JP4385156B2 - Ｃｃｐ−ｃｐｐ型巨大磁気抵抗素子 - Google Patents

Description

本発明は、センス電流が膜面に対して垂直方向に流れる構造を持つＣＣＰ−ＣＰＰ型巨大磁気抵抗素子に関する。

磁気抵抗素子は、磁化固定層／中間層／磁化自由層の三層からなり、磁化自由層と磁化固定層との磁化の向きが平行であるか反平行であるかによって素子の抵抗値が大きく変化する電子素子である。一般的な磁気抵抗素子では、上記三層のそれぞれの膜の厚さは数十から数ナノメートル（ｎｍ）である。磁化固定層と磁化自由層との向きに応じて、磁化固定層（あるいは磁化自由層）と中間層の界面で、上向きスピンを持つ電子と、下向きスピンを持つ電子の散乱が異なるため、磁気抵抗（外部磁場により抵抗値が変化する現象）が発現する。以下、磁気抵抗をＭＲと、磁気抵抗比をＭＲ比と記述する。

これまでに、中間層に非磁性金属を用いた巨大磁気抵抗（giant magneto-resistance）素子（以下「ＧＭＲ素子」と呼ぶ。）と、中間層に絶縁体を用いたトンネル磁気抵抗（tunnel magneto-resistance）素子（以下「ＴＭＲ素子」と呼ぶ）とが提案されている。ＧＭＲ素子およびＴＭＲ素子は、磁気センサ（ハードディスクなどの磁気ヘッドとして利用される。）として既に実用化されている。

実用化されているＧＭＲ素子は、磁化固定層／中間層／磁化自由層の三層に対して膜面平行に電流を流すもので、ＣＩＰ（current in plane）−ＧＭＲ素子と呼ばれる型のものである。この場合、磁化固定層（あるいは磁化自由層）と中間層の膜面に散乱されない電流成分がある割合で存在することに起因し、ＭＲ比は理論値よりも本質的に低くなってしまうことが問題となっている。

一方、電流を膜面に垂直に流すＣＰＰ（current perpendicular to plane）−ＧＭＲ素子も提案されている。この形状の素子においては、すべての電流が磁化固定層（あるいは磁化自由層）と中間層の界面を通るため、ＣＩＰ−ＧＭＲ素子よりも、本質的にＭＲ比が大きくなる。このことは、実験的にも確認されている。

このようなＣＰＰ−ＧＭＲ素子に関しては、スピンバルブ構造を適用し磁気特性を向上させたもの（例えば、特許文献１参照）や、ＣＰＰ−ＧＭＲ素子の安定化膜に抵抗値の高い材料を使用することによりＭＲ比を向上させたもの（例えば、特許文献２参照）、中間層と磁気固定層（あるいは磁気自由層）との界面に薄膜を挿入することによりＭＲ比を向上させたもの（例えば、特許文献３参照）、磁化自由層にルテニウム中間層を含む反強磁性多層膜を使用することによりＭＲ比を向上させたもの（例えば、特許文献４参照）などが提案されている。

一方、ＴＭＲ素子に関しては、これまで酸化アルミニウム、あるいは酸化マグネシウムを障壁（中間層）とする素子が提案され、既に実用化に向けての研究開発が進んでいる。特に、酸化マグネシウムを障壁としたＴＭＲ素子（以下ＭｇＯ−ＴＭＲ素子と称する。）では、これまでにないような巨大なＭＲ比（室温で４００％以上）が得られ、さらに、低抵抗化してもＭＲ比があまり低下しないという点で注目を集めている（非特許文献１、２参照）。

特開２００２−１２４７２１、「スピンバルブ構造およびその形成方法、並びに再生ヘッドおよびその製造方法」 特開２００２−３５３５３６、「巨大磁気抵抗素子および巨大磁気抵抗ヘッド」 特開２００４−６５８９、「磁気抵抗効果素子、磁気ヘッド及び磁気再生装置」 特開２００４−２８９１００、「ＣＰＰ型巨大磁気抵抗素子及びそれを用いた磁気部品並びに磁気装置」 高い磁気定比を持つＭｇＯ-TMR素子についての論文群１）S. Yuasa et al., Nature Mater. Vol.3 (2004), pp.868.２）S. Yuasa et al., Appl. Phys. Lett. Vol.87 (2005), pp.222508.３）S. S. Parkin et al., Nature Mater. Vol.3 (2004), pp.862.４）D. Djayaprawira et al., Appl. Phys. Lett. Vol.86 (2005), pp.092502. 低いＲＡ値を持つＭｇＯ-TMR素子についての論文群１）K. Tsunekawa et al., Appl. Phys. Lett. Vol.87 (2005), pp.072503.２）S. Ikeda et al., Jpn. J. Appl. Phys. Vol.44 (2005), pp.L1442. H. Fukuzawa et al., IEEE-Mag. Vol.40 (2004), pp.2236.

磁気センサとしての応用を考えた場合、情報通信分野において最も重要な技術の１つは、ハードディスクの読み取りヘッドに関する技術である。ハードディスク媒体の記録密度が向上するにつれて、磁気記録ビットはますます小さくなり、磁気センサ部の大きさもそれに合わせて、小さくする必要がある。さらに、記録密度向上とともに、データ読み出し速度の高速化が必然的に要求される様になる。データ読み出しの高速化においては、磁気センサ部と読み出し回路（センスアンプ部）との電気的整合（インピーダンス・マッチング）を合わせることが重要になり、磁気センサ実抵抗として、例えば数十Ωが要求されている。すなわち、高密度記録、高速読みだしハードディスクへの応用では、低い面積抵抗と、高いＭＲ比の両立が要求されている。さらに、ハードディスクの面記憶密度を１テラビット／平方インチ以上まで高め、２ＧＨｚ以上の高速な情報読み出しを実現するという将来的な目標を達成するためには、１平方ミクロン当たり１Ωよりも低い素子抵抗の領域において高いＭＲ比を有するＣＰＰ型磁気抵抗素子の開発が不可欠である。

より近い将来の目標としては、面記録密度２００ギガバイト／平方インチの高密度ハードディスクにおいて、単位面積（慣例として面積１平方ミクロン）あたりの素子の抵抗値（以下、ＲＡ値と略す）が４Ω・平方ミクロン以下であり、かつ、ＭＲ比が２０％以上の特性を持つＣＰＰ型磁気抵抗素子（ＴＭＲ素子あるいはＣＰＰ―ＧＭＲ素子）が必要となる。また、面記録密度５００ギガバイト／平方インチの高密度ハードディスクにおいては、ＲＡ値が１Ω・平方ミクロン以下、かつＭＲ比が２０％以上の特性を持つＣＰＰ型磁気抵抗素子が必要となる。

これまでに、ハードディスクの読み取りヘッドへの応用を目標にしたＣＰＰ型磁気抵抗素子の開発では、（１）ＣＰＰ−ＧＭＲ素子を用いて、ＲＡ値は低いままでＭＲ比を上げるという手法と、（２）ＴＭＲ素子を用いて、高いＭＲ比を保ったまま、中間層を薄くしてＲＡ値を下げるという手法と、がとられてきた。

上記手法（１）においては、ＲＡ値については問題がないが、ＭＲ比を向上させることが困難であるという問題がある。例えば、これまでに報告されているスピンバルブ型のＣＰＰ−ＧＭＲ素子におけるＭＲ比はせいぜい数％程度の大きさであり、実用化にはほど遠い値といえる。より大きな値として、上記特許文献４に記載のＣＰＰ−ＧＭＲ素子において、ＭＲ比として８％程度の値が報告されているが、上記のような高密度ハードディスクの読み出しにおいて要求される値としては十分な値とは言えない。

