磁阻效应元件及其制造方法

专利名称：：磁阻效应元件及其制造方法
技术领域：
：本发明涉及配置为使电流在垂直于其薄膜表面的方向上流动、以探测该元件的磁化磁阻效应元件，及其制造方法。
背景技术：
：近来，硬盘驱动器(HDD)小型化和高密度记录的需求强劲，发展迅速。将来，有可能实现HDD高密度记录的更大发展。高密度记录的HDD可通过减小记录磁道的宽度实现。但是，与记录有关的磁化幅度，也即记录信号在磁道宽度减小时会被减弱，以致需要提高用于再生存储介质信号的磁阻磁头(MRhead)的再生敏感性。近来，一种具有使用巨磁阻薄膜的高灵敏度自旋阀薄膜的巨磁阻效应磁头(GMR)被采用。该"自旋阀"薄膜具有将一层非磁性金属分隔层夹于两层铁磁层之间的结构。展示电阻变化的该多层元件结构可称为"自旋相关的散射单元"。一个铁磁层的磁化(通常称为"钉扎层"或"固定磁化层")被一个反铁磁层的磁化固定，而其他铁磁层的磁化(通常称为"自由层"或"自由磁化层")随着外部磁场而转动。通过该自旋阀薄膜，当旋转层与自由层之间的相对角度改变时可获得预期的强磁阻效应。传统的自旋阀薄膜形成为CIP—GMR元件，CPP—GMR元件及TMR元件。对CIP—GMR元件，感应电流沿自旋阀薄膜的表面流过。对CPP—GMR元件，感应电流沿垂直于自旋阀薄膜表面的方向流过。对使感应电流沿与薄膜表面垂直的方向流过而实现的元件，分隔层由TMR元件中的绝缘层及CPP—GMR元件中的金属层构成。在此，自旋阀薄膜由金属层构成的金属CPP-GMR元件具有较小的电阻变化，导致难以探测小磁场。由此，在参考文献1和2中，尝试将Cr,V，Ta,Nb，Sc，Ti，Mn，Cu,Zn，Ga，Ge，Zr，Hf，Y，Tc，Re，Ru,Rh,Ir，Pd,Pt，Ag,Au，B,Al,In,C，Si,Sn,Ca，Sr，Ba,0，N及F中的至少一种元素所组成的薄膜插入至构成自旋相关散射单元的自由磁化层的固定磁化层中，由此提高了CPP—GMR元件的电阻变化率，并因此增强了CPP-GMR元件的磁阻效应。另一方面，提出了CPP元件，其具有包含厚度方向上电流限定通道的氧化层，即所谓的"NOL(纳米氧化层)"(参照参考文献3)。通过CPP元件，由于电流限定通道效应，元件电阻和磁阻率都可提高。后文中，该元件被称为"CCP-CPP元件"。[参考文献1]JP-A2003-133614(KOKAI)[参考文献2]JP-A2003-60263A(K0KAI)[参考文献3]JP-A2002-208744(KOKAI)在CCP-CPP元件中，要求大幅提高CCP-CPP元件的灵敏度。灵敏度可被定义为磁阻率。
发明内容[OOIO]本发明的一个方面涉及磁阻效应元件，其包括固定磁化层，其磁化被实质地固定在一个方向上；自由磁化层，其磁化根据外部磁场转动，并被形成于所述固定磁化层的相对面；分隔层，包括具有绝缘层和在所述绝缘层的厚度方向上通过电流的导体的电流限制层，并位于所述固定磁化层和所述自由磁化层之间；薄膜层，相对于所述自由磁化层位于所述分隔层的相对侧；及功能层，含有从Si、Mg、B、Al组成的组中选择的至少一种元素，并形成于所述固定磁化层、所述自由磁化层和所述薄膜层中至少一个层之中或之上。[OOll]在这方面中，对于底型自旋阀薄膜，包含选自Si,Mg，B，Al中的至少一种元素的功层形成于固定磁化层，自由磁化层及覆盖层中的至少一层之上，且对于顶型自旋阀薄膜，功能层形成于固定磁化层，自由磁化层及底层中的至少一层之上。如后文所述，功能层可俘获残留于自旋相关散射单元之中的过量的氧并阻止过量的氧的扩散，从而防止自旋相关散射单元由于自由磁化层的界面及内部情况而引起的退化。随后，由于功能层包含具有较小原子序数的元素，诸如Si,Mg，B,Al，功能层中各导电电子的自旋极化不会衰退。并且，功能层可以阻止包含于固定磁化层中的诸如Mn元素的扩散及包含于自由磁化层中的诸如Ni元素的扩散，从而防止由于诸如Ni引起的自旋相关界面散射的退化。特别地，如果自由磁化层呈现为体心立方结构(bcc)，自由磁化层的结构可以由于功能层而保持稳定。因而，磁阻效应元件，也即CCP-CPP元件的磁阻率，可通过上述三项功能的协同效应而得以提高。该三项功能是发明者的原创设计，并未侵犯本发明。本发明的特征旨在利用满足上述要求的功能层来提高磁阻。在本发明的实施例中，分隔层包括金属层，例如，其包含Cu,Ag，Au中至少一种元素，并形成为从而邻近电流限制层，以及固定磁化层和自由磁化层中的至少一层。如果金属层形成于电流限制层和和固定磁化层之间，该金属层的功能旨在提供电流限制层的电流限定通道，及作为保护层，防止位于电流限制层中的氧化物，氮化物及氧氮化物受到固定磁化层的影响。如果该金属层位于电流限制层和自由磁化层之间，该金属层的功能旨在提供电流限制层的电流限定通道，及作为位于电流限制层中的保护层，防止氧化物，氮化物及氧氮化物受到自由磁化层的影响。根据本发明的各实施例，可提供一种磁阻效应元件，也即能提高磁阻率的CCP-CPP元件。随后，根据本发明的各实施例，可提供具有良好再生特性的磁头，以及利用CCP-CPP元件的磁碟装置和磁存储器。图1是阐明本发明所对应磁阻效应元件的实施例的透视图。图2A是显示在图1中的磁阻效应元件中插入功能层从而提高磁阻率的示意图。图2B也是显示在图1中的磁阻效应元件中插入功能层从而提高磁阻率的示意图。图3是显示图1中的磁阻效应元件的修改实施例的截面图。图4是阐明用于制造图l所示磁阻效应元件的薄膜生产设备的示意图。图5是图1所示磁阻效应元件的制造方法的流程图。图6是显示图1所示的磁阻效应元件包含磁头状态下的截面图。图7是另显示图1所示的磁阻效应元件包含磁头状态下的截面图。图8是阐明本发明所对应磁记录/再生设备的必要部件的透视图。图9是阐明磁记录/再生设备的磁头装置的放大透视图。图IO是阐明本发明所对应磁存储器阵列的示意图。图11是阐明另一本发明所对应磁存储器阵列的示意图。图12是阐明磁存储器必要部件的截面图。图13是沿A—A线方向看去，图12所示的磁存储器的截面图。具体实施方式以下描述本发明(磁阻效应元件)。图1是阐明本发明实施例所对应磁阻效应元件(CCP-CPP元件)的透视图。本发明的实例附图中，部分或所有的元件都为示意图解，以致其厚度比例不同于元件的实际厚度比例。图1所示的磁阻效应元件包括磁阻效应元件10，下电极11及上电极20，其放置为从而将磁阻效应元件10夹在中间。此处，图示的多层结构形成于基座(此处未显示)上。磁阻效应元件10具有相继堆叠形成的底层12，钉扎层(pinninglayer)13，钉住层(pinnedlayer)14,底部金属层15，电流限制层16(绝缘层161和电流限定通道162)，顶部金属层17，自由层18及覆盖层19。其中，底部金属层15，电流限制层16和顶部金属层17组成了分隔层。随后，钉住层(pinnedlayer)14，底部金属层15，电流限制层16，顶部金属层17和自由层18组成了自旋相关散射单元(自旋阀薄膜)，其配置为以致非磁性分隔层夹在两个铁磁层之间。为阐明磁阻效应元件的结构特点，电流限制层16被图示为与其上下两层(底部金属层15和顶部金属层17)分离一定距离的状态。随后，将描述该磁阻效应元件的各组成部分。<电极〉下电极11具有作为使电流沿垂直于自旋阀薄膜的方向流动的电极的功能。实际上，可通过在下电极11和上电极20之间施加电压而使电流沿垂直于其薄膜表面的方向穿过自旋阀薄膜。可以利用电流监控源于磁阻效应的自旋阀薄膜的电阻变化。换言之，可以通过电流实现磁化探测。下电极ll由具有相对较小电阻的金属层构成，从而可使电流充分流至磁阻效应元件。上电极20也具有作为使电流沿垂直于自旋阀薄膜的方向流动的电极的功能。实际上，可通过在下电极11和上电极20之间施加电压而使电流沿垂直于其薄膜表面的方向穿过自旋阀薄膜。上电极可由诸如Cu,Au的低电阻率材料构成。〈底层>底层12可由缓冲层12a和籽晶层12b组成。缓冲层12a可用于补偿下电极11的表面粗糙度。籽晶层12b可用于控制将要形成于底层12上的自旋阀薄膜的晶向和晶粒尺寸。缓冲层12a可由Ta，Ti,W,Zr，Hf，Cr元素或它们的合金构成。缓冲层12a的厚度最好设定为不超过1一10纳米(nm)，更期望能不超过2—5纳米。如果缓冲层12a太薄，缓冲层12a将呈现固有缓冲效应。如果缓冲层12a太厚，将增加不对磁阻效应作贡献的串联电阻。如果籽晶层12b能表现缓冲效应，缓冲层12a可被省略。在一个首选样例中，缓冲层12a由厚度为3纳米的Ta层构成。籽晶层12b可由能控制其上要形成薄膜晶向的任意材料构成。例如，籽晶层12b可以最好由具有fcc结构(面心立方结构)，hcp结构(六角密堆结构)或bcc结构(体心立方结构)的金属层构成。具体地，籽晶层12b可由具有hcp结构的Ru或具有fcc结构的NiFe构成，以致能将其上要形成的自旋阀薄膜引导成fcc(111)结构。钉扎层(PINNINGLAYER)13的晶向(例如，由PtMn构成)能被引导成fct(111)结构(面心四方结构)调整的方向。如果磁层由fcc结构的金属构成，该磁层的晶向在理想条件下可被引导成fcc(lll)晶向。如果磁层由bcc结构的金属构成，该磁层的晶向可被引导成bcc(110)晶向。为充分显示加强晶向性的籽晶层12b的本征籽晶功能，籽晶层12b的厚度最好设定为不超过1一5纳米，更优化的是不超过1.5—3纳米。在首选样例中，籽晶层12b可由厚度为2纳米的Ru层构成。自旋阀薄膜和钉扎层(pinninglayer)13的晶向可由X射线散射方法测量。例如，在良好的结晶度下，X射线摇摆曲线中自旋阀薄膜的fcc(lll)峰，钉扎层(pinninglayer)13(PtMn)的fct(lll)峰或bcc(110)峰的FWHMs(半峰宽)可分别设为不超过3.3-6度的范围。自旋阀薄膜和钉扎层的晶向散射度可由剖面透射电子显微镜(TEM)中的散射点技术进行识别。籽晶层12b可由基于NiFe的合金(例如，NixFe100—x:X=5090%，优化为7585%)层，或者基于NiFe的非磁((NixFe,。。