JP2000031561A

JP2000031561A - 交換結合膜と、この交換結合膜を用いた磁気抵抗効果素子、ならびに、前記磁気抵抗効果素子を用いた薄膜磁気ヘッド

Info

Publication number: JP2000031561A
Application number: JP11113418A
Authority: JP
Inventors: Naoya Hasegawa; 直也長谷川; Masaji Saito; 正路斎藤; Kazuya Ominato; 和也大湊; Yutaka Yamamoto; 豊山本; Teruhiro Makino; 彰宏牧野
Original assignee: Alps Electric Co Ltd
Current assignee: Alps Alpine Co Ltd
Priority date: 1997-10-22
Filing date: 1999-04-21
Publication date: 2000-01-28
Anticipated expiration: 2018-08-24
Also published as: JP3057083B2

Abstract

(57)【要約】【目的】従来、反強磁性層として使用されていたＮｉ
Ｍｎ合金の場合、前記反強磁性層と固定磁性層との双方
の[１１１]面を膜面に対して平行な方向に優先配向させ
ても交換異方性磁界を得ることができるが、ＮｉＭｎ合
金よりも優れた反強磁性材料である白金族元素を用いた
Ｘ−Ｍｎ合金の場合、反強磁性層と強磁性層との双方の
[１１１]面を膜面に対して平行な方向に優先配向させて
おくと、交換異方性磁界を得ることができないといった
問題点があった。【構成】Ｔａで形成された下地層６の上側に、固定磁
性層３が形成され、この固定磁性層３の上に接して反強
磁性層４が形成されている。これにより固定磁性層３の
[１１１]面が膜面に優先配向され、反強磁性層４の[１
１１]面の配向度が、前記固定磁性層３の[１１１]面に
比べて小さいか、あるいは無配向となる。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明は、反強磁性層と強磁
性層とから成り、前記反強磁性層と強磁性層との界面に
て発生する交換異方性磁界により、前記強磁性層の磁化
方向が一定の方向にされる交換結合膜に係り、特に前記
反強磁性層が元素Ｘ（Ｐｔ，Ｐｄ等）とＭｎとを含有す
る反強磁性材料で形成された場合、より大きい交換異方
性磁界を得られるようにした交換結合膜と、この交換結
合膜を用いた磁気抵抗効果素子（スピンバルブ型薄膜素
子、ＡＭＲ素子）、ならびに、前記磁気抵抗効果素子を
用いた薄膜磁気ヘッドに関する。

【０００２】

【従来の技術】スピンバルブ型薄膜素子は、巨大磁気抵
抗効果を利用したＧＭＲ（giant magnetoresistive）素
子の１種であり、ハードディスクなどの記録媒体からの
記録磁界を検出するものである。このスピンバルブ型薄
膜素子は、ＧＭＲ素子の中でも比較的構造が単純で、し
かも弱い磁界で抵抗が変化するなど、いくつかの優れた
点を有している。

【０００３】前記スピンバルブ型薄膜素子は、最も単純
な構造で、反強磁性層、固定磁性層、非磁性導電層およ
びフリー磁性層から成る。前記反強磁性層と固定磁性層
とは接して形成され、前記反強磁性層と固定磁性層との
界面にて発生する交換異方性磁界により、前記固定磁性
層の磁化方向は一定方向に単磁区化され固定される。

【０００４】フリー磁性層の磁化は、その両側に形成さ
れたバイアス層により、前記固定磁性層の磁化方向と交
叉する方向に揃えられる。

【０００５】前記反強磁性層にはＦｅ−Ｍｎ（鉄−マン
ガン）合金膜、またはＮｉ−Ｍｎ（ニッケル−マンガ
ン）合金膜、固定磁性層及びフリー磁性層にはＮｉ−Ｆ
ｅ（ニッケル−鉄）合金膜、非磁性導電層にはＣｕ
（銅）膜、またバイアス層にはＣｏ−Ｐｔ（コバルト−
白金）合金膜などが一般的に使用されている。

【０００６】このスピンバルブ型薄膜素子では、ハード
ディスクなどの記録媒体からの漏れ磁界により、前記フ
リー磁性層の磁化方向が変動すると、固定磁性層の固定
磁化方向との関係で電気抵抗が変化し、この電気抵抗値
の変化に基づく電圧変化により、記録媒体からの洩れ磁
界が検出される。

【０００７】ところで、前述したように、反強磁性層に
は、Ｆｅ−Ｍｎ合金膜やＮｉ−Ｍｎ合金膜が用いられる
が、Ｆｅ−Ｍｎ合金膜は、耐食性が低く、また交換異方
性磁界が小さく、さらにブロッキング温度が１５０℃程
度と低くなっている。ブロッキング温度が低いことで、
ヘッドの製造工程中やヘッド動作中における素子温度の
上昇により、交換異方性磁界が消失してしまうという問
題が発生する。

【０００８】これに対し、Ｎｉ―Ｍｎ合金膜は、Ｆｅ―
Ｍｎ合金膜に比べて、交換異方性磁界が比較的大きく、
しかもブロッキング温度が約３００℃と高い。従って反
強磁性層には、Ｆｅ―Ｍｎ合金膜よりもＮｉ―Ｍｎ合金
膜を用いる方が好ましい。

【０００９】また、Ｂ．Ｙ．Ｗｏｎｇ，Ｃ．Ｍｉｔｓｕ
ｍａｔａ，Ｓ．Ｐｒａｋａｓｈ，Ｄ．Ｅ．Ｌａｕｇｈｌ
ｉｎ，ａｎｄＴ．Ｋｏｂａｙａｓｈｉ：Ｊｏｕｒｎａ
ｌｏｆＡｐｐｌｉｅｄＰｈｓｙｓｉｃｓ，ｖｏｌ．
７９，Ｎｏ１０，ｐ．７８９６―ｐ．７９０４（１９９
６）には、Ｎｉ−Ｍｎ合金膜を反強磁性層として用いた
場合における前記反強磁性層と固定磁性層（ＮｉＦｅ合
金膜）との界面構造について報告されている。

【００１０】この論文には、「ＮｉＦｅとＮｉＭｎの両
方の｛１１１｝面が膜面と平行となるように、ＮｉＦｅ
／ＮｉＭｎ界面での結晶整合状態を保って成長してい
る。」と記載されている。

【００１１】なお、整合とは、界面における反強磁性層
と固定磁性層との原子が、１対１で対応する状態のこと
をいい、逆に非整合とは、界面における反強磁性層と固
定磁性層との原子が一対の位置関係にない状態のことを
いう。

【００１２】

【発明が解決しようとする課題】前述したように、Ｎｉ
Ｍｎ合金は、比較的交換異方性磁界が大きく、またブロ
ッキング温度も約３００℃と高くなっており、従来のＦ
ｅＭｎ合金に比べて優れた特性を有しているが、耐食性
に関しては、ＦｅＭｎ合金と同じ様に、充分であるとは
いえなかった。

【００１３】そこで最近では、耐食性に優れ、しかもＮ
ｉＭｎ合金よりも大きい交換異方性磁界を発生し、高い
ブロッキング温度を有する反強磁性材料として、白金族
元素を用いたＸ−Ｍｎ合金（Ｘ＝Ｐｔ，Ｐｄ，Ｉｒ，Ｒ
ｈ，Ｒｕ，Ｏｓ）が注目を浴びている。

【００１４】白金族元素を含有するＸ−Ｍｎ合金を反強
磁性層として用いれば、従来に比べて再生出力を向上さ
せることができ、またヘッド駆動動作時における素子温
度の上昇により、交換異方性磁界が消滅し再生特性が低
下するといった不具合も生じにくくなる。

【００１５】ところで、反強磁性層としてＮｉＭｎ合金
を使用した場合、前述した文献によれば、反強磁性層
（ＮｉＭｎ合金）と固定磁性層（ＮｉＦｅ合金）との両
方の｛１１１｝面が膜面と平行に成長しているが、反強
磁性層としてＸ−Ｍｎ合金（Ｘは白金族元素）の場合も
同じ様に、反強磁性層（Ｘ−Ｍｎ合金）と固定磁性層
（ＮｉＦｅ合金）との両方の｛１１１｝面を膜面と平行
に成長させると、熱処理を施しても交換異方性磁界がほ
とんど発生しないことがわかった。

【００１６】本発明は上記従来の課題を解決するための
ものであり、反強磁性層として、元素Ｘ（Ｘは白金族元
素）とＭｎとを含有する反強磁性材料を用いた場合、大
きい交換異方性磁界を発生することができるようにした
交換結合膜、およびこの交換結合膜を用いた磁気抵抗効
果素子に関する。

【００１７】

【課題を解決するための手段】本発明は、反強磁性層と
強磁性層とが接して形成され、前記反強磁性層と強磁性
層との界面にて交換異方性磁界が発生し、前記強磁性層
の磁化方向が一定方向にされる交換結合膜において、前
記反強磁性層は、少なくとも元素Ｘ（ただしＸは、Ｐ
ｔ，Ｐｄ，Ｉｒ，Ｒｈ，Ｒｕ，Ｏｓのうちいずれか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
磁性材料で形成され、前記反強磁性層と強磁性層の結晶
配向が、前記反強磁性層と強磁性層との界面にて、異な
っていることを特徴とするものである。

【００１８】上記のように本発明では、反強磁性層とし
て、少なくとも白金族元素（元素Ｘ）とＭｎとを有する
反強磁性材料を使用することにより、耐食性を向上させ
ることができ、しかも反強磁性層と強磁性層との結晶配
向を、界面にて異ならしめることで、より大きな交換異
方性磁界を発生させることが可能となっている。

【００１９】本発明では、反強磁性層と強磁性層との結
晶配向を界面にて異ならしめるために具体的には、前記
強磁性層の｛１１１｝面が、前記反強磁性層との界面に
平行な方向に優先配向するのに対し、前記反強磁性層の
｛１１１｝面の配向度は、前記強磁性層の配向度よりも
小さいか、あるいは無配向となっていることが好まし
い。

【００２０】例えば、前記反強磁性層は、強磁性層の上
に接して形成されており、さらに前記強磁性層の下側に
は、下地層が形成されている構造であると、強磁性層側
の[１１１]面を、反強磁性層側の[１１１]面よりも界面
と平行な方向に対して優先配向させることができる。

【００２１】また本発明では、前記反強磁性層の｛１１
１｝面が、前記強磁性層との界面に平行な方向に優先配
向するのに対し、前記強磁性層の｛１１１｝面の配向度
は、前記反強磁性層の配向度よりも小さいか、あるいは
無配向となっていてもよい。

【００２２】例えば、前記反強磁性層は、強磁性層の下
に接して形成されており、さらに前記反強磁性層の下側
には、下地層が形成されている構造であると、反強磁性
層側の[１１１]面を、強磁性層側の[１１１]面よりも界
面と平行な方向に対して優先配向させることができる。

【００２３】なお本発明では、前記下地層はＴａで形成
されていることが好ましい。また本発明では、前記反強
磁性層と強磁性層との界面に平行な方向への、前記反強
磁性層の｛１１１｝面の配向度、および前記強磁性層の
｛１１１｝面の配向度は共に小さくなっているか、ある
いは無配向となっており、前記｛１１１｝面以外の結晶
面が、界面に平行な方向へ優先配向されて、反強磁性層
と強磁性層の結晶配向が異なっていてもよい。

