ｓｉ，Ｇａ，Ｇｅ，Ｓｎ，Ｓｂから選択された１種又は２種以上の元素）が用いられるのに対し、本発明では固定層と自由層の少なくとも一方の磁性層に上記ホイスラー合金からなる層を備える。かつ、一方の磁性層に他方の磁性層よりも飽和磁化が大きなＣｏ−Ｆｅ−Ｍ（ＭはＡｌ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｇｅ，Ｇａ，Ｓｎ，Ｓｂ，Ｄｙ，Ｔｂ，Ｈｏ，Ｅｒから選択された１種又は２種以上の元素）あるいは上記ホイスラー合金よりもＺ組成が少ないＸ’−Ｙ’−Ｚ’（Ｘ’は４５at.％以上、５５at.％以下のＣｏ又はＦｅ、Ｙ’は２０at.％以上、３０at.％以下のＶ，Ｃｒ，Ｍｎ，Ｆｅから選択された１種もしくは２種以上の元素、Ｚ’は２０at.％以上、３５at.％以下、かつＺ’＜ＺのＡｌ，Ｓｉ，Ｇａ，Ｇｅ，Ｓｎ，Ｓｂから選択された１種又は２種以上の元素）を用いることが大きな特徴である。このような構成とすることで、飽和磁化の小さい方の磁性層から大きな方の磁性層に電子が流入するように駆動電圧を印加すると、Ｘ−Ｙ−Ｚを自由層と固定層の両方に含む従来構成の磁気抵抗効果素子よりも高いＭＲ比を達成でき、結果的に高い出力電圧を得ることができる。
【００２６】
このように高い出力電圧が得られるのは次の理由による。Ｃｏ2ＭｎＳｉやＣｏ2ＭｎＧｅなどのホイスラー合金の飽和磁化は大きくとも１．２Ｔ程度でスピントルクに対して弱く、これらを自由層、固定層の両方に用いた磁気抵抗効果素子では、電圧を大きくするに従い、ＭＲ比が大きく低下する。そこで自由層、固定層のいずれか一方に高飽和磁化材料層を備え、ホイスラー合金層から高飽和磁化層に電子が流入するように駆動電圧を印加することで、ＭＲ比のバイアス電圧依存性を改善することができる。特に、飽和磁化の大きな材料に上記のＣｏ−Ｆｅ−ＭもしくはＺ組成の少ないＸ’−Ｙ’−Ｚ’を用いることで、低バイアスでのＭＲ比は同じかあるいは若干従来よりも低くなったとしても、バイアス電圧依存性が大きく改善し、電子がこれらの層に入る駆動電圧でのＭＲ比が従来よりも高くなり出力電圧を増大できる。
【００２７】
なお、本発明の磁気抵抗効果素子は、磁気抵抗効果型磁気ヘッドだけではなく、磁気ランダムアクセスメモリ（ＭＲＡＭ）への応用も可能である。
以下、本発明の具体的な実験例について詳細に説明する。
【００２８】
［実験例１］
表１に、本発明の磁気抵抗効果膜の一例の積層構造と膜厚を示す。
【００２９】
【表１】
【００３０】
固定層は、第一の強磁性固定層と反平行結合中間層と第二の強磁性固定層（第二固定層）からなる反平行結合固定層構造とした。また、中間層はＣｕのナノ電流パスを有する電流狭窄層とした。ここで、第二固定層と自由層の組み合わせ、及び通電方向は本発明の核となるところであるので、さらに詳細に表２で説明する。
【００３１】
【表２】
【００３２】
表２の実験例１−１〜１−８には、第二固定層及び自由層のいずれか一方にＣｏ−Ｍｎ−Ｇｅ、他方にＣｏ−ＦｅもしくはＣｏ−Ｆｅ−Ｍ（Ｍ＝Ａｌ，Ｓｉ，Ｍｎ）を用いた磁気抵抗効果素子における第二固定層及び自由層の飽和磁化、印加電圧１０ｍＶでのＭＲ比（ＭＲ）、ＭＲ比が最大値の８割に減少するときの電圧（Ｖ８０）、出力の最大値（（ＭＲ×Ｖ）max）と、出力の最大値が得られるときの電子の流す方向を示す。ここで飽和磁化以外の値に関しては、図２に示したようにＭＲ比と出力のバイアス電圧依存性から評価した。ここで導入したＶ８０はＭＲ比のバイアス電圧耐性を示す基準で、この値が大きいほどバイアス電圧耐性があり、高いバイアス電圧まで大きなＭＲ比を維持することを意味する。また、実験例１−９では、第二固定層と自由層の両方にＣｏ−Ｍｎ−Ｇｅを用いた。ここで、電圧が正のときは電子が自由層から固定層へ移動する方向に対応し、負のときは電子が固定層から自由層へ移動する方向に対応する。
【００３３】
実験例１−１〜１−４を実験例１−９と比較すると、Ｖ８０＋が比較例と同程度なのに対し、実験例１−１〜１−４ではＶ８０−の著しい改善が見られる。これは自由層の飽和磁化が従来構成よりも高いため、電子が固定層から自由層に伝導する負のバイアス電圧において、ＭＲ比のバイアス電圧依存性が改善したためである。一方、低バイアスでのＭＲ比は実験例１−９よりも若干劣るが、Ｖ８０−の改善が大きく、結果としてバイアス電圧を負（電子が固定層から自由層に流れる構成）にした場合、出力電圧（ＭＲ×Ｖ）を従来よりも増大することができる。逆に、実験例１−５〜１−８では第二固定層の飽和磁化が大きいため、Ｖ８０＋を改善でき、バイアス電圧が正のときに出力電圧を従来よりも増大することができる。
【００３４】
その他にも、Ａｌ，Ｓｉと同族あるいは同メタロイド元素のＧｅ，Ｇａ，Ｓｎ，Ｓｂ、さらにＴｂ，Ｈｏ，ＥｒをＭとして用いた場合にも、高いスピン散乱効率とＭＲ比の高バイアス電圧耐性を両立することができ、飽和磁化が低い方の磁性層から高い方の磁性層に電子が流入するように駆動電圧を印加することで出力電圧を増大することができる。
【００３５】
実験例１ではホイスラー合金としてＣｏ−Ｍｎ−Ｇｅを第二固定層あるいは自由層に用いた結果だけを示したが、組成がＸ−Ｙ−Ｚで表され、Ｘが４５at.％≦Ｘ≦５５at.％を満たすＣｏ又はＦｅ、Ｙが２０at.％≦Ｙ≦３０at.％を満たすＶ，Ｃｒ，Ｍｎ，Ｆｅから選択された１種もしくは２種以上の元素、Ｚが２０at.％≦Ｚ≦３５at.％を満たすＡｌ，Ｓｉ，Ｇａ，Ｇｅ，Ｓｎ，Ｓｂから選択された１種又は２種以上の元素で構成されているときに、同様の結果が得られた。
【００３６】
また、上記の結果はＡｌＣｕ−Ｏｘ電流狭窄層を中間層に用いたときの結果であるが、ＭＲ比のバイアス電圧依存性は自由層及び固定層が主因であるため、上記中間層にＣｕ，Ａｇ，Ａｕ，Ｃｒなどの非磁性導電層やＭｇＯやＡｌ−Ｏｘ，Ｔｉ−Ｏｘなどの絶縁層を用いた磁気抵抗効果素子についても同様の効果が得られる。
【００３７】
［実験例２］
表３に、実験例１とは別の形態で、本発明による磁気抵抗効果膜の積層構造例と膜厚を示す。
【００３８】
【表３】
【００３９】
固定層は、第一の強磁性固定層と反平行結合中間層と第二の強磁性固定層からなる反平行結合固定層構造とした。さらに、第二の強磁性固定層はＣｏＦｅ／中間固定層／ＣｏＦｅとした。同様に自由層も、ＣｏＦｅ／中間自由層／ＣｏＦｅとした。また、中間層はＣｕのナノ電流パスを有する電流狭窄層とした。ここで、中間固定層及び中間自由層の組み合わせと通電方向は本発明の核となるところであるので、さらに詳細に表４で説明する。
【００４０】
表４の実験例２−１〜２−８では、中間固定層及び中間自由層のいずれか一方にＣｏ−Ｍｎ−Ｇｅ、他方にＣｏ−Ｆｅ−Ｓｉを用いた磁気抵抗効果素子における中間固定層及び中間自由層の飽和磁化、印加電圧１０ｍＶでのＭＲ比（ＭＲ）、ＭＲ比が最大値の８割に減少するときの電圧（Ｖ８０）、出力の最大値（（ＭＲ×Ｖ）max）と、出力の最大値が得られるときの電子の流す方向を示す。このとき、その他の膜構成は表３記載の構成とした。また、Ｃｏ−Ｆｅ−ＳｉのＳｉ濃度を１０at.％で一定とし、Ｃｏ−Ｆｅの組成を変化させた。ここで飽和磁化以外の値に関しては、図２に示したようにＭＲ比と出力のバイアス電圧依存性から評価した。ここで導入したＶ８０はＭＲ比のバイアス電圧耐性を示す基準で、この値が大きいほどバイアス電圧耐性があり、高いバイアス電圧まで大きなＭＲ比を維持することを意味する。また、実験例２−９では、中間固定層及び中間自由層の両方にＣｏ−Ｍｎ−Ｇｅを用いた場合について示す。ここで、電圧が正のときは電子が自由層から固定層へ移動し、負のときは電子が固定層から自由層へ移動する。
【００４１】
【表４】
【００４２】
実験例２−９の中間固定層及び中間自由層にＣｏ−Ｍｎ−Ｇｅを用いた磁気抵抗効果素子では、Ｖ８０−及びＶ８０＋ともに５０ｍＶ程度と小さい。これに対し、実験例２−１〜２−８で示したように、中間固定層もしくは中間自由層のいずれか一方にＣｏ−Ｆｅ−Ｓｉを用いた場合、実験例２−９のＣｏ−Ｍｎ−ＧｅよりもＶ８０＋もしくはＶ８０−のいずれか一方の改善が見られる。これは、Ｃｏ−Ｆｅ−Ｓｉを用いた中間固定層もしくは中間自由層の飽和磁化がＣｏ−Ｍｎ−Ｇｅよりも大きく、電子がＣｏ−Ｍｎ−ＧｅからＣｏ−Ｆｅ−Ｓｉに流入するようにバイアス電圧が印加されたときに、スピントルクによるＭＲ比の低下が抑制されるためである。さらに、このバイアス電圧下においては、実験例２−９に対し大きな出力電圧が得られる。このように、Ｃｏ−Ｆｅ−ＭにおけるＣｏとＦｅの組成比に関わらず、Ｃｏ−Ｆｅ−Ｍの飽和磁化がＣｏ−Ｍｎ−Ｇｅより高いときには出力電圧を増大することができる。ここにはＭがＳｉのときだけの結果を示しているが、他にもＭにＡｌ，Ｍｎ，Ｇｅ，Ｇａ，Ｓｎ，Ｓｂ，Ｄｙ，Ｔｂ，Ｈｏ，Ｅｒを用いた場合にも、Ｃｏ−Ｆｅの組成比に依らず同様の結果が得られる。
【００４３】
実験例２ではＣｏ−Ｍｎ−Ｇｅを中間自由層に用いた結果だけを示したが、中間自由層に組成がＸ−Ｙ−Ｚで表され、Ｘが４５at.％≦Ｘ≦５５at.％を満たすＣｏ又はＦｅ、Ｙが２０at.％≦Ｙ≦３０at.％を満たすＶ，Ｃｒ，Ｍｎ，Ｆｅから選択された１種もしくは２種以上の元素、Ｚが２０at.％≦Ｚ≦３５at.％を満たすＡｌ，Ｓｉ，Ｇａ，Ｇｅ，Ｓｎ，Ｓｂから選択された１種又は２種以上の元素で構成されるホイスラー合金層を用いるときに、同様の結果が得られた。
【００４４】
また、上記の結果はＡｌＣｕ−Ｏｘ電流狭窄層を中間層に用いたときの結果であるが、ＭＲ比のバイアス電圧依存性は自由層及び固定層が主因であるため、上記中間層にＣｕ，Ａｇ，Ａｕ，Ｃｒなどの非磁性導電層やＭｇＯやＡｌ−Ｏｘ，Ｔｉ−Ｏｘなどの絶縁層を用いた磁気抵抗効果素子についても同様の効果が得られる。
【００４５】
［実験例３］
表５の実験例３−１〜３−８に、表３の中間固定層にＣｏ−Ｍｎ−Ｇｅ、中間自由層にＣｏ−Ｆｅ−Ｍ（Ｍ＝Ａｌ，Ｓｉ，Ｄｙ，Ｍｎ，Ｇｅ）を用いた実験例と、中間固定層及び中間自由層の飽和磁化、印加電圧１０ｍＶでのＭＲ比（ＭＲ）、ＭＲ比が最大値の８割に減少するときの電圧（Ｖ８０）、出力の最大値（（ＭＲ×Ｖ）max）と、出力の最大値が得られるときの電子の流す方向を示す。ここで飽和磁化以外の値に関しては、図２に示したようにＭＲ比と出力のバイアス電圧依存性から評価した。ここで導入したＶ８０はＭＲ比のバイアス電圧耐性を示す基準で、この値が大きいほどバイアス電圧耐性があり、高いバイアス電圧まで大きなＭＲ比を維持することを意味する。また、実験例３−９〜３−１０では、中間固定層及び中間自由層の両方にＣｏ−Ｍｎ−ＧｅもしくはＣｏ50Ｆｅ50を用いた場合について示す。ここで、電圧が正のときは電子が自由層から固定層へ移動し、負のときは電子が固定層から自由層へ移動する。
【００４６】
【表５】
【００４７】
実験例３−９と実験例３−１０を比較すると、Ｃｏ−Ｍｎ−Ｇｅを用いた磁気抵抗効果素子ではＣｏＦｅの場合よりも１．７倍程度高いＭＲ比が得られている。一方、Ｃｏ−Ｍｎ−Ｇｅを用いたときのＶ８０はバイアス電圧の正負に依らずＣｏ50Ｆｅ50の半分以下と小さく、ＭＲ比のバイアス電圧依存性がＣｏＦｅよりも大きい。つまり、駆動電圧においてはＭＲ比の差が小さくなり、出力電圧（ＭＲ×Ｖ）はＣｏ50Ｆｅ50の１．２倍程度しか得られていない。
【００４８】
実験例３−１〜３−８を実験例３−９と比較すると、Ｖ８０＋が比較例と同程度なのに対し、Ｖ８０−の著しい改善が見られる。これは自由層の飽和磁化が従来構成よりも高いため、電子が固定層から自由層に伝導する負の電圧において、ＭＲ比のバイアス電圧依存性が改善したためである。一方、低バイアスでのＭＲ比は実験例３−９よりも若干劣るが、Ｖ８０−の改善が大きく、結果としてバイアス電圧を負（電子が固定層から自由層に流れる構成）にした場合、出力電圧（ＭＲ×Ｖ）を従来よりも増大することができる。
【００４９】
