JP2001297917A - 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 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 【目的】 従来の磁気抵抗効果素子の構造では、大きな
抵抗変化率及び交換結合磁界を得ることができなかっ
た。 【構成】 反強磁性層４には、膜厚方向の中間領域から
固定磁性層３側に向うにしたがってＭｎに対する元素Ｘ
の原子％の比率が増加する領域と、前記中間領域から前
記固定磁性層３と反対側に向かうにしたがってＭｎに対
する元素Ｘの原子％の比率が増加する領域とが存在す
る。また前記反強磁性層４の少なくとも一部の結晶構造
がＣｕＡｕ−Ｉ型の面心正方規則格子であり、前記固定
磁性層３との界面の少なくとも一部が非整合状態となっ
ている。これによって大きな交換結合磁界を得ることが
可能である。

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
て発生する交換結合磁界により、前記強磁性層の磁化方
向が一定の方向に固定される交換結合膜に係り、特に大
きい前記交換結合磁界を得られ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（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。

【０００３】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。

【０００４】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、非磁性中間層およ
びフリー磁性層から成る。

【０００５】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。

【０００６】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。

【０００７】前記反強磁性層には、Ｆｅ−Ｍｎ（鉄−マ
ンガン）合金膜、Ｎｉ−Ｍｎ（ニッケル−マンガン）合
金膜、あるいはＰｔ−Ｍｎ（白金−マンガン）合金膜等
が一般的に使用されているが、この中でも特にＰｔ−Ｍ
ｎ合金膜はブロッキング温度が高く、しかも耐食性に優
れるなど種々の優れた点を有しており、脚光を浴びてい
る。

【０００８】

【発明が解決しようとする課題】ところで、反強磁性層
にＰｔＭｎ合金膜を使用した場合、成膜した段階では前
記反強磁性層の結晶構造は、原子の配列順序が不規則な
面心立方格子となっていることがわかっている。

【０００９】前記反強磁性層を成膜後、前記反強磁性層
と強磁性層間で適切な大きさの交換結合磁界を発生させ
るには、前記反強磁性層の結晶構造が不規則相としての
面心立方格子から規則相としてのＣｕＡｕ−Ｉ型の面心
正方格子に変態する必要があり、このような変態は熱処
理を施すことによって引き起こされる。

【００１０】またＰｔＭｎ合金は、バルクタイプでは、
ＰｔとＭｎとのａｔ％が５０：５０である場合に、Ｃｕ
Ａｕ−Ｉ型の面心正方格子になり易く最も反強磁性の性
質になりやすいことがわかっており、したがって本発明
者らは、スピンバルブ型薄膜素子の反強磁性層として、
ＰｔＭｎ合金膜を使用し、このとき前記ＰｔとＭｎとの
ａｔ％をほぼ５０：５０にして前記反強磁性層と強磁性
層間で発生する交換結合磁界の大きさを測定してみた。

【００１１】しかしながらＰｔとＭｎの組成比がバルク
タイプでの理想組成であるにもかかわらず、充分な大き
さの交換結合磁界が得られないことがわかった。

【００１２】これは熱処理を施しても前記反強磁性層の
結晶構造が不規則格子から規則格子に充分に変態しない
ことが原因であると考えられる。

【００１３】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、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。

【００１４】

【課題を解決するための手段】本発明は、反強磁性層と
強磁性層との界面に交換結合磁界が生じる交換結合膜に
おいて、前記反強磁性層は、元素Ｘ（ただしＸは、Ｐ
ｔ，Ｐｄ，Ｉｒ，Ｒｈ，Ｒｕ，Ｏｓのうち１種または２
種以上の元素である）とＭｎとを含有する反強磁性材料
で形成され、膜厚方向の中間領域から強磁性層側に向う
にしたがってＭｎに対する元素Ｘの原子％の比率が増加
する領域と、前記中間領域から前記強磁性層と反対側に
向かうにしたがってＭｎに対する元素Ｘの原子％の比率
が増加する領域とが存在し、前記反強磁性層の少なくと
も一部の結晶構造がＣｕＡｕ−Ｉ型の面心正方規則格子
であることを特徴とするものである。

【００１５】上記の本発明における交換結合膜は、強磁
性層及び反強磁性層を成膜し、その後熱処理を施したと
きの構造である。

【００１６】本発明における交換結合膜の反強磁性層に
は、膜厚方向の中間領域から強磁性層側に向かうにした
がってＭｎに対する元素Ｘの原子％の比率が増加する領
域と、前記中間領域から前記強磁性層と反対側に向かう
にしたがって、Ｍｎに対する元素Ｘの原子％の比率が増
加する領域とが存在する。さらに前記反強磁性層の一部
の結晶構造が、ＣｕＡｕ−Ｉ型の面心正方規則格子とな
っている。

【００１７】上記した組成変化（組成変調）を起す領域
が存在するのは、後述する製造方法に起因するものであ
るが、本発明ではこのような組成変調を起す領域が存在
することで、強磁性層との界面では前記強磁性層の結晶
構造等に拘束されることなく、また前記強磁性層との反
対側の面に接する層の結晶構造等に拘束されることな
く、前記反強磁性層は全体的に適切な規則変態を起して
おり、一部の結晶構造が、ＣｕＡｕ−Ｉ型の面心正方規
則格子となっているのである。

【００１８】本発明のように、熱処理後においてＭｎに
対する元素Ｘの原子％の比率が、強磁性層及び強磁性層
と反対側に向かうにしたがって増加する領域が存在し、
さらに前記反強磁性層の結晶構造の少なくとも一部が規
則格子となっている交換結合膜を形成するには、成膜段
階（熱処理前）に如何なる構造の反強磁性層を形成する
かが重要であり、本発明では、例えば以下のように反強
磁性層を成膜している。

【００１９】既に述べたように、ＰｔとＭｎとの組成比
をａｔ％で５０：５０にすると、結晶構造は規則格子に
なり最も反強磁性の性質を発揮するが、強磁性層との界
面では非整合になりにくいために、熱処理によって不規
則格子から規則格子への変態が充分になされず、結果的
に充分な交換結合磁界を得ることができない。

【００２０】一方、Ｐｔ量を５０ａｔ％よりも低くする
と、結晶構造が熱処理によって規則格子に変態しづらく
反強磁性の性質になり難いのと同時に、前記強磁性層と
の界面では、整合状態が強くなることから、交換結合磁
界は非常に低いものとなってしまう。

【００２１】またＰｔ量を５０ａｔ％よりも多くしてい
くと、前記強磁性層との界面では非整合状態になりやす
くなるものの、結晶構造は熱処理によって規則格子に変
態しづらく反強磁性層の性質になり難いために、結果的
に交換結合磁界は非常に低いものとなってしまう。

【００２２】そこで上記観点から、反強磁性層を成膜す
る際（熱処理前）に、例えば、強磁性層と接する側に、
Ｐｔ量が多くされ、強磁性層との界面で非整合状態を作
り易い組成のＰｔＭｎ合金膜（第１の反強磁性層と呼
ぶ）を薄い膜厚で形成し、前記第１の反強磁性層に接
し、熱処理を施したときに不規則格子から規則格子に変
態しやすい組成で形成されたＰｔＭｎ合金膜（第２の反
強磁性層と呼ぶ）を、前記第１の反強磁性層に比べて厚
い膜厚で形成し、さらに前記第２の反強磁性層に接し、
Ｐｔ量が多くされた第３の反強磁性層を薄い膜厚で形成
するのである。

【００２３】前記成膜段階（熱処理前）における反強磁
性層は、強磁性層との界面で前記強磁性層の結晶構造等
に拘束されず、不規則格子から規則格子に変態しやすい
組成で形成された第２の反強磁性層の部分が、熱処理に
よって適切に変態を起こし、また前記規則化が始まる
と、前記第１の反強磁性層と第２の反強磁性層とが組成
拡散を起こすと考えられ、また第３の反強磁性層と第２
の反強磁性層間でも上記の組成拡散が起こり、これによ
って前記第１の反強磁性層及び第３の反強磁性層の部分
では、Ｐｔ量が成膜段階（熱処理前）の組成から変動し
て、不規則格子から規則格子に変態しやすい組成に変化
し、前記第１の反強磁性層及び第３の反強磁性層の部分
でも前記変態が引き起こされると考えられる。

【００２４】すなわち上記した製法では、成膜段階（熱
処理前）において、ＣｕＡｕ−Ｉ型の面心正方規則格子
になりやすい理想的な組成で形成された第２の反強磁性
層の上下をＰｔ量の多い第１反強磁性層及び第３の反強
磁性層で挟み、これによって熱処理を施すことにより、
前記反強磁性層を不規則格子から規則格子に充分に変態
させることができ、従来よりも大きな交換結合磁界を得
ることが可能になるのである。

【００２５】そして、上記のようにして形成された熱処
理後における交換結合膜では、組成変調を起こして、反
強磁性層の膜厚方向の中間領域から強磁性層側に向かう
にしたがって、及び前記中間領域から強磁性層と反対側
に向かうにしたがって元素Ｘの原子％の比率が増加する
領域が存在する。しかも前記反強磁性層の少なくとも一
部の結晶構造がＣｕＡｕ−Ｉ型の面心正方規則格子とな
っているのである。

【００２６】なお成膜段階において、第２の反強磁性層
に接してＰｔ量の多い第３の反強磁性層を形成する理由
は、前記反強磁性層の強磁性層側と反対側の面近傍にお
いて適切な規則変態を促し反強磁性層全体での規則変態
により大きな交換結合磁界を得るためである。

【００２７】前記反対側の面には、例えば非磁性の下地
層や保護層、あるいは後で詳述するようにシードレイヤ
等の様々な層が接合されるが、これらの層の結晶構造や
あるいはその他の要因が、反強磁性層の規則変態を阻害
し、交換結合磁界の低下に繋がる恐れがある。このため
本発明では、Ｐｔ量が多く格子定数が大きくされた第３
の反強磁性層を、前記反対側の面側に形成しておくこと
で上記した結晶構造の影響等を受けることなく、反強磁
性層の規則変態を促進させ、大きな交換結合磁界を得ら
れるようにしているのである。

【００２８】また本発明は、反強磁性層と強磁性層との
界面に交換結合磁界が生じる交換結合膜において、前記
反強磁性層は、元素Ｘと元素Ｘ′（ただしＸは、Ｐｔ，
Ｐｄ，Ｉｒ，Ｒｈ，Ｒｕ，Ｏｓのうち１種または２種以
上の元素であり、元素Ｘ′は、Ｎｅ，Ａｒ，Ｋｒ，Ｘ
ｅ，Ｂｅ，Ｂ，Ｃ，Ｎ，Ｍｇ，Ａｌ，Ｓｉ，Ｐ，Ｔｉ，
Ｖ，Ｃｒ，Ｆｅ，Ｃｏ，Ｎｉ，Ｃｕ，Ｚｎ，Ｇａ，Ｇ
ｅ，Ｚｒ，Ｎｂ，Ｍｏ，Ａｇ，Ｃｄ，Ｓｎ，Ｈｆ，Ｔ
ａ，Ｗ，Ｒｅ，Ａｕ，Ｐｂ、及び希土類元素のうち１種
または２種以上の元素である）とＭｎとを含有する反強
磁性材料で形成され、膜厚方向の中間領域から強磁性層
側に向うにしたがってＭｎに対する元素Ｘ＋Ｘ′の原子
％の比率が増加する領域と、前記中間領域から前記強磁
性層と反対側に向かうにしたがってＭｎに対する元素Ｘ
＋Ｘ′の原子％の比率が増加する領域とが存在し、前記
反強磁性層の少なくとも一部の結晶構造がＣｕＡｕ−Ｉ
型の面心正方規則格子であることを特徴とするものであ
る。

【００２９】上記の発明では反強磁性層として元素Ｘと
元素Ｘ′とＭｎとを含有した反強磁性材料を使用してい
る。この発明においても成膜段階における前記反強磁性
層は、例えば上記した３層膜で形成され、第２の反強磁
性層の元素Ｘ＋Ｘ′の組成比は、第１及び第３の反強磁
性層の元素Ｘ＋Ｘ′の組成比よりも小さく形成される。
そして熱処理を施すと、第２の反強磁性層の部分が規則
変態を開始し、さらに組成拡散を起すことで第１及び第
３の反強磁性層の部分でも規則変態が促進され、反強磁
性層全体が規則変態される。これによって従来よりも大
きな交換結合磁界を得ることが可能なのである。

【００３０】熱処理を施した後の状態では、前記反強磁
性層には、膜厚方向の中間領域から強磁性層側に向かう
にしたがってＭｎに対する元素Ｘ＋Ｘ′の原子％の比率
が増加する領域と、前記中間領域から前記強磁性層と反
対側に向かうにしたがってＭｎに対する元素Ｘ＋Ｘ′の
原子％の比率が増加する領域とが存在する。さらに前記
反強磁性層の少なくとも一部の結晶構造がＣｕＡｕ−Ｉ
型の面心正方規則格子である。

【００３１】また本発明では、前記Ｘ―Ｍｎ―Ｘ′を含
む合金は、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とが好
ましい。これによって前記Ｘ−Ｍｎ−Ｘ′合金の格子定
数を広げることができ、界面では適切に非整合状態を保
つことが可能になる。

【００３２】また本発明では、前記反強磁性層における
強磁性層との界面と反対側となる面に、前記界面と平行
な方向に面心立方晶の（１１１）面が優先配向したシー
ドレイヤが形成され、前記反強磁性層及び強磁性層の結
晶配向は、前記界面と平行な方向に（１１１）面が優先
配向することが好ましい。

【００３３】前記シードレイヤの形成により反強磁性層
及び強磁性層の結晶配向は前記界面と平行な方向に（１
１１）面が優先配向するために結晶粒径が大きくなり、
抵抗変化率を大きくすることが可能である。

【００３４】また本発明では、前記反強磁性層とシード
レイヤとの界面の少なくとも一部で前記反強磁性層の格
子定数とシードレイヤの格子定数とが異なっていること
が好ましい。

【００３５】また反強磁性層とシードレイヤとの界面の
少なくとも一部は非整合状態となっていることが好まし
い。この構造は、例えば成膜段階において前記反強磁性
層を３層膜で形成し、シードレイヤと接合する部分にＰ
ｔ量の多い第３の反強磁性層を形成することによって達
成することができる。成膜段階では第３の反強磁性層と
シードレイヤとの界面の少なくとも一部が非整合状態に
されており、したがって熱処理を施しても前記反強磁性
層はシードレイヤとの界面で非整合状態を保ったまま適
切に規則変態を引き起こし、よって従来よりも大きな交
換結合磁界を得ることができるのである。

【００３６】また本発明では、前記シードレイヤは、Ｎ
ｉＦｅ合金、あるいはＮｉ−Ｆｅ−Ｙ合金（ただしＹ
は、Ｃｒ，Ｒｈ，Ｔａ，Ｈｆ，Ｎｂ，Ｚｒ，Ｔｉから選
ばれる１種または２種以上）で形成されることが好まし
い。

【００３７】また本発明では、前記シードレイヤは非磁
性であることが好ましい。さらに前記シードレイヤは比
抵抗が高いことが重要である。このようにシードレイヤ
の比抵抗が高くされると、センス電流は前記シードレイ
ヤに分流されにくくなり、抵抗変化率の向上、及びバル
クハウゼンノイズの低減を図ることが可能である。

【００３８】また本発明では、前記交換結合膜は、下地
層上に、シードレイヤ、反強磁性層、及び強磁性層の順
に積層され、前記下地層は、Ｔａ，Ｈｆ，Ｎｂ，Ｚｒ，
Ｔｉ，Ｍｏ，Ｗのうち１種または２種以上の元素で形成
されていることが好ましい。

【００３９】また本発明では、前記反強磁性層における
前記強磁性層との界面の反対側の面には、Ｔａ，Ｈｆ，
Ｎｂ，Ｚｒ，Ｔｉ，Ｍｏ，Ｗのうち１種または２種以上
の元素で形成された層が形成されていてもよい。

【００４０】さらに本発明では、前記反強磁性層の膜厚
方向の中央付近よりも前記界面と反対側の面寄りに前記
界面と平行な第１の仮想境界を設定し、前記強磁性層寄
りに前記界面と平行な第２の仮想境界を設定したとき
に、前記反対側の面から前記第１の仮想境界までの第１
の領域、及び前記強磁性層との界面から前記第２の仮想
境界までの第３の領域は、前記第１及び第２の仮想境界
間の第２の領域に比べて、前記比率が大きく、前記第１
の仮想境界を挟む領域で前記第２の領域から第１の領域
に向けて、また前記第２の仮想境界を挟む領域では前記
第２の領域から第３の領域に向けて、前記比率が連続的
にあるいは不連続的に増大することが好ましい。

【００４１】また本発明では、前記反強磁性層には、膜
厚方向の中間の所定領域から前記強磁性層との界面に向
けて、および前記中間の領域から前記界面と反対側の面
に向けて、前記元素Ｘあるいは元素Ｘ＋Ｘ′の原子％が
増大する領域が存在することが好ましい。

【００４２】また本発明では、前記反強磁性層には、前
記強磁性層との界面に向けて、および前記界面と反対側
の面に向けて、前記元素Ｘあるいは元素Ｘ＋Ｘ′の原子
％が減少する領域がそれぞれ存在することが好ましい。

【００４３】すなわちこの発明の意味するところは、前
記界面近傍で、元素Ｘあるいは元素Ｘ＋Ｘ′の原子％が
最も大きくなるのではなく、前記界面から前記界面と反
対側の面方向に前記元素Ｘあるいは元素Ｘ＋Ｘ′の組成
比（原子％）が増加する領域があり、前記元素Ｘあるい
は元素Ｘ＋Ｘ′の組成比（原子％）が最大になる箇所
は、前記界面から膜厚方向にある距離だけ離れた位置に
存在するのである。

【００４４】このように前記界面近傍で前記元素Ｘある
いは元素Ｘ＋Ｘ′の原子％が最大とならないのは、成膜
後、熱処理を施すことによって、前記反強磁性層と強磁
性層との界面、及び前記反強磁性層の強磁性層と反対側
の面に形成された層と、前記反強磁性層との界面で、組
成拡散を引き起こすからであると考えられ、このため前
記界面近傍での前記元素Ｘあるいは元素Ｘ＋Ｘ′の原子
％は成膜段階（熱処理前）よりも熱処理後では低下し、
よって前記原子％は、前記反強磁性層の前記界面近傍か
ら膜厚方向に離れた位置で、最大となるのである。この
ように前記原子％が小さくなることで、前記界面近傍で
も適切に不規則格子から規則格子への変態が行なわれ、
大きな交換結合磁界の発生を可能にすることができる。

【００４５】また本発明では、前記反強磁性層の、前記
強磁性層との界面近傍、及び前記界面と反対側の面の近
傍では、全元素の組成比を１００ａｔ％としたときに、
元素Ｘあるいは元素Ｘ＋Ｘ′の組成比が５０（ａｔ％）
以上６５（ａｔ％）以下であることが好ましく、より好
ましくは５０（ａｔ％）以上６０（ａｔ％）以下であ
る。

【００４６】また本発明では、前記反強磁性層の膜厚方
向の中間には、全元素の組成比を１００ａｔ％としたと
きに、元素Ｘあるいは元素Ｘ＋Ｘ′の組成比が、４４
（ａｔ％）以上５７（ａｔ％）以下の領域が存在するこ
とが好ましく、より好ましくは、４６（ａｔ％）以上５
５（ａｔ％）以下である。

【００４７】後述するように、成膜段階（熱処理前）で
は、前記強磁性層との界面に、例えば元素Ｘあるいは元
素Ｘ＋Ｘ′の組成比が５３（ａｔ％）以上６５（ａｔ
％）以下にされた反強磁性層（第１の反強磁性層）が形
成され、さらに第１の反強磁性層に第２の反強磁性層を
介して元素Ｘあるいは元素Ｘ＋Ｘ′の組成比が５３（ａ
ｔ％）以上６５（ａｔ％）以下にされた反強磁性層（第
３の反強磁性層）が形成される。前記第１の反強磁性層
と第３の反強磁性層間に形成される第２の反強磁性層
は、前記元素Ｘあるいは元素Ｘ＋Ｘ′の組成比が、４４
（ａｔ％）以上５７（ａｔ％）以下で形成される。

【００４８】上記のような組成比によって第１の反強磁
性層、第２の反強磁性層及び第３の反強磁性層が成膜さ
れると、熱処理を施すことによって、前記第１の反強磁
性層と強磁性層との間、及び第３の反強磁性層と、前記
反強磁性層の強磁性層と反対側の面に形成される層との
間で組成拡散を起すと考えられ、これによって、熱処理
後の前記界面近傍では、元素Ｘあるいは元素Ｘ＋Ｘ′の
組成比が５３（ａｔ％）よりも低くなる可能性があり、
よって本発明では熱処理後における前記界面近傍での元
素Ｘあるいは元素Ｘ＋Ｘ′の組成比の好ましい範囲を、
５０（ａｔ％）以上６５（ａｔ％）以下としているので
ある。

【００４９】また本発明では、前記反強磁性層の膜厚は
７６Å以上であることが好ましい。このように本発明で
は前記反強磁性層の膜厚を薄くしても、従来に比べて大
きな交換結合磁界を発生させることが可能である。

【００５０】また、本発明では前記反強磁性層と前記強
磁性層との界面の界面の少なくとも一部で前記反強磁性
層の格子定数と強磁性層の格子定数とが異なっており、
あるいは前記界面の少なくとも一部で前記反強磁性層の
結晶配向と強磁性層の結晶配向が異なっていてもよい。
なお本発明では、シードレイヤが形成されている場合
は、結晶配向は同じとなる。

【００５１】また本発明では、前記界面の少なくとも一
部が非整合状態であることが好ましい。このように非整
合状態が存在すると、反強磁性層の規則変態を促進させ
ることができ、大きな交換結合磁界を得ることが可能で
ある。

【００５２】結晶配向を異ならせた上記発明では、例え
ば強磁性層の（１１１）面が前記界面と平行な方向に優
先配向している場合、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低いか、あるいは無
配向となっている。

【００５３】あるいは、反強磁性層の（１１１）面が、
前記界面と平行な方向に優先配向している場合、前記強
磁性層の（１１１）面の配向度は、前記反強磁性層の配
向度よりも低いか、あるいは無配向となっている。

【００５４】または、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、及び前記強磁性層の（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、前記界面に平行な方
向へ優先配向されて、反強磁性層と強磁性層の結晶配向
が異なっている。

【００５５】前記結晶配向は下地層の存否や、組成比、
スパッタ成膜時の電力ガス圧等の諸条件、あるいは膜の
積層順などにより変えることが可能である。

【００５６】本発明における交換結合膜は、様々な磁気
抵抗効果素子に適用可能である。本発明は、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中間層を介して形成さ
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
ス層とを有する磁気抵抗効果素子において、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
が、上記した交換結合膜により形成されることを特徴と
するものである。