—x),。。-YXv:X^Cr，V，Nb，Hf,Zr,Mo))层构成。在后一种情况下，加入第三种元素"X"导致籽晶层12b非磁性。可以方便地加强基于NiFe的合金的籽晶层12b的晶向，以致X射线摇摆曲线中的半峰宽(FWHM)能限制在3—5度的范围内。籽晶层12b不仅具有加强晶向的功能，还能控制自旋阀薄膜的晶粒尺寸。具体地，自旋阀薄膜的晶粒尺寸可控制在5—20纳米的范围内，以致能防止磁阻效应元件的性能受影响，并由此，即使磁阻效应元件尺寸縮小，仍能实现较高的磁阻率。自旋阀薄膜的晶粒尺寸可通过剖面透射电子显微镜方法，由籽晶层12b与电流限制层16之间形成的薄层晶粒尺寸决定。对于底型自旋阔薄膜的情形，其中钉住层(pinnedlayer)14位于电流限制层16之下，自旋阀薄膜的晶粒尺寸可由将形成于籽晶层12b之上的钉扎层(pinninglayer)13(反铁磁层)或钉住层(pinnedlayer)14(固定磁化层)的晶粒尺寸决定。对于针对高记录密度的再生头，其元件尺寸设为诸如IOO纳米或更小。因此，如果晶粒尺寸设为大于该元件尺寸，元件特性将会受影响。基于此点考虑，最好自旋阀薄膜的晶粒尺寸设为不大于20纳米。太大的晶粒尺寸可能导致每个元件表面的晶粒数目减少，以致引起再生头特性的波动。对具有电流限定通道的CCP-CPP元件，我们不希望晶粒尺寸增大到至超过预定的晶粒尺寸。与此相反，大晶粒尺寸可以降低晶界处的或非弹性散射位置上的电子无规则反射。基于此点考虑，为了实现较大的磁阻率，最好将晶粒尺寸增加至至少5纳米或以上。实现大磁阻率的要求与实现防止元件特性波动的要求不一致，以致大磁阻率的要求与防止元件特性波动的要求之间满足折衷关系。因此，基于折衷考虑，晶粒尺寸最好设为5—20纳米。为了将晶粒尺寸设定为5—20纳米，籽晶层12b可由厚度2纳米的Ru层或基于NiFe的非磁((NixFe固),。。—YXY:X=Cr,V,Nb,Hf,Zr，Mo，最好y=030%))层构成。太厚的籽晶层12b可能导致串联电阻的升高和自旋阀薄膜界面的粗糙。只有当籽晶层12b能够在CCP-CPP元件的晶粒尺寸能被减小的条件下显示本征特性时，籽晶层12b才可能由其他材料构成。<钉扎层〉钉扎层(pinninglayer)13用来将单向异性应用于铁磁层，该铁磁层即要形成在钉扎层(pinninglayer)13上的钉住层(pinnedlayer)14，并且固定钉住层(pinnedlayer)14的磁化。钉扎层(PINNINGLAYER)13可由诸如PtMn，PdPtMn,IrMn,RuRhMn，FeMn,NiMn的反铁磁材料构成。考虑到元件用作高密度记录头，钉扎层(Pinninglayer)13优化考虑采用IrMn，因为相较于PtMn层，IrMn层能将单向异性施加于钉住层(pinnedlayer)14，即使IrMn层的厚度小于PtMn层的厚度。基于此点考虑，使用IrMn层能减小用于高密度记录的预期元件的磁道宽度(gapwidth)。为了施加足够强度的单向异性，钉扎层(pinninglayer)13的厚度被合理控制。当钉扎层(pinninglayer)13由PtMn或PdPtMn构成时，钉扎层(pinninglayer)13的厚度最好设为不超过8—20纳米，更优化的是不超过10—15纳米范围。当钉扎层(pinninglayer)13由IrMn构成时，即使当IrMn构成的钉扎层(pinninglayer)13的厚度设为小于PtMn构成的钉扎层(pinninglayer)13的厚度时，也可实现单向异性。基于此点考虑，IrMn构成的钉扎层(pinninglayer)13的厚度最好设为不超过4一18纳米，更优化的是不超过5—15纳米范围。在首选实施例中，IrMn构成的钉扎层(pinninglayer)13的厚度设为7纳米。钉扎层(pinninglayer)13可由硬磁层构成，取代反铁磁层。例如，钉扎层(pinninglayer)13可由CoPt(Co=50to85%),(CoPt,。。-》,。。—YCrY:X=50to85%,Y=0to40%)或FePt(Pt-40to60y。)构成。由于硬磁层具有更小的电阻率，可降低元件的串联电阻和面电阻RA。〈钉扎层固定磁化层〉钉住层(pinnedlayer)14(固定磁化层)形成为协同钉扎层，其由底钉住层141(例如，Co9。Fe,。3.5nm)，磁耦合层142(例如，Ru)和顶钉住层143(例如，Fe5。Co5。1nm/Cu0.25nmx2/Fe5。Co5。1nm)组成。钉扎层(PINNINGLAYER)13(例如，IrMn层)通过磁交换，与形成于钉扎层(pinninglayer)13之上的底钉住层141耦合，从而将单向异性施加于底钉住层141。分别位于磁耦合层142上方和下方的底钉住层141和顶钉住层143相互形成强磁耦合，以致底钉住层141中的磁化方向不平行于顶钉住层143中的磁化方向。底钉住层141可由CoxFe,。。-x合金(X^to100),NixFein。-x(X=0to100)，或者包含非磁性元素的合金组成。底钉住层141也可由单种元素诸如Co，Fe，Ni或它们的合金构成。最好底钉住层141的磁层厚度(饱和磁化BsX厚度t(Bs，t))设为几乎等于顶钉住层143的磁层厚度。也即，最好顶钉住层143的磁层厚度对应底钉住层141的磁层厚度。例如，当采用Fe5QCo5。1nm/Cu0.25nmx2/Fe5。Co5。1nm构成的顶钉住层143时，顶钉住层143的厚度设为2.2Tx3nm=6.6Tnm，因为顶钉住层143的饱和磁化约为2.2T。当采用Co9。Fe,。构成的底钉住层141时，对于磁层厚度为6.6Tnm时，底钉住层141的厚度设为6.6Tnm/L8T=3.66nm，因为Co9。FeIQ的饱和磁化约为1.8T。基于此点考虑，最好Co9。Fe,。构成的底钉住层141的厚度设为约3.6纳米。当采用Co9。F^。构成的底钉住层141时，基于同样的计算方法，最好底钉住层141的厚度设为约3.3纳米。底钉住层141的厚度最好设为不超过2-5纳米，这是考虑到相对钉扎层(pinninglayer)13(例如，IrMn层)的单向异性和底钉住层141与顶钉住层143之间通过磁耦合层142(例如，Ru层)的反铁磁耦合的磁性强度。太薄的底钉住层141会导致磁阻率的降低，因为顶钉住层143的厚度也会降低。反之，太厚的底钉住层141会导致难以获得元件运作所需的单向异性磁场。在首选实施例中，底钉住层141可由厚度为3.3纳米的C07sFe25层构成。磁耦合层142(例如，Ru层)会引起位于磁耦合层142下方和上方的底钉住层141和顶钉住层M3之间的反铁磁耦合，由此构成复合钉住结构(syntheticpinnedstructure)。当磁耦合层142由Ru层构成时，Ru层厚度最好设定为不超过0.8-l纳米。只有当位于磁耦合层142上方和下方的钉住层(pinnedlayer)之间能产生反铁磁耦合时，磁耦合层142可由异于Ru的其他材料构成，或者磁耦合层142的厚度可在不超过0.3-0.6纳米而非0.8-1纳米的范围内变化。前者0.3-0.6纳米厚度范围与RKKY(Runderman-Kittel-Kasuya-Yoshida)的第一强峰相对应，后者0.8-1纳米厚度范围与RKKY的第二强峰相对应。对RKKY的第一强峰的厚度范围，磁耦合层142能表现极大的反铁磁固定强度，但是会减小磁耦合层142的允许厚度范围。在首选实施例中，磁耦合层142可由厚度0.9纳米的Ru层构成，从而稳定地实现钉住层的反铁磁耦合。顶钉住层143可由Fe5。Co5。1nm/Cu0.25,2/Fe5。Co5。1nm构成。顶钉住层143构成了自旋相关散射单元。顶钉住层143可直接贡献于磁阻效应，并因此，顶钉住层143的材料和厚度对于实现大磁阻率非常重要。考虑到自旋相关界面散射，即将安置于电流限制层16的界面处的顶钉住层143的磁性材料非常重要。接下来，当由具有bcc结构的Fes。Co5。层构成顶钉住层143时，由于自旋相关界面散射增强，磁阻率也得以增强。相似于具有bcc结构的基于FeCo的合金，也可采用C0xFei。。-xalloy(X=30to100)或类似的含有添加元素的基于CoFe的合金的例子。其中，考虑到上述要求，可釆用(含有量)从Fe4。Co6(JUFe丄02。的合金。当顶钉住层143由具有bcc结构、可轻松表现大磁阻率的磁层构成时，顶钉住层143的厚度最好设定为1.5纳米或以上，以保持其bcc结构的稳定。由于自旋阀薄膜主要由具有fee或fct结构的金属材料构成，只有顶钉住层143可能具有bcc结构。基于此点考虑，太薄的顶钉住层143不能维持其bcc结构的稳定性因而也难以获得大磁阻率。此处，顶钉住层143由Fe5。Cos。和超薄的Cu层构成。Fe5。Cos。层的总厚度为3纳米，每层Cu层形成于其相对应的厚度为1纳米的Fes。Co5。层之上。Cu层厚度为0.25纳米，而顶钉住层143的总厚度为3.5纳米。磁阻率随着顶钉住层143的厚度增加而升高。相对地，钉扎磁场(pinningmagneticfield)随着顶钉住层143的厚度增加而降低。因此，磁阻率和销接磁场相互满足折衷关系。例如，如果顶钉住层由具有bcc结构的FeCo合金构成，顶钉住层的厚度最好设为1.5纳米或以上以实现大磁阻率。反之，顶钉住层的厚度最好设为5纳米或以下，更优化的是4纳米或以下。因此，顶钉住层143的优化厚度范围最好设为不超过1.5-5纳米，更优化的是2—4纳米。顶钉住层143可由具有fcc结构的Co9。Fe,。合金或具有hcp结构、广泛应用于传统磁阻效应元件的Co合金构成，取代具有bcc结构的磁性材料。顶钉住层143可由单元素材料构成，诸如Co,Fe,Ni或含有Co，Fe，Ni中至少一种元素的合金。考虑到顶钉住层143的大磁阻率，依次最好是具有bcc结构的FeCo合金，含Co至少50X的Co合金及含Ni至少50%的Ni合金。