尚、上記手法（２）においては、酸化アルミニウムを障壁（磁気抵抗素子における中間層）とする場合、ＲＡ値が数Ω・平方ミクロン以下の領域ではＭＲ比が極端に小さくなってしまうという問題がある。さらに、酸化マグネシウムを障壁に用いた場合でも、ＲＡ値が１Ω・平方ミクロン以下の領域ではＭＲ比が急激に減少するという問題がある。

本発明は、超高密度磁気記録に適した磁気センサ素子に要求される特性を持つ磁気抵抗素子を提供することを目的とする。より詳細には、低い面積抵抗値（ＲＡ値で１Ω・平方ミクロン以下）を持ち、かつ、高いＭＲ比（２０％以上）を実現可能とした磁気抵抗素子を提供することを目的とする。

上記課題を解決するため、種々検討した結果、本発明者らは、原子３層程度の厚みしかない極薄酸化マグネシウム層を中間層とするＣＰＰ型磁気抵抗素子を構成し得ることを見出した。この素子は、非常に薄いＭｇＯ層を中間層にしているが、抵抗値の温度依存性を評価すると、明らかに金属的な振る舞い（抵抗値は温度に比例）をすることが解った。すなわち、この磁気抵抗素子はＴＭＲ素子ではなく、一種のＣＰＰ−ＧＭＲ素子であると考えられる。また、本発明で用いた超薄ＭｇＯ層の形状を観察すると、膜には数十nmの微小孔が存在することが明らかになっている。従って、この素子のＭｇＯ層はトンネル障壁ではなく、電流を狭搾するために働いていると推測される。

すなわち、本発明のポイントは、ＴＭＲ素子の面積抵抗を下げたのではなく、中間層に非常に薄いＭｇＯ層を用い、非常に薄いため自然と（意図的にでも良い）孔が形成され、その孔の中の金属を介した、金属伝導によるＣＣＰ−ＣＰＰ型磁気抵抗素子を提供するものであり、これについてさらに検討した。

以下に、その検討について説明する。

（中間層が超薄ＭｇＯ層）
第１の検討構成例に係る磁気抵抗素子は、磁化方向が実質的に一方向に固着された第１の磁性層（以下、磁化固定層と呼ぶ）と、磁化方向が外部磁化に応じて変化する第２の磁性層（以下、磁化自由層と呼ぶ）と、前記第１及び第２の磁性層間に形成された中間層を持ち、素子形状がＣＰＰ形状（current perpendicular to plane: 電流が膜面に対して垂直に流れる形状）に加工され、中間層として、厚み１．０ナノメートル以下の（００１）面が優先配向した単結晶あるいは多結晶のＭｇＯ（００１）層を使用することを特徴とする。ＭｇＯ（００１）層を中間層に使用することにより、ＭｇＯ（００１）層に自然に存在する微小孔中に存在する金属により、電流狭窄効果が発現するため、磁気抵抗比が増大する。

ＭｇＯは立方晶（ＮａＣｌ型構造）であるため、（００１）面、（１００）面、（０１０）面は全て等価である。本明細書においては、膜面に垂直な方向をｚ軸とすることにより、膜面を（００１）と統一的に記述している。ｂｃｃ構造についても同様に、（００１）面、（１００）面、（０１０）面は全て等価であるため、膜面を（００１）と統一的に記述している。また、本明細書において、電極層の結晶構造であるｂｃｃ構造とは体心立方晶（body-centered cubic）のことである。より具体的には、化学的秩序のないｂｃｃ構造、いわゆるＡ２型構造、および化学的秩序のあるｂｃｃ構造、例えばＢ２型構造やＬ２１構造、などのことを意味し、これらのｂｃｃ構造の結晶格子が僅かに歪んだものも含まれる。

上記、第１の検討構成例に係る磁気抵抗素子において、ＭｇＯ（００１）層の厚みは０．５から０．７ナノメートルであることが望ましく、さらに、ＭｇＯ（００１）層の厚みは０.５５から０．６５ナノメートル（ＭｇＯ原子３層分に相当する厚さ）であることが望ましい。これらの厚みの超薄ＭｇＯ層を用いることにより、低い面積抵抗値と高い磁気抵抗比を両立することが出来る。

磁気抵抗素子を磁気センサとして用いる場合、微視的な不均一構造（本検討構成例においてはＭｇＯ（００１）層に存在する微小孔）が素子のサイズよりも十分小さくないと、磁気センサとしての特性にばらつきが出るおそれがある。例えば、高密度磁気ヘッドに要求される素子の大きさは数百ナノメートル角程度であるため、本検討構成例による磁気抵抗素子を前記磁気ヘッドに使用する場合、微小孔の大きさは要求される素子サイズより十分小さくなければならない。従って、第１の検討構成例に係る磁気抵抗素子において、ＭｇＯ（００１）層に存在する微小孔の直径は５０ナノメートル以下であることが望ましい。

（磁化固定層がｂｃｃ（００１）構造）
また、第２の検討構成例に係る磁気抵抗素子は、上記第１の検討構成例に係る磁気抵抗素子のうち、ＭｇＯ（００１）層の第１面に形成された磁化固定層に、（００１）面が優先配向した単結晶あるいは多結晶のｂｃｃ構造の強磁性金属・合金（以下、ｂｃｃ（００１）構造強磁性材料と記述する）を使用したことを特徴とする。このような構造をとることにより、ＭｇＯ（００１）層の結晶性・平坦性がよりよくなり、磁気抵抗比がさらに増大する。

（磁化固定層と磁化自由層がｂｃｃ（００１）構造）
また、第３の検討構成に係る磁気抵抗素子は、上記第１および第２の磁気抵抗素子のうち、ＭｇＯ（００１）層の第１面に形成された磁化固定層および第２面に形成された磁化自由層に、ｂｃｃ（００１）構造強磁性材料を使用したことを特徴とする。このような構成を取ることにより、さらにＭｇＯ（００１）層の結晶性・平坦性がよくなり、磁気抵抗比がさらに増大する。

（Δ1ブロッホ状態）
一般に、結晶性材料においては、結晶方位によって、電子のバンドに対する透過係数が異なるという性質がある。そのため、磁気抵抗素子において、結晶性材料を中間層として用い、適切な結晶方位を選択することにより、スピン分極率の高いバンドの電子だけを透過させることが出来、結果として磁気抵抗比を増大させることが出来る。この効果をスピンフィルター効果と呼ぶ。これまでに、本発明者らにより、ＭｇＯ（００１）層は、鉄あるいはコバルトのｂｃｃ（００１）構造と組み合わせることにより、Δ１ブロッホ状態でかつ上向きスピンの電子だけを通過させることができ、結果として巨大な磁気抵抗比が発現することが実証されている。ここでブロッホ状態とは、電子が特定のバンドに属することを意味し、特に、Δ１ブロッホ状態とは、電子が等方的対称性を持つバンド（金属材料科学の分野でΔ１とよばれるバンド）に属することを意味する。

第４の検討構成例に係る磁気抵抗素子は、上記の事実を鑑み、第２または第３の検討構成例に係る磁気抵抗素子において、磁化固定層あるいは磁化自由層の材料としてｂｃｃ（００１）構造強磁性材料を用いることにより、その材料におけるΔ１ブロッホ状態の電子が、磁気抵抗素子の電流を主に担うため、Δ１ブロッホ状態の非常に高いスピン分極率によって大きな磁気抵抗比が得られることを特徴とする。

