JP2008078379A - トンネル型磁気検出素子の製造方法 - Google Patents

Abstract

【課題】 特に、絶縁障壁層をＭｇ−Ｏで形成したトンネル型磁気検出素子に係り、フリー磁性層の軟磁気特性を良好な状態にし、且つ、従来に比べて抵抗変化率（ΔＲ／Ｒ）を高く出来るトンネル型磁気検出素子の製造方法を提供する。
【解決手段】 積層体Ｔ１の下から上側磁性層、絶縁障壁層及びエンハンス層の順に積層される部分を、Ｃｏ_{４０ａｔ％}Ｆｅ_{４０ａｔ％}Ｂ_{２０ａｔ％}／Ｍｇ−Ｏ／Ｃｏ_{５０ａｔ％}Ｆｅ_{５０ａｔ％}としたトンネル型磁気検出素子を用いて、ＲＡに対する抵抗変化率（ΔＲ／Ｒ）のアニール温度依存性の実験を行ったところ、アニール温度を２７０℃〜３１０℃の範囲内に設定することで、低いＲＡ（２〜４Ωμｍ^２）の範囲にて高い抵抗変化率（ΔＲ／Ｒ）が得られる。
【選択図】 図７

Description

本発明は、例えばハードディスク装置に搭載されたり、あるいはＭＲＡＭ（磁気抵抗メモリ）等として用いられるトンネル型磁気検出素子に係り、特に、絶縁障壁層としてＭｇ−Ｏを使用した際に、フリー磁性層の軟磁気特性を良好な状態に保ち、且つ抵抗変化率（ΔＲ／Ｒ）を大きくすることが可能なトンネル型磁気検出素子の製造方法に関する。

トンネル型磁気検出素子は、トンネル効果を利用して抵抗変化を生じさせるものであり、固定磁性層の磁化と、フリー磁性層の磁化とが反平行のとき、前記固定磁性層とフリー磁性層との間に設けられた絶縁障壁層（トンネル障壁層）を介してトンネル電流が流れにくくなって、抵抗値は最大になり、一方、前記固定磁性層の磁化とフリー磁性層の磁化が平行のとき、最も前記トンネル電流は流れ易くなり抵抗値は最小になる。

この原理を利用し、外部磁界の影響を受けてフリー磁性層の磁化が変動することにより、変化する電気抵抗を電圧変化としてとらえ、記録媒体からの洩れ磁界が検出されるようになっている。

ところで、前記絶縁障壁層の材質を変えると、抵抗変化率（ΔＲ／Ｒ）に代表される特性が変わってしまうため、前記絶縁障壁層の材質ごとに研究を行うことが必要であった。

トンネル型磁気検出素子として重要な特性は、抵抗変化率（ΔＲ／Ｒ）、ＲＡ（素子抵抗Ｒ×面積Ａ）、フリー磁性層の磁歪λや保磁力Ｈｃ等に代表される軟磁気特性等であり、これら特性の最適化を目指して絶縁障壁層や、前記絶縁障壁層の上下に形成される固定磁性層及びフリー磁性層の材質、膜構成の改良、さらには製造工程中に施されるアニール条件を設定している。
特開２００５−８５８２１号公報 特開２００３−１５８３１２号公報 特開２００４−１７９１８７号公報 特開２００５−２０３７０２号公報

上記特許文献には絶縁障壁層として酸化マグネシウム（Ｍｇ−Ｏ）の使用が開示されている（例えば特許文献１の［００４３］欄など）。下から反強磁性層、固定磁性層、絶縁障壁層及びフリー磁性層の順に積層されたトンネル型磁気検出素子において、前記絶縁障壁層をＭｇ−Ｏで形成し、固定磁性層及びフリー磁性層をＣｏＦｅＢで形成すると、すなわちＣｏＦｅＢ／Ｍｇ−Ｏ／ＣｏＦｅＢの積層構造にすると大きな抵抗変化率（ΔＲ／Ｒ）が得られることが知られている。

しかしながら、前記フリー磁性層としてＣｏＦｅＢを使用すると、前記フリー磁性層の磁歪λや保磁力Ｈｃが非常に大きくなってしまい、再生特性の安定性の低下が問題となった。

また上記したＣｏＦｅＢ／Ｍｇ−Ｏ／ＣｏＦｅＢの積層構造にして大きな抵抗変化率（ΔＲ／Ｒ）を得るには、３５０℃以上の高温下にてアニール処理を施すことが必要であったが、後述する実験で示すように、フリー磁性層をＣｏＦｅＢに代えて、ＣｏＦｅ／ＮｉＦｅとしたとき、３５０℃以上のアニール処理では、抵抗変化率（ΔＲ／Ｒ）が低下することがわかった。

