磁阻效应元件、磁存储器、磁头及记录再生装置的制作方法

专利名称：：磁阻效应元件、磁存储器、磁头及记录再生装置的制作方法
技术领域：
：本发明涉及一种磁阻效应元件、搭载该磁阻效应元件的磁存储器、磁头及磁记录再生装置。冃尿孜不近年来，硬盘驱动器(HDD:HardDiskDrive)在进行着高速的小型化高密度化，预计今后也会进一步地高密度化。通过縮窄记录轨道(卜，5/夕)宽度，提高轨道密度，可以实现HDD的高密度化。但是，轨道宽度若变狭窄，则所记录的磁化的大小、即记录信号变小，则需要提高再生介质信号的MR头的再生灵敏度。最近，人们采用含有利用了巨大磁阻效应(GMR:GiantMagneto-Resistanceeffect)的高灵敏度的自转阀膜的GMR头。自转阀膜是具有在2层强磁性层之间夹住非磁性间隔层的三明治结构的层压膜，产生电阻变化的层压膜结构部位又被称为自旋依存散射单元。2层强磁性层的其中一强磁性层(叫做"固定层'或"磁化固定层")的磁化方向被反强磁性层等固定。另一强磁性层(叫做"自由层'或"磁化自由层")的磁化方向可因外部磁场的变化而变化。在自旋阀膜中，通过2层强磁性层的磁化方向的相对角度的变化，得到很大的磁阻效应。(如参照专利文献l)在使用自旋阀膜的磁阻效应元件中存在CIP(CurrentInPlane)-GMR元件、CPP(CurrentPerpendiculartoPlane)-GMR元件、TMR(TunnelingMagneto-Resistance)元件。在CIP-GMR元件中，读出电流与自旋阀膜的面平行地通过，在CPP-GMR、TMR元件中，读出电流在大致与自旋阀膜的面垂直方向上通过。在膜面垂直方向通电的方式中，在通常的CIP-GMR中作为间隔层使用金属层，在TMR元件中作为间隔层使用绝缘层。专利文献1:R本专利特开2002-208744号公报
发明内容今后，若随着磁头或MRAM仪器的高密度化进行磁阻效应元件的微细化，则磁阻效应元件将需要更大的MR比。欲提高磁阻效应，则使磁化固定层及磁化自由层的自旋依存散射因子增大变得很重要。本发明的目的在于，提供MR比高的磁阻效应元件、及使用这样的磁阻效应元件的磁头及磁记录再生装置。本发明的磁阻效应元件，其特征在于，具有磁化方向实质上被固定成一个方向的第1磁性层、磁化方向随外部磁场变化的第2磁性层和设置在第1磁性层和第2磁性层之间的间隔层，第1磁性层和第2磁性层的至少任一层含有式MlaM2bXe(5^-68、10^73、22^《85)所表示的磁性化合物，Ml是选自Co、Fe、Ni的至少一种元素，M2是选自Ti、V、Cr、Mn的至少一种元素，X是选自N、O、C的至少一种元素。可以从本发明的MR元件得到很大的MR比，其结果可以提供高功率的在膜面垂直方向通电的方式的磁阻效应元件、及使用这样的磁阻效应元件的磁存储器、磁头及磁记录再生装置。根据本发明，可以提供MR比高的磁阻效应元件、使用这样的磁阻效应元件的磁头及磁记录再生装置。图1是本发明的实施例1至实施例4的磁阻效应膜的剖面图。图2是本发明的实施例1的变形例1的磁阻效应膜的剖面图。图3是本发明的实施例1的变形例2的磁阻效应膜的剖面图。图4是本发明的实施例1的变形例3的磁阻效应膜的剖面图。图5是本发明的实施例1的变形例4的磁阻效应膜的剖面图。图6是本发明的实施例1的变形例5的磁阻效应膜的剖面图。图7是本发明的实施例5的磁阻效应膜的剖面图。图8是本发明的实施例5的变形例1的磁阻效应膜的剖面图。图9是本发明的实施例5的变形例2的磁阻效应膜的剖面图。图IO是表示将本发明的实施方式的磁阻效应元件组装到磁头的状态的剖面图。图11同样是表示将本发明的实施方式的磁阻效应元件组装到磁头的状态的剖面图。图12是例示磁记录再生装置的概略构成的主要部分的立体图。图13是从盘一侧观察自驱动器臂155的前端的磁头万向接头组件的放大立体图。图14是表示本发明的实施方式的磁存储器的矩阵构成的一个例子的图图15是表示本发明的实施方式的磁存储器的矩阵构成的其他例子的16是表示本发明的实施方式的磁存储器的主要部分的图。图17是沿图17的A-A'线的剖面图。符号说明12锁定层131下部固定层1331上部固定层下层141金属层11基底层13固定层133上部固定层14间隔层15自由层16罩盖层18固定层21下电极151下部自由层17间隔层181上部固定层22上电极132磁结合中间层1332上部固定层上层142电阻调节层143金属层152上部自由层182磁偶合中间层183下部固定层具体实施方式以下，参照附图对本发明的实施方式进行详细说明。还有，在以后的说明中，对相同的部分赋予同样的符号，省略重复的说明。在本实施方式中，在磁阻效应膜的磁化固定层(固定层)及磁化自由层(free层)中的至少1层中配置有磁性化合物的新材料。作为磁阻效应膜的自由层、固定层中所含的磁性化合物的新材料，使用MlJv!2bXe所表示的磁性化合物，其中Ml是选自Co、Fe、Ni中的至少一种的磁性3d过渡金属元素，M2是选自Ti、V、Cr、Mn中的至少一种的非磁性3d过渡金属元素，X是选自N、0、C中的至少一种的非金属元素，且5^^68、且10^73、2K《85。上述磁性化合物由于具有很高的自旋极化率，因此自旋依存散射效应很大，可以得到很大的MR比。我们认为上述磁性化合物具有很高的自旋极化率的理由如下非磁性3d过渡金属元素由于具有接近于磁性3d过渡金属元素的电子结构，因此易具有弱磁性。在非磁性3d过渡金属元素和磁性3d过渡金属元素结合的情况下，相互的能带结构发生变化，非磁性3d过渡金属元素更显著地显现出磁性，不仅是磁性3d过渡金属元素对自旋依存传导起作用，非磁性3d过渡金属元素也对自旋依存传导起作用。还有，非金属元素若与上述的金属元素结合，则可以助长非磁性3d过渡金属元素和磁性3d过渡金属元素的能带结构的变化。其结果，磁性3d金属元素及非磁性3d金属元素的费米面附近的能带结构发生变化，得到很高的自旋极化率。对于式MlaM2bXe所表示的磁性化合物中的非磁性3d金属元素Ti、V、Cr、Mn的组成比b，若添加量过少，则非磁性3d金属元素对自旋依存传导的贡献变少，因此较好的是但是若添加量过多，由于相对地磁性3d过渡金属元素变少，则非磁性3d金属元素和磁性3d金属元素之间的结合变少，因此非磁性3d过渡金属元素的磁性变弱。所以，更好的是10^73。对于式MlaM2bXc所表示的磁性化合物中的非金属元素N、O、C的组成比c，为了得到助长非磁性3d过渡金属和磁性3d过渡金属的能带结构的变化，因此较好的是22^c。但是若添加量过多，相对地非磁性3d金属元素和磁性3d金属元素变少，则负责自旋依存传导的元素变少，因此较好的是2K《85。还有，为了将所含有的非磁性3d过渡金属和大部分的磁性3d过渡金属元素结合而得到很大的自旋极化率，更好的是3(^《75。对于式M^M2bXe所表示的磁性化合物中的磁性3d金属元素Co、Fe、Ni的组成比a，若添加量过少，则由于非磁性3d金属元素和磁性3d金属元素的偶合变少，所以非磁性3d过渡金属元素的磁性变弱。但是若添加量过多，相对地非磁性3d金属元素的组成比b和非金属元素的组成比c变少，则已经显示的由添加非磁性3d金属元素和非金属元素所引起的自旋极化率的增大效应变弱。因此，较好的是5^《68。作为磁性化合物的结晶结构，在式MlaM2bXe的组成范围内、尤其在MR高涨的30^《75的组成范围内，有时结晶结构会成为非结晶形。通过结晶结构变成微结晶或非结晶形，使自旋依存散射界面变平滑，则自旋依存散射效应变得更大，由此可以得到更高的MR变化率。作为含有式MlaM2bXe所表示的磁性化合物的层的膜厚度，从缩短自旋阀膜的间隙(gap)长度的观点和不将电阻值提高到所必需的以上的观点出发，薄的较好，较好的是小于等于5nm。另一方面，若过薄，则不能得到充分的自旋依存散射效应，因此较好的是大于等于0.5nm。