【００２４】本発明では、前記反強磁性層はＸ―Ｍｎ合
金で形成され、元素Ｘは、Ｐｔであることが好ましい。
また本発明では、前記反強磁性層は、Ｘ―Ｍｎ―Ｘ′合
金（ただしＸ′は、Ｎｅ，Ａｒ，Ｋｒ，Ｘｅ，Ｂｅ，
Ｂ，Ｃ，Ｎ，Ｍｇ，Ａｌ，Ｓｉ，Ｐ，Ｔｉ，Ｖ，Ｃｒ，
Ｆｅ，Ｃｏ，Ｎｉ，Ｃｕ，Ｚｎ，Ｇａ，Ｇｅ，Ｚｒ，Ｎ
ｂ，Ｍｏ，Ａｇ，Ｃｄ，Ｉｒ，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）で形成されていてもよい。この場
合、前記元素Ｘ′は、Ｎｅ，Ａｒ，Ｋｒ，Ｘｅのうち１
種または２種以上の元素であることが好ましい。

【００２５】また本発明では、前記反強磁性層として用
いられるＸ―Ｍｎ―Ｘ′合金は、スパッタ法により形成
されることが好ましい。

【００２６】以上のようにして形成された交換結合膜
は、本発明では、様々な磁気抵抗効果素子に使用可能で
ある。

【００２７】まず本発明におけるシングルスピンバルブ
型薄膜素子は、反強磁性層と、この反強磁性層と接して
形成され、前記反強磁性層との交換異方性磁界により磁
化方向が固定される固定磁性層と、前記固定磁性層に非
磁性導電層を介して形成されたフリー磁性層と、前記フ
リー磁性層の磁化方向を前記固定磁性層の磁化方向と交
叉する方向へ揃えるバイアス層と、固定磁性層と非磁性
導電層とフリー磁性層に検出電流を与える導電層とを有
し、前記反強磁性層とこの反強磁性層と接して形成され
た固定磁性層となる強磁性層とが、前述した交換結合膜
により形成されていることを特徴とするものである。

【００２８】また本発明では、上記シングルスピンバル
ブ型薄膜素子の前記フリー磁性層の上側または下側に、
トラック幅Ｔｗの間隔を空けて反強磁性層が積層され、
前記反強磁性層とフリー磁性層となる強磁性層とが、前
述した交換結合膜により形成されているものであっても
よい。

【００２９】また本発明におけるデュアルスピンバルブ
型薄膜素子は、フリー磁性層の上下に積層された非磁性
導電層と、一方の前記非磁性導電層の上および他方の非
磁性導電層の下に位置する固定磁性層と、一方の前記固
定磁性層の上および他方の固定磁性層の下に位置して、
交換異方性磁界によりそれぞれの固定磁性層の磁化方向
を一定の方向に固定する反強磁性層と、前記フリー磁性
層の磁化方向を前記固定磁性層の磁化方向と交叉する方
向に揃えるバイアス層とを有し、前記反強磁性層とこの
反強磁性層と接して形成された固定磁性層となる強磁性
層とが、前述した交換結合膜により形成されていること
を特徴とするものである。

【００３０】さらに本発明におけるＡＭＲ素子は、非磁
性層を介して重ねられた磁気抵抗層と軟磁性層とを有
し、前記磁気抵抗層の上側あるいは下側にトラック幅Ｔ
ｗの間隔を空けて反強磁性層が形成され、前記反強磁性
層と磁気抵抗層となる強磁性層とが、前述した交換結合
膜により形成されていることを特徴とするものである。

【００３１】また本発明における薄膜磁気ヘッドは、前
述した磁気抵抗効果素子の上下にギャップ層を介してシ
ールド層が形成されていることを特徴とするものであ
る。

【００３２】本発明では、例えば前記磁気抵抗効果素子
としてシングルスピンバルブ型薄膜素子およびデュアル
スピンバルブ型薄膜素子の反強磁性層と固定磁性層（強
磁性層）とを、前記交換結合膜により形成している。

【００３３】これにより、耐食性を向上できるととも
に、前記固定磁性層の磁化を一定方向に強固に固定する
ことが可能となり、従来に比べて優れた再生特性を得る
ことが可能となっている。

【００３４】また、エクスチェンジバイアス方式によ
り、例えばシングルスピンバルブ型薄膜素子のフリー磁
性層（強磁性層）、あるいはＡＭＲ素子の磁気抵抗効果
素子層（強磁性層）の磁化方向を一定の方向に揃える場
合、エクスチェンジバイアス層とフリー磁性層、あるい
はエクスチェンジバイアス層と磁気抵抗層とを、前記交
換結合膜により形成してもよい。これにより、前記フリ
ー磁性層および磁気抵抗層の磁化を一定方向に適性に揃
えることが可能となり、優れた再生特性を得ることが可
能である。

【００３５】

【発明の実施の形態】図１は、本発明の第１実施形態の
シングルスピンバルブ型薄膜素子の構造をＡＢＳ面側か
ら見た断面図である。なお、図１ではＸ方向に延びる素
子の中央部分のみを破断して示している。

【００３６】このシングルスピンバルブ型薄膜素子は、
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。なお、ハードディス
クなどの磁気記録媒体の移動方向はＺ方向であり、磁気
記録媒体からの洩れ磁界の方向はＹ方向である。

【００３７】図１の最も下に形成されているのはＴａ
（タンタル）などの非磁性材料で形成された下地層６で
ある。この下地層６の上にフリー磁性層１、非磁性導電
層２、固定磁性層３、および反強磁性層４が積層されて
いる。そして、前記反強磁性層４の上にＴａ（タンタ
ル）などの保護層７が形成されている。

【００３８】また図１に示すように、下地層６から保護
層７までの６層の両側には、ハードバイアス層５，５が
形成され、前記ハードバイアス層５，５の上には導電層
８，８が積層されている。

【００３９】本発明では前記フリー磁性層１および固定
磁性層３が、ＮｉＦｅ合金、ＣｏＦｅ合金、Ｃｏ合金、
Ｃｏ、ＣｏＮｉＦｅ合金などにより形成されている。

【００４０】なお図１に示すようにフリー磁性層１は一
層で形成されているが、これが多層構造で形成されても
よい。つまり、前記フリー磁性層１が、例えばＮｉＦｅ
合金とＣｏＦｅ合金とが積層された構造となっていても
よいし、ＮｉＦｅ合金とＣｏとが積層された構造でもよ
い。

【００４１】前記フリー磁性層１と固定磁性層３との間
に介在する非磁性導電層２は、Ｃｕで形成されている。
さらに、ハードバイアス層５，５は、例えばＣｏ−Ｐｔ
（コバルト−白金）合金やＣｏ−Ｃｒ−Ｐｔ（コバルト
−クロム−白金）合金などで形成されており、導電層
８，８は、Ｃｕ（銅）やＷ（タングステン）、Ｃｒ（ク
ロム）などで形成されている。

【００４２】本発明では、固定磁性層３の上に形成され
ている反強磁性層４は、少なくとも元素Ｘ（ただしＸ
は、Ｐｔ，Ｐｄ，Ｉｒ，Ｒｈ，Ｒｕ，Ｏｓのうちいずれ
か１種または２種以上の元素である）とＭｎとを含有す
る反強磁性材料によって形成されている。

【００４３】本発明では、図１に示す固定磁性層３と反
強磁性層４との界面構造は、非整合状態となっており、
また界面における前記反強磁性層４の少なくとも一部の
結晶構造は、Ｌ１₀型の面心正方格子（以下、規則格子
という）となっている。

【００４４】ここで、Ｌ１₀型の面心正方格子とは、単
位格子の６面のうち、側面の４面の中心をＸ原子（Ｘ＝
Ｐｔ，Ｐｄ，Ｉｒ，Ｒｈ，Ｒｕ，Ｏｓ）が占め、単位格
子の隅、および上面および下面の中心にＭｎ原子が占め
るものをいう。

【００４５】また本発明では、固定磁性層３と反強磁性
層４との結晶配向が異なっていることが、固定磁性層３
と反強磁性層４との界面構造が、非整合状態になりやす
い点で好ましい。

【００４６】図１に示すシングルバルブ型薄膜素子で
は、Ｔａの下地層６が敷いてあるので、前記下地層６の
上に形成されるフリー磁性層１、非磁性導電層２、およ
び固定磁性層３の｛１１１｝面は、膜面に対して平行な
方向に優先配向している。

【００４７】これに対し、前記固定磁性層３の上に形成
される反強磁性層４の｛１１１｝面は、前記固定磁性層
３の｛１１１｝面の配向度に比べて小さいか、あるいは
無配向となっている。つまり、図１に示す固定磁性層３
と反強磁性層４との界面付近での結晶配向は異なったも
のとなっており、従って前記界面における構造が非整合
状態になりやすくなっている。

【００４８】本発明では熱処理前の段階から、固定磁性
層３と反強磁性層４との界面構造を非整合状態としてい
るが、これは熱処理を施すことにより、前記反強磁性層
４の結晶構造を、不規則格子（面心立方格子）から前述
した規則格子に変態させ、適性な交換異方性磁界を得ら
れるようにするためである。

【００４９】言い変えれば、界面構造が整合状態にある
と、熱処理を施しても、前記反強磁性層４の結晶構造
が、不規則格子から規則格子に変態しにくく、従って交
換異方性磁界が得られないという問題が生じる。

【００５０】本発明では、前記反強磁性層４は、Ｘ―Ｍ
ｎ合金（ただしＸは、Ｐｔ，Ｐｄ，Ｉｒ，Ｒｈ，Ｒｕ，
Ｏｓのうちいずれか１種または２種以上の元素である）
で形成されている。特に本発明では、前記反強磁性層４
がＰｔＭｎ合金により形成されていることが好ましい。

【００５１】Ｘ−Ｍｎ合金、特にＰｔＭｎ合金は、従来
から反強磁性層として使用されているＦｅＭｎ合金、Ｎ
ｉＭｎ合金などに比べて耐熱性に優れており、またブロ
ッキング温度も高く、さらに交換異方性磁界（Ｈｅｘ）
が大きいなど反強磁性材料として優れた特性を有してい
る。

【００５２】本発明では、前記反強磁性層４がＰｔＭｎ
合金で形成されている場合、熱処理を施した後、つまり
少なくとも一部の結晶構造が規則格子となった前記反強
磁性層４の格子定数ａ，ｃの比ｃ／ａは、０．９３〜
０．９９の範囲内であることが好ましい。

【００５３】格子定数ａ，ｃの比ｃ／ａが０．９３以下
になると、前記反強磁性層４の結晶構造のほぼ全てが規
則格子となるが、このような状態になると、前記固定磁
性層３と反強磁性層４との密着性が低下し、膜剥がれな
どが発生し好ましくない。

【００５４】格子定数ａ，ｃの比ｃ／ａが０．９９以上
になると、前記反強磁性層４の結晶構造のほぼ全てが不
規則格子となってしまい、前記反強磁性層４と固定磁性
層３との界面にて発生する交換異方性磁界が小さくなっ
てしまい好ましくない。