各特許文献には、絶縁障壁層にＭｇ−Ｏを使用したとき、良好なフリー磁性層の軟磁気特性及び高抵抗変化率（ΔＲ／Ｒ）を得るための、最適なフリー磁性層の層構造、及び製造過程におけるアニール処理温度について開示していない。例えば特許文献１では、［００６７］〜［００７０］欄に「実施例１」の層構造、及びアニール条件が記載されているが、絶縁障壁層はＡｌ−Ｏであり、Ｍｇ−Ｏを使用していない。特許文献２も［００２６］欄に絶縁障壁層としてＡｌ−Ｏを使用したときのアニール条件が記載されている。特許文献３では、［００３３］欄に４００℃以上の高温度でアニール処理を行うことが記載されている。さらに、特許文献４では、例えば［００４３］欄に２５０℃でアニール処理を施すことが記載されているが絶縁障壁層の材質が不明である。

このように各特許文献では、絶縁障壁層としてＭｇ−Ｏを使用した際に、最適なフリー磁性層の層構造及びアニール条件は開示されていない。

そこで本発明は、上記従来の課題を解決するためのものであり、特に、絶縁障壁層をＭｇ−Ｏで形成したトンネル型磁気検出素子に係り、フリー磁性層の軟磁気特性を良好な状態にし、且つ、従来に比べて抵抗変化率（ΔＲ／Ｒ）を高く出来るトンネル型磁気検出素子の製造方法を提供することを目的としている。

本発明は、下から固定磁性層、絶縁障壁層、及びフリー磁性層の順で積層して成る積層体を有するトンネル型磁気検出素子の製造方法において、
（ａ） 前記固定磁性層上にＭｇ−Ｏから成る絶縁障壁層を形成する工程、
（ｂ） 前記絶縁障壁層上に前記フリー磁性層を構成するＣｏＦｅあるいはＣｏから成るエンハンス層を形成する工程、
（ｃ） 前記エンハンス層上に前記フリー磁性層を構成するＮｉＦｅあるいはＮｉから成る軟磁性層を形成する工程、
（ｄ） 前記積層体に対し、２７０℃〜３１０℃の温度範囲でアニール処理を施す工程、
を有することを特徴とするものである。

本発明では、（ａ）工程で絶縁障壁層をＭｇ−Ｏで形成し、（ｂ）（ｃ）工程で、フリー磁性層を下からＣｏＦｅ又はＣｏから成るエンハンス層と、ＮｉＦｅあるいはＮｉからなる軟磁性層との積層構造で形成する。前記エンハンス層は前記軟磁性層よりスピン分極率が大きく、一方、軟磁性層は前記エンハンス層より軟磁気特性に優れる。前記フリー磁性層を、このような積層構造で形成することで、良好な軟磁気特性と、抵抗変化率（ΔＲ／Ｒ）の向上を確保できる。

本発明では（ｄ）工程で示すように２７０℃〜３１０℃の範囲内でアニール処理を施している。この温度範囲であれば、本発明の積層構造において、低いＲＡの範囲にて、高い抵抗変化率（ΔＲ／Ｒ）を得ることが出来ることが後述する実験によって証明されている。

本発明では、前記（ａ）工程において、Ｍｇ−Ｏからなるターゲットを用いて、前記絶縁障壁層をスパッタ成膜することが、高い抵抗変化率（ΔＲ／Ｒ）を得る上で好ましい。

また本発明では、前記（ａ）工程において、前記固定磁性層の少なくとも前記絶縁障壁層と接する上層を、原子比率Ｚが、２５〜１００、組成比αが、７０〜９０ａｔ％の（Ｃｏ_{１００−Ｚ}Ｆｅ_Ｚ）_αＢ_{１００−α}で形成することが、高い抵抗変化率（ΔＲ／Ｒ）を得る上で好ましい。

また本発明では、前記（ｂ）工程において、前記エンハンス層を、Ｆｅ組成比Ｘが１０ａｔ％以上で１００ａｔ％以下のＣｏ_{１００−Ｘ}Ｆｅ_Ｘで形成することが、高い抵抗変化率（ΔＲ／Ｒ）を得る上で好ましい。

また本発明では、前記（ｃ）工程において、前記軟磁性層を、Ｎｉ組成比Ｙが８１．５ａｔ％〜１００ａｔ％のＮｉ_ＹＦｅ_{１００−Ｙ}で形成することが、良好なフリー磁性層の軟磁気特性を得ることができ好適である。

また本発明では、前記（ａ）工程よりも前に、
（ｅ） 反強磁性層上に前記固定磁性層を形成する工程、
を含み、
前記（ｄ）工程のアニール処理で、前記反強磁性層と前記固定磁性層との間で交換結合磁界を生じさせ、前記固定磁性層の磁化を所定方向に固定することが好ましい。