【００５７】また本発明は、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
定磁性層に非磁性中間層を介して形成されたフリー磁性
層とを有し、前記フリー磁性層の上側または下側に、ト
ラック幅方向に間隔を空けて反強磁性のエクスチェンジ
バイアス層が形成された磁気抵抗効果素子において、前
記エクスチェンジバイアス層とフリー磁性層とが、上記
した交換結合膜により形成されることを特徴とするもの
である。

【００５８】また本発明は、フリー磁性層の上下に積層
された非磁性中間層と、一方の前記非磁性中間層の上お
よび他方の非磁性中間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する磁気抵抗
効果素子において、前記フリー磁性層よりも下側及び／
または上側に形成された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が、上記した交換結
合膜により形成されることを特徴とするものである。

【００５９】さらに本発明は、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方向へ間隔を空けて反強
磁性層が形成された磁気抵抗効果素子において、前記反
強磁性層と磁気抵抗層とが、上記した交換結合膜により
形成されることを特徴とするものである。

【００６０】また本発明における薄膜磁気ヘッドは、上
記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。

【００６１】

【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磁気抵抗効果素子の全体構造をＡ
ＢＳ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。

【００６２】このシングルスピンバルブ型磁気抵抗効果
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。

【００６３】図１の最も下に形成されているのはＴａ，
Ｈｆ，Ｎｂ，Ｚｒ，Ｔｉ，Ｍｏ，Ｗのうち１種または２
種以上の元素などの非磁性材料で形成された下地層６で
ある。この下地層６の上にフリー磁性層１、非磁性中間
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，Ｈｆ，
Ｎｂ，Ｚｒ，Ｔｉ，Ｍｏ，Ｗのうち１種または２種以上
の元素などの非磁性材料で形成された保護層７が形成さ
れている。

【００６４】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（積層膜）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。

【００６５】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、Ｃｏ
ＮｉＦｅ合金などにより形成されている。

【００６６】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。前記フリー磁性層１が、例えばＮｉＦｅ合金とＣ
ｏとが積層された構造となっていてもよい。

【００６７】前記フリー磁性層１と固定磁性層３との間
に介在する非磁性中間層２は、例えばＣｕで形成されて
いる。なお本発明における磁気抵抗効果素子が、トンネ
ル効果の原理を用いたトンネル型磁気抵抗効果素子（Ｔ
ＭＲ素子）の場合、前記非磁性中間層２は、例えばＡｌ
₂Ｏ₃等の絶縁材料で形成される。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）などで形成されている。なお上記し
たトンネル型磁気抵抗効果素子の場合、前記導電層８，
８は、フリー磁性層１の下側と、反強磁性層４の上側に
それぞれ形成されることになる。

【００６８】次に本発明における磁気抵抗効果素子の製
造方法について、主に反強磁性層と強磁性層（固定磁性
層）とで形成される交換結合膜を中心にして説明する。
そしてその後、前記製造方法によって形成された磁気抵
抗効果素子の構造についての特徴点について述べること
とする。

【００６９】図２に示す積層膜は、図１と同様に、反強
磁性層４が固定磁性層３の上側に形成され、下地層６か
ら保護層７までの積層膜を示す部分模式図である。図２
に示す積層膜の構造は、成膜段階（熱処理前）での状態
である。

【００７０】まず図示しない基板上にＴａ等で形成され
た下地層６を形成する。例えば前記下地層６を５０Å
（オングストローム）程度で形成する。

【００７１】次に前記下地層６上に、例えばＮｉＦｅ合
金膜９と前記ＮｉＦｅ合金膜９上にＣｏ膜１０を形成す
る。前記ＮｉＦｅ合金膜９とＣｏ膜１０とでフリー磁性
層１が構成されている。なお前記Ｃｏ膜１０を非磁性中
間層２と接する側に形成することにより、前記非磁性中
間層２との界面での金属元素等の拡散を防止し、ΔＭＲ
（抵抗変化率）を大きくできる。

【００７２】なお前記ＮｉＦｅ合金膜９は、例えば前記
Ｎｉを８０（ａｔ％）、Ｆｅを２０（ａｔ％）で形成す
る。また前記ＮｉＦｅ合金膜９の膜厚を４５Å程度、Ｃ
ｏ膜を５Å程度で形成する。

【００７３】次に前記フリー磁性層１上にＣｕなどで形
成された非磁性中間層２を形成する。例えば前記非磁性
中間層２の膜厚を２５Å程度で形成する。

【００７４】次に前記非磁性中間層２上に固定磁性層３
を形成する。この実施例では前記固定磁性層３を３層の
積層構造で形成している。

【００７５】例えば前記固定磁性層３を、Ｃｏ膜１１と
Ｒｕ膜１２とＣｏ膜１３とで形成し、後述する反強磁性
層４との界面での交換結合磁界により前記Ｃｏ膜１１と
Ｃｏ膜１３の磁化方向は互いに反平行状態にされる。こ
れは、いわゆるフェリ状態と呼ばれ、この構成により固
定磁性層３の磁化を安定した状態にでき、また前記固定
磁性層３と反強磁性層４との界面で発生する交換結合磁
界を大きくすることができる。

【００７６】なお前記Ｃｏ膜１１を例えば２０Å程度で
形成し、Ｒｕ膜１２を８Å程度で形成し、Ｃｏ膜１３を
１５Å程度で形成する。

【００７７】次に前記固定磁性層３上に反強磁性層４を
形成する。図３に示すように固定磁性層３上に第１の反
強磁性層１４を形成し、さらに前記第１の反強磁性層１
４上に第２の反強磁性層１５を形成する。

【００７８】本発明では前記第１の反強磁性層１４及び
第２の反強磁性層１５を、元素Ｘ（ただしＸは、Ｐｔ，
Ｐｄ，Ｉｒ，Ｒｈ，Ｒｕ，Ｏｓのうち１種または２種以
上の元素である）とＭｎとを含有する反強磁性材料で形
成する。

【００７９】これら白金族元素を用いたＸ−Ｍｎ合金
は、耐食性に優れ、またブロッキング温度も高く、さら
に交換結合磁界（Ｈｅｘ）を大きくできるなど反強磁性
材料として優れた特性を有している。特に白金族元素の
うちＰｔを用いることが好ましく、例えば二元系で形成
されたＰｔＭｎ合金を使用することができる。

【００８０】また本発明では、前記第１の反強磁性層１
４及び第２の反強磁性層１５を、元素Ｘと元素Ｘ′（た
だし元素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，Ｓｎ，Ｈｆ，Ｔａ，Ｗ，Ｒｅ，
Ａｕ，Ｐｂ、及び希土類元素のうち１種または２種以上
の元素である）とＭｎとを含有する反強磁性材料で形成
してもよい。

【００８１】なお前記元素Ｘ′には、元素ＸとＭｎとで
構成される空間格子の隙間に侵入し、または元素ＸとＭ
ｎとで構成される結晶格子の格子点の一部と置換する元
素を用いることが好ましい。ここで固溶体とは、広い範
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。

【００８２】侵入型固溶体あるいは置換型固溶体とする
ことで、前記Ｘ−Ｍｎ合金膜の格子定数に比べて、前記
Ｘ−Ｍｎ−Ｘ′合金の格子定数を大きくすることができ
るので、固定磁性層３の格子定数との差を広げることが
でき、前記反強磁性層４と固定磁性層３との界面構造を
非整合状態にしやすくできる。また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。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。

【００８３】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。

【００８４】なお本発明では、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。また本発明で
は前記元素ＸはＰｔであることが好ましく、よってＰｔ
−Ｍｎ−Ｘ′合金を使用することが好ましい。

【００８５】ところで本発明では、前記第１の反強磁性
層１４及び第２の反強磁性層１５を構成する元素Ｘある
いは元素Ｘ＋Ｘ′の種類は、同じであっても良く、ある
いは異なっていてもよい。例えば第１の反強磁性層１４
として、格子定数を大きくすることが可能なＰｔ−Ｍｎ
−Ｘ′合金を使用し、第２の反強磁性層１５としてＰｔ
Ｍｎ合金を使用してもよい。

【００８６】また図２に示す積層膜の成膜段階（熱処理
前）において重要な点は、第１の反強磁性層１４に占め
る元素Ｘの組成比（ａｔ％）を、第２の反強磁性層１５
に占める元素Ｘの組成比（ａｔ％）よりも大きくするこ
とである。あるいは第１の反強磁性層１４及び第２の反
強磁性層１５が共にＸ−Ｍｎ−Ｘ′合金で形成される場
合には、前記第１の反強磁性層１４に占める元素Ｘ＋
Ｘ′の組成比（ａｔ％）を、第２の反強磁性層１５に占
める元素Ｘ＋Ｘ′の組成比（ａｔ％）よりも大きくす
る。また第１の反強磁性層１４がＸ−Ｍｎ−Ｘ′合金
で、第２の反強磁性層１５がＸ−Ｍｎ合金で形成される
場合には、第１の反強磁性層１４の元素Ｘ＋Ｘ′の組成
比を、第２の反強磁性層１５の元素Ｘの組成比よりも大
きくする。

【００８７】前記第１の反強磁性層１４の重要な役割
は、第２の反強磁性層１５を成膜して熱処理を施した後
に、前記反強磁性層４の不規則格子を規則格子に適正に
変態させるため、前記第１の反強磁性層１４の部分で固
定磁性層３の結晶構造等の拘束力を受けにくくし、その
拘束力が第２の反強磁性層１５に及ばないようにする点
にある。

【００８８】このように前記固定磁性層３との界面で、
前記固定磁性層３の結晶構造等の拘束力を受け難くする
には、第１の反強磁性層１４の元素Ｘあるいは元素Ｘ＋
Ｘ′の組成比を大きくすることが必要である。

【００８９】このように元素Ｘあるいは元素Ｘ＋Ｘ′の
組成比を大きくすると、熱処理を施した際に規則格子を
形成するための理想的な組成からは外れやすくなるが、
固定磁性層３の格子定数との差を広げることができる。
このように格子定数の差が広がることで、第１の反強磁
性層１４は固定磁性層３の結晶構造等の拘束力を受け難
くなり、その結果、第２の反強磁性層１５も前記の拘束
力を受けることはない。

【００９０】なお本発明では前記第１の反強磁性層１４
と固定磁性層３との界面の少なくとも一部が非整合状態
となっていることが好ましい。前記界面で非整合状態が
存在すると、特に第１の反強磁性層１４は固定磁性層３
側の結晶構造等の影響を受け難くなる。

【００９１】既に述べたように、ＰｔＭｎ合金のバルク
タイプでは、ＰｔとＭｎとのａｔ％が５０：５０のとき
に最もＣｕＡｕ−Ｉ型の面心正方規則格子になり易く、
反強磁性の性質になり易い状態になっている。一方、Ｐ
ｔ量を５０ａｔ％よりも多くしていくと、反強磁性の性
質が弱まるものの、このようにＰｔ量を５０ａｔ％より
も多くすると、前記ＰｔＭｎ合金の格子定数は広がり、
固定磁性層３との界面において、非整合状態を作り易く
なる。

【００９２】なお前記第１の反強磁性層１４の元素Ｘあ
るいは元素Ｘ＋Ｘ′の組成比は、５３ａｔ％以上６５ａ
ｔ％以下であることが好ましい。より好ましくは５５ａ
ｔ％以上６０ａｔ％以下である。これによって後述する
実験結果により、７．９×１０⁴（Ａ／ｍ）以上の交換
結合磁界を得ることが可能になっている。

【００９３】ただし前記第１の反強磁性層１４が如何な
る膜厚で形成されてもよいわけではない。前記第１の反
強磁性層１４の膜厚が薄すぎると、前記第１の反強磁性
層１４と固定磁性層３との界面での非整合状態が弱まっ
てしまい、これにより熱処理を施しても適切な大きさの
交換結合磁界を得ることができない。また前記第１の反
強磁性層１４は、本来、熱処理を施しても不規則格子か
ら規則格子に変態しにくく反強磁性になり難い組成で形
成されているために、前記第１の反強磁性層１４の膜厚
が厚くなりすぎると、前記変態が起こり難い領域が多く
なる結果、熱処理によっても不規則格子としてそのまま
残る領域が増え、交換結合磁界は急激に低下してしま
う。

【００９４】本発明では前記第１の反強磁性層１４の膜
厚を３Å以上３０Å以下に設定している。後述する実験
結果により、前記第１の反強磁性層１４が上記膜厚範囲
内で形成されると、交換結合磁界（Ｈｅｘ）を大きくで
き、具体的には７．９×１０ ⁴（Ａ／ｍ）以上の交換結
合磁界を得ることができる。

【００９５】次に前記第１の反強磁性層１４を形成後、
前記第１の反強磁性層１４上に、前記第１の反強磁性層
１４の元素Ｘあるいは元素Ｘ＋Ｘ′の組成比よりも低い
前記組成比からなる第２の反強磁性層１５を形成する。

【００９６】このとき、前記第２の反強磁性層１５の元
素Ｘあるいは元素Ｘ＋Ｘ′の組成比を４４（ａｔ％）以
上５７（ａｔ％）以下にすることが好ましい。より好ま
しくは、前記組成比を４６（ａｔ％）以上５５（ａｔ
％）以下にすることであり、さらに好ましくは、４８
（ａｔ）以上５３（ａｔ％）以下である。

【００９７】前記第２の反強磁性層１５の元素Ｘあるい
は元素Ｘ＋Ｘ′の組成比は、熱処理を施した際に不規則
格子から規則格子に変態させるのに理想的な組成比に近
いことが好ましく、これによって前記第２の反強磁性層
１５を形成した後、熱処理を施すと、前記第２の反強磁
性層１５は適切に不規則格子から規則格子に変態するよ
うになっている。

【００９８】ところで前記第２の反強磁性層１５は如何
なる膜厚で形成されてもよいわけではない。前記第２の
反強磁性層１５の膜厚が薄くなると、交換結合磁界（Ｈ
ｅｘ）が急激に減少することが実験で確認されている。

【００９９】本発明では前記第２の反強磁性層１５を、
７０Å以上で形成することが好ましいとした。これによ
り交換結合磁界を大きくすることができ、具体的には
７．９×１０⁴（Ａ／ｍ）以上の交換結合磁界を得るこ
とができる。

【０１００】なお本発明では前記第１の反強磁性層１４
及び第２の反強磁性層１５をスパッタ法で形成すること
が好ましい。

【０１０１】特に元素Ｘ−Ｍｎ−Ｘ′合金によって、第
１の反強磁性層１４あるいは第２の反強磁性層１５を形
成するときには、前記Ｘ−Ｍｎ−Ｘ′合金をスパッタ法
で成膜することにより、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て大きくなる。

【０１０２】また本発明では、第１の反強磁性層１４及
び第２の反強磁性層１５をスパッタ法で形成する場合、
第１の反強磁性層１４を、第２の反強磁性層１５の成膜
時よりも低いスパッタガス圧で成膜することが好まし
い。これにより、第１の反強磁性層１４中に占める元素
Ｘあるいは元素Ｘ＋Ｘ′の組成比を、第２の反強磁性層
１５中に占める元素Ｘあるいは元素Ｘ＋Ｘ′の組成比よ
りも大きくすることができる。

【０１０３】本発明では、このように反強磁性層４を第
１の反強磁性層１４と第２の反強磁性層１５の積層構造
とし、各層を形成するときに、前記第１の反強磁性層１
４の元素Ｘあるいは元素Ｘ＋Ｘ′の組成比を、第２の反
強磁性層１５の元素Ｘあるいは元素Ｘ＋Ｘ′の組成比よ
りも大きくし、これにより前記第１の反強磁性層１４と
固定磁性層３との界面で、前記第１の反強磁性層１４が
前記固定磁性層３の結晶構造等の拘束力を受け難くし、
特に前記界面の少なくとも一部を非整合状態にすること
が好ましく、これにしたがって熱処理を施したときに適
切に不規則格子から規則格子への変態を行わせることが
でき、反強磁性層４と固定磁性層３間で大きな交換結合
磁界を得ることが可能になっている。

【０１０４】なお本発明では、上記したように、成膜段
階で、第１の反強磁性層１４と固定磁性層３との界面の
少なくとも一部を非整合状態にすることが好ましいとし
ているが、この非整合状態は、例えば第１の反強磁性層
１４と固定磁性層３の格子定数を異ならせることで得る
ことが可能である。この場合、前記界面の少なくとも一
部で双方の格子定数を異ならせればよい。

【０１０５】あるいは本発明では、第１の反強磁性層１
４と固定磁性層３との界面の少なくとも一部で結晶配向
を異ならせてもよい。このように結晶配向を異ならせる
ことでも、第１の反強磁性層１４と固定磁性層３との界
面の少なくとも一部を非整合状態にしやすくできる。

【０１０６】例えば固定磁性層３の（１１１）面が膜面
に対し平行な方向に優先配向している場合には、第１の
反強磁性層１４の（１１１）面を、前記固定磁性層３の
（１１１）面の配向度に比べて小さくし、あるいは無配
向とする。

【０１０７】あるいは、第１の反強磁性層１４の（１１
１）面が、前記界面と平行な方向に優先配向している場
合、前記固定磁性層３の（１１１）面の配向度を、前記
第１の反強磁性層１４の配向度よりも小さいか、あるい
は無配向とする。

【０１０８】または、前記第１の反強磁性層１４と固定
磁性層３との界面に平行な方向への、前記第１の反強磁
性層１４の（１１１）面の配向度、及び前記固定磁性層
３の（１１１）面の配向度を共に小さくするか、あるい
は無配向とする。前記結晶配向度は、下地層の存否や、
組成比、スパッタ成膜時の電力ガス圧等の諸条件、ある
いは膜の積層順などにより変えることができる。

【０１０９】上記のようにして形成された積層膜に、今
度は熱処理を施す。この熱処理によって反強磁性層４と
固定磁性層３との界面で交換結合磁界が発生し、前記固
定磁性層３の磁化は、所定方向、図１で言うと図示Ｙ方
向（ハイト方向）に単磁区化される。

【０１１０】上記したように、第１の反強磁性層１４と
固定磁性層３との界面では、前記第１の反強磁性層１４
は固定磁性層３の結晶構造等に拘束されることなく、さ
らに好ましくは前記界面の少なくとも一部において非整
合状態になっているから、この非整合状態を保ちなが
ら、前記固定磁性層３に第１の反強磁性層１４を介して
形成された第２の反強磁性層１５が、不規則格子から規
則格子へ変態し始める。前記第２の反強磁性層１５は、
上記したように、不規則格子から規則格子に変態しやす
い理想的な組成比に近い反強磁性材料で形成されている
からである。

【０１１１】このような変態が始まると、第１の反強磁
性層１４と第２の反強磁性層１５との界面では組成拡散
が起こると考えられる。このような拡散が起こると、第
２の反強磁性層１５を構成する各元素が第１の反強磁性
層１４側に入り込み、また第１の反強磁性層１４を構成
する各元素が第２の反強磁性層１５側に入り込むため
に、反強磁性層４は、前記第１の反強磁性層１４と第２
の反強磁性層１５との境なく、元素が混ざり合った状態
になると考えられる。

【０１１２】そして上記した組成拡散により、第１の反
強磁性層１４と第２の反強磁性層１５との界面近傍で
は、元素Ｘあるいは元素Ｘ＋Ｘ′の組成比（原子％）
が、成膜段階での第１の反強磁性層１４の組成比よりも
小さくなるものと考えられる。このため、熱処理によっ
て第２の反強磁性層１５の部分が規則化し始めると、そ
れに引きずられて、第１の反強磁性層１４の部分でも規
則化が促進され、一方、固定磁性層３との界面では前記
第１の反強磁性層１４が前記固定磁性層３の結晶構造等
の拘束を受けることなく、反強磁性層４全体で不規則格
子から規則格子への変態が行なわれ、従来よりも大きな
交換結合磁界を発生させることが可能になるのである。

【０１１３】上記のようにして形成された積層膜（熱処
理後）の模式図が図３に示されている。なお熱処理後に
おいても下地層６から固定磁性層３までの積層構造には
変化がない。成膜段階（熱処理前：図２）と熱処理後
（図３）とでは反強磁性層３の構造に変化が現われる。

【０１１４】図３に示す反強磁性層４は、元素Ｘ（ただ
しＸは、Ｐｔ，Ｐｄ，Ｉｒ，Ｒｈ，Ｒｕ，Ｏｓのうち１
種または２種以上の元素である）とＭｎとを含有する反
強磁性材料で形成されており、あるいは元素ＸとＸ′
（ただし元素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，Ｓｎ，Ｈｆ，Ｔａ，Ｗ，Ｒｅ，
Ａｕ，Ｐｂ、及び希土類元素のうち１種または２種以上
の元素である）とＭｎとを含有する反強磁性材料で形成
される。

【０１１５】なお前記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、前記元素ＸとＭｎと
で構成される結晶格子の格子点の一部が、前記元素Ｘ′
に置換された置換型固溶体であることが好ましい。これ
により前記Ｘ−Ｍｎ−Ｘ′合金の格子定数を、Ｘ−Ｍｎ
合金よりも広げることができ、熱処理後における前記反
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
しやすくできる。

【０１１６】そして本発明では前記反強磁性層４には、
前記固定磁性層３に向かうにしたがって、Ｍｎに対する
元素Ｘあるいは元素Ｘ＋Ｘ′の原子％の比率が増加する
領域が存在する。

【０１１７】また前記反強磁性層４の少なくとも一部の
結晶構造が、ＣｕＡｕ−Ｉ型の面心正方格子（規則格
子）となっている。また前記界面Ａの少なくとも一部は
非整合状態になっていることが好ましい。

【０１１８】上記のように、固定磁性層３に向かうにし
たがって、Ｍｎに対する元素Ｘあるいは元素Ｘ＋Ｘ′の
原子％の比率が増加する領域が存在する理由は、第１の
反強磁性層１４と第２の反強磁性層１５は熱処理により
組成拡散を起すが、前記第１の反強磁性層１４と第２の
反強磁性層１５とが完全に拡散されるわけではなく、す
なわち熱処理後の反強磁性層４全体が全て均一な組成と
なることはないと考えられるからである。

【０１１９】図２で説明したように、固定磁性層３との
界面側に形成される第１の反強磁性層１４の元素Ｘある
いは元素Ｘ＋Ｘ′の組成比は、前記固定磁性層３に第１
の反強磁性層１４を介して形成される第２の反強磁性層
１５の元素Ｘあるいは元素Ｘ＋Ｘ′の組成比に比べて大
きい。

【０１２０】上記したように、第２の反強磁性層１５の
元素Ｘあるいは元素Ｘ＋Ｘ′の組成比は、熱処理によっ
て規則化を起しやすい５０ａｔ％近くで形成されるか
ら、Ｍｎの組成比も５０ａｔ％に近い値で形成されるこ
とになる。一方、第１の反強磁性層１４の元素Ｘあるい
は元素Ｘ＋Ｘ′の組成比は固定磁性層３との界面で、固
定磁性層３の結晶構造等の拘束力を受け難くするため
に、例えば５８ａｔ％程度で形成されるので、Ｍｎの組
成比は元々少ない量しか含まれていない。