【００５５】ところで前記反強磁性層４が、Ｘ―Ｍｎ合
金（ただしＸは、Ｐｔ，Ｐｄ，Ｉｒ，Ｒｈ，Ｒｕ，Ｏｓ
のうちいずれか１種または２種以上の元素である）で形
成される場合、熱処理前の段階において、固定磁性層３
と反強磁性層４との界面構造を非整合状態とするため
に、本発明では、前記Ｘ―Ｍｎ合金の組成比を下記の数
値内に設定している。

【００５６】前記反強磁性層４が、Ｘ−Ｍｎ合金（ただ
しＸは、Ｐｔ，Ｐｄ，Ｉｒ，Ｒｈ，Ｒｕ，Ｏｓのうちい
ずれか１種または２種以上の元素である）で形成され、
しかも図１に示すように前記反強磁性層４が固定磁性層
３の上に形成される場合、Ｘ−Ｍｎ合金の元素Ｘの組成
比はａｔ％で、４７〜５７の範囲内であることが好まし
い。より好ましくはＸ−Ｍｎ合金の元素Ｘの組成比はａ
ｔ％で、５０〜５６の範囲内である。

【００５７】上述した組成比内で反強磁性層４を形成す
ると、熱処理前、つまり結晶構造が不規則格子となって
いる段階での前記反強磁性層４の格子定数と、固定磁性
層３の格子定数との差を大きくすることができ、従って
熱処理前にて、前記固定磁性層３と反強磁性層４との界
面構造を非整合状態に保つことができる。

【００５８】この状態で熱処理を施すと、前記反強磁性
層４の結晶構造の変化により、交換異方性磁界が発生
し、前述したようにＸ−Ｍｎ合金の元素Ｘの組成比の組
成比がａｔ％で、４７〜５７の範囲内であると、４００
（Ｏｅ：エルステッド）以上の交換異方性磁界を得るこ
とが可能である。またＸ−Ｍｎ合金の元素Ｘの組成比は
ａｔ％で、５０〜５６の範囲内であると、６００（Ｏ
ｅ）以上の交換異方性磁界を得ることが可能である。

【００５９】このように本発明では、反強磁性層４とし
てＸ―Ｍｎ合金を使用した場合、元素Ｘの組成比を上述
した範囲内で形成することにより、熱処理前における前
記反強磁性層４と固定磁性層３との界面構造を非整合状
態に保つことが可能である。

【００６０】また本発明では、Ｘ―Ｍｎ合金に、第３元
素として元素Ｘ′を添加することにより、反強磁性層４
の格子定数を大きくでき、熱処理前における反強磁性層
４と固定磁性層３との界面構造を非整合状態にすること
が可能である。

【００６１】Ｘ―Ｍｎ合金に元素Ｘ′を加えたＸ―Ｍｎ
―Ｘ′合金は、元素ＸとＭｎとで構成される空間格子の
隙間に元素Ｘ′が侵入した侵入型固溶体であり、あるい
は、元素ＸとＭｎとで構成される結晶格子の格子点の一
部が、元素Ｘ′に置換された置換型固溶体である。ここ
で固溶体とは、広い組成範囲にわたって、均一に成分が
混ざり合った固体のことを指している。なお本発明では
元素ＸはＰｔであることが好ましい。

【００６２】ところで本発明では前記Ｘ―Ｍｎ―Ｘ′合
金をスパッタ法により成膜している。スパッタによっ
て、前記Ｘ―Ｍｎ―Ｘ′合金は非平衡状態で成膜され、
成膜されたＸ―Ｍｎ―Ｘ′合金は、膜中の元素Ｘ′が、
元素ＸとＭｎとで構成される空間格子の隙間に侵入し、
あるいは、元素ＸとＭｎとで構成される結晶格子の格子
点の一部が、元素Ｘ′に置換される。このように、前記
元素Ｘ′が、Ｘ―Ｍｎ合金の格子に侵入型であるいは置
換型で固溶することにより、格子は押し広げられ、反強
磁性層４の格子定数は、元素Ｘ′を添加しない場合に比
べ大きくなる。

【００６３】また本発明では、元素Ｘ′として様々な元
素を使用することが可能であるが、反応性の高いハロゲ
ンやＯ（酸素）等を使用すると、これらがＭｎとのみ選
択的に化学結合してしまい、面心立方晶の結晶構造を保
てなくなると考えられ好ましくない。本発明における具
体的な元素Ｘ′は、Ｎｅ，Ａｒ，Ｋｒ，Ｘｅ，Ｂｅ，
Ｂ，Ｃ，Ｎ，Ｍｇ，Ａｌ，Ｓｉ，Ｐ，Ｔｉ，Ｖ，Ｃｒ，
Ｆｅ，Ｃｏ，Ｎｉ，Ｃｕ，Ｚｎ，Ｇａ，Ｇｅ，Ｚｒ，Ｎ
ｂ，Ｍｏ，Ａｇ，Ｃｄ，Ｉｒ，Ｓｎ，Ｈｆ，Ｔａ，Ｗ，
Ｒｅ，Ａｕ，Ｐｂ、及び希土類元素（Ｓｃ，Ｙとランタ
ノイド（Ｌａ，Ｃｅ，Ｐｒ，Ｎｄ，Ｐｍ，Ｓｍ，Ｅｕ，
Ｇｄ，Ｔｂ，Ｄｙ，Ｈｏ，Ｅｒ，Ｔｍ，Ｙｂ，Ｌｕ））
のうち１種または２種以上の元素である。

【００６４】上記に示した様々な元素Ｘ′のいずれを使
用しても、スパッタによって、反強磁性層４の格子定数
を大きくできるが、特に置換型で固溶する元素Ｘ′を使
用する場合は、前記元素Ｘ′の組成比が大きくなりすぎ
ると、反強磁性としての特性が低下し、固定磁性層３と
の界面で発生する交換結合磁界が小さくなってしまう。

【００６５】特に本発明では、侵入型で固溶し、不活性
ガスの希ガス元素（Ｎｅ，Ａｒ，Ｋｒ，Ｘｅのうち１種
または２種以上）を元素Ｘ′として使用することが好ま
しいとしている。希ガス元素は不活性ガスなので、希ガ
ス元素が、膜中に含有されても、反強磁性特性に大きく
影響を与えることがなく、さらに、Ａｒなどは、スパッ
タガスとして従来からスパッタ装置内に導入されるガス
であり、ガス圧やスパッタ粒子のエネルギーを適正に調
節するのみで、容易に、膜中にＡｒを侵入させることが
できる。

【００６６】なお、元素Ｘ′にガス系の元素を使用した
場合には、膜中に多量の元素Ｘ′を含有することは困難
であるが、希ガスの場合においては、膜中に微量侵入さ
せるだけで、熱処理によって発生する交換結合磁界を、
飛躍的に大きくできることが実験により確認されてい
る。

【００６７】なお本発明では、元素Ｘ′の組成比の範囲
を設定しており、好ましい前記元素Ｘ′の組成範囲は、
ａｔ％で０．２から１０であり、より好ましくは、ａｔ
％で、０．５から５である。またこのとき、元素ＸとＭ
ｎとの組成比の割合Ｘ：Ｍｎは、４：６〜６：４の範囲
内であることが好ましい。元素Ｘ′の組成比と、元素Ｘ
とＭｎとの組成比の割合Ｘ：Ｍｎを、上記範囲内で調整
すれば、成膜段階（熱処理前）における反強磁性層４の
格子定数を大きくでき、しかも熱処理を施すことにより
反強磁性層４と固定磁性層３との界面で発生する交換結
合磁界を、元素Ｘ′を含有しない場合に比べ、大きくす
ることが可能である。

【００６８】さらに本発明では、Ｘ−Ｍｎ−Ｘ′合金
（ただしＸは、Ｐｔ，Ｐｄ，Ｉｒ，Ｒｈ，Ｒｕ，Ｏｓの
うちいずれか１種または２種以上の元素であり、Ｘ′
は、Ｎｅ，Ａｒ，Ｋｒ，Ｘｅ，Ｂｅ，Ｂ，Ｃ，Ｎ，Ｍ
ｇ，Ａｌ，Ｓｉ，Ｐ，Ｔｉ，Ｖ，Ｃｒ，Ｆｅ，Ｃｏ，Ｎ
ｉ，Ｃｕ，Ｚｎ，Ｇａ，Ｇｅ，Ｚｒ，Ｎｂ，Ｍｏ，Ａ
ｇ，Ｃｄ，Ｉｒ，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）で形成された反強磁性層４が、図１に示すよう
に、固定磁性層３の上に形成される場合、前記Ｘ−Ｍｎ
−Ｘ′合金のＸ＋Ｘ′の組成比はａｔ％で、４７〜５７
の範囲内であることが好ましく、より好ましくは、Ｘ−
Ｍｎ―Ｘ′合金のＸ＋Ｘ′の組成比はａｔ％で、５０〜
５６の範囲内である。

【００６９】熱処理を施すことによって反強磁性層４と
固定磁性層３との界面で発生する交換結合磁界により、
前記固定磁性層３の磁化は、図１に示すＹ方向に単磁区
化され固定される。なお、反強磁性層４として使用され
るＸ―Ｍｎ―Ｘ′合金の元素Ｘ′が例えばガス系の元素
である場合には、熱処理を施すことにより、前記元素
Ｘ′が膜中から抜け出て、成膜された段階での元素Ｘ′
の組成比よりも、熱処理後の元素Ｘ′の組成比は小さく
なり、あるいは完全に前記Ｘ′が膜中から抜け出してし
まって、組成がＸ―Ｍｎになってしまうことがあるが、
成膜段階（熱処理前）における固定磁性層３と反強磁性
層４との界面構造が非整合状態となっていれば、熱処理
を施すことにより、前記反強磁性層４の結晶構造は、不
規則格子（面心立方格子）から規則格子に適性に変態
し、大きい交換異方性磁界を得ることが可能である。

【００７０】またフリー磁性層１は、その両側に形成さ
れているハードバイアス層５，５により、図示Ｘ方向に
揃えられる。

【００７１】図１に示すシングルスピンバルブ型薄膜素
子では、導電層８からフリー磁性層１、非磁性導電層２
および固定磁性層３に定常電流（センス電流）が与えら
れ、しかも記録媒体からＹ方向へ磁界が与えられると、
フリー磁性層１の磁化方向がＸ方向からＹ方向へ向けて
変化する。このとき、伝導電子が、非磁性導電層２と固
定磁性層３との界面、または非磁性導電層２とフリー磁
性層１との界面で散乱を起こし、電気抵抗が変化する。
よって電圧が変化し、検出出力を得ることができる。

【００７２】図２は、本発明の第２実施形態のシングル
スピンバルブ型薄膜素子の構造を示す断面図である。図
２に示すように、下から下地層６、反強磁性層４、固定
磁性層３、非磁性導電層２、およびフリー磁性層１が連
続して積層されている。