本発明では、絶縁障壁層としてＭｇ−Ｏを用いたトンネル型磁気検出素子の製造方法において、フリー磁性層の軟磁気特性を良好に維持しつつ、高い抵抗変化率（ΔＲ／Ｒ）を得ることが出来る。

図１ないし図４は、本実施形態のトンネル型磁気検出素子（トンネル型磁気抵抗効果素子）の製造方法を示す一工程図である。各図は、製造過程での前記トンネル型磁気検出素子をを記録媒体との対向面と平行な方向から切断した断面図である。

トンネル型磁気検出素子は、ハードディスク装置に設けられた浮上式スライダのトレーリング側端部などに設けられて、ハードディスクなどの記録磁界を検出するものである。あるいは前記トンネル型磁気検出素子は、ＭＲＡＭ（磁気抵抗メモリ）等にも用いられる。

なお、図中においてＸ方向は、トラック幅方向、Ｙ方向は、磁気記録媒体からの洩れ磁界の方向（ハイト方向）、Ｚ方向は、ハードディスクなどの磁気記録媒体の移動方向及び前記トンネル型磁気検出素子の各層の積層方向、である。

図１に示す工程では、下部シールド層２１上に、下地層１、シード層２、反強磁性層３、下側磁性層４ａ、非磁性中間層４ｂ、及び上側磁性層４ｃを連続成膜する。各層を例えばスパッタ成膜する。

本実施形態では、前記下部シールド層２１を例えばＮｉＦｅ合金で形成する。
また前記下地層１を、Ｔａ，Ｈｆ，Ｎｂ，Ｚｒ，Ｔｉ，Ｍｏ，Ｗのうち１種または２種以上の元素などの非磁性材料で形成する。前記下地層１の形成は必須ではない。

前記シード層２を例えば、ＮｉＦｅＣｒによって形成する。前記シード層２をＮｉＦｅＣｒによって形成すると、前記シード層２は、面心立方構造（ｆｃｃ）を有し、膜面と平行な方向に{１１１}面として表される等価な結晶面が優先配向しているものになる。

前記反強磁性層３を、元素β（ただしβは、Ｐｔ，Ｐｄ，Ｉｒ，Ｒｈ，Ｒｕ，Ｏｓのうち１種または２種以上の元素である）とＭｎとを含有する反強磁性材料で形成する。

これら白金族元素を用いたβ−Ｍｎ合金は、耐食性に優れ、またブロッキング温度も高く、さらに交換結合磁界（Ｈｅｘ）を大きくできるなど反強磁性材料として優れた特性を有している。

また前記反強磁性層３を、元素βと元素β′（ただし元素β′は、Ｎｅ，Ａｒ，Ｋｒ，Ｘｅ，Ｂｅ，Ｂ，Ｃ，Ｎ，Ｍｇ，Ａｌ，Ｓｉ，Ｐ，Ｔｉ，Ｖ，Ｃｒ，Ｆｅ，Ｃｏ，Ｎｉ，Ｃｕ，Ｚｎ，Ｇａ，Ｇｅ，Ｚｒ，Ｎｂ，Ｍｏ，Ａｇ，Ｃｄ，Ｓｎ，Ｈｆ，Ｔａ，Ｗ，Ｒｅ，Ａｕ，Ｐｂ、及び希土類元素のうち１種または２種以上の元素である）とＭｎとを含有する反強磁性材料で形成してもよい。

図１に示すように前記固定磁性層４を、下から下側磁性層４ａ、非磁性中間層４ｂ、上側磁性層（上層）４ｃの順で積層された積層フェリ構造で形成する。後するアニール処理によって発生する前記反強磁性層３との界面での交換結合磁界及び非磁性中間層４ｂを介した反強磁性的交換結合磁界（ＲＫＫＹ的相互作用）により前記下側磁性層４ａと上側磁性層４ｃの磁化方向を互いに反平行状態に磁化固定できる。これは、いわゆる積層フェリ構造と呼ばれ、この構成により前記固定磁性層４の磁化を安定した状態にでき、また前記固定磁性層４と反強磁性層３との界面で発生する交換結合磁界を見かけ上大きくすることができる。なお前記下側磁性層４ａ及び上側磁性層４ｃを、例えば１２〜２４Å程度で形成し、非磁性中間層４ｂを８Å〜１０Å程度で形成する。