根据上述，磁性化合物层的膜厚度较好的是大于等于0.5nm、小于等于5nm。作为磁性化合物层的制作方法，可以通过将M1-M2的合金材料喷溅成膜，之后使之在X元素气氛中反应，制作Ml-M2-X磁性化合物层。也可以通过将纯Ml材料和纯M2材料依靠喷溅层压成膜，之后使之在X元素气氛中反应，制作M1-M2-X磁性化合物层。在X元素气氛中反应的情况下，也可以边进行边同时照射Ar等稀有气体的离子射线或等离子体。根据该方法，可以制作稳定的磁性化合物。此外，也可以使用Ml-M2-X靶，进行喷溅成膜。含有磁性化合物的磁性层，既可以是磁性化合物的单层膜，也可以具有与强磁性薄膜层层压的结构。作成层压结构时，作为强磁性薄膜层，可以使用以往的强磁性材料。在自由层中使用磁性化合物的情况下，通过层压软磁性特性比磁性化合物的优良的软磁性膜，可以优化磁场响应性。此外，在固定层中使用磁性化合物层的情况下，通过做成与更易固定成一个方向上的材料层压的膜，可以优化固定特性。实施例实施例1以下，关于本发明的实施例，参照。图1是本实施例的磁阻效应元件的剖面图。图1的磁阻效应元件具有形成在基板上的下电极21、基底层ll、锁定层12(t。二乂夕"層)、固定层13、间隔层14、自由层15、罩盖层16及上电极22。其中，固定层13、间隔层14、自由层15与在2个强磁性层之间夹住间隔层14而成的自旋阀膜(自旋依存散射单元)相对应。本实施例中，采取合成自旋阀结构，在固定层13的间隔侧的上部固定层133及自由层15中采用式MlaM2bXe所表示的磁性化合物中。本实施例中作为磁性化合物层MlaM2bXe，使用改变组成比的Co-Ti-O。以下，说明磁阻效应元件的构成要素。下电极21是用于磁阻效应膜的膜面垂直方向上通电的电极。通过在下电极21和上电极22之间施加电压，电流在磁阻效应膜内部沿着其膜垂直方向流过。凭借该读出电流，通过检测由磁阻效应引起的电阻变化，检测磁力。由于电流通过于磁阻效应膜中，因此在下电极21中使用电阻较小的金属层。作为基底层11，在该下电极21上形成Ta[5nm]/Ru[2nm]膜。Ta是缓和电极粗糙的缓冲层lla。Ru是控制在其上成膜的自旋阀膜的结晶取向及结晶粒径的晶种(〉一K)层llb。作为缓冲层lla，也可以使用Ti、Zr、Hf、V、Cr、Mo、W或这些金属的合金材料替代Ta。缓冲层lla的膜厚度较好的是l5nm。若缓冲层lla过薄，则会失去缓冲效果。另一方面，若缓冲层12a过厚，则由于引起在垂直方向上使读出电流流通时的串联电阻增大，因此并不理想。作为晶种层llb，较好的是使用具有hcp结构(hexagonalclose-packedstructure:六方体最密结构)或fcc结构(face-centeredcublicstructure:面心立方体结构)的材料。若将Ru作为晶种层1lb使用，则可以使在其上成膜的自旋阀膜的结品取向为fccU11)取向，可以使PtMn的结品取向为fct(111)取向、使bcc结构的结晶取向为bcc(110)取向。晶种层llb的膜厚度较好的是26nm。若晶种层1lb的厚度过薄，则会失去结晶取向的控制效果。若缓冲层llb过厚，则会引起读出电流在垂直方向上流过时的串联电阻增大，因此并不理想。作为锁定层12，在基底层11之上形成Pt5oMii5()[15nm]膜。锁定层12具有固定在其上成膜的固定层13的磁化方向的作用。对于锁定层ll的膜厚度，若过薄则不能发现固定功能，因此不理想，若过厚则从窄间隙化的观点来看不理想。作为锁定层12使用Pt5QMn5()时，Pt5oMnso膜厚度较好的是8-20nm左右，1(M5nm更好。作为用于锁定层12的反强磁性材料，除PtMn之外，可以举例如PdPtMn、IrMn。因为IrMn与PtMn或PdPtMn相比以更薄的膜厚度发现固定功能，所以从窄间隙化的观点来看，IrMn比较好。作为锁定层12使用IrMn时，IrMn的膜厚度较好的是4-12nm,510nm更好。在锁定层12之上形成固定层13膜。在本实施例中，作为固定层13使用合成固定层，该合成固定层含有下部固定层131(Co9oFe,o[l3nm])，磁偶合中间层132(Ru)、上部固定层133(磁性化合物M1-M2-X)。下部固定层131和锁定层13交换磁偶合，具有单向各向异性。下部固定层131和上部固定层133通过磁结合中间层132进行磁偶合，以使磁化的方向互相朝向反平行。本实施例中，作为用于上部固定层133的磁性化合物Ml-M2-X的材料，将Co用作磁性金属元素M1、将Ti用作非磁性金属元素M2、将O用作非金属元素X，改变组成比进行制作。下部固定层131较好的是设计成磁膜厚度即饱和磁化BsX膜厚度t(Bst乘积)大致与上部固定层133相等。本实施例中，将用于上部固定层133的磁性化合物(Co-Ti-O)的膜厚度固定为3nm，将用于下部固定层131的Co^Feu)的膜厚度在l-3nm适当调整而制作，以使用于下部固定层131的Q)9oFe,0的饱和磁化与上部固定层133的磁膜厚度相等。从基于锁定层12(PtMn)的单向各向异性磁场强度及以Ru为介质的下部131和上部固定层133之间的反强磁性结合磁场强度的观点来看，用于下部固定层131的磁性层的膜厚度较好的是0.55nm左右。若膜厚度过薄，则MR变化率变小。若膜厚度过厚，则难以得到对仪器动作所必需的充分的单向各向异性磁场。在下部固定层131中，可以使用例如CoxFe,-x合金(X=0100%)、NixFe1QQ.x合金(X=0~100%)或在其中添加非磁性元素的物质。磁结合中间层(Ru层)132具有使上下的磁性层产生反强磁性偶合，形成合成固定结构的功能。磁偶合中间层132的膜厚度较好的是0.8lnm。只要是使上下的磁性层产生充分的反强磁性结合的材料，也可以使用除Ru以外的材料。上部固定层133成为自旋依存散射单元的一部分。尤其，位于与间隔层16的界面的磁性材料，从对自旋依存界面散射有贡献的一点上，很重要。本实施例中，作为磁性化合物M1-M2-X，改变组成比来制作Co-Ti-0[3nm]。以这样的磁性化合物Co-Ti-O为主要成分的上部固定层143，具有很高的自旋依存散射效应。在固定层13上作为间隔层14形成Cu[5nm]膜。作为间隔层14，也可以用Au、Ag等来代替Cu。为了切断自由层和固定层的磁偶合，间隔层14的膜厚度较厚为好，由于小于等于自旋散射长度为理想，因此较好的是0.510nm、进一步好的是155nm。在间隔层14上，作为自由层15，改变组成比来制作磁性化合物Co-Ti-0[3nm]。以这样的磁性化合物Co-Ti-O为主要成分的自由层15具有很高的自旋依存散射效应。在自由层15上作为罩盖层形成Cul0/Ta50膜。本实施例中，上部固定层133和自由层15中使用磁性化合物Co-Ti-0[3nm]，改变Co-Ti-0的组成比来制作磁阻效应元件。此外，作为比较例，也制作了在上部固定层133和自由层15中使用已有材料Co9oFe,o[3nm]的磁阻效应元件。作为本实施例的磁性化合物层的制作方法，采用了将M1-M2的合金材料喷溅成膜，之后在X元素气氛中反应的方法。也可以通过喷溅将纯Ml材料和纯M2材料进行层压成膜，之后通过在X元素气氛中反应，制作M1-M2-X磁性化合物层。在X元素气氛中反应时，也可以边进行边照射Ar等稀有气体的离子射线或等离子体。根据该方法，可以制作稳定的磁性化合物。此外，也可以使用M1-M2-X靶，进行喷溅成膜。在本实施例中，制作了式CoJlbOc所表示的组成式中具有下述表1所示的组成比的磁阻效应元件(此处，a、b、c是原子。/。[at.%])。在表l中--并显示在各组成中相对于比较例MR比有无提高。表l<table>tableseeoriginaldocumentpage11</column></row><table>经过对本实施例的磁阻效应元件进行评价，确认在以特定范围的Co-Ti-O的组成比制作的磁阻效应元件可得到比比较例更大的MR比。