表５の代表的な構成例におけるＭＲ比と出力電圧（ＭＲ×Ｖ）のバイアス電圧依存性を、実験例３−９と実験例３−１０とともに図３に示す。出力の最大値はＭＲ比のバイアス電圧依存性にも依るが、およそ−１００〜−１３０ｍＶもしくは１００〜１３０ｍＶのときに得られており、この範囲のバイアス電圧におけるＭＲ比が高いものほど大きな出力が得られる。実験例３−３では、低バイアス電圧での高いＭＲ比と高バイアス電圧耐性を併せ持ち、中間自由層及び中間固定層の両方に例えばＣｏ−Ｍｎ−Ｇｅを用いたときよりも大きな出力が得られる。このようなバイアス電圧耐性の改善は単純に電子が流入する磁性材料の飽和磁化で決まるため、ＣｏとＦｅの組成比が１：１のときだけではなく、全ての組成範囲において得られる。
【００５０】
図４に、中間固定層にＣｏ−Ｍｎ−Ｇｅを用い、中間自由層にＣｏ−Ｆｅ−Ｍ及びＣｏ−Ｆｅを用いた磁気抵抗効果素子における、従来出力を１としたときの出力電圧のＭ濃度依存性を示す。ここで従来出力は、中間固定層及び中間自由層の両方にＣｏ−Ｍｎ−Ｇｅを用いた実験例３−９の出力とした。出力の増大は、Ｍ＝Ａｌ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｇｅ，Ｄｙとした磁気抵抗効果素子において電子を固定層から自由層に流したときに得られ、特にＡｌ，Ｓｉ，Ｍｎを３０％以下添加した場合に、従来構成よりも出力電圧を改善できる。このとき、従来構成よりも出力電圧を最大で２０％程度改善することができる。また、ＭとしてＧｅ，Ｄｙを添加した場合には、添加量が２０％以下であれば従来構成よりも出力電圧を改善できる。さらに、中間自由層にＣｏ−Ｆｅを用いた場合にも、出力電圧を改善できる。その他にも、図示していないが、Ａｌ，Ｓｉ，Ｇｅと同族あるいは同メタロイド元素のＧａ，Ｓｎ，Ｓｂ、さらにＤｙと同様ランタノイドに属するＴｂ，Ｈｏ，ＥｒをＭとして用いた場合にも、高いスピン散乱効率と耐バイアス電圧依存性を両立でき、出力電圧を改善できた。
【００５１】
実験例３ではＣｏ−Ｍｎ−Ｇｅを中間固定層に用いた結果だけを示したが、中間固定層に組成がＸ−Ｙ−Ｚで表され、Ｘが４５at.％≦Ｘ≦５５at.％を満たすＣｏ又はＦｅ、Ｙが２０at.％≦Ｙ≦３０at.％を満たすＶ，Ｃｒ，Ｍｎ，Ｆｅから選択された１種もしくは２種以上の元素、Ｚが２０at.％≦Ｚ≦３５at.％を満たすＡｌ，Ｓｉ，Ｇａ，Ｇｅ，Ｓｎ，Ｓｂから選択された１種又は２種以上の元素で構成されるホイスラー合金層を用いるときに、同様の結果が得られた。
【００５２】
また、上記の結果はＡｌＣｕ−Ｏｘ電流狭窄層を中間層に用いたときの結果であるが、ＭＲ比のバイアス電圧依存性は自由層及び固定層が主因であるため、上記中間層にＣｕ，Ａｇ，Ａｕ，Ｃｒなどの非磁性導電層やＭｇＯやＡｌ−Ｏｘ，Ｔｉ−Ｏｘなどの絶縁層を用いた磁気抵抗効果素子についても同様の効果が得られた。
【００５３】
［実験例４］
表６の実験例４−１〜４−８に、表３の中間自由層にＣｏ−Ｍｎ−Ｇｅ、中間固定層にＣｏ−Ｆｅ−Ｍ（Ｍ＝Ａｌ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｄｙ，Ｇｅ）及びＣｏ−Ｆｅを用いた実験例と、中間固定層及び中間自由層の飽和磁化、印加電圧１０ｍＶでのＭＲ比（ＭＲ）、ＭＲ比が最大値の８割に減少するときの電圧（Ｖ８０）、出力の最大値（（ＭＲ×Ｖ）max）と、出力の最大値が得られるときの電子の流す方向を示す。このとき、その他の膜構成は表３記載の構成とする。ここで飽和磁化以外の値に関しては、図２に示したようにＭＲ比と出力のバイアス電圧依存性から評価した。ここで導入したＶ８０はＭＲ比のバイアス電圧耐性を示す基準で、この値が大きいほどバイアス電圧耐性があり、高いバイアス電圧まで大きなＭＲ比を維持することを意味する。また、実験例３−９〜３−１０では、中間固定層及び中間自由層の両方にＣｏ−Ｍｎ−ＧｅもしくはＣｏＦｅを用いた場合について示す。ここで、電圧が正のときは電子が自由層から固定層へ、負のときは電子が固定層から自由層へ移動する方向に対応する。
【００５４】
【表６】
【００５５】
実験例３−９の中間固定層及び中間自由層にＣｏ−Ｍｎ−Ｇｅを用いた磁気抵抗効果素子ではＶ８０−及びＶ８０＋ともに５０ｍＶ程度と実験例３−１０のＣｏＦｅを用いた場合よりもバイアス電圧耐性がかなり小さい。これに対し、実験例４−１〜４−８で示したように中間固定層をＣｏ−Ｆｅ−Ｍ（Ｍ＝Ａｌ，Ｓｉ，Ｄｙ，Ｍｎ，Ｇｅ）とした場合、実験例３−１０のＣｏＦｅには及ばないものの実験例３−９のＣｏ−Ｍｎ−ＧｅよりもＶ８０＋の大幅な改善が見られる。Ｖ８０−に変化がなくＶ８０＋だけに改善が見られるのは、中間固定層の飽和磁化がＣｏ−Ｍｎ−Ｇｅよりも大きく、スピントルクによるＭＲ比の減少が抑制されたためである。さらに、実験例４−１〜４−８に記載された構成において、電子の流れる方向が自由層から固定層になるように駆動電圧を印加すると、実験例３−９に対し大きな出力電圧が得られる。このようなバイアス電圧耐性の改善は単純に電子が流入する磁性材料の飽和磁化で決まるため、ＣｏとＦｅの組成比が１：１のときだけではなく、全ての組成範囲において得られる。
【００５６】
図５に、中間自由層にＣｏ−Ｍｎ−Ｇｅを用い、中間固定層にＣｏ−Ｆｅ−Ｍ（Ｍ＝Ａｌ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｄｙ，Ｇｅ）及びＣｏ−Ｆｅを用いた磁気抵抗効果素子における、従来出力を１としたときの出力電圧のＭ濃度依存性を示す。ここで従来出力は、中間固定層及び中間自由層の両方にＣｏ−Ｍｎ−Ｇｅを用いた実験例３−９の出力とした。出力の増大は、Ｍ＝Ａｌ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｇｅ，Ｄｙとした磁気抵抗効果素子において電子を自由層から固定層に流したときに得られ、特にＡｌ，Ｓｉ，Ｍｎを３０％以下添加した場合に従来構成よりも出力電圧を改善できる。このとき、従来構成よりも出力電圧を最大で２０％程度改善することができる。また、ＭとしてＧｅ，Ｄｙを添加した場合には、添加量が２０％以下であれば従来構成よりも出力電圧を改善できる。さらに、中間固定層にＣｏ−Ｆｅを用いた場合にも改善が見られる。その他にも、図示していないが、Ａｌ，Ｓｉ，Ｇｅと同族あるいは同メタロイド元素のＧａ，Ｓｎ，Ｓｂ、さらにＤｙと同様ランタノイドに属するＴｂ，Ｈｏ，ＥｒをＭとして用いた場合にも高いスピン散乱効率と耐バイアス電圧依存性を両立でき、出力電圧を改善できた。
【００５７】
実験例４ではＣｏ−Ｍｎ−Ｇｅを中間自由層に用いた結果だけを示したが、中間自由層に組成がＸ−Ｙ−Ｚで表され、Ｘが４５at.％≦Ｘ≦５５at.％を満たすＣｏ又はＦｅ、Ｙが２０at.％≦Ｙ≦３０at.％を満たすＶ，Ｃｒ，Ｍｎ，Ｆｅから選択された１種もしくは２種以上の元素、Ｚが２０at.％≦Ｚ≦３５at.％を満たすＡｌ，Ｓｉ，Ｇａ，Ｇｅ，Ｓｎ，Ｓｂから選択された１種又は２種以上の元素で構成されるホイスラー合金層を用いるときに、同様の結果が得られた。
【００５８】
また、上記の結果はＡｌＣｕ−Ｏｘ電流狭窄層を中間層に用いたときの結果であるが、ＭＲ比のバイアス電圧依存性は自由層及び固定層が主因であるため、上記中間層にＣｕ，Ａｇ，Ａｕ，Ｃｒなどの非磁性導電層やＭｇＯやＡｌ−Ｏｘ，Ｔｉ−Ｏｘなどの絶縁層を用いた磁気抵抗効果素子についても同様の効果が得られた。
【００５９】
［実験例５］
表７の実験例５−１〜５−４に、表３の中間固定層にＺ組成が３０at.％のＣｏ−Ｍｎ−Ｚ（Ｚ＝Ｇｅ，Ｓｉ）、中間自由層にＺ組成が中間固定層より少ないＣｏ−Ｍｎ−Ｚ（Ｚ＝Ｇｅ，Ｓｉ）を用いた磁気抵抗効果素子の実験例と、中間固定層及び中間自由層の飽和磁化、印加電圧１０ｍＶでのＭＲ比（ＭＲ）、ＭＲ比が最大値の８割に減少するときの電圧（Ｖ８０）、出力の最大値（（ＭＲ×Ｖ）max）と、出力の最大値が得られるときの電子の流す方向を示す。このとき、その他の膜構成は表３記載の構成とする。ここで飽和磁化以外の値に関しては、図２に示したようにＭＲ比と出力のバイアス電圧依存性から評価した。ここで導入したＶ８０はＭＲ比のバイアス電圧耐性を示す基準で、この値が大きいほどバイアス電圧耐性があり、高いバイアス電圧まで大きなＭＲ比を維持することを意味する。また、実験例５−５及び３−９では、中間固定層及び中間自由層の両方にＺ組成が３０at.％のＣｏ−Ｍｎ−Ｚ（Ｚ＝Ｇｅ，Ｓｉ）を用いた場合について示す。ここで、電圧が正のときは電子が自由層から固定層へ移動し、負のときは電子が固定層から自由層へ移動する。
【００６０】
【表７】
【００６１】
実験例５−５及び３−９の中間自由層にＺ組成が３０at.％のＣｏ−Ｍｎ−Ｚ（Ｚ＝Ｇｅ，Ｓｉ）用いた磁気抵抗効果素子に対し、Ｚ組成を少なくした中間自由層を有する実験例５−１〜５−４では中間自由層の飽和磁化が大きくなり、電子が固定層から自由層に移動する負のバイアス電圧において、ＭＲ比のバイアス電圧依存性の改善が見られる。一方、ＭＲ比はＺ組成に対して大きな減少がないため、電子が固定層から自由層に入る負のバイアス電圧では、中間自由層及び中間固定層の両方にＺ組成が３０at.％のＣｏ−Ｍｎ−Ｚ（Ｚ＝Ｇｅ，Ｓｉ）を用いた従来構成よりも出力電圧を増大することができる。
【００６２】
図６には、中間固定層にＺ組成が３０at.％のＣｏ−Ｍｎ−Ｚ（Ｚ＝Ｓｉ，Ｇｅ）、中間自由層に前記中間固定層よりもＺ組成が少ないＣｏ−Ｍｎ−Ｚ’（Ｚ’＜Ｚ）を用いた磁気抵抗効果素子において、中間自由層及び中間固定層の両方にＺ組成が３０at.％のＣｏ−Ｍｎ−Ｚ（Ｚ＝Ｇｅ，Ｓｉ）を用いた実験例５−５および実験例３−９で得られる出力を１としたときの出力電圧のＺ組成依存性を示す。中間自由層Ｃｏ−Ｍｎ−Ｚ’のＺ’組成を２０at.％≦Ｚ’＜３０at.％とすることで、中間自由層及び中間固定層の両方にＺ組成が３０at.％のＣｏ−Ｍｎ−Ｚを用いた従来構成の磁気抵抗効果素子に比較して高い出力電圧が得られた。
【００６３】
このような効果は、Ｃｏ−Ｍｎ−Ｚだけではなく、ホイスラー合金全般で成り立ち、飽和磁化が小さい磁性層から飽和磁化が大きい磁性層の側へ電子が流入するように駆動電圧が印加されたとき、同様の効果が得られる。また、ここでホイスラー合金とは、組成がＸ−Ｙ−Ｚで表され、Ｘが４５at.％≦Ｘ≦５５at.％のＣｏ又はＦｅ、２０at.％≦Ｙ≦３０at.％のＶ，Ｃｒ，Ｍｎ，Ｆｅから選択された１種もしくは２種以上の元素、２０at.％≦Ｚ≦３５at.％のＡｌ，Ｓｉ，Ｇａ，Ｇｅ，Ｓｎ，Ｓｂから選択された１種もしくは２種以上の元素からなる合金を指す。
【００６４】
また、上記の結果はＡｌＣｕ−Ｏｘ電流狭窄層を中間層に用いたときの結果であるが、ＭＲ比のバイアス電圧依存性は自由層及び固定層が主因であるため、上記中間層にＣｕ，Ａｇ，Ａｕ，Ｃｒなどの非磁性導電層やＭｇＯやＡｌ−Ｏｘ，Ｔｉ−Ｏｘなどの絶縁層を用いた磁気抵抗効果素子についても同様の効果が得られる。
【００６５】
［実験例６］
表８の実験例６−１〜６−４に、表３の中間自由層にＺ組成が３０at.％のＣｏ−Ｍｎ−Ｚ（Ｚ＝Ｇｅ，Ｓｉ）を用い、中間固定層にＺ組成が中間自由層より少ないＣｏ−Ｍｎ−Ｚ’（Ｚ’＝Ｇｅ，Ｓｉ）を用いた磁気抵抗効果素子の実験例と、中間固定層及び中間自由層の飽和磁化、印加電圧１０ｍＶでのＭＲ比（ＭＲ）、ＭＲ比が最大値の８割に減少するときの電圧（Ｖ８０）、出力の最大値（（ＭＲ×Ｖ）max）と、出力の最大値が得られるときの電子の流す方向を示す。このとき、その他の膜構成は表３記載の構成とする。ここで飽和磁化以外の値に関しては、図２に示したようにＭＲ比と出力のバイアス電圧依存性から評価した。ここで導入したＶ８０はＭＲ比のバイアス電圧耐性を示す基準で、この値が大きいほどバイアス電圧耐性があり、高いバイアス電圧まで大きなＭＲ比を維持することを意味する。また、実験例５−５及び３−９では、中間固定層及び中間自由層の両方にＺ組成が３０at.％のＣｏ−Ｍｎ−Ｚ（Ｚ＝Ｇｅ，Ｓｉ）を用いた場合について示す。ここで、電圧が正のときは電子が自由層から固定層へ、負のときは電子が固定層から自由層へ移動する方向に対応する。
【００６６】