前記下側磁性層４ａを、ＣｏＦｅ、ＮｉＦｅ，ＣｏＦｅＮｉなどの強磁性材料で形成する。また非磁性中間層４ｂを、Ｒｕ、Ｒｈ、Ｉｒ、Ｃｒ、Ｒｅ、Ｃｕなどの非磁性導電材料で形成する。また前記上側磁性層４ｃを、前記下側磁性層４ａと同様の強磁性材料で形成してもよいが、好ましくはＣｏＦｅＢで形成する。

本実施形態では、前記上側磁性層４ｃを、原子比率Ｚが、２５〜１００、組成比αが、７０〜９０ａｔ％の（Ｃｏ_{１００−Ｚ}Ｆｅ_Ｚ）_αＢ_{１００−α}で形成することが好適である。また、前記上側磁性層４ｃの膜厚を１０〜３０Åの範囲内で形成することが好ましい。

次に、前記上側磁性層４ｃ上に、Ｍｇ−Ｏからなる絶縁障壁層５を形成する。本実施形態では、前記絶縁障壁層５の形成方法は２通りある。すなわち、所定の組成比で形成されたＭｇ−Ｏからなるターゲットを用いて、前記上側磁性層４ｃ上にＭｇ−Ｏから成る絶縁障壁層５をスパッタ成膜する方法と、前記上側磁性層４ｃ上にＭｇ層をスパッタ成膜し、前記Ｍｇ層を酸化してＭｇ−Ｏから成る絶縁障壁層５を形成する方法とがある。

本実施形態では、Ｍｇ−Ｏからなるターゲットを用いて前記絶縁障壁層５を形成することが好ましい。

Ｍｇ−ＯのＭｇ組成比を、４０〜６０ａｔ％の範囲内とすることが好ましく、最も好ましくはＭｇ_{５０ａｔ％}Ｏ_{５０ａｔ％}である。また本実施形態では前記絶縁障壁層５の膜厚を７〜２０Åの範囲内で形成することが好ましい。

次に、図２に示す工程では、前記絶縁障壁層５上に、エンハンス層６ａ及び軟磁性層６ｂから成るフリー磁性層６、及び保護層７を成膜する。各層を例えばスパッタ成膜する。

本実施形態では、前記エンハンス層６ａをＣｏＦｅあるいはＣｏで形成する。また前記軟磁性層６ｂをＮｉＦｅあるいはＮｉで形成する。前記エンハンス層６ａをＣｏＦｅあるいはＣｏで形成することで前記絶縁障壁層５との界面付近でのスピン分極率を向上できる。一方、前記軟磁性層６ｂをＮｉＦｅあるいはＮｉで形成することで、フリー磁性層６の軟磁気特性の向上を図ることが出来る。フリー磁性層６をこのような積層構造とすることで良好な軟磁気特性と抵抗変化率（ΔＲ／Ｒ）の向上を図ることが出来る。

具体的には前記エンハンス層６ａをＦｅ組成比Ｘが、１０ａｔ％以上で１００ａｔ％以下のＣｏ_{１００−Ｘ}Ｆｅ_Ｘで形成することが好適である。また前記軟磁性層６ｂを、Ｎｉ組成比Ｙが８１．５ａｔ％〜１００ａｔ％の範囲内のＮｉ_ＹＦｅ_{１００−Ｙ}で形成することが好適である。
以上により下地層１から保護層７までが積層された積層体Ｔ１を形成する。

次に、前記積層体Ｔ１上に、リフトオフ用レジスト層３０を形成し、前記リフトオフ用レジスト層３０に覆われていない前記積層体Ｔ１のトラック幅方向（図示Ｘ方向）における両側端部をエッチング等で除去する（図３を参照）。

次に、前記積層体Ｔ１のトラック幅方向（図示Ｘ方向）の両側であって前記下部シールド層２１上に、下から下側絶縁層２２、ハードバイアス層２３、及び上側絶縁層２４の順に積層する（図４を参照）。各層を例えばスパッタ成膜する。

そして前記リフトオフ用レジスト層３０を除去し、前記積層体Ｔ１及び前記上側絶縁層２４上に上部シールド層２６を形成する。

上記したトンネル型磁気検出素子の製造方法では、その形成過程でアニール処理を含む。代表的なアニール処理は、前記反強磁性層３と下側磁性層４ａ間に交換結合磁界（Ｈｅｘ）を生じさせるためのアニール処理である。

この交換結合磁界を生じさせるためのアニール処理は図２に示す積層体Ｔ１の形成後に行う。

本実施形態では前記アニール処理を２７０℃〜３１０℃の温度範囲で行う。またアニール時間を３〜５時間で行う。後述する実験によれば、このアニール温度にすることで、低いＲＡ（素子抵抗Ｒ×素子面積Ａ）の範囲にて、高い抵抗変化率（ΔＲ／Ｒ）を得られることがわかっている。ＲＡは、高速データ転送の適正化等に極めて重要な値であり、低い値に設定する必要がある。具体的には、ＲＡを２〜４Ωμｍ^２、好ましくは、２〜３Ωμｍ^２の範囲内に設定する。