顶钉住层143可由锰铝铜强磁合金构成，诸如Co2MnGe，CoMnSi,Co2MnAl。在该实施例中，顶钉住层143由分别间错堆叠的磁层(FeCo层)及非磁层(超薄Cu层)构成。在此情况下，顶钉住层143能增强源自超薄Cu层的自旋相关散射效应，也称为"自旋相关体散射效应"。自旋相关体散射效应被成对地用于自旋相关界面散射效应。自旋相关体散射效应表示磁层中发生的磁阻效应而自旋相关界面散射效应表示在分隔层及磁层之间界面处发生的磁阻效应。后文将描述磁层和非磁层堆叠结构的体散射效应的增强。对CCP-CPP元件，由于电流被限定于电流限制层16附近，电流限制层16附近的电阻对磁阻效应元件的总电阻有贡献。也即，在电流限制层16与磁层(钉住层(pinnedlayer)14和自由层18)之间界面处的电阻对磁阻效应元件有较大贡献。这意味着自旋相关界面散射效应在CCP-CPP元件中变强且重要。相对于传统CPP元件，位于电流限制层16界面处的磁性材料的选择非常重要。基于此点考虑，顶钉住层143由具有bcc结构、如上所述表现出较大的自旋相关界面散射效应的FeCo合金构成。然而，也应考虑自旋相关体散射效应以提高(devel叩ment)磁阻率。考虑到欲产生自旋相关体散射效应，薄Cu层的厚度最好设为不超过O.l-l纳米范围，更优化的是不超过0.2-0.5纳米范围。太厚的Cu层不能产生足够的自旋相关体散射效应。太厚的Cu层可能减小自旋相关体散射效应并减弱各磁层间通过非磁Cu层产生的磁性耦合，其中磁层间夹隔着非磁Cu层，由此使钉住层(pinnedlayer)14的特性退化。在首选实施例中，基于此点考虑，非磁Cu层的厚度设为0.4纳米。夹在磁层中间的非磁层也可由除Cu之外的Hf,Zr，Ti构成。当钉住层(pinnedlayer)14包含非磁层时，由非磁层隔开的诸如FeCo层的一个磁层的厚度最好设为不超过0.5-2纳米，更优化的是不超过1-1.5纳米。在上述实施例中，顶钉住层143由间错堆叠的FeCo层和Cu层构成，但也可由FeCo和Cu的合金层构成。合成的FeCoCu合金的含有量可设为((FexCo,x),YCuY:X=30to100%Cr，Y=3tol5%),或者设为另一个组分范围。加入FeCo主成分的第三种元素可为Hf，Zr,Ti，代替Cu。顶钉住层143也可由单种元素诸如Co，Fe，Ni或它们的合金构成。在简化实施例中，顶钉住层143可由厚度为2—4纳米Fe9。Co,。构成，也可根据需要添加第三种元素。在本实施例中，如图1所示，由Si,Mg,B，Al构成的功能层21插入(形成)于底钉住层141和顶钉住层143之间。除参考文献1和2中通过插入由诸如Cu层构成的非磁层而增强自旋相关体散射效应的功能外，功能层21能表现出不同于功能。功能层21能表现出只有当功能层21插入至CCP-CPP元件的CCP-GMR薄膜中时才能产生的大磁阻率。后文中将详细描述功能层21。在本实施例中，功能层21形成于底钉住层141和磁耦合层142中，但也可形成于底钉住层141和顶钉住层143的任意一个之中。并且，功能层21也可形成于顶钉住层143和诸如分隔层的底金属层之间。并且，功能层21也可形成于自由层和/或分隔层中。<分隔层〉以下，将具体描述分隔层。底部金属层15用于电流限定通道162的形成，并因此具有电流限定通道162的供应源的功能。不需要底部金属层15在电流限定通道162形成后仍保持原样。基于此点考虑，底部金属层15广泛用作分隔层的一部分。底部金属层15具有在电流限制层16的形成过程中防止位于电流限制层16下方的顶钉住层143被氧化的阻挡层的功能。当电流限定通道162由Cu构成时，底部金属层15最好也考虑由同样的材料Cu构成。当电流限定通道162由磁性材料构成时，钉住层(pirmedlayer)14可由同样的磁性材料或不同的磁性材料构成。电流限定通道162可由除Cu之外的Au,Ag构成。电流限制层16包括绝缘层161和电流限定通道162。绝缘层161由氧化物，氮化物，氮氧化物之类构成。为展现分隔层的本征功能，绝缘层161的厚度被最好设为不超过1_3纳米范围，更优化的是不超过1.5-2.5纳米范围。电流限定通道162作用为使电流沿垂直于电流限制层16的薄膜表面的方向流动并对电流进行限定的通道。电流限定通道162的作用也相当于使电流沿垂直于电流限制层161的薄膜表面的方向流动的导体，并由诸如Cu的金属构成。换言之，电流限制层16表现电流限定通道结构(CCP结构)，从而通过电流限定效应提高磁阻率。电流限定通道162(CCP)可由除Cu之外的Au，Ag，Ni,Co，Fe或含有以上所列元素中至少一种元素的合金构成。在首选实施例中，电流限定通道162可由一种CuNi，CuCo或CuFe合金构成。此处，考虑到提高磁阻率和减小钉住层(pinnedlayer)14与自由层18之间的层间耦合场Hin(层间耦合场)，合金中Cu的含量最好设为50X或以上。电流限定通道162的氧与氮的含量比绝缘层161中的小得多(至少小一半)。电流限定通道162通常结晶。由于晶相的电阻比非晶相的电阻更小，电流限定通道162可轻松表现其本征功能。顶部金属层17充当阻挡层，防止将形成于其上的自由层18由于与电流限制层16中的氧化物接触而氧化，以致自由层18的晶粒性质不会退化。具体地，顶部金属层17保护将形成于其上的自由层18不会因为与电流限制层16中的氧化物，氮化物和/或氮氧化物接触而氧化或氮化。也即，顶部金属层17防止电流限定通道162中的氧化物中的氧与自由层18直接接触。并且，当绝缘层161由非晶材料(例如，八1203)构成时，将形成于绝缘层161之上的金属层的晶粒性质可能退化，但当提供用来生长fcc结构的晶粒性质的超薄层(例如，Cu层)时，自由层18的晶粒性质可获得极大改进。最好顶部金属层17由与构成电流限制层16的电流限定通道162同样的材料(例如，Cu)构成。如果顶部金属层17由与电流限定通道162不同的材料构成，顶部金属层17与电流限定通道162之间界面处的电阻将增加，但如果顶部金属层17由与电流限定通道162相同的材料构成，顶部金属层17与电流限定通道162之间界面处的电阻不会增加。当电流限定通道162由磁性材料构成时，钉住层(pinnedlayer)14可由同样或不同的磁性材料构成。电流限定通道162可由除Cu之外的Au，Ag构成。〈自由层自由磁化层〉自由层18是铁磁层，其磁化方向与外部磁场同步变化。例如，自由层18由C09。Fe,。lnm/Ni83Fel73.5nm的双层结构构成。为实现大磁阻率，最好采用CoFe合金取代NiFe合金。并且，为实现大磁阻率，电流限制层16附近的自由层18，也即电流限制层16与自由层18界面处的磁性材料的选取非常重要。自由层18可由厚度为4纳米的单层Co9。Fe,。构成而不含NiFe层或CoFe/NiFe/CoFe的三层结构。如下所述，自由层18可部分包含由CoZrNb构成的非晶合金层。在CoFe合金中，由于其稳定的软磁特性，C09。Fe,。得以优先采用。如果采用类似于Co9。Fe,。合金的CoFe合金，最好合成的CoFe合金的厚度设为不超过0.5_4纳米范围。此外，自由层18可由CoxFe,。。—x(X=70to90%)构成。进而，自由层18由厚度为1_2纳米的CoFe层或Fe层与厚度为0.1-0.8纳米的超薄Cu层间错堆叠构成。当电流限制层16由Cu层构成时，最好采用具有bcc结构的FeCo层作为其与电流限制层16之间的界面材料，从而以与钉住层(pinnedlayer)14同样的方式提高磁阻率。类似于具有bcc结构的FeCo层，也可采用FexC0l。。-x(X=30to100)，或采用根据需要添加有第三种元素的合金。在首选实施例中，可釆用Coa。Feu)lnm/Ni83Fe173.5nm。除具有bcc结构的FeCo层之外，也可采用具有fee结构的CoFe层。自由层18可部分包含由CoZrNb构成的非晶合金层。在此情况下，要求自由层18邻近电流限制层16的部分由晶相磁性材料层构成。当从电流限制层16看去时，自由层18的结构可为(l)单晶层，(2)晶相层/非晶层的堆叠结构及(3)晶相层/非晶层/晶相层的堆叠结构。在1)一(3)三种情况下，自由层18的晶相层通常与电流限制层16接触。在本实施例中，如图1所示，含有Si,Mg,B，Al的功能层21插入(形成)于自由层18中。如上所述，除参考文献l和2中所述的通过插入由Cu之类材料构成的非磁层而增强自旋相关体散射效应的作用外，功能层21能表现出不同的功能。功能层21只有在功能层21插入CCP-CPP元件的CCP-GMR薄膜中时才能表现出大磁阻率。后文将详细描述功能层21。在本实施例中，功能层21形成于自由层18中，但也可形成于诸如自由层18之上或自由层18与分隔层的顶部金属层17之间的界面处。并且，功能层21可形成于自由层和/或下述的覆盖层中。<覆盖层〉覆盖层19的作用旨在保护自旋阀薄膜。覆盖层19可由多个诸如Cu1nm/Ru10nm双层结构的金属层构成。Cu层和Ru层的堆叠顺序可以交换，以致Ru层位于自由层18—侧。在此情况下，Ru层的厚度设为不超过0.5-2纳米范围。示例结构尤其适用于NiFe的覆盖层19，这是因为Ru与Ni不互溶，使得因为形成于自由层18与覆盖层19之间的界面混合层可以减薄。当覆盖层19由Cu/Ru结构或Ru/Cu结构构成时，Cu层的厚度设为不超过0.5-10纳米范围，而由于电阻率较大，Ru层的厚度设定更小，例如，不超过0.5-5纳米范围。覆盖层19可由除Cu层和/或Ru层之外的其他金属层构成。覆盖层19的结构没有限定，只要覆盖层19能保护自旋阀薄膜。如果覆盖层19能起到保护作用，覆盖层19还可由其他金属构成。由于覆盖层材料的类型可能会改变磁阻率和长期可靠性，金属层必须得到重视。基于对稳定的磁阻率和长期的稳定性的考虑，最好采用Cu层和/或Ru层作为覆盖层。在本实施例中，如图l所示，含有Si，Mg,B，Al的功能层21插入(形成)于覆盖层19中。除参考文献1和2中所述的插入Cu之类材料(在钉住层中)构成的非磁层而增强自旋相关体散射效应的作用外，功能层21能表现不同的作用。