【００７３】なお、図２に示す反強磁性層４は、図１に
示す反強磁性層４と同じ様に、Ｘ−Ｍｎ合金（ただしＸ
は、Ｐｔ，Ｐｄ，Ｉｒ，Ｒｈ，Ｒｕ，Ｏｓのうちいずれ
か１種または２種以上の元素である）、好ましくはＰｔ
Ｍｎ合金、またはＸ―Ｍｎ―Ｘ′合金（ただしＸ′は、
Ｎｅ，Ａｒ，Ｋｒ，Ｘｅ，Ｂｅ，Ｂ，Ｃ，Ｎ，Ｍｇ，Ａ
ｌ，Ｓｉ，Ｐ，Ｔｉ，Ｖ，Ｃｒ，Ｆｅ，Ｃｏ，Ｎｉ，Ｃ
ｕ，Ｚｎ，Ｇａ，Ｇｅ，Ｚｒ，Ｎｂ，Ｍｏ，Ａｇ，Ｃ
ｄ，Ｉｒ，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）で形成されている。

【００７４】なお、固定磁性層３、非磁性導電層２、お
よびフリー磁性層１は、図１で説明した材質で形成され
ている。

【００７５】この実施例においても、固定磁性層３と反
強磁性層４との界面構造は、非整合状態となっており、
また界面における前記反強磁性層４の少なくとも一部の
結晶構造は、Ｌ１₀型の面心正方格子（以下、規則格子
という）となっている。

【００７６】またＴａの下地層６の上に形成された前記
反強磁性層４の｛１１１｝面は、界面に平行な方向に優
先配向するが、図２に示すように、前記反強磁性層４の
上に固定磁性層３が形成されると、前記固定磁性層３の
｛１１１｝面の界面方向に対する配向度は、前記反強磁
性層４の配向度よりも小さいか、あるいは無配向になり
易い傾向がある。このように、図２では界面における前
記反強磁性層４と固定磁性層３との結晶配向は異なって
おり、従ってより界面構造を非整合状態とすることが可
能となっている。

【００７７】ところで、反強磁性層４がＸ―Ｍｎ合金
（ただしＸは、Ｐｔ，Ｐｄ，Ｉｒ，Ｒｈ，Ｒｕ，Ｏｓの
うちいずれか１種または２種以上の元素である）で形成
され、図２に示すように、反強磁性層４が固定磁性層３
の下に形成される場合、反強磁性層４を構成するＸ−Ｍ
ｎ合金の元素Ｘの組成比はａｔ％で、４４〜５７の範囲
内であることが好ましい。この範囲内であれば、４００
（Ｏｅ）以上の交換異方性磁界を得ることが可能であ
る。より好ましくはＸ−Ｍｎ合金の元素Ｘの組成比はａ
ｔ％で、４６〜５５の範囲内である。この範囲内であれ
ば、６００（Ｏｅ）以上の交換異方性磁界を得ることが
可能である。

【００７８】このように上述した組成範囲内であると交
換異方性磁界を大きくすることができるのは、熱処理前
における反強磁性層４の格子定数（不規則格子）と、固
定磁性層３の格子定数との差を大きくすることができ、
熱処理前での界面構造を非整合状態とすることができる
からである。

【００７９】従って熱処理を施すことにより、界面にお
ける前記反強磁性層４の少なくとも一部の結晶構造を、
不規則格子から交換異方性磁界を発揮するために必要な
規則格子に変態させることが可能となる。

【００８０】また前記反強磁性層４が、Ｘ―Ｍｎ―Ｘ′
合金（ただしＸ′は、Ｎｅ，Ａｒ，Ｋｒ，Ｘｅ，Ｂｅ，
Ｂ，Ｃ，Ｎ，Ｍｇ，Ａｌ，Ｓｉ，Ｐ，Ｔｉ，Ｖ，Ｃｒ，
Ｆｅ，Ｃｏ，Ｎｉ，Ｃｕ，Ｚｎ，Ｇａ，Ｇｅ，Ｚｒ，Ｎ
ｂ，Ｍｏ，Ａｇ，Ｃｄ，Ｉｒ，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）で形成される場合、前記Ｘ―Ｍｎ
―Ｘ′合金は、スパッタ法によって形成され、元素Ｘと
Ｍｎとで構成される空間格子の隙間に元素Ｘ′が侵入し
た侵入型固溶体となり、あるいは、元素ＸとＭｎとで構
成される結晶格子の格子点の一部が、元素Ｘ′に置換さ
れた置換型固溶体となっている。

【００８１】元素Ｘ′を膜中に含有する反強磁性層４の
格子定数は、前記元素Ｘ′を含有しない反強磁性層４の
格子定数に比べて大きくなり、成膜段階（熱処理前）に
おける反強磁性層４と固定磁性層３との界面構造を非整
合状態に保つことができる。

【００８２】なお本発明では、膜中に占める元素Ｘ′の
組成比を、ａｔ％で、０．２〜１０の範囲内とし、より
好ましい組成範囲をａｔ％で、０．５〜５の範囲内とし
ている。また元素Ｘ′を前記組成範囲内で形成し、さら
に、元素ＸとＭｎとの組成比の割合Ｘ：Ｍｎを、４：６
〜６：４の範囲内とすれば、より大きい交換結合磁界を
得ることが可能である。

【００８３】また本発明では、図２に示すように、Ｘ―
Ｍｎ―Ｘ′合金で形成された反強磁性層４が固定磁性層
３の下側に形成される場合、Ｘ―Ｍｎ―Ｘ′合金のＸ＋
Ｘ′の組成比は、ａｔ％で、４４〜５７の範囲内である
ことが好ましい。より好ましくはＸ−Ｍｎ―Ｘ′合金の
Ｘ＋Ｘ′の組成比はａｔ％で、４６〜５５の範囲内であ
る。

【００８４】なお、図２に示す固定磁性層３の磁化は、
反強磁性層４との界面にて発生する交換異方性磁界によ
り、図示Ｙ方向に単磁区化され固定されている。

【００８５】図２に示すように、フリー磁性層１の上に
は、トラック幅Ｔｗの間隔を空けてエクスチェンジバイ
アス層９（反強磁性層）が形成されている。なおこのエ
クスチェンジバイアス層９は、Ｘ−Ｍｎ合金（ただしＸ
は、Ｐｔ，Ｐｄ，Ｉｒ，Ｒｈ，Ｒｕ，Ｏｓのうちいずれ
か１種または２種以上の元素である）、好ましくはＰｔ
Ｍｎ合金、またはＸ―Ｍｎ―Ｘ′合金（ただしＸ′は、
Ｎｅ，Ａｒ，Ｋｒ，Ｘｅ，Ｂｅ，Ｂ，Ｃ，Ｎ，Ｍｇ，Ａ
ｌ，Ｓｉ，Ｐ，Ｔｉ，Ｖ，Ｃｒ，Ｆｅ，Ｃｏ，Ｎｉ，Ｃ
ｕ，Ｚｎ，Ｇａ，Ｇｅ，Ｚｒ，Ｎｂ，Ｍｏ，Ａｇ，Ｃ
ｄ，Ｉｒ，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）で形成されている。

【００８６】Ｘ−Ｍｎ合金の元素Ｘの組成比はａｔ％
で、４７〜５７の範囲内となっている。より好ましくは
Ｘ−Ｍｎ合金の元素Ｘの組成比はａｔ％で、５０〜５６
の範囲内である。なおこの組成範囲は、図１で説明した
反強磁性層４の組成範囲と同じである。またＸ―Ｍｎ―
Ｘ′合金の場合、元素Ｘ′の組成比はａｔ％で、０．２
〜１０の範囲内であり、より好ましい組成範囲はａｔ％
で、０．５〜５の範囲内である。また元素ＸとＭｎとの
組成比の割合Ｘ：Ｍｎは、４：６〜６：４の範囲内であ
ることが好ましい。さらに、Ｘ−Ｍｎ―Ｘ′合金のＸ＋
Ｘ′の組成比はａｔ％で、４７〜５７の範囲内となって
いることが好ましく、より好ましくはＸ−Ｍｎ―Ｘ′合
金のＸ＋Ｘ′の組成比はａｔ％で、５０〜５６の範囲内
である。

【００８７】上述した組成範囲内であると、フリー磁性
層１とエクスチェンジバイアス層９との界面構造は非整
合状態となり、少なくとも界面にて４００（Ｏｅ）以上
の交換異方性磁界を得ることができるが、図２に示すよ
うに、前記エクスチェンジバイアス層９，９は、トラッ
ク幅Ｔｗ部分には形成されていないので、フリー磁性層
１の両端部分が、強く交換異方性磁界の影響を受け図示
Ｘ方向に単磁区化され、フリー磁性層１のトラック幅Ｔ
ｗ領域の磁化は、外部磁界に対して反応する程度に図示
Ｘ方向に適性に揃えられている。

【００８８】このようにして形成されたシングルスピン
バルブ型薄膜素子では、図示Ｙ方向の外部磁界により、
フリー磁性層１のトラック幅Ｔｗ領域の磁化が図示Ｘ方
向から図示Ｙ方向に変化する。このフリー磁性層１内で
の磁化の方向の変動と、固定磁性層３の固定磁化方向
（図示Ｙ方向）との関係で電気抵抗が変化し、この電気
抵抗値の変化に基づく電圧変化により、記録媒体からの
洩れ磁界が検出される。

【００８９】図３は、本発明の第３実施形態のデュアル
スピンバルブ型薄膜素子の構造を示す断面図である。図
に示す示すように、下から下地層６、反強磁性層４、固
定磁性層３、非磁性導電層２、およびフリー磁性層１が
連続して積層されている。さらに前記フリー磁性層１の
上には、非磁性導電層２、固定磁性層３、反強磁性層
４、および保護層７が連続して積層されている。また、
下地層６から保護層７までの多層膜の両側にはハードバ
イアス層５，５、導電層８，８が積層されている。な
お、各層は図１および図２で説明した材質と同じ材質で
形成されている。

【００９０】図３に示すように、フリー磁性層１よりも
下側に形成されている反強磁性層４は、固定磁性層３の
下に形成されているので、図２に示す反強磁性層４と同
じ様に、前記反強磁性層４を構成するＸ−Ｍｎ合金の元
素Ｘの組成比はａｔ％で、４４〜５７の範囲内であるこ
とが好ましく、より好ましくはＸ−Ｍｎ合金の元素Ｘの
組成比はａｔ％で、４６〜５５の範囲内である。

【００９１】また、フリー磁性層１よりも上側に形成さ
れている反強磁性層４は、固定磁性層３の上に形成され
ているので、図１に示す反強磁性層４と同じ様に、前記
反強磁性層４を構成するＸ−Ｍｎ合金の元素Ｘの組成比
はａｔ％で、４７〜５７の範囲内であることが好まし
く、より好ましくはＸ−Ｍｎ合金の元素Ｘの組成比はａ
ｔ％で、５０〜５６の範囲内である。

【００９２】この組成範囲内であれば、熱処理前におけ
る固定磁性層３の格子定数と反強磁性層４の格子定数と
の差を大きくすることができるので、熱処理前における
界面構造を非整合状態にすることができ、従って熱処理
を施すことにより、界面での前記反強磁性層４の一部の
結晶構造を不規則格子から交換異方性磁界を発揮するの
に必要な規則格子に変態させることが可能である。なお
前記反強磁性層４がＰｔＭｎ合金で形成される場合、熱
処理後における前記反強磁性層４の格子定数ａ，ｃの比
ｃ／ａは、０．９３〜０．９９の範囲内であることが好
ましい。また、反強磁性層４と固定磁性層３との結晶配
向も異なっているので、より界面構造を非整合状態にす
ることが可能となっている。