（磁化固定層がｂｃｃ(００１)構造、かつ界面に超薄金属層を挿入）
また、第５の検討構成例に係る磁気抵抗素子は、上記第２から第４の検討構成例のいずれかに係る磁気抵抗素子において、ＭｇＯ（００１）層の第１面に形成された磁化固定層に、ｂｃｃ（００１）構造強磁性材料を使用し、ＭｇＯ（００１）層の微小孔中の金属部分がｂｃｃ（００１）構造強磁性材料で構成され、ＭｇＯ（００１）層と磁化自由層の間に厚さ３．０ナノメートル以下の極薄の非磁性金属層が挿入されていることを特徴とする。極薄の非磁性金属層を挿入することで、ＭｇＯ（００１）層と磁化自由層の間の平坦性が向上し、より薄いＭｇＯ（００１）層において磁気抵抗比を得ることが出来る。また、微小孔中の金属部分をｂｃｃ（００１）構造とすることで、より効率の高いスピンフィルター効果が発現することにより、さらに磁気抵抗比が増大する。

（磁化固定層と磁化自由層がｂｃｃ（００１）構造、かつ界面に超薄金属層を挿入）
また、第６の検討構成例に係る磁気抵抗素子は、上記第２から第４の検討構成例のいずれかに係る磁気抵抗素子のうち、第１面および第２面に位置する磁化固定層と磁化自由層に、ｂｃｃ（００１）構造強磁性材料を使用し、ＭｇＯ（００１）層の微小孔中の金属部分もｂｃｃ（００１）構造強磁性材料で構成され、ＭｇＯ（００１）層と磁化自由層の間に厚さ３．０ナノメートル以下の極薄の非磁性金属層が挿入されていることを特徴とする。上記第５の検討構成例に係る磁気抵抗素子と比較し、磁化固定層と磁化自由層の両方をｂｃｃ（００１）構造強磁性材料で構成することにより、ＭｇＯ（００１）層におけるスピンフィルター効果がより増大し、磁気抵抗比がさらに増大する。

（磁化固定層と自由層の材料の指定）
第７の検討構成例に係る磁気抵抗素子は、上記第２から第６の検討構成例のいずれかに係る磁気抵抗素子のうち、ｂｃｃ（００１）構造強磁性材料として、鉄、コバルト、ニッケルを主成分とする強磁性合金を用いたことを特徴とする。

（磁化固定層と自由層の材料の指定２）
また、第８の検討構成例に係る磁気抵抗素子は、上記第７の検討構成例に係る磁気抵抗素子のうち、ｂｃｃ（００１）構造強磁性材料として、薄膜作製直後の状態ではアモルファス構造であり、ポスト・アニールによりｂｃｃ（００１）構造に結晶化するコバルト−鉄−硼素、コバルト−鉄−ニッケル−硼素などの強磁性合金を用いたことを特徴とする。

（磁気センサへの応用）
また、磁気センサとして、記録媒体の漏れ磁界を検出して記録情報を読み出す磁気センサにおいて、上記第１から第８の検討構成例のいずれかのＣＰＰ型巨大磁気抵抗素子を有し、その磁化自由層が上記記録媒体の漏れ磁界により磁化反転することにより、記録媒体の磁界の向きを電気抵抗の変化として検出するようにしたものを構成し得ることを見出した。
上記検討構成例を検討した結果、以下に本発明の課題を解決する手段をさらに具体的に説明する。
第1の態様によれば、本発明は、磁化固定層と、中間層と、磁化自由層と、を有し、前記磁化固定層と前記磁化自由層がともに強磁性金属材料からなり、前記中間層に金属の充填された微小孔が存在する、ＣＣＰ（current confined path:電流狭窄）−ＣＰＰ（current perpendicular to plane:電流面直）型巨大磁気抵抗素子において、前記強磁性金属材料が、（００１）面が優先配向した単結晶あるいは多結晶のｂｃｃ（body-centered cubic:体心立方）構造を有し、前記中間層が、（００１）面が優先配向した単結晶あるいは多結晶の酸化マグネシウム層からなり、前記微小孔に充填された金属が、非磁性金属材料であり、ＲＡ値が１（Ω・平方ミクロン）以下で、かつＭＲ比が２０％以上であることを特徴とする巨大磁気抵抗素子を提供する。
第２の態様によれば、本発明は、磁化固定層と、中間層と、磁化自由層と、を有し、前記磁化固定層と前記磁化自由層がともに強磁性金属材料からなり、前記中間層に金属の充填された微小孔が存在する、ＣＣＰ（current confined path:電流狭窄）−ＣＰＰ（current perpendicular to plane:電流面直）型巨大磁気抵抗素子において、前記強磁性金属材料が、（００１）面が優先配向した単結晶あるいは多結晶のｂｃｃ（body-centered cubic:体心立方）構造を有し、前記中間層が、（００１）面が優先配向した単結晶あるいは多結晶の酸化マグネシウム層からなり、前記中間層と磁化自由層との間に厚さ３．０ナノメートル以下の非磁性金属層が挿入されており、ＲＡ値が１（Ω・平方ミクロン）以下で、かつＭＲ比が２０％以上である、ことを特徴とする巨大磁気抵抗素子を提供する。
本発明の第３の態様によれば、上記第1または第２の態様による巨大磁気抵抗素子において、前記強磁性金属材料が、鉄、コバルト、ニッケルを主成分とする材料であることが好ましい。
本発明の第４の態様によれば、上記第1または第２の態様による巨大磁気抵抗素子において、前記微小孔の直径が５０ナノメートル以下であることが好ましい。
本発明の第５の態様によれば、上記第１から第４のいずれか一つの態様による巨大磁気抵抗素子において、前記中間層の厚さが１．０ナノメートル以下であることが好ましい。
本発明の第６の態様によれば、上記第１から第４のいずれか一つの態様による巨大磁気抵抗素子において、前記中間層の厚さが０．５ナノメートルから０．７ナノメートルであることがさらに好ましい。

本発明による超薄ＭｇＯ障壁層を持つＣＰＰ型巨大磁気抵抗素子によれば、複雑な多層構造を用いることなく、簡単な構造で、かつ、低抵抗でかつ高い磁気抵抗比をもつ磁気抵抗素子を得ることが出来るという利点がある。

上記磁気抵抗素子を磁気センサとして用いることにより、極めて高い磁気記録密度に対応した磁気抵抗ヘッドを提供することが可能となり、産業上のメリットは甚大である。

以下、本発明の実施の形態による磁気抵抗素子について、図面を参照しながら説明する。

（第１の実施の形態）
図６から図１２まで、および表１を参照しながら、本発明の実施の形態について説明を行う。まず、本発明に至った着想、実験手法、実験結果について説明する。本発明者らは、磁気抵抗素子において、ＭｇＯ障壁を用いたＴＭＲ素子で知られている単結晶バリアによるスピンフィルター効果と、に着目した。そして、ＭｇＯ障壁を極限まで薄くした超薄単結晶バリアを中間層として用いることで電流狭窄効果を発現させることに思いついた。