我们认为这样的MR比的增大是由于通过制作适当的组成比，使磁性化合物具有很高的自旋极化率。我们认为本发明的磁性化合物具有很高的自旋极化率的理由如下非磁性3d过渡金属元素由于具有接近于磁性3d过渡金属元素的电子结构，因此易具有弱磁性。在非磁性3d过渡金属元素和磁性3d过渡金属元素偶合时，相互之间的能带结构发生变化，非磁性3d过渡金属元素更显著地显现出磁性，不仅是磁性3d过渡金属元素对自旋依存传导起作用，非磁性3d过渡金属元素也对自旋依存传导起作用。还有，若非金属元素若与上述的金属元素结合，则可以助长非磁性3d过渡金属元素和磁性3d过渡金属元素的能带结构的变化。其结果，磁性3d金属元素及非磁性3d金属元素的费米面附近的能带结构发生变化，得到很高的自旋极化率。比较例的A00的MR比为0.6%。可以确认在5^《68、1(^1^73且22sS《85的范围内制作的磁阻效应元件的MR比超过比较例大于等于P/。。此外，可以确认在上述的范围中，在30^《75的范围内制作的磁阻效应元件中有超过15%的特别大的MR比，可见使用磁性化合物引起的MR比的提高特别显著。对于式MlaM2bXe所表示的磁性化合物中的非磁性3d金属元素Ti、V、Cr、Mn的组成比b，若添加量过少，则非磁性3d金属元素对自旋依存传导的贡献变少，较好的是但是若添加量过多，则相对地非磁性3d金属元素和磁性3d金属元素之间的偶合变少，因此非磁性3d过渡金属元素的磁性变弱。所以，更好的是10^73。对于式MlaM2bXe所表示的磁性化合物中的非金属元素N、O、C的组成比c，为了得到助长非磁性3d过渡金属和磁性3d过渡金属的能带结构的变化的效果，较好的是2XC。但是若添加量过多，则相对地非磁性3d过渡金属元素和磁性3d过渡金属元素变少，承担自旋依存传导的元素变少，因此较好的是22^c^85。还有，为了将所含有的非磁性3d过渡金属和大部分磁性3d过渡金属结合，得到很大的自旋极化率，则是30^《75，这样的话，可以得到特别大的MR比。对于式MlaM2bXe所表示的磁性化合物中的磁性3d金属元素Co、Fe、Ni的组成比a，若添加量过少，则非磁性3d金属元素和磁性3d金属元素的偶合变少，因此非磁性3d过渡金属元素的磁性变弱。但是若添加量过多，相对地非磁性3d金属元素的组成比b和非金属元素的组成比c变少，则已经显示的通过添加非磁性3d金属元素和非金属元素所引起的自旋极化率的增大效应变弱。因此，较好的是K-68。作为磁性化合物的结晶结构，在式MlaM2bXe的组成范围内、尤其是MR高涨的30^《75的组成范围内，有时结晶结构会成为微结晶或非结晶形。通过结晶结构为微结晶或非结晶形，使自旋依存散射界面变平滑，由此可以得到更高的MR变化率。作为式MlaM2bXe所表示的磁性化合物层的膜厚度，从缩短自旋阀膜的间隙长度的观点和不将电阻值提高为所必需以上的观点出发薄的较好，较好的是小于等于5nm。另一方面，若过薄，则不能得到充分的自旋依存散射效应，较好的是大于等于0.5nm。根据上述，磁性化合物层的膜厚度较好的是大于等于0.5nm、小于等于5nm。在本实施例中磁性化合物层的膜厚度为3nm。还有，本实施例中在上部固定层133和自由层15中使用磁性化合物Co-Ti-O，但也可以仅在固定层133或自由层15的任意一层中使用磁性化合物Co-Ti-O，另一层可以使用己有材料。即使在仅插入到单层的情况下，由于可以提高所插入层的自旋依存散射，因此可以提高MR比。在固定层133使用磁性化合物Co-Ti-0，在自由层15使用已有材料时，作为自由层15可以使用例如Co9oFe1Q[lnm]/Ni83Fe17[3.5nm]。在使用已有材料时，为了得到很高的MR变化率，自由层18的位于其与间隔层16的界面的磁性材料的选择就很重要。该情况下，在自由层15与间隔层16的界面与其设置NiFe合金，不如设置CoFe合金为好。在使用Co9()Fe附近的CoFe合金时，较好的是将膜厚度设为0.54rnn。使用其他组成(如与固定层14相关说明的组成)的CoFe合金时，较好的是将膜厚度设为0.52nm。如为了提升自旋依存界面散射效应，考虑在自由层18中也与固定层14一样使用具有bcc结构的Fe5oQ)5。(或FexC0l(^x(X=45~85))。此时，为了维持软磁性，自由层18不能使用过厚的膜厚度，而理想的膜厚度范围是0.5lnm。在使用不含Co的Fe时，由于软磁性特性比较良好，因此可以使膜厚度为0.54nm左右。设置在CoFe层之上的NiFe层是软磁性特性稳定的材料。CoFe合金的软磁性特性虽然不那么稳定，但通过在其上设置NiFe合金，可以补充软磁性特性，可以得到很大的Mr变化率。NiFe合金的组成，较好的是NixFe1Qo.x"=7585%左右)。NiFe层的膜厚度，较好的是25nrn。不使用NiFe层时，也可以使用将多层l2nm的CoFe层或多层Fe层、和多层0.10.8nm左右极薄Cu层相互层压的自由层15。在自由层15使用磁性化合物Co-Ti-0，在上部固定层133使用已有材料时，作为上部固定层133，可以使用如{(Fe5oCo5o[lnm]/Cu[2.5nm])x2/Fe5C)Co5o[lnm]}。在己有材料当中，在与间隔层16的界面中使用具有bcc结构的磁性材料时，由于自旋依存界面散射效应很大，因此可以实现很大的Mr变化率。作为具有bcc结构的FeCo系合金，可以举例如FexCo1Q()_x"=30~100%左右)或在FexCo,oo.x加入添加元素的物质。此外，由具有易实现很高的Mr变化率的bcc结构的磁性层形成固定层13时，为了更稳定地保持bcc结构，具有bcc结构的膜厚度较好的是大于等于2nm。为了得到很大的固定(匕"V固着)磁场的同时保持bcc结构的稳定性，具有bcc结构的固定层133的膜厚度范围较好的是2.54nm左右。作为上部固定层133，可以使用将磁性层(FeCo层)和非磁性层(极薄Cu层)相互层叠而成的物质。在具有这样的结构的上部固定层143中，可以提升被称作整体(/《》夕)散射效应的自旋依存散射效应。在上部固定层133中也可以使用含有Co、Fe、Ni或这些合金材料的单层膜。如，作为最单纯的结构的上部固定层143，也可以使用Co9oFeu)单层。也可在这样的材料中添加元素。变形例l:单一(singl)固定自旋阀的情况图2中表示的是作为图1所示的实施例1的变形例，磁化固定层不是3层结构(合成结构)而是单层的磁阻效应元件。在图2中，本变形例的磁阻效应元件具有形成在基板上的下电极21、基底层ll、锁定层12、固定层13、间隔层14、自由层15、罩盖层16及上电极22。本变形例中，在单层固定层13和自由层18中采用磁性化合物M1-M2-X。磁性化合物M1-M2-X，可以和实施例1一样使用Co-Ti-O，即使在本变形例中，也取得了和实施例1一样的效果。作为磁性化合物M1-M2-X的组成，Ml即使使用选自Co、Fe、Ni中的至少一种的磁性3d过渡金属，也能取得同样的效果。M2即使使用选自Ti、V、Cr、Mn中的至少一种的非磁性3d过渡金属元素，也能取得同样的效果。X即使使用选自N、O、C中的至少一种的非金属元素，也能取得同样的效果。变形例2:顶端(top)型的自旋阀的情况图3中表示的是作为图1显示的实施例1的变形例，通过间隔层，磁化固定层、磁化自由层的位置与实施例1相反的磁阻效应元件。在图3中，本变形例的磁阻效应元件具有形成在基板上的下电极21、基底层ll、自由层15、间隔层14、固定层13、锁定层12、罩盖层16及上电极22。在本变形例中，采取合成自旋阀结构，在固定层13的间隔层一侧的下部固定层133及自由层15中采用磁性化合物Ml-M2-X。磁性化合物M1-M2-X，可以和实施例1一样使用Co-Ti-O，即使在本变形例中，也能取得和实施例1一样的效果。