【００９３】上述した組成範囲内でれば、少なくとも４
００（Ｏｅ）以上の交換異方性磁界を得ることが可能で
あるが、反強磁性層４を固定磁性層３の下に形成する方
が、固定磁性層３の上に形成するよりも、Ｘ−Ｍｎ合金
の元素Ｘの組成比の範囲を若干広くすることが可能であ
る。

【００９４】また反強磁性層４がＸ―Ｍｎ―Ｘ′合金で
形成される場合は、元素Ｘ′の組成比は、ａｔ％で、
０．２〜１０の範囲内であり、より好ましい組成範囲は
ａｔ％で、０．５〜５の範囲内である。また元素ＸとＭ
ｎとの組成比の割合Ｘ：Ｍｎは、４：６〜６：４の範囲
内であることが好ましい。

【００９５】さらにフリー磁性層１よりも下側に形成さ
れている反強磁性層４の場合、前記反強磁性層４を構成
するＸ―Ｍｎ―Ｘ′合金のＸ＋Ｘ′の組成比はａｔ％
で、４４〜５７の範囲内であることが好ましく、より好
ましくはＸ−Ｍｎ―Ｘ′合金のＸ＋Ｘ′の組成比はａｔ
％で、４６〜５５の範囲内である。

【００９６】また、フリー磁性層１よりも上側に形成さ
れている反強磁性層４の場合、前記反強磁性層４を構成
するＸ−Ｍｎ―Ｘ′合金のＸ＋Ｘ′の組成比はａｔ％
で、４７〜５７の範囲内であることが好ましく、より好
ましくはＸ−Ｍｎ―Ｘ′合金のＸ＋Ｘ′の組成比はａｔ
％で、５０〜５６の範囲内である。

【００９７】上記組成範囲内であれば、熱処理前におけ
る固定磁性層３の格子定数と反強磁性層４の格子定数と
の差を大きくすることができ、熱処理前における界面構
造を非整合状態にすることができ、従って熱処理を施す
ことにより、界面での前記反強磁性層４の一部の結晶構
造を不規則格子から交換異方性磁界を発揮するのに必要
な規則格子に変態させることが可能である。

【００９８】なおこのデュアルスピンバルブ型薄膜素子
も図１に示すシングルスピンバルブ型薄膜素子と同じよ
うに、固定磁性層３は、交換異方性磁界により、図示Ｙ
方向に単磁区化され固定されており、フリー磁性層１の
磁化は、ハードバイアス層５，５の影響を受けて図示Ｘ
方向に揃えられている。

【００９９】導電層８からフリー磁性層１、非磁性導電
層２および固定磁性層３に定常電流が与えられ、しかも
記録媒体からＹ方向へ磁界が与えられると、フリー磁性
層１の磁化は図示Ｘ方向からＹ方向に変動し、このとき
非磁性導電層２とフリー磁性層１との界面、および非磁
性導電層２と固定磁性層３との界面でスピンに依存した
伝導電子の散乱が起こることにより、電気抵抗が変化
し、記録媒体からの漏れ磁界が検出される。

【０１００】なお、図１および図２に示すシングルスピ
ンバルブ型薄膜素子では、スピンに依存した電子の散乱
を起こす場所が、非磁性導電層２とフリー磁性層１との
界面、および非磁性導電層２と固定磁性層３との界面の
２箇所であるのに対し、図３に示すデュアルスピンバル
ブ型薄膜素子では、伝導電子の散乱が起こる場所が、非
磁性導電層２とフリー磁性層１との２箇所の界面と、非
磁性導電層２と固定磁性層３との２箇所の界面の計４箇
所であるため、デュアルスピンバルブ型薄膜素子の方が
シングルスピンバルブ型薄膜素子に比べて大きい抵抗変
化率を得ることが可能である。

【０１０１】図４は、本発明の第４実施形態のＡＭＲ型
薄膜素子の構造を示す断面図である。図に示すように、
下から軟磁性層（ＳＡＬ層）１０、非磁性層（ＳＨＵＮ
Ｔ層）１１、および磁気抵抗層（ＭＲ層）１２が連続し
て積層されている。例えば前記軟磁性層１０は、Ｆｅ−
Ｎｉ−Ｎｂ合金、非磁性層１１は、Ｔａ膜、磁気抵抗層
１２は、ＮｉＦｅ合金により形成されている。

【０１０２】前記磁気抵抗層１２の上には、トラック幅
Ｔｗを開けたＸ方向両側の部分にエクスチェンジバイア
ス層（反強磁性層）９，９が形成され、さらに、前記エ
クスチェンジバイアス層９，９の上には、Ｃｒ膜などで
形成された導電層１３，１３が形成されている。

【０１０３】図４に示すエクスチェンジバイアス層９，
９は、図２に示すエクスチェンジバイアス層９，９と同
様に、Ｘ−Ｍｎ合金、好ましくはＰｔＭｎ合金で形成さ
れており、Ｘ−Ｍｎ合金の元素Ｘの組成比はａｔ％で、
４７〜５７の範囲内となっている。より好ましくはＸ−
Ｍｎ合金の元素Ｘの組成比はａｔ％で、５０〜５６の範
囲内である。

【０１０４】また前記エクスチェンジバイアス層９，９
は、Ｘ−Ｍｎ―Ｘ′合金（ただしＸ′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，Ｉｒ，Ｓ
ｎ，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）で形成され
ており、元素Ｘ′の組成比は、ａｔ％で、０．２〜１０
の範囲内であり、より好ましい組成範囲はａｔ％で、
０．５〜５の範囲内である。また元素ＸとＭｎとの組成
比の割合Ｘ：Ｍｎは、４：６〜６：４の範囲内であるこ
とが好ましい。また図４に示すエクスチェンジバイアス
層９，９は、図２に示すエクスチェンジバイアス層９，
９と同様に、Ｘ−Ｍｎ―Ｘ′合金のＸ＋Ｘ′の組成比は
ａｔ％で、４７〜５７の範囲内となっている。より好ま
しくはＸ−Ｍｎ―Ｘ′合金のＸ＋Ｘ′の組成比はａｔ％
で、５０〜５６の範囲内である。

【０１０５】以上Ｘ―Ｍｎ合金あるいはＸ―Ｍｎ―Ｘ′
合金の組成比を上述した範囲内で形成すれば、前記エク
スチェンジバイアス層９，９と磁気抵抗層１２との界面
構造は非整合状態となり、熱処理を施すことにより、Ｎ
ｉＦｅ合金の磁気抵抗層１２の膜厚が２００〜３００オ
ングストロームの場合は、前記界面にて約４０〜１１０
（Ｏｅ）の交換異方性磁界が得られ、とりわけ、ＮｉＦ
ｅ合金の磁気抵抗層の膜厚が、約２００オングストロー
ムの場合には、約６０〜１１０（Ｏｅ）の交換異方性磁
界が得られ、図４に示す磁気抵抗層１２のＢ領域が、図
示Ｘ方向に単磁区化される。そしてこれに誘発されて前
記磁気抵抗層１２のＡ領域の磁化が図示Ｘ方向に揃えら
れる。また、検出電流が磁気抵抗層１２を流れる際に発
生する電流磁界が、軟磁性層１０にＹ方向に印加され、
軟磁性層１０がもたらす静磁結合エネルギーにより、磁
気抵抗層１２のＡ領域に横バイアス磁界がＹ方向に与え
られる。Ｘ方向に単磁区化された磁気抵抗層１２のＡ領
域にこの横バイアス層が与えられることにより、磁気抵
抗層１２のＡ領域の磁界変化に対する抵抗変化（磁気抵
抗効果特性：Ｈ―Ｒ効果特性）が直線性を有する状態に
設定される。記録媒体の移動方向はＺ方向であり、図示
Ｙ方向に漏れ磁界が与えられると、磁気抵抗層１２のＡ
領域の抵抗値が変化し、これが電圧変化として検出され
る。

【０１０６】以上詳述したように、本発明では、反強磁
性層４（あるいはエクスチェンジバイアス層９）をＸ−
Ｍｎ合金（ただしＸは、Ｐｔ，Ｐｄ，Ｉｒ，Ｒｈ，Ｒ
ｕ，Ｏｓのうちいずれか１種または２種以上の元素であ
る）、好ましくはＰｔＭｎ合金で形成する際に、前記反
強磁性層４の組成比を適性に調節することにより、前記
反強磁性層４と、この反強磁性層４と接して形成される
固定磁性層３（あるいはフリー磁性層１または磁気抵抗
層１２）との界面構造を非整合状態とすることができ、
従ってより大きな交換異方性磁界を得られ、従来に比べ
て再生特性を高めることが可能である。あるいは、前記
反強磁性層４（あるいはエクスチェンジバイアス層９）
を元素ＸとＭｎ以外に、第３元素として元素Ｘ′（ただ
しＸ′は、Ｎｅ，Ａｒ，Ｋｒ，Ｘｅ，Ｂｅ，Ｂ，Ｃ，
Ｎ，Ｍｇ，Ａｌ，Ｓｉ，Ｐ，Ｔｉ，Ｖ，Ｃｒ，Ｆｅ，Ｃ
ｏ，Ｎｉ，Ｃｕ，Ｚｎ，Ｇａ，Ｇｅ，Ｚｒ，Ｎｂ，Ｍ
ｏ，Ａｇ，Ｃｄ，Ｉｒ，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）を添加することにより、前記元素Ｘ′を
添加しない場合に比べ、反強磁性層４の格子定数を大き
くすることができるので、前記反強磁性層４と、この反
強磁性層４と接して形成される固定磁性層３（あるいは
フリー磁性層１または磁気抵抗層１２）との界面構造を
非整合状態とすることができ、従ってより大きな交換異
方性磁界を得ることができ、従来に比べて再生特性を高
めることが可能である。また反強磁性層４と固定磁性層
３との結晶配向を異なるようにしておくことが、より界
面構造を非整合状態にしやすくできる点で好ましい。

【０１０７】また界面構造を非整合状態としておくこと
で交換異方性磁界を得ることができるのは、熱処理を施
すことにより、前記反強磁性層４の結晶構造を不規則格
子から規則格子に変態させることができるからである
が、すべての結晶構造が規則格子に変態すると密着性な
どに問題が生じるため、一部の結晶構造のみが規則格子
に変態していることが好ましい。例えば前記反強磁性層
４がＰｔＭｎ合金で形成される場合、熱処理後における
前記反強磁性層４の格子定数ａ，ｃの比ｃ／ａは、０．
９３〜０．９９の範囲内であることが好ましい（ちなみ
にすべての結晶構造が規則格子に変体した場合、前記格
子定数ａ，ｃの比ｃ／ａは０．９１８である）。

【０１０８】なお、本発明では、磁気抵抗効果素子層の
構造を図１〜図４に示す構造に限定するものではない。
例えば図１に示すシングルスピンバルブ型薄膜素子の場
合、ハードバイアス層５，５を形成しないで、フリー磁
性層１の下側にトラック幅Ｔｗの間隔を空けてエクスチ
ェンジバイアス層を形成してもよいし、図２に示すシン
グルスピンバルブ型薄膜素子の場合、エクスチェンジバ
イアス層９，９を形成しないで、下地層６から保護層７
までの６層の両側、あるいは少なくともフリー磁性層１
の両側にハードバイアス層を形成してもよい。