アニール処理温度を２７０℃よりも低くすると抵抗変化率（ΔＲ／Ｒ）が小さくなるのは、ＣｏＦｅＢで形成された上側磁性層４ｃやＭｇ−Ｏで形成された絶縁障壁層５の内部構造が高い抵抗変化率（ΔＲ／Ｒ）を得られるには不十分な状態のためであると考えられる。

すなわち、Ｍｇ−Ｏの絶縁障壁層５を有するトンネル型磁気検出素子では、高い抵抗変化率（ΔＲ／Ｒ）を得るには、前記絶縁障壁層５を、界面と平行な方向（Ｘ−Ｙ平面と平行な方向）に代表的に｛１００｝面として表される等価な結晶面が優先配向した体心立方構造で形成することが重要である。ここで、「代表的に｛１００｝面として表される結晶面」とは、ミラー指数を用いて表した結晶格子面を示し、前記｛１００｝面として表される等価な結晶面としては、（１００）面、（−１００）面、（０１０）面（０−１０）面、（００１）面、（００−１）面が存在する。

このようなＭｇ−Ｏの結晶配向性には、その下に形成されるＣｏＦｅＢの内部構造及びＣｏＦｅＢ／Ｍｇ−Ｏの界面構造も重要な要素である。ここで、ＣｏＦｅＢ（ａｓ．ｄｅｐｏ）はアモルファス構造であることがＭｇ−Ｏを、適切に{１００}面が優先配向する面心立方構造に形成できる点で好ましい。そして、上記したＣｏＦｅＢで形成された上側磁性層４ｃやＭｇ−Ｏで形成された絶縁障壁層５の内部構造及び界面構造はアニール処理温度に依存し、後述する実験で示すように２７０℃よりも低いアニール処理温度では高い抵抗変化率（ΔＲ／Ｒ）を得られないことからすると、内部構造及び界面構造が不十分な状態であろうと推測される。

一方、前記アニール処理温度を３１０℃よりも高くすると、抵抗変化率（ΔＲ／Ｒ）が低下するが、これは、ＮｉＦｅあるいはＮｉで形成された軟磁性層６ｂが前記アニール処理温度が高温になることで、{１１１}面が膜面と平行な方向に優先配向しやすくなり、その影響をエンハンス層６ａが受けることで、抵抗変化率（ΔＲ／Ｒ）が低下するのであろうと推測される。

上記したように、前記エンハンス層６ａを、Ｆｅ組成比Ｘが、１０ａｔ％以上で１００ａｔ％以下のＣｏ_{１００−Ｘ}Ｆｅ_Ｘで形成することが好適である。Ｆｅ組成比Ｘは３０ａｔ％以上で９０ａｔ％以下に設定することが好ましく、さらには５０ａｔ％以上で９０ａｔ％以下に設定することがより好ましい。そして２７０℃〜３１０℃のアニール処理後、前記エンハンス層６ａが、前記絶縁障壁層５と同様に膜面（図示Ｘ−Ｙ面）に平行な方向に代表的に｛１００｝面として表される等価な結晶面が優先配向した体心立方構造となることが好適である。特に、前記Ｆｅ組成比Ｘを３０ａｔ％以上に設定すると、前記エンハンス層６ａを体心立方構造に形成しやすいと考えられる。このとき、前記絶縁障壁層５と前記エンハンス層６ａとの格子定数のミスマッチを小さくでき、しかも、前記軟磁性層６ｂの結晶配向性の前記エンハンス層６ａに対する影響も小さく、その結果、高い抵抗変化率（ΔＲ／Ｒ）を得られるのであろうと推測される。

また上記したアニール処理により、各層の界面で構成元素の相互拡散が生じるとも考えられる。このような相互拡散により、前記絶縁障壁層５と前記上側磁性層４ｃとの界面付近では、Ｍｇ−ＯとＣｏＦｅＢとが混在した混在領域が形成されていると考えられ、また、前記絶縁障壁層５と前記エンハンス層６ａとの界面付近では、Ｍｇ−ＯとＣｏＦｅとが混在した混在領域が形成されていると考えられる。このような相互拡散は、例えば、エンハンス層６ａと絶縁障壁層５との界面付近での格子定数のミスマッチをより小さくする等して、抵抗変化率（ΔＲ／Ｒ）の向上に寄与しているとも推測される。