功能层21只有在功能层21插入CCP-CPP元件的CCP-GMR薄膜中时才能表现出大磁阻率。后文将详细描述功能层21。在本实施例中，功能层21形成于覆盖层19中，但也可形成于覆盖层19之上，也即，例如自由层18和覆盖层19之间。并且，如上所述，功能层21也可形成于钉住层和/或自由层中。在本实施例中，通过将含有Si，Mg，B,Al中至少一种元素的功能层21插入至底钉住层141，顶钉住层143，自由层18和覆盖层19中的至少一层中，图l所示的磁阻效应元件(CCP-CPP元件)的磁阻率得以提高。在参考文献1和2中，类似于功能层的中间层形成于CCP-CPP元件中，由此通过增强自旋相关体散射效应而提高了CCP-CPP元件的磁阻率。然而，在本实施例中，涉及功能层的磁阻率提高并非源自自旋相关体散射的增强。发明者发现，如果Si构成的功能层插入底钉住层141，顶钉住层143，自由层18和覆盖层19中的至少一层中时，图l所示的磁阻效应元件的磁阻率得以提高。以下将描述展现了磁阻率提高的磁阻效应元件的具体薄膜结构。下电极11底层12:Ta5nm/Ru2nm钉扎层(pinninglayer)13:Ir22Mn787nm钉住层(pinnedlayer)14:Co75Fe253.3nm/Ru0.9nm/Fe50Co5o1nm/Cu0.25nmX2/Fe50Co501nm底部金属层15:Cu0.6nm电流限制层16:Insulatinglayer161ofA1203andcurrentconfiningpath162ofCu顶部金属层17:Cu0.4nm自由层18:Co6。Fe4。2nm/Si0.25nm/NiS3Fe173.5nm覆盖层19:Cu1nm/Ta2nm/Ru15nm上电极20上列薄膜结构的CCP-GMR薄膜中，磁阻率为11%。如果自由层18由不具有功能层的Co4。Fe6。2nm/Ni83Fe,73.5nm构成，磁阻率为9.5%。因此，通过将Si层插入至由CCP-GMR薄膜构成的自由层18中，已证实其磁阻率提高了1.5%。在该薄膜结构中，己证实将Si功能层插入至自由层18中能提高磁阻率。类似地，己证实Si功能层插入至覆盖层19和钉住层(pinnedlayer)14中能提高磁阻率。将参照实例进行细节阐释。此处，将描述本实施例中磁阻效应元件的磁阻率提高的原因。目前，对提高磁阻率的机制还未完全理解。关于通过插入功能层增强磁阻效应元件的磁阻率的机制进行讨论。首先，认为磁阻率和可靠性的提高源自对过量氧的俘获效应。图2A涉及不具有功能层的CCP-GMR薄膜的截面图。在图2A中，由于绝缘层161由八1203构成，当八1203形成时产生的过量的氧扩散至钉住层(pinnedlayer)14和自由层18中。当过量的氧扩散至钉住层(pinnedlayer)14和自由层18中时，过量的氧可能将具有磁性成分的元素诸如Co,Fe，Ni氧化。如果由于氧化而使CoO，FeO或NiO形成于钉住层(pinnedlayer)14和自由层中时，可能引起自旋相关体散射退化。进而，如果CoO,FeO或NiO形成于钉住层(pinnedlayer)14与底部金属层15之间的界面处以及顶部金属层17与自由层18之间的界面处时，可能引起自旋相关界面散射退化。自旋相关体散射和自旋相关界面散射减弱引起磁阻率的降低。基于此点考虑，传统的CCP-GMR薄膜不能充分地表现出本征的GMR效应，且为了在用于高密度记录磁记录设备的磁头处安置CCP-GMR薄膜，可有效防止过量的氧从电流限定通道162中扩散。图2B涉及其中插入有功能层的CCP-GMR薄膜中的截面图。在图2B中，Si功能层21插入至顶钉住层143中。表格1列出了各种元素的氧化物形成能(formationenergy)。在表格1中，具有较低氧化物形成能的元素意味着该元素易被氧化。参照表格l，元素Si相较于Co，Fe，Ni更易被氧化。因此，来自自由层18和钉住层(pinnedlayer)14中的过量的氧转移至Si功能层21中，以致元素Si被氧化而Co,Fe,Ni被还原。因此，通过将Si功能层插入至顶钉住层143和自由层18中，可阻止CoO，Fe0和Ni0的形成，以致防止自旋相关体散射和自旋相关界面散射的退化。因此，CCP-GMR薄膜能充分表现出本征GMR效应。<table>tableseeoriginaldocumentpage21</column></row><table>为实现磁阻率的提高，要求合理选取功能层所采用的元素。如表格l明白所示，除Si之外还有很多相较于Co，FeNi更易被氧化的元素。例如，如果Ta或Hr的功能层插入至钉住层(pinnedlayer)14或自由层18中时，Ta或Hr的功能层能表现出与Si功能层相同的对过量氧的俘获作用。然而，对Ta或Hr的功能层，自旋极化导电电子可能由于Ta或Hr功能层中的自旋轨道相互作用而带来一些非自旋相关散射。换言之，即使Ta或Hr的功能层俘获了过量的氧，以致CCP-GMR薄膜能表现出足够的本征GMR效应，由于导电电子在Ta或Hr层中丧失了本征极化，自旋极化导电电子也不能有效而充分地到达磁层。因此，CCP-GMR薄膜不能表现出本征GMR效应，从而引起磁阻率的降低。相对的，由于Si元素是原子序数较小的元素，Si功能层能表现出磁阻率的增强，通过Si功能层，相对于Ta或Hr功能层，自旋极化导电电子不会由于自旋轨道相互作用而带来非自旋相关散射。因此，考虑到自旋极化，Ta或Hr功能层可能不会降低CCP-GMR元件中的GMR效应。在此方式下，由于Si功能层不会带来非自旋相关散射且能俘获过量的氧，Si功能层能提高CCP-GMR元件中的磁阻率。根据上述讨论，相较于易被氧化的Co，Fe和Ni，Mg，B和Al也可作为示例。因此，Mg,B和Al功能层可能通过俘获过量的氧而提高CCP-GMR元件中的磁阻率。除俘获过量氧作用之外，由形成功能层引起的磁阻率的提高也可能源自扩散阻止效应。当钉扎层(pinninglayer)13中Mn元素和顶自由层中Ni元素扩散至电流限制层附近时，电流限制层的电阻可能升高及/或自旋相关界面散射可能减弱，从而引起磁阻率的降低。在磁阻效应元件中，例如，如果Si功能层插入顶钉住层143中，可阻止钉扎层(pinninglayer)13中所含的Mn元素在电流限制层16附近的扩散，从而提高CCP-GMR薄膜的磁阻率。此外，当自由层18由Fe4。Co6。20nm/Ni83Fe,735nm构成时，如果Si功能层形成于Fe4。Co6。layer与Nije,7之间厚度为0.25纳米的空间中时，自由层18中所含的Ni元素的扩散被阻止，从而引起磁阻率的提高。即使Si功能层插入至覆盖层19中，也能提高磁阻率，对此后文中将给出实例。在此情况下，由于功能层并非形成于钉扎层与电流限制层之间及含Ni的自由层与电流限制层之间，该功能层不能表现出对Mn元素和Ni元素的扩散阻挡作用。因此，功能层的扩散阻挡作用并非提高磁阻率的必要功能。由形成功能层引起的磁阻率的提高也可能源自自由层18的bcc结构的稳定性。当自由层18位于分隔层一端的部分由bcc结构的磁性材料构成时，自旋相关界面散射得以增强从而实现了大磁阻率。考虑到其软磁特性，我们不希望自由层18由单层的Fes。Co5构成，而希望由Fe5。Cos。2nm/Ni9。Fe'。3.5nm构成。在后一种情况中，由于Fe5。Co5。层形成得更薄，Fe5。Co5。层的bcc结构可能由于形成于Fes。Co5。层之上的Ni9。Fe,。层的fcc结构影响了Fe5。Cos。层的结晶度而变得不稳定。在此情况下，如果厚度为0.25纳米的Si功能层插入Fe5。Cos。层及Ni9。Fe,。层之间，Si功能层将切断Fe5。Cos。层与Ni9。Fe,。层之间的晶格匹配，从而使Fes。C05。层的bcc结构具有稳定性。如上所述，然而，即使Si功能层插入至覆盖层19中，磁阻率可被提高，以致bcc结构的稳定性也并非增强磁阻率的必要功能。CCP-GMR薄膜的磁阻率提高可能主要源自对来自分隔层中的过量的氧的俘获作用。当Si功能层形成于Fe5。Cos。层与NUFem层之间时，CCP-GMR薄膜的磁阻率提高可能部分源自Ni元素的扩散阻挡作用及Fe5。C05。层的bcc结构的稳定性。无论如何，只要功能层形成了，CCP-GMR薄膜的磁阻率就能得以提高。除Si之外，功能层21可由含有诸如Mg,B,Al等其氧化物形成能低于Co，Ni，Fe的元素的材料组成。由于插入非磁功能层21，钉住层(pinnedlayer)14或自由层18(也即，在由功能层隔开的顶磁层和底磁层之间)的磁性耦合可能被分离。为了保持钉住层(pinnedlayer)14和自由层18透过功能层21形成的充分的磁性耦合，功能层21的厚度最好设为不超过0.05-1纳米范围，更优化的是不超过0.1-0.7纳米范围。另一方面，当功能层21形成于覆盖层19之中，功能层21的厚度可设为大于钉住层(pinnedlayer)14和自由层18时的情况，因为此时并不需要分隔磁性耦合。因此，功能层的厚度最好设为不超过0.05-3纳米范围，更优化的是不超过O.l-l纳米范围。太厚的功能层可能引起串联电阻的升高。当功能层21形成于钉住层(pinnedlayer)14和自由层18中时，功能层21可由诸如Co,Ni,Fe的磁性元素和诸如asSi,Mg，B,Al的非磁性本征功能元素混合的薄膜构成。例如，当功能层21插入Fes。Co5。2nm/Ni90Fe103.5nm构成的自由层18中时，功能层可由添加有Si的Fes。C05。或添加有Si的Ni9。Fe,。构成。在此情况下，由于功能层含有磁性元素和Si元素，Si元素可沿厚度方向分散至功能层中，以致相较于不含磁性元素的Si功能层，对过量的氧的俘获效率可能降低。然而，由于功能层的形成，磁阻率的提高可得到一定程度的增强。如果没有功能层，磁阻率的提高不会增强。进而，由于含有磁性元素和Si元素的功能层的形成，磁层的磁性耦合(也即，被功能层隔开的顶磁层和底磁层)也可通过功能层而轻易提高。