【表８】
【００６７】
実験例５−５及び３−９の中間固定層にＺ組成が３０at.％のＣｏ−Ｍｎ−Ｚ（Ｚ＝Ｇｅ，Ｓｉ）用いた磁気抵抗効果素子に対し、Ｚ組成を少なくした中間固定層を有する実験例６−１〜６−４では中間固定層の飽和磁化が大きくなり、電子が自由層から固定層に移動する正のバイアス電圧において、ＭＲ比のバイアス電圧依存性の改善が見られる。一方、ＭＲ比はＺ組成に対して大きな減少がないため、電子が自由層から固定層に入る正のバイアス電圧では、中間自由層及び中間固定層の両方にＺ組成が３０at.％のＣｏ−Ｍｎ−Ｚ（Ｚ＝Ｇｅ，Ｓｉ）を用いた従来構成よりも出力電圧を増大することができる。
【００６８】
図７には、中間自由層にＺ組成が３０at.％のＣｏ−Ｍｎ−Ｚ（Ｚ＝Ｓｉ，Ｇｅ）、中間固定層に前記中間自由層よりもＺ組成が少ないＣｏ−Ｍｎ−Ｚ’（Ｚ’＝Ｓｉ，Ｇｅ）を用いた磁気抵抗効果素子において、中間自由層及び中間固定層の両方にＺ組成が３０at.％のＣｏ−Ｍｎ−Ｚ（Ｚ＝Ｇｅ，Ｓｉ）を用いた実験例５−５および実験例３−９で得られる出力を１としたときの出力電圧のＺ組成依存性を示す。中間固定層Ｃｏ−Ｍｎ−Ｚ’のＺ’組成を２０at.％≦Ｚ’＜３０at.％とすることで、中間自由層及び中間固定層の両方にＺ組成が３０at.％のＣｏ−Ｍｎ−Ｚを用いた従来構成の磁気抵抗効果素子に比較して高い出力電圧が得られた。
【００６９】
このような効果は、Ｃｏ−Ｍｎ−Ｚだけではなく、ホイスラー合金全般で成り立ち、同様の効果が得られる。また、ここでホイスラー合金とは、組成がＸ−Ｙ−Ｚで表され、Ｘが４５at.％≦Ｘ≦５５at.％のＣｏ又はＦｅ、Ｙは２０at.％≦Ｙ≦３０at.％のＶ，Ｃｒ，Ｍｎ，Ｆｅから選択された１種もしくは２種以上の元素、２０at.％≦Ｚ≦３５at.％のＡｌ，Ｓｉ，Ｇａ，Ｇｅ，Ｓｎ，Ｓｂから選択された１種もしくは２種以上の元素からなる合金を指す。
【００７０】
また、上記の結果はＡｌＣｕ−Ｏｘ電流狭窄層を中間層に用いたときの結果であるが、ＭＲ比のバイアス電圧依存性は自由層及び固定層が主因であるため、上記中間層にＣｕ，Ａｇ，Ａｕ，Ｃｒなどの非磁性導電層やＭｇＯやＡｌ−Ｏｘ，Ｔｉ−Ｏｘなどの絶縁層を用いた磁気抵抗効果素子についても同様の効果が得られる。
【００７１】
［実験例７］
上記で議論した飽和磁化は、平均飽和磁化と考えることもでき、すなわちＭＲ比の増大に寄与している高スピン散乱材料以外の磁性層の膜厚を厚くすることでバイアス電圧依存性の改善、さらには出力電圧の増大を得ることができる。
【００７２】
表９に、本発明の別の形態である磁気抵抗効果素子の積層構造と膜厚を示す。ここでは、中間固定層及び中間自由層としてＣｏ−Ｍｎ−Ｇｅを用い、それぞれ両側から接するように配置したＣｏ50Ｆｅ50（以下、ラミネートＣｏＦｅと称す）の膜厚を変化させた結果についてのみ示す。
【００７３】
【表９】
【００７４】
表１０の実験例７−１〜７−８に中間固定層及び中間自由層にＺ組成が３０at.％のＣｏ−Ｍｎ−Ｚ（Ｚ＝Ｇｅ，Ｓｉ）を用い、ラミネートＣｏＦｅの膜厚を変えた磁気抵抗効果素子の実験例と、ラミネートＣｏＦｅの膜厚、第二の強磁性固定層及び自由層の平均飽和磁化、印加電圧１０ｍＶでのＭＲ比（ＭＲ）、ＭＲ比が最大値の８割に減少するときの電圧（Ｖ８０）、出力の最大値（（ＭＲ×Ｖ）max）と、出力の最大値が得られるときの電子の流す方向を示す。ここで飽和磁化以外の値に関しては、図２に示したようにＭＲ比と出力のバイアス電圧依存性から評価した。ここで導入したＶ８０はＭＲ比のバイアス電圧耐性を示す基準で、この値が大きいほどバイアス電圧耐性があり、高いバイアス電圧まで大きなＭＲ比を維持することを意味する。また、実験例３−９では、４層のラミネートＣｏＦｅを全て０．５ｎｍとした場合について示す。ここで、電圧が正のときは電子が自由層から固定層へ移動する方向に対応し、負のときは電子が固定層から自由層へ移動する方向に対応する。
【００７５】
【表１０】
【００７６】
実験例７−１，７−２で示したように、固定層ラミネートＣｏＦｅ層（ｔ２）の膜厚を厚くすると、電子が自由層から固定層に伝導する正のバイアス電圧において、実験例３−９よりも正バイアス電圧でのＭＲ比のバイアス耐性が向上する。中間層に接したバルク散乱係数の小さなＣｏＦｅ厚さを厚くすると、実験例３−９よりもＭＲ比は低下する傾向にあるが、バイアス耐性が向上した分、出力電圧を増大することができる。同様に、実験例７−３及び７−４に示したように、中間層に接した自由層のラミネートＣｏＦｅ層（ｔ３）の膜厚を厚くすると電子が固定層から自由層に伝導する負のバイアス電圧において、実験例３−９よりも負のバイアス電圧でのＭＲ比のバイアス耐性が向上する。結果として、出力電圧を増大することができる。
【００７７】
実験例７−５及び７−６では、中間層とは反対の方向で、固定層Ｃｏ−Ｍｎ−Ｇｅと接するＣｏＦｅの膜厚（ｔ１）を厚く変化させたときの結果を示す。また、実験例７−７及び７−８には中間層とは反対の方向で、自由層Ｃｏ−Ｍｎ−Ｇｅと接するＣｏＦｅの膜厚（ｔ４）を厚く変化させたときの結果を示す。ｔ１及びｔ４を厚くしたときには、それぞれ正及び負のバイアス電圧でのＭＲ比のバイアス耐性を向上することができる。また、ＭＲ比は実験例３−９と比較し同等であるので、結果として平均飽和磁化が大きな方へ電子が入るバイアス電圧において出力を向上することができる。
【００７８】
このように、ラミネートＣｏＦｅの膜厚を厚くし、電子が流入する側の平均飽和磁化を増大することでも、ＭＲ比のバイアス耐性を改善することができ、結果として出力電圧を増大することができる。
【００７９】
図８に、各ラミネートＣｏＦｅ膜厚を変化させた磁気抵抗効果素子の出力電圧を示す。ここで、変化させるパラメータ以外のＣｏＦｅの膜厚は０．５ｎｍとした。ｔ１及びｔ２を厚くした場合には、電子が自由層から固定層に移動する正のバイアス電圧において出力電圧の増大が見られ、またｔ３，ｔ４を厚くした場合には、電子が固定層から自由層に移動する負のバイアス電圧において出力電圧の増大が見られた。ラミネートＣｏＦｅが厚くするに従いＭＲ比のバイアス電圧耐性が向上するのに対し、スピン散乱効果が少ないＣｏＦｅの膜厚が厚くなるためＭＲ比が減少し、出力電圧にはピークが現れる。このとき、出力の増大が見られるラミネートＣｏＦｅの膜厚（ｔ）は０．５＜ｔ≦２．０ｎｍの範囲であった。また、特にｔ２及びｔ３を厚くしたときの出力増大が顕著であった。
【００８０】
このような効果はＣｏ50Ｆｅ50の一組成に限られるものではなく、電流が流入する側の平均飽和磁化が他方よりも大きいときに得られるので、Ｃｏ1-xＦｅxの組成を限定するものではない。また、ラミネートＣｏ−ＦｅにＮｉ，Ａｌ，Ｍｎ，Ｇｅ，Ｄｙ，Ｇａ，Ｓｎ，Ｓｂ，Ｄｙ，Ｔｂ，Ｈｏ，Ｅｒから選択された１種もしくは２種以上の元素が添加されている場合にも、膜厚差が設けられているときには同様の効果が得られる。
【００８１】
実験例７ではＣｏ−Ｍｎ−Ｇｅを中間自由層及び中間固定層に用いた結果だけを示したが、中間自由層及び中間固定層が、組成がＸ−Ｙ−Ｚで表され、Ｘが４５at.％≦Ｘ≦５５at.％を満たすＣｏ又はＦｅ，Ｙが２０at.％≦Ｙ≦３０at.％を満たすＶ，Ｃｒ，Ｍｎ，Ｆｅから選択された１種もしくは２種以上の元素、Ｚが２０at.％≦Ｚ≦３５at.％を満たすＡｌ，Ｓｉ，Ｇａ，Ｇｅ，Ｓｎ，Ｓｂから選択された１種又は２種以上の元素で構成されているときに、同様の結果が得られた。
【００８２】
また、上記の結果はＡｌＣｕ−Ｏｘ電流狭窄層を中間層に用いたときの結果であるが、ＭＲ比のバイアス電圧依存性は自由層及び固定層が主因であるため、上記中間層にＣｕ，Ａｇ，Ａｕ，Ｃｒなどの非磁性導電層やＭｇＯやＡｌ−Ｏｘ，Ｔｉ−Ｏｘなどの絶縁層を用いた磁気抵抗効果素子についても同様の効果が得られる。
【００８３】
［実験例８］
図９は、本発明の磁気抵抗効果膜１０からなる磁気抵抗効果型磁気ヘッドの断面構造を示す図である。ここで形状や膜厚は必ずしも図示した通りである必要はない。本発明の磁気抵抗効果型磁気ヘッドは、下部シールド電極１００及び上部シールド電極１０３に挟み込まれるように配置され、下地層１１、反強磁性層１２、固定層１３、中間層１４、自由層１５、保護層１６を積層してなる。絶縁層１０１によって磁気抵抗効果素子１０と電気的に分離されたハードバイアス層１０２は、自由層にトラック幅方向のバイアス磁界を印加し、自由層の磁化を単磁区化するために用いられる。ハードバイアス層１０２には、例えばＣｏ−Ｃｒ−Ｐｔ合金などが用いられる。絶縁層１０１には、例えばＡｌ2Ｏ3やＳｉＯ2などを用いることができる。
【００８４】
図１０は、本発明の磁気抵抗効果素子を備える磁気抵抗効果型磁気ヘッドを搭載した垂直記録用記録再生分離型磁気ヘッドの概念図である。スライダーを兼ねる基体２０上に磁気抵抗効果積層膜１０、下部磁気シールド兼電極１００、上部磁気シールド兼電極１０３、副磁極３０、コイル３１、主磁極３２を形成してなり、記録媒体に対向する対向面４０を形成してなる。図９記載の絶縁層１０１及びハードバイアス層１０２に相当する構造については、本図では記載を省略した。本発明の磁気ヘッドは再生部分の能力を高めるものであるので、垂直記録及び従来の面内記録の双方に対応できる技術であるが、特に垂直磁気記録ヘッドと組み合わせることでより高い記録密度を実現することができる。
【００８５】
図１１は、本発明の磁気ヘッドを用いた磁気記録再生装置の構成例を示す概略図である。磁気的に情報を記録する記録媒体５１を保持するディスク５５をスピンドルモーター５３にて回転させ、アクチュエーター５２によってヘッドスライダー５０をディスク５５のトラック上に誘導する。即ち磁気ディスク装置においては、ヘッドスライダー５０上に形成した再生ヘッド、及び記録ヘッドがこの機構に依ってディスク５５上の所定の記録位置に近接して相対運動し、信号を順次書き込み、及び読み取る。アクチュエーター５２はロータリーアクチュエーターであることが望ましい。記録信号は信号処理系５４を通じて記録ヘッドにて媒体上に記録し、再生ヘッドの出力を、信号処理系５４を経て信号として得る。さらに再生ヘッドを所望の記録トラック上へ移動せしめるに際して、再生ヘッドからの高感度な出力を用いてトラック上の位置を検出し、アクチュエーター５２を制御して、ヘッドスライダー５０の位置決めを行うことができる。図１１にはヘッドスライダー５０、ディスク５５を各１個示したが、これらは複数であっても構わない。またディスク５５は、両面に記録媒体５１を有して情報を記録してもよい。情報の記録がディスク両面の場合、ヘッドスライダー５０はディスクの両面に配置する。
【００８６】
上述したような構成について、本発明の磁気抵抗効果型磁気ヘッド及びこれを搭載した磁気記録再生装置を試験した結果、従来よりも高い出力を示すことが確認され、また作製時の歩留まりも良好であった。
【図面の簡単な説明】
【００８７】
【図１】本発明の磁気抵抗効果積層膜の一例の積層構造を示す図である。
【図２】本発明の磁気抵抗効果素子の特性評価方法を示す図である。
【図３】本発明の代表的な磁気抵抗効果素子のＭＲ比及び出力電圧のバイアス電圧依存性を示した図である。
【図４】ＣｏＦｅ−Ｍ中間自由層を用いたときの出力電圧のＭ添加量依存性を示した図である。
【図５】ＣｏＦｅ−Ｍ中間固定層を用いたときの出力電圧のＭ添加量依存性を示した図である。
【図６】Ｃｏ−Ｍｎ−Ｚ’（Ｚ’＝Ｓｉ，Ｇｅ）中間自由層を用いたときの出力電圧のＺ’添加量依存性を示した図である。
【図７】Ｃｏ−Ｍｎ−Ｚ’（Ｚ’＝Ｓｉ，Ｇｅ）中間固定層を用いたときの出力電圧のＺ’添加量依存性を示した図である。
【図８】ラミネートＣｏＦｅ膜厚を変化させたときの出力電圧を示した図である。
【図９】磁気抵抗効果ヘッドの断面構造の概念図である。
【図１０】垂直記録用記録再生分離型磁気ヘッドの概念図である。
【図１１】磁気記録再生装置の構成例を示した図である。
【符号の説明】
【００８８】
１０ 磁気抵抗効果積層膜
１１ 下地膜
１２ 反強磁性膜