上記した本実施形態のトンネル型磁気検出素子の製造方法では、絶縁障壁層５をＭｇ−Ｏで形成し、さらにその上に形成されるエンハンス層６ａを、Ｆｅ組成比Ｘが、１０ａｔ％以上で１００ａｔ％以下のＣｏ_{１００−Ｘ}Ｆｅ_Ｘで形成し、さらにその上に、前記軟磁性層６ｂを、Ｎｉ組成比が８１．５ａｔ％〜１００ａｔ％の範囲内のＮｉＦｅ合金で形成している。これにより、前記フリー磁性層６の磁歪λ（絶対値）を０〜５ｐｐｍ、保磁力Ｈｃを１〜５Ｏｅ程度に小さくでき前記フリー磁性層６の軟磁気特性を良好にでき好適である。

前記エンハンス層６ａを構成するＣｏ_{１００−Ｘ}Ｆｅ_ＸのＦｅ組成比Ｘが高いほど同じＲＡ（素子抵抗Ｒ×素子面積Ａ）で比較すると、抵抗変化率（ΔＲ／Ｒ）が向上する傾向にあることがわかっている。これは、Ｆｅ組成比Ｘを大きくすることで適切に、前記エンハンス層６ａを体心立方構造にでき、前記絶縁障壁層５との格子定数のミスマッチを小さくできるためであると思われる。

本実施形態では上記したように、絶縁障壁層５にＭｇ−Ｏを用い、フリー磁性層６をＣｏＦｅ／ＮｉＦｅで構成したトンネル型磁気検出素子の製造方法において、アニール処理温度を２７０℃〜３１０℃の範囲に設定することで、高い抵抗変化率（Ｒ／Ｒ）を得ることができる。なお、本実施形態で言う「アニ-ル処理」は、前記反強磁性層３と固定磁性層４の下側磁性層４ａとの間で交換結合磁界を生じさせるために行う以外のアニ-ル処理を含む。すなわち前記交換結合磁界を生じさせるためのアニ-ル処理以外のアニ-ル処理にて例えば４００℃のアニール処理を行うと、低い抵抗変化率（Ｒ／Ｒ）のトンネル型磁気検出素子しか得られないのである。

特に後述する実験で示すように、Ｃｏ_{１００−Ｘ}Ｆｅ_Ｘで形成されたエンハンス層６ａのＦｅ組成比Ｘが異なる試料にて抵抗変化率（ΔＲ／Ｒ）の実験を行ったところ、前記Ｆｅ組成比Ｘの違いで抵抗変化率（ΔＲ／Ｒ）の大きさが異なるものの、ＲＡに対する抵抗変化率（ΔＲ／Ｒ）のアニール温度依存性は、Ｆｅ組成比Ｘにかかわらず同じであることがわかっている。すなわち２７０℃よりも低いアニール温度、及び３１０℃よりも高いアニール温度では、同じＲＡで比較したときに、いずれも２７０℃〜３１０℃のアニール温度範囲で得られる抵抗変化率（ΔＲ／Ｒ）よりも低い抵抗変化率（ΔＲ／Ｒ）しか得られないのである。

本実施形態では前記絶縁障壁層５と上側磁性層４ｃとは直接接しているが、例えば、前記絶縁障壁層５と上側磁性層４ｃとの間にＭｇ層を介在させてもよい。

Ｍｇ層を挿入しても、挿入しない場合と同様に、アニール温度を２７０℃〜３１０℃の範囲内とすることでＲＡの低い領域（２〜４Ωμｍ^２、好ましくは２〜３Ωμｍ^２）で高い抵抗変化率（ΔＲ／Ｒ）を得ることが出来る。

積層体Ｔ１を有するトンネル型磁気検出素子を形成した。
積層体Ｔ１を、下から、下地層１；Ｔａ（３０）／シード層２；ＮｉＦｅＣｒ（５０）／反強磁性層３；ＩｒＭｎ（７０）／固定磁性層４［下側磁性層４ａ；Ｃｏ_７０at%Ｆｅ_３０at%（１４）／非磁性中間層４ｂ；Ｒｕ（９．１）／上側磁性層４ｃ；ＣｏＦｅＢ（１８）］／絶縁障壁層５；Ｍｇ−Ｏ／フリー磁性層６[エンハンス層６ａ；ＣｏＦｅ（１０）／軟磁性層；Ｎｉ_{８６ａｔ％}Ｆｅ_{１４ａｔ％}（４０）]／保護層７；Ｔａ（２００）の順に積層した。なお括弧内の数値は平均膜厚を示し単位はÅである。

前記絶縁障壁層５をＭｇ−Ｏ（組成比は５０ａｔ％：５０ａｔ％）から成るターゲットをもちいて、Ｍｇ−Ｏからなる前記絶縁障壁層５をスパッタ成膜した。前記絶縁障壁層５の膜厚を各試料において９〜１１Åで形成した。