作为磁性化合物M1-M2-X的组成，Ml即使使用选自Co、Fe、Ni中的至少一种的磁性3d过渡金属，也能取得同样的效果。M2即使使用选自Ti、V、Cr、Mn中的至少一种的非磁性3d过渡金属元素，也能取得同样的效果。X即使使用选自N、O、C中的至少一种的非金属元素，也能取得同样的效果。变形例3:双固定型的自旋阀的情况图4中表示的是作为图1显示的实施例1的变形例的在自山层上下具有2组间隔层及固定层的双重型的磁阻效应元件。在图4中，本变形例的磁阻效应元件具有形成在基板上的下电极21、基底层ll、锁定层12、固定层13、间隔层14、自由层15、间隔层7、固定层18、锁定层19、罩盖层16及上电极22。在本变形例中，在固定层13及固定层18都采取合成自旋阀结构，在固定层13的间隔层一侧的上部固定层133、固定层18的间隔层一侧的下部固定层183及自由层15中采用磁性化合物M1-M2-X。磁性化合物M1-M2-X，可以和实施例1一样使用Co-Ti-O，即使在本变形例中，也能取得和实施例1一样的效果。作为磁性化合物Ml-M2-X的组成，Ml即使使用选自Co、Fe、Ni中的至少一种的磁性3d过渡金属，也能取得同样的效果。M2即使使用选自Ti、V、Cr、Mn中的至少一种的非磁性3d过渡金属元素，也能取得同样的效果。X即使使用选自N、O、C中的至少一种的非金属元素，也能取得同样的效果。变形例4:将自由层做成层压结构的情况图5中表示的是作为图1显示的实施例1的变形例将自由层做成磁性化合物层和强磁性薄膜层的层压结构的磁阻效应元件。在图5中，本变形例4的磁阻效应元件具有形成在基板上的下电极21、基底层ll、锁定层12、固定层13、间隔层14、自由层15、罩盖层16及上电极22。在本变形例4中，自由层15为下部自由层151和上部自由层152的层压膜。此外，在本变形例4中采取合成自旋阀结构，在固定层13的间隔层一侧的上部固定层133和下部自由层151中采用磁性化合物M1-M2-X。用于上部自由层152的强磁性薄膜层通过使用比磁性化合物的软磁性特性更优良的软磁性膜，可以优化磁场响应性。作为用于上部自由层152的强磁性薄膜层的材料，可以使用NiFe合金。NiFe合金的组成较好的是NixFe1()。.x(乂=78~85%左右)，NiFe层的膜厚度较好的是2-5nm。在不使用NiFe层时，也可以使用将多层l~2mn的CoFe层或Fe层和0.10.8nm左右极薄Cu层相互层压的自由层。此外，也可以使用在CoFe合金中软磁性特性特别稳定的C09。Fe1()。在使用CowFe附近的CoFe合金时，较好的是将膜厚度设为0.54nm。使用其他组成的CoFe合金时，为了保持软磁性特性，较好的是将膜厚度设为0.5~2nm。磁性化合物M1-M2-X，可以和实施例1一样使用Co-Ti-O，即使在本变形例中，也能得到和实施例1一样的比己知材料高的MR变化率。作为磁性化合物M1-M2-X的组成，Ml即使使用选自Co、Fe、M中的至少一种的磁性3d过渡金属元素，也能取得同样的效果。M2即使使用选自Ti、V、Cr、Mn中的至少一种的非磁性3d过渡金属元素，也能取得同样的效果。X即使使用选自N、O、C中的至少一种的非金属元素，也能取得同样的效果。在本变形例4，在下部自由层151中使用磁性化合物Ml-M2-X，在上部自由层151中使用强磁性薄膜层，但是也可以在下部自由层151中使用强磁性薄膜层，在上部自由层152中使用磁性化合物M1-M2-X。在磁性化合物的自旋依存散射分为整体散射和界面散射考虑情况下，根据磁性化合物Ml-M2-X的制作方法，有时自旋依存整体散射比用于强磁性薄膜层的已有的强磁性材料高，而自旋依存界面散射比用于强磁性薄膜层的已有的强磁性材料低。此时，在间隔层界面配置强磁性薄膜层，仅有效使用磁性化合物的自旋依存整体散射效应，可以得到很高的MR变化率。此外，在本变形例4虽然做成磁性化合物层和强磁性薄膜层的2层层压，但也可以做成强磁性薄膜层/磁性化合物层/强磁性薄膜层这样的大于等于3层的层压结构。在本变形例4中，固定层做成磁性化合物M1-M2-X单层，但也可以使用已有材料。此外，也可以与后述的本变形例5结合，自由层及固定层2层的磁性层是层压型。变形例5:将固定层做成层压结构的情况图6中表示的是作为图1显示的实施例1的变形例的将固定层做成磁性化合物层和强磁性薄膜层的层压结构的磁阻效应元件。在图6，本变形例5的磁阻效应元件具有形成在基板上的下电极21、基底层ll、锁定层12、固定层13、间隔层14、自由层15、罩盖层16及上电极22。在本变形例5中，采取合成自旋阀结构，将固定层13的间隔层一侧的上部固定层133做成上部固定层下层1331和上部固定层上层1332的层压膜，在上部固定层1332和自由层15采用式MLM2bXc所表示的磁性化合物。如本变形例所示，通过上部固定层133使用磁性化合物和强磁性层的层压结构，由于易在一个方向固定，因此可以优化固定层的固定特性。在本变形例中在上部固定层下层1331使用强磁性层。作为用于上部固定层下层1331的强磁性薄膜层的材料，Co、Fe、Ni等的单体金属或含有这些任意一个元素的合金材料都可以使用。磁性化合物M1-M2-X可以和实施例1一样使用Co-Ti-O，即使在本变形例中，也能得到和实施例1一样的比已有材料高的MR变化率。作为磁性化合物M1-M2-X的组成，Ml即使使用选自Co、Fe、Ni中的至少一种的磁性3d过渡金属，也能取得同样的效果。M2即使使用选自Ti、V、Cr、Mn中的至少一种的非磁性3d过渡金属元素，也能取得同样的效果。X即使使用选自N、O、C中的至少一种的非金属元素，也能取得同样的效果。在本变形例5中，在上部固定层上层1332中使用磁性化合物Ml-M2-X，在上部固定层下层1331中使用强磁性薄膜层，但是也可以在上部固定层上层1332中使用强磁性薄膜层，在上部固定层下层1331中使用磁性化合物层。在将磁性化合物的自旋依存散射分为整体散射和界面散射考虑时，根据磁性化合物Ml-M2-X的制作方法，有时自旋依存整体散射比用于强磁性薄膜层的己有的强磁性材料高，而自旋依存界面散射比用于强磁性薄膜层的已有的强磁性材料低。此时，在间隔层界面配置强磁性薄膜层，仅有效使用磁性化合物的自旋依存整体散射效应，可以得到很高的MR变化率。此外，在本变形例5中虽然做成磁性化合物层和强磁性薄膜层的2层层压，但也可以做成强磁性薄膜层/磁性化合物层/强磁性薄膜层这样的3层层压结构。在本变形例5中，自由层做成磁性化合物M1-M2-X单层，但也可以使用己有材料。此外，也可以与本变形例4结合，自由层及固定层2层的磁性层都具有磁性化合物层和强磁性薄膜的层压结构。实施例2接着，就本发明的实施例2的磁阻效应元件进行说明。在本实施例中，由于改变磁性化合物的材料这一点与实施例l不同，因此就与实施例1明显不同的部分进行说明，对相同的部分省略说明。在本实施例中，在上部固定层133和自由层15使用磁性化合物Co-V-0[3nm]，改变Co-V-O的组成比制作磁阻效应元件。此外，作为比较例，制作了在上部固定层133和自由层15使用已有材料Co9QFeIQ[3nm]的磁阻效应元件。通过评价本实施例的磁阻效应元件，可以确认在以特定范围的Co-V-O的组成比制作的磁阻效应元件中，可得到比比较例大的MR比。我们认为这样的MR比的增大是由于通过制作适当的组成比，使磁性化合物具有很高的自旋极化率。在本实施例中，制作了在式COaVbOc所表示的组成式中的具有下述表2所示的组成比的磁阻效应元件(此处，a、b、c是原子。/。[at.%])。在表2中一并显示在各组成中相对于比较例MR比有无提高。