まず、電流狭窄効果によるＭＲの増大について説明する。ＣＰＰ−ＧＭＲ素子においては、中間層と磁化固定層（あるいは磁化自由層）の界面に、超薄の酸化膜を挟むことにより電流路を狭搾し、ＭＲ比を向上させる手法（例えば、上記非特許文献３）が知られている。ＭＲ比が向上する理由は、中間層を流れる電流路が微小孔により狭搾され、磁化固定層と中間層、中間層と磁化自由層を通って流れる電流の割合が増大し、電極層の寄生抵抗の影響が相対的に減少するためと考えられている。しかしながら、これまでに報告されている超薄酸化膜を用いる方法では、ＣＰＰ−ＧＭＲ素子における磁気抵抗の向上の効果は、最大でも５％程度の値であり、特に顕著な効果が現れているのとは言い難いものであった。

一方、一般に単結晶材料による障壁（以下、単結晶バリアと呼ぶ。）では、電子の透過係数は、結晶方位とバンドによって異なる値を持つ。それを利用し、スピン偏極度が高いバンド（すなわち上向きスピンと下向きスピンの割合が著しく偏っているバンド）だけを選択的に透過させることができれば、高い磁気抵抗比が実現する。このように、材料の電子的性質を用いて、一方向のスピンを持つ電流のみを選択的に流すことを、スピンフィルター効果と呼ぶ。

これまでに、種々の単結晶バリアによる磁気抵抗の増大が探索されてきたが、その中でも（００１）方位単結晶構造を持つ鉄（以下、Ｆｅ（００１）と記述する。）を磁化自由層と磁化固定層に用いたＦｅ（００１）−ＭｇＯ（００１）−Ｆｅ（００１）構造のＴＭＲ素子は、きわめて大きな磁気抵抗を示すことが、理論的研究から示されていた。本発明者らは、この実験に先立って、（００１）配向の単結晶による上記のＴＭＲ素子（以下、Ｆｅ（００１）／ＭｇＯ（００１）／Ｆｅ（００１）−ＴＭＲ素子と称する。）において、従来の酸化アルミニウム障壁の磁気抵抗素子に比べ、３倍以上の磁気抵抗比が発現すること（例えば、非特許文献１参照）を実証している。

図６を参照しながら、Ｆｅ（００１）／ＭｇＯ（００１）／Ｆｅ（００１）−ＴＭＲ素子でのスピンフィルター効果について説明する。図６（Ａ）は、単結晶Ｆｅの電子バンドを示した図である。図６（Ａ）において、太線で示した２本の線が、ＦｅのΔ１バンドであり、このバンドに属する電子をΔ１ブロッホ状態にあるという。一つの電子のバンドはスピンの向きによって２つ存在するが、この図によると、Δ１バンドは、フェルミ面（Ｅ−Ｅ_F＝０ｅＶ）において、上向きスピン（Δ１↑）のバンドのみと交点を持ち、下向きスピン（Δ１↓）のバントとは交点を持たないことが解る。交点がないということは、フェルミ面において電子状態が存在しないことと同意のため、ＦｅのΔ１バンドは完全に分極していることを示している。すなわち、Ｆｅの単結晶に（００１）結晶方位の電子だけが通過する障壁（例えばＭｇＯ（００１）障壁）と組み合わせることにより、Δ１↑バンドの電子だけを通過させることができ、結果として極めて高い分極率（すなわち従来では予測できなかったほどの巨大磁気抵抗比）が実現できると推測される。このように、特定の向きのスピンを持つ電子だけを通過させる効果をスピンフィルター効果と呼ぶ。実際に、本発明者らの湯浅らは、超高真空ＭＢＥエピタキシー法により、原子精度で制御されたきわめて精緻な単結晶Ｆｅ（００１）／ＭｇＯ（００１）／Ｆｅ（００１）−ＴＭＲ素子において、１８０％以上という巨大な磁気抵抗比を実現している。（非特許文献１−（１）参照）

次に、本発明者らの行った実験の詳細について説明する。本実験においては、結晶方位を（００１）に揃えた高品質単結晶構造を持つ磁気抵抗薄膜を作成し、微細加工技術によりサブミクロンサイズのＣＣＰ−ＣＰＰ型磁気抵抗素子に加工し、その特性を評価した。ここで磁気抵抗薄膜とは、図６（Ｂ）に示す素子構造１４のように、Ｆｅ（００１）１６／ＭｇＯ（００１）１８／Ｆｅ（００１）１７のそれぞれ磁化自由層／超薄ＭｇＯ層（中間層）／磁化固定層の三層から成る多層膜を指す。ここで、ＭｇＯ（００１）１８に微小孔が存在し、その微小孔中に金属１９が存在する点に特徴がある。

以下に、本実施の形態による磁気抵抗素子の製造工程について図面を参照しながら説明を行う。図７（Ａ）から 図７（Ｄ）までは、図８に示す磁気抵抗素子の製造工程の一部を示す図である。また 図７（Ｅ）、（Ｆ）は微小孔中に異種金属を入れる方法の一例を示す図である。

まず、清浄化された単結晶ＭｇＯ（００１）基板２１上に、シード層としてクロム２３、バッファ層として金２５を製膜する（ 図７（Ａ）参照）。次いで、室温、超高真空下（２×１０^-8Ｐａ）において例えば分子線エピタキシー法により、鉄（００１）単結晶（本実施例における磁化自由層）２７ｂを成膜する。尚、図においては、鉄（００１）単結晶２７ｂの上にコバルト（００１）単結晶２７ａを成膜しているが、コバルト（００１）単結晶２７ａは任意に用いられる。以下、金バッファ層までを基板２０で略称する。

次いで、図７（Ｂ）に示すように、上記工程において成膜したＦｅ（Ｃｏ）２７（２７ａ あるいは２７ａと２７ｂの組み合わせ）の表面を原子レベルで平坦化することができる程度の温度、例えば３５０℃においてアニール処理を行う。しかしながら、このアニール処理により、Ｆｅ（Ｃｏ）２７の表面全てが平坦になるわけではなく、図７（Ｂ）に示すような、数十ｎｍから数百ｎｍ程度の大きさのテラス構造が形成される。テラス構造の形成に関しては、ＳＴＭ（走査型トンネル顕微鏡）による表面観察の実験から明らかになっている。

次に、図７（Ｃ）に示すように、平坦化されたＦｅ（Ｃｏ）２７上に、超薄ＭｇＯ層３１を室温、超高真空下において、例えば分子線エピタキシー法により成膜する。この際、ＭｇＯ分子と鉄原子との大きさに差があるため（前者の方が大きい）、鉄のテラスの境界上でＭｇＯ層３１ａの厚みに不均一な部分が出来る。ＭｇＯ層３１ａの膜厚が３原子層以下と非常に薄い場合、テラスの境界近傍ではＭｇＯ膜３１ａが不連続（切れた）状態になり、自然と微小孔３２が形成される。さらに、図７（Ｃ）の構造を３００℃で再度アニール処理を行う。アニールにより、ＭｇＯ層３１ａ中のＭｇＯが移動し、図７（Ｄ）に示すように、自然と下層のＦｅ（Ｃｏ）２７に微小孔３２が形成される。微小孔中に、異種金属（ここでは金を用いる）を入れる場合には、さらに次の工程を行う。

次いで、図７（Ｅ）に示すように、図７（Ｄ）の構造の上に、金３４を薄く製膜する。金３４は少量であるため、面内において連続層を形成することはない。

次いで、図７（Ｅ）の構造において、３００℃で再度アニール処理を行うことで、金３４が、よりポテンシャルの低い（すなわち、吸着しやすい）場所に移動するため、図７（Ｆ）に示すような、微小孔３２中に金３４ａが充填された構造を形成することができる。