また、前記絶縁障壁層５を形成する前に、前記上側磁性層４ｃの表面を、プラズマ処理した。

まず実験では、前記エンハンス層６ａをＣｏ_{９０ａｔ％}Ｆｅ_{１０ａｔ％}とし、前記上側磁性層４ｃをＣｏ_{４０ａｔ％}Ｆｅ_{４０ａｔ％}Ｂ_{２０ａｔ％}とした。

また上記基本膜構成に対しアニール処理を施した。実験では、アニール温度を２５０℃、２７０℃、２９０℃、３１０℃とし、且つ各アニール時間を４時間に統一した。

実験ではＲＡに対する抵抗変化率（ΔＲ／Ｒ）の大きさを、アニール温度毎に求めた。その実験結果が図５である。

次に、上記した実験試料に対して、前記上側磁性層４ｃをＣｏ_{６０ａｔ％}Ｆｅ_{２０ａｔ％}Ｂ_{２０ａｔ％}に変更し、その他は同じ設定にして、上記と同様に、ＲＡに対する抵抗変化率（ΔＲ／Ｒ）の大きさを、アニール温度毎に求めた。その実験結果が図６である。

次に、図５で使用した実験試料に対して、前記エンハンス層６ａをＣｏ_{５０ａｔ％}Ｆｅ_{５０ａｔ％}に変更し、その他は同じ設定にして（ただしアニール温度条件に３５０℃も追加）、上記と同様に、ＲＡに対する抵抗変化率（ΔＲ／Ｒ）の大きさを、アニール温度毎に求めた。その実験結果が図７である。

次に、図５で使用した実験試料に対して、前記エンハンス層６ａをＣｏ_{５０ａｔ％}Ｆｅ_{５０ａｔ％}に、前記上側磁性層４ｃをＣｏ_{６０ａｔ％}Ｆｅ_{２０ａｔ％}Ｂ_{２０ａｔ％}に変更し、その他は同じ設定にして（ただしアニール温度条件に３５０℃も追加）、上記と同様に、ＲＡに対する抵抗変化率（ΔＲ／Ｒ）の大きさを、アニール温度毎に求めた。その実験結果が図８である。

図５ないし図８の実験結果から、アニール温度を２７０℃〜３１０℃の範囲内に設定した。図５ないし図８に示すように、ＲＡを２〜４Ωμｍ^２、好ましくは２〜３Ωμｍ^２の範囲内にて、アニール温度を２７０℃〜３１０℃にするとＲＡに対する抵抗変化率（ΔＲ／Ｒ）がほぼ同じ高い値になることがわかった。一方、アニール温度を２５０℃、３５０℃に設定すると、アニール温度を２７０℃〜３１０℃に設定した場合よりも、明らかに低い抵抗変化率（ΔＲ／Ｒ）しか得られないことがわかった。

また図５と図６、あるいは図７と図８を比較すると、上側磁性層を、Ｃｏ_{４０ａｔ％}Ｆｅ_{４０ａｔ％}Ｂ_{２０ａｔ％}としたほうが、Ｃｏ_{６０ａｔ％}Ｆｅ_{２０ａｔ％}Ｂ_{２０ａｔ％}とした場合よりも高い抵抗変化率（ΔＲ／Ｒ）を得られることがわかった。

また、図５と図７、あるいは図６と図８を比較すると、エンハンス層をＣｏ_{５０ａｔ％}Ｆｅ_{５０ａｔ％}で形成したほうがＣｏ_{９０ａｔ％}Ｆｅ_{１０ａｔ％}で形成するよりも高い抵抗変化率（ΔＲ／Ｒ）を得ることが出来ることがわかった。