【０１２１】したがって熱処理を施し第１の反強磁性層
１４と第２の反強磁性層１５とが組成拡散を起しても、
完全に拡散し合うことはなく、前記反強磁性層４には、
固定磁性層３に向かうにしたがってＭｎに対する元素Ｘ
あるいは元素Ｘ＋Ｘ′の原子％の組成比は増加する。

【０１２２】また上記した組成拡散によって、元素Ｘあ
るいは元素Ｘ＋Ｘ′の原子％は、固定磁性層３との界面
Ａ近傍の方が、前記界面Ａと反対側の面Ｂ近傍よりも大
きくなるものと考えられる。

【０１２３】また熱処理を施すことによって、反強磁性
層４は不規則格子から規則格子に変態するために、熱処
理後の反強磁性層４では、少なくとも一部の結晶構造
が、ＣｕＡｕ−Ｉ型の面心正方格子（規則格子）となっ
ており、さらに前記固定磁性層３との界面の少なくとも
一部は非整合状態となっていることが好ましい。

【０１２４】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。

【０１２５】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、膜剥れなどが
発生し好ましくない。

【０１２６】また格子定数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
が不規則格子となり、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結合磁界が小さくなって好ま
しくない。

【０１２７】また本発明では、熱処理後において固定磁
性層３と反強磁性層４との界面の少なくとも一部が非整
合状態にされることが好ましいとしているが、前記界面
の少なくとも一部で前記固定磁性層３と反強磁性層４と
の格子定数が異なっていることによって前記非整合状態
を形成しやすくできる。

【０１２８】すなわち本発明では熱処理後において、固
定磁性層３に向かうにしたがってＭｎに対する元素Ｘあ
るいは元素Ｘ＋Ｘ′の原子％の比率が増加する領域が存
在し、前記反強磁性層４の少なくとも一部の結晶構造
が、ＣｕＡｕ−Ｉ型の面心正方規則格子となっており、
しかも前記界面Ａの少なくとも一部で前記反強磁性層４
の格子定数と固定磁性層３の格子定数は異なっているも
のであってもよい。この構成によっても従来に比べて大
きい交換結合磁界を得ることが可能である。

【０１２９】また本発明では、熱処理後において、固定
磁性層３に向かうにしたがってＭｎに対する元素Ｘある
いは元素Ｘ＋Ｘ′の原子％の比率が増加する領域が存在
し、前記反強磁性層４の少なくとも一部の結晶構造が、
ＣｕＡｕ−Ｉ型の面心正方規則格子となっており、しか
も前記界面Ａの少なくとも一部で前記反強磁性層４の結
晶構造と固定磁性層３の結晶構造は異なっているもので
あってもよい。

【０１３０】例えば固定磁性層３の（１１１）面が膜面
方向に優先配向している場合には、前記反強磁性層４の
（１１１）面の配向度は、前記固定磁性層の配向度より
も低いかあるいは無配向になっている。あるいは、反強
磁性層４の（１１１）面が、前記界面と平行な方向に優
先配向している場合、前記固定磁性層３の（１１１）面
の配向度は、前記反強磁性層４の配向度よりも低いか、
あるいは無配向になっている。

【０１３１】または、前記反強磁性層４と固定磁性層３
との界面に平行な方向への、前記反強磁性層４の（１１
１）面の配向度、及び前記固定磁性層３の（１１１）面
の配向度は共に低いか、あるいは無配向となっている。

【０１３２】このように結晶配向を固定磁性層３と反強
磁性層４とで異ならせることによっても前記固定磁性層
３と反強磁性層４との界面で非整合状態を形成しやす
く、従来に比べて大きい交換結合磁界を得ることが可能
である。

【０１３３】なお熱処理後の反強磁性層４を構成する組
成元素は、成膜段階（熱処理前）における第１の反強磁
性層１４と第２の反強磁性層１５（図２参照）を如何な
る組成元素で形成したかに依存し、例えば前記第１の反
強磁性層１４と第２の反強磁性層１５を共に同じ組成元
素で形成した場合には、熱処理後では、反強磁性層４全
体が同じ組成元素で形成された状態になっている。

【０１３４】成膜段階（熱処理前）における第１の反強
磁性層１４には、固定磁性層３との界面で非整合状態を
保つために格子定数を大きくできる反強磁性材料を使用
することが好ましく、また第２の反強磁性層１５には、
熱処理により不規則格子から規則格子への変態をスムー
ズに行わせることが可能な反強磁性材料を使用すること
が好ましい。このため、第１の反強磁性層１４と第２の
反強磁性層１５とで異なる組成元素で構成された反強磁
性材料を使用してもよい。

【０１３５】例えば第１の反強磁性層１４としてＰｔ−
Ｍｎ−Ｃｒ合金を使用し、第２の反強磁性層１５として
Ｐｔ−Ｍｎ合金を使用した場合や、あるいは第１の反強
磁性層１４としてＰｔ−Ｍｎ−Ｃｒ合金を使用し、第２
の反強磁性層１５としてＰｄＭｎ合金を使用した場合な
どには、熱処理後において反強磁性層４を構成する元素
Ｘあるいは元素Ｘ＋Ｘ′の種類は、固定磁性層３との界
面Ａ近傍と、前記界面Ａとの反対側の面Ｂ近傍とで一部
一致するか、あるいは異なるものとなる。

【０１３６】上記したように熱処理後において、前記反
強磁性層４には固定磁性層３に向かうにしたがって、Ｍ
ｎに対する元素Ｘあるいは元素Ｘ＋Ｘ′の原子％の比率
が増加する領域が存在するが、前記界面Ａ近傍におい
て、前記反強磁性層４を構成する全元素の組成比を１０
０ａｔ％としたとき、元素Ｘあるいは元素Ｘ＋Ｘ′の組
成比は５０（ａｔ％）以上６５（ａｔ％）以下であるこ
とが好ましい。この組成範囲は成膜段階（熱処理前）で
の第１の反強磁性層１４の元素Ｘあるいは元素Ｘ＋Ｘ′
の組成比及び熱処理を施したときの組成拡散に起因する
ものである。

【０１３７】すなわち上記したように成膜段階におい
て、第１の反強磁性層１４の元素Ｘあるいは元素Ｘ＋
Ｘ′の組成比は５３（ａｔ％）以上６５（ａｔ％）以下
であることが好ましい。また熱処理によって前記第１の
反強磁性層１４と固定磁性層３間でも組成拡散が起こる
ものと考えられる。このため熱処理によって反強磁性層
４の固定磁性層３との界面近傍では、反強磁性層の元素
Ｘあるいは元素Ｘ＋Ｘ′の組成比は成膜段階よりも低下
するものと考えられ、したがって前記元素Ｘあるいは元
素Ｘ＋Ｘ′の組成比は５３（ａｔ％）よりも小さくなる
ことがある。よって熱処理後における前記界面Ａ近傍で
の元素Ｘあるいは元素Ｘ＋Ｘ′の好ましい組成範囲を、
上記のように５０（ａｔ％）以上６５（ａｔ％）以下と
したのである。なおより好ましい元素Ｘあるいは元素Ｘ
＋Ｘ′の組成比は５０（ａｔ％）以上６０（ａｔ％）以
下である。

【０１３８】また本発明では、前記界面Ａと反対側の面
Ｂ近傍での反強磁性層４を構成する全元素の組成比を１
００ａｔ％としたときに、元素Ｘあるいは元素Ｘ＋Ｘ′
の組成比は、４４（ａｔ％）以上５７（ａｔ％）以下で
あることが好ましい。前記反対側の面Ｂ近傍における元
素Ｘあるいは元素Ｘ＋Ｘ′の組成比は、成膜段階（熱処
理前）での第２の反強磁性層１５の元素Ｘあるいは元素
Ｘ＋Ｘ′の組成比に起因するものである。

【０１３９】すなわち上記したように第２の反強磁性層
１５の元素Ｘあるいは元素Ｘ＋Ｘ′の組成比は４４（ａ
ｔ％）以上５７（ａｔ％）以下であることが好ましいた
め、熱処理後における前記反対側の面Ｂ近傍での元素Ｘ
あるいは元素Ｘ＋Ｘ′の好ましい組成範囲を、第２の反
強磁性層１５と同様に、４４（ａｔ％）以上５７（ａｔ
％）以下としたのである。なおより好ましい元素Ｘある
いは元素Ｘ＋Ｘ′の組成比は４６（ａｔ％）以上５５
（ａｔ％）以下である。

【０１４０】なお本発明では、元素Ｘあるいは元素Ｘ＋
Ｘ′の組成比が、４６ａｔ％以上５５ａｔ％以下となる
領域が、反強磁性層４の全体積に対して、７０％以上、
９５％以下占めていることが好ましい。上記領域が反強
磁性層４の全体積に対し、上記の率を占めていること
は、前記反強磁性層４が、熱処理によって不規則格子か
ら規則格子に適切に変態したことを意味しており、従来
よりも大きな交換結合磁界を得ることが可能になってい
る。

【０１４１】次に反強磁性層４の膜厚方向における組成
変調について説明する。本発明では上記のように反強磁
性層４には固定磁性層３に向かうにしたがって、Ｍｎに
対する元素Ｘあるいは元素Ｘ＋Ｘ′の原子％の比率が増
加する領域が存在するが、これに加えて以下の組成変調
を起していてもよい。

【０１４２】すなわち本発明では、前記反強磁性層４の
膜厚内で前記界面Ａと平行な方向に仮想境界を設定した
とき、前記仮想境界から界面Ａまでを第１の領域とし、
前記仮想境界から前記界面と反対側の面までの領域を第
２の領域としたときに、前記仮想境界を挟む領域で、前
記第２の領域から第１の領域に向けて、前記比率が連続
的にあるいは不連続的に増加してもよい。

【０１４３】例えば前記仮想境界を図３に占めす点線Ｃ
であるとする。この点線Ｃは、成膜段階（熱処理前）に
おいて第１の反強磁性層１４と第２の反強磁性層１５と
の界面である（図２参照）。

【０１４４】成膜段階では前記第１の反強磁性層１４の
方が第２の反強磁性層１５に比べて元素Ｘあるいは元素
Ｘ＋Ｘ′の組成比は大きくなっている。そして上記のよ
うに熱処理を施すと、前記第１の反強磁性層１４と第２
の反強磁性層１５との界面の部分で組成拡散が起こるも
のと考えられるので、熱処理後においては、前記固定磁
性層３との界面Ａから前記仮想境界（点線Ｃ）までの第
１の領域での前記比率は、前記仮想境界（点線Ｃ）から
前記界面Ａと反対側の面Ｂまでの第２の領域での前記比
率に比べて大きくなっており、しかも、前記仮想境界を
挟む領域で、前記第２の領域から第１の領域に向けて、
前記比率が連続的にあるいは不連続的に増加するものと
考えられる。特に成膜段階において第１の反強磁性層１
４の元素Ｘあるいは元素Ｘ＋Ｘ′の組成比が、第２の反
強磁性層１５の元素Ｘあるいは元素Ｘ＋Ｘ′の組成比に
比べてかなり大きい場合には、上記した不連続な増加を
招きやすいものと思われる。

【０１４５】また本発明では、前記反強磁性層４には、
固定磁性層３側に向かうにしたがって元素Ｘあるいは元
素Ｘ＋Ｘ′の組成比（原子％）が増加する領域が存在す
ることが好ましい。本発明では上記したように成膜段階
（熱処理前）において、固定磁性層３側に形成される第
１の反強磁性層１４の元素Ｘあるいは元素Ｘ＋Ｘ′の組
成比を、第２の反強磁性層１５の元素Ｘあるいは元素Ｘ
＋Ｘ′の組成比よりも大きくしている。このため熱処理
によって前記第１の反強磁性層１４と第２の反強磁性層
１５間で組成変調を起しても、前記第１の反強磁性層１
４であった固定磁性層側では、第２の反強磁性層１５で
あった部分よりも依然として元素Ｘあるいは元素Ｘ＋
Ｘ′の組成比（原子％）は大きいものと考えられる。よ
って上記した組成変調を起す箇所があるものと考えられ
る。

【０１４６】また本発明では、前記反強磁性層４の固定
磁性層３との界面Ａ近傍には、固定磁性層３側に向かう
にしたがって、元素Ｘあるいは元素Ｘ＋Ｘ′の原子％が
減少する領域が存在することが好ましい。

【０１４７】反強磁性層４の固定磁性層３との界面Ａ近
傍では前記固定磁性層３側と組成拡散を起すものと考え
られ、この組成拡散が起こると、前記界面Ａ近傍におけ
る元素Ｘあるいは元素Ｘ＋Ｘ′の組成比は、成膜段階に
おけるその組成比に比べて小さくなってしまう。

【０１４８】本発明のように、前記反強磁性層４は、前
記界面Ａ近傍において、固定磁性層３側に向かうにした
がって、元素Ｘあるいは元素Ｘ＋Ｘ′の原子％が減少す
る領域が存在すると、前記界面Ａ近傍で適切な不規則格
子から規則格子への変態が行なわれ、大きな交換結合磁
界を発生させることが可能になっている。

【０１４９】なお熱処理後の反強磁性層４において、前
記元素Ｘあるいは元素Ｘ＋Ｘ′の組成比が最大となる箇
所は、固定磁性層３との界面Ａから前記界面Ａと反対側
の面Ｂ方向に、３Å以上３０Å以下の範囲内で存在する
ことが好ましい。この範囲は成膜段階（熱処理前）にお
ける第１の反強磁性層１４の好ましい膜厚範囲である。

【０１５０】また本発明では、反強磁性層４の固定磁性
層Ａとの界面の反対側の面ＢにＴａ等で形成された保護
層７が形成されている。そして熱処理を施すことにより
成膜段階における第２の反強磁性層１５と前記保護層７
との間でも組成変調を起すことが考えられる。

【０１５１】すなわち本発明では、反強磁性層４の固定
磁性層３と反対側の面近傍において、前記反対側の面方
向に元素Ｘあるいは元素Ｘ＋Ｘ′の組成比（ａｔ％）が
減少する領域が存在していてもよい。

【０１５２】なお本発明では前記反強磁性層４の膜厚は
７３Å以上であることが好ましい。図２で説明したよう
に、第１の反強磁性層１４は最低でも３Å以上、第２の
反強磁性層１５は最低でも７０Å以上必要であり、よっ
て反強磁性層４全体では最低でも７３Å以上の膜厚が必
要となる。

【０１５３】このように本発明では前記反強磁性層４を
７３Å以上で形成すればよいために、前記反強磁性層４
の膜厚を従来に比べて薄くできる。そして後述するよう
に図３に示す積層膜を薄膜磁気ヘッドとして構成した場
合、狭ギャップ化を図ることが可能である。

【０１５４】なお本発明では図２で成膜段階（熱処理
前）において反強磁性層４を第１の反強磁性層１４と第
２の反強磁性層１５の２層構造で構成していたが、これ
以外の製造方法も提供することができる。

【０１５５】例えば、成膜段階（熱処理前）における反
強磁性層４を単一層で形成した場合でも以下の製造方法
であれば、従来に比べて大きい交換結合磁界を得ること
が可能である。

【０１５６】すなわち本発明では、元素Ｘ（ただしＸ
は、Ｐｔ，Ｐｄ，Ｉｒ，Ｒｈ，Ｒｕ，Ｏｓのうち１種ま
たは２種以上の元素である）とＭｎとをターゲットとし
たスパッタ工程で反強磁性層４を形成し、このとき固定
磁性層３から離れるにしたがってスパッタガス圧を徐々
に高くしながら、前記反強磁性層４を形成することで、
元素Ｘの組成比（原子％）を、前記固定磁性層３と接す
る側から離れるにしたがって減少させるのである。この
際、前記反強磁性層４の成膜時に、前記反強磁性層４と
固定磁性層３との界面の少なくとも一部を非整合状態に
することが好ましい。

【０１５７】なお前記界面と反対側の面近傍における前
記反強磁性層４を構成する全元素の組成比を１００ａｔ
％としたときに、構成元素Ｘの組成比を、４４（ａｔ
％）以上５７（ａｔ％）以下にすることが好ましく、よ
り好ましくは４６（ａｔ％）以上５５（ａｔ％）以下で
ある。

【０１５８】上記構成により、反強磁性層４の固定磁性
層３との界面では、前記固定磁性層３の結晶構造等の拘
束力を受けることなく、前記界面付近以外の部分では、
元素Ｘの組成比（原子％）を、熱処理を施したときに不
規則格子から規則格子に変態させやすい理想的に近い組
成で形成できる。

【０１５９】したがって前記反強磁性層４の成膜後、熱
処理を施すことにより、反強磁性層４を不規則格子から
規則格子に適切に変態させることができ、しかも前記熱
処理により前記反強磁性層４内で元素の拡散が起こると
考えられるので、この拡散によって前記反強磁性層４全
体で不規則格子から規則格子への変態が適切に起こり、
従来に比べてより大きな交換結合磁界を発生させること
が可能になっている。

【０１６０】特に前記界面において非整合状態が存在す
る場合には、反強磁性層４が適切に固定磁性層３の結晶
構造等の拘束を受けることなく、反強磁性層４全体の規
則変態を促すことが可能である。

【０１６１】また前記反強磁性層４の膜厚を７３Å以上
で形成することが好ましい。この７３Åという数値は、
図２に示す第１の反強磁性層１４と第２の反強磁性層１
５とで形成された反強磁性層４の最低膜厚に歩調を合わ
せたものである。

【０１６２】すなわち図２では第１の反強磁性層１４の
膜厚は最低で３Åであり、第２の反強磁性層１５の膜厚
は最低で７０Åであるから、反強磁性層４の最低膜厚を
７３Åとした。

【０１６３】成膜段階（熱処理前）において反強磁性層
４が単一層で形成される場合においても、固定磁性層３
との界面から前記界面と反対側の面方向に少なくとも約
３Åの膜厚の部分は、その領域内に占める全元素の組成
比を１００ａｔ％としたとき、元素Ｘの組成比が５３
（ａｔ％）以上６５（ａｔ％）以下であることが好まし
く、より好ましくは５５（ａｔ％）以上６０（ａｔ％）
以下である。さらにそれ以外の部分は最低でも７０Å以
上の膜厚で、元素Ｘの組成比が４４（ａｔ％）以上５７
（ａｔ％）以下の範囲内あることが好ましく、より好ま
しくは４６（ａｔ％）以上５５（ａｔ％）以下である。
これにより図２に示す場合と同様に、７．９×１０
⁴（Ａ／ｍ）以上の交換結合磁界を得ることが可能にな
る。

【０１６４】また本発明では元素Ｘと元素Ｘ′（ただし
元素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，Ｓｎ，Ｈｆ，Ｔａ，Ｗ，Ｒｅ，Ａｕ，
Ｐｂ、及び希土類元素のうち１種または２種以上の元素
である）とＭｎとをターゲットとしたスパッタ工程で反
強磁性層４を形成し、このとき前記固定磁性層３から離
れるにしたがって、スパッタガス圧を徐々に高くしなが
ら前記反強磁性層４を成膜することで、前記元素Ｘ＋
Ｘ′の組成比（原子％）を、前記固定磁性層３と接する
側から離れるにしたがって徐々に減少させてもよい。

【０１６５】なお前記元素Ｘ′には、元素ＸとＭｎとで
構成される空間格子の隙間に侵入し、または元素ＸとＭ
ｎとで構成される結晶格子の格子点の一部と置換する元
素を用いることが好ましい。これにより、前記Ｘ−Ｍｎ
−Ｘ′合金の格子定数を、Ｘ−Ｍｎ合金の格子定数より
も広げることができ、前記固定磁性層３との界面で非整
合状態を保ちやすくできる。

【０１６６】また本発明では、反強磁性層４と固定磁性
層３との界面の少なくとも一部を非整合状態とすること
が好ましいとしているが、前記非整合状態を形成する方
法としては、前記界面の少なくとも一部で反強磁性層４
と固定磁性層３との格子定数を異ならせることが挙げら
れる。

【０１６７】このため本発明では、元素ＸとＭｎとを含
有する反強磁性材料で形成されたターゲット、あるいは
元素ＸとＸ′とＭｎとを含有する反強磁性材料で形成さ
れたターゲットを用いてスパッタ法により反強磁性層４
を形成するときに、固定磁性層３と接する側から離れる
にしたがって、スパッタガス圧を徐々に高くしながら前
記反強磁性層４を成膜することで、元素Ｘあるいは元素
Ｘ＋Ｘ′の組成比（原子％）を、前記固定磁性層３と接
する側から離れるにしたがって徐々に減少させ、しかも
前記反強磁性層４の成膜の際に、前記反強磁性層４と固
定磁性層３との界面の少なくとも一部で、前記反強磁性
層４の格子定数と前記固定磁性層３の格子定数を異なら
せてもよい。

【０１６８】あるいは、元素ＸとＭｎとを含有する反強
磁性材料で形成されたターゲット、あるいは元素Ｘと
Ｘ′とＭｎとを含有する反強磁性材料で形成されたター
ゲットを用いてスパッタ法により反強磁性層４を形成す
るときに、固定磁性層３と接する側から離れるにしたが
って、スパッタガス圧を徐々に高くしながら前記反強磁
性層４を成膜することで、元素Ｘあるいは元素Ｘ＋Ｘ′
の組成比（原子％）を、前記固定磁性層３と接する側か
ら離れるにしたがって徐々に減少させ、しかも前記反強
磁性層４の成膜の際に、前記反強磁性層４と固定磁性層
３との界面の少なくとも一部で、前記反強磁性層４の結
晶配向と前記固定磁性層３の結晶配向を異ならせてもよ
い。前記結晶配向を異ならせることによっても前記界面
での少なくとも一部を非整合状態にしやすくできる。

【０１６９】上記のようにして形成された積層膜に熱処
理を施すことによって形成された積層膜は図３と同様の
構造になる。

【０１７０】すなわち熱処理後における反強磁性層４
は、元素ＸとＭｎとを含有する反強磁性材料、あるいは
元素ＸとＸ′とＭｎとを含有する反強磁性材料で形成さ
れ、固定磁性層３に向かうにしたがって、Ｍｎに対する
元素Ｘあるいは元素Ｘ＋Ｘ′の原子％の比率が増加する
領域が存在し、さらに前記反強磁性層の少なくとも一部
の結晶構造が、ＣｕＡｕ−Ｉ型の面心正方規則格子とな
っており、しかも前記界面Ａの少なくとも一部は非整合
状態になっているのである。

【０１７１】次に本発明では、シードレイヤ２２を用い
た積層膜の成膜段階（熱処理前）の構成を図４に示す。
また図４に示す積層膜に熱処理を施した前記積層膜の構
造を図５に示す。

【０１７２】図４、５に示す積層膜は、一例として図６
に示すような反強磁性層４が固定磁性層３の下側に形成
されるシングルスピンバルブ型磁気抵抗効果素子に適用
される。