尚、上記構成において、図７（Ｄ）の状態から、３００℃に加熱した状態で金を蒸着することによって同様の構造を形成することも可能である。

図７（Ｄ）（微小孔中に異種金属を入れる場合には図７（Ｆ））を持つ構造を作製した後、鉄（００１）単結晶による磁化固定層３３と、イリジウム−マンガン合金反強磁性層３５と、金キャップ層３７と、を、室温、超高真空にて分子線エピタキシー法で順次形成することで、下記図８に示す構造を実現することができる。

尚、超薄ＭｇＯ（００１）層３１に形成された微小孔に他の金属を入れる方法としては、該金属のＭｇＯ表面と微小孔における表面（上記実施例ではＦｅ（Ｃｏ）膜２７の表面）における表面エネルギーの差を利用することが出来る。例えば、上記の例の場合、金原子はＭｇＯ表面上に存在する場合に比べて、鉄表面上に存在する方が表面エネルギーが低くなること、また比較的低温（３００℃程度）で高い移動度を持つことを利用し、微少量（例えば０．１原子層相当分程度）蒸着後の３００℃程度でのアニール、あるいは３００℃程度における加熱中蒸着により、微小孔中に金を充填することが可能である。

図８は、本実験に試料として用いた素子Ｆの一構成例を示す図である。図８に示すように、（００１）結晶方位を持つ単結晶ＭｇＯ基板２１上に、超高真空蒸着法によって、シード層２３（クロム４０ｎｍ）、バッファ層２５（金１００ｎｍ）、磁化自由層２７（鉄５０ｎｍ、あるいは鉄５０ｎｍとコバルト０．６ｎｍ）、超薄ＭｇＯ層３１（０．３から２．０ｎｍ）、磁化固定層３３（鉄１０ｎｍ）を、それぞれの結晶方位が（００１）に揃うように成膜する。次いで、スパッタリング法によって、反強磁性層３５（イリジウム−マンガン合金１０ｎｍ）、キャップ層３７（金２０ｎｍ）を成膜した。

次いで、作成した上記多層膜構造Ｆを、電子線リソグラフィ法とアルゴンイオンミリング法との組み合わせにより、サブミクロンサイズの断面積を持つ微小ＣＰＰ型磁気抵抗素子に加工した。アルゴンイオンミリング法によりエッチングを行った深さは、キャップ層３７から超薄ＭｇＯ層３１を超えたところ（磁化自由層２７に数ｎｍ程度入ったところ）までである。作成した島状の領域のサイズは、１２０ｎｍ×２２０ｎｍのものと、２２０ｎｍ×４２０ｎｍのものである。この寸法は、アルゴンイオンミリングによるエッチング後、実際に作成した微小接合を電子線顕微鏡により観察し、接合部の大きさを実際に評価したものである。作成した素子に対し、測定精度を高めた４端子法により素子抵抗を測定し、ＣＰＰ部位のみの抵抗値を評価した。

図９は、超薄ＭｇＯ層の膜厚に対するＲＡ値の関係を示す。図９のデータは、磁気抵抗薄膜部が（００１）方位単結晶によるＦｅ−ＭｇＯ−Ｆｅから成り、断面積２２０ｎｍ×４２０ｎｍの微小接合である。超薄ＭｇＯ層の膜厚が１．０ｎｍを超える範囲においては、ＲＡ値は膜厚に対して指数関数的に増加している。これはこの領域で超薄ＭｇＯ層がトンネル障壁として機能していることの傍証である。一方、膜厚が１．０ｎｍを下回る範囲においては、膜厚が１．０ｎｍを超える範囲の値から外挿した値に比べ、ＲＡ値が下回っている。このことは、膜厚１．０ｎｍを下回る範囲では、超薄ＭｇＯ層がトンネル障壁としては十分に機能していないことを示唆する。しかしながら、膜厚０．６ｎｍ近傍ではＲＡ値が再び上昇していることが観察された。

図１０は、作成した素子における、超薄ＭｇＯ層の膜厚とＭＲ比との関係を示す図である。ここで用いたサンプルは、（００１）方位単結晶によるＦｅ（あるいはＣｏ）−ＭｇＯ−Ｆｅから成り、断面積１２０×２２０ナノメートルの磁気抵抗素子である。超薄ＭｇＯ層の厚みが１．０ｎｍを超える範囲では、ＭＲ比６０％以上の素子が得られている。一方、超薄ＭｇＯ層の厚みが１．０ｎｍを下回る範囲においては、急激にＭＲ比が低減し、磁化曲線も乱れてしまう。しかしながら、超薄ＭｇＯ層の厚みが０．６ｎｍ近傍において、再びＭＲ比が大きくなり、２０％をこえるＭＲ比を持つ素子が得られている。特に、 図１０において矢印で示した素子においては、超薄ＭｇＯ層の膜厚０．６ｎｍにおいて、ＲＡ値０．１４Ω平方ミクロン、室温におけるＭＲ比２３％という、良好な特性が得られた。

このような超薄ＭｇＯ層を中間層としたＣＰＰ型磁気抵抗素子において、その伝導特性がトンネル的であるか、金属的であるかは、応用上、重要な点である。

磁気抵抗素子には、中間層の材料によって２つの種類がある。１つは中間層に絶縁体を使用するもので、電子はトンネル伝導によって伝わる。これが、ＴＭＲ（トンネル磁気抵抗）素子である。この素子では、電流−電圧特性は非線形になり、素子に電圧を加えていくと、指数関数的に電流が増えていく。また、抵抗値は、温度を上げると低下する。もう１つは、中間層に非磁性金属を用いる素子で、電子は通常の伝導によって伝わる。特に、面直型の構造を持つものをＣＰＰ−ＧＭＲ素子と呼ぶ。この素子では、電流−電圧特性は線形（オームの法則）であり、抵抗値は温度を上げると高くなる。

本素子における伝導がいずれのタイプであるかを確かめるために、図１０において矢印で示した素子に対して、温度を変えて磁気抵抗曲線と、抵抗値、磁気抵抗比を測定した。その結果を、図１１と図１２とにまとめた。図１１（Ａ）には２９５Ｋでの磁気抵抗曲線の測定結果を、図１１（Ｂ）には５０Ｋでの磁気抵抗曲線を示す。本素子における磁気抵抗は室温近傍だけでなく低温でも発現し、ＭＲ比は２３％から３８％へと大きくなっている。さらに、温度を２９５Ｋから５０Ｋまで変化させたときの抵抗値の変化を図１２（Ａ）に、磁気抵抗比の変化を図１２（Ｂ）に示す。高抵抗状態（磁化固定層と磁化自由層の磁化の向きが反平行状態）と、低抵抗状態（磁化固定層と磁化自由層の磁化の向きが反平行状態）の両方において、抵抗値は温度が低くなるにつれて、ほぼ一様に減少している。また、磁気抵抗比は温度が低くなるにつれて大きくなっているが、これは、抵抗値は温度とともに減少するのにもかかわらず、磁気抵抗変化分（高抵抗状態から低抵抗状態に変化する際の抵抗変化分）がほとんど変わらないことによるものである。これらの特徴は、金属材料によるＣＰＰ−ＧＭＲ素子の特徴であり、すなわち、本素子において超薄ＭｇＯ層はトンネル障壁としてではなく、金属的な伝導特性を持つ中間層として機能していることを示すものである。