本実施形態のトンネル型磁気検出素子の製造方法を示す一工程図（製造工程中の前記トンネル型磁気検出素子を記録媒体との対向面と平行な方向から切断した断面図）、 図１の次に行われる一工程図（製造工程中の前記トンネル型磁気検出素子を記録媒体との対向面と平行な方向から切断した断面図）、 図２の次に行われる一工程図（製造工程中の前記トンネル型磁気検出素子を記録媒体との対向面と平行な方向から切断した断面図）、 図３の次に行われる一工程図（製造工程中の前記トンネル型磁気検出素子を記録媒体との対向面と平行な方向から切断した断面図）、 積層体Ｔ１の下から上側磁性層、絶縁障壁層及びエンハンス層の順に積層される部分を、Ｃｏ_{４０ａｔ％}Ｆｅ_{４０ａｔ％}Ｂ_{２０ａｔ％}／Ｍｇ−Ｏ／Ｃｏ_{９０ａｔ％}Ｆｅ_{１０ａｔ％}としトンネル型磁気検出素子を用いたときの、ＲＡに対する抵抗変化率（ΔＲ／Ｒ）のアニール温度依存性を示すグラフ、 積層体Ｔ１の下から上側磁性層、絶縁障壁層及びエンハンス層の順に積層される部分を、Ｃｏ_{６０ａｔ％}Ｆｅ_{２０ａｔ％}Ｂ_{２０ａｔ％}／Ｍｇ−Ｏ／Ｃｏ_{９０ａｔ％}Ｆｅ_{１０ａｔ％}としトンネル型磁気検出素子を用いたときの、ＲＡに対する抵抗変化率（ΔＲ／Ｒ）のアニール温度依存性を示すグラフ、 積層体Ｔ１の下から上側磁性層、絶縁障壁層及びエンハンス層の順に積層される部分を、Ｃｏ_{４０ａｔ％}Ｆｅ_{４０ａｔ％}Ｂ_{２０ａｔ％}／Ｍｇ−Ｏ／Ｃｏ_{５０ａｔ％}Ｆｅ_{５０ａｔ％}としトンネル型磁気検出素子を用いたときの、ＲＡに対する抵抗変化率（ΔＲ／Ｒ）のアニール温度依存性を示すグラフ、 積層体Ｔ１の下から上側磁性層、絶縁障壁層及びエンハンス層の順に積層される部分を、Ｃｏ_{６０ａｔ％}Ｆｅ_{２０ａｔ％}Ｂ_{２０ａｔ％}／Ｍｇ−Ｏ／Ｃｏ_{５０ａｔ％}Ｆｅ_{５０ａｔ％}としトンネル型磁気検出素子を用いたときの、ＲＡに対する抵抗変化率（ΔＲ／Ｒ）のアニール温度依存性を示すグラフ、

符号の説明

３ 反強磁性層
４、 固定磁性層
４ａ 下側磁性層
４ｂ 非磁性中間層
４ｃ 上側磁性層
５ 絶縁障壁層
６ フリー磁性層
６ａ エンハンス層
６ｂ 軟磁性層
７ 保護層
２２、２４ 絶縁層
２３ ハードバイアス層
３０ リフトオフ用レジスト層

Claims (6)

1. 下から固定磁性層、絶縁障壁層、及びフリー磁性層の順で積層して成る積層体を有するトンネル型磁気検出素子の製造方法において、
   （ａ） 前記固定磁性層上にＭｇ−Ｏから成る絶縁障壁層を形成する工程、
   （ｂ） 前記絶縁障壁層上に前記フリー磁性層を構成するＣｏＦｅあるいはＣｏから成るエンハンス層を形成する工程、
   （ｃ） 前記エンハンス層上に前記フリー磁性層を構成するＮｉＦｅあるいはＮｉから成る軟磁性層を形成する工程、
   （ｄ） 前記積層体に対し、２７０℃〜３１０℃の温度範囲でアニール処理を施す工程、
   を有することを特徴とするトンネル型磁気検出素子の製造方法。
2. 前記（ａ）工程において、Ｍｇ−Ｏからなるターゲットを用いて、前記絶縁障壁層をスパッタ成膜する請求項１記載のトンネル型磁気検出素子の製造方法。
3. 前記（ａ）工程において、前記固定磁性層の少なくとも前記絶縁障壁層と接する上層を、原子比率Ｚが、２５〜１００、組成比αが、７０〜９０ａｔ％の（Ｃｏ_{１００−Ｚ}Ｆｅ_Ｚ）_αＢ_{１００−α}で形成する請求項１又は２に記載のトンネル型磁気検出素子の製造方法。
4. 前記（ｂ）工程において、前記エンハンス層を、Ｆｅ組成比Ｘが１０ａｔ％以上で１００ａｔ％以下のＣｏ_{１００−Ｘ}Ｆｅ_Ｘで形成する請求項１ないし３のいずれかに記載のトンネル型磁気検出素子の製造方法。
5. 前記（ｃ）工程において、前記軟磁性層を、Ｎｉ組成比Ｙが８１．５ａｔ％〜１００ａｔ％のＮｉ_ＹＦｅ_{１００−Ｙ}で形成する請求項１ないし４のいずれかに記載のトンネル型磁気検出素子の製造方法。
6. 前記（ａ）工程よりも前に、
   （ｅ） 反強磁性層上に前記固定磁性層を形成する工程、
   を含み、
   前記（ｄ）工程のアニール処理で、前記反強磁性層と前記固定磁性層との間で交換結合磁界を生じさせ、前記固定磁性層の磁化を所定方向に固定する請求項１ないし５のいずれかに記載のトンネル型磁気検出素子の製造方法。

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