１３ 固定層
１４ 中間層
１５ 自由層
１６ 保護層
２０ 基体
３０ 副磁極
３１ コイル
３２ 主磁極
４０ 対向面
５０ ヘッドスライダー
５１ 記録媒体
５２ アクチュエーター
５３ スピンドル
５４ 信号処理系
５５ 磁気ディスク
１００ 下部磁気シールド兼電極
１０１ 絶縁層
１０２ 磁区制御バイアス膜
１０３ 上部磁気シールド兼電極
１３０ 第一の強磁性固定層
１３１ 反平行結合中間層
１３２ 第二の強磁性固定層
【技術分野】
【０００１】
本発明は、磁気抵抗効果素子と、それを有する磁気ヘッドに関するものである。特に、高記録密度磁気記録再生装置用磁気ヘッドへの応用に適している。
【背景技術】
【０００２】
ハードディスクドライブを主体とする磁気記録装置では年々高記録密度化が進んでおり、再生センサとして用いられる磁気抵抗効果型磁気ヘッドの高感度化、高密度化が求められている。この要求を満たすため、薄い非磁性層を２種の強磁性層で挟み込み膜面内に電流を流すＣＩＰ−ＧＭＲ（Current in Plane-Giant Magnetoresistance）センサが開発され、再生ヘッドとして応用されてきた。また、更に高密度化を達成するため、強磁性層２枚で挟まれた薄い絶縁層に垂直に電圧を印加するＴＭＲ（Tunnel Magnetoresistance）効果を用いた再生ヘッドの開発・応用が進められている。一方、ＧＭＲの膜構成に膜面に垂直に電流を流すＣＰＰ−ＧＭＲ（Current Perpendicular to the Plane-Giant Magnetoresistance）センサは、低抵抗で高速動作可能な次世代再生ヘッドとして研究・開発が進められている。
【０００３】
ＣＰＰ−ＧＭＲは、一般的には、自由層と中間層と固定層とが積層され、上記固定層が反強磁性膜との交換結合などの手段によって感知すべき磁界に対して実質的に固定されてなる。磁気的に固着された固定層は外部磁場に対して安定であり、自由層だけが外部磁場に対し動作することができる。このとき、一般的に自由層と固定層の成す角が０°であるときに最も抵抗が低くなり、１８０°のときに最も抵抗が高くなる。磁場角に対する抵抗変化分を磁気抵抗比（ＭＲ比＝（Ｒmax−Ｒmin）／Ｒmin）と定義したとき、従来用いられてきたＣｏＦｅ合金やＮｉＦｅ合金を用いたＣＰＰ−ＧＭＲのＭＲ比は大きくとも５％程度であった。
【０００４】
ＣＰＰ−ＧＭＲのＭＲ比を増大させるため、界面散乱及びバルク散乱係数の大きな材料をＣＰＰ−ＧＭＲの強磁性層に用いることが報告されている。特許文献１には、自由層や固定層にバルク散乱係数（β）×比抵抗（ρ）の大きなホイスラー合金のうち、特にＣｏ2ＭｎＺ（Ｚ＝Ａｌ，Ｓｉ，Ｇａ，Ｇｅ，Ｓｎ）を用いることで、ＭＲ比を大幅に向上できることが開示されている。また、特許文献２にはＣｏ−Ｆｅ−Ａｌ（５０at.％＜Ｃｏ＜７０at.％、１０at.％＜Ｆｅ＜２５at.％、１５at.％＜Ａｌ＜３０at.％）を強磁性層に用いることでＭＲ比がＣｏ−Ｆｅよりも増大することが開示されている。
【０００５】
一方、ＭＲ比を増大させる別の方法として、特許文献３には中間層にメタルパスを有する電流狭窄層を有する構造が提案されている（特開２００２−２０８７４４号公報）。
【０００６】
【特許文献１】特許第３６０７６７８号公報
【特許文献２】特開２００７−８８４１５号公報
【特許文献３】特開２００２−２０８７４４号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００７】
ところで、ＣＰＰ−ＧＭＲセンサなどを磁気抵抗効果型磁気ヘッドとして用いる場合、出力電圧はＭＲ比×バイアス電圧に比例するので、通常ＭＲ比を測定するバイアス電圧（５−２０ｍＶ）よりも印加電圧を大きくして出力が高くなる電圧で使用することが望ましい。
【０００８】
しかし、素子に印加する電圧を大きくした場合、以下のような問題が発生する。つまり、素子に印加する電圧、すなわち電流を大きくした場合、スピン偏極した電子が電圧を付加した方向と逆の方向に固定層から自由層、あるいは自由層から固定層に伝導する。このとき、自由層あるいは固定層の磁化がスピントルクによって傾く。スピントルクは電圧が大きいほど大きくなるので、結果としてＭＲ比がバイアス電圧の増大とともに減少してしまうという問題がある。
【０００９】
特に、高スピン散乱材料であるＣｏ−Ｍｎ−Ｚ（Ｚ＝Ａｌ，Ｓｉ，Ｇｅ）などのホイスラー合金を固定層・自由層に用いたＣＰＰ−ＧＭＲでは、低バイアス電圧で大きなＭＲ比が得られるのに対し、Ｃｏ−Ｆｅを用いたＣＰＰ−ＧＭＲよりもＭＲ比のバイアス電圧依存性が大きく、駆動電圧において低バイアス時のＭＲ比から期待されるよりも小さな出力電圧しか得られないという問題があった。つまり、単純に高スピン散乱材料であるホイスラー合金を自由層と固定層に用いただけでは、低バイアス電圧では大きなＭＲ比が得られても、磁気抵抗効果素子及び磁気抵抗効果型磁気ヘッドとして大きな出力電圧が望めないことがわかってきた。
【００１０】
本発明は上記問題を解決するためのものであり、磁気抵抗効果素子及び磁気抵抗効果型ヘッドにおいて高ＭＲ比と高バイアス電圧耐性を両立し、従来よりも高い出力電圧が得られる磁気抵抗効果素子もしくはそれを有する磁気ヘッドを提供することを目的としている。
【課題を解決するための手段】
【００１１】
本発明者等は、ＭＲ比のバイアス電圧依存性と種々の磁性材料との関係を検討した結果、ＭＲ比のバイアス電圧耐性が、ある駆動電圧で電子が流入する側の磁性材料の飽和磁化と相関があることを見出した。
【００１２】
すなわち、自由層と固定層の一方にホイスラー合金などの高スピン散乱材料層を備え、他方に高飽和磁化材料層を備えて磁気抵抗効果素子を構成し、高スピン散乱材料層から高飽和磁化材料の方に電子が流入するように電圧を印加することで、高ＭＲ比と高バイアス電圧耐性を両立できる。ここで、ホイスラー合金とは、Ｘ−Ｙ−Ｚ（Ｘは４５at.％以上、５５at.％以下のＣｏ又はＦｅ、Ｙは２０at.％以上、３０at.％以下のＶ，Ｃｒ，Ｍｎ，Ｆｅから選択された１種もしくは２種以上の元素、Ｚは２０at.％以上、３５at.％以下のＡｌ，Ｓｉ，Ｇａ，Ｇｅ，Ｓｎ，Ｓｂから選択された１種又は２種以上の元素）の組成で表され、Ｌ２１，Ｄ０３，Ｂ２構造のいずれかの結晶構造を有するものをいう。
【００１３】
高飽和磁化材料としては、Ｃｏ−Ｆｅ−Ｍ（ＭはＡｌ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｇｅ，Ｇａ，Ｓｎ，Ｓｂ，Ｄｙ，Ｔｂ，Ｈｏ，Ｅｒから選択された１種又は２種以上の元素）、もしくは上記ホイスラー合金よりもＺ組成を少なく（Ｚ’）したホイスラー合金（Ｘ’−Ｙ’−Ｚ’）が好ましい。
【００１４】
ここで、ＭＲ比のバイアス電圧依存性は、主に自由層及び固定層起因であるので、中間層に依存しない。中間層としては、Ｃｕ，Ｃｒ，Ａｇ，Ａｕなどの非磁性導電層の他、絶縁体層中にＣｕ，Ｃｒ，Ａｇ，Ａｕ，Ｃｏなどのメタルパスを有する電流狭窄層やＭｇＯ，Ａｌ−Ｏｘ，Ｔｉ−Ｏｘなどの絶縁層を用いることもできる。
【００１５】
本発明の磁気抵抗効果素子の一例では、飽和磁化が高い側の材料層の少なくとも一部にＣｏ−Ｆｅ−Ｍ（ＭはＡｌ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｇｅ，Ｇａ，Ｓｎ，Ｓｂ，Ｄｙ，Ｔｂ，Ｈｏ，Ｅｒから選択された１種又は２種以上の元素）を用いることで、自由層と固定層の両方に同組成のホイスラー合金層を用いた場合に比較してＭＲ比のバイアス依存性を改善でき、電子がホイスラー合金層からＣｏ−Ｆｅ−Ｍ層に流入するように電圧を印加する時、Ｘ−Ｙ−Ｚを自由層と固定層の両方に含む従来構成より高い出力を得ることができる。
【００１６】
また、本発明の別の形態では、飽和磁化が高い側の材料の少なくとも一部に、前記ホイスラー合金よりもＺ組成が少ない材料を用いる。これにより、電子がＺ組成が多いホイスラー合金層からＺ組成が少ないホイスラー合金層の方に入るように駆動電圧を印加する時、高いバルク散乱効果を維持したままＭＲ比のバイアス電圧依存性を改善でき、自由層と固定層の両方に同組成のホイスラー合金を用いた場合に比較して、駆動電圧において高い出力を得ることができる。
【発明の効果】
【００１７】
本発明によると、素子の駆動電圧において従来よりも高いＭＲ比を実現でき、高出力のＣＰＰ−ＧＭＲヘッド用の磁気抵抗効果素子及び磁気ヘッドを提供することができる。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１８】
はじめに、本発明の磁気抵抗効果型磁気ヘッドを構成する磁気抵抗効果膜の作製方法について説明する。本発明の磁気抵抗効果膜は、ＤＣマグネトロンスパッタリング装置を用いて、セラミックス基板上に作製した。形成した膜は、真空磁場中で２５０℃、３時間の熱処理を行い、ＭｎＩｒ反強磁性膜の誘導磁気異方性を付与した。磁気抵抗効果素子の形成にはリフトオフ法を用いた。作製した磁気抵抗効果膜及び素子の磁化測定とＭＲ測定には、それぞれ振動試料型磁力計と４端子法を用いた。
【００１９】
図１に、本発明の代表的な磁気抵抗効果膜の断面構造を示す。本発明の磁気抵抗効果膜１０は、下地層１１と、反強磁性層１２と、第一の強磁性固定層１３０と反平行結合中間層１３１と第二の強磁性固定層１３２からなる固定層１３と、中間層１４と、自由層１５と、保護層１６とを積層してなり、固定層と自由層のいずれか一方あるいは両方にホイスラー合金層を備える。
【００２０】
中間層１４は、固定層１３と自由層１５との間を磁気的に分離するとともに、固定層１３と自由層１５との間を通過する電子を固定層１３と自由層１５の磁化状態に応じて散乱・透過・又は反射する磁気抵抗効果を生じさせる構成を有する。中間層の材料はＣｕ，Ｃｒ，Ａｇ，Ａｕなどの巨大磁気抵抗効果を発現する非磁性導電層の他、メタルパスを有する電流狭窄層、あるいはＭｇＯやＡｌ−Ｏｘ，Ｔｉ−Ｏｘなどの絶縁層であってもよい。
【００２１】
第一の強磁性固定層１３０と反平行結合中間層１３１と第二の強磁性固定層１３２からなる固定層１３は、反強磁性層１２によって磁気的に固着され、感知すべき磁界に対して実質的に磁化が固定されてなる。上記第一の強磁性固定層１３０と反平行結合中間層１３１と第二の強磁性固定層１３２からなる固定層１３は反平行結合固定層と呼ばれ、外部磁場に対して安定になるので、本発明においても好ましい構成例であるが、固定層１３は単層膜や二層以上の磁性層から構成される積層膜であってもよい。反平行結合中間層には、例えばＲｕなどを用いる。また、ホイスラー合金を固定層１３、あるいは第二の強磁性固定層１３２に用いる場合、薄いＣｏＦｅやＣｏなどで挟み込むと、ホイスラー合金層の結晶化が促進され、界面拡散も抑えられることから、より好ましい。また、ホイスラー合金を形成する際には、規則化を促すために２００〜４００℃の加熱処理を施し、ホイスラー合金がＬ２１構造、Ｄ０３構造、Ｂ２構造のいずれかの結晶構造を取ることが望ましい。ただし、上記の加熱処理を施さない場合でも、ＭｎＩｒ反強磁性膜の誘導磁気異方性を付与する際に２５０℃もしくはそれ以上の温度で熱処理を行うことでＢ２構造以上の規則度を得ることが可能である。
【００２２】
自由層１５は、図示していないが２種類あるいはそれ以上の薄膜の積層体であってもよい。また、自由層１５は中間層側から順に第一の強磁性自由層と、反平行結合中間層と、第二の強磁性自由層と、からなる反平行結合自由層であってもよく、ホイスラー合金を用いる場合にはＣｏＦｅやＣｏで挟み込む構成とするのが望ましい。
【００２３】
反強磁性層１２は、固定層や反平行結合固定層の磁化を一方向に固着する役割を有し、例えば、ＭｎＩｒ，ＭｎＩｒＣｒ，ＭｎＰｔなどが用いられる。
【００２４】