【０１７３】まず図４に示すように下地層６上にシード
レイヤ２２を形成し、さらに前記シードレイヤ２２上に
反強磁性層４を形成する。

【０１７４】前記下地層６は、Ｔａ，Ｈｆ，Ｎｂ，Ｚ
ｒ，Ｔｉ，Ｍｏ，Ｗのうち少なくとも一種以上の元素で
形成されていることが好ましい。前記下磁層６は、その
上に形成される前記シードレイヤ２２の（１１１）面
を、前記下地層６との界面と平行な方向に優先配向させ
るために設けられたものである。前記下地層６は例えば
５０Å程度の膜厚で形成される。

【０１７５】前記シードレイヤ２２は、主として面心立
方晶から成り、前記反強磁性層４との界面と平行な方向
に（１１１）面が優先配向されている。前記シードレイ
ヤ２２は、ＮｉＦｅ合金、あるいはＮｉ−Ｆｅ−Ｙ合金
（ただしＹは、Ｃｒ，Ｒｈ，Ｔａ，Ｈｆ，Ｎｂ，Ｚｒ，
Ｔｉから選ばれる少なくとも１種または２種以上）で形
成されることが好ましい。これらの材質で形成されたシ
ードレイヤ２２はＴａ等で形成された下地層６上に形成
されることにより反強磁性層４との界面と平行な方向に
（１１１）面が優先配向しやすくなる。

【０１７６】また本発明では前記シードレイヤ２２は非
磁性で形成されていることが好ましい。前記シードレイ
ヤ２２を非磁性で形成することにより、前記シードレイ
ヤ２２の比抵抗を大きくすることができ、導電層から流
れるセンス電流の前記シードレイヤ２２への分流を抑制
することが可能である。前記センス電流がシードレイヤ
２２に分流しやすくなると、抵抗変化率（ΔＭＲ）の低
下やバルクハウゼンノイズの発生に繋がり好ましくな
い。

【０１７７】前記シードレイヤ２２を非磁性で形成する
には、上記した材質のうちＮｉ−Ｆｅ−Ｙ合金（ただし
Ｙは、Ｃｒ，Ｒｈ，Ｔａ，Ｈｆ，Ｎｂ，Ｚｒ，Ｔｉから
選ばれる少なくとも１種または２種以上）を選択でき
る。これら材質は、結晶構造が面心立方晶であり、しか
も反強磁性層４との界面と平行な方向に（１１１）面が
優先配向しやすく好ましい。前記シードレイヤ２２は、
例えば３０Å程度で形成される。

【０１７８】次に図４に示すように、前記シードレイヤ
２２上に形成される反強磁性層４は、第１の反強磁性層
２３、第２の反強磁性層２４、及び第３の反強磁性層２
５の積層構造で形成される。

【０１７９】本発明では、前記第１の反強磁性層２３、
第２の反強磁性層２４、及び第３の反強磁性層２５を、
元素Ｘ（ただしＸは、Ｐｔ，Ｐｄ，Ｉｒ，Ｒｈ，Ｒｕ，
Ｏｓのうち１種または２種以上の元素である）とＭｎと
を含有する反強磁性材料で形成することが好ましい。

【０１８０】また本発明では、各反強磁性層２３，２
４，２５を元素Ｘと元素Ｘ′合金（ただし元素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，Ｓｎ，Ｈｆ，Ｔａ，Ｗ，Ｒｅ，Ａｕ，Ｐｂ、及び希
土類元素のうち１種または２種以上の元素である）とＭ
ｎとを含有する反強磁性材料で形成してもよい。

【０１８１】上記の場合、前記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Ｍ
ｎ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とが好ましい。侵入
型固溶体あるいは置換固溶体で形成されたＸ−Ｍｎ−
Ｘ′合金は、Ｘ−Ｍｎ合金に比べて格子定数を広げるこ
とが可能である。

【０１８２】本発明では、第１及び第３反強磁性層２
３，２５を構成する元素Ｘあるいは元素Ｘ＋Ｘ′の組成
比を、第２の反強磁性層２４の元素Ｘあるいは元素Ｘ＋
Ｘ′の組成比よりも多くしている。

【０１８３】また前記第１の反強磁性層２３と第３の反
強磁性層２５との間に形成される第２の反強磁性層２４
は、熱処理によって不規則格子から規則格子に変態しや
すい理想的な組成に近い反強磁性材料で形成されてい
る。

【０１８４】前記第１の反強磁性層２３及び第３の反強
磁性層２５の元素Ｘあるいは元素Ｘ＋Ｘ′の組成比を、
第２の反強磁性層２４の元素Ｘあるいは元素Ｘ＋Ｘ′の
組成比よりも大きくするのは、図２で説明したのと同様
であり、熱処理を施したときに、反強磁性層４が不規則
格子から規則格子への変態をしやすくするため、各系面
において、前記固定磁性層３及びシードレイヤ２２の結
晶構造等に拘束されないようにする必要があるからであ
る。

【０１８５】前記第１の反強磁性層２３及び第３の反強
磁性層２５の元素Ｘあるいは元素Ｘ＋Ｘ′の組成比は５
３（ａｔ％）以上６５（ａｔ％）以下であることが好ま
しく、より好ましくは５５（ａｔ％）以上６０（ａｔ
％）以下である。また前記第１の反強磁性層２３及び第
３の反強磁性層２５の膜厚は３Å以上３０Å以下である
ことが好ましい。例えば図４に示す実施例の場合では、
前記第１及び第３の反強磁性層２３，２５をそれぞれ１
０Å程度で形成している。

【０１８６】前記第２の反強磁性層２４の元素Ｘあるい
は元素Ｘ＋Ｘ′の組成比は、４４（ａｔ％）以上５７
（ａｔ％）以下で形成される。好ましくは、４６（ａｔ
％）以上５５（ａｔ％）以下である。元素Ｘあるいは元
素Ｘ＋Ｘ′の組成比がこの範囲内で形成されると、熱処
理を施すことによって前記第２の反強磁性層２４は不規
則格子から規則格子へ変態しやすくなる。なお前記第２
の反強磁性層２４の膜厚は７０Å以上であることが好ま
しい。なお図４に示す実施例の場合には、前記第２の反
強磁性層２４の膜厚を１００Å程度で形成している。

【０１８７】また上記した各反強磁性層２３，２４，２
５をスパッタ法で形成することが好ましい。なおこのと
き、第１及び第３の反強磁性層２３，２５を、第２の反
強磁性層２４よりも低いスパッタガス圧で形成すること
が好ましい。これにより、前記第１及び第３の反強磁性
層２３，２５の元素Ｘあるいは元素Ｘ＋Ｘ′の組成比
を、第２の反強磁性層２４の元素Ｘあるいは元素Ｘ＋
Ｘ′の組成比よりも大きくすることが可能である。

【０１８８】あるいは本発明では、成膜段階（熱処理
前）において前記反強磁性層４を上記した３層膜で形成
せず、以下の方法によって前記反強磁性層４を単一層で
形成した場合でも、膜厚方向に元素Ｘあるいは元素Ｘ＋
Ｘ′の組成比（原子％）を適切に変化させて形成するこ
とが可能である。

【０１８９】まず元素ＸとＭｎとを含有する反強磁性材
料、あるいは元素ＸとＸ′とＭｎとで形成されたターゲ
ットを用いてスパッタによって反強磁性層４を形成する
際に、シードレイヤ２２から離れるにしたがって徐々に
スパッタガス圧を高くして反強磁性層４を成膜してい
き、前記反強磁性層４を半分程度成膜した段階で、今度
は前記スパッタガス圧を徐々に低くして残りの反強磁性
層４を成膜するのである。

【０１９０】この方法によれば、元素Ｘあるいは元素Ｘ
＋Ｘ′の組成比（原子％）は、シードレイヤ２２との界
面から前記反強磁性層４の膜厚の中央付近にかけて徐々
に低くなっていき、前記組成比（原子％）は、前記中央
付近から前記固定磁性層３との界面にかけて徐々に高く
なる。

【０１９１】このため元素Ｘあるいは元素Ｘ＋Ｘ′の組
成比（原子％）は、シードレイヤ２２及び固定磁性層３
との界面近傍において最も大きく、膜厚のほぼ中央付近
で最も低くなる反強磁性層４を形成することが可能にな
る。

【０１９２】なお前記固定磁性層３との界面近傍及びシ
ードレイヤ２２との界面近傍で、前記反強磁性層４を構
成する全元素の組成比を１００ａｔ％としたといに、元
素Ｘあるいは元素Ｘ＋Ｘ′の組成比を、５３ａｔ％以上
６５ａｔ％以下にすることが好ましく、より好ましくは
５５ａｔ％以上６０ａｔ％以下である。

【０１９３】また反強磁性層４の膜厚方向の中央付近
で、前記元素Ｘあるいは元素Ｘ＋Ｘ′の組成比を４４
（ａｔ％）以上５７（ａｔ％）以下とすることが好まし
く、より好ましくは４６（ａｔ％）以上５５（ａｔ％）
以下である。また前記反強磁性層４の膜厚を７６Å以上
で形成することが好ましい。

【０１９４】図４に示すように前記反強磁性層４上に固
定磁性層３を形成する。図４に示す実施例では図２と同
様に、固定磁性層３が、Ｃｏ膜１１、Ｒｕ膜１２及びＣ
ｏ１３の３層からなる、いわゆるフェリ状態にされてい
る。なお例えば前記Ｃｏ膜１１の膜厚は２０Å程度、Ｒ
ｕ膜１２の膜厚は８Å程度、Ｃｏ膜１３の膜厚は１５Å
程度で形成される。

【０１９５】熱処理を施すことによって、反強磁性層４
は、シードレイヤ２２及び固定磁性層３との界面におい
て、前記シードレイヤ２２及び固定磁性層３の結晶構造
等の拘束を受けることなく、結晶構造が不規則格子から
規則格子に適切に変態し、前記固定磁性層３との界面に
おいて交換結合磁界が発生し、前記固定磁性層３の磁化
は図示Ｙ方向（ハイト方向）に単磁区化される。

【０１９６】本発明では、シードレイヤ２２及び固定磁
性層３との界面の少なくとも一部が非整合状態であるこ
とが好ましい。前記非整合状態が存在することで、各界
面ではシードレイヤ２２あるいは固定磁性層３の結晶構
造等の拘束を受け難くなり、前記反強磁性層４の規則化
への変態を促すことが可能である。

【０１９７】本発明では、上記のように前記シードレイ
ヤ２２及び固定磁性層３と接する側に、元素Ｘあるいは
元素Ｘ＋Ｘ′の組成比が多い第１及び第３の反強磁性層
２３，２５を形成し、しかも前記第１及び第３の反強磁
性層２３，２５間に、熱処理によって適切に不規則格子
から規則格子に変態しやすい組成で形成された第２の反
強磁性層２４を設けているので、熱処理によって前記第
２の反強磁性層２４の部分で変態が進むと同時に、第１
及び第３の反強磁性層２３，２５と第２の反強磁性層２
４間で組成拡散が起こると考えられ、したがって前記第
１及び第３の反強磁性層２３，２５の部分でも、シード
レイヤ２２及び固定磁性層３との界面で適切に非整合状
態を維持しながら、不規則格子から規則格子への変態が
起こり、反強磁性層４全体で適切な変態を起すことがで
きるのである。したがって本発明によれば従来に比べて
適切な前記変態を期待することができ、よって大きい交
換結合磁界を得ることができ、具体的には７．９×１０
⁴（Ａ／ｍ）以上の交換結合磁界を期待することができ
る。

【０１９８】図４に示すように、前記固定磁性層３上に
例えばＣｕ等で形成された非磁性中間層２を形成し、さ
らに前記非磁性中間層２上にフリー磁性層１を形成す
る。

【０１９９】前記フリー磁性層１は例えばＮｉ−Ｆｅ合
金膜９とＣｏ膜１０とで構成されている。また前記非磁
性中間層２は例えば２２Å程度で形成され、Ｎｉ−Ｆｅ
合金膜９は４５Å程度で形成され、Ｃｏ膜１０は５Å程
度で形成される。

【０２００】そして図４に示すように、前記フリー磁性
層１の上に例えばＴａ膜で形成された保護層７を形成す
る。前記保護層７の膜厚は例えば３０Å程度である。

【０２０１】本発明では上記したように、反強磁性層４
の下側（固定磁性層３との界面と反対側の面）にシード
レイヤ２２を設けている。前記シードレイヤ２２は主と
して、面心立方晶からなり、しかも反強磁性層４との界
面と平行な方向に（１１１）面が優先配向している。

【０２０２】このために前記シードレイヤ２２上に形成
された反強磁性層４からフリー磁性層１までの各層の結
晶配向もまた前記界面と平行な方向に（１１１）面が優
先配向されやすく、結晶粒径が大きくなる。このように
結晶粒径が大きくなることによって抵抗変化率（ΔＭ
Ｒ）が大きくなり、再生特性を向上させることが可能で
ある。

【０２０３】また図４に示す実施例では、抵抗変化率の
向上と同時に、交換結合磁界をも大きくすることができ
ることも既に詳述した通りである。前記交換結合磁界が
小さくなりすぎても、抵抗変化率は低下することから、
抵抗変化率の向上という観点からしても、前記交換結合
磁界はある程度必要である。

【０２０４】図４に示す下地層６から保護層７までの積
層膜を形成した後、熱処理を施す。図５は熱処理後の積
層膜の構造を示している。図５に示す熱処理が施された
後においても、Ｔａ等で形成された下地層６上に形成さ
れたシードレイヤ２２は、結晶構造が主として面心立方
晶からなり、反強磁性層４との界面に平行な方向に（１
１１）面が優先配向している。

【０２０５】また前記シードレイヤ２２上に形成された
反強磁性層４は、少なくとも一部の結晶構造がＣｕＡｕ
−Ｉ型の面心正方規則格子からなり、しかも前記反強磁
性層４からフリー磁性層１までの各層が前記界面と平行
な方向に（１１１）面が優先配向し、さらに前記反強磁
性層４とシードレイヤ２２との界面Ｉ及び前記反強磁性
層４と固定磁性層３との界面Ｈの少なくとも一部が非整
合状態にされている。

【０２０６】本発明では上記したように、シードレイヤ
２２の形成により、反強磁性層４からフリー磁性層１ま
での各層の結晶配向は前記界面に平行な方向に（１１
１）面が優先配向し、結晶粒径が大きくなることによ
り、抵抗変化率（ΔＭＲ）を向上させることができる。

【０２０７】なお上記したようにシードレイヤ２２は、
ＮｉＦｅ合金、あるいはＮｉ−Ｆｅ−Ｙ合金（ただしＹ
は、Ｃｒ，Ｒｈ，Ｔａ，Ｈｆ，Ｎｂ，Ｚｒ，Ｔｉから選
ばれる少なくとも１種または２種以上）で形成されるこ
とが好ましく、特に非磁性で形成されていることが好ま
しい。前記シードレイヤ２２を非磁性で形成することに
より、前記シードレイヤ２２の比抵抗を大きくすること
ができ、導電層から流れるセンス電流の前記シードレイ
ヤ２２への分流を抑制することが可能である。分流を抑
えることにより、抵抗変化率をより向上させることがで
き、またバルクハウゼンノイズの発生等を抑制すること
ができる。

【０２０８】また本発明では、反強磁性層４とシードレ
イヤ２２との界面Ｉ、及び反強磁性層４と固定磁性層３
との界面Ｈの少なくとも一部は非整合状態にされ、しか
も反強磁性層４の少なくとも一部の結晶構造がＣｕＡｕ
−Ｉ型の面心正方規則格子にされていることから、熱処
理によって前記反強磁性層４が適切に不規則格子から規
則格子に変態したことがわかり、本発明では反強磁性層
４と固定磁性層３間で発生する交換結合磁界を従来より
も大きくすることができ、具体的には７．９×１０
⁴（Ａ／ｍ）以上の交換結合磁界を得ることが可能にな
っている。

【０２０９】また本発明では、前記界面Ｉの少なくとも
一部で前記反強磁性層４とシードレイヤ２２との格子定
数、及び前記界面Ｈの少なくとも一部で前記反強磁性層
４と固定磁性層３との格子定数は異なっている構成であ
ってもよい。これによって前記反強磁性層４とシードレ
イヤ２２との界面Ｉ、及び反強磁性層４と固定磁性層３
との界面Ｈの少なくとも一部を非整合状態に保つことが
可能である。

【０２１０】また熱処理を施すと反強磁性層４のうち第
１の反強磁性層２３と第２の反強磁性層２４との界面
Ｆ、及び第３の反強磁性層２３と第２の反強磁性層２４
との界面Ｇで組成拡散が発生するために、前記界面Ｆ、
Ｇの有無は明確ではなくなるものと考えられる。

【０２１１】上記のように前記反強磁性層４は、元素Ｘ
（ただしＸは、Ｐｔ，Ｐｄ，Ｉｒ，Ｒｈ，Ｒｕ，Ｏｓの
うち１種または２種以上の元素である）とＭｎとを含有
する反強磁性材料で形成され、あるいは、元素Ｘと元素
Ｘ′（ただし元素Ｘ′は、Ｎｅ，Ａｒ，Ｋｒ，Ｘｅ，Ｂ
ｅ，Ｂ，Ｃ，Ｎ，Ｍｇ，Ａｌ，Ｓｉ，Ｐ，Ｔｉ，Ｖ，Ｃ
ｒ，Ｆｅ，Ｃｏ，Ｎｉ，Ｃｕ，Ｚｎ，Ｇａ，Ｇｅ，Ｚ
ｒ，Ｎｂ，Ｍｏ，Ａｇ，Ｃｄ，Ｓｎ，Ｈｆ，Ｔａ，Ｗ，
Ｒｅ，Ａｕ，Ｐｂ、及び希土類元素のうち１種または２
種以上の元素である）とＭｎとを含有する反強磁性材料
で形成されることが好ましい。Ｘ−Ｍｎ−Ｘ′合金で反
強磁性層４が形成される場合、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Ｍ
ｎ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とが好ましい。侵入
型固溶体あるいは置換固溶体で形成されたＸ−Ｍｎ−
Ｘ′合金は、Ｘ−Ｍｎ合金に比べて格子定数を広げるこ
とが可能であり、シードレイヤ２２及び固定磁性層３と
の界面で適切に非整合状態を維持することができる。

【０２１２】また熱処理後において、前記反強磁性層４
には、シードレイヤ２２に向かうにしたがって、Ｍｎに
対する元素Ｘあるいは元素Ｘ＋Ｘ′の原子％の比率が、
増加する領域が存在することが好ましい。

【０２１３】なおこの組成変調の領域の存在は、熱処理
によって適切に規則変態が行なわれたことを意味する。
前記組成変調の領域の存在は、成膜段階（熱処理前；図
４参照）において第３の反強磁性層２５の元素Ｘあるい
は元素Ｘ＋Ｘ′の組成比を、第２の反強磁性層２４の元
素Ｘあるいは元素Ｘ＋Ｘ′の組成比よりも大きくする
か、あるいはスパッタガス圧を変化させて、元素Ｘある
いは元素Ｘ＋Ｘ′の原子％を、膜厚方向の中央に向かう
にしたがって徐々に小さくしながら反強磁性層４を成膜
することによって得ることができる。この構成により、
前記シードレイヤ２２と反強磁性層４との界面Ｉでは、
前記シードレイヤ２２の結晶構造等の拘束力を受けるこ
となく適切に規則化変態していると考えられ、従来に比
べて大きな交換結合磁界を得ることが可能である。

【０２１４】また上記した組成変調に加えて前記反強磁
性層４には、固定磁性層３に向かうにしたがって、Ｍｎ
に対する元素Ｘあるいは元素Ｘ＋Ｘ′の原子％の比率
が、増加する領域が存在する。これは、成膜段階（熱処
理前；図４参照）において第１の反強磁性層２３の元素
Ｘあるいは元素Ｘ＋Ｘ′の組成比を、第２の反強磁性層
２４の元素Ｘあるいは元素Ｘ＋Ｘ′の組成比よりも大き
くするか、あるいはスパッタガス圧を変化させて、元素
Ｘあるいは元素Ｘ＋Ｘ′の組成比（原子％）を、膜厚の
中央付近から固定磁性層３側にしたがって徐々に大きく
しながら反強磁性層４を成膜することによって得ること
ができる。

【０２１５】すなわち図５に示すシードレイヤ２２と接
合された反強磁性層４には、膜厚方向の中間領域から固
定磁性層３側に向かうにしたがってＭｎに対する元素Ｘ
あるいは元素Ｘ＋Ｘ′の原子％の比率が増加する領域
と、前記中間領域からシードレイヤ２２に向かうにした
がってＭｎに対する元素Ｘの原子％の比率が増加する領
域とが存在するのである。

【０２１６】そして本発明では、シードレイヤ２２との
界面Ｉ近傍及び固定磁性層３との界面Ｈ近傍に占める反
強磁性層４を構成する全元素の組成比を１００ａｔ％と
したときに、元素Ｘあるいは元素Ｘ＋Ｘ′の組成比は、
５０（ａｔ％）以上６５（ａｔ％）以下であることが好
ましい。この数値範囲は、成膜段階（熱処理前）におけ
る第１及び第３の反強磁性層２３，２５の適切な組成範
囲（５３ａｔ％〜６５ａｔ％）に基づくものである。な
お前記第１及び第３の反強磁性層２３，２５の組成範囲
の最低値（５３ａｔ％）よりも熱処理後における反強磁
性層４の組成範囲の最低値（５０ａｔ％）の方が小さく
なる理由は、熱処理を施すことによって前記反強磁性層
４とシードレイヤ２２との界面Ｉ、及び前記反強磁性層
４と固定磁性層３との界面Ｈで組成拡散が発生するため
である。なお前記元素Ｘあるいは元素Ｘ＋Ｘ′の組成比
は、前記シードレイヤ２２の界面Ｉ近傍、及び固定磁性
層３との界面Ｈ近傍では、５０（ａｔ％）以上６０（ａ
ｔ％）以下であることがより好ましい。

【０２１７】また熱処理後における元素Ｘ及び元素Ｘ＋
Ｘ′の組成比（原子％）は、膜厚方向の中央付近で４４
（ａｔ％）以上５７（ａｔ％）以下であることが好まし
い。この組成範囲は、成膜段階（熱処理前）における第
２の反強磁性層２４の元素Ｘあるいは元素Ｘ＋Ｘ′の適
切な組成範囲（４４ａｔ％〜５７ａｔ％）に基づくもの
である。また前記元素Ｘあるいは元素Ｘ＋Ｘ′の組成比
は、４６（ａｔ％）以上５５（ａｔ％）以下であること
がより好ましい。