さらに、０．６ナノメートル近傍の厚みを持つ超薄ＭｇＯ層が金属的な伝導を示すことを確かめるため、走査トンネル顕微鏡による超薄ＭｇＯ層の観察を行った。図１３は、本実験で使われた磁気抵抗薄膜と同じ装置で作成された、単結晶Ｆｅ(００１)界面上に作成した、原子３層の厚みを持つ超薄ＭｇＯ層の走査トンネル顕微鏡像を示す図である。図１３中、白くなっている領域がポテンシャル電位の高くなっている領域（すなわち電流が流れにくくなっている領域）であり、黒くなって領域がポテンシャル電位の低くなっている領域（すなわち電流が流れやすくなっている領域）である。図１３は、５００ｎｍ四方の領域の像であるが、電流の流れにくいところと流れやすいところが周期的構造を持つことが、明瞭に示されている。以下、この電流の流れやすい部分を微小孔部と称する。さらに、この微小孔部において、電流−電圧特性を測定したところ、良好な線形関係を示すことが明らかになった。一方、電流の流れにくい部分においては、電流−電圧特性はトンネル型であった。このことから、微小孔部が金属的なコンタクトになっていること、超薄ＭｇＯ層において自然と電流狭窄効果が発生していることがわかる。

表１に、本実験で得られた、（００１）方位単結晶Ｆｅ（あるいはＣｏ）−ＭｇＯ−Ｆｅ構造を持つＣＰＰ型磁気抵抗素子における、ＲＡ値とＭＲ比とをまとめて示す。表１において、０．９６Ω平方ミクロンのＲＡ値を持つ素子は１．０ｎｍの超薄ＭｇＯ層を持つ素子であり、０．１４Ω平方ミクロンのＲＡ値を持つ素子は０．６ｎｍのＭｇＯ層を持つ素子である。

以上に説明したように、上記の実験によって、１．０ｎｍ以下の超薄ＭｇＯ層を中間層とすることによって、低抵抗（ＲＡ値１Ω・平方ミクロン以下）かつ高い磁気抵抗比（２０％以上）を持つＣＣＰ−ＣＰＰ型磁気抵抗素子を実現することが出来た。

尚、トンネル伝導を使った素子では、素子に流れる電流を増やしていくと、温度が上昇した部分でますます抵抗が下がるため、電流が一番薄いバリアの所に集中し、一般に過電流に弱いという性質がある。一方、金属伝導を使った素子では、温度が上昇するとその部分での抵抗が上昇し、電流が自然と均一に分布し、熱に強い特性を持つ。そのため、ハードディスクのヘッドのように、常にかなり大きなバイアス電流を流し続ける用途では、本発明の金属型伝導素子の方が有利であると考えられる。

次に、本発明の第１の参考構成例について図面を参照しながら説明を行う。図１は、本発明の第１の参考構成例によるＣＣＰ−ＣＰＰ型磁気抵抗素子の構成図を示す図である。第１の参考構成例による磁気抵抗素子Ａは、中間層として、微小孔を有する厚さ１．０ナノメートル以下の超薄ＭｇＯ（００１）層７を有している。ここでＭｇＯ（００１）層とは、結晶面が（００１）配向した単結晶（あるいは（００１）方向に優先配向した多結晶）構造を持つ酸化マグネシウム層を指す。このような構造を用いることにより、ＭｇＯ（００１）層７の微小孔中に存在する金属１１により、電流狭窄効果が発現するため、磁気抵抗比が増大する。本参考構成例では、磁化固定層３に反強磁性層１を近接させたスピンバルブ型磁気抵抗素子の構造としているが、必ずしも反強磁性層１を設ける必要はなく、磁化固定層３に保持力の大きな材料を用いてもよい。

さらに、磁化固定層については、シンセティック反強磁性層と呼ばれる構造を持つ多層膜を用いることも出来る。尚、シンセティック反強磁性層とは、磁化の大きさが概ね同じである二つの強磁性層を、反平行結合膜を介して挟み、その二つの強磁性層の磁化を反平行に磁気結合させた多層膜である。シンセティック反強磁性層の例としては、鉄コバルト合金−ルテニウム薄膜−鉄コバルト合金がある。反平行結合膜の材料例としては、ルテニウム、イリジウム、ロジウム、レニウム、クロムの一種または二種以上からなる合金があるが、ルテニウム薄膜（膜厚０．５から１．０ｎｍ程度）を用いるのが好ましい。

第１の参考構成例の磁気抵抗素子において、中間層であるＭｇＯ（００１）層７の厚みは、０．５から０．７ｎｍであることが望ましい。第１の実施の形態で説明した実験結果の通り、中間層が単結晶ＭｇＯ（００１）層の場合、厚み０．６ｎｍの近傍で、低い面積抵抗（０．１４Ω平方ミクロン）と高い磁気抵抗比（２０％以上）とを両立させることができる。さらに、第２の実施の形態による磁気抵抗素子において、中間層であるＭｇＯ（００１）層に存在する微小孔の直径は、５０ｎｍ以下であることが望ましい。微小孔の直径が５０ｎｍ以上、すなわち微小磁気抵抗素子に比べて無視できない程度の大きさ（例えば、高密度磁気ヘッドに要求される素子の大きさは数百ｎｍ角程度である）になると、素子間のばらつきが顕著になるおそれがある。

尚、上述のように、０．６ｎｍの厚みは原子３層分に相当する。そのような薄い膜を作るためには、下地層を原子層レベルに平坦化する必要がある。平坦化する方法としては、適切な温度でアニールするという方法がある。しかしながら、実際には、超高真空中でアニール処理を施しても、下地層全体が平坦にはならず、ある程度巨視的な大きさに（例えばテラス状）にしか平坦化しない。鉄（００１）単結晶の場合は、そのテラスの数十から数百ｎｍ程度の大きさのテラス状に平坦化することが知られている。そのような構造の上に超薄ＭｇＯ層を作成すると、鉄とＭｇＯ分子の大きさが異なるため、テラスの境目（ステップ）の上では、ＭｇＯ層が不連続となる部分（薄くなるところ）もでき、結果として微小孔が形成される。すなわち、原子３層分のＭｇＯを堆積しても、一部は穴となり、一部は厚く（４層以上）なっていると考えられる。

以上のことから、超薄ＭｇＯ層に５０ｎｍ以下の微小孔を規則正しく作成するには、下地層の構造が非常に重要になると考えられる。本参考構成例による下地層（磁化自由層）は、ＭＢＥ法で作成した鉄（００１）単結晶である。鉄（００１）単結晶は、金のバッファ層の上に作成すると、５０ｎｍから１００ｎｍの周期的なテラス構造を取ることが操作トンネル顕微鏡の観察実験で確かめられている。従って、周期的な微小孔を有する超薄ＭｇＯ層の作成に適している。

次に、本発明の第２の参考構成例について説明を行う。図２は、本発明の第２の参考構成例によるＣＣＰ−ＣＰＰ型磁気抵抗素子の一構成例を示す図である。この第２の参考構成例による磁気抵抗素子は、第１の参考構成例による磁気抵抗素子Ｂにおいて、磁化固定層３ａにｂｃｃ（００１）構造強磁性材料を用いたものである。その他の構成は図１と同様である。上記の構造をとることにより、ＭｇＯ（００１）層の結晶性・平坦性がよりよくなり、磁気抵抗比がさらに増大する。

次に、本発明の第２の実施の形態について説明を行う。図３は、本発明の第２の実施の形態によるＣＣＰ−ＣＰＰ型磁気抵抗素子の一構成例を示す図である。本実施の形態による磁気抵抗素子Ｃは、図２に示す第２の参考構成例の磁気抵抗素子において、磁化固定層３ａと磁化自由層５ａとの両方に、ｂｃｃ（００１）構造強磁性材料を用いたものに相当する。このようにすると、さらにＭｇＯ（００１）層７ａの結晶性・平坦性がよくなり、磁気抵抗比がさらに増大する。