下地層１１は、磁気抵抗効果素子１０の必須の構成要素、というものではないが、磁気抵抗効果積層膜の結晶性及び磁気特性を良好にするので用いるのが望ましい。同様に磁気抵抗効果素子１０の必須の構成要素ではないが、磁気抵抗効果積層膜１０の上部に保護膜１６を配置すると、予期せぬ酸化や腐食を防ぐことができて望ましい。
【００２５】
ここで、本発明で特徴的な構成について述べる。通常、中間層に接した固定層と自由層にはそれぞれ少なくとも一部にＸ−Ｙ−Ｚで表わされる同組成のホイスラー合金（Ｘは４５at.％以上、５５at.％以下のＣｏ又はＦｅ、Ｙは２０at.％以上、３０at.％以下のＶ，Ｃｒ，Ｍｎ，Ｆｅから選択された１種もしくは２種以上の元素、Ｚは２０at.％以上、３５at.％以下のＡｌ，Ｓｉ，Ｇａ，Ｇｅ，Ｓｎ，Ｓｂから選択された１種又は２種以上の元素）が用いられるのに対し、本発明では固定層と自由層の少なくとも一方の磁性層に上記ホイスラー合金からなる層を備える。かつ、一方の磁性層に他方の磁性層よりも飽和磁化が大きなＣｏ−Ｆｅ−Ｍ（ＭはＡｌ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｇｅ，Ｇａ，Ｓｎ，Ｓｂ，Ｄｙ，Ｔｂ，Ｈｏ，Ｅｒから選択された１種又は２種以上の元素）あるいは上記ホイスラー合金よりもＺ組成が少ないＸ’−Ｙ’−Ｚ’（Ｘ’は４５at.％以上、５５at.％以下のＣｏ又はＦｅ、Ｙ’は２０at.％以上、３０at.％以下のＶ，Ｃｒ，Ｍｎ，Ｆｅから選択された１種もしくは２種以上の元素、Ｚ’は２０at.％以上、３５at.％以下、かつＺ’＜ＺのＡｌ，Ｓｉ，Ｇａ，Ｇｅ，Ｓｎ，Ｓｂから選択された１種又は２種以上の元素）を用いることが大きな特徴である。このような構成とすることで、飽和磁化の小さい方の磁性層から大きな方の磁性層に電子が流入するように駆動電圧を印加すると、Ｘ−Ｙ−Ｚを自由層と固定層の両方に含む従来構成の磁気抵抗効果素子よりも高いＭＲ比を達成でき、結果的に高い出力電圧を得ることができる。
【００２６】
このように高い出力電圧が得られるのは次の理由による。Ｃｏ2ＭｎＳｉやＣｏ2ＭｎＧｅなどのホイスラー合金の飽和磁化は大きくとも１．２Ｔ程度でスピントルクに対して弱く、これらを自由層、固定層の両方に用いた磁気抵抗効果素子では、電圧を大きくするに従い、ＭＲ比が大きく低下する。そこで自由層、固定層のいずれか一方に高飽和磁化材料層を備え、ホイスラー合金層から高飽和磁化層に電子が流入するように駆動電圧を印加することで、ＭＲ比のバイアス電圧依存性を改善することができる。特に、飽和磁化の大きな材料に上記のＣｏ−Ｆｅ−ＭもしくはＺ組成の少ないＸ’−Ｙ’−Ｚ’を用いることで、低バイアスでのＭＲ比は同じかあるいは若干従来よりも低くなったとしても、バイアス電圧依存性が大きく改善し、電子がこれらの層に入る駆動電圧でのＭＲ比が従来よりも高くなり出力電圧を増大できる。
【００２７】
なお、本発明の磁気抵抗効果素子は、磁気抵抗効果型磁気ヘッドだけではなく、磁気ランダムアクセスメモリ（ＭＲＡＭ）への応用も可能である。
以下、本発明の具体的な実験例について詳細に説明する。
【００２８】
［実験例１］
表１に、本発明の磁気抵抗効果膜の一例の積層構造と膜厚を示す。
【００２９】
【表１】
【００３０】
固定層は、第一の強磁性固定層と反平行結合中間層と第二の強磁性固定層（第二固定層）からなる反平行結合固定層構造とした。また、中間層はＣｕのナノ電流パスを有する電流狭窄層とした。ここで、第二固定層と自由層の組み合わせ、及び通電方向は本発明の核となるところであるので、さらに詳細に表２で説明する。
【００３１】
【表２】
【００３２】
表２の実験例１−１〜１−８には、第二固定層及び自由層のいずれか一方にＣｏ−Ｍｎ−Ｇｅ、他方にＣｏ−ＦｅもしくはＣｏ−Ｆｅ−Ｍ（Ｍ＝Ａｌ，Ｓｉ，Ｍｎ）を用いた磁気抵抗効果素子における第二固定層及び自由層の飽和磁化、印加電圧１０ｍＶでのＭＲ比（ＭＲ）、ＭＲ比が最大値の８割に減少するときの電圧（Ｖ８０）、出力の最大値（（ＭＲ×Ｖ）max）と、出力の最大値が得られるときの電子の流す方向を示す。ここで飽和磁化以外の値に関しては、図２に示したようにＭＲ比と出力のバイアス電圧依存性から評価した。ここで導入したＶ８０はＭＲ比のバイアス電圧耐性を示す基準で、この値が大きいほどバイアス電圧耐性があり、高いバイアス電圧まで大きなＭＲ比を維持することを意味する。また、実験例１−９では、第二固定層と自由層の両方にＣｏ−Ｍｎ−Ｇｅを用いた。ここで、電圧が正のときは電子が自由層から固定層へ移動する方向に対応し、負のときは電子が固定層から自由層へ移動する方向に対応する。
【００３３】
実験例１−１〜１−４を実験例１−９と比較すると、Ｖ８０＋が比較例と同程度なのに対し、実験例１−１〜１−４ではＶ８０−の著しい改善が見られる。これは自由層の飽和磁化が従来構成よりも高いため、電子が固定層から自由層に伝導する負のバイアス電圧において、ＭＲ比のバイアス電圧依存性が改善したためである。一方、低バイアスでのＭＲ比は実験例１−９よりも若干劣るが、Ｖ８０−の改善が大きく、結果としてバイアス電圧を負（電子が固定層から自由層に流れる構成）にした場合、出力電圧（ＭＲ×Ｖ）を従来よりも増大することができる。逆に、実験例１−５〜１−８では第二固定層の飽和磁化が大きいため、Ｖ８０＋を改善でき、バイアス電圧が正のときに出力電圧を従来よりも増大することができる。
【００３４】
その他にも、Ａｌ，Ｓｉと同族あるいは同メタロイド元素のＧｅ，Ｇａ，Ｓｎ，Ｓｂ、さらにＴｂ，Ｈｏ，ＥｒをＭとして用いた場合にも、高いスピン散乱効率とＭＲ比の高バイアス電圧耐性を両立することができ、飽和磁化が低い方の磁性層から高い方の磁性層に電子が流入するように駆動電圧を印加することで出力電圧を増大することができる。
【００３５】
実験例１ではホイスラー合金としてＣｏ−Ｍｎ−Ｇｅを第二固定層あるいは自由層に用いた結果だけを示したが、組成がＸ−Ｙ−Ｚで表され、Ｘが４５at.％≦Ｘ≦５５at.％を満たすＣｏ又はＦｅ、Ｙが２０at.％≦Ｙ≦３０at.％を満たすＶ，Ｃｒ，Ｍｎ，Ｆｅから選択された１種もしくは２種以上の元素、Ｚが２０at.％≦Ｚ≦３５at.％を満たすＡｌ，Ｓｉ，Ｇａ，Ｇｅ，Ｓｎ，Ｓｂから選択された１種又は２種以上の元素で構成されているときに、同様の結果が得られた。
【００３６】
また、上記の結果はＡｌＣｕ−Ｏｘ電流狭窄層を中間層に用いたときの結果であるが、ＭＲ比のバイアス電圧依存性は自由層及び固定層が主因であるため、上記中間層にＣｕ，Ａｇ，Ａｕ，Ｃｒなどの非磁性導電層やＭｇＯやＡｌ−Ｏｘ，Ｔｉ−Ｏｘなどの絶縁層を用いた磁気抵抗効果素子についても同様の効果が得られる。
【００３７】
［実験例２］
表３に、実験例１とは別の形態で、本発明による磁気抵抗効果膜の積層構造例と膜厚を示す。
【００３８】
【表３】
【００３９】
固定層は、第一の強磁性固定層と反平行結合中間層と第二の強磁性固定層からなる反平行結合固定層構造とした。さらに、第二の強磁性固定層はＣｏＦｅ／中間固定層／ＣｏＦｅとした。同様に自由層も、ＣｏＦｅ／中間自由層／ＣｏＦｅとした。また、中間層はＣｕのナノ電流パスを有する電流狭窄層とした。ここで、中間固定層及び中間自由層の組み合わせと通電方向は本発明の核となるところであるので、さらに詳細に表４で説明する。
【００４０】
表４の実験例２−１〜２−８では、中間固定層及び中間自由層のいずれか一方にＣｏ−Ｍｎ−Ｇｅ、他方にＣｏ−Ｆｅ−Ｓｉを用いた磁気抵抗効果素子における中間固定層及び中間自由層の飽和磁化、印加電圧１０ｍＶでのＭＲ比（ＭＲ）、ＭＲ比が最大値の８割に減少するときの電圧（Ｖ８０）、出力の最大値（（ＭＲ×Ｖ）max）と、出力の最大値が得られるときの電子の流す方向を示す。このとき、その他の膜構成は表３記載の構成とした。また、Ｃｏ−Ｆｅ−ＳｉのＳｉ濃度を１０at.％で一定とし、Ｃｏ−Ｆｅの組成を変化させた。ここで飽和磁化以外の値に関しては、図２に示したようにＭＲ比と出力のバイアス電圧依存性から評価した。ここで導入したＶ８０はＭＲ比のバイアス電圧耐性を示す基準で、この値が大きいほどバイアス電圧耐性があり、高いバイアス電圧まで大きなＭＲ比を維持することを意味する。また、実験例２−９では、中間固定層及び中間自由層の両方にＣｏ−Ｍｎ−Ｇｅを用いた場合について示す。ここで、電圧が正のときは電子が自由層から固定層へ移動し、負のときは電子が固定層から自由層へ移動する。
【００４１】
【表４】
【００４２】
実験例２−９の中間固定層及び中間自由層にＣｏ−Ｍｎ−Ｇｅを用いた磁気抵抗効果素子では、Ｖ８０−及びＶ８０＋ともに５０ｍＶ程度と小さい。これに対し、実験例２−１〜２−８で示したように、中間固定層もしくは中間自由層のいずれか一方にＣｏ−Ｆｅ−Ｓｉを用いた場合、実験例２−９のＣｏ−Ｍｎ−ＧｅよりもＶ８０＋もしくはＶ８０−のいずれか一方の改善が見られる。これは、Ｃｏ−Ｆｅ−Ｓｉを用いた中間固定層もしくは中間自由層の飽和磁化がＣｏ−Ｍｎ−Ｇｅよりも大きく、電子がＣｏ−Ｍｎ−ＧｅからＣｏ−Ｆｅ−Ｓｉに流入するようにバイアス電圧が印加されたときに、スピントルクによるＭＲ比の低下が抑制されるためである。さらに、このバイアス電圧下においては、実験例２−９に対し大きな出力電圧が得られる。このように、Ｃｏ−Ｆｅ−ＭにおけるＣｏとＦｅの組成比に関わらず、Ｃｏ−Ｆｅ−Ｍの飽和磁化がＣｏ−Ｍｎ−Ｇｅより高いときには出力電圧を増大することができる。ここにはＭがＳｉのときだけの結果を示しているが、他にもＭにＡｌ，Ｍｎ，Ｇｅ，Ｇａ，Ｓｎ，Ｓｂ，Ｄｙ，Ｔｂ，Ｈｏ，Ｅｒを用いた場合にも、Ｃｏ−Ｆｅの組成比に依らず同様の結果が得られる。
【００４３】
実験例２ではＣｏ−Ｍｎ−Ｇｅを中間自由層に用いた結果だけを示したが、中間自由層に組成がＸ−Ｙ−Ｚで表され、Ｘが４５at.％≦Ｘ≦５５at.％を満たすＣｏ又はＦｅ、Ｙが２０at.％≦Ｙ≦３０at.％を満たすＶ，Ｃｒ，Ｍｎ，Ｆｅから選択された１種もしくは２種以上の元素、Ｚが２０at.％≦Ｚ≦３５at.％を満たすＡｌ，Ｓｉ，Ｇａ，Ｇｅ，Ｓｎ，Ｓｂから選択された１種又は２種以上の元素で構成されるホイスラー合金層を用いるときに、同様の結果が得られた。
【００４４】
また、上記の結果はＡｌＣｕ−Ｏｘ電流狭窄層を中間層に用いたときの結果であるが、ＭＲ比のバイアス電圧依存性は自由層及び固定層が主因であるため、上記中間層にＣｕ，Ａｇ，Ａｕ，Ｃｒなどの非磁性導電層やＭｇＯやＡｌ−Ｏｘ，Ｔｉ−Ｏｘなどの絶縁層を用いた磁気抵抗効果素子についても同様の効果が得られる。
【００４５】
［実験例３］
表５の実験例３−１〜３−８に、表３の中間固定層にＣｏ−Ｍｎ−Ｇｅ、中間自由層にＣｏ−Ｆｅ−Ｍ（Ｍ＝Ａｌ，Ｓｉ，Ｄｙ，Ｍｎ，Ｇｅ）を用いた実験例と、中間固定層及び中間自由層の飽和磁化、印加電圧１０ｍＶでのＭＲ比（ＭＲ）、ＭＲ比が最大値の８割に減少するときの電圧（Ｖ８０）、出力の最大値（（ＭＲ×Ｖ）max）と、出力の最大値が得られるときの電子の流す方向を示す。ここで飽和磁化以外の値に関しては、図２に示したようにＭＲ比と出力のバイアス電圧依存性から評価した。ここで導入したＶ８０はＭＲ比のバイアス電圧耐性を示す基準で、この値が大きいほどバイアス電圧耐性があり、高いバイアス電圧まで大きなＭＲ比を維持することを意味する。また、実験例３−９〜３−１０では、中間固定層及び中間自由層の両方にＣｏ−Ｍｎ−ＧｅもしくはＣｏ50Ｆｅ50を用いた場合について示す。ここで、電圧が正のときは電子が自由層から固定層へ移動し、負のときは電子が固定層から自由層へ移動する。
【００４６】
【表５】
【００４７】
実験例３−９と実験例３−１０を比較すると、Ｃｏ−Ｍｎ−Ｇｅを用いた磁気抵抗効果素子ではＣｏＦｅの場合よりも１．７倍程度高いＭＲ比が得られている。一方、Ｃｏ−Ｍｎ−Ｇｅを用いたときのＶ８０はバイアス電圧の正負に依らずＣｏ50Ｆｅ50の半分以下と小さく、ＭＲ比のバイアス電圧依存性がＣｏＦｅよりも大きい。つまり、駆動電圧においてはＭＲ比の差が小さくなり、出力電圧（ＭＲ×Ｖ）はＣｏ50Ｆｅ50の１．２倍程度しか得られていない。
【００４８】