【０２１８】また本発明では、前記反強磁性層４の膜厚
内で固定磁性層３及びシードレイヤ２２との界面と平行
な方向に２本の仮想境界を設定したとき、前記固定磁性
層３との界面Ｈから前記界面Ｈに近い側の第２の仮想境
界までの第３の領域、及び前記シードレイヤ２２との界
面Ｉから前記界面Ｉに近い側の第１の仮想境界までの第
１の領域では、前記仮想境界間の第２の領域に比べてＭ
ｎに対する元素Ｘあるいは元素Ｘ＋Ｘ′の原子％の比率
が大きく、前記第１の仮想境界を挟む領域で前記第２の
領域から第１の領域に向けて、また前記第２の仮想境界
を挟む領域では前記第２の領域から第３の領域に向け
て、前記比率が連続的にあるいは不連続的に増大するこ
とが好ましい。

【０２１９】例えば前記第１の仮想境界を図５に占めす
点線Ｇ、第２の仮想境界を図５に示す点線Ｆであるとす
る。この点線Ｆ，Ｇは成膜段階（熱処理前）において第
１の反強磁性層２３と第２の反強磁性層２４との界面、
及び第２の反強磁性層２４と第３の反強磁性層２５との
界面であった箇所である。

【０２２０】成膜段階（熱処理前）では前記第１及び第
３の反強磁性層２３，２５の方が第２の反強磁性層２４
に比べて元素Ｘあるいは元素Ｘ＋Ｘ′の組成比は大きく
なっている。そして上記のように熱処理を施すと、前記
第１及び第３の反強磁性層２３，２５と第２の反強磁性
層２４との界面の部分で組成拡散が起こるものと考えら
れるので、熱処理後においては、前記固定磁性層３との
界面Ｈから前記界面Ｈに近い側の第２の仮想境界（点線
Ｆ）までの第３の領域における元素Ｘあるいは元素Ｘ＋
Ｘ′のＭに対する原子％の比率、及びシードレイヤ２２
との界面Ｉから前記界面Ｉに近い側の第１の仮想境界
（点線Ｇ）までの第１の領域における元素Ｘあるいは元
素Ｘ＋Ｘ′のＭｎに対する原子％の比率は、前記仮想境
界間の第２の領域での元素Ｘあるいは元素Ｘ＋Ｘ′のＭ
ｎに対する原子％の比率よりも大きくなっており、しか
も前記第２の仮想境界（点線Ｆ）で前記第２の領域から
第３の領域にかけて、元素Ｘあるいは元素Ｘ＋Ｘ′のＭ
ｎに対する原子％の比率が連続的にあるいは不連続的に
増加し、同様に前記第１の仮想境界（点線Ｇ）で第２の
領域から前記第１の領域にかけて前記比率が連続的にあ
るいは不連続的に増加するものと考えられる。特に成膜
段階において第１及び第３の反強磁性層２３，２５の元
素Ｘあるいは元素Ｘ＋Ｘ′の組成比が、第２の反強磁性
層２４の元素Ｘあるいは元素Ｘ＋Ｘ′の組成比に比べて
かなり大きい場合には、上記した不連続な減少を招きや
すいものと思われる。

【０２２１】また成膜段階（熱処理前）において、第１
及び第３の反強磁性層２３，２５の元素Ｘあるいは元素
Ｘ＋Ｘ′の組成比は第２の反強磁性層２４の元素Ｘある
いは元素Ｘ＋Ｘ′の組成比よりも大きいために、熱処理
後において、前記反強磁性層４には、膜厚方向の中間の
所定領域から前記固定磁性層３との界面Ｈに向けて、及
び前記中間の領域から前記シードレイヤ２２との界面Ｉ
に向けて、前記元素Ｘあるいは元素Ｘ＋Ｘ′の組成比
（原子％）が増大する領域が存在すると考えられる。

【０２２２】なお前記反強磁性層４は熱処理によって、
前記界面Ｈでは固定磁性層３と、前記界面Ｉではシード
レイヤ２２との間で組成拡散を起すものと考えられ、こ
の組成拡散が起こると、前記界面Ｈ近傍及びＩ近傍での
元素Ｘあるいは元素Ｘ＋Ｘ′の組成比（原子％）は、成
膜段階におけるそれに比べて小さくなってしまう。

【０２２３】したがって本発明では、前記反強磁性層４
は、シードレイヤ２２との界面Ｉ近傍に、前記シードレ
イヤ２２側に向かうにしたがって、前記元素Ｘあるいは
元素Ｘ＋Ｘ′の原子％が減少する領域が存在し、同様
に、固定磁性層３との界面Ｈ近傍に、前記固定磁性層３
側に向かうにしたがって、前記元素Ｘあるいは元素Ｘ＋
Ｘ′の原子％が減少する領域が存在することが好まし
い。

【０２２４】上記した反強磁性層４と固定磁性層３との
界面Ｈ、及び反強磁性層４とシードレイヤ２２との界面
Ｉで組成拡散が起こると、前記界面Ｈ，Ｉ近傍での元素
Ｘあるいは元素Ｘ＋Ｘ′の原子％は、成膜段階に比べて
減少するために、前記界面Ｈ，Ｉ近傍で適切な不規則格
子から規則格子への変態が行なわれ、大きな交換結合磁
界を発生させることが可能になっている。

【０２２５】なお熱処理後の反強磁性層４において、各
界面に向かうにしたがって元素Ｘあるいは元素Ｘ＋Ｘ′
の組成比（原子％）が減少する領域は、固定磁性層３と
の界面Ｈから反強磁性層４の中央方向に３Å以上３０Å
以下の範囲内、及びシードレイヤ２２との界面Ｉから反
強磁性層４の中央方向に３Å以上３０Å以下の範囲内で
存在することが好ましい。この範囲は成膜段階（熱処理
前）における第１の反強磁性層２３及び第３の反強磁性
層２５の好ましい膜厚範囲である。

【０２２６】また前記反強磁性層４の膜厚は７６Å以上
であることが好ましい。図４の製造方法で説明したよう
に、第１及び第３の反強磁性層２３，２５は最低でも３
Å以上、第２の反強磁性層２４は最低でも７０Å以上必
要であり、よって反強磁性層４全体では最低でも７６Å
以上の膜厚が必要となる。

【０２２７】このように本発明では前記反強磁性層４を
７６Å以上で形成すればよいために、前記反強磁性層４
の膜厚を従来に比べて薄くできる。

【０２２８】図５に示す下地層６から保護層７までの積
層膜の両側には、図１に示すフリー磁性層１の磁化を図
示Ｘ方向に揃えるためのハードバイアス層５と導電層８
が形成される。

【０２２９】上記のように図４に示すシードレイヤ２２
が形成された成膜段階（熱処理前）における積層膜は、
反強磁性層４が３層膜で形成されており、このように３
層膜で形成することにより、交換結合磁界を大きくでき
るが、本発明では前記反強磁性層４を均一なＸ−Ｍｎ組
成、あるいはＸ−Ｍｎ−Ｘ′組成で形成してもよい。こ
の場合においては、シードレイヤ２２と反強磁性層４と
の界面の少なくとも一部を非整合状態にするか、あるい
は前記界面の少なくとも一部で双方の格子定数を異なら
せる必要がある。

【０２３０】さらに好ましくは、固定磁性層３と反強磁
性層４との界面の少なくとも一部を非整合状態にし、あ
るいは前記界面の少なくとも一部で、前記反強磁性層４
と固定磁性層３との格子定数を異ならせる。

【０２３１】例えば単一層の反強磁性層４は、Ｐｔ₅₂Ｍ
ｎ₄₈合金で形成される。前記ＰｔＭｎ合金で形成された
反強磁性層４であると、シードレイヤ２２及び固定磁性
層３との非整合状態が弱くなるから、交換結合磁界は低
下するものの、前記反強磁性層４の少なくとも一部の結
晶構造はＣｕＡｕ−Ｉ型の面心正方規則格子から成り、
前記各層の結晶配向は反強磁性層４と固定磁性層３との
界面と平行な方向に（１１１）面が優先配向し、前記反
強磁性層４とシードレイヤ２２との界面の少なくとも一
部が非整合状態になっているのであり、シードレイヤ２
２の存在により抵抗変化率を向上させることが可能であ
る。

【０２３２】また前記反強磁性層４とシードレイヤ２２
の界面の少なくとも一部で反強磁性層４及びシードレイ
ヤ２２の格子定数が異なっていてもよい。

【０２３３】また本発明では、例えば固定磁性層３側に
形成される第１の反強磁性層２３が形成されず、前記反
強磁性層４が第２の反強磁性層２４と第３の反強磁性層
２５とで構成されていてもよい。この場合には、固定磁
性層３側との界面で、固定磁性層３の結晶構造の拘束力
を受けやすくなり、交換結合磁界は低下するものの、シ
ードレイヤ２２との界面が前記シードレイヤ２２の結晶
構造の拘束を受け難い状態にしておくことで、反強磁性
層４は不規則格子から規則格子への変態がある程度適切
に行なわれ、交換結合磁界も前記シードレイヤ２２との
界面で、前記シードレイヤ２２の結晶構造等の拘束を受
ける場合に比べて大きくなり、しかも抵抗変化率はシー
ドレイヤ２２の存在により大きくすることができる。な
おこのときの反強磁性層４の組成変調に関しては、図３
で説明したものと同様であり、前記反強磁性層４には前
記シードレイヤ２２に向かうにしたがって、Ｍｎに対す
る元素Ｘあるいは元素Ｘ＋Ｘ′の原子％の比率が増加す
る領域が存在し、また前記反強磁性層４の膜厚の中央付
近よりも前記シードレイヤ２２寄りに前記シードレイヤ
２２との界面と平行な第１の仮想境界を設定し、前記固
定磁性層３寄りに前記固定磁性層３との界面と平行な第
２の仮想境界を設定したときに、前記シードレイヤ２２
との界面から前記第１の仮想境界までの領域は、前記第
１及び第２の仮想境界間の領域に比べて、前記比率が大
きく、前記第１の仮想境界を挟む領域では、前記シード
レイヤ２２との界面に向けて、前記比率が連続的にある
いは不連続的に増大することが好ましい。また前記シー
ドレイヤ２２と反強磁性層４との界面の少なくとも一部
が非整合状態にされていることが好ましい。

【０２３４】また前記反強磁性層４には、膜厚内のいず
れかの場所から前記シードレイヤ２２側に向けて、前記
元素Ｘあるいは元素Ｘ＋Ｘ′の原子％が増大する領域が
存在することが好ましく、さらに前記反強磁性層４に
は、前記シードレイヤ２２との界面近傍に、前記シード
レイヤ２２側に向かうにしたがって、前記元素Ｘあるい
は元素Ｘ＋Ｘ′の原子％が減少する領域が存在すること
が好ましい。

【０２３５】また前記シードレイヤ２２が形成される場
合、反強磁性層４の材料は、上記したＸ−Ｍｎ合金、あ
るいはＸ−Ｍｎ−Ｘ′合金に限定されない。例えば従来
から反強磁性材料として一般的なＮｉ−Ｍｎ合金等を使
用することも可能であり、またはＭｎを含有しない反強
磁性材料であってもよい。このような場合でも本発明に
おけるシードレイヤ２２の存在により大きな抵抗変化率
を得ることが可能になる。

【０２３６】さらに図２に示すように、シードレイヤ２
２が形成されていない場合でも反強磁性層４を、図４に
示すように３層膜で形成してもよい。図２の場合に前記
反強磁性層４を３層膜で形成し、その後熱処理を施すこ
とにより、前記反強磁性層４には、膜厚方向の中間領域
から固定磁性層３側に向かうにしたがってＭｎに対する
元素Ｘあるいは元素Ｘ＋Ｘ′の原子％の比率が増加する
領域と、前記中間領域から保護層７に向かうにしたがっ
てＭｎに対する元素Ｘあるいは元素Ｘ＋Ｘ′の原子％の
比率が増大する領域とが存在することになる。そして前
記反強磁性層４の少なくとも一部の結晶構造がＣｕＡｕ
−Ｉ型の面心正方規則格子となっている。なおこのとき
固定磁性層３との界面の少なくとも一部が非整合状態に
されているか、あるいは前記界面の少なくとも一部で双
方の格子定数または結晶配向が異なった構成となってい
ることが好ましい。また図２の場合、反強磁性層４の固
定磁性層３と反対側の面には、Ｔａ，Ｈｆ，Ｎｂ，Ｚ
ｒ，Ｔｉ，Ｍｏ，Ｗのうち１種または２種以上の元素な
どの非磁性材料で形成された保護層７が形成され、この
保護層７と反強磁性層４との間で組成拡散が発生し、前
記反強磁性層４には前記保護層７との界面近傍に、前記
元素Ｘあるいは元素Ｘ＋Ｘ′の原子％が減少する領域が
存在するものと考えられる。

【０２３７】図２ないし図５に示す積層膜は、様々な磁
気抵抗効果素子に使用可能である。図２、３に示す積層
膜は、図示されているように反強磁性層４が固定磁性層
３の上側に形成されているが、前記反強磁性層４が固定
磁性層３の下側に形成されてもよい。

【０２３８】この場合、成膜段階において下から第２の
反強磁性層１５、第１の反強磁性層１４、固定磁性層３
の順で交換結合膜を形成する。前記第１及び第２の反強
磁性層１４，１５の組成及び膜厚等に関しては、図２で
説明したものと同様である。

【０２３９】このように反強磁性層４が固定磁性層３の
下側に形成される場合は、例えば図６に示すようなシン
グルスピンバルブ型磁気抵抗効果素子に適用可能であ
る。

【０２４０】図６に示すシングルスピンバルブ型磁気抵
抗効果素子は、下から下地層６、反強磁性層４、固定磁
性層３、非磁性中間層２、フリー磁性層１及び保護層７
の順で積層膜を形成し、前記積層膜の両側にハードバイ
アス層５，５及び導電層８，８を形成する。

【０２４１】また図６に示すシングルスピンバルブ型磁
気抵抗効果素子においては、成膜段階において図４で説
明したのと同様に前記反強磁性層４を３層膜で形成する
ことも可能である。

【０２４２】すなわち下地層６上に、第３の反強磁性層
２５、第２の反強磁性層２４及び第１の反強磁性層２５
を積層する。なお各反強磁性層の材質、組成及び膜厚等
については図４で説明したものと同様である。

【０２４３】そして熱処理を施すと、各反強磁性層が組
成拡散を起し、熱処理後における反強磁性層４には、膜
厚方向の中間領域から固定磁性層３側に向かうにしたが
ってＭｎに対する元素Ｘの原子％の比率が増加する領域
と、前記中間領域から前記下地層６に向かうにしたがっ
てＭｎに対する元素Ｘの原子％の比率が増加する領域と
が存在する。そして前記反強磁性層４の少なくとも一部
の結晶構造がＣｕＡｕ−Ｉ型の面心正方規則格子であ
り、好ましくは固定磁性層３との界面の少なくとも一部
が非整合状態にされているか、あるいは前記界面の少な
くとも一部で双方の格子定数が異なった構成となってい
る。

【０２４４】なお前記反強磁性層４の形成には、上記の
方法以外に、同一のターゲットを用い、スパッタガス圧
を変化させて、元素Ｘあるいは元素Ｘ＋Ｘ′の原子％
を、膜厚方向に徐々に変化させる方法によって形成して
もよい。

【０２４５】また図４、５に示すシードレイヤ２２を有
する積層膜は、反強磁性層４が固定磁性層３の下側に形
成されているが、前記反強磁性層４が固定磁性層３の上
側に形成されていてもよい。この場合は図１に示すシン
グルスピンバルブ型磁気抵抗効果素子に適用できる。

【０２４６】すなわち下から、下地層６、フリー磁性層
１、非磁性中間層２、固定磁性層３、反強磁性層４、シ
ードレイヤ２２、及び保護層７の順で積層膜を形成し、
前記積層膜の両側にハードバイアス層５，５及び導電層
８，８を形成する。なおこの場合においても前記シード
レイヤ２２の結晶構造や材質等は図４、５で説明したも
のと同じである。

【０２４７】図７及び図８は、本発明の他のシングルス
ピンバルブ型磁気抵抗効果素子の構造を示す断面図であ
る。

【０２４８】図７では、下から下地層６、反強磁性層
４、固定磁性層３、非磁性中間層２、およびフリー磁性
層１が連続して積層されている。この実施例では、反強
磁性層４が固定磁性層３の下側に形成されている。

【０２４９】製造方法としては、まず下地層６上に、図
２で説明した第２の反強磁性層１５及び第１の反強磁性
層１４を積層して反強磁性層４を構成し、前記第１の反
強磁性層１４上に固定磁性層３を形成する。あるいは前
記反強磁性層４を図４で説明した３層膜で形成してもよ
い。前記第１の反強磁性層１４及び前記第２の反強磁性
層１５は、Ｘ−Ｍｎ合金（ただしＸは、Ｐｔ，Ｐｄ，Ｉ
ｒ，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ＰｔＭｎ合金、またはＸ
―Ｍｎ―Ｘ′合金（ただしＸ′は、Ｎｅ，Ａｒ，Ｋｒ，
Ｘｅ，Ｂｅ，Ｂ，Ｃ，Ｎ，Ｍｇ，Ａｌ，Ｓｉ，Ｐ，Ｔ
ｉ，Ｖ，Ｃｒ，Ｆｅ，Ｃｏ，Ｎｉ，Ｃｕ，Ｚｎ，Ｇａ，
Ｇｅ，Ｚｒ，Ｎｂ，Ｍｏ，Ａｇ，Ｃｄ，Ｓｎ，Ｈｆ，Ｔ
ａ，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）で形成する。

【０２５０】本発明では前記第１の反強磁性層１４と固
定磁性層３との界面の少なくとも一部は非整合状態にさ
れていることが好ましい。また前記第２の反強磁性層１
５は、熱処理によって不規則格子から規則格子に変態し
やすい理想的な組成に近い反強磁性材料で形成されてい
る。なお前記第１の反強磁性層１４及び第２の反強磁性
層１５を構成する元素Ｘあるいは元素Ｘ＋Ｘ′の組成比
や、各層の膜厚等に関しては図２で説明したものと同じ
である。

【０２５１】なお前記反強磁性層４の形成には、上記の
方法以外に、同一のターゲットを用い、スパッタガス圧
を変化させて、元素Ｘあるいは元素Ｘ＋Ｘ′の原子％
を、膜厚方向に徐々に変化させる方法によって形成して
もよい。

【０２５２】前記反強磁性層４の形成後、熱処理を施
す。前記熱処理によって第２の反強磁性層１５では不規
則格子から規則格子に適切に変態をし、また第１の反強
磁性層１４と第２の反強磁性層１５間で組成拡散が起こ
ることによって、第１の反強磁性層１４の部分でも不規
則格子から規則格子への変態が適切に行なわれる。

【０２５３】熱処理後の元素Ｘあるいは元素Ｘ＋Ｘ′の
原子％のＭｎに対する比率は、固定磁性層３側に向かう
にしたがって増加し、また前記反強磁性層４の少なくと
も一部の結晶構造が、ＣｕＡｕ−Ｉ型の面心正方規則格
子となっており、しかも前記固定磁性層３との界面の少
なくとも一部が非整合状態になっていることが好まし
い。また前記界面の少なくとも一部で、固定磁性層３及
び反強磁性層４の格子定数が異なり、あるいは前記固定
磁性層３及び反強磁性層４の結晶配向が異なることがよ
い。

【０２５４】また前記反強磁性層４を熱処理前において
図４に示す３層膜で形成した場合や、あるいは各界面か
ら膜厚方向の中央にかけて元素Ｘあるいは元素Ｘ＋Ｘ′
の組成比を徐々に小さくして反強磁性層４を形成した場
合、熱処理を施すことによって、前記反強磁性層４に
は、膜厚方向の中間領域から固定磁性層３側に向かうに
したがってＭｎに対する元素Ｘの原子％の比率が増加す
る領域と、前記中間領域から前記下地層６に向かうにし
たがってＭｎに対する元素Ｘの原子％の比率が増加する
領域とが存在する。そして前記反強磁性層４の少なくと
も一部の結晶構造がＣｕＡｕ−Ｉ型の面心正方規則格子
であり、好ましくは固定磁性層３との界面の少なくとも
一部が非整合状態にされているか、あるいは前記界面の
少なくとも一部で双方の格子定数または結晶配向が異な
った構成となっている。

【０２５５】そして図７に示すように、フリー磁性層１
の上には、トラック幅方向にトラック幅Ｔｗの間隔を空
けてエクスチェンジバイアス層１６，１６（反強磁性
層）が形成されている。

【０２５６】なおこのエクスチェンジバイアス層１６
は、Ｘ−Ｍｎ合金（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）、好ましくはＰｔＭｎ合金、または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，Ｚ
ｒ，Ｎｂ，Ｍｏ，Ａｇ，Ｃｄ，Ｓｎ，Ｈｆ，Ｔａ，Ｗ，
Ｒｅ，Ａｕ，Ｐｂ、及び希土類元素のうち１種または２
種以上の元素である）で形成されている。

【０２５７】前記エクスチェンジバイアス層１６を形成
するには、まずフリー磁性層１上に第１の反強磁性層１
４を形成し、さらに前記第１の反強磁性層１４上に第２
の反強磁性層１５を形成する。前記第１の反強磁性層１
４及び前記第２の反強磁性層１５は図２に示すものと同
じであり、すなわち前記第１の反強磁性層１４は第２の
反強磁性層１５の元素Ｘあるいは元素Ｘ＋Ｘ′の組成比
よりも大きくされ、しかも前記第２の反強磁性層１５は
熱処理によって不規則格子から規則格子に変態しやすい
理想的な組成に近い反強磁性材料で形成されている。

【０２５８】そして熱処理を施すことによって前記フリ
ー磁性層１との界面では固定磁性層３の結晶構造等の拘
束を受けることなく、前記エクスチェンジバイアス層１
６は、不規則格子から規則格子に適切に変態し、前記エ
クスチェンジバイアス層１６とフリー磁性層１との界面
で交換結合磁界が発生する。

【０２５９】熱処理後における前記エクスチェンジバイ
アス層１６の元素Ｘあるいは元素Ｘ＋Ｘ′の原子％のＭ
ｎに対する比率は、フリー磁性層１に向かうにしたがっ
て増加する領域が存在し、また前記エクスチェンジバイ
アス層１６の少なくとも一部の結晶構造は、ＣｕＡｕ−
Ｉ型の面心正方規則格子となっており、しかも好ましく
は前記フリー磁性層１との界面の少なくとも一部は非整
合状態になっている。

【０２６０】また前記エクスチェンジバイアス層１６を
図４で説明した３層膜で形成してもよい。この場合には
熱処理を施すことによって前記エクスチェンジバイアス
層１６には、膜厚方向の中間領域からフリー磁性層１側
に向かうにしたがってＭｎに対する元素Ｘの原子％の比
率が増加する領域と、前記中間領域から前記フリー磁性
層１と反対側の面に向かうにしたがってＭｎに対する元
素Ｘの原子％の比率が増加する領域とが存在する。そし
て前記エクスチェンジバイアス層１６の少なくとも一部
の結晶構造がＣｕＡｕ−Ｉ型の面心正方規則格子であ
り、好ましくはフリー磁性層１との界面の少なくとも一
部が非整合状態にされているか、あるいは前記界面の少
なくとも一部で双方の格子定数または結晶配向が異なっ
た構成となっている。