次に、本発明の第３の参考構成例について説明を行う。図４は、第３の参考構成例によるＣＣＰ−ＣＰＰ型磁気抵抗素子を示す図である。本参考構成例による磁気抵抗素子Ｄは、第２の参考構成例の磁気抵抗素子において、磁化自由層５と中間層である超薄ＭｇＯ（００１）層７ｂとの界面に、バッファ層として厚み３．０ｎｍ以下の極薄非磁性層１５を挟んだことを特徴とする。バッファ層１５は、界面における平坦性を向上させるためのものであり、マグネシウム、タンタル、金、銅と、それらの合金（例えば窒化銅）などの非磁性金属を用いることが出来る。

次に、本発明の第３の実施の形態について説明を行う。図５は、本発明による第３の実施の形態によるＣＣＰ−ＣＰＰ型磁気抵抗素子の一構成例を示す図である。第３の実施の形態による磁気抵抗素子は、第２実施の形態の磁気抵抗素子において、磁化自由層５ａと中間層である超薄ＭｇＯ（００１）層７ｂとの界面に、バッファ層として厚み３．０ｎｍ以下の極薄非磁性金属層１５を挟んだことを特徴とする。このバッファ層１５は、界面における平坦性を向上させる機能を有するものであり、マグネシウム、タンタル、金、銅と、それらの合金（例えば窒化銅）などの非磁性金属を用いることが出来る。

上記の第３の参考構成例又は第３の実施の形態によるＣＣＰ−ＣＰＰ型磁気抵抗素子における、極薄非磁性層を界面に挿入する手法は、ＭｇＯ−ＴＭＲ素子において、高い磁気抵抗比を保ったまま素子の面積抵抗を減少させるという点で有効性が実証されている。例えば、ＭｇＯ層と磁化固定層の界面にマグネシウム薄膜を挿入することで、ＲＡ値２．４Ω・平方ミクロンのＭｇＯ−ＴＭＲ素子において、磁気抵抗比１３８％（非特許文献４参照）が実現されている。これに対して、本発明の超薄ＭｇＯ層を備えたＣＣＰ−ＣＰＰ型磁気抵抗素子においても、超薄ＭｇＯ層と磁化自由層の界面に、バッファ層を挟むことで、さらに低抵抗領域での磁気抵抗比を上昇させることができる。

参考文献：非特許文献（低いＲＡ値を持つＭｇＯ-ＴＭＲ素子についての論文）；K. Tsunekawa et al., Appl. Phys. Lett. 87, 072503 (2005).

次に、本発明の第４の実施の形態によるＣＣＰ−ＣＰＰ型磁気抵抗素子について説明する。本発明の第４の実施の形態によるＣＣＰ−ＣＰＰ型磁気抵抗素子は、第１から第３の参考構成例及び第２の実施の形態いずれかの磁気抵抗素子において使用されるｂｃｃ（００１）構造強磁性材料として、鉄、コバルト、ニッケルを主成分とする材料を用いることを特徴とする。具体的には、鉄、コバルト、コバルト−鉄合金、コバルト−鉄−硼素合金、コバルト−鉄−硼素−ニッケル合金、及びこれらの金属、合金にモリブデン、バナジウム、クロム、シリコン、アルミニウムを添加した合金、あるいは２種以上の異なるｂｃｃ（００１）構造強磁性材料を層状に重ねた物（薄膜による積層構造）にすることも出来る。

すでに述べたように、ＭｇＯ障壁層を中間層とするＴＭＲ素子において、巨大な磁気抵抗の原因は、ＭｇＯ（００１）障壁層をｂｃｃ（００１）構造強磁性材料と組み合わせることにより発現するスピンフィルター効果であると考えられている。上記の材料の内、鉄、コバルト、コバルト−鉄合金、コバルト−鉄−硼素合金、コバルト−鉄−硼素−ニッケル合金については、ｂｃｃ（００１）構造強磁性材料であり、かつ、ＭｇＯ障壁層を中間層とするＴＭＲ素子において、すでに巨大な（室温にて１００％以上の）磁気抵抗比が発現することが確かめられている材料である。本発明における超薄ＭｇＯ層を中間層とするＣＣＰ−ＣＰＰ型磁気抵抗素子においても、ｂｃｃ（００１）構造に起因する高い偏極率を持つΔ１ブロッホバンドが、大きな磁気抵抗比の一つの原因であると考えられている。従って、上記の材料群は、本発明の磁気抵抗素子における、磁化自由層、磁化固定層の材料として望ましい。

次に、本発明の第５の実施の形態について説明を行う。本発明の第５の実施の形態のＣＣＰ−ＣＰＰ型磁気抵抗素子は、第１から第３の参考構成例及び第２の実施の形態のいずれかの磁気抵抗素子において使用されるｂｃｃ（００１）構造強磁性材料として、薄膜作成直後の状態ではアモルファス構造であり、ポスト・アニールによりｂｃｃ（００１）構造に結晶化する材料を用いることを特徴とする。その例としては、コバルト−鉄合金、コバルト−鉄−硼素合金、コバルト−鉄−硼素−ニッケル合金、コバルト−鉄−硼素−銅合金などを用いることが出来る。

これまでのＭｇＯ障壁層を中間層とするＴＭＲ素子において、ＭＲ比は磁化固定層、磁化自由層の結晶性にきわめて敏感であることが報告されている。磁化固定層、磁化自由層がｂｃｃ（００１）構造であれば巨大な磁気抵抗が発現するが、その結晶構造が乱れるとＭＲ比は極端に小さくなってしまう。本発明者らの湯浅らは、超高真空ＭＢＥエピタキシー法により、原子精度で制御されたきわめて精緻な単結晶ＴＭＲ素子を作製することで、磁化固定層、磁化自由層におけるｂｃｃ（００１）構造を実現した（非特許文献１−（１）参照）が、この方法は量産化には不向きである。一方、ドゥジャヤプラヤらは、ＭｇＯ障壁層を中間層とするＴＭＲ素子をスパッタ法で作製し、ポスト・アニール（製膜後にアニール（焼鈍）すること）で、磁化固定層、磁化自由層の構造をアモルファス構造からｂｃｃ（００１）構造へと結晶化させることで、結果として、超高真空ＭＢＥエピタキシー法で作製した素子と同等の磁気抵抗比を得ることに成功した（非特許文献１−（４）参照）。この方法は、ＭｇＯ障壁層を中間層とするＴＭＲ素子の量産化に必要不可欠の技術であると高く評価されている。

本発明における磁気抵抗素子においても、上記の方法（スパッタ法で磁化固定層、磁化自由層を作製し、ポスト・アニールによりｂｃｃ（００１）構造に結晶化させる）で素子が作製できることは、量産化のためには必要不可欠である。上記材料の内、コバルト−鉄合金、コバルト−鉄−硼素合金、コバルト−鉄−硼素−ニッケル合金は、これまでに、ＭｇＯ障壁層を中間層とするＴＭＲ素子において、スパッタ法とポスト・アニール法により、巨大な（室温にて１００％以上）磁気抵抗比が発現することが確かめられている材料である。本発明の超薄ＭｇＯ層を中間層とする磁気抵抗素子においても、上記の材料を磁化固定層、磁化自由層の材料として使い、スパッタ法とポスト・アニール法により素子を作製することで、巨大な磁気抵抗比が発現すると考えられる。