【０１０９】図５は、図１から図４に示す磁気抵抗効果
素子層が形成された読み取りヘッドの構造を記録媒体と
の対向面側から見た断面図である。符号２０は、例えば
ＮｉＦｅ合金などで形成された下部シールド層であり、
この下部シールド層２０の上に下部ギャップ層２１が形
成されている。また下部ギャップ層２１の上には、図１
から図４に示す磁気抵抗効果素子層２２が形成されてお
り、さらに前記磁気抵抗効果素子層２２の上には、上部
ギャップ層２３が形成され、前記上部ギャップ層２３の
上には、ＮｉＦｅ合金などで形成された上部シールド層
２４が形成されている。

【０１１０】前記下部ギャップ層２１及び上部ギャップ
層２３は、例えばＳｉＯ₂やＡｌ₂Ｏ ₃（アルミナ）など
の絶縁材料によって形成されている。図５に示すよう
に、下部ギャップ層２１から上部ギャップ層２３までの
長さがギャップ長Ｇｌであり、このギャップ長Ｇｌが小
さいほど高記録密度化に対応できるものとなっている。

【０１１１】

【実施例】本発明では、まず下記に示す膜構成から成る
多層膜を成膜し、反強磁性層を構成する一元素のＰｔ量
と、前記反強磁性層の格子定数との関係について調べ
た。

【０１１２】膜構成としては、下からＳｉ基板／アルミ
ナ／下地層：Ｔａ（１００）／固定磁性層：ＮｉＦｅ
（３００）／反強磁性層：ＰｔＭｎ（３００）／Ｔａ
（１００）の順で積層した。なお上記括弧中の数値は膜
厚を表わしており、単位はオングストロームである。

【０１１３】実験は熱処理を施さない段階で、Ｘ線回折
のθ／２θ法により、Ｐｔ量と反強磁性層の格子定数と
の関係を、回折パターンのピーク位置から求めた。

【０１１４】図６に示すように、Ｐｔ量が増加するにつ
れて、反強磁性層（ＰｔＭｎ）の格子定数が大きくなっ
ていることがわかる。また固定磁性層を構成するＮｉＦ
ｅ合金、ＣｏＦｅ合金、またはＣｏの格子定数は、図に
示すように、約３．５〜３．６の範囲である。

【０１１５】次に、反強磁性層を固定磁性層の下、ある
いは上に形成した２つの多層膜を、ＤＣマグネトロンス
パッタ法により成膜し、熱処理を施した後におけるＰｔ
量（反強磁性層を構成する一元素）と交換異方性磁界と
の関係について調べた。その実験結果を図７に示す。

【０１１６】反強磁性層が、固定磁性層の下に形成され
ている膜構成としては、下からＳｉ基板／アルミナ／下
地層：Ｔａ（５０）／反強磁性層：ＰｔＭｎ（３００）
／固定磁性層：Ｃｏ₉₀Ｆｅ₁₀（３０）／保護層：Ｔａ
（１００）の順で積層し、前記反強磁性層が、固定磁性
層の上に形成されている膜構成としては下から、Ｓｉ基
板／アルミナ／Ｔａ（５０）／固定磁性層：Ｃｏ₉₀Ｆｅ
₁₀（３０）／反強磁性層（３００）／保護層：Ｔａ（１
００）の順で積層した。なお、上記括弧中の数値は膜厚
を表わしており、単位はオングストロームである。

【０１１７】また熱処理工程における条件としては、ま
ず昇温に３時間をかけ、次に２４０度の温度状態を３時
間保持し、さらに、降温に３時間をかけた。なお、熱処
理真空度を５×１０^-6Ｔｏｒｒ以下とした。

【０１１８】図７に示すように、反強磁性層（ＰｔＭｎ
合金）が、固定磁性層の下側にある場合、および上側に
ある場合共に、Ｐｔ量が約５０ａｔ％まで大きくなるに
したがって、交換異方性磁界は高くなっていき、Ｐｔ量
が約５０ａｔ％以上になると、交換異方性磁界は徐々に
小さくなっているのがわかる。

【０１１９】４００（Ｏｅ）以上の交換異方性磁界を得
るには、反強磁性層（ＰｔＭｎ）を固定磁性層の下側に
形成した場合、Ｐｔ量を４４〜５７ａｔ％の範囲内で、
反強磁性層（ＰｔＭｎ）を固定磁性層の上側に形成した
場合、Ｐｔ量を４７〜５７ａｔ％の範囲内で適性に調節
すればよいことがわかる。

【０１２０】また６００（Ｏｅ）以上の交換異方性磁界
を得るには、反強磁性層（ＰｔＭｎ）を固定磁性層の下
側に形成した場合、Ｐｔ量を４６〜５５ａｔ％の範囲内
で、反強磁性層（ＰｔＭｎ）を固定磁性層の上側に形成
した場合、Ｐｔ量を５０〜５６ａｔ％の範囲内で適性に
調節すればよいことがわかる。

【０１２１】以上の実験結果から、反強磁性層（ＰｔＭ
ｎ）の組成比を適性に調節した実施例として４種類の多
層膜を成膜し、比較例として１種類の多層膜を成膜し、
各膜の配向性や、交換異方性磁界等について調べた。そ
の実験結果を表１に示す。

【０１２２】

【表１】

【０１２３】実施例〜までの多層膜は、シングルス
ピンバルブ型薄膜素子であり、実施例の多層膜はデュ
アルスピンバルブ型薄膜素子である。また比較例の多
層膜は、実施例の多層膜と同じ膜構成で、反強磁性層
（ＰｔＭｎ）の組成比のみが異なっている。

【０１２４】また実施例の多層膜には、Ｃｕ（非磁性
導電層）の上に、Ｃｏ−ＦｅとＮｉ−Ｆｅが積層されて
いるが、この２層でフリー磁性層が構成されている。同
じ様に実施例の多層膜には、Ｃｕ（非磁性導電層）の
下に、Ｎｉ−ＦｅとＣｏ−Ｆｅが積層されているが、こ
の２層でフリー磁性層が構成されている。また実施例
の多層膜には、２つのＣｕ（非磁性導電層）の間に、Ｃ
ｏ−Ｆｅ、Ｎｉ−Ｆｅ、およびＣｏ−Ｆｅが積層されて
いるが、この３層でフリー磁性層が構成されている。

【０１２５】表１に示すように、実施例〜までの多
層膜では、ＰｔＭｎ（反強磁性層）とＣｏＦｅ（固定磁
性層）との界面での格子整合は「なし」となっているの
に対し、比較例の多層膜では、界面での格子整合は
「有り」となっている。

【０１２６】また「２４０℃熱処理後のＰｔＭｎの規則
化度」の欄を見ると、実施例〜の多層膜では「○」
となっているのに対し、比較例の多層膜では「×」と
なっている。

【０１２７】さらに、「交換異方性磁界」および「抵抗
変化率」の欄を見ると、実施例〜までの多層膜で
は、大きい交換異方性磁界と抵抗変化率を有しているの
に対し、比較例の多層膜の交換異方性磁界および抵抗
変化率は、実施例〜の多層膜に比べて非常に小さく
なっていることがわかる。

【０１２８】以上の実験結果は、ＰｔＭｎ合金の組成比
に関係している。表１に示すように、比較例における
ＰｔＭｎのＰｔ量は４４ａｔ％であるのに対し、実施例
〜までのＰｔＭｎのＰｔ量は、４９〜５１ａｔ％と
なっている。

【０１２９】このため、図６（熱処理前）を参照する
と、比較例のＰｔＭｎの格子定数は、実施例〜ま
でのＰｔＭｎの格子定数よりも小さくなっており、比較
例の方が実施例〜に比べて、ＰｔＭｎ（反強磁性
層）の格子定数と、Ｃｏ−Ｆｅ（固定磁性層）の格子定
数との差が小さくなっていることがわかる。

【０１３０】つまり、熱処理前の段階において、比較例
の多層膜では、ＰｔＭｎとＣｏＦｅとの界面構造が整
合状態になりやすく、一方、実施例〜までの多層膜
では、ＰｔＭｎとＣｏＦｅとの界面構造が非整合状態に
なりやすくなっている。

【０１３１】熱処理前では、実施例〜および比較例
のＰｔＭｎの結晶構造は、不規則格子（面心立方格
子）となっているが、界面構造が整合状態となっている
比較例では熱処理を施しても、ＰｔＭｎの結晶構造は
不規則格子から規則格子に変態できず、規則化は一向に
進まない状態となっている。これに対し、界面構造が非
整合状態となっている実施例〜の多層膜では、熱処
理を施すことにより、ＰｔＭｎの結晶構造が不規則格子
から一部が規則格子（Ｌｌ₀型の面心正方格子）に変態
し、規則化が充分に進行したものとなっている。

【０１３２】図８は、熱処理後における実施例のＰｔ
ＭｎとＣｏＦｅとの界面構造を示す高分解能ＴＥＭ写真
である。図８に示すように、ＰｔＭｎとＣｏＦｅとの界
面では、ＰｔＭｎの原子の並び方向とＣｏＦｅの原子の
並び方向とが一致しておらず、非整合状態となっている
ことがわかる。

【０１３３】一方、図９は、熱処理後における比較例
のＰｔＭｎとＣｏＦｅとの界面構造を示す高分解能ＴＥ
Ｍ写真である。図９に示すように、ＰｔＭｎとＣｏＦｅ
との界面では、ＰｔＭｎの原子の並び方向とＣｏＦｅの
原子の並び方向とが一致しており、整合状態となってい
ることがわかる。

【０１３４】また図１０は、実施例の多層膜における
ＰｔＭｎの規則化度を、図１１は比較例の多層膜にお
けるＰｔＭｎの規則化度を測定した熱処理後の実験結果
である。

【０１３５】実験は、ＰｔＭｎにおける２つの等価な
｛１１１｝面のなす角度を測定し、そのなす角度から規
則化度を求めた。なお横軸は、ＰｔＭｎとＣｏＦｅとの
界面からＰｔＭｎ側への距離を示している。

【０１３６】図１０に示すように、｛１１１｝面のなす
角度の測定値は、約６５°から約７２°の範囲内に散ら
ばっており、ＰｔＭｎの結晶構造は、熱処理前の不規則
格子の一部が変化して、規則格子となっていることがわ
かる。

【０１３７】これに対し、図１１では、｛１１１｝面の
なす角度の測定値が、約７０〜約７１の範囲内に収まっ
ており、ＰｔＭｎの結晶構造は、熱処理を施しても、熱
処理前の不規則格子の状態を保ったままとなっているこ
とがわかる。

【０１３８】以上のように、実施例〜の多層膜で
は、ＰｔＭｎのＰｔ量を４９〜５１ａｔ％とすること
で、界面構造を非整合状態とすることができ、従って規
則化を適性に進行させることができるので、図７を見て
もわかるように、ＰｔＭｎとＣｏＦｅとの界面で発生す
る交換異方性磁界は非常に大きい値を有している。