【０２６１】前記フリー磁性層１の両側端部では、エク
スチェンジバイアス層１６間での交換結合磁界により図
示Ｘ方向に単磁区化され、フリー磁性層１のトラック幅
Ｔｗ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。

【０２６２】このようにして形成されたシングルスピン
バルブ型磁気抵抗効果素子では、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。

【０２６３】また図７に示すシングルスピンバルブ型磁
気抵抗効果素子に、図４、５で説明したシードレイヤ２
２を用いることも可能である。

【０２６４】この場合、前記シードレイヤ２２は、反強
磁性層４と下地層６間に用いられる。前記シードレイヤ
２２は、結晶構造が主として面心立方晶からなり、しか
も反強磁性層４との界面と平行な方向に（１１１）面が
優先配向している。前記シードレイヤ２２を用いること
で、反強磁性層４からフリー磁性層１までの結晶配向
は、（１１１）面が優先配向し、結晶粒径が大きくな
る。したがって抵抗変化率を向上させることが可能であ
る。

【０２６５】なお前記シードレイヤ２２の材質や、反強
磁性層４の構成等に関しては、図４，５で説明したもの
と同様である。

【０２６６】また前記シードレイヤ２２を、エクスチェ
ンジバイアス層１６上に設けても良い。

【０２６７】図８は、図７に示すシングルスピンバルブ
型磁気抵抗効果素子を逆積層した形状である。

【０２６８】図８に示すようにトラック幅方向（図示Ｘ
方向）の両側にエクスチェンジバイアス層１６，１６が
形成され、前記エクスチェンジバイアス層１６，１６間
は、例えばＳｉＯ₂やＡｌ₂Ｏ₃等の絶縁材料で形成され
た絶縁層１７によって埋められている。

【０２６９】前記エクスチェンジバイアス層１６及び絶
縁層１７上にはフリー磁性層１が形成されている。この
実施例においても前記エクスチェンジバイアス層１６は
成膜段階（熱処理前）において第１の反強磁性層１４と
第２の反強磁性層１５の積層構造で形成されている。

【０２７０】すなわちまず前記第２の反強磁性層１５を
形成後、前記第２の反強磁性層１５上に第１の反強磁性
層１４を形成し、前記第１及び第２の反強磁性層１４，
１５の中央付近をエッチング等で除去してエクスチェン
ジバイアス層１６，１６とし、前記エクスチェンジバイ
アス層１６間を絶縁層１７で埋めた後、前記エクスチェ
ンジバイアス層１６及び絶縁層１７上にフリー磁性層１
を形成する。前記エクスチェンジバイアス層１６を構成
する第１の反強磁性層１４は、第２の反強磁性層１５の
元素Ｘあるいは元素Ｘ＋Ｘ′の組成比に比べて大きくさ
れ、しかも前記第２の反強磁性層１５は熱処理によって
不規則格子から規則格子に変態しやすい理想的な組成に
近い反強磁性材料で形成されている。なお前記第１の反
強磁性層１４及び第２の反強磁性層１５の元素Ｘあるい
は元素Ｘ＋Ｘ′の組成比や膜厚等に関しては図２で説明
したものと同じである。

【０２７１】前記フリー磁性層１までを成膜後、熱処理
を施す。前記熱処理によってフリー磁性層１との界面で
は、前記フリー磁性層１の結晶構造等の拘束を受けるこ
となく、エクスチェンジバイアス層１６は不規則格子か
ら規則格子に適切に変態し、前記エクスチェンジバイア
ス層１６とフリー磁性層１間に交換結合磁界が発生す
る。熱処理後の前記エクスチェンジバイアス層１６の元
素Ｘあるいは元素Ｘ＋Ｘ′の原子％のＭｎに対する比率
は、フリー磁性層１に向かうにしたがって増加する領域
が存在し、また前記エクスチェンジバイアス層１６の少
なくとも一部の結晶構造はＣｕＡｕ−Ｉ型の面心正方規
則格子となっており、しかも好ましくは前記フリー磁性
層１との界面の少なくとも一部は非整合状態になってい
る。前記交換結合磁界により前記フリー磁性層１の両側
端部は、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Ｔｗ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。なお前記
エクスチェンジバイアス層１６を図４で説明した反強磁
性層４と同様に３層膜で形成してもよい。この場合には
熱処理を施すことによって前記エクスチェンジバイアス
層１６には、膜厚方向の中間領域からフリー磁性層１側
に向かうにしたがってＭｎに対する元素Ｘあるいは元素
Ｘ＋Ｘ′の原子％の比率が増加する領域と、前記中間領
域から前記フリー磁性層１と反対側の面に向かうにした
がってＭｎに対する元素Ｘの原子％の比率が増加する領
域とが存在する。そして前記エクスチェンジバイアス層
１６の少なくとも一部の結晶構造がＣｕＡｕ−Ｉ型の面
心正方規則格子であり、好ましくはフリー磁性層１との
界面の少なくとも一部が非整合状態にされているか、あ
るいは前記界面の少なくとも一部で双方の格子定数また
は結晶配向が異なった構成となっている。

【０２７２】その後、前記フリー磁性層１上に非磁性中
間層２、固定磁性層３、反強磁性層４及び保護層７を積
層する。

【０２７３】本発明では成膜段階（熱処理前）におい
て、前記固定磁性層３の上に第１の反強磁性層１４を形
成し、さらに前記第１の反強磁性層１４の上に第２の反
強磁性層１５を形成する。成膜段階において、前記第１
の反強磁性層１４は、第２の反強磁性層１５に比べて元
素Ｘあるいは元素Ｘ＋Ｘ′の組成比が多くされ、好まし
くは前記固定磁性層３との界面の少なくとも一部は非整
合状態になっており、しかも前記第２の反強磁性層１５
は、熱処理によって不規則格子から規則格子に変態しや
すい理想的な組成に近い反強磁性材料によって形成され
ている。

【０２７４】前記第１の反強磁性層１４及び第２の反強
磁性層１５を成膜後、熱処理を施す。前記熱処理を施す
ことによって、前記反強磁性層４は固定磁性層３との界
面において、前記固定磁性層３の結晶構造等の拘束を受
けることなく、不規則格子から規則格子に適切に変態
し、前記反強磁性層４と固定磁性層３との界面に交換結
合磁界が発生する。前記交換結合磁界によって前記固定
磁性層３の磁化は図示Ｙ方向に固定される。

【０２７５】本発明では、熱処理を施しているときに、
前記反強磁性層４と固定磁性層３との界面で前記固定磁
性層３の結晶構造等の拘束を受けることなく、しかも前
記反強磁性層４は、不規則格子から規則格子に適切に変
態しやすい理想的な組成で形成されているから、前記反
強磁性層４と固定磁性層３間で発生する交換結合磁界は
従来に比べて大きく、具体的には７．９×１０⁴（Ａ／
ｍ）以上を期待することができる。また前記反強磁性層
４を成膜段階において図４に示す反強磁性層４と同様に
３層膜で形成しても良く、この場合には熱処理を施すこ
とによって前記反強磁性層４には、膜厚方向の中間領域
から固定磁性層３側に向かうにしたがってＭｎに対する
元素Ｘの原子％の比率が増加する領域と、前記中間領域
から前記保護層７側に向かうにしたがってＭｎに対する
元素Ｘの原子％の比率が増加する領域とが存在する。そ
して前記反強磁性層４の少なくとも一部の結晶構造がＣ
ｕＡｕ−Ｉ型の面心正方規則格子であり、好ましくは固
定磁性層３との界面の少なくとも一部が非整合状態にさ
れているか、あるいは前記界面の少なくとも一部で双方
の格子定数または結晶配向が異なった構成となってい
る。

【０２７６】なおこの実施例においてもシードレイヤ２
２を用いることができる。前記シードレイヤ２２は、反
強磁性層４と保護層７間に形成される。前記シードレイ
ヤ２２の形成により交換結合磁界を増大させることがで
きる。なお前記シードレイヤ２２の材質や反強磁性層４
の構成等に関しては図４、５で説明したものと同様であ
る。

【０２７７】また前記シードレイヤ２２を、図８に示す
ようにエクスチェンジバイアス層１６の下側に形成する
ことが好ましい。前記シードレイヤ２２の形成により前
記エクスチェンジバイアス層１６の結晶配向を整えるこ
とができ、フリー磁性層１との間で適切な交換結合磁界
を発生させることが可能である。

【０２７８】図９は、本発明におけるデュアルスピンバ
ルブ型磁気抵抗効果素子の構造を示す断面図である。

【０２７９】図９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、非磁性中間層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、非磁性中間層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。

【０２８０】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ないし図７で説明した
材質と同じ材質で形成されている。

【０２８１】製造方法については図１０を参照しながら
説明する。成膜段階において２つの反強磁性層４，４を
第１の反強磁性層１４と第２の反強磁性層１５の２層構
造にする。前記第１の反強磁性層１４は固定磁性層３と
接して形成され、また第２の反強磁性層１５は前記第１
の反強磁性層１４に接して形成される。前記第１の反強
磁性層１４及び第２の反強磁性層１５は、上記したＸ−
Ｍｎ合金あるいはＸ−Ｍｎ−Ｘ′合金で形成される。

【０２８２】成膜段階において前記第１の反強磁性層１
４は第２の反強磁性層１５の元素Ｘあるいは元素Ｘ＋
Ｘ′の組成比よりも多くされ、好ましくは固定磁性層３
との界面の少なくとも一部は非整合状態にされており、
また前記第２の反強磁性層は、熱処理によって不規則格
子から規則格子に変態しやすい理想的な組成に近い反強
磁性材料で形成されている。前記第１の反強磁性層１４
及び第２の反強磁性層１５の元素Ｘあるいは元素Ｘ＋
Ｘ′の組成比及び各反強磁性層の膜厚等は図２で説明し
たものと同じである。

【０２８３】成膜後、熱処理を施す。前記熱処理によっ
て、前記反強磁性層４は、固定磁性層３との界面で前記
固定磁性層３の結晶構造等の拘束を受けることなく、不
規則格子から規則格子に適切に変態し、前記界面で発生
する交換結合磁界により前記固定磁性層３の磁化は図示
Ｙ方向に固定される。

【０２８４】本発明では、成膜段階において固定磁性層
３との界面で前記固定磁性層３の結晶構造等の拘束力を
受けることのない適切な組成で形成された第１の反強磁
性層１４と、熱処理によって不規則格子から規則格子に
変態するのに理想的な組成で形成された第２の反強磁性
層１５を形成しているので、熱処理によって固定磁性層
３との間で非整合状態を保ちながら適切に不規則格子か
ら規則格子への変態が行なわれ、よって従来よりも大き
な交換結合磁界を得ることが可能である。本発明によれ
ば、７．９×１０⁴（Ａ／ｍ）以上の交換結合磁界を期
待することができる。

【０２８５】熱処理後の状態は図１１に示されている。
図１１に示す反強磁性層４には、固定磁性層３に向かう
にしたがって、Ｍｎに対する元素Ｘあるいは元素Ｘ＋
Ｘ′の原子％の比率が増加する領域が存在し、また前記
反強磁性層４の少なくとも一部の結晶構造はＣｕＡｕ−
Ｉ型の面心正方規則格子であり、しかも好ましくは前記
固定磁性層３との界面の少なくとも一部は非整合状態に
されている。なお前記界面の少なくとも一部では前記反
強磁性層４と固定磁性層３との格子定数、あるいは結晶
配向が異なっている方が、非整合状態を維持する観点か
らして好ましい。

【０２８６】上記のように反強磁性層４に、固定磁性層
３に向かうにしたがってＭｎに対する元素Ｘあるいは元
素Ｘ＋Ｘ′の原子％の比率が増加する領域が存在する理
由は、成膜段階において前記反強磁性層４を元素Ｘある
いは元素Ｘ＋Ｘ′の原子％が大きい第１の反強磁性層１
４と第２の反強磁性層１５とを積層して形成したことに
起因する。すなわち熱処理によって前記第１の反強磁性
層１４と第２の反強磁性層１５は組成拡散を起すが前記
反強磁性層４が均一化した組成になることはなく、前記
第１の反強磁性層１４であった部分では、依然として第
２の反強磁性層１５であった部分に比べて元素Ｘあるい
は元素Ｘ＋Ｘ′の組成比が大きい箇所が存在し、Ｍｎに
対する元素Ｘあるいは元素Ｘ＋Ｘ′の原子％の比率を見
てみると、固定磁性層３に向かうにしたがって前記比率
が増加する領域が発生しているのである。

【０２８７】また前記反強磁性層４では、固定磁性層３
との界面近傍に、前記固定磁性層３に向かうにしたがっ
て前記反強磁性層４の元素Ｘあるいは元素Ｘ＋Ｘ′の組
成比が減少する領域が存在するものと考えられる。これ
は熱処理によって前記反強磁性層４と固定磁性層３との
間で組成拡散を起すためである。同様に、前記反強磁性
層４と下地層６あるいは保護層７との間でも前記組成拡
散が発生し、前記下地層６との界面近傍、あるいは前記
保護層７との界面近傍においても、前記界面に向かうに
したがって前記反強磁性層４の元素Ｘあるいは元素Ｘ＋
Ｘ′の組成比が減少する領域が存在するものと考えられ
る。

【０２８８】なお前記反強磁性層４の固定磁性層３との
界面や前記界面と反対側の面における元素Ｘあるいは元
素Ｘ＋Ｘ′の組成比、あるいは前記反強磁性層４の膜厚
等に関しては図３で説明したものと同じである。

【０２８９】またこの実施例においてもシードレイヤ２
２を形成することができる。製造方法は図１２に示され
ている。すなわち図１２に示すように下地層６上にシー
ドレイヤ２２を形成し、さらに前記シードレイヤ２２上
に、３層膜から成る反強磁性層４を形成するのである。
前記反強磁性層４上の膜構成は図１０と同様である。

【０２９０】前記シードレイヤ２２上に形成された反強
磁性層４は、シードレイヤ２２側の層を第３の反強磁性
層２５とし、固定磁性層３側の層を第１の反強磁性層２
３とし、前記第１及び第３の反強磁性層２３，２５の間
に挟まれる層を第２の反強磁性層２４としている。

【０２９１】図４で説明したのと同様に、第１ないし第
３の反強磁性層をいずれもＸ−Ｍｎ合金あるいはＸ−Ｍ
ｎ−Ｘ′合金で形成し、さらに第２の反強磁性層２４の
元素Ｘあるいは元素Ｘ＋Ｘ′の組成比を他の２層の元素
Ｘあるいは元素Ｘ＋Ｘ′の組成比に比べて少なくする。
さらに上記のように組成比を調整することで前記シード
レイヤ２２と第３の反強磁性層２５との界面の少なくと
も一部を非整合状態にでき、同様に固定磁性層３と第１
の反強磁性層２３との界面の少なくとも一部を非整合状
態にできる。また前記各界面の少なくとも一部で双方の
格子定数を異ならせてもよい。

【０２９２】前記シードレイヤ２２は、前記固定磁性層
３との界面と平行な方向に面心立方晶の（１１１）面が
優先配向したものであり、このようなシードレイヤ２２
上に形成された各層もまた前記界面と平行な方向に（１
１１）面が配向するものとなる。また前記シードレイヤ
２２の材質については図４と同様であるが、前記シード
レイヤ２２は非磁性で高比抵抗材料であることが好まし
い。

【０２９３】図１２に示すようにフリー磁性層１よりも
図示上側に形成される反強磁性層４は２層膜で形成され
る。これは図２で説明した構成と全く同じである。ただ
しフリー磁性層１よりも図示上側に形成される反強磁性
層４を前記フリー磁性層１よりも図示下側に形成される
反強磁性層１と同様に３層膜で形成してもよい。

【０２９４】図１３は熱処理後の状態を示すデュアルス
ピンバルブ型磁気抵抗効果素子の模式図である。

【０２９５】熱処理を施すと、組成的に規則化を促進し
やすいフリー磁性層１よりも下側の反強磁性層４の第２
の反強磁性層２４及びフリー磁性層１よりも上側の反強
磁性層４の第２の反強磁性層１５が共に規則化を開始
し、さらに熱処理による組成拡散によりその他の反強磁
性層も非整合状態を保ちながら変態し始め、従来に比べ
て大きな交換結合磁界を得ることが可能になる。

【０２９６】また上記した組成拡散により、前記フリー
磁性層１よりも下側の反強磁性層４には、固定磁性層３
側、及びシードレイヤ２２に向かうにしたがって元素Ｘ
あるいは元素Ｘ＋Ｘ′のＭｎに対する原子％の比率が増
加する領域が存在し、反強磁性層４の少なくとも一部の
結晶構造がＣｕＡｕ−Ｉ型の面心正方晶から成り、さら
に（１１１）面が膜面に優先配向し、しかも好ましくは
前記シードレイヤ２２及び固定磁性層３との界面の少な
くとも一部は非整合状態とされるのである。

【０２９７】一方、フリー磁性層１よりも上側の反強磁
性層４には、固定磁性層３側に向かうにしたがって元素
Ｘあるいは元素Ｘ＋Ｘ′のＭｎに対する原子％の比率が
増加する領域が存在し、反強磁性層４の少なくとも一部
の結晶構造がＣｕＡｕ−Ｉ型の面心正方晶から成り、さ
らに好ましくは固定磁性層３との界面の少なくとも一部
は非整合状態とされるのである。また前記フリー磁性層
１よりも上側に形成された反強磁性層４の結晶配向も
（１１１）面が膜面に優先配向する。

【０２９８】またフリー磁性層１の下側の反強磁性層４
では、シードレイヤ２２との界面及び固定磁性層３との
界面では組成拡散を起すと考えられ、したがって前記シ
ードレイヤ２２との界面近傍、及び固定磁性層３との界
面近傍では、前記各界面に向かうにしたがって反強磁性
層４の元素Ｘあるいは元素Ｘ＋Ｘ′の原子％が減少する
領域が存在する。この領域の存在は、シードレイヤ２２
及び固定磁性層３との界面で前記反強磁性層４が適切に
規則化への変態を起したことを意味し、大きな交換結合
磁界を得ることが可能になるのである。

【０２９９】一方、フリー磁性層１の上側に形成される
反強磁性層４では、固定磁性層３との界面で組成拡散を
起すと考えられ、したがって前記固定磁性層３との界面
近傍では、前記界面に向かうにしたがって反強磁性層４
の元素Ｘあるいは元素Ｘ＋Ｘ′の原子％が減少する領域
が存在する。またＴａなどで形成された保護層７との間
でも組成拡散を起す可能性がある。このように保護層７
との間でも組成拡散を起した場合には、前記反強磁性層
４には、保護層７との界面近傍において前記保護層７に
向かうにしたがって元素Ｘあるいは元素Ｘ＋Ｘ′の原子
％が減少する領域が存在する。

【０３００】前記シードレイヤ２２の形成により、フリ
ー磁性層１より下側の反強磁性層４から前記フリー磁性
層１より上側の反強磁性層４までの各層の結晶配向は
（１１１）面が膜面に優先配向し、結晶粒径は大きくな
る。そして従来に比べて大きな交換結合磁界、及び抵抗
変化率を得ることができるのである。

【０３０１】なお前記シードレイヤ２２の形成は、図１
２及び図１３に示すように、フリー磁性層１よりも下側
の反強磁性層４と下地層６間に形成することが、抵抗変
化率の向上を促進でき効果的である。なお前記シードレ
イヤ２２は、フリー磁性層１よりも上側の反強磁性層４
と保護層７間に形成されてもよい。

【０３０２】図１４、１５は、本発明のＡＭＲ型磁気抵
抗効果素子の構造を示す断面図である。

【０３０３】図１４に示すように、下から軟磁性層（Ｓ
ＡＬ層）１８、非磁性層（ＳＨＵＮＴ層）１９、および
磁気抵抗層（ＭＲ層）２０が連続して積層されている。

【０３０４】例えば前記軟磁性層１８は、Ｆｅ−Ｎｉ−
Ｎｂ合金、非磁性層１９は、Ｔａ膜、磁気抵抗層２０
は、ＮｉＦｅ合金により形成されている。

【０３０５】前記磁気抵抗層２０の上には、トラック幅
Ｔｗを開けたトラック幅方向（Ｘ方向）の両側の部分に
エクスチェンジバイアス層（反強磁性層）２１，２１が
形成されている。導電層は図示しないが、例えば前記エ
クスチェンジバイアス層２１，２１の上に形成される。

【０３０６】また図１５では、トラック幅方向（図示Ｘ
方向）にトラック幅Ｔｗの間隔を開けて一対のエクスチ
ェンジバイアス層２１，２１を形成し、前記エクスチェ
ンジバイアス層２１，２１間をＳｉＯ₂やＡｌ₂Ｏ₃等の
絶縁材料で形成された絶縁層２６によって埋める。

【０３０７】そして前記エクスチェンジバイアス層２
１，２１及び前記絶縁層２６上に、磁気抵抗層（ＭＲ
層）２０、非磁性層（ＳＨＵＮＴ層）１９、及び軟磁性
層（ＳＡＬ層）１８を積層する。

【０３０８】製造方法については、成膜段階（熱処理
前）において、前記エクスチェンジバイアス層２１，２
１を第１の反強磁性層１４及び第２の反強磁性層１５の
２層構造で形成する。

【０３０９】磁気抵抗層２０に接する側に第１の反強磁
性層１４を形成し、前記磁気抵抗層２０に前記第１の反
強磁性素１４を介して、第２の反強磁性層１５を形成す
る。

【０３１０】図２で説明した場合と同様に、前記第１の
反強磁性層１４は、第２の反強磁性層１５の元素Ｘある
いは元素Ｘ＋Ｘ′の組成比よりも多くされ、このとき好
ましくは磁気抵抗層２０との界面の少なくとも一部は非
整合状態になっており、また前記第２の反強磁性層１５
は熱処理によって不規則格子から規則格子に変態しやす
い理想的な組成に近い反強磁性材料によって形成されて
いる。なお前記第１の反強磁性層１４及び第２の反強磁
性層１５の元素Ｘあるいは元素Ｘ＋Ｘ′の組成比及び各
反強磁性層の膜厚等に関しては図２に説明したものと同
じである。

【０３１１】熱処理を施すことによって、前記エクスチ
ェンジバイアス層２１，２１は前記磁気抵抗層２０との
界面で非整合状態を保ちながら、不規則格子から規則格
子に適切に変態し、前記エクスチェンジバイアス層２１
と磁気抵抗層２０との界面で交換結合磁界が発生する。