実験例３−１〜３−８を実験例３−９と比較すると、Ｖ８０＋が比較例と同程度なのに対し、Ｖ８０−の著しい改善が見られる。これは自由層の飽和磁化が従来構成よりも高いため、電子が固定層から自由層に伝導する負の電圧において、ＭＲ比のバイアス電圧依存性が改善したためである。一方、低バイアスでのＭＲ比は実験例３−９よりも若干劣るが、Ｖ８０−の改善が大きく、結果としてバイアス電圧を負（電子が固定層から自由層に流れる構成）にした場合、出力電圧（ＭＲ×Ｖ）を従来よりも増大することができる。
【００４９】
表５の代表的な構成例におけるＭＲ比と出力電圧（ＭＲ×Ｖ）のバイアス電圧依存性を、実験例３−９と実験例３−１０とともに図３に示す。出力の最大値はＭＲ比のバイアス電圧依存性にも依るが、およそ−１００〜−１３０ｍＶもしくは１００〜１３０ｍＶのときに得られており、この範囲のバイアス電圧におけるＭＲ比が高いものほど大きな出力が得られる。実験例３−３では、低バイアス電圧での高いＭＲ比と高バイアス電圧耐性を併せ持ち、中間自由層及び中間固定層の両方に例えばＣｏ−Ｍｎ−Ｇｅを用いたときよりも大きな出力が得られる。このようなバイアス電圧耐性の改善は単純に電子が流入する磁性材料の飽和磁化で決まるため、ＣｏとＦｅの組成比が１：１のときだけではなく、全ての組成範囲において得られる。
【００５０】
図４に、中間固定層にＣｏ−Ｍｎ−Ｇｅを用い、中間自由層にＣｏ−Ｆｅ−Ｍ及びＣｏ−Ｆｅを用いた磁気抵抗効果素子における、従来出力を１としたときの出力電圧のＭ濃度依存性を示す。ここで従来出力は、中間固定層及び中間自由層の両方にＣｏ−Ｍｎ−Ｇｅを用いた実験例３−９の出力とした。出力の増大は、Ｍ＝Ａｌ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｇｅ，Ｄｙとした磁気抵抗効果素子において電子を固定層から自由層に流したときに得られ、特にＡｌ，Ｓｉ，Ｍｎを３０％以下添加した場合に、従来構成よりも出力電圧を改善できる。このとき、従来構成よりも出力電圧を最大で２０％程度改善することができる。また、ＭとしてＧｅ，Ｄｙを添加した場合には、添加量が２０％以下であれば従来構成よりも出力電圧を改善できる。さらに、中間自由層にＣｏ−Ｆｅを用いた場合にも、出力電圧を改善できる。その他にも、図示していないが、Ａｌ，Ｓｉ，Ｇｅと同族あるいは同メタロイド元素のＧａ，Ｓｎ，Ｓｂ、さらにＤｙと同様ランタノイドに属するＴｂ，Ｈｏ，ＥｒをＭとして用いた場合にも、高いスピン散乱効率と耐バイアス電圧依存性を両立でき、出力電圧を改善できた。
【００５１】
実験例３ではＣｏ−Ｍｎ−Ｇｅを中間固定層に用いた結果だけを示したが、中間固定層に組成がＸ−Ｙ−Ｚで表され、Ｘが４５at.％≦Ｘ≦５５at.％を満たすＣｏ又はＦｅ、Ｙが２０at.％≦Ｙ≦３０at.％を満たすＶ，Ｃｒ，Ｍｎ，Ｆｅから選択された１種もしくは２種以上の元素、Ｚが２０at.％≦Ｚ≦３５at.％を満たすＡｌ，Ｓｉ，Ｇａ，Ｇｅ，Ｓｎ，Ｓｂから選択された１種又は２種以上の元素で構成されるホイスラー合金層を用いるときに、同様の結果が得られた。
【００５２】
また、上記の結果はＡｌＣｕ−Ｏｘ電流狭窄層を中間層に用いたときの結果であるが、ＭＲ比のバイアス電圧依存性は自由層及び固定層が主因であるため、上記中間層にＣｕ，Ａｇ，Ａｕ，Ｃｒなどの非磁性導電層やＭｇＯやＡｌ−Ｏｘ，Ｔｉ−Ｏｘなどの絶縁層を用いた磁気抵抗効果素子についても同様の効果が得られた。
【００５３】
［実験例４］
表６の実験例４−１〜４−８に、表３の中間自由層にＣｏ−Ｍｎ−Ｇｅ、中間固定層にＣｏ−Ｆｅ−Ｍ（Ｍ＝Ａｌ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｄｙ，Ｇｅ）及びＣｏ−Ｆｅを用いた実験例と、中間固定層及び中間自由層の飽和磁化、印加電圧１０ｍＶでのＭＲ比（ＭＲ）、ＭＲ比が最大値の８割に減少するときの電圧（Ｖ８０）、出力の最大値（（ＭＲ×Ｖ）max）と、出力の最大値が得られるときの電子の流す方向を示す。このとき、その他の膜構成は表３記載の構成とする。ここで飽和磁化以外の値に関しては、図２に示したようにＭＲ比と出力のバイアス電圧依存性から評価した。ここで導入したＶ８０はＭＲ比のバイアス電圧耐性を示す基準で、この値が大きいほどバイアス電圧耐性があり、高いバイアス電圧まで大きなＭＲ比を維持することを意味する。また、実験例３−９〜３−１０では、中間固定層及び中間自由層の両方にＣｏ−Ｍｎ−ＧｅもしくはＣｏＦｅを用いた場合について示す。ここで、電圧が正のときは電子が自由層から固定層へ、負のときは電子が固定層から自由層へ移動する方向に対応する。
【００５４】
【表６】
【００５５】
実験例３−９の中間固定層及び中間自由層にＣｏ−Ｍｎ−Ｇｅを用いた磁気抵抗効果素子ではＶ８０−及びＶ８０＋ともに５０ｍＶ程度と実験例３−１０のＣｏＦｅを用いた場合よりもバイアス電圧耐性がかなり小さい。これに対し、実験例４−１〜４−８で示したように中間固定層をＣｏ−Ｆｅ−Ｍ（Ｍ＝Ａｌ，Ｓｉ，Ｄｙ，Ｍｎ，Ｇｅ）とした場合、実験例３−１０のＣｏＦｅには及ばないものの実験例３−９のＣｏ−Ｍｎ−ＧｅよりもＶ８０＋の大幅な改善が見られる。Ｖ８０−に変化がなくＶ８０＋だけに改善が見られるのは、中間固定層の飽和磁化がＣｏ−Ｍｎ−Ｇｅよりも大きく、スピントルクによるＭＲ比の減少が抑制されたためである。さらに、実験例４−１〜４−８に記載された構成において、電子の流れる方向が自由層から固定層になるように駆動電圧を印加すると、実験例３−９に対し大きな出力電圧が得られる。このようなバイアス電圧耐性の改善は単純に電子が流入する磁性材料の飽和磁化で決まるため、ＣｏとＦｅの組成比が１：１のときだけではなく、全ての組成範囲において得られる。
【００５６】
図５に、中間自由層にＣｏ−Ｍｎ−Ｇｅを用い、中間固定層にＣｏ−Ｆｅ−Ｍ（Ｍ＝Ａｌ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｄｙ，Ｇｅ）及びＣｏ−Ｆｅを用いた磁気抵抗効果素子における、従来出力を１としたときの出力電圧のＭ濃度依存性を示す。ここで従来出力は、中間固定層及び中間自由層の両方にＣｏ−Ｍｎ−Ｇｅを用いた実験例３−９の出力とした。出力の増大は、Ｍ＝Ａｌ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｇｅ，Ｄｙとした磁気抵抗効果素子において電子を自由層から固定層に流したときに得られ、特にＡｌ，Ｓｉ，Ｍｎを３０％以下添加した場合に従来構成よりも出力電圧を改善できる。このとき、従来構成よりも出力電圧を最大で２０％程度改善することができる。また、ＭとしてＧｅ，Ｄｙを添加した場合には、添加量が２０％以下であれば従来構成よりも出力電圧を改善できる。さらに、中間固定層にＣｏ−Ｆｅを用いた場合にも改善が見られる。その他にも、図示していないが、Ａｌ，Ｓｉ，Ｇｅと同族あるいは同メタロイド元素のＧａ，Ｓｎ，Ｓｂ、さらにＤｙと同様ランタノイドに属するＴｂ，Ｈｏ，ＥｒをＭとして用いた場合にも高いスピン散乱効率と耐バイアス電圧依存性を両立でき、出力電圧を改善できた。
【００５７】
実験例４ではＣｏ−Ｍｎ−Ｇｅを中間自由層に用いた結果だけを示したが、中間自由層に組成がＸ−Ｙ−Ｚで表され、Ｘが４５at.％≦Ｘ≦５５at.％を満たすＣｏ又はＦｅ、Ｙが２０at.％≦Ｙ≦３０at.％を満たすＶ，Ｃｒ，Ｍｎ，Ｆｅから選択された１種もしくは２種以上の元素、Ｚが２０at.％≦Ｚ≦３５at.％を満たすＡｌ，Ｓｉ，Ｇａ，Ｇｅ，Ｓｎ，Ｓｂから選択された１種又は２種以上の元素で構成されるホイスラー合金層を用いるときに、同様の結果が得られた。
【００５８】
また、上記の結果はＡｌＣｕ−Ｏｘ電流狭窄層を中間層に用いたときの結果であるが、ＭＲ比のバイアス電圧依存性は自由層及び固定層が主因であるため、上記中間層にＣｕ，Ａｇ，Ａｕ，Ｃｒなどの非磁性導電層やＭｇＯやＡｌ−Ｏｘ，Ｔｉ−Ｏｘなどの絶縁層を用いた磁気抵抗効果素子についても同様の効果が得られた。
【００５９】
［実験例５］
表７の実験例５−１〜５−４に、表３の中間固定層にＺ組成が３０at.％のＣｏ−Ｍｎ−Ｚ（Ｚ＝Ｇｅ，Ｓｉ）、中間自由層にＺ組成が中間固定層より少ないＣｏ−Ｍｎ−Ｚ（Ｚ＝Ｇｅ，Ｓｉ）を用いた磁気抵抗効果素子の実験例と、中間固定層及び中間自由層の飽和磁化、印加電圧１０ｍＶでのＭＲ比（ＭＲ）、ＭＲ比が最大値の８割に減少するときの電圧（Ｖ８０）、出力の最大値（（ＭＲ×Ｖ）max）と、出力の最大値が得られるときの電子の流す方向を示す。このとき、その他の膜構成は表３記載の構成とする。ここで飽和磁化以外の値に関しては、図２に示したようにＭＲ比と出力のバイアス電圧依存性から評価した。ここで導入したＶ８０はＭＲ比のバイアス電圧耐性を示す基準で、この値が大きいほどバイアス電圧耐性があり、高いバイアス電圧まで大きなＭＲ比を維持することを意味する。また、実験例５−５及び３−９では、中間固定層及び中間自由層の両方にＺ組成が３０at.％のＣｏ−Ｍｎ−Ｚ（Ｚ＝Ｇｅ，Ｓｉ）を用いた場合について示す。ここで、電圧が正のときは電子が自由層から固定層へ移動し、負のときは電子が固定層から自由層へ移動する。
【００６０】
【表７】
【００６１】
実験例５−５及び３−９の中間自由層にＺ組成が３０at.％のＣｏ−Ｍｎ−Ｚ（Ｚ＝Ｇｅ，Ｓｉ）用いた磁気抵抗効果素子に対し、Ｚ組成を少なくした中間自由層を有する実験例５−１〜５−４では中間自由層の飽和磁化が大きくなり、電子が固定層から自由層に移動する負のバイアス電圧において、ＭＲ比のバイアス電圧依存性の改善が見られる。一方、ＭＲ比はＺ組成に対して大きな減少がないため、電子が固定層から自由層に入る負のバイアス電圧では、中間自由層及び中間固定層の両方にＺ組成が３０at.％のＣｏ−Ｍｎ−Ｚ（Ｚ＝Ｇｅ，Ｓｉ）を用いた従来構成よりも出力電圧を増大することができる。
【００６２】
図６には、中間固定層にＺ組成が３０at.％のＣｏ−Ｍｎ−Ｚ（Ｚ＝Ｓｉ，Ｇｅ）、中間自由層に前記中間固定層よりもＺ組成が少ないＣｏ−Ｍｎ−Ｚ’（Ｚ’＜Ｚ）を用いた磁気抵抗効果素子において、中間自由層及び中間固定層の両方にＺ組成が３０at.％のＣｏ−Ｍｎ−Ｚ（Ｚ＝Ｇｅ，Ｓｉ）を用いた実験例５−５および実験例３−９で得られる出力を１としたときの出力電圧のＺ組成依存性を示す。中間自由層Ｃｏ−Ｍｎ−Ｚ’のＺ’組成を２０at.％≦Ｚ’＜３０at.％とすることで、中間自由層及び中間固定層の両方にＺ組成が３０at.％のＣｏ−Ｍｎ−Ｚを用いた従来構成の磁気抵抗効果素子に比較して高い出力電圧が得られた。
【００６３】
このような効果は、Ｃｏ−Ｍｎ−Ｚだけではなく、ホイスラー合金全般で成り立ち、飽和磁化が小さい磁性層から飽和磁化が大きい磁性層の側へ電子が流入するように駆動電圧が印加されたとき、同様の効果が得られる。また、ここでホイスラー合金とは、組成がＸ−Ｙ−Ｚで表され、Ｘが４５at.％≦Ｘ≦５５at.％のＣｏ又はＦｅ、２０at.％≦Ｙ≦３０at.％のＶ，Ｃｒ，Ｍｎ，Ｆｅから選択された１種もしくは２種以上の元素、２０at.％≦Ｚ≦３５at.％のＡｌ，Ｓｉ，Ｇａ，Ｇｅ，Ｓｎ，Ｓｂから選択された１種もしくは２種以上の元素からなる合金を指す。
【００６４】
また、上記の結果はＡｌＣｕ−Ｏｘ電流狭窄層を中間層に用いたときの結果であるが、ＭＲ比のバイアス電圧依存性は自由層及び固定層が主因であるため、上記中間層にＣｕ，Ａｇ，Ａｕ，Ｃｒなどの非磁性導電層やＭｇＯやＡｌ−Ｏｘ，Ｔｉ−Ｏｘなどの絶縁層を用いた磁気抵抗効果素子についても同様の効果が得られる。
【００６５】
［実験例６］