【０１３９】一方、比較例の多層膜では、ＰｔＭｎの
Ｐｔ量が４４ａｔ％と低いので、界面構造は整合状態と
なり、従って規則化が適性に進まず、図７を見てもわか
るように、ＰｔＭｎとＣｏＦｅとの界面で発生する交換
異方性磁界は非常に小さい値となってしまう。

【０１４０】またＰｔＭｎとＣｏＦｅとの界面構造を非
整合状態とするには、ＰｔＭｎの結晶配向と、ＣｏＦｅ
の結晶配向とを異なるようにしておくことが好ましい。

【０１４１】なお、表１に示す｛１１１｝面の配向度の
「強」「中」「弱」は、膜面方向に対する優先配向度を
表わしている。

【０１４２】表１に示すように、比較例のＰｔＭｎの
｛１１１｝面の配向度、およびＣｏＦｅ（固定磁性層）
の｛１１１｝面の配向度は共に「強」となっている。こ
れは、実施例の膜構成を参照すると、Ｔａの上に形成
されたＮｉＦｅ，ＣｏＦｅ（フリー磁性層）、Ｃｕ（非
磁性導電層）およびＣｏＦｅ（固定磁性層）は、下地層
としてのＴａの影響を強く受けて、｛１１１｝面の配向
度は強くなり、図６を参照してわかるように熱処理前に
おけるＣｏＦｅ（固定磁性層）の格子定数とＰｔＭｎ
（反強磁性層）の格子定数との差が小さいために、Ｐｔ
Ｍｎの｛１１１｝面は、ＣｏＦｅの｛１１１｝面の配向
度の影響を強く受けて、膜面方向に優先配向してしま
う。

【０１４３】これに対し、実施例ではＴａの上に形成
されたＮｉＦｅ，ＣｏＦｅ（フリー磁性層）、Ｃｕ（非
磁性導電層）およびＣｏＦｅ（固定磁性層）は、下地層
としてのＴａの影響を強く受けて、｛１１１｝面の配向
度は強くなるものの、図６を参照してわかるように熱処
理前におけるＣｏＦｅ（固定磁性層）の格子定数とＰｔ
Ｍｎ（反強磁性層）の格子定数との差は大きいために、
ＰｔＭｎの｛１１１｝面は、ＣｏＦｅの結晶配向の影響
をあまり受けず、膜面方向における配向度は弱くなって
いる。

【０１４４】またＰｔＭｎの上にＣｏＦｅ（固定磁性
層）が積層されている実施例の場合では、ＣｏＦｅ
がＰｔＭｎの上に形成されると、ＣｏＦｅの｛１１１｝
面の配向度は弱くなり、従ってＰｔＭｎとＣｏＦｅとの
結晶配向は、自動的に異なる方向に向けられる。

【０１４５】次に本発明では、反強磁性層をＰｔ―Ｍｎ
―Ｘ′（Ｘ′＝Ａｒ）合金で形成し、元素Ｘ′量と、Ｐ
ｔ―Ｍｎ―Ｘ′合金の格子定数との関係について調べ
た。実験に使用した膜構成は下から、Ｓｉ基板／アルミ
ナ／Ｔａ（５０）／Ｃｏ₉₀Ｆｅ₁₀（３０）／Ｐｔ―Ｍｎ
―Ｘ′（３００）／Ｔａ（１００）である。なお括弧内
の数値は膜厚を表しており、単位はオングストロームで
ある。

【０１４６】反強磁性層の成膜は、スパッタ装置内に、
ＰｔとＭｎとの割合が６：４、５：５、及び４：６とな
る３種類のターゲットを用意し、各ターゲットを用い
て、元素Ｘ′となるＡｒの導入ガス圧を変化させなが
ら、ＤＣマグネトロンスパッタ及びイオンビームスパッ
タによって、Ｐｔ―Ｍｎ―Ｘ′（Ｘ′＝Ａｒ）合金膜を
形成した。そして、Ｐｔ―Ｍｎ―Ｘ′（Ｘ′＝Ａｒ）合
金膜中に占めるＸ′（Ｘ′＝Ａｒ）量と、Ｐｔ―Ｍｎ―
Ｘ′（Ｘ′＝Ａｒ）の格子定数との関係について測定し
た。その実験結果を図１２に示す。

【０１４７】図１２に示すように、ＰｔとＭｎとの組成
比の割合が、６：４、５：５、及び４：６のいずれかの
場合においても、元素Ｘ′（Ｘ′＝Ａｒ）量が大きくな
ることにより、Ｐｔ―Ｍｎ―Ｘ′（Ｘ′＝Ａｒ）の格子
定数は大きくなることがわかる。なお固定磁性層を構成
するＮｉＦｅ合金、ＣｏＦｅ合金、またはＣｏの格子定
数は、図１２に示すように、約３．５〜３．６の範囲で
ある。またこの実験では、元素Ｘ′（Ｘ′＝Ａｒ）量を
４ａｔ％程度までとし、それ以上大きい含有量の場合に
ついて実験を試みていないが、これは、元素Ｘ′となる
Ａｒはガス元素であるために、ガス圧を上げても、膜中
にＡｒを含有しにくいことによるものである。

【０１４８】次に、上述の実験に使用したＰｔ―Ｍｎ―
Ｘ′（Ｘ′＝Ａｒ）合金膜に対し、以下に記載する熱処
理工程を施した。熱処理工程における条件としては、ま
ず昇温に３時間をかけ、次に２４０度の温度状態を３時
間保持し、さらに、降温に３時間をかけた。なお、熱処
理真空度を５×１０^-6Ｔｏｒｒ以下とした。

【０１４９】図１３は、Ｐｔ―Ｍｎ―Ｘ′（Ｘ′＝Ａ
ｒ）合金膜の元素Ｘ′（Ｘ′＝Ａｒ）量と、前記熱処理
によって、反強磁性層と固定磁性層との界面に発生した
交換結合磁界の大きさとの関係を示すグラフである。

【０１５０】図１３に示すように、元素Ｘ′（Ｘ′＝Ａ
ｒ）量が大きくなると、交換結合磁界は大きくなってい
ることがわかる。すなわち、元素Ｘ′（Ｘ′＝Ａｒ）を
ＰｔＭｎに添加すれば、元素Ｘ′（Ｘ′＝Ａｒ）を添加
しない場合に比べて大きい交換結合磁界を得ることが可
能である。

【０１５１】次に本発明では、別の元素Ｘ′を用いて、
反強磁性層をＰｔ―Ｍｎ―Ｘ′（Ｘ′＝Ｍｏ）合金で形
成し、元素Ｘ′（Ｘ′＝Ｍｏ）量と、Ｐｔ―Ｍｎ―Ｘ′
（Ｘ′＝Ｍｏ）合金膜の格子定数との関係について調べ
た。実験に使用した膜構成は下から、Ｓｉ基板／アルミ
ナ／Ｔａ（５０）／Ｃｏ₉₀Ｆｅ₁₀（３０）／Ｐｔ―Ｍｎ
―Ｘ′（３００）／Ｔａ（１００）である。なお括弧内
の数値は膜厚を表しており、単位はオングストロームで
ある。

【０１５２】反強磁性層の成膜には、ＰｔＭｎのターゲ
ットに元素Ｘ′（Ｘ′＝Ｍｏ）のチップを貼り合わせた
複合型ターゲットを用意し、ターゲットに占めるチップ
の面積比を変化させながら、膜中に占める元素Ｘ′
（Ｘ′＝Ｍｏ）量を変化させて、前記元素Ｘ′（Ｘ′＝
Ｍｏ）量とＰｔ―Ｍｎ―Ｘ′（Ｘ′＝Ｍｏ）合金の格子
定数との関係について測定した。その実験結果を図１４
に示す。

【０１５３】図１４に示すように、ＰｔとＭｎとの組成
比の割合が６：４、１：１、４：６のいずれかの場合に
おいても、膜中に占める元素Ｘ′（Ｘ′＝Ｍｏ）の濃度
が大きくなるほど、Ｐｔ―Ｍｎ―Ｘ′（Ｘ′＝Ｍｏ）の
格子定数は大きくなることがわかる。なお固定磁性層を
構成するＮｉＦｅ合金、ＣｏＦｅ合金、またはＣｏの格
子定数は、図１４に示すように、約３．５〜３．６の範
囲である。

【０１５４】次に、上記実験で使用したＰｔ―Ｍｎ―
Ｘ′（Ｘ′＝Ｍｏ）合金膜に対し、以下に記載する熱処
理工程を施した。熱処理工程における条件としては、ま
ず昇温に３時間をかけ、次に２４０度の温度状態を３時
間保持し、さらに、降温に３時間をかけた。なお、熱処
理真空度を５×１０^-6Ｔｏｒｒ以下とした。

【０１５５】図１５は、Ｐｔ―Ｍｎ―Ｘ′（Ｘ′＝Ｍ
ｏ）合金膜の元素Ｘ′（Ｘ′＝Ｍｏ）の濃度と、前記熱
処理によって、反強磁性層と固定磁性層との界面に発生
した交換結合磁界の大きさとの関係を示すグラフであ
る。

【０１５６】図１５に示すように、ＰｔとＭｎとの組成
比の割合が、６：４、１：１、４：６のいずれの場合で
あっても、膜中の元素Ｘ′（Ｘ′＝Ｍｏ）量が約３ａｔ
％以上になれば、交換結合磁界は徐々に低下していくこ
とがわかる。特に、膜中の元素Ｘ′（Ｘ′＝Ｍｏ）量が
約１０ａｔ％以上になると、ＰｔとＭｎとの組成比の割
合が１：１の場合であっても、交換結合磁界は非常に小
さくなってしまい好ましくない。

【０１５７】ところで、元素Ｘ′（Ｘ′＝Ｍｏ）の適性
な含有量であるが、少なくとも、前記元素Ｘ′（Ｘ′＝
Ｍｏ）を含有しない場合、すなわち、元素Ｘ′（Ｘ′＝
Ｍｏ）量が０ａｔ％のときよりも、交換結合磁界が大き
くなることが好ましい。

【０１５８】Ｐｔ：Ｍｎの組成比の割合が、６：４の場
合は、元素Ｘ′（Ｘ′＝Ｍｏ）量が、約１ａｔ％以下で
あれば、元素Ｘ′（Ｘ′＝Ｍｏ）量が０ａｔ％のときよ
りも、交換結合磁界が大きくなる。

【０１５９】また、Ｐｔ：Ｍｎの組成比の割合が、１：
１の場合は、元素Ｘ′（Ｘ′＝Ｍｏ）量が、約７ａｔ％
以下であれば、元素Ｘ′（Ｘ′＝Ｍｏ）量が０ａｔ％の
ときよりも、交換結合磁界が大きくなる。

【０１６０】さらに、Ｐｔ：Ｍｎの組成比の割合が、
４：６の場合は、元素Ｘ′（Ｘ′＝Ｍｏ）量が、約１０
ａｔ％以下であれば、元素Ｘ′（Ｘ′＝Ｍｏ）量が０ａ
ｔ％のときよりも、交換結合磁界が大きくなる。