【０３１２】本発明では、成膜段階において磁気抵抗層
２０との界面で前記磁気抵抗層２０の結晶構造等の拘束
を受けることのない組成で形成された第１の反強磁性層
１４と、熱処理によって不規則格子から規則格子に変態
するのに理想的な組成で形成された第２の反強磁性層１
５を形成しているので、熱処理によって磁気抵抗層２０
との間で非整合状態を保ちながら適切に不規則格子から
規則格子への変態が行なわれ、よって従来よりも大きな
交換結合磁界を得ることが可能である。本発明によれ
ば、７．９×１０⁴（Ａ／ｍ）以上の交換結合磁界を期
待することができる。

【０３１３】またエクスチェンジバイアス層２１は、成
膜段階において図４と同様に３層膜で形成してもよい。
磁気抵抗層２０側に第１の反強磁性層２３を形成し、さ
らに前記第１の反強磁性層２３に第２の反強磁性層２
４、及び第３の反強磁性層２５を重ねて形成する。この
とき前記第２の反強磁性層２４の元素Ｘあるいは元素Ｘ
＋Ｘ′の組成比を第１及び第３の反強磁性層２３，２５
の元素Ｘあるいは元素Ｘ＋Ｘ′の組成比よりも小さくす
る。また好ましくは前記第１の反強磁性層２３と磁気抵
抗層２０の界面の少なくとも一部を非整合状態にし、あ
るいは前記界面の少なくとも一部で双方の格子定数また
は結晶配向を異ならせる。

【０３１４】このようにして形成されたエクスチェンジ
バイアス層２１に対し熱処理を施すと、前記第２の反強
磁性層２４が規則変態を起し、続いて組成拡散により第
１及び第３の反強磁性層２３，２５も規則変態を起す。
そして熱処理後の前記エクスチェンジバイアス層２１に
は、膜厚方向の中間領域から磁気抵抗層２０側に向かう
にしたがってＭｎに対する元素Ｘの原子％の比率が増加
する領域と、前記中間領域から前記磁気抵抗層２０と反
対側に向かうにしたがってＭｎに対する元素Ｘあるいは
元素Ｘ＋Ｘ′の原子％の比率が増加する領域とが存在す
る。

【０３１５】前記第１ないし第３の反強磁性層２３，２
４，２５の組成及び膜厚等に関しては図４に説明したも
のと同様であり、熱処理後におけるエクスチェンジバイ
アス層２１の組成及び膜厚等に関しては図５に示す反強
磁性層４と同様である。

【０３１６】またこの実施例においてもシードレイヤ２
２を使用することができる。前記シードレイヤ２２は特
に図１５の場合に使用することの方が効果がある。すな
わちエクスチェンジバイアス層２１，２１が磁気抵抗層
２０の下側に形成される場合に、前記シードレイヤ２２
を前記エクスチェンジバイアス層２１の下側に形成す
る。なお図１４の場合にもシードレイヤ２２を用いても
良い。この場合は、前記エクスチャンジバイアス層２１
上にシードレイヤ２２を形成する。前記シードレイヤ２
２の形成により、抵抗変化率を向上させることができ
る。前記シードレイヤ２２の結晶構造、材質及びエクス
チェンジバイアス層２１の材質、組成、膜厚等に関して
は図４、５と同様である。

【０３１７】上記した図１４及び図１５に示すＡＭＲ素
子では、前記エクスチェンジバイアス層２１，２１と磁
気抵抗層２０との界面で発生する交換結合磁界により、
図１４、１５に示す磁気抵抗層２０のＥ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２０のＤ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２０を流れる際に発生
する電流磁界が、軟磁性層１８にＹ方向に印加され、軟
磁性層１８がもたらす静磁結合エネルギーにより、磁気
抵抗層２０のＤ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２０のＤ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２０のＤ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。

【０３１８】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２０のＤ
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。

【０３１９】図１６は、図１から図１１に示す磁気抵抗
効果素子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。

【０３２０】符号４０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４
０の上に下部ギャップ層４１が形成されている。また下
部ギャップ層４１の上には、図１ないし図１５に示す磁
気抵抗効果素子４２が形成されており、さらに前記磁気
抵抗効果素子４２の上には、上部ギャップ層４３が形成
され、前記上部ギャップ層４３の上には、ＮｉＦｅ合金
などで形成された上部シールド層４４が形成されてい
る。

【０３２１】前記下部ギャップ層４１及び上部ギャップ
層４３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１６に示すよう
に、下部ギャップ層４１から上部ギャップ層４３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。

【０３２２】本発明では上記したように反強磁性層４の
膜厚を小さくしてもなお大きな交換結合磁界を発生させ
ることができる。よって磁気抵抗効果素子の膜厚を従来
に比べて小さくすることができ、狭ギャップ化により高
記録密度化に対応可能な薄膜磁気ヘッドを製造すること
が可能になっている。

【０３２３】

【実施例】本発明では、まず下記に示す膜構成から成る
積層膜を成膜し、成膜段階（熱処理前）において図２と
同様に反強磁性層４を異なる組成比からなる２層（第１
の反強磁性層１４と第２の反強磁性層１５）で形成した
場合（実施例）と、図２０に示すように前記反強磁性層
３０を１層で形成した場合（比較例）のサンプルを用意
し、各サンプルに同じ諸条件の熱処理を与えたときの、
交換結合磁界（Ｈｅｘ）と抵抗変化率（ΔＭＲ）とを測
定した。なお熱処理は、２００℃以上で２時間以上の条
件で行った。 （実施例１）膜構成としては、下から、下地層６：Ｔａ
（５０）／フリー磁性層１：[Ｎｉ₈₀Ｆｅ₂₀（４５）／
Ｃｏ（５）]／非磁性中間層２：Ｃｕ（２５）／固定磁
性層３：[Ｃｏ（２０）／Ｒｕ（８）／Ｃｏ（１５）]／
第１の反強磁性層１４：Ｐｔ₅₈Ｍｎ₄₂（１０）／第２の
反強磁性層：Ｐｔ₅₀Ｍｎ₅₀（１１０）／保護層７：Ｔａ
（３０） （比較例１）下地層６：Ｔａ（５０）／フリー磁性層
１：[Ｎｉ₈₀Ｆｅ₂₀（４５）／Ｃｏ（５）]／非磁性中間
層２：Ｃｕ（２５）／固定磁性層３：[Ｃｏ（２０）／
Ｒｕ（８）／Ｃｏ（１５）]／反強磁性層３０：Ｐｔ₅₈
Ｍｎ₄₂（１２０）／保護層７：Ｔａ（３０） （比較例２）下地層６：Ｔａ（５０）／フリー磁性層
１：[Ｎｉ₈₀Ｆｅ₂₀（４５）／Ｃｏ（５）]／非磁性中間
層２：Ｃｕ（２５）／固定磁性層３：[Ｃｏ（２０）／
Ｒｕ（８）／Ｃｏ（１５）]／反強磁性層３０：Ｐｔ₄₆
Ｍｎ₅₄（１２０）／保護層７：Ｔａ（３０） （比較例３）下地層６：Ｔａ（５０）／フリー磁性層
１：[Ｎｉ₈₀Ｆｅ₂₀（４５）／Ｃｏ（５）]／非磁性中間
層２：Ｃｕ（２５）／固定磁性層３：[Ｃｏ（２０）／
Ｒｕ（８）／Ｃｏ（１５）]／反強磁性層３０：Ｐｔ₅₀
Ｍｎ₅₀（１２０）／保護層７：Ｔａ（３０） （比較例４）下地層６：Ｔａ（５０）／フリー磁性層
１：[Ｎｉ₈₀Ｆｅ₂₀（４５）／Ｃｏ（５）]／非磁性中間
層２：Ｃｕ（２５）／固定磁性層３：[Ｃｏ（２０）／
Ｒｕ（８）／Ｃｏ（１５）]／反強磁性層３０：Ｐｔ₅₂
Ｍｎ₄₈（１２０）／保護層７：Ｔａ（３０）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。またＮｉＦｅ合金及びＰｔＭｎ合金の下付
きの数値は組成比を示し、ａｔ％である。

【０３２４】上記のように各サンプルは、反強磁性層以
外の層は同じ層構成で形成されている。また反強磁性層
の膜厚は、全て同じ１２０Åとした（実施例１の場合は
第１の反強磁性層１４と第２の反強磁性層１５を総合し
た膜厚）。

【０３２５】

【表１】

【０３２６】表１は各サンプルに熱処理を施した後の実
験結果が示されている。[強磁性層との界面]欄に示すよ
うに、実施例１及び比較例１では、固定磁性層３との界
面での界面状態は、非常に強い非整合となっているが、
一方、比較例２、３では、整合状態になりやすくなって
いる。また比較例４では、非整合状態がそれほど強くな
い。

【０３２７】界面構造を非整合状態にするには、ＰｔＭ
ｎ合金に占めるＰｔ量を増やす必要性があるが、実施例
１及び比較例１では、固定磁性層との界面に接する反強
磁性層のＰｔ量は５８（ａｔ％）であるのに対し、比較
例２、３、４では、それよりも少ないＰｔ量であるため
上記のような結果が出たのである。

【０３２８】次に[交換結合磁界（Ｈｅｘ）]欄を見てみ
ると、実施例１では１７．４×１０ ⁴（Ａ／ｍ）と非常
に大きい交換結合磁界を生じたのに対し、比較例１、２
では極端に前記交換結合磁界が小さくなる。比較例３、
４は、比較例１、２よりは大きい交換結合磁界を生じる
が、実施例１には満たない。

【０３２９】大きい交換結合磁界を生じさせるには、ま
ず反強磁性層が、熱処理を施したときに不規則格子から
規則格子に変態しやすい理想的な組成比に近いＰｔＭｎ
合金で形成されている必要がある。理想的な組成比とは
Ｐｔ₅₀Ｍｎ₅₀である。

【０３３０】ただし変態しやすい理想的な組成比で形成
するだけでは足らず、固定磁性層との界面が非整合状態
とされていることも重要である。整合されていると、熱
処理の際に反強磁性層の変態が固定磁性層の結晶構造に
拘束されてしまい適切な変態ができないからである。

【０３３１】上記の２つの条件を満たしているのは、実
施例１だけである。すなわち成膜段階（熱処理前）にお
いて第１の反強磁性層と固定磁性層との界面は非整合状
態に保たれ、第２の反強磁性層は理想的な組成で形成さ
れているからである。一方比較例１では、固定磁性層と
の界面が非整合状態に保たれているものの、Ｐｔ量が多
すぎて理想的な組成から離れ、熱処理を施しても反強磁
性の性質になりにくい。また比較例２では、固定磁性層
の界面が整合状態で、且つＰｔ量が少なすぎて理想的な
組成から離れ、熱処理を施しても反強磁性層の性質にな
りにくい。比較例３では、理想的な組成で形成されてい
るものの、固定磁性層との界面が整合し、熱処理を施し
ても適切に不規則格子から規則格子への変態が起こり難
くなっている。比較例４は、理想的な組成に近く、また
固定磁性層との界面も比較的に非整合状態になりやすく
なっているため、比較例の中では最も大きな交換結合磁
界が発生するものの、実施例１に比べると、Ｐｔ量が多
く、また非整合状態が弱いために交換結合磁界が実施例
１に比べて小さくなっている。

【０３３２】本発明では、成膜段階において、固定磁性
層との界面側には、非整合状態となりやすい組成で形成
された第１の反強磁性層１４を形成し、前記固定磁性層
に第１の反強磁性層１４を介して理想的な組成で形成さ
れた第２の反強磁性層１５を形成しているために、熱処
理を施しても、非整合状態を保ちながら適切に不規則格
子から規則格子への変態を起し、比較例に比べて大きな
交換結合磁界を得ることに成功したのである。また[抵
抗変化率]欄を見ても実施例１が比較例に比べて大きく
なることがわかる。

【０３３３】次に本発明では、反強磁性層のトータル膜
厚と交換結合磁界（Ｈｅｘ）との関係について調べた
（図１７）。実験に用意した成膜段階（熱処理前）にお
けるサンプルは以下の２つであり、実施例２の膜構成は
図２と同じであり、比較例５の膜構成は図２０と同じで
ある。 （実施例２）膜構成としては、下から、下地層６：Ｔａ
（５０）／フリー磁性層１：[Ｎｉ₈₀Ｆｅ₂₀（４５）／
Ｃｏ（５）]／非磁性中間層２：Ｃｕ（２５）／固定磁
性層３：[Ｃｏ（２０）／Ｒｕ（８）／Ｃｏ（１５）]／
第１の反強磁性層１４：Ｐｔ₅₈Ｍｎ₄₂（１０）／第２の
反強磁性層：Ｐｔ₅₀Ｍｎ₅₀（Ｘ−１０）／保護層７：Ｔ
ａ（３０） （比較例５）下地層６：Ｔａ（５０）／フリー磁性層
１：[Ｎｉ₈₀Ｆｅ₂₀（４５）／Ｃｏ（５）]／非磁性中間
層２：Ｃｕ（２５）／固定磁性層３：[Ｃｏ（２０）／
Ｒｕ（８）／Ｃｏ（１５）]／反強磁性層３０：Ｐｔ₅₂
Ｍｎ₄₈（Ｘ）／保護層７：Ｔａ（３０）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。またＮｉＦｅ合金及びＰｔＭｎ合金の下付きの
数値は組成比を示し、ａｔ％である。

【０３３４】実施例２では、上記の膜構成に示すよう
に、第１の反強磁性層１４の膜厚を１０Åで固定し、第
２の反強磁性層１５の膜厚を増減させている。

【０３３５】上記の各サンプルに熱処理を施した後、交
換結合磁界（Ｈｅｘ）の大きさを測定した。図１７に示
すように、ＰｔＭｎ合金のトータル膜厚が大きくなれば
なるほど、実施例１及び比較例５ともに交換結合磁界は
大きくなることがわかる。

【０３３６】実施例の場合、ＰｔＭｎ合金のトータル膜
厚を厚くしていくと、換言すれば、第２の反強磁性層１
５の膜厚を大きくしていくと、比較例５に比べ急激に交
換結合磁界は大きくなり、トータル膜厚が８０Å以上に
なると、７．９×１０⁴（Ａ／ｍ）以上の交換結合磁界
を得ることができるとわかる。

【０３３７】一方、比較例５の場合、反強磁性層３０の
膜厚が１２０Å程度以上になると、７．９×１０４（Ａ
／ｍ）以上の交換結合磁界を生じるが、実施例２と同じ
交換結合磁界を得るには、前記反強磁性層３０の膜厚を
実施例２に比べて大きくしなければならないことがわか
る。

【０３３８】ところでこの実験から、実施例２のよう
に、成膜段階において反強磁性層４を第１の反強磁性層
１４と第２の反強磁性層１５の２層で構成した場合、熱
処理を施したときに不規則格子から規則格子に変態しや
すい理想的な組成に近い反強磁性材料で形成された第２
の反強磁性層１５を、所定膜厚以上で形成しなければな
らないことがわかる。

【０３３９】本発明では図１７に示す実験結果から、反
強磁性層のトータル膜厚を８０Å以上にすれば７．９×
１０⁴（Ａ／ｍ）以上の交換結合磁界を得られることが
わかり、このとき第１の反強磁性層１４の膜厚が１０Å
であることから、第２の反強磁性層１５の膜厚を７０Å
以上に規定した。

【０３４０】次に本発明では、反強磁性層を成膜段階
（熱処理前）において、第１の反強磁性層１４と第２の
反強磁性層１５の２層で構成した場合における第１の反
強磁性層の膜厚と、交換結合磁界（Ｈｅｘ）との関係に
ついて調べた（図１８）。実験に用意したサンプルの膜
構成は、図２と同じである。 （実施例３）膜構成としては、下から、下地層６：Ｔａ
（５０）／フリー磁性層１：[Ｎｉ₈₀Ｆｅ₂₀（４５）／
Ｃｏ（５）]／非磁性中間層２：Ｃｕ（２５）／固定磁
性層３：[Ｃｏ（２０）／Ｒｕ（８）／Ｃｏ（１５）]／
第１の反強磁性層１４：Ｐｔ₅₈Ｍｎ₄₂（Ｘ）／第２の反
強磁性層：Ｐｔ₅₀Ｍｎ₅₀（１２０−Ｘ）／保護層７：Ｔ
ａ（３０）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。またＮｉＦｅ合金
及びＰｔＭｎ合金の下付きの数値は組成比を示し、ａｔ
％である。

【０３４１】第１の反強磁性層１４の膜厚が異なる複数
のサンプルを用意し、各サンプルに熱処理を施して交換
結合磁界（Ｈｅｘ）の大きさを測定した。図１８に示す
ように、前記第１の反強磁性層１４の膜厚Ｘが、３Åか
ら３０Åの範囲内であると、交換結合磁界は７．９×１
０⁴（Ａ／ｍ）以上になることがわかる。

【０３４２】前記第１の反強磁性層１４は、固定磁性層
３との界面で非整合状態を保つためにＰｔ量が多くされ
ており、実施例では５８（ａｔ％）である。この組成は
非整合状態を保つには良好な組成といえるが、一方、熱
処理により不規則格子から規則格子に変態しづらく、反
強磁性は帯び難くなっている。このため、前記第１の反
強磁性層１４の膜厚が厚くなりすぎると、変態し難い領
域が多くなると考えられ、図１８に示す実験結果からも
明らかなように著しい交換結合磁界の減少を招く。

【０３４３】これに対し、前記第１の反強磁性層１４を
３Å以上３０Å以下に設定すると、交換結合磁界を大き
くできるのは、熱処理によって第１の反強磁性層１４
と、元々変態を起し易い第２の反強磁性層１５との間で
組成拡散が発生し、この組成拡散は上記の膜厚範囲内で
あれば第１の反強磁性層１４のほぼ全域にわたって起こ
るものと考えられる。そしてこの組成拡散により、第１
の反強磁性層１４の領域では成膜段階よりもＰｔ量が減
少し、規則変態が生じ易くなり、大きな交換結合磁界が
発生するものと考えられる。

【０３４４】このように本発明において大きな交換結合
磁界を生じさせるには、図１７で説明したように、熱処
理によって不規則格子から規則格子に変態しやすい理想
的な組成に近い反強磁性材料で形成された第２の反強磁
性層１５を７０Å以上で形成し、図１８で説明したよう
に、成膜段階において固定磁性層との界面で非整合状態
を維持するためにＰｔ量が多くされた第１の反強磁性層
１４を３Å以上３０Å以下で形成する必要がある。

【０３４５】この結果、第１の反強磁性層１４の膜厚を
３Åとし、第２の反強磁性層１５の膜厚を７０Åとすれ
ば、交換結合磁界は７．９×１０⁴（Ａ／ｍ）以上にな
り、この際の反強磁性層４のトータル膜厚は７３Åであ
る。本発明では、この実験結果により、熱処理後におけ
る反強磁性層４の膜厚を７３Å以上と設定した。

【０３４６】このように本発明では、反強磁性層４の膜
厚を７３Å以上にすればよいので、従来に比べて反強磁
性層の膜厚を小さくすることが可能になり、狭ギャップ
化を図ることができる。

【０３４７】次に本発明では、反強磁性層を成膜段階
（熱処理前）において、第１の反強磁性層１４と第２の
反強磁性層１５の２層で構成した場合における第１の反
強磁性層の組成比と、交換結合磁界（Ｈｅｘ）との関係
について調べた（図１９）。実験に用意したサンプルの
膜構成は、図２と同じである。 （実施例４）膜構成としては、下から、下地層６：Ｔａ
（５０）／フリー磁性層１：[Ｎｉ₈₀Ｆｅ₂₀（４５）／
Ｃｏ（５）]／非磁性中間層２：Ｃｕ（２５）／固定磁
性層３：[Ｃｏ（２０）／Ｒｕ（８）／Ｃｏ（１５）]／
第１の反強磁性層１４：Ｐｔ_(X)Ｍｎ_(100-X)（１０）／
第２の反強磁性層：Ｐｔ₅₀Ｍｎ₅₀（１２０−Ｘ）／保護
層７：Ｔａ（３０）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。またＮｉＦ
ｅ合金及びＰｔＭｎ合金の下付きの数値は組成比を示
し、ａｔ％である。

【０３４８】第１の反強磁性層１４の組成比が異なる複
数のサンプルを用意し、各サンプルのに熱処理を施して
交換結合磁界（Ｈｅｘ）の大きさを測定した。なお熱処
理は、２００℃以上で２時間以上の条件で行った。図１
９に示すように、前記第１の反強磁性層１４のＰｔ量が
５３ａｔ％以上６５ａｔ％以下の範囲内であると、交換
結合磁界は７．９×１０⁴（Ａ／ｍ）以上になることが
わかる。

【０３４９】前記第１の反強磁性層１４のＰｔ量が５３
ａｔ％〜６５ａｔ％の範囲内で、大きな交換結合磁界を
生じ得る理由は、上記範囲内であると第１の反強磁性層
１４と固定磁性層３との界面を適切に非整合状態にする
ことができるからである。

【０３５０】ただし前記Ｐｔ量が６５ａｔ％以上を越え
ると、交換結合磁界が小さくなることがわかる。これ
は、これほど多くのＰｔが含有されていると、熱処理に
よって第１の反強磁性層１４と第２の反強磁性層１５と
の間で組成拡散が起こっても、前記組成拡散により第１
の反強磁性層１４の領域でのＰｔ量は変態を適切に起せ
るほど低下せず、よって交換結合磁界が低下するものと
考えられる。

【０３５１】またＰｔ量を５５（ａｔ％）以上６０（ａ
ｔ％）以下にすれば、より大きな交換結合磁界を得られ
ることがわかり、具体的には１１．８５×１０⁴（Ａ／
ｍ）以上の交換結合磁界を得ることができる。またＰｔ
量を５３ａｔ％よりも小さくすると、反強磁性層４の格
子定数が固定磁性層３の格子定数に近づくために、界面
を非整合状態にしにくく、交換結合磁界が小さくなって
しまう。

【０３５２】次に本発明では、成膜段階（熱処理前）に
おいて別の方法で反強磁性層４を形成したサンプルを用
意し（実施例５）、前記サンプルを熱処理した際に発生
する交換結合磁界（Ｈｅｘ）を測定した。

【０３５３】前記反強磁性層４以外の各層の材質及び膜
厚は、上記した実施例１ないし３と同じである。この実
験では、前記反強磁性層４を固定磁性層３上に成膜する
際に、ＰｔＭｎ合金で形成されたターゲットを用意し、
スパッタガス圧を低い状態から高い状態に徐々に変化さ
せて前記反強磁性層４を成膜した。前記反強磁性層４の
膜厚方向への組成比を測定してみると、固定磁性層３と
の界面近傍ではＰｔ₅₈Ｍｎ₄₂となっており、前記界面か
ら離れるにしたがって徐々にＰｔ量は減少し、前記界面
と反対側の面近傍ではＰｔ₄₈Ｍｎ₅₂となっていた。

【０３５４】比較例５として、反強磁性層３０全体の組
成がＰｔ₅₂Ｍｎ₄₈からなる積層膜を形成した。なお前記
反強磁性層３０以外の各層の材質及び膜厚等は上記した
比較例１ないし４と同じである。