表2样本编号磁性材料相对于比较例的MR比(比较例)A00Co90Fei0-B01Co69V|0O2i无B02Co68Vi0O22有B03Co60V1003o特B04Co40Vi0O50特B05Co15V10O75特B06Co5V10O85有B07Co4V10O86无B08Co69V9022无B09C05V73022有BIOC04V74C)22无BllCo4V66O30无B12Co4V30O66无B13Co5V65O30特B14Co10V50O40特B15G030V30O40特B16C020V20O60特比较例的AOO的MR比为0.6%。可以确认在5^《68、10^73且22^《85的范围内制作的磁阻效应元件的MR比超过比较例大于等于1%。还可以确认在上述的范围中在30^《75的范围内制作的磁阻效应元件中具有超过15%的特别大的MR比，可见使用磁性化合物引起的MR比的提高特别显著。对于式MlaM2bXe所表示的磁性化合物中的非磁性3d金属元素Ti、V、Cr、Mn的组成比b，若添加量过少，则非磁性3d金属元素对自旋依存传导的贡献变少，则较好的是fe10。但是若添加量过多，则相对地非磁性3d金属元素和磁性3d金属元素之间的结合变少，因此非磁性3d过渡金属元素的磁性变弱。所以，更好的是10s3^73。对于式MlaM2bXc所表示的磁性化合物中的非金属元素N、O、C的组成比c，为了得到助长非磁性3d过渡金属和磁性3d过渡金属的能带结构的变化的效果，因此较好的是2Kc。但是若添加量过多，相对地非磁性3d金属元素和磁性3d金属元素变少，则负责自旋依存传导的元素变少，因此较好的是22^《85。还有，为了使所含有的非磁性3d过渡金属和大部分的磁性3d过渡金属偶合，得到很大的自旋极化率，则是3(^《75，这样的话，可以得到很大的MR比。对于式MlaM2bXc所表示的磁性化合物中的磁性3d金属元素Co、Fe、Ni的组成比a，若添加量过少，则非磁性3d金属元素和磁性3d金属元素的偶合变少，因此非磁性3d过渡金属元素的磁性变弱。但是若添加量过多，相对地非磁性3d金属元素的组成比b和非金属元素的组成比c变少，则己经显示出的通过添加非磁性3d金属元素和非金属元素所引起的自旋极化率的增大效应变弱。因此，较好的是5^《68。在本实施例中，作为磁性化合物MlaM2bXc的组成，虽然作为Ml使用Co,作为M2使用V，作为X使用O，但是Ml即使使用选自Co、Fe、Ni中的至少一种的磁性3d过渡金属，也能取得同样的效果。M2即使使用选自Ti、V、Cr、Mn中的至少一种的非磁性3d过渡金属元素，也能取得同样的效果。X即使使用选自N、O、C中的至少一种的非金属元素，也能取得同样的效果。还有在实施例2中也可以适用如对于实施例1的变形例1~5那样的膜结构的变更。实施例3接着，就本发明的实施例3的磁阻效应元件进行说明。在本实施例中，由于改变磁性化合物的材料这一点与实施例1不同，因此就与实施例1明显不同的部分进行说明，对相同的部分省略说明。在本实施例中，在上部固定层133和自由层15中使用磁性化合物Co-Cr-0[3nm]，改变Co-Cr-O的组成比制作磁阻效应元件。此外，作为比较例，制作了在上部固定层133和自由层15中使用己有材料Co9QFeK)[3nm]的磁阻效应元件。通过评价本实施例的磁阻效应元件，可以确认在以特定范围的Co-Cr-O的组成比制作的磁阻效应元件中可得到比比较例大的MR比。我们认为这样的MR比的增大是由于通过制作适当的组成比，使磁性化合物具有很高的自旋极化率。在本实施例中，制作了在式CCrbOc所表示的组成式中的具有下述表3所示的组成比的磁阻效应元件(此处，a、b、c是原子y。[at.%])。在表3中一并显示在各组成中相对于比较例MR比有无提高。表3<table>tableseeoriginaldocumentpage20</column></row><table>比较例的A00的MR比为0.6%。可以确认在5s^eS68、10^73且2K《85的范围内制作的磁阻效应元件的MR比超过比较例大于等于1%。此外，可以确认在上述的范围中在30^《75的范围内制作的磁阻效应元件中具有超过15%的特别大的MR比，可见使用磁性化合物引起的MR比的提高特别显著。对于式MlaM2bXc所表示的磁性化合物中的非磁性3d金属元素Ti、V、Cr、Mn的组成比b，若添加量过少，则非磁性3d金属元素对自旋依存传导的贡献变少，则较好的是但是若添加量过多，相对地非磁性3d金属元素和磁性3d金属元素之间的结合变少，因此非磁性3d过渡金属元素的磁性变弱。所以，更好的是10^73。对于式MLM2bXc所表示的磁性化合物中的非金属元素N、O、C的组成比c，为了得到助长非磁性3d过渡金属和磁性3d过渡金属的能带结构的变化的效果，因此较好的是2KC。但是若添加量过多，相对地非磁性3d金属元素和磁性3d金属元素变少，则负责自旋依存传导的元素变少，因此较好的是22sS《S5。还有，为了使所含有的非磁性3d过渡金属和大部分磁性3d过渡金属结合，得到很大的自旋极化率，则是30^75，这样的话，可以得到很大的MR比。对于式MlaM2bXc所表示的磁性化合物中的磁性3d金属元素Co、Fe、Ni的组成比a，若添加量过少，则非磁性3d金属元素和磁性3d金属元素的结合变少，因此非磁性3d过渡金属元素的磁性变弱。但是若添加量过多，相对地非磁性3d金属元素的组成比b和非金属元素的组成比c变少，则已经显示出的通过添加非磁性3d金属元素和非金属元素所引起的自旋极化率的增大效应变弱。因此，较好的是5^《68。在本实施例中，作为磁性化合物式MlaM2bX的组成，虽然作为Ml使用Co,作为M2使用Cr，作为X使用O，但是Ml即使使用选自Co、Fe、Ni中的至少一种的磁性3d过渡金属，也能取得同样的效果。M2即使使用选自Ti、V、Q"、Mn中的至少一种的非磁性3d过渡金属元素，也能取得同样的效果。X即使使用选自N、O、C中的至少一种的非金属元素，也能取得同样的效果。还有，在实施例3中也可以适用如对于实施例1的变形例1~5那样的膜结构的变更。实施例4接着，就本发明的实施例4的磁阻效应元件进行说明。在本实施例中，由于改变磁性化合物的材料这一点与实施例1不同，因此就与实施例1明显不同的部分进行说明，对相同的部分省略说明。在本实施例中，在上部固定层133和自由层15中使用磁性化合物Co-Mn-0[3nm]，改变Co-Mn-O的组成比制作磁阻效应元件。此外，作为比较例，也制作了在上部固定层133和自由层15使用已有材料Co9oFe1()[3nm]的磁阻效应元件。通过评价本实施例的磁阻效应元件，可以确认在以特定范围的Co-Mn-O的组成比制作的磁阻效应元件中可得到比比较例大的MR比。我们认为这样的MR比的增大是由于通过制作适当的组成比，使磁性化合物具有很高的自旋极化率。在本实施例中，制作了式COaMnbOe所表示的组成式中具有下述表3所示的组成比的磁阻效应元件(此处，a、b、c是原子。/。[at%])。在表3中一并显示在各组成中相对于比较例MR比有无提高。<table>tableseeoriginaldocumentpage22</column></row><table>比较例的A00的MR比为0.6%。可以确认在5^《68、10s^《73且2K《85的范围内制作的磁阻效应元件的MR比超过比较例为大于等于1%。此外，可以确认在上述的范围中在3(^《75的范围内制作的磁阻效应元件中具有超过15%的特别大的MR比，可见使用磁性化合物引起的MR比的提高特别显著。对于式MlaM2bXc所表示的磁性化合物中的非磁性3d金属元素Ti、V、Cr、Mn的组成比b，若添加量过少，则非磁性3d金属元素对自旋依存传导的贡献变少，则较好的是&10。但是若添加量过多，相对地非磁性3d金属元素和磁性3d金属元素之间的结合变少，因此非磁性3d过渡金属元素的磁性变弱。所以，更好的是10^73。对于式MLM2bXe所表示的磁性化合物中的非金属元素N、O、C的组成比c，为了得到助长非磁性3d过渡金属和磁性3d过渡金属的能带结构的变化的效果，较好的是2KC。