【０１６１】次に、元素Ｘ′（Ｘ′＝Ｍｏ）の適性な含
有量の下限であるが、Ｐｔ：Ｍｎの組成比の割合が、
６：４の場合、元素Ｘ′（Ｘ′＝Ｍｏ）量が、約０．５
ａｔ％になると、交換結合磁界が最も大きくなるので、
そこで本発明では、元素Ｘ′（Ｘ′＝Ｍｏ）量が、０．
５ａｔ％よりも小さい０．２ａｔ％を下限として設定し
た。

【０１６２】以上の実験結果から本発明では、元素Ｘ′
の組成比の好ましい範囲をａｔ％で０．２から１０とし
た。またより好ましい範囲をａｔ％で０．５から５とし
た。なお上記の元素Ｘ′の好ましい組成範囲は、Ｐｔ
（＝元素Ｘ）とＭｎとを４：６から６：４の範囲内に設
定した場合である。

【０１６３】

【発明の効果】以上詳述した本発明によれば、反強磁性
層と強磁性層とから成る交換結合膜において、前記反強
磁性層をＸ―Ｍｎ（ただしＸは、Ｐｔ，Ｐｄ，Ｉｒ，Ｒ
ｈ，Ｒｕ，Ｏｓのうちいずれか１種または２種以上の元
素である）で形成し、しかも反強磁性層と強磁性層との
界面にて、前記反強磁性層及び強磁性層の結晶配向を異
ならしめることで、耐食性を向上できるとともに、より
大きい交換異方性磁界を得ることが可能となっている。

【０１６４】あるいは本発明では、元素Ｘ′（ただし
Ｘ′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，Ａ
ｇ，Ｃｄ，Ｉｒ，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）を、Ｘ―Ｍｎ合金膜中に含有させたＸ−Ｍｎ−
Ｘ′合金によって反強磁性層を形成しても上記と同様の
効果を得ることができる。

【０１６５】上記のように、反強磁性層と固定磁性層と
の結晶配向を異ならしめるためには、下地層の存否や膜
の積層順などによって適正に調整できる。

【０１６６】以上のように、界面に平行な方向への結晶
配向が、反強磁性層と強磁性層とで異なる交換結合膜を
磁気抵抗効果素子に適用することにより、前記磁気抵抗
効果素子層の抵抗変化率を高めることができ、再生特性
を向上させることが可能となっている。

【図面の簡単な説明】

【図１】本発明の第１実施形態のシングルスピンバルブ
型薄膜素子の構造をＡＢＳ面側から見た断面図、

【図２】本発明の第２実施形態のシングルスピンバルブ
型薄膜素子の構造をＡＢＳ面側から見た断面図、

【図３】本発明の第３実施形態のデュアルスピンバルブ
型薄膜素子の構造をＡＢＳ面側から見た断面図、

【図４】本発明の第４実施形態のＡＭＲ型薄膜素子の構
造をＡＢＳ面側から見た断面図、

【図５】本発明における薄膜磁気ヘッドを記録媒体との
対向面側から見た断面図、

【図６】反強磁性層をＰｔＭｎで形成した場合におけ
る、熱処理前でのＰｔ量と前記反強磁性層の格子定数と
の関係を示すグラフ、

【図７】反強磁性層をＰｔＭｎで形成した場合における
Ｐｔ量と交換異方性磁界との関係を示すグラフ、

【図８】表１に示す実施例の多層膜の高分解能ＴＥＭ
写真、

【図９】表１に示す比較例の多層膜の高分解能ＴＥＭ
写真、

【図１０】表１に示す実施例の多層膜におけるＰｔＭ
ｎ（反強磁性層）の規則化度を示すグラフ、

【図１１】表１に示す実施例の多層膜におけるＰｔＭ
ｎ（反強磁性層）の規則化度を示すグラフ、

【図１２】反強磁性層をＰｔ―Ｍｎ―Ｘ′（Ｘ′＝Ａ
ｒ）で形成した場合における元素Ｘ′（Ｘ′＝Ａｒ）量
と前記反強磁性層の格子定数との関係を示すグラフ、

【図１３】反強磁性層をＰｔ―Ｍｎ―Ｘ′（Ｘ′＝Ａ
ｒ）で形成した場合における元素Ｘ′（Ｘ′＝Ａｒ）量
と交換結合磁界との関係を示すグラフ、

【図１４】反強磁性層をＰｔ―Ｍｎ―Ｘ′（Ｘ′＝Ｍ
ｏ）で形成した場合における元素Ｘ′（Ｘ′＝Ｍｏ）量
と前記反強磁性層の格子定数との関係を示すグラフ、

【図１５】反強磁性層をＰｔ―Ｍｎ―Ｘ′（Ｘ′＝Ｍ
ｏ）で形成した場合における元素Ｘ′（Ｘ′＝Ｍｏ）量
と交換結合磁界との関係を示すグラフ、

【符号の説明】

１フリー磁性層２非磁性導電層３固定磁性層４反強磁性層５ハードバイアス層６下地層７保護層８導電層９エクスチェンジバイアス層１０軟磁性層（ＳＡＬ層）１１非磁性層（ＳＨＵＮＴ層）１２磁気抵抗層（ＭＲ層）２０下部シールド層２１下部ギャップ層２２磁気抵抗効果素子層２３上部ギャップ層２４上部シールド層

フロントページの続き (72)発明者大湊和也東京都大田区雪谷大塚町１番７号アルプス電気株式会社内 (72)発明者山本豊東京都大田区雪谷大塚町１番７号アルプス電気株式会社内 (72)発明者牧野彰宏東京都大田区雪谷大塚町１番７号アルプス電気株式会社内

Claims

【特許請求の範囲】

【請求項１】反強磁性層と強磁性層とが接して形成さ
れ、前記反強磁性層と強磁性層との界面にて交換異方性
磁界が発生し、前記強磁性層の磁化方向が一定方向にさ
れる交換結合膜において、前記反強磁性層は、少なくと
も元素Ｘ（ただしＸは、Ｐｔ，Ｐｄ，Ｉｒ，Ｒｈ，Ｒ
ｕ，Ｏｓのうちいずれか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され、前記
反強磁性層と強磁性層の結晶配向が、前記反強磁性層と
強磁性層との界面にて、異なっていることを特徴とする
交換結合膜。
【請求項２】前記強磁性層の｛１１１｝面が、前記反
強磁性層との界面に平行な方向に優先配向するのに対
し、前記反強磁性層の｛１１１｝面の配向度は、前記強
磁性層の配向度よりも小さいか、あるいは無配向となっ
ている請求項１記載の交換結合膜。
【請求項３】前記反強磁性層は、強磁性層の上に接し
て形成されており、さらに前記強磁性層の下側には、下
地層が形成されている請求項２記載の交換結合膜。
【請求項４】前記反強磁性層の｛１１１｝面が、前記
強磁性層との界面に平行な方向に優先配向するのに対
し、前記強磁性層の｛１１１｝面の配向度は、前記反強
磁性層の配向度よりも小さいか、あるいは無配向となっ
ている請求項１記載の交換結合膜。
【請求項５】前記反強磁性層は、強磁性層の下に接し
て形成されており、さらに前記反強磁性層の下側には、
下地層が形成されている請求項４記載の交換結合膜。
【請求項６】前記下地層はＴａで形成されている請求
項３または５に記載の交換結合膜。
【請求項７】前記反強磁性層と強磁性層との界面に平
行な方向への、前記反強磁性層の｛１１１｝面の配向
度、および前記強磁性層の｛１１１｝面の配向度は共に
小さくなっているか、あるいは無配向となっており、前
記｛１１１｝面以外の結晶面が、界面に平行な方向へ優
先配向されて、反強磁性層と強磁性層の結晶配向が異な
る請求項１記載の交換結合膜。
【請求項８】前記反強磁性層はＸ―Ｍｎ合金で形成さ
れ、元素Ｘは、Ｐｔである請求項１ないし７のいずれか
に記載の交換結合膜。
【請求項９】前記反強磁性層は、Ｘ―Ｍｎ―Ｘ′合金
（ただしＸ′は、Ｎｅ，Ａｒ，Ｋｒ，Ｘｅ，Ｂｅ，Ｂ，
Ｃ，Ｎ，Ｍｇ，Ａｌ，Ｓｉ，Ｐ，Ｔｉ，Ｖ，Ｃｒ，Ｆ
ｅ，Ｃｏ，Ｎｉ，Ｃｕ，Ｚｎ，Ｇａ，Ｇｅ，Ｚｒ，Ｎ
ｂ，Ｍｏ，Ａｇ，Ｃｄ，Ｉｒ，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）で形成されている請求項１ないし
７のいずれかに記載の交換結合膜。
【請求項１０】前記元素Ｘ′は、Ｎｅ，Ａｒ，Ｋｒ，
Ｘｅのうち１種または２種以上の元素である請求項９記
載の交換結合膜。
【請求項１１】前記反強磁性層として用いられるＸ―
Ｍｎ―Ｘ′合金は、スパッタ法により形成される請求項
９または１０に記載の交換結合膜。
【請求項１２】反強磁性層と、この反強磁性層と接し
て形成され、前記反強磁性層との交換異方性磁界により
磁化方向が固定される固定磁性層と、前記固定磁性層に
非磁性導電層を介して形成されたフリー磁性層と、前記
フリー磁性層の磁化方向を前記固定磁性層の磁化方向と
交叉する方向へ揃えるバイアス層と、固定磁性層と非磁
性導電層とフリー磁性層に検出電流を与える導電層とを
有し、前記反強磁性層とこの反強磁性層と接して形成さ
れた固定磁性層となる強磁性層とが、請求項１ないし請
求項１１のいずれかに記載された交換結合膜により形成
されていることを特徴とする磁気抵抗効果素子。
【請求項１３】前記フリー磁性層の上側または下側
に、トラック幅Ｔｗの間隔を空けて反強磁性層が積層さ
れ、前記反強磁性層とフリー磁性層となる強磁性層と
が、請求項１ないし請求項１１のいずれかに記載された
交換結合膜により形成されている請求項１２記載の磁気
抵抗効果素子。
【請求項１４】フリー磁性層の上下に積層された非磁
性導電層と、一方の前記非磁性導電層の上および他方の
非磁性導電層の下に位置する固定磁性層と、一方の前記
固定磁性層の上および他方の固定磁性層の下に位置し
て、交換異方性磁界によりそれぞれの固定磁性層の磁化
方向を一定の方向に固定する反強磁性層と、前記フリー
磁性層の磁化方向を前記固定磁性層の磁化方向と交叉す
る方向に揃えるバイアス層とを有し、前記反強磁性層と
この反強磁性層と接して形成された固定磁性層となる強
磁性層とが、請求項１ないし請求項１１のいずれかに記
載された交換結合膜により形成されていることを特徴と
する磁気抵抗効果素子。
【請求項１５】非磁性層を介して重ねられた磁気抵抗
層と軟磁性層とを有し、前記磁気抵抗層の上側あるいは
下側にトラック幅Ｔｗの間隔を空けて反強磁性層が形成
され、前記反強磁性層と磁気抵抗層となる強磁性層と
が、請求項１ないし請求項１１のいずれかに記載された
交換結合膜により形成されていることを特徴とする磁気
抵抗効果素子。
【請求項１６】請求項１２ないし１５のいずれかに記
載された磁気抵抗効果素子の上下にギャップ層を介して
シールド層が形成されていることを特徴とする薄膜磁気
ヘッド。