假定Si元素全部分散至由FeCo/NiFe构成的自由层18中，自由层18变成FeCoSi/NiFeSi结构。在此情况下，由于可俘获过量氧的Si元素均匀分散在自由层18中，由于不能聚集过量的氧，对过量氧的俘获作用可能消失。换言之，为了达到本发明的目的，要求Si元素添加至作为功能层的磁层中，但不希望Si以不经任何处理的方式被添加。我们不希望功能层形成于离分隔层太远的位置。如果功能层形成于离分隔层太远的位置，功能层将不能俘获钉住层(pinnedlayer)14和自由层18中邻近分隔层的部分中的过量的氧，从而使过量的氧残留于邻近于电流限制层16的对磁阻效应贡献最大的磁层中。当功能层21插入钉住层(pinnedlayer)14中时，最好功能层21形成为在从界面处朝钉住层(pinnedlayer)14的方向上，距离钉住层(pinnedlayer)14与分隔层之间的界面10纳米或者或以下区域中。当功能层21插入自由层18和覆盖层19中时，最好功能层21形成为在从界面处朝自由层18的方向上，距离钉住层(pinnedlayer)14与分隔层之间的界面IO纳米或以下的区域中。功能层可形成于钉住层(pirmedlayer)14，自由层18和覆盖层19中。在此情况下，这些薄层可表示为Fe5。Co5。2nm/第一功能层Si0.25nm/Ni9。Fei。1.5nm/第二功能层Si0.25nm/Ni90Fel01nm/第三功能层Si0.25nm/Ni9。Fe,。1nm。第一功能层和第二功能层的距离最好设为不超过l一2纳米范围，第二功能层和第三功能层的距离最好设为不超过1—2纳米范围。当功能层形成，对过量氧的俘获作用将增强。功能层形成于钉住层(pinnedlayer)14和自由层18中至少一层中或两层之中。另一方面，如果功能层形成于磁层中，磁层的磁性耦合将降低，以致磁层的磁性可能退化。为了防止钉住层(pinnedlayer)14或自由层中的磁性耦合的退化，复合功能层的总厚度最好设为一层功能层的厚度。相邻功能层的距离设为不超过l-2纳米范围。根据磁层材料的类型，磁阻率得以提高。磁阻率随Fe含有量的升高而提高。以下列出一个薄膜结构的实施例。下电极ll底层12:Ta5nm/Ru2nm钉扎层(pinninglayer)13:Ir22Mn787nml丁住层(pinnedlayer)14:Co75Fe253.3nm/Ru0.9nm/Fe5oCo5o1nm/Cu0.25nmX2/Fe50C0501nm底部金属层15:Cu0.6nm电流限制层16:八1203构成的绝缘层161及Cu构成的电流限定通道162顶部金属层17:Cu0.4nm自由层18:将于后文描述覆盖层19:Cu1nm/Ta2nm/Ru15nm上电极20比较Fe-Co2nm/Si0.25nm/NiS3Fe173.5nm(具有功能层21)构成的钉住层(pinnedlayer)14和FeCo2nm/NiS3Fe,73.5nm(不具功能层21)构成的自由层18，自由层18与分隔层之间界面处的Fe含有量为10%时磁阻率提高了0.5%，为40%时磁阻率提高了1.5%，为50%时磁阻率提高了2.2%。因此显而易见，由于功能层的存在，磁阻率随Fe含有量的升高而增加。基于此点考虑，当功能层21插入至磁层中时，考虑到磁阻率的提高，最好在距离分隔层l纳米或以下的区域内的Fe含有量设为10%或以上，更优化的是设为40%或以上。磁阻率随Fe含有量升高而提高的原因的分析如下。Fe的氧化物形成能在Co，Fe，Ni中最低。当钉住层(pinnedlayer)14和自由层18由富含Fe的材料构成时，钉住层(pinnedlayer)14和自由层18很可能被分隔层中过量的氧化。因此，遭遇过量氧的CCP-GMR薄膜的磁阻率低于未遭遇过量氧的CCP-GMR薄膜的磁阻率。然而，在遭遇过量氧的CCP-GMR薄膜中，由于Si功能层的形成，磁阻率可通过对过量氧的俘获作用而轻易提高。在Co，Fe,Ni中，Fe的氧化物形成能最低而Co的氧化物形成能最高。因此，相较于富含Ni和Co的磁层中的磁阻率，富含Fe的磁层中的磁阻率可通过功能层21的形成而获得极大提高。其中包含功能层的磁阻效应元件10的结构可通过三维原子探针方法进行观察，例如，"Imago科学仪器有限公司"生产的局部(local)电极原子探针。根据三维原子探针结果，可按照原子层顺序对要观察材料的组分进行三维作图。具体地，将要测量的样品处理为针尖形状，以致样品最前端的曲率半径设为不超过30—100纳米范围而样品的长度(高度)设为约100微米。随后，对样品施加高电压，从而使原子通过施加高脉冲电压而产生的电场作用从样品最前端处蒸发，而被蒸发的原子由两维探测器探测。预期的三维(x，y,z)结构可通过追踪原子在二维(x，y)平面内的位置信息随时间的变化而由在深度方向(z轴)上的信息获得，其中原子的位置信息由两维探测器探测。可采用由"牛津仪器有限公司"或Cameca有限公司生产的三维原子探针仪取代三维原子力微探针仪。可由激光脉冲取代脉冲电压进行电场激发的蒸发。这两种情况下，由直流电压形式施加偏置电场。对脉冲电压，需要电场蒸发的电场可以根据电压幅值而产生。对激光脉冲，样品被激光脉冲的照射局部加热，以致产生电场蒸发。其中包含功能层的覆盖层19的结构可通过剖面透射电子显微镜中的EDX(能量弥散X射线探测)方法而由元素分析手段进行局部观察。在本实施例中，尽管图1所示的是功能层应用于底型CCP-CPP元件，功能层也可应用于尽管功能层应用于顶型CCP-CPP元件。图3是显示顶型CCP-CPP元件的截面图。在此情况下，功能层21可形成于底层12中而非底型CCP-CPP元件中的覆盖层19中。随后，将对照另一个实施例对CCP-CPP元件进行描述。C.与包含Si功能层的金属CCP-GMR薄膜相比较在金属CCP-GMR薄膜中，通过在磁层中插入Cu层，根据参考文献"H.Yuasaetal.,J.Appl.Phys.92(5),2646(2002)"，自旋相关体散射被增强从而提高了磁阻率。并且，在金属CCP-GMR薄膜中，通过在磁层中插入B,Al或Si层取代Cu层，根据参考文献1和2，磁阻率也得以提高。后文中，将对照金属CPP-GMR薄膜对包含Si功能层的CCP-CPP薄膜进行描述。在金属CPP-GMR中，由于自旋相关体散射效应，磁阻率可通过插入层的形成得以提高。一般地，自旋相关体散射来源于元素Cu，从而在金属CPP-GMR薄膜中，通过形成Cu层可使磁阻率提高最明显。具体地，在金属CPP-GMR薄膜中，由于形成Si，B或A1层而获得的磁阻率只有由于形成Cu层而获得的磁阻率的四分之一。因此，在金属CPP-GMR薄膜中，自旋相关体散射效应可通过形成插入层而增强。实际上，如果Cu层插入在顶钉住层143中，以致顶钉住层143的结构成为Fe5。Co5。1nm/Cu2.5nm/Fe5。Co5。1nm/Cu2.5nm/Fe5。Co5。1nm时，自旋相关体散射效应得以增强。然而，通过形成Cu层，金属CCP-GMR薄膜的磁阻率提高了1%，而通过形成Si层，金属CCP-GMR薄膜的磁阻率提高了1.5%或以上，与其中包含Cu层和Si层的金属CPP-GMR薄膜的情况恰好相反。因此，通过在CCP-GMR薄膜中形成Si层引起磁阻率提髙的原因不同于通过在金属CPP-GMR薄膜中形成Si层引起磁阻率提高的原因，以致通过在金属CCP-GMR薄膜中形成Si层引起磁阻率提高是特定的特性(specificfeature)。通过在CCP-GMR薄膜中形成Si层引起磁阻率提高的原因与通过在金属CPP-GMR薄膜中形成Si层引起磁阻率提高的原因不同，其原因是源自可以通过在覆盖层中形成Si层而获得CCP-GMR元件的磁阻率增强效应。另一方面，由于金属CCP-GMR元件的磁阻率增强效应不能由自旋相关体散射，通过在覆盖层中形成Si层而获得。如上所述，形成Si层之后金属CPP-GMR元件的磁阻率相较于CCP-GMR薄膜并未提高，其原因在于，在金属CPP-GMR薄膜中，由于没有分隔层作为过量氧的供应源，过量氧不会残留于磁层中，金属CCP-GMR薄膜能通过自旋相关体散射和界面散射表现出足够的本征磁阻率。反之，在CCP-GMR薄膜中，由于过量氧残留于磁层中，CCP-GMR薄膜不能表现出足够的本征磁阻率，因而在CCP-GMR薄膜中，磁阻率能通过形成Si层而在对过量氧的俘获作用下得以提高。在此情况下，可恢复自旋相关散射效应。以此方式，通过利用CCP-GMR薄膜中的SiMg,B或Al对过量氧的俘获作用，CCP-GMR薄膜的磁阻率得以提高。D.功能层对TMR薄膜的应用功能层可用于TMR薄膜，从而提高磁阻率。TMR薄膜可构造为用绝缘层代替底部金属层15/电流限制层16/顶部金属层17的分隔层。在TMR薄膜中，该绝缘层由例如MgO或A1A构成。在TMR薄膜中，需考虑钉住层(pinnedlayer)14和自由层18的自旋极化对磁阻的作用。MgO或Al必,在钉住层(pinnedlayer)14和自由层18中的扩散会降低自旋极化。因而在TMR薄膜中，减少由于过量氧的扩散引起的自旋极化的降低将会有效提高磁阻率。换言之，在TMR元件中，如果功能层形成于钉住层(pinnedlayer)14，自由层18和覆盖层19中，磁阻率可能得以提高。包含功能层的TMR薄膜可示例如下Ta5nm/Ru2nm/Ir22Mn787nm/Co8。Fe2。2nm/Ru0.9nm/(C。8oFe2o)抑上电极202.4nm/MgO1.5nm/Co80Fe201nm/Si0.25nm/Ni85Fel53.5nm/Cu1nm/Ta2nm/Ru1nm。在此薄膜结构中，厚度为0.25纳米的Si功能层形成于TMR薄膜的自由层中。包含功能层的TMR薄膜可示例如下Ta5nm/Ru2nm/Ir22Mn77nm/Co8。Fe2。2nm/Ru0.9nm/(Cos。Fe2。)8。上电极200.8nm/Si0.125nm/(CosoFe加)劝上电极201.6nm/MgO1.5nm/Cos。Fe2。1nm/Ni85Fel53.5nm/Cu1nm/Ta2nm/Ru1nm。