但是若添加量过多，相对地非磁性3d金属元素和磁性3d金属元素变少，负责自旋依存传导的元素变少，因此较好的是22^《85。还有，为了将所含有的非磁性3d过渡金属和大部分磁性3d过渡金属偶合，得到很大的自旋极化率，则是3K《75，若这样的话，可以得到很大的MR比。对于式MlaM2bXe所表示的磁性化合物中的磁性3d金属元素Co、Fe、Ni的组成比a，若添加量过少，则非磁性3d金属元素和磁性3d金属元素的结合变少，因此非磁性3d过渡金属元素的磁性变弱。但是若添加量过多，相对地非磁性3d金属元素的组成比b和非金属元素的组成比c变少，则已经显示出的通过添加非磁性3d金属元素和非金属元素所引起的自旋极化率的增大效应变弱。因此，较好的是5^《68。在本实施例中，作为磁性化合物式MlaM2bXe的组成，虽然作为Ml使用Co,作为M2使用Cr，作为X使用O，但是Ml即使使用选自Co、Fe、Ni中的至少一种的磁性3d过渡金属，也能取得同样的效果。M2即使使用选自Ti、V、Cr、Mn中的至少一种的非磁性3d过渡金属元素，也能取得同样的效果。X即使使用选自N、O、C中的至少一种的非金属元素，也能取得同样的效果。还有在实施例4中也可以适用如对于实施例1的变形例1~5那样的膜结构的变更。实施例5在实施例1~4所示的磁阻效应元件中的间隔层14为Cu，但在这里研究即使在作为间隔层14具有电阻调节层的磁阻效应元件中，是否也能得到本发明的效果。这里使用的电阻调节层142是含有Al-0的NOL(NanoOxideLayer),该Al-0具有含有Cu的金属通路。Cu金属通路贯通作为绝缘部分的Al-O，将磁化自由层和磁化固定层进行欧姆连接。将本实施例的磁阻效应元件示于图7。具有形成在基板上的下电极21、基底层ll、锁定层12、固定层13、间隔层14、自由层15、罩盖层16及上电极22。在本实施例中，采取合成自旋阀结构，在固定层13的间隔层一侧的上部固定层133及自由层15中采用式MlaM2bXc所表示的磁性化合物层。间隔层14含有金属层141、电阻调节层142和金属层142。电阻调节层142是通过含有Al-0的绝缘层142b构成的NOL(NanoOxideLayer),该Al-O具有含有Cu的金属通路142a。电阻调节层142的绝缘层142b除了Al-0以外，也可以是以Si、Mg、Ta、Ti、Zr及Zn等及这些为主要成分的合金的氧化物。此外，变换自被氧化金属层的绝缘层不限于氧化物，也可以是氮化物或氧氮化物。作为电阻调节层142的金属通路142a的材料，较好的是难以氧化且电阻率低的材料，可以使用Cu、Au、Ag等。金属层141在制作电阻调节层142的基础上，成为金属通路142a的供给源，作为屏障层，具有使在其下的固定层13不接触到间隔层142的氧化物而不会被格外地氧化的功能。因此，可以使用难以氧化，且电阻率低的材料，可以使用Cu、Au、Ag等。金属层143作为屏障层，具有使在其上成膜的自由层15不接触到间隔层142的氧化物而不会被格外地氧化的功能，可以使用Cu、Au、Ag等。本实施例中，除间隔层14以外的构成要素与实施例1相同，在上部固定层133和自由层15中使用磁性化合物Co-Ti-0[3nm]，改变Co-Ti-0的组成比制作磁阻效应元件。此外，作为比较例，也制作了在上部固定层133和自由层15中使用已有材料Co9oFeu)[3nm]的磁阻效应元件。通过评价本实施例的磁阻效应元件，可以确认在以特定范围的Co-Ti-O的组成比制作的磁阻效应元件中，可得到比比较例大的MR比。我们认为这样的MR比的增大是由于通过制作适当的组成比，使磁性化合物具有很高的自旋极化率。在本实施例中，制作了在式CoaTibOc所表示的组成式中的具有下述表5所示的组成比的磁阻效应元件(此处，a、b、c是原子。/。[at%])。在表5中一并显示在各组成中相对于比较例MR比有无提高。表5<table>tableseeoriginaldocumentpage24</column></row><table>比较例的A00的MR比为5%。可以确认在5sS《68、10^73且2K《85的范围内制作的磁阻效应元件的MR比超过比较例为大于等于6%。此外，可以确认在上述的范围中在30^《75的范围内制作的磁阻效应元件中有超过20%的特别大的MR比，可见使用磁性化合物引起的MR比的提高特别显著。根据以上，在具有含有Cu金属通路的Al-ONOL结构的间隔层14的磁阻效应元件，也可以就这样维持由于采用本发明的磁性化合物M1-M2-X带来的MR比提高的效果。对于式MlaM2bXc所表示的磁性化合物中的非磁性3d金属元素Ti、V、Cr、Mn的组成比b，若添加量过少，则非磁性3d金属元素对自旋依存传导的贡献变少，则较好的是但是若添加量过多，相对地非磁性3d金属元素和磁性3d金属元素之间的结合变少，因此非磁性3d过渡金属元素的磁性变弱。所以，更好的是10^73。对于式MlaM2bXe所表示的磁性化合物中的非金属元素N、O、C的组成比c，为了得到助长非磁性3d过渡金属和磁性3d过渡金属的能带结构的变化的效果，因此较好的是2KC。但是若添加量过多，相对地非磁性3d金属元素和磁性3d金属元素变少，负责自旋依存传导的元素变少，因此较好的是22^《85。还有，为了使所含有的非磁性3d过渡金属和大部分磁性3d过渡金属结合，得到很大的自旋极化率，则是30^c^75，若这样的话，可以得到很大的MR比。对于式MlaM2bXe所表示的磁性化合物中的磁性3d金属元素Co、Fe、Ni的组成比a，若添加量过少，则非磁性3d金属元素和磁性3d金属元素的偶合变少，因此非磁性3d过渡金属元素的磁性变弱。但是若添加量过多，相对地非磁性3d金属元素的组成比b和非金属元素的组成比c变少，则己经显示出的通过添加非磁性3d金属元素和非金属元素所引起的自旋极化率的增大效果变弱。因此，较好的是5^《68。在本实施例中，作为磁性化合物MlaM2bXe的组成，虽然作为Ml使用Co,作为M2使用Ti，作为X使用O，但是Ml即使使用选自Co、Fe、Ni中的至少一种的磁性3d过渡金属，也能取得同样的效果。M2即使使用选自Ti、V、Cr、Mn中的至少一种的非磁性3d过渡金属元素，也能取得同样的效果。X即使使用选自N、O、C中的至少一种的非金属元素，也能取得同样的效果。变形例6:间隔层为CCP-NOL且自由层为层压结构的情况图8中表示的是作为图7所示的实施例5的变形例中的在间隔层14使用电阻调节层142,且使自由层为磁性化合物和强磁性薄膜层的层压结构的磁阻效应元件。图8中本变形例6的磁阻效应元件具有形成在基板上的下电极21、基底层11、锁定层12、固定层13、间隔层14、自由层15、罩盖层16及上电极22。在本变形例6中，自由层15为下部自由层151与上部自由层152的层压结构，在固定层13的间隔层一侧的上部固定层33和下部自由层151中采用磁性化合物层M1-M2-X。用于上部自由层152的强磁性薄膜层通过使用比磁性化合物层的软磁性特性更优越的软磁性膜，可以优化磁场响应性。作为用于上部自由层152的强磁性薄膜层，可以使用NiFe合金。NiFe合金的组成较好的是NixFe,oo—x(乂=7885%左右)，NiFe层的膜厚度较好的是25nrn。在不使用NiFe层时，也可以使用将多层l~2nm的CoFe层或Fe层和0.10.8nm左右极薄Cu层相互层叠的自由层。此外，在CoFe合金中，也可以使用软磁性特性特别稳定的Co9QFeiQ。在使用Co9oFeu)附近的CoFe合金时，较好的是将膜厚度设为0.54nm。使用其他组成的CoFe合金时，为了保持软磁性特性，较好的是将膜厚度设为0.52nrn。在本变形例中，间隔层14中使用电阻调节层142，金属通路142a附近电流狭窄，因此即使在自由层15中，比起上部自由层152，下部自由层151的自旋依存散射效应增大。