表８の実験例６−１〜６−４に、表３の中間自由層にＺ組成が３０at.％のＣｏ−Ｍｎ−Ｚ（Ｚ＝Ｇｅ，Ｓｉ）を用い、中間固定層にＺ組成が中間自由層より少ないＣｏ−Ｍｎ−Ｚ’（Ｚ’＝Ｇｅ，Ｓｉ）を用いた磁気抵抗効果素子の実験例と、中間固定層及び中間自由層の飽和磁化、印加電圧１０ｍＶでのＭＲ比（ＭＲ）、ＭＲ比が最大値の８割に減少するときの電圧（Ｖ８０）、出力の最大値（（ＭＲ×Ｖ）max）と、出力の最大値が得られるときの電子の流す方向を示す。このとき、その他の膜構成は表３記載の構成とする。ここで飽和磁化以外の値に関しては、図２に示したようにＭＲ比と出力のバイアス電圧依存性から評価した。ここで導入したＶ８０はＭＲ比のバイアス電圧耐性を示す基準で、この値が大きいほどバイアス電圧耐性があり、高いバイアス電圧まで大きなＭＲ比を維持することを意味する。また、実験例５−５及び３−９では、中間固定層及び中間自由層の両方にＺ組成が３０at.％のＣｏ−Ｍｎ−Ｚ（Ｚ＝Ｇｅ，Ｓｉ）を用いた場合について示す。ここで、電圧が正のときは電子が自由層から固定層へ、負のときは電子が固定層から自由層へ移動する方向に対応する。
【００６６】
【表８】
【００６７】
実験例５−５及び３−９の中間固定層にＺ組成が３０at.％のＣｏ−Ｍｎ−Ｚ（Ｚ＝Ｇｅ，Ｓｉ）用いた磁気抵抗効果素子に対し、Ｚ組成を少なくした中間固定層を有する実験例６−１〜６−４では中間固定層の飽和磁化が大きくなり、電子が自由層から固定層に移動する正のバイアス電圧において、ＭＲ比のバイアス電圧依存性の改善が見られる。一方、ＭＲ比はＺ組成に対して大きな減少がないため、電子が自由層から固定層に入る正のバイアス電圧では、中間自由層及び中間固定層の両方にＺ組成が３０at.％のＣｏ−Ｍｎ−Ｚ（Ｚ＝Ｇｅ，Ｓｉ）を用いた従来構成よりも出力電圧を増大することができる。
【００６８】
図７には、中間自由層にＺ組成が３０at.％のＣｏ−Ｍｎ−Ｚ（Ｚ＝Ｓｉ，Ｇｅ）、中間固定層に前記中間自由層よりもＺ組成が少ないＣｏ−Ｍｎ−Ｚ’（Ｚ’＝Ｓｉ，Ｇｅ）を用いた磁気抵抗効果素子において、中間自由層及び中間固定層の両方にＺ組成が３０at.％のＣｏ−Ｍｎ−Ｚ（Ｚ＝Ｇｅ，Ｓｉ）を用いた実験例５−５および実験例３−９で得られる出力を１としたときの出力電圧のＺ組成依存性を示す。中間固定層Ｃｏ−Ｍｎ−Ｚ’のＺ’組成を２０at.％≦Ｚ’＜３０at.％とすることで、中間自由層及び中間固定層の両方にＺ組成が３０at.％のＣｏ−Ｍｎ−Ｚを用いた従来構成の磁気抵抗効果素子に比較して高い出力電圧が得られた。
【００６９】
このような効果は、Ｃｏ−Ｍｎ−Ｚだけではなく、ホイスラー合金全般で成り立ち、同様の効果が得られる。また、ここでホイスラー合金とは、組成がＸ−Ｙ−Ｚで表され、Ｘが４５at.％≦Ｘ≦５５at.％のＣｏ又はＦｅ、Ｙは２０at.％≦Ｙ≦３０at.％のＶ，Ｃｒ，Ｍｎ，Ｆｅから選択された１種もしくは２種以上の元素、２０at.％≦Ｚ≦３５at.％のＡｌ，Ｓｉ，Ｇａ，Ｇｅ，Ｓｎ，Ｓｂから選択された１種もしくは２種以上の元素からなる合金を指す。
【００７０】
また、上記の結果はＡｌＣｕ−Ｏｘ電流狭窄層を中間層に用いたときの結果であるが、ＭＲ比のバイアス電圧依存性は自由層及び固定層が主因であるため、上記中間層にＣｕ，Ａｇ，Ａｕ，Ｃｒなどの非磁性導電層やＭｇＯやＡｌ−Ｏｘ，Ｔｉ−Ｏｘなどの絶縁層を用いた磁気抵抗効果素子についても同様の効果が得られる。
【００７１】
［実験例７］
上記で議論した飽和磁化は、平均飽和磁化と考えることもでき、すなわちＭＲ比の増大に寄与している高スピン散乱材料以外の磁性層の膜厚を厚くすることでバイアス電圧依存性の改善、さらには出力電圧の増大を得ることができる。
【００７２】
表９に、本発明の別の形態である磁気抵抗効果素子の積層構造と膜厚を示す。ここでは、中間固定層及び中間自由層としてＣｏ−Ｍｎ−Ｇｅを用い、それぞれ両側から接するように配置したＣｏ50Ｆｅ50（以下、ラミネートＣｏＦｅと称す）の膜厚を変化させた結果についてのみ示す。
【００７３】
【表９】
【００７４】
表１０の実験例７−１〜７−８に中間固定層及び中間自由層にＺ組成が３０at.％のＣｏ−Ｍｎ−Ｚ（Ｚ＝Ｇｅ，Ｓｉ）を用い、ラミネートＣｏＦｅの膜厚を変えた磁気抵抗効果素子の実験例と、ラミネートＣｏＦｅの膜厚、第二の強磁性固定層及び自由層の平均飽和磁化、印加電圧１０ｍＶでのＭＲ比（ＭＲ）、ＭＲ比が最大値の８割に減少するときの電圧（Ｖ８０）、出力の最大値（（ＭＲ×Ｖ）max）と、出力の最大値が得られるときの電子の流す方向を示す。ここで飽和磁化以外の値に関しては、図２に示したようにＭＲ比と出力のバイアス電圧依存性から評価した。ここで導入したＶ８０はＭＲ比のバイアス電圧耐性を示す基準で、この値が大きいほどバイアス電圧耐性があり、高いバイアス電圧まで大きなＭＲ比を維持することを意味する。また、実験例３−９では、４層のラミネートＣｏＦｅを全て０．５ｎｍとした場合について示す。ここで、電圧が正のときは電子が自由層から固定層へ移動する方向に対応し、負のときは電子が固定層から自由層へ移動する方向に対応する。
【００７５】
【表１０】
【００７６】
実験例７−１，７−２で示したように、固定層ラミネートＣｏＦｅ層（ｔ２）の膜厚を厚くすると、電子が自由層から固定層に伝導する正のバイアス電圧において、実験例３−９よりも正バイアス電圧でのＭＲ比のバイアス耐性が向上する。中間層に接したバルク散乱係数の小さなＣｏＦｅ厚さを厚くすると、実験例３−９よりもＭＲ比は低下する傾向にあるが、バイアス耐性が向上した分、出力電圧を増大することができる。同様に、実験例７−３及び７−４に示したように、中間層に接した自由層のラミネートＣｏＦｅ層（ｔ３）の膜厚を厚くすると電子が固定層から自由層に伝導する負のバイアス電圧において、実験例３−９よりも負のバイアス電圧でのＭＲ比のバイアス耐性が向上する。結果として、出力電圧を増大することができる。
【００７７】
実験例７−５及び７−６では、中間層とは反対の方向で、固定層Ｃｏ−Ｍｎ−Ｇｅと接するＣｏＦｅの膜厚（ｔ１）を厚く変化させたときの結果を示す。また、実験例７−７及び７−８には中間層とは反対の方向で、自由層Ｃｏ−Ｍｎ−Ｇｅと接するＣｏＦｅの膜厚（ｔ４）を厚く変化させたときの結果を示す。ｔ１及びｔ４を厚くしたときには、それぞれ正及び負のバイアス電圧でのＭＲ比のバイアス耐性を向上することができる。また、ＭＲ比は実験例３−９と比較し同等であるので、結果として平均飽和磁化が大きな方へ電子が入るバイアス電圧において出力を向上することができる。
【００７８】
このように、ラミネートＣｏＦｅの膜厚を厚くし、電子が流入する側の平均飽和磁化を増大することでも、ＭＲ比のバイアス耐性を改善することができ、結果として出力電圧を増大することができる。
【００７９】
図８に、各ラミネートＣｏＦｅ膜厚を変化させた磁気抵抗効果素子の出力電圧を示す。ここで、変化させるパラメータ以外のＣｏＦｅの膜厚は０．５ｎｍとした。ｔ１及びｔ２を厚くした場合には、電子が自由層から固定層に移動する正のバイアス電圧において出力電圧の増大が見られ、またｔ３，ｔ４を厚くした場合には、電子が固定層から自由層に移動する負のバイアス電圧において出力電圧の増大が見られた。ラミネートＣｏＦｅが厚くするに従いＭＲ比のバイアス電圧耐性が向上するのに対し、スピン散乱効果が少ないＣｏＦｅの膜厚が厚くなるためＭＲ比が減少し、出力電圧にはピークが現れる。このとき、出力の増大が見られるラミネートＣｏＦｅの膜厚（ｔ）は０．５＜ｔ≦２．０ｎｍの範囲であった。また、特にｔ２及びｔ３を厚くしたときの出力増大が顕著であった。
【００８０】
このような効果はＣｏ50Ｆｅ50の一組成に限られるものではなく、電流が流入する側の平均飽和磁化が他方よりも大きいときに得られるので、Ｃｏ1-xＦｅxの組成を限定するものではない。また、ラミネートＣｏ−ＦｅにＮｉ，Ａｌ，Ｍｎ，Ｇｅ，Ｄｙ，Ｇａ，Ｓｎ，Ｓｂ，Ｄｙ，Ｔｂ，Ｈｏ，Ｅｒから選択された１種もしくは２種以上の元素が添加されている場合にも、膜厚差が設けられているときには同様の効果が得られる。
【００８１】
実験例７ではＣｏ−Ｍｎ−Ｇｅを中間自由層及び中間固定層に用いた結果だけを示したが、中間自由層及び中間固定層が、組成がＸ−Ｙ−Ｚで表され、Ｘが４５at.％≦Ｘ≦５５at.％を満たすＣｏ又はＦｅ，Ｙが２０at.％≦Ｙ≦３０at.％を満たすＶ，Ｃｒ，Ｍｎ，Ｆｅから選択された１種もしくは２種以上の元素、Ｚが２０at.％≦Ｚ≦３５at.％を満たすＡｌ，Ｓｉ，Ｇａ，Ｇｅ，Ｓｎ，Ｓｂから選択された１種又は２種以上の元素で構成されているときに、同様の結果が得られた。
【００８２】
また、上記の結果はＡｌＣｕ−Ｏｘ電流狭窄層を中間層に用いたときの結果であるが、ＭＲ比のバイアス電圧依存性は自由層及び固定層が主因であるため、上記中間層にＣｕ，Ａｇ，Ａｕ，Ｃｒなどの非磁性導電層やＭｇＯやＡｌ−Ｏｘ，Ｔｉ−Ｏｘなどの絶縁層を用いた磁気抵抗効果素子についても同様の効果が得られる。
【００８３】
［実験例８］
図９は、本発明の磁気抵抗効果膜１０からなる磁気抵抗効果型磁気ヘッドの断面構造を示す図である。ここで形状や膜厚は必ずしも図示した通りである必要はない。本発明の磁気抵抗効果型磁気ヘッドは、下部シールド電極１００及び上部シールド電極１０３に挟み込まれるように配置され、下地層１１、反強磁性層１２、固定層１３、中間層１４、自由層１５、保護層１６を積層してなる。絶縁層１０１によって磁気抵抗効果素子１０と電気的に分離されたハードバイアス層１０２は、自由層にトラック幅方向のバイアス磁界を印加し、自由層の磁化を単磁区化するために用いられる。ハードバイアス層１０２には、例えばＣｏ−Ｃｒ−Ｐｔ合金などが用いられる。絶縁層１０１には、例えばＡｌ2Ｏ3やＳｉＯ2などを用いることができる。
【００８４】
図１０は、本発明の磁気抵抗効果素子を備える磁気抵抗効果型磁気ヘッドを搭載した垂直記録用記録再生分離型磁気ヘッドの概念図である。スライダーを兼ねる基体２０上に磁気抵抗効果積層膜１０、下部磁気シールド兼電極１００、上部磁気シールド兼電極１０３、副磁極３０、コイル３１、主磁極３２を形成してなり、記録媒体に対向する対向面４０を形成してなる。図９記載の絶縁層１０１及びハードバイアス層１０２に相当する構造については、本図では記載を省略した。本発明の磁気ヘッドは再生部分の能力を高めるものであるので、垂直記録及び従来の面内記録の双方に対応できる技術であるが、特に垂直磁気記録ヘッドと組み合わせることでより高い記録密度を実現することができる。
【００８５】
図１１は、本発明の磁気ヘッドを用いた磁気記録再生装置の構成例を示す概略図である。磁気的に情報を記録する記録媒体５１を保持するディスク５５をスピンドルモーター５３にて回転させ、アクチュエーター５２によってヘッドスライダー５０をディスク５５のトラック上に誘導する。即ち磁気ディスク装置においては、ヘッドスライダー５０上に形成した再生ヘッド、及び記録ヘッドがこの機構に依ってディスク５５上の所定の記録位置に近接して相対運動し、信号を順次書き込み、及び読み取る。アクチュエーター５２はロータリーアクチュエーターであることが望ましい。記録信号は信号処理系５４を通じて記録ヘッドにて媒体上に記録し、再生ヘッドの出力を、信号処理系５４を経て信号として得る。さらに再生ヘッドを所望の記録トラック上へ移動せしめるに際して、再生ヘッドからの高感度な出力を用いてトラック上の位置を検出し、アクチュエーター５２を制御して、ヘッドスライダー５０の位置決めを行うことができる。図１１にはヘッドスライダー５０、ディスク５５を各１個示したが、これらは複数であっても構わない。またディスク５５は、両面に記録媒体５１を有して情報を記録してもよい。情報の記録がディスク両面の場合、ヘッドスライダー５０はディスクの両面に配置する。
【００８６】
上述したような構成について、本発明の磁気抵抗効果型磁気ヘッド及びこれを搭載した磁気記録再生装置を試験した結果、従来よりも高い出力を示すことが確認され、また作製時の歩留まりも良好であった。
【図面の簡単な説明】
【００８７】
【図１】本発明の磁気抵抗効果積層膜の一例の積層構造を示す図である。
【図２】本発明の磁気抵抗効果素子の特性評価方法を示す図である。
【図３】本発明の代表的な磁気抵抗効果素子のＭＲ比及び出力電圧のバイアス電圧依存性を示した図である。
【図４】ＣｏＦｅ−Ｍ中間自由層を用いたときの出力電圧のＭ添加量依存性を示した図である。
【図５】ＣｏＦｅ−Ｍ中間固定層を用いたときの出力電圧のＭ添加量依存性を示した図である。