在此薄膜结构中，厚度为0.125纳米的Si功能层形成于TMR薄膜的钉住层中。包含功能层的TMR薄膜可示例如下Ta5nm/Ru2nm/Ir22Mn7S7nm/Co8。Fe2。2nm/Ru0.9nm/(C。8。Fe2。)8。上电极202.4nm/MgO1.5nm/Co8。Fe2。1nm/Ni85Fe153.5nm/Si0.5rnn/Cu0.5nm/Ta2nm/Ru1nm。在此薄膜结构中，厚度为0.5纳米的Si功能层形成于TMR薄膜的覆盖层中。在这些实施例中，绝缘分隔层由MgO构成。如果该绝缘分隔层由含氧的材料构成，磁阻率可能由于功能层的形成而得以提高。绝缘层的具体材料可采用MgO,A120:,和Ti02。图4是阐明用于制造本实施例中的磁阻效应元件的薄膜生产设备的示意图。如图4所示，转移室(TC)50安置于设备中心处，以致负载锁腔51，预清洁腔52，第一金属薄膜淀积腔(MC1)53，第二金属薄膜淀积腔(MC2)54和氧化层一氮化层淀积腔(OC)60安置为分别通过闸门阀与转移室(TC)50相连。在该设备中，其上将要生长薄膜的衬底在真空条件下通过相应的闸门阀从一个反应腔转移至另一个反应腔。因此，衬底表面能保持清洁。金属薄膜淀积腔53和54具有多个(5-IO个)靶子，称为多结构耙。作为薄膜淀积手段，可采用诸如直流磁控溅射或射频磁控溅射的溅射方法，离子束溅射，真空淀积，CVD(化学气相淀积)或MBE(分子束外延)。(磁阻效应元件制造方法的图解)后文将图解阐释磁阻效应元件的制造方法。图5是本实施例中磁阻效应元件的制造方法的流程图。首先，在衬底(未显示)上依次淀积下电极11，底层12，钉扎层(pinninglayer)13,钉住层(pinnedlayer)14，底部金属层15，电流限制层16，顶部金属层17，自由层18，覆盖层19和上电极20。衬底被装入负载锁腔51，以致在金属薄膜淀积腔53和54中生长一些金属层并在氧化层一氮化层淀积腔(0C)60中生长一些氧化层和/或氮化层。金属薄膜淀积腔53和54中的最终真空条件最好预设为1Xl(TTorr或以下，通常稳定于不超过5X10_'°Torr-5X10—9Torr的范围内。转移室(TC)50中的最终真空条件设为10—9Torr量级。氧化层一氮化层淀积腔(0C)60中的最终真空条件设为8X10—8Torr或以下。接着，将描述每层的淀积过程。(1)底层12的形成(步骤S11)下电极11通过预先微处理的方法形成于衬底(未显示)上。随后，Ta5nrn/Ru2nm结构的底层12形成于下电极11之上。Ta层作用为用于缓和下电极11表面粗糙度的缓冲层12a。而Ru层作用为籽晶层12b,用于控制将形成于其上的自旋阀薄膜的晶向和晶粒。(2)钉扎层(pinninglayer)13的形成(步骤S12)随后，钉扎层(pinninglayer)13形成于底层12之上。钉扎层(PINNINGLAYER)13可由诸如PtMn，PdPtMn，IrMn，RuRhMn的反铁磁材料构成。(3)钉住层(pinnedlayer)14的形成(及功能层21)(步骤S13)随后，钉住层(pinnedlayer)14形成于钉扎层(pinninglayer)13之上。钉住层(PINNEDLAYER)14可形成为底钉住层141(Co9。Fe,。)/磁耦合层142(Ru)/顶钉住层143(Co9。Fe,。)的复合钉住层。在此情况下，通过变化顶钉住层143形成过程中要成膜的材料，可形成功能层21。具体地，如果材料的形成是从Co9。Fe,。到Si，再从Si到Co9。Fei。，Si功能层可形成于顶钉住层143之中。如果材料的形成改变为从C09。Fe,。到Si，并且然后，不再从Si到Co9。Fe,。，Si功能层可形成于顶钉住层143之上。(4)分隔层15—17的形成(步骤S14)随后，包含具有电流限定通道结构(CCP结构)的电流限制层16的分隔层15—17形成于氧化层一氮化层淀积腔(0C)60中。电流限制层16形成过程如下。在本实施例中，电流限制层被构造为由晶相Cu构成的电流限定通道162形成于由非晶相八1203构成的绝缘层161之中。l)首先，用于提供电流限定通道的底部金属层15(例如，由Cu构成)形成于顶钉住层143(或功能层)之上，而将转化为相应绝缘层的金属层(例如，AlCu或Cu)形成于底部金属层15之上。随后，在诸如Ar的惰性气体中的离子束辐射下，对金属层进行预处理。离子束辐射是对绝缘层161和电流限定通道162的形成的预处理，并被称为"PIT(离子预处理)"。经过PIT，底金属层中的元素被抽取并渗透至金属层中。因此，PIT是有效的能量处理方式。2)随后，通过供应诸如氧气的氧化源，金属层被氧化。经过氧化处理，金属层转化为绝缘层161，而电流限定通道162通过绝缘层161形成，由此完成电流限制层16的生长。氧化处理可通过在离子束辐射的条件下提供氧化气体(氧气)执行。此种处理被称为"IAO(离子辅助氧化)"。经过氧化处理，可在由Cu构成的电流限定通道162与由Al203构成的绝缘层161分隔的条件下形成电流限制层16。电流限制层16由于元素Al与元素Cu的氧化物形成能的差异而形成。随后，由Cu构成的顶部金属层17形成于电流限制层16之上。(5)自由层18的形成(及功能层)(步骤S15)自由层18形成于顶部金属层17之上。自由层18的结构可为Cog。Fe,。1nm/Ni83Fe173.5mn。在此情况下，通过变化自由层18形成过程中要成膜的材料，可形成功能层21。具体地，如果材料的形成是从C09。Few到Si，再从Si到Co9。Fei。，可形成Si功能层于顶钉住层143之中。如果材料的形成改变为从Co9。Fe,。到Si，并且然后，不再从Si到Co9。Fe,。，Si功能层可形成于顶钉住层143之上。(6)覆盖层19及顶电极20的形成(及功能层)覆盖层19形成为自由层18之上的Culnm/Ru10nm多层结构。在此情况下，通过变化覆盖层19形成过程中要成膜的材料，可形成功能层。具体地，如果材料的形成是从Cu到Si，再从Si到Cu，可形成Si功能层21于覆盖层19之中。随后，上电极20形成于覆盖层19之上，从而使电流沿垂直于其薄膜表面的方向流至自旋阀薄膜。(实例)将以实例描述本发明。(实例1)在本实施例中，薄膜结构构造如下。下电极11底层12:Ta5nm/Ru2nm钉扎层(pinninglayer)13:Ir22Mn787nm钉住层(pinnedlayer)14:Co75Fe253.3nm/Ru0.9nm/Fe5。Co5。1nm/Cu0.25nmX2/Fe50CoM1nm底部金属层15:Cu0.6nm电流限制层16:由八1203构成的绝缘层161及由Cu构成的电流限定通道162顶部金属层17:Cu0.4nm自由层18:将于后文描述覆盖层19:Cu1nm/Ta2nm/Ru15nm上电极20在本实施例中，研究比较了其自由层18中具有及不具有功能层的磁阻效应元件的性能。实例1对应于具有功能层的磁阻效应元件，而对照实例1对应于不具功能层的磁阻效应元件。结果列于表格2中。表格2<table>tableseeoriginaldocumentpage31</column></row><table>实例1COeoFe恥[2纳米/功能层Si9实例1中的磁阻效应元件的磁阻率比对照实例1中的磁阻效应元件的磁阻率提高了1.5%。我们认为磁阻的提高源自Si功能层对来自分隔层"1203)中的过量氧的俘获效应。根据三维原子探针的结果，证实了Si功能层以层状结构形成于自由层18中。(实例2)在本实施例中，功能层形成于自由层18和覆盖层19中的各个部位处。其基本薄膜结构列于下。下电极11底层12:Ta5nm/Ru2nm钉扎层(pinninglayer)13:Ir22Mn787nm钉住层(pinnedlayer)14:Co75Fe253.9nm/Ru0.9nm/Fe50Co501.8nm/Cu0.25nm/Fe50Co501.8nm:Cu0.6nm:由Al203构成的绝缘层161及由Cu构成的电流限定通道162:Cu0.4nm:将于后文描述:将于后文描述底部金属层15电流限制层16顶部金属层17自由层18覆盖层19上电极20实例2中薄膜结构的钉住层(pinnedlayer)14的厚度大于实例1中薄膜结构的钉住层(pinnedlayer)14的厚度。如果钉住层(pinnedlayer)14的厚度设定较大，顶钉住层143的结晶度得以提高，从而通过增强自旋相关体散射效应而提高了磁阻率。自由层18和覆盖层19的薄膜结构列于表格3中。在此情况下，磁阻效应元件以与实例1中的相同方式制造。结果列于表格3中。<table>tableseeoriginaldocumentpage32</column></row><table>相较于对照实例2，实例2A，实例2B及实例2C中的磁阻效应薄膜的磁阻率分别得以提高1.5%,1.3%和2.2%。我们认为磁阻的提高源自Si功能层对来自分隔层(A1A)中的过量氧的俘获效应。根据三维原子探针的结果，证实了Si功能层以层状结构形成于自由层18中。而对照实例2中的磁阻比对照实例1中的磁阻有所提高是因为对照实例2中钉住层(pinnedlayer)14的厚度大于对照实例1中钉住层(pinnedlayer)14的厚度。因此，证实了可通过自由层18和覆盖层19中功能层的形成而提高磁阻。实例2B和2C中的磁阻提高度小于实例2A中磁阻的提高度，其可能原因为，由于实例2B和2C中功能层形成于远离分隔层处，因而在实例2B和2C中对过量氧的俘获效应弱于实例2A中对过量氧的俘获效应。根据三维原子探针的结果，证实了Si功能层以层状结构形成于自由层18中。(实例3)在本实施例中，功能层形成于钉住层(pinnedlayer)14和自由层18中。其基本结构列于下。下电极11底层12:Ta5nm/Ru2nm钉扎层(pinninglayer)13:Ir22Mn787nm钉住层(pinnedlayer)14:将于后文描述底部金属层15电流限制层16顶部金属层17自由层18覆盖层19Cu0.6nm由Al20:,构成的绝缘层161及由Cu构成的电流限定通道162Cu0.4nm将于后文描述Cu1nm/Ta2nm/Ru15nm上电极20钉住层(pinnedlayer)14和自由层18的薄膜结构列于表格4中。