因此，作为间隔层使用电阻调节层，且使自由层成为层压型时，较好的是在下部自由层151中配置作为自旋依存散射效应很大的材料的磁性化合物Ml-M2-X。只是，在如下所述的情况下，也可以在下部自由层151使用强磁性薄膜层，在上部下部自由层152使用磁性化合物Ml-M2-X。将磁性化合物的自旋依存散射分为整体散射和界面散射考虑时，根据磁性化合物Ml-M2-X的制作方法，有时自旋依存整体散射比用于强磁性薄膜层的己有的强磁性材料高，而自旋依存界面散射比用于强磁性薄膜层的已有的强磁性材料低。此时，也可以在下部自由层151使用强磁性薄膜层，在上部自由层152中使用磁性化合物M1-M2-X。在间隔层界面配置强磁性薄膜层，仅有效使用磁性化合物的自旋依存整体散射效应，可以得大很高的MR变化率。此外，在本变形例6虽然做成磁性化合物和强磁性薄膜层的2层层压，但也可以做成强磁性薄膜层/磁性化合物层/强磁性薄膜层这样的大于等于3层的层压结构。磁性化合物Ml-M2-X可以和实施例1一样使用Co-Ti-O，在本变形例中也可以得到和实施例一样的比已有材料高的MR变化率。作为磁性化合物Ml-M2-X的组成，Ml即使使用选自Co、Fe、Ni中的至少一种的磁性3d过渡金属，也能取得同样的效果。M2即使使用选自Ti、V、Cr、Mn中的至少一种的非磁性3d过渡金属元素，也能取得同样的效果。X即使使用选自N、O、C中的至少一种的非金属元素，也能取得同样的效果。在本实施例6中，固定层虽为磁性化合物M1-M2-X单层，但也可以使用已有材料。此外，也可以与本变形例7结合，自由层及固定层2层的磁性层都为磁性化合物层和强磁性薄膜的层压结构。变形例7:间隔层为CCP-NOL且固定层为层压结构的情况图9中表示的是作为图7所示的实施例5的变形例的在间隔层14使用电阻调节层142，且使固定层为磁性化合物和强磁性薄膜层的层压结构的磁阻效应元件。在图9中，本变形例7的磁阻效应元件具有形成在基板上的下电极21、基底层11、锁定层12、固定层13、间隔层14、自由层15、罩盖层16及上电极22。本变形例7中，采取合成自旋阀结构，将固定层13的间隔层一侧的上部固定层133做成上部固定层下层1331和上部固定层上层1332的层压膜，在上部固定层1332和自由层15中采用式M^M2bXc所表示的磁性化合物层。作为上部固定层下层1332中使用的强磁性薄膜层，通过使用比磁性化合物更易单向固定的材料，因此可以优化固定特性。作为上部固定层下层1332中使用的强磁性薄膜层材料，Co、Fe、Ni等的单体金属、或含有这些任意个元素的合金材料都可以使用。在本实施例中，由于在间隔层14中使用电阻调节层142，金属通路142a附近电流狭窄，所以即使在上部固定层13中，比起上部固定层下层1331，上部固定层上层1332的自旋依存散射效应增大。因此作为间隔层使用电阻调节层且将自由层做成层压型时，较好的是在上部固定层上层1332配置作为自旋依存散射很大的材料的磁性化合物层Ml-M2-X。艮P，无论从固定特性，还是MR变化率的观点来看，较好的是在上部固定层上层1332中配置磁性化合物Ml-M2-X。只是，在如下所述的情况下，也可以做成如强磁性薄膜层/磁性化合物层/强磁性薄膜层这样的大于等于3层的层压结构。在将磁性化合物的自旋依存散射分为整体散射和界面散射考虑时，根据磁性化合物Ml-M2-X的制作方法，有时自旋依存整体散射比用于强磁性薄膜层的已有的强磁性材料高，而自旋依存界面散射比用于强磁性薄膜层的已有的强磁性材料低。此时，也可以在间隔层界面配置强磁性薄膜层，仅有效使用磁性化合物的自旋依存整体散射效应，可以得大很高的MR变化率。磁性化合物M1-M2-X可以和实施例1一样使用Co-Ti-O，在本变形例中，可以得到和实施例1一样的比已有材料高的MR变化率。作为磁性化合物Ml-M2-X的组成，Ml即使使用选自Co、Fe、Ni中的至少一种的磁性3d过渡金属，也能取得同样的效果。M2即使使用选自Ti、V、Cr、Mn中的至少一种的非磁性3d过渡金属元素，也能取得同样的效果。X即使使用选自N、O、C中的至少一种的非金属元素，也能取得同样的效果。在本实施例7中，自由层虽为磁性化合物M1-M2-X单层，但也可以使用已有材料。此外，也可以与本变形例6结合，自由层及固定层2层的磁性层都是层压型。以下，就本发明的实施方式的磁阻效应元件的应用进行说明。在本发明的实施方式中，从对应高密度的观点来看，磁阻效应元件的元件电阻RA较好的是小于等于500mQ^m2，更好的是小于等于300mQ^m2。计算元件电阻RA时，CPP元件的电阻R乘上自旋阀膜的通电部分的有效面积A。这里元件电阻R可以直接测定。另一方面，由于自旋阀膜的通电部分的有效面积A是取决于元件结构的值，在决定其值时需要加以注意。例如，在作为将整个自旋阀膜有效读出的领域将其印刻图形时，则整个自旋阀膜的面积为有效面积A。此时，从适当设定元件电阻的观点来看，自旋阀膜的面积至少为小于等于0.04um2，在大于等于200Gbpsi的记录老密度中为小于等于0.02ym2。但是连接于自旋阀膜而形成比自旋阀膜面积小的下电极11或上电极20时，下电极11或上电极20的面积为自旋阀膜的有效面积。下电极11或上电极20的面积不同时，小的一侧的电极面积为自旋阀膜的有效面积。此时，从适当设定元件电阻的观点来看，小的一侧的电极面积至少为小于等于0.04ym2。在后详述的图10、图ll的实施例的情况，由于图10中自旋阀膜10的面积最小处为与上电极20接触的部分，所以考虑将其宽度作为轨道(track)宽度Tw。此外，关于高度方向，在图11仍然是与上电极20接触的部分最小，因此考虑将其宽度作为高度D。自旋阀膜的有效面积A考虑为A=TwxD。在本发明的实施方式的磁阻效应元件中，可以将电极间的电阻R设为小于等于iooa该电阻R例如是安装在磁头万向接头组件(HGA)的前端的再生磁头部的2个电极盘之间测定的电阻值。磁头图10及图11表示将本发明的实施方式的磁阻效应元件安装到磁头上的状态。图10是在与磁记录介质(图未显示)对置的介质对置面大致平行的方向切断磁阻效应元件的剖面图。图11是将该磁阻效应元件在与介质对置面ABS垂直的方向被切断的剖面图。图10及图11中例示的磁头，具有所谓的硬粗管(hardabutted)结构。该磁阻效应膜IO是上述的磁阻效应膜。在磁阻效应膜IO的上下，分别设置有下电极11和上电极20。在图10，在磁阻效应膜10的两侧面层压设置有偏置磁场施加膜41和绝缘膜42。如图11所示，在磁阻效应膜10的介质对置面上设置有保护层43。如箭头A所示,相对于磁阻效应膜10的读出电流凭借其上下配置的下电极11、上电极20，在与膜面大致垂直方向上通过。此外，依靠设置在左右的一对偏置磁场施加膜41、41在磁阻效应膜10施加偏置磁场。通过该偏置磁场，通过控制磁阻效应膜10的自由层18的磁各向异性进行单磁区化，使其磁区结构稳定化，可以抑制伴随磁壁的移动的巴克好森噪音(Barkhausennoise)。由于磁阻效应膜10的S/N比提高，因此在应用于磁头时，高灵敏度的磁再生变得可能。硬盘及磁头万向接头组件图10及图11中例示的磁头安装在记录再生一体型的磁头组件，可以搭载在磁记录再生装置。图12是例示这样的磁记录再生装置的概略构成的主要部分立体图。g卩，本实施方式的磁记录再生装置150是使用旋转式传动装置(actuator)的形式的装置。在同一图中，磁盘200被安装到主轴152上，利用响应来自图未示的驱动装置控制部的控制信号的、未图示的电动机向箭示a的方向旋转。本实施方式的磁记录再生装置150也可以具有多个磁盘200。进行收纳于磁盘200中的信息的记录再生的滑动头153安装在薄膜状悬浮件154的前端。滑动头53在前端附近搭载包含上述的任意一个实施方式的磁阻效应元件的磁头。磁盘200—旦旋转，则滑动头153的介质对置面(ABS)保持距磁盘200的表面具有规定的上浮量。