【図６】Ｃｏ−Ｍｎ−Ｚ’（Ｚ’＝Ｓｉ，Ｇｅ）中間自由層を用いたときの出力電圧のＺ’添加量依存性を示した図である。
【図７】Ｃｏ−Ｍｎ−Ｚ’（Ｚ’＝Ｓｉ，Ｇｅ）中間固定層を用いたときの出力電圧のＺ’添加量依存性を示した図である。
【図８】ラミネートＣｏＦｅ膜厚を変化させたときの出力電圧を示した図である。
【図９】磁気抵抗効果ヘッドの断面構造の概念図である。
【図１０】垂直記録用記録再生分離型磁気ヘッドの概念図である。
【図１１】磁気記録再生装置の構成例を示した図である。
【符号の説明】
【００８８】
１０ 磁気抵抗効果積層膜
１１ 下地膜
１２ 反強磁性膜
１３ 固定層
１４ 中間層
１５ 自由層
１６ 保護層
２０ 基体
３０ 副磁極
３１ コイル
３２ 主磁極
４０ 対向面
５０ ヘッドスライダー
５１ 記録媒体
５２ アクチュエーター
５３ スピンドル
５４ 信号処理系
５５ 磁気ディスク
１００ 下部磁気シールド兼電極
１０１ 絶縁層
１０２ 磁区制御バイアス膜
１０３ 上部磁気シールド兼電極
１３０ 第一の強磁性固定層
１３１ 反平行結合中間層
１３２ 第二の強磁性固定層
【特許請求の範囲】
【請求項１】
自由層と中間層と固定層とが積層され、上記固定層が感知すべき磁界に対して実質的に固定されてなる垂直通電型の磁気抵抗効果素子を用いた磁気抵抗効果型磁気ヘッドにおいて、
上記固定層もしくは自由層のいずれか一方にＸ−Ｙ−Ｚ（Ｘは４５at.％以上、５５at.％以下のＣｏ又はＦｅ、Ｙは２０at.％以上、３０at.％以下のＶ，Ｃｒ，Ｍｎ，Ｆｅから選択された１種もしくは２種以上の元素、Ｚは２０at.％以上、３５at.％以下のＡｌ，Ｓｉ，Ｇａ，Ｇｅ，Ｓｎ，Ｓｂから選択された１種又は２種以上の元素）の組成で表わされるホイスラー合金層を備え、他方に上記ホイスラー合金よりも飽和磁化が大きい高飽和磁化材料層を備え、
上記垂直通電の方向が、上記ホイスラー合金層から上記高飽和磁化材料層に電子が流入する方向であることを特徴とする磁気抵抗効果型磁気ヘッド。
【請求項２】
自由層と中間層と固定層とが積層され、上記固定層が感知すべき磁界に対して実質的に固定されてなる垂直通電型の磁気抵抗効果素子を用いた磁気抵抗効果型磁気ヘッドにおいて、
上記固定層もしくは自由層のいずれか一方にＸ−Ｙ−Ｚ（Ｘは４５at.％以上、５５at.％以下のＣｏ又はＦｅ、Ｙは２０at.％以上、３０at.％以下のＶ，Ｃｒ，Ｍｎ，Ｆｅから選択された１種もしくは２種以上の元素、Ｚは２０at.％以上、３５at.％以下のＡｌ，Ｓｉ，Ｇａ，Ｇｅ，Ｓｎ，Ｓｂから選択された１種又は２種以上の元素）の組成で表わされるホイスラー合金層を備え、他方にＣｏ−Ｆｅ−Ｍ（ＭはＡｌ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｇｅ，Ｇａ，Ｓｎ，Ｓｂ，Ｄｙ，Ｔｂ，Ｈｏ，Ｅｒから選択された１種もしくは２種以上の元素）もしくはＣｏ−Ｆｅから構成される層を備えることを特徴とする磁気抵抗効果型磁気ヘッド。
【請求項３】
請求項２記載の磁気抵抗効果型磁気ヘッドにおいて、上記垂直通電の方向が、前記ホイスラー合金層から前記Ｃｏ−Ｆｅ−ＭもしくはＣｏ−Ｆｅから構成される層の方向であることを特徴とする磁気抵抗効果型磁気ヘッド。
【請求項４】
請求項２又は３記載の磁気抵抗効果型磁気ヘッドにおいて、ＭはＡｌ，Ｓｉ，Ｍｎから選択された１種もしくは２種以上の元素であり、Ｍの添加量が０at.％以上、３０at.％以下であることを特徴とする磁気抵抗効果型磁気ヘッド。
【請求項５】
請求項２又は３記載の磁気抵抗効果型磁気ヘッドにおいて、ＭはＧｅ，Ｇａ，Ｓｎ，Ｓｂ，Ｄｙ，Ｔｂ，Ｈｏ，Ｅｒから選択された１種もしくは２種以上の元素であり、Ｍの添加量が０at.％以上、２０at.％以下であることを特徴とする磁気抵抗効果型磁気ヘッド。
【請求項６】
自由層と中間層と固定層とが積層され、上記固定層が感知すべき磁界に対して実質的に固定されてなる垂直通電型の磁気抵抗効果素子を用いた磁気抵抗効果型磁気ヘッドにおいて、
上記固定層もしくは自由層のいずれか一方にＸ−Ｙ−Ｚ（Ｘは４５at.％以上、５５at.％以下のＣｏ又はＦｅ、Ｙは２０at.％以上、３０at.％以下のＶ，Ｃｒ，Ｍｎ，Ｆｅから選択された１種もしくは２種以上の元素、Ｚは２０at.％以上、３５at.％以下のＡｌ，Ｓｉ，Ｇａ，Ｇｅ，Ｓｎ，Ｓｂから選択された１種又は２種以上の元素）の組成で表わされるホイスラー合金層を備え、他方に前記ホイスラー合金よりもＺ組成が少ないホイスラー合金層を備えることを特徴とする磁気抵抗効果型磁気ヘッド。
【請求項７】
請求項６記載の磁気抵抗効果型磁気ヘッドにおいて、上記垂直通電の方向が、前記Ｚ組成の多い方のホイスラー合金層からＺ組成の少ない方のホイスラー合金層に電子が流入する方向であることを特徴とする磁気抵抗効果型磁気ヘッド。
【請求項８】
自由層と中間層と固定層とが積層され、上記固定層が感知すべき磁界に対して実質的に固定されてなる垂直通電型の磁気抵抗効果素子を用いた磁気抵抗効果型磁気ヘッドにおいて、
上記固定層と自由層の両方にＸ−Ｙ−Ｚ（Ｘは４５at.％以上、５５at.％以下のＣｏ又はＦｅ、Ｙは２０at.％以上、３０at.％以下のＶ，Ｃｒ，Ｍｎ，Ｆｅから選択された１種もしくは２種以上の元素、Ｚは２０at.％以上、３５at.％以下のＡｌ，Ｓｉ，Ｇａ，Ｇｅ，Ｓｎ，Ｓｂから選択された１種又は２種以上の元素）の組成で表わされるホイスラー合金層とＣｏ−Ｆｅ層とが積層された膜を備え、上記固定層と自由層に含まれる上記Ｃｏ−Ｆｅ層の膜厚合計が異なり、
上記垂直通電の方向が、平均した飽和磁化が低いホイスラー合金層とＣｏ−Ｆｅ層とが積層された側から平均した飽和磁化が高いホイスラー合金層とＣｏ−Ｆｅ層とが積層された側に電子が流入する方向であることを特徴とする磁気抵抗効果型磁気ヘッド。
【請求項９】
請求項１〜８のいずれか１項記載の磁気抵抗効果型磁気ヘッドにおいて、前記ホイスラー合金がＬ２１，Ｄ０３，Ｂ２構造のいずれかの結晶構造を有することを特徴とする磁気抵抗効果型磁気ヘッド。
【請求項１】
自由層と中間層と固定層とが積層され、上記固定層が感知すべき磁界に対して実質的に固定されてなる垂直通電型の磁気抵抗効果素子を用いた磁気抵抗効果型磁気ヘッドにおいて、
上記固定層もしくは自由層のいずれか一方にＸ−Ｙ−Ｚ（Ｘは４５at.％以上、５５at.％以下のＣｏ又はＦｅ、Ｙは２０at.％以上、３０at.％以下のＶ，Ｃｒ，Ｍｎ，Ｆｅから選択された１種もしくは２種以上の元素、Ｚは２０at.％以上、３５at.％以下のＡｌ，Ｓｉ，Ｇａ，Ｇｅ，Ｓｎ，Ｓｂから選択された１種又は２種以上の元素）の組成で表わされるホイスラー合金層を備え、他方に上記ホイスラー合金よりも飽和磁化が大きい高飽和磁化材料層を備え、
上記垂直通電の方向が、上記ホイスラー合金層から上記高飽和磁化材料層に電子が流入する方向であることを特徴とする磁気抵抗効果型磁気ヘッド。
【請求項２】
自由層と中間層と固定層とが積層され、上記固定層が感知すべき磁界に対して実質的に固定されてなる垂直通電型の磁気抵抗効果素子を用いた磁気抵抗効果型磁気ヘッドにおいて、
上記固定層もしくは自由層のいずれか一方にＸ−Ｙ−Ｚ（Ｘは４５at.％以上、５５at.％以下のＣｏ又はＦｅ、Ｙは２０at.％以上、３０at.％以下のＶ，Ｃｒ，Ｍｎ，Ｆｅから選択された１種もしくは２種以上の元素、Ｚは２０at.％以上、３５at.％以下のＡｌ，Ｓｉ，Ｇａ，Ｇｅ，Ｓｎ，Ｓｂから選択された１種又は２種以上の元素）の組成で表わされるホイスラー合金層を備え、他方にＣｏ−Ｆｅ−Ｍ（ＭはＡｌ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｇｅ，Ｇａ，Ｓｎ，Ｓｂ，Ｄｙ，Ｔｂ，Ｈｏ，Ｅｒから選択された１種もしくは２種以上の元素）もしくはＣｏ−Ｆｅから構成される層を備えることを特徴とする磁気抵抗効果型磁気ヘッド。
【請求項３】
請求項２記載の磁気抵抗効果型磁気ヘッドにおいて、上記垂直通電の方向が、前記ホイスラー合金層から前記Ｃｏ−Ｆｅ−ＭもしくはＣｏ−Ｆｅから構成される層の方向であることを特徴とする磁気抵抗効果型磁気ヘッド。
【請求項４】
請求項２又は３記載の磁気抵抗効果型磁気ヘッドにおいて、ＭはＡｌ，Ｓｉ，Ｍｎから選択された１種もしくは２種以上の元素であり、Ｍの添加量が０at.％以上、３０at.％以下であることを特徴とする磁気抵抗効果型磁気ヘッド。
【請求項５】
請求項２又は３記載の磁気抵抗効果型磁気ヘッドにおいて、ＭはＧｅ，Ｇａ，Ｓｎ，Ｓｂ，Ｄｙ，Ｔｂ，Ｈｏ，Ｅｒから選択された１種もしくは２種以上の元素であり、Ｍの添加量が０at.％以上、２０at.％以下であることを特徴とする磁気抵抗効果型磁気ヘッド。
【請求項６】
自由層と中間層と固定層とが積層され、上記固定層が感知すべき磁界に対して実質的に固定されてなる垂直通電型の磁気抵抗効果素子を用いた磁気抵抗効果型磁気ヘッドにおいて、
上記固定層もしくは自由層のいずれか一方にＸ−Ｙ−Ｚ（Ｘは４５at.％以上、５５at.％以下のＣｏ又はＦｅ、Ｙは２０at.％以上、３０at.％以下のＶ，Ｃｒ，Ｍｎ，Ｆｅから選択された１種もしくは２種以上の元素、Ｚは２０at.％以上、３５at.％以下のＡｌ，Ｓｉ，Ｇａ，Ｇｅ，Ｓｎ，Ｓｂから選択された１種又は２種以上の元素）の組成で表わされるホイスラー合金層を備え、他方に前記ホイスラー合金よりもＺ組成が少ないホイスラー合金層を備えることを特徴とする磁気抵抗効果型磁気ヘッド。
【請求項７】
請求項６記載の磁気抵抗効果型磁気ヘッドにおいて、上記垂直通電の方向が、前記Ｚ組成の多い方のホイスラー合金層からＺ組成の少ない方のホイスラー合金層に電子が流入する方向であることを特徴とする磁気抵抗効果型磁気ヘッド。
【請求項８】
自由層と中間層と固定層とが積層され、上記固定層が感知すべき磁界に対して実質的に固定されてなる垂直通電型の磁気抵抗効果素子を用いた磁気抵抗効果型磁気ヘッドにおいて、
上記固定層と自由層の両方にＸ−Ｙ−Ｚ（Ｘは４５at.％以上、５５at.％以下のＣｏ又はＦｅ、Ｙは２０at.％以上、３０at.％以下のＶ，Ｃｒ，Ｍｎ，Ｆｅから選択された１種もしくは２種以上の元素、Ｚは２０at.％以上、３５at.％以下のＡｌ，Ｓｉ，Ｇａ，Ｇｅ，Ｓｎ，Ｓｂから選択された１種又は２種以上の元素）の組成で表わされるホイスラー合金層とＣｏ−Ｆｅ層とが積層された膜を備え、上記固定層と自由層に含まれる上記Ｃｏ−Ｆｅ層の膜厚合計が異なり、
上記垂直通電の方向が、平均した飽和磁化が低いホイスラー合金層とＣｏ−Ｆｅ層とが積層された側から平均した飽和磁化が高いホイスラー合金層とＣｏ−Ｆｅ層とが積層された側に電子が流入する方向であることを特徴とする磁気抵抗効果型磁気ヘッド。
【請求項９】
請求項１〜８のいずれか１項記載の磁気抵抗効果型磁気ヘッドにおいて、前記ホイスラー合金がＬ２１，Ｄ０３，Ｂ２構造のいずれかの結晶構造を有することを特徴とする磁気抵抗効果型磁気ヘッド。
【図１】
【図２】
【図３】
【図４】
【図５】
【図６】
【図７】
【図８】
【図９】
【図１０】
【図１１】
【図２】
【図３】
【図４】
【図５】
【図６】
【図７】
【図８】
【図９】
【図１０】
【図１１】
【公開番号】特開２０１０−１４０５８６（Ｐ２０１０−１４０５８６Ａ）
【公開日】平成２２年６月２４日（２０１０．６．２４）
【国際特許分類】
【出願番号】特願２００８−３１８８７５（Ｐ２００８−３１８８７５）
【出願日】平成２０年１２月１５日（２００８．１２．１５）
【出願人】（５０３１１６２８０）ヒタチグローバルストレージテクノロジーズネザーランドビーブイ (1,121)
【Ｆターム（参考）】
【公開日】平成２２年６月２４日（２０１０．６．２４）
【国際特許分類】
【出願日】平成２０年１２月１５日（２００８．１２．１５）
【出願人】（５０３１１６２８０）ヒタチグローバルストレージテクノロジーズネザーランドビーブイ (1,121)
【Ｆターム（参考）】
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