不同于实例2，实例3中的Si功能层形成于顶钉住层143中。结果列于表格4中。表格4<table>tableseeoriginaldocumentpage33</column></row><table>实例3中的磁阻效应薄膜的磁阻率比实例2提高了2.0%，比实例2A提高了0.5%。经证实CCP-GMR薄膜的磁阻率可通过形成Si功能层于钉住层(pinnedlayer)14中而得以提高。根据三维原子探针的结果，证实了Si功能层以层状结构形成于自由层18中。(实例4)在本实施例中，功能层的厚度得以变化。其基本结构列于下。下电极11底层12:Ta5nm/Ru2nm钉扎层(pinninglayer)13:Ir22Mn7S7nm钉住层(pinnedlayer)14:Co75FeM3.9nm/Ru0.9nm/Fe5。Co5。1.8nm/Cu0.25nm/Fe50C050L8咖底部金属层15:Cu0.6nm电流限制层16:由八1203构成的绝缘层161及由Cu构成的电流限定通道162顶部金属层17:Cu0.4nm自由层18:将于后文描述覆盖层19Cu1nm/Ta2nm/Ru15nm上电极20结果列于表格5中。表格5自由层18MR变化率/Ni83Fe，3,5纳米12.3对照实例2COeoFe切2纳米/Nia3Fe,3.5纳米10.8实例4中的磁阻效应薄膜的磁阻率比实例2提高了1.5%，与实例1相较于对照实例1中磁阻率的提高度相对应。此处，实例4中Si功能层的厚度设为大于实例1中Si功能层的厚度。我们认为磁阻的提高源自Si功能层对来自分隔层"1203)中的过量氧的俘获效应。根据三维原子探针的结果，证实了Si功能层以层状结构形成于自由层18中。(实例5)在本实施例中，功能层形成于自由层18中，其中每个自由层都具有互不相同的薄膜结构。其基本结构如下。下电极ll底层12:Ta5nm/Ru2nm钉扎层(pinninglayer)13:Ir22Mn787nm钉住层(pinnedlayer)14:Co75Fe253.9nm/Ru0.9nm/Fe50Co501.8nm/Cu0.25nm/Fe50C0501.8nm底部金属层15电流限制层16顶部金属层17自由层18覆盖层19Cu0.6nm由八1203构成的绝缘层161及由Cu构成的电流限定通道162Cu0.4nm将于后文描述Cu1nm/Ta2nm/Ru15nm上电极20每个自由层18的薄膜结构都列于表格6中。相较于实例3，2，4，自由层18的FeCo合金的含有量在自由层18与分隔层之间的界面处变化。相较于实例3，2，4，Fe的含有量分别设为10%,40%和50%。在实例5A,2A，5B中，Si功能层分别形成于与对照实例3,2，4中相对应的基本结构中。在此情况下，磁阻的提高可由功能层所形成于其中的自由层的薄膜结构所决定。表格6<table>tableseeoriginaldocumentpage36</column></row><table>实例5A中的磁阻效应薄膜的磁阻率比实例3提高了2.2%。我们认为磁阻的提高源自Si功能层对来自分隔层"1203)中的过量氧的俘获效应。除Si功能层的形成对磁阻增加的影响之外，考虑到钉住层(pinnedlayer)14中FeCo合金的含有量，自由层18与分隔层间的界面处Fe的含有量为10%时磁阻率提高了0.5%，为40%时磁阻率提高了1.5%，为50%时磁阻率提高了2.2%。因此显而易见，由于功能层的作用而提高的磁阻率随Fe含有量的升高而增加。对磁阻率随Fe含有量的升高而增加的原因分析如下。根据表格l，Fe的氧化物形成能低于Co，因而元素Fe比Co更易被氧化。因此，当自由层18由富含Fe组分的材料构成时，自由层18更易被来自分隔层中的过量氧所氧化。因此，可通过由于Si功能层形成而产生的对过量氧的俘获效应轻易提高磁阻率。根据三维原子探针的结果，证实了Si功能层以层状结构形成于自由层18中。(磁阻效应元件的应用)后文将描述根据本实施例的磁阻效应元件的应用。为满足高密度记录特性，元件的电阻RA最好设为500mQ)am2或以下，更优化的是300mQimn2或以下。计算元件电阻RA时，自旋阀薄膜中电流的有效面积A乘以CPP-CPP元件的电阻R。此处，可直接测量元件电阻R，但须注意有效面积A，因为有效面积A决定于元件结构。如果自旋阀薄膜的总面积全部被流过图形的电流感知，此时自旋阀薄膜的总面积就是有效面积A。在此情况下，为获得合适的元件电阻值，自旋阀薄膜的总面积将设为0.04Hm2或以下，而为获得200Gbpsi或以上的记录密度，自旋阀薄膜的总面积将设为0.02pm2或以下。如果下电极11或上电极20的面积设为小于自旋阀薄膜的总面积，下电极11或上电极20的面积即为有效面积A。如果下电极11的面积与上电极20的面积不同，下电极11和上电极20之中较小的一个面积即为有效面积A。如上所述，为获得合适的元件电阻值，较小的一个面积设为0.04^m2或以下。参照图6和7，从图6中明显可见，由于磁阻效应元件10的最小面积对应于与上电极20的接触面积，最小面积的宽度可认为是磁道宽度Tw。进而，从图7中明显可见，由于磁阻效应元件10在磁阻高度方向上的最小面积也对应于与上电极20的接触面积，其最小面积的宽度可认为是磁道高度D。在此情况下，有效面积A可由公式A^wxD计算。在根据本实施例的磁阻效应元件中，电极之间的电阻R可降为IOOQ或以下，对应于诸如与磁头平衡装置(headgimbalassembly(HGA))的最前端相连的再生头中的电极板之间的电阻。最好当钉住层(pinnedlayer)14或自由层18具有fee结构时，磁阻效应元件为fcc(lll)晶向结构。最好当钉住层(pinnedlayer)14或自由层18具有bcc结构时，磁阻效应元件为bcc(100)晶向结构。最好当钉住层(pinnedlayer)14或自由层18具有hep结构时，磁阻效应元件为hcp(OOl)晶向结构。根据本实施例，磁阻效应元件的晶向最好设为4.5度或以下，更优化的是3.5度或以下，考虑到晶向的散射，在3.0度或以下尤佳。晶向可由x射线散射中e-2e测量获得的x射线摇摆曲线的FWHM(半峰宽)测得。晶向还可由元件截面的纳米散射点所产生的点散射角而测得。根据反铁磁薄膜的材料类型，由于反铁磁薄膜的晶格间距不同于钉住层(pinnedlayer)14/电流限制层16/自由层18的晶格间距，可获得反铁磁薄膜与钉住层(pinnedlayer)14/电流限制层16/自由层18之间的晶向散射(dispersionincrystallineorientation)。例如，PtMn反铁磁层的晶格间距通常不同于钉住层(pinnedlayer)14/电流限制层16/自由层18的晶格间距。基于此点考虑，由于PtMn层形成更厚，PtMn层适合用作晶向散射中的测量。对钉住层(pirmedlayer)14/电流限制层16/自由层18，钉住层(pinnedlayer)14和自由层18可能分别具有bcc结构和fee结构。在此情况下，钉住层(pinnedlayer)14的晶向散射角可能不同于自由层18的晶向散射角。(磁头)图6和7是显示根据本实施例的磁阻效应元件包含磁头状态下的截面图。图6是显示从与正对磁记录介质的ABS面(面向空气的表面)几乎平行的平面上看去的磁阻效应元件的截面图。图7是显示从与ABS面几乎垂直的平面上看去的磁阻效应元件的截面图。图6和7中所示的磁头具有所谓的硬接(hardabutted)结构。磁阻效应膜10为上述的CCP-CPP薄膜。下电极11和上电极20分别位于磁阻效应膜10的上表面和下表面。在图6中，偏置磁性施加膜41和绝缘膜42形成于磁阻效应膜10的两端。在图7中，保护层43形成于磁阻效应膜10的ABS面上。感应电流沿箭头A流过下电极11和上电极20之间的磁阻效应膜10，也即，沿垂直于磁阻效应膜10的薄膜表面的方向。进而，偏置磁性施加膜41将给定的偏置磁场施加于磁阻效应膜10上，从而通过控制自由层18的磁各向异性而将膜10的自由层18的磁畴结构引导(render)为单磁畴结构，并巩固自由层18的磁畴结构(magneticdomainstructure)。在此情况下，可以消除由于磁阻效应膜10中的磁壁(magneticwall)转移而产生的Barkhausen噪声。由于磁阻效应膜10的S/N比率得以提高，包含磁阻效应膜10的磁头可能实现高灵敏度的磁性再生。(磁头和磁记录/再生设备)磁阻效应元件预先安装于允许记录/再生操作的多功能(all-in-one)磁头装置中，并在磁记录/再生设备中安置为磁头装置(headassembly)。图8是阐明根据本发明的磁记录/再生设备的图解结构的透视图。图8所示的磁记录/再生设备150构成旋转激励型磁记录/再生设备。在图8中，记录磁碟200安装在转轴152上，从而响应来自驱动单元控制器(未显示)的控制信号，借助马达(未显示)沿箭头A所指方向转动。在图8中，磁记录/再生设备150可能具有单个或多个记录磁碟200。记录/再生即将存储于记录磁碟200中的信息的滑触头153安装于薄膜型的悬臂154的顶端。如以上各个实施例所述，滑触头153安装于包含磁阻效应元件的磁头顶端。当记录磁碟200开始旋转，滑触头153上正对记录磁碟200的这一面(ABS面)从记录磁碟200的主表面上浮起(float)。或者(Alternatively),滑触头可可以是其中滑触头与记录磁碟200相接触的所谓"接触运行式"滑触头。悬臂154连接于致动器臂155的一端，其具有支撑起诸如驱动线圈(drivingcoil)(未显示)的线轴部件。作为一种线形马达的声圈马达156位于致动器臂155的另一端。声圈马达156由被致动器臂155的线轴部件缠绕的驱动线圈(未显示)和磁电路组成，该电路具有彼此相向安置从而将驱动线圈夹在中间的永磁体及计数磁轭(counteryoke)。