次に、本発明の第６の実施の形態について説明する。上記第１から第３の参考構成例および第２から第５までの実施の形態のいずれかにおいて説明したＣＣＰ−ＣＰＰ型磁気抵抗素子においては、一般的な磁気抵抗素子に比べ、低抵抗である、かつ、高い磁気抵抗比を実現することができる。そのため、これらの磁気抵抗素子を用いることで、より高精度、高密度のセンシングが可能な磁気センサを提供することが可能になる。より具体的には、第１の実施の形態において説明したように、本発明に至った、（００１）方位に揃った単結晶Ｆｅ−超薄ＭｇＯ層−ＦｅからなるＣＰＰ型磁気抵抗素子に関する実験において、ＲＡ値０．１４Ω平方ミクロン、磁気抵抗比２３％という値を実現することができる。この値は、５００ギガバイト平方インチの高記録密度ハードディスクの磁気ヘッドに対して要求される仕様である、ＲＡ値において１Ω平方ミクロン以下、磁気抵抗比において２０％以上を、十分上回るものである。

尚、高密度ハードディスク読み取りヘッド用への応用では、磁気抵抗比を大きくすることより、面積抵抗値を下げることが要求される。例えば、２００ギガバイト平方インチに対しては面積抵抗４Ω平方ミクロンが、５００ギガバイト平方インチに対しては１Ω平方ミクロンが要求される。記録密度に対して、上記のスケーリングが成立すると仮定すると、１テラビット平方インチに対しては、０．２５Ω平方ミクロンの面積抵抗が要求される。従って、本実施の形態による素子を用いると、１テラビット平方インチの記録密度にも対応することが出来る。

このように、本発明のＣＰＰ型磁気抵抗素子を利用すると高記録密度ハードディスクに対応できる磁気ヘッドを提供することが可能であることがわかる。

以上に説明してきたように、本発明の各実施の形態において説明したように、超薄ＭｇＯ障壁層を持つＣＣＰ−ＣＰＰ型巨大磁気抵抗素子によれば、複雑な多層構造を用いることなく、低抵抗（ＲＡ値で１Ω・平方ミクロン以下）である、かつ、高い磁気抵抗比（２０％以上）をもつ磁気抵抗素子を得ることが出来る。

このＣＰＰ型巨大磁気抵抗素子を磁気センサとして用いると、５００ギガバイト平方インチ以上の磁気記録密度に対応した磁気抵抗ヘッドを提供することが可能となり、産業上のメリットは極めて大きいことがわかる。

本実施の形態による磁気抵抗素子の特徴は、極端に低いインピーダンス持つことである。低インピーダンスの磁気抵抗素子としては、例えば、低ノイズ磁気センサ、磁気論理回路での出力素子が考えられる。

本発明は、磁気センサに利用可能である。

中間層に超薄ＭｇＯ（００１）層を備えた磁気抵抗素子の一参考構成例を示す図である。 中間層に超薄ＭｇＯ（００１）層を、磁化固定層にｂｃｃ（００１）単結晶構造を持つ材料を備えた磁気抵抗素子の一参考構成例を示す図である。 中間層に超薄ＭｇＯ（００１）層を、磁化固定層と磁化自由層にｂｃｃ（００１）単結晶構造を持つ材料を備えた、本発明による磁気抵抗素子の一構成例を示す図である。 中間層に超薄ＭｇＯ（００１）層を、磁化固定層にｂｃｃ（００１）単結晶構造を持つ材料を備え、磁化自由層と超薄ＭｇＯ（００１）層の間に、極薄非磁性金属層を挟んだ磁気抵抗素子の一参考構成例を示す図である。 中間層に超薄ＭｇＯ（００１）層を、磁化固定層と磁化自由層にｂｃｃ（００１）単結晶構造を持つ材料を備え、磁化自由層と超薄ＭｇＯ（００１）層の間に、極薄非磁性金属層を挟んだ、本発明による磁気抵抗素子の一構成例を示す図である。 単結晶Ｆｅのバンド構造を示す図である。 本発明の一実施の形態による磁気抵抗素子の製造工程を示す図である。 本発明者らが実験に用いたサンプルの構成を示す図である。 超薄ＭｇＯ膜厚と面積当たりの抵抗値の関係を示すグラフである。 超薄ＭｇＯ膜厚と磁気抵抗比との関係を示すグラフである。 低抵抗サンプルでの磁気抵抗特性を示すグラフである。 低抵抗サンプルでの抵抗値、及び磁気抵抗比の温度依存性を示すグラフである。 Ｆｅ（００１）面上に成長させたＭｇＯ（００１）配向３原子層における走査トンネル顕微鏡像である。

２１…単結晶ＭｇＯ基板、２３…シード層（クロム４０ｎｍ）、２５…バッファ層（金１００ｎｍ）、２７…磁化自由層（鉄あるいはコバルト５０ｎｍ）、３１…超薄ＭｇＯ層（０．３から２．０ｎｍ）、３３…磁化固定層（鉄１０ｎｍ）、３５…反強磁性層（イリジウムマンガン合金１０ｎｍ）、３７…キャップ層（金２０ｎｍ）。

Claims (6)

1. 磁化固定層と、中間層と、磁化自由層と、を有し、
   前記磁化固定層と前記磁化自由層がともに強磁性金属材料からなり、
   前記中間層に金属の充填された微小孔が存在する、ＣＣＰ（current confined path:電流狭窄）−ＣＰＰ（current perpendicular to plane:電流面直）型巨大磁気抵抗素子において、
   前記強磁性金属材料が、（００１）面が優先配向した単結晶あるいは多結晶のｂｃｃ（body-centered cubic:体心立方）構造を有し、
   前記中間層が、（００１）面が優先配向した単結晶あるいは多結晶の酸化マグネシウム層からなり、
   前記微小孔に充填された金属が、非磁性金属材料であり、
   ＲＡ値が１（Ω・平方ミクロン）以下で、かつ
   ＭＲ比が２０％以上である、
   ことを特徴とする巨大磁気抵抗素子。
2. 磁化固定層と、中間層と、磁化自由層と、を有し、
   前記磁化固定層と前記磁化自由層がともに強磁性金属材料からなり、
   前記中間層に金属の充填された微小孔が存在する、ＣＣＰ（current confined path:電流狭窄）−ＣＰＰ（current perpendicular to plane:電流面直）型巨大磁気抵抗素子において、
   前記強磁性金属材料が、（００１）面が優先配向した単結晶あるいは多結晶のｂｃｃ（body-centered cubic:体心立方）構造を有し、
   前記中間層が、（００１）面が優先配向した単結晶あるいは多結晶の酸化マグネシウム層からなり、
   前記中間層と磁化自由層との間に厚さ３．０ナノメートル以下の非磁性金属層が挿入されており、
   ＲＡ値が１（Ω・平方ミクロン）以下で、かつ
   ＭＲ比が２０％以上である、
   ことを特徴とする巨大磁気抵抗素子。
3. 前記強磁性金属材料が、鉄、コバルト、ニッケルを主成分とする材料であることを特徴とする請求項１または２に記載の巨大磁気抵抗素子。
4. 前記微小孔の直径が５０ナノメートル以下であることを特徴とする請求項１または２に記載の巨大磁気抵抗素子。
5. 前記中間層の厚さが１．０ナノメートル以下であることを特徴とする請求項１から４のいずれか一項に記載の巨大磁気抵抗素子。
6. 前記中間層の厚さが０．５ナノメートルから０．７ナノメートルであることを特徴とする請求項１から４のいずれか一項に記載の巨大磁気抵抗素子。

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