或也可以是滑动头与磁盘200相接触的所谓"结触行进型"。悬浮件154连接到驱动器臂155的一端。驱动器臂155的另一端上设置有直线电动机的一种的音圈电动机156。音圈电动机156由被线轴部巻绕的未图示的驱动线圈和磁电路构成，磁电路含有为夹住该线圈的相向配置的永久磁铁及对置磁轭。驱动器臂155依靠设置在主轴157的上下2处的未图示的球轴承而保持着，以便可以被音圈电动机156自由地进行旋转滑动。图13是从磁盘一侧观察驱动器臂155的前端的磁头万向接头组件的放大立体图。即组件160具有驱动器臂155，在驱动器臂155的一端连接有悬浮件154。在悬浮件154的前端安装有具备包含上述的任意一个实施方式的磁阻效应元件的磁头的滑动头153。悬浮件154具有用于写入及读取信号用的导线164，该导线164与组装在滑动头153内的磁头的各电极之间电连接着。图中165是组件160的电极盘。根据本实施方式，通过具备包含上述的磁阻效应元件的磁头，可以可靠地读取以高记录密度磁性记录在磁盘200中的信息。磁存储器接着，就搭载本发明的实施方式的磁阻效应元件的磁存储器进行说明。即使用本发明的实施方式的磁阻效应元件，可以实现如存储单元以矩阵状配置的随机存取磁存储器(MRAM:maneticrandomaccessmemory)等的磁存储器。图14是表示本发明的实施方式的磁存储器的矩阵构成的一个例子的图。该图显示将存储单元配置成阵列状的情况时的电路构成。为了选择阵列中的l位，可通过预先备有列译码器350、行译码器351，通过位线334和字线332，使开关晶体管330导通来进行唯一的选择，通过用读出放大器352检领ij，可以读出记录在磁阻效应膜10中的磁记录层(自由层)的位信息。写入位信息时，加上通过使写入电流流过特定的写入字线323和位线322所产生的磁场。图15是表示本发明的实施方式的磁存储器的矩阵构成的其他例子的图。此时，以矩阵状布线的位线322和字线334各自被译码器360、361所选择，选择阵列中的特定的存储单元。每个存储单元具有磁阻效应元件IO和二极管D串联连接的结构。这里，二极管D具有防止读出电流在被选择的磁阻效应元件10以外的存储单元中迂回的作用。写入通过分别使写入电流流过特定的位线322和写入字线323而发生的磁场而进行。图16是表示本发明的实施方式的磁存储器的主要部分的剖面图。图17是沿图16的A-A'线的剖面图。显示在这些图的结构与显示在图14或图15的磁存储器中所含的1位分存储单元相对应。该存储单元具有存储元件部分311和地址选择用晶体管部分312。存储元件部分311具有磁阻效应元件10和与此连接的一对布线322、324。磁阻效应元件10是上述的实施方式的磁阻效应元件。另一方面，地址选择用晶体管部分312中设置有通过通路326及嵌埋布线328连接的晶体管330。该晶体管330根据施加在控制极332的电压进行开关动作，控制磁阻效应元件10和布线334之间的电流通路的开闭。此外，在磁阻效应元件10的下方在与布线322大致正交的方向上设置有写入布线323。这些写入布线322、323可以通过如铝(Al)、铜(Cu)、鸨(W)、钽(Ta)或含有这些任一个的合金形成。在这样构成的存储单元中，在将位信息写入磁阻效应元件10时，使写入脉冲电流流过布线322、323，加上用上述电流感应产生的合成磁场，来使磁阻效应元件的记录层的磁化适当反转。此外，读出位信息时，读出电流流过布线322、含有磁记录层的磁阻效应元件10和下电极324，测定磁阻效应元件10的电阻值或电阻值的变化。本发明的实施方式的磁存储器通过使用上述的实施方式的磁阻效应元件，即使将单元尺寸微细化，也可以可靠地控制记录层的磁区，确保可靠地写入，且读出也可以可靠地进行。其他实施方式本发明的实施方式不限于上述的实施方式，可以扩张、变更，扩张、变更的实施方式也包含在本发明的技术范围。关于磁阻效应膜的具体的结构或其他电极、偏置施加膜、绝缘膜等的形状或材质，本领域技术人员通过从公知的范围进行适当选择，同样可以实施本发明，得到同样的效果。如，在将磁阻效应元件适用于再生用磁头时，可以通过在元件的上下赋予磁屏蔽，来规定磁头的检测分解能力。此外，本发明的实施方式不仅对于纵向磁记录方式适用，而且对垂直磁记录方式的磁头或磁再生装置也适用。再有，本发明的磁再生装置，既可以是始终具备特定的记录介质的所谓固定式的磁再生装置，另一方面也可以是可更换记录介质的所谓"可拆式"方式的磁再生装置。其他，作为本发明的实施方式以上述的磁头及磁存储再生装置为基础，本领域技术人员可适当设计变更而可实施的所有的磁阻效应元件、磁头、磁存储再生装置及磁存储器也同样属于本发明的范围。权利要求1.一种磁阻效应元件，其特征在于，具有磁化方向实质上被固定成一个方向的第1磁性层、磁化方向随外部磁场变化的第2磁性层、和设置在所述第1磁性层和所述第2磁性层之间的间隔层，所述第1磁性层和所述第2磁性层的至少任一层含有式M1aM2bXc所表示的磁性化合物，M1是选自Co、Fe、Ni的至少一种元素，M2是选自Ti、V、Cr、Mn的至少一种元素，X是选自N、O、C的至少一种元素，其中，5≤a≤68、10≤b≤73、22≤c≤85。2.—种磁阻效应元件，其特征在于，具有磁化方向实质上固定成一个方向的第1磁性层、磁化方向随外部磁场变化的第2磁性层、和设置在所述第1磁性层和所述第2磁性层之间的间隔层，所述第1磁性层和所述第2磁性层的至少任一层具有至少一层的强磁性薄膜层和至少一层的以式MlaM2bXe所表示的磁性化合物为主要成分的磁性化合物层的层压结构，Ml是选自Co、Fe、Ni的至少一种元素，M2是选自Ti、V、Cr、Mn的至少一种元素，X是选自N、O、C的至少一种元素，其中，5^《68、1(^1^73、2&《85。3.如权利要求2所述的磁阻效应元件，其特征在于，所述磁性化合物层的至少一层配置在所述第1磁性层和间隔层的界面侧或所述第2磁性层和间隔层的界面侧。4.如权利要求2所述的磁阻效应元件，其特征在于，所述强磁性薄膜层的至少一层配置在所述第1磁性层和间隔层的界面侧或所述第2磁性层和间隔层的界面侧。5.如权利要求14的任一项所述的磁阻效应元件，其特征在于，c满足30^《75。6.如权利要求14的任一项所述的磁阻效应元件，其特征在于，所述间隔层为导电体。7.如权利要求1~4的任一项所述的磁阻效应元件，其特征在于，所述间隔层具有绝缘层和导电体，所述导电体具有在所述绝缘层的膜面垂直方向上贯通的结构。8.如权利要求1~4的任一项所述的磁阻效应元件，其特征在于，所述磁性化合物的结晶结构为非结晶形。9.如权利要求24的任一项所述的磁阻效应元件，其特征在于，所述磁性化合物层的膜厚度大于等于0.5nm、小于等于5nm。10.—种磁阻效应磁头，其特征在于，具备权利要求1至4的任一项所述的磁阻效应元件。11.一种磁记录再生装置，其特征在于，具备权利要求10所述的磁阻效应磁头。12.—种磁存储器，其特征在于，具备权利要求1至4的任一项所述的磁阻效应元件。全文摘要本发明提供可以谋求MR变化率提高的磁阻效应元件、磁存储器、磁头及磁记录再生装置。磁阻效应元件具有磁化方向实质上被固定成一个方向的第1磁性层、磁化方向随外部磁场变化的第2磁性层和设置在所述第1磁性层和所述第2磁性层之间的间隔层，所述第1磁性层和所述第2磁性层的至少任一层含有式M1_aM2_bX_c(5≤a≤68、10≤b≤73、22≤c≤85)所表示的磁性化合物，M1是选自Co、Fe、Ni的至少一种元素，M2是选自Ti、V、Cr、Mn的至少一种元素，X是选自N、O、C的至少一种元素。文档编号H01L43/08GK101154710SQ200710180640公开日2008年4月2日申请日期2007年9月28日优先权日2006年9月28日发明者汤浅裕美,福泽英明,藤庆彦申请人:株式会社东芝