致动器臂155由位于转轴157的上部和下部的球轴承(ballbearings)(未显示)支撑，从而通过声圈马达156自由转动及滑动。图9是阐明从记录磁碟200—边看去，位于朝向致动器臂155—端的磁头装置的放大透视图。如图9所示，磁头装置160具有致动器臂155，其具有支撑诸如驱动线圈的线轴部件。悬臂154连接于致动器臂155的一端。并且，以上各实施例中所定义的具有包含磁阻效应元件的磁头的滑触头153连接于悬臂154的一端。悬臂154具有用于读/写信号的导线164，其中导线164被分别电学连接于埋置于滑触头153中的磁头的电极上。图中，标号"165"表示磁头装置160的电极板。在图8和9所示的磁记录/再生设备中，由于安装有上述实施例中所描述的磁阻效应元件，可合理读出磁记录在记录磁碟200中信息。(磁存储器)上述的磁阻效应元件可构成磁存储器，诸如磁单元以矩阵形式排列其中的磁随机存取存储器(MRAM)的。图10是阐明根据本发明的磁存储器阵列的实施例的示意图。该图显示了当存储器单元以矩阵形式排列时的电路结构。为从阵列中选取一位，安置了列译码器350和行译码器351，其中开关晶体管330被字线334和位线332打开而单独选中，以致存储于磁记录层(自由层)中的位信息经由读出放大器352探测而读出。为了写入位信息，字线323和位线322中将流过写电流以产生用于写数据的磁场。图11是阐明根据本发明的磁存储器阵列的另一实施例的示意图。此例中，排列于阵列中的位线322和字线334由解码器360，361分别选中，以致从阵列中选中特定的存储器单元。各磁存储器单元构造为磁阻效应膜10和二极管D串联的形式。此处，二极管D起到防止感应电流在除被选中的磁阻效应膜10之外的磁存储器中绕流(detour)的作用。写操作由通过写电流分别在位线322和字线323中流过而产生的磁场执行。图12是阐明根据本发明实施例中磁存储器的实际部件的截面图。图13是沿A—A线方向看去，图12所示的磁存储器的截面图。这些附图中所示的结构对应于图IO或图11中所示磁存储器中包含的1位存储器单元。该存储器单元包括存储元件部分311和选址晶体管部分312。存储元件部分311包括磁阻效应膜IO和一对连接于磁阻效应膜10的配线322,324。磁阻效应膜10为以上各实施例中所述的磁阻效应元件(CCP-CPP元件)。同时，在选址晶体管部分312中，安置有具有经通孔326和埋置配线328与之连接的晶体管330。晶体管330执行相应于施加于栅极332的电压的开关操作以控制磁阻效应膜10和配线334之间的电流限定通道的开/合。进而，在磁阻效应膜10下方，配置有大致垂直于配线322方向上的配线323。这些配线322，323可由诸如铝(A1)，铜(Cu)，钩(W)，钽(Ta)或含有这些元素中的任意组合的a全n宽o在这种结构的存储器单元中，当位信息写入磁阻效应元件10中时，写脉冲电流将流过配线322，323，且由写电流诱生的合成磁场将被用于适当地转化磁阻效应元件10的记录层的磁化。进而，当读出位信息时，感应电流将流过包含磁记录层和下电极324的磁阻效应元件10，从而测量磁阻效应元件10的电阻值或各电阻值中的电阻变化。通过使用根据上述实施例的磁阻效应元件(CCP-CPP元件)，即使存储单元小型化，根据本实施例的磁存储器可通过安全地控制记录层的磁畴，从而确保(正确的)读写操作。(另一个实施例)尽管本发明参照以上实例得以详述，本发明并不仅限于上述披露内容(disclosure)，可在不背离本发明的范围的基础上进行各种变化和修改。本领域的技术人员可以从已知材料中选取磁阻效应元件的具体结构，电极的形状及材质，磁场偏置薄膜和绝缘层。在这些情况下，可获得根据本发明的预期的磁阻效应元件，从而表现出与上述同样的效应/功能。当磁阻效应元件应用于再生磁头中时，磁头的探测分辨率可通过施加磁屏蔽于磁阻效应元件的上方和下方而得以规定。进而，磁阻效应元件可应用于纵向磁记录磁头和竖向(vertical)磁记录磁头。同样，磁阻效应元件可应用于纵向磁记录/再生设备和竖向磁记录/再生设备。纵向磁记录/再生设备可以是其中装有特定记录介质的所谓静态磁设备，或其中记录介质可被取代的所谓可擦除型磁设备。权利要求1.一种磁阻效应元件，其特征在于，包括固定磁化层，其磁化被实质地固定在一个方向上；自由磁化层，其磁化根据外部磁场转动，并被形成于所述固定磁化层的相对面；分隔层，包括具有绝缘层和在所述绝缘层的厚度方向上通过电流的导体的电流限制层，并位于所述固定磁化层和所述自由磁化层之间；薄膜层，相对于所述自由磁化层位于所述分隔层的相对侧；及功能层，含有从Si、Mg、B、Al组成的组中选择的至少一种元素，并形成于所述固定磁化层、所述自由磁化层和所述薄膜层中至少一个层之中或之上。2.如权利要求1所述的磁阻效应元件，其特征在于，所述功能层被形成于所述固定磁化层和所述自由磁化层中至少一个层之中或之上。3.如权利要求2所述的磁阻效应元件，其特征在于，所述功能层被形成于所述自由磁化层之中或之上。4.如权利要求2所述的磁阻效应元件，其特征在于，所述功能层被形成于所述固定磁化层之中或之上。5.如权利要求2所述的磁阻效应元件，其特征在于，所述功能层被形成于所述自由磁化层之中。6.如权利要求2所述的磁阻效应元件，其特征在于，所述功能层被形成于所述固定磁化层之中。7.如权利要求1所述的磁阻效应元件，其特征在于，所述固定磁化层、所述分隔层、所述自由磁化层和所述薄膜层被依次形成，其中所述功能层被形成于所述薄膜层之中或之上。8.如权利要求1所述的磁阻效应元件，其特征在于，所述功能层含有Si。9.如权利要求1所述的磁阻效应元件，其特征在于，所述功能层的厚度在0.1-10纳米的范围内。10.如权利要求1所述的磁阻效应元件，其特征在于，所述分隔层包括金属层，所述金属层被形成为邻近所述电流限制层、及所述固定磁化层和自由磁化层中的至少一个层。11.如权利要求10所述的磁阻效应元件，其特征在于，所述金属层含有从Cu，Ag，及Au组成的组中选择的至少一种元素。12.如权利要求1所述的磁阻效应元件，其特征在于，所述电流限制层的导体主要含有从Cu,Ag,Au组成的组中选择的至少一种元素。13.如权利要求1所述的磁阻效应元件，其特征在于，所述固定磁化层和所述自由磁化层中的至少一个层含有Fe。14.如权利要求13所述的磁阻效应元件，其特征在于，所述固定磁化层和/或所述自由磁化层与所述分隔层相距1纳米或以下的区域中的Fe含有量被设为10%或以上。15.如权利要求14所述的磁阻效应元件，其特征在于，所述固定磁化层和/或所述自由磁化层与所述分隔层相距1纳米或以下的区域中的Fe含有量被设为40%或以上。16.—种磁阻效应元件，其特征在于，包括固定磁化层，其磁化被实质地固定在一个方向上；分隔层，包括第一金属层，其含有从Cu，Ag，Au组成的组中选择的至少一种元素；电流限制层，其具有含有A1的绝缘层和含有从由Cu，Al,Au组成的组中选择的至少一种元素、并在所述绝缘层的厚度方向通过电流的导体；及第二金属层，其含有从由Cu,Ag,Au组成的组中选择的至少一种元素；其中所述第一金属层、所述电流限制层和所述第二金属层被依次层叠于所述固定磁化层之上；自由磁化层，其磁化根据外部磁场转动，并被形成于所述分隔层之上；薄膜层，被形成于所述自由磁化层之上；及功能层，含有从Si，Mg，B，Al组成的组中选择的至少一种元素，并被形成于所述固定磁化层、所述自由磁化层和所述薄膜层中的至少一个层之中或之上；其中所述固定磁化层和/或所述自由磁化层与所述分隔层相距1纳米或以下区域中的Fe的含有量被设为10%或以上。17.如权利要求16所述的磁阻效应元件，其特征在于，所述固定磁化层和/或所述自由磁化层与所述分隔层相距1纳米或以下的区域中的Fe含有量被设为40%或以上。18.磁阻效应元件，其特征包括固定磁化层，其磁化被实质地固定在一个方向上；自由磁化层，其磁化根据外部磁场转动，并被形成于所述固定磁化层的相对面；绝缘分隔层，其使隧道电流通过其中，并位于所述固定磁化层和所述自由磁化层之间；薄膜层，相对于所述自由磁化层位于所述绝缘分隔层的相对侧；及功能层，其含有从Si，Mg，B，Al组成的组中选择的至少一种元素，并被形成于所述固定磁化层、所述自由磁化层和所述薄膜层中至少一个层之中或之上。19.如权利要求18所述的磁阻效应元件，其特征在于，所述功能层被形成于所述固定磁化层和所述自由磁化层中至少一个层之中或之上。20.如权利要求18所述的磁阻效应元件，其特征在于，所述固定磁化层、所述分隔层、所述自由磁化层和所述薄膜层被依次形成，所述功能层被形成于所述薄膜层之中或之上。21.如权利要求18所述的磁阻效应元件，其特征在于，所述功能层的厚度在0.1-10纳米的范围内。22.如权利要求18所述的磁阻效应元件，其特征在于，所述固定磁化层和所述自由磁化层中的至少一个层含有Fe。23.—种磁头，其特征在于，包括如权利要求1一22中任一项所述的磁阻效应元件。24.—种磁记录/再生装置，其特征在于，包括如权利要求23所述的磁头和磁记录介质。25.—种磁存储器，其特征在于，包括如权利要求1一22中任一项所述的磁阻效应元件。全文摘要一种磁阻效应元件，包括固定磁化层，其磁化被实质地固定在一个方向上；自由磁化层，其磁化根据外部磁场转动，并被形成于所述固定磁化层的相对面；分隔层，包括具有绝缘层和在所述绝缘层的厚度方向上通过电流的导体的电流限制层，并位于所述固定磁化层和所述自由磁化层之间；薄膜层，相对于所述自由磁化层位于所述分隔层的相对侧；及功能层，含有从Si、Mg、B、Al组成的组中选择的至少一种元素，并形成于所述固定磁化层、所述自由磁化层和所述薄膜层中至少一个层之中或之上。文档编号H01L27/22GK101276878SQ20081008831公开日2008年10月1日申请日期2008年3月27日优先权日2007年3月30日发明者原通子,张坤亮,民李,汤浅裕美,福泽英明,藤庆彦,黑崎义成申请人:株式会社东芝;Tdk株式会社