【０３５５】上記の実施例５と比較例５の各サンプルを
成膜した後、熱処理を施して交換結合磁界を測定した。
その実験結果を表２に示す。なお熱処理は、２００℃以
上で２時間以上の条件で行った。

【０３５６】

【表２】

【０３５７】表２の[強磁性層との界面]欄に示すよう
に、実施例５の場合は、反強磁性層４と固定磁性層３と
の界面構造は非整合状態が強くなっており、比較例５の
場合も、前記界面構造は非整合状態になりやすいものの
実施例５の場合に比べると弱くなっている。

【０３５８】また抵抗変化率（ΔＭＲ）には、実施例５
と比較例５にはそれほど大きな差はない。

【０３５９】実施例５と比較例５の大きな相違点は、実
施例５における交換結合磁界（Ｈｅｘ）は比較例５の交
換結合磁界の約２倍になっている点である。

【０３６０】このように実施例５において大きな交換結
合磁界を発揮し得るのは、まず固定磁性層との界面近傍
では前記反強磁性層４の組成比はＰｔ₅₈Ｍｎ₄₂とＰｔ量
が多くなっており、前記界面において適切に非整合状態
が保たれていること、及び膜厚方向に対し組成変調させ
ることによって、熱処理により不規則格子から規則格子
に変態する理想的な組成に近い領域が膜の大部分を占め
るために、適切な前記変態が行なわれることが理由であ
ると考えられる。

【０３６１】次に本発明では、いわゆるデュアルスピン
バルブ型磁気抵抗効果素子における反強磁性層４を成膜
段階において第１の反強磁性層１４と第２の反強磁性層
１５の積層構造とした場合（実施例６）と、前記反強磁
性層を単層で形成した場合（比較例６）での交換結合磁
界（Ｈｅｘ）を測定した。 （実施例６）膜構成としては、下から、第２の反強磁性
層１５：Ｐｔ₅₀Ｍｎ₅₀（８３）／第１の反強磁性層１
４：Ｐｔ₅₈Ｍｎ₄₂（７）／固定磁性層３：[Ｃｏ（１
５）／Ｒｕ（８）／Ｃｏ（２０）]／非磁性中間層２：
Ｃｕ（２２）／フリー磁性層１：Ｃｏ（２０）／非磁性
中間層２：Ｃｕ（２２）／固定磁性層３：[Ｃｏ（２
０）／Ｒｕ（８）／Ｃｏ（１５）]／第１の反強磁性層
１４：Ｐｔ₅₈Ｍｎ₄₂（７）／第２の反強磁性層：Ｐｔ₅₀
Ｍｎ₅₀（８３）／保護層７：Ｔａ（１０） （比較例６）膜構成としては、下から、反強磁性層３
０：Ｐｔ₅₀Ｍｎ₅₀（９０）／固定磁性層３：[Ｃｏ（１
５）／Ｒｕ（８）／Ｃｏ（２０）]／非磁性中間層２：
Ｃｕ（２２）／フリー磁性層１：Ｃｏ（２０）／非磁性
中間層２：Ｃｕ（２２）／固定磁性層３：[Ｃｏ（２
０）／Ｒｕ（８）／Ｃｏ（１５）]／反強磁性層３０：
Ｐｔ₅₀Ｍｎ₅₀（９０）／保護層７：Ｔａ（１０）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。またＮｉＦｅ合金及びＰｔＭｎ合金の
下付きの数値は組成比を示し、ａｔ％である。

【０３６２】上記の実施例６と比較例６の各サンプルを
成膜した後、熱処理を施して交換結合磁界を測定した。
その実験結果を表３に示す。なお熱処理は、２００℃以
上で２時間以上の条件で行った。

【０３６３】

【表３】

【０３６４】表３の[強磁性層との界面]欄に示すよう
に、実施例６の場合は、反強磁性層４と固定磁性層３と
の界面構造は非整合状態が強くなっており、比較例６の
場合も、前記界面構造は非整合状態になりやすいものの
実施例６の場合に比べると弱くなっている。

【０３６５】また抵抗変化率（ΔＭＲ）には、実施例６
と比較例６にはそれほど大きな差はない。

【０３６６】実施例６と比較例６の大きな相違点は、実
施例６における交換結合磁界（Ｈｅｘ）は比較例６に比
べて非常に大きくなっている点である。

【０３６７】このように実施例６において大きな交換結
合磁界を発揮し得るのは、まず固定磁性層との界面が第
１の反強磁性層１４の形成により非整合状態にされてい
ること、及び前記固定磁性層３に第１の反強磁性層１４
を介して熱処理により不規則格子から規則格子に変態し
やすい理想的な組成の第２の反強磁性層１５が形成され
ており、よって熱処理によって非整合状態を保ちながら
適切な前記変態が行なわれることが理由であると考えら
れる。

【０３６８】次に本発明では、図４で説明したシードレ
イヤ２２を用いた積層膜を４種類形成し、そのうち前記
シードレイヤ２２との界面を非整合状態にしたサンプル
（実施例７，８）を２種類用意し、残りの２種類のサン
プル（比較例７，８）を、前記シードレイヤ２２との界
面を整合状態にして、各サンプルに熱処理を施した際に
発生する交換結合磁界（Ｈｅｘ）及び抵抗変化率（ΔＭ
Ｒ）等を測定した。実施例７，８における膜構成は図４
と同じであり、比較例７，８における膜構成は、図２１
と同じである。 （実施例７）膜構成としては、下から、下地層６：Ｔａ
（５０）／シードレイヤ２２：Ｎｉ₈₀Ｆｅ₂₀（３０）／
反強磁性層４[第３の反強磁性層２５：Ｐｔ₅₈Ｍｎ
₄₂（１０）／第２の反強磁性層２４：Ｐｔ₅₀Ｍｎ₅₀（１
００）／第１の反強磁性層２３：Ｐｔ₅₈Ｍｎ₄₂（１
０）]／固定磁性層３[Ｃｏ（１５）／Ｒｕ（８）／Ｃｏ
（２０）]／非磁性中間層２：Ｃｕ（２２）／フリー磁
性層１[Ｃｏ（５）／Ｎｉ₈₀Ｆｅ₂₀（４５）]／保護層
７：Ｔａ（３０） （実施例８）膜構成としては、下から、下地層６：Ｔａ
（５０）／シードレイヤ２２：Ｎｉ₆₀Ｆｅ₁₀Ｃｒ₃₀（３
０）／反強磁性層４[第３の反強磁性層２５：Ｐｔ₅₈Ｍ
ｎ₄₂（１０）／第２の反強磁性層２４：Ｐｔ₅₀Ｍｎ
₅₀（１００）／第１の反強磁性層２３：Ｐｔ₅₈Ｍｎ
₄₂（１０）]／固定磁性層３[Ｃｏ（１５）／Ｒｕ（８）
／Ｃｏ（２０）]／非磁性中間層２：Ｃｕ（２２）／フ
リー磁性層１[Ｃｏ（５）／Ｎｉ₈₀Ｆｅ₂₀（４５）]／保
護層７：Ｔａ（３０） （比較例７）膜構成としては、下から、下地層６：Ｔａ
（５０）／シードレイヤ２２：Ｎｉ₈₀Ｆｅ₂₀（３０）／
反強磁性層３１：Ｐｔ₅₀Ｍｎ₅₀（１２０）／固定磁性層
３[Ｃｏ（１５）／Ｒｕ（８）／Ｃｏ（２０）]／非磁性
中間層２：Ｃｕ（２２）／フリー磁性層１[Ｃｏ（５）
／Ｎｉ₈₀Ｆｅ₂₀（４５）]／保護層７：Ｔａ（３０） （比較例８）膜構成としては、下から、下地層６：Ｔａ
（５０）／シードレイヤ２２：Ｎｉ₆₀Ｆｅ₁₀Ｃｒ₃₀（３
０）／反強磁性層３１：Ｐｔ₅₀Ｍｎ₅₀（１２０）／固定
磁性層３[Ｃｏ（１５）／Ｒｕ（８）／Ｃｏ（２０）]／
非磁性中間層２：Ｃｕ（２２）／フリー磁性層１[Ｃｏ
（５）／Ｎｉ₈₀Ｆｅ₂₀（４５）]／保護層７：Ｔａ（３
０）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。またＮｉＦｅ合金及びＰｔ
Ｍｎ合金の下付きの数値は組成比を示し、ａｔ％であ
る。

【０３６９】上記膜構成で形成された各サンプルを形成
した後、熱処理を施して交換結合磁界（Ｈｅｘ）及び抵
抗変化率（ΔＭＲ）等を測定した。その実験結果を表４
に示す。なお熱処理は、２００℃以上で２時間以上の条
件で行った。

【０３７０】

【表４】

【０３７１】表４に示すように、まず[シード層の役割]
欄では、実施例７，８及び比較例７，８全て同じであ
り、本発明におけるシードレイヤ２２は、主として面心
立方構造から成り、しかも界面と平行な方向に（１１
１）面が優先配向されている。このため前記シードレイ
ヤ２２上に形成される反強磁性層からフリー磁性層１ま
での各層もまた界面方向に（１１１）面が優先配向し、
結晶粒径も大きくなる。このため表４に示すように、各
サンプルにおいて大きな抵抗変化率を得ることが可能に
なっている。

【０３７２】なお実施例７に比べて実施例８の方が抵抗
変化率が大きく、また比較例７に比べて比較例８の方が
抵抗変化率が大きくなるのは、実施例７及び比較例７で
は、シードレイヤ２２がＮｉ₈₀Ｆｅ₂₀からなる合金で形
成されるために前記シードレイヤ２２の比抵抗は低く、
一方、実施例８及び比較例８では、前記シードレイヤ２
２がＮｉ₆₀Ｆｅ₁₀Ｃｒ₃₀で形成され非磁性でＣｒを添加
した組成であるために、前記シードレイヤ２２の比抵抗
は高くなっているからである。

【０３７３】実施例７及び比較例７では比抵抗が低いこ
とによりセンス電流が前記シードレイヤ２２にも分流す
るのに対し、実施例８及び比較例８ではそのようなこと
がなく、よって実施例８及び比較例８の方が、実施例７
及び比較例７に比べて抵抗変化率が高くなる。

【０３７４】次に交換結合磁界について説明すると、実
施例７，８の方が比較例７，８に比べて非常に高くなっ
ていることがわかる。これは実施例７，８では、シード
レイヤ２２との界面及び固定磁性層３との界面構造が、
第３の反強磁性層２５及び第１の反強磁性層２３の存在
により非整合状態にされているからである。一方、比較
例７，８では、反強磁性層３１が、熱処理によって不規
則格子から規則格子に変態しやすい理想的な組成で形成
されているものの前記シードレイヤ２２及び固定磁性層
３の界面が整合されているために、熱処理によって前記
変態が起こり難くなり、交換結合磁界が小さくなってし
まう。

【０３７５】この実験結果により、抵抗変化率及び交換
結合磁界の双方を満足するには次のことが言える。すな
わちシードレイヤ２２を、反強磁性層の固定磁性層３と
の界面と反対側の面に形成し、しかも前記シードレイヤ
２２を非磁性で比抵抗の大きい材料で形成することで、
抵抗変化率を高めることができる。また反強磁性層４を
成膜段階において３層膜で形成し、前記３層膜のうち、
固定磁性層３に接する第１の反強磁性層２３及びシード
レイヤ２２に接する第３の反強磁性層２５のＰｔ量を多
くして、前記固定磁性層３及びシードレイヤ２２との界
面で非整合状態を保ち、また前記第１及び第３の反強磁
性層２３，２５間に形成される第２の反強磁性層２４
を、熱処理によって不規則格子から規則格子に変態しや
すい理想的な組成で形成するのである。これによって交
換結合磁界（Ｈｅｘ）を向上させることが可能である。

【０３７６】なお前記第１及び第３の反強磁性層２３，
２５の膜厚及び組成比の範囲は、上記した図１８及び図
１９の実験結果と同様に、３Å以上３０Å以下であり、
Ｐｔ量が５３ａｔ％以上６５ａｔ％以下であることが好
ましい。また前記第２の反強磁性層２４の膜厚は、図１
７の実験結果と同様に７０Å以上であることが好まし
い。

【０３７７】

【発明の効果】以上詳述したように本発明における交換
結合膜では、反強磁性層は、元素ＸとＭｎとを含有する
反強磁性材料、あるいは元素Ｘと元素Ｘ′とＭｎとを含
有する反強磁性材料で形成され、膜厚方向の中間領域か
ら強磁性層側に向うにしたがってＭｎに対する元素Ｘあ
るいは元素Ｘ＋Ｘ′の原子％の比率が増加する領域と、
前記中間領域から前記強磁性層と反対側に向かうにした
がってＭｎに対する元素Ｘあるいは元素Ｘ＋Ｘ′の原子
％の比率が増加する領域とが存在し、前記反強磁性層の
少なくとも一部の結晶構造がＣｕＡｕ−Ｉ型の面心正方
規則格子であることを特徴とするものである。

【０３７８】前記反強磁性層に上記した組成変調を起す
領域の存在、規則格子の存在があると、前記交換結合膜
の交換結合磁界を従来に比べて大きくすることができ
る。

【０３７９】また本発明では、反強磁性層と強磁性層の
界面の少なくとも一部は非整合状態であることが好まし
い。これによってより適切に反強磁性層の規則変態を促
し、大きな交換結合磁界を得ることが可能になる。

【０３８０】また本発明では、反強磁性層の強磁性層と
反対側の面にシードレイヤを設けることが好ましい。こ
のとき前記シードレイヤを非磁性で比抵抗の大きい材料
で形成し、しかもより好ましくは前記シードレイヤと反
強磁性層との界面の少なくとも一部を非整合状態にする
ことで、大きな抵抗変化率及び交換結合磁界を得ること
が可能である。

【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
型磁気抵抗効果素子の構造をＡＢＳ面側から見た断面
図、

【図２】本発明における積層膜の成膜段階（熱処理前）
の構造を示す模式図、

【図３】図２に示す積層膜に熱処理を施した後の前記積
層膜の構造を示す模式図、

【図４】シードレイヤを用いた本発明における積層膜の
成膜段階（熱処理前）の構造を示す模式図、

【図５】図４に示す積層膜に熱処理を施した後の前記積
層膜の構造を示す模式図、

【図６】本発明の第２実施形態のシングルスピンバルブ
型磁気抵抗効果素子の構造をＡＢＳ面側から見た断面
図、

【図７】本発明の第３実施形態のシングルスピンバルブ
型磁気抵抗効果素子の構造をＡＢＳ面側から見た断面
図、

【図８】本発明の第４実施形態のシングルスピンバルブ
型磁気抵抗効果素子の構造をＡＢＳ面側から見た断面
図、

【図９】本発明の第５実施形態のデュアルスピンバルブ
型磁気抵抗効果素子の構造をＡＢＳ面側から見た断面
図、

【図１０】デュアルスピンバルブ型の積層膜の成膜段階
の構造を示す模式図、

【図１１】図１０に示す積層膜に熱処理を施した後の前
記積層膜の構造を示す模式図、

【図１２】シードレイヤを用いたデュアルスピンバルブ
型の積層膜の成膜段階の構造を示す模式図、

【図１３】図１２に示す積層膜に熱処理を施した後の前
記積層膜の構造を示す模式図、

【図１４】本発明の第６実施形態のＡＭＲ型磁気抵抗効
果素子の構造をＡＢＳ面側から見た断面図、

【図１５】本発明の第７実施形態のＡＭＲ型磁気抵抗効
果素子の構造をＡＢＳ面側から見た断面図、

【図１６】本発明における薄膜磁気ヘッド（再生ヘッ
ド）の構造示す部分断面図、

【図１７】反強磁性層を第１の反強磁性層と第２の反強
磁性層で形成した場合の、前記反強磁性層のトータル膜
厚と、交換結合磁界（Ｈｅｘ）との関係を示すグラフ、

【図１８】反強磁性層を第１の反強磁性層と第２の反強
磁性層で形成した場合の、前記第１の反強磁性層の膜厚
と、交換結合磁界（Ｈｅｘ）との関係を示すグラフ、

【図１９】反強磁性層を第１の反強磁性層と第２の反強
磁性層で形成し、前記第１の反強磁性層をＰｔ_xＭｎ
_100-xで形成した場合のＰｔ量（Ｘ）と交換結合磁界
（Ｈｅｘ）との関係を示すグラフ、

【図２０】実験用の従来のシングルスピンバルブ型磁気
抵抗効果素子の構造を示す模式図、

【図２１】実験用の従来のシングルスピンバルブ型磁気
抵抗効果素子にシードレイヤを用いた構造を示す模式
図、

【符号の説明】

１ フリー磁性層 ２ 非磁性中間層 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 １４、２３ 第１の反強磁性層 １５、２４ 第２の反強磁性層 １６、２１ エクスチェンジバイアス層 １７、２６ 絶縁層 １８ 軟磁性層（ＳＡＬ層） １９ 非磁性層（ＳＨＵＮＴ層） ２０ 磁気抵抗層（ＭＲ層） ２２ シードレイヤ ２５ 第３の反強磁性層 ４２ 磁気抵抗効果素子

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 井出 洋介 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 田中 健一 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 Ｆターム(参考） 5D034 BA04 BA05 BA21 CA08 DA07 5E049 AA04 AA07 AA09 AC00 AC05 BA12 CB02 DB12 DB14

Claims (26)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 反強磁性層と強磁性層との界面に交換結
   合磁界が生じる交換結合膜において、 前記反強磁性層は、元素Ｘ（ただしＸは、Ｐｔ，Ｐｄ，
   Ｉｒ，Ｒｈ，Ｒｕ，Ｏｓのうち１種または２種以上の元
   素である）とＭｎとを含有する反強磁性材料で形成さ
   れ、膜厚方向の中間領域から強磁性層側に向うにしたが
   ってＭｎに対する元素Ｘの原子％の比率が増加する領域
   と、前記中間領域から前記強磁性層と反対側に向かうに
   したがってＭｎに対する元素Ｘの原子％の比率が増加す
   る領域とが存在し、 前記反強磁性層の少なくとも一部の結晶構造がＣｕＡｕ
   −Ｉ型の面心正方規則格子であることを特徴とする交換
   結合膜。
2. 【請求項２】 反強磁性層と強磁性層との界面に交換結
   合磁界が生じる交換結合膜において、 前記反強磁性層は、元素Ｘと元素Ｘ′（ただしＸは、Ｐ
   ｔ，Ｐｄ，Ｉｒ，Ｒｈ，Ｒｕ，Ｏｓのうち１種または２
   種以上の元素であり、元素Ｘ′は、Ｎｅ，Ａｒ，Ｋｒ，
   Ｘｅ，Ｂｅ，Ｂ，Ｃ，Ｎ，Ｍｇ，Ａｌ，Ｓｉ，Ｐ，Ｔ
   ｉ，Ｖ，Ｃｒ，Ｆｅ，Ｃｏ，Ｎｉ，Ｃｕ，Ｚｎ，Ｇａ，
   Ｇｅ，Ｚｒ，Ｎｂ，Ｍｏ，Ａｇ，Ｃｄ，Ｓｎ，Ｈｆ，Ｔ
   ａ，Ｗ，Ｒｅ，Ａｕ，Ｐｂ、及び希土類元素のうち１種
   または２種以上の元素である）とＭｎとを含有する反強
   磁性材料で形成され、膜厚方向の中間領域から強磁性層
   側に向うにしたがってＭｎに対する元素Ｘ＋Ｘ′の原子
   ％の比率が増加する領域と、前記中間領域から前記強磁
   性層と反対側に向かうにしたがってＭｎに対する元素Ｘ
   ＋Ｘ′の原子％の比率が増加する領域とが存在し、 前記反強磁性層の少なくとも一部の結晶構造がＣｕＡｕ
   −Ｉ型の面心正方規則格子であることを特徴とする交換
   結合膜。
3. 【請求項３】 前記Ｘ―Ｍｎ―Ｘ′を含む合金は、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請求項２記載の交換結合
   膜。
4. 【請求項４】 前記反強磁性層における強磁性層との界
   面と反対側となる面に、前記界面と平行な方向に面心立
   方晶の（１１１）面が優先配向したシードレイヤが形成
   され、 前記反強磁性層及び強磁性層の結晶配向は、前記界面と
   平行な方向に（１１１）面が優先配向している請求項１
   ないし３のいずれかに記載の交換結合膜。
5. 【請求項５】 前記反強磁性層とシードレイヤとの界面
   の少なくとも一部で前記反強磁性層の格子定数とシード
   レイヤの格子定数とが異なっている請求項４記載の交換
   結合膜。
6. 【請求項６】 前記シードレイヤと反強磁性層との界面
   の少なくとも一部は非整合状態である請求項４または５
   記載の交換結合膜。
7. 【請求項７】 前記シードレイヤは、ＮｉＦｅ合金、あ
   るいはＮｉ−Ｆｅ−Ｙ合金（ただしＹは、Ｃｒ，Ｒｈ，
   Ｔａ，Ｈｆ，Ｎｂ，Ｚｒ，Ｔｉから選ばれる１種または
   ２種以上）で形成される請求項４ないし６のいずれかに
   記載の交換結合膜。
8. 【請求項８】 前記シードレイヤは非磁性である請求項
   ４ないし６のいずれかに記載の交換結合膜。
9. 【請求項９】 前記交換結合膜は、下地層上に、シード
   レイヤ、反強磁性層、及び強磁性層の順に積層され、前
   記下地層は、Ｔａ，Ｈｆ，Ｎｂ，Ｚｒ，Ｔｉ，Ｍｏ，Ｗ
   のうち１種または２種以上の元素で形成されている請求
   項４ないし７のいずれかに記載の交換結合膜。
10. 【請求項１０】 前記反強磁性層における前記強磁性層
    との界面の反対側の面には、Ｔａ，Ｈｆ，Ｎｂ，Ｚｒ，
    Ｔｉ，Ｍｏ，Ｗのうち１種または２種以上の元素で形成
    された層が形成されている請求項１ないし３のいずれか
    に記載の交換結合膜。
11. 【請求項１１】 前記反強磁性層の膜厚方向の中央付近
    よりも前記界面と反対側の面寄りに前記界面と平行な第
    １の仮想境界を設定し、前記強磁性層寄りに前記界面と
    平行な第２の仮想境界を設定したときに、 前記反対側の面から前記第１の仮想境界までの第１の領
    域、及び前記強磁性層との界面から前記第２の仮想境界
    までの第３の領域は、前記第１及び第２の仮想境界間の
    第２の領域に比べて、前記比率が大きく、前記第１の仮
    想境界を挟む領域で前記第２の領域から第１の領域に向
    けて、また前記第２の仮想境界を挟む領域では前記第２
    の領域から第３の領域に向けて、前記比率が連続的にあ
    るいは不連続的に増大する請求項１ないし１０のいずれ
    かに記載の交換結合膜。
12. 【請求項１２】 前記反強磁性層には、膜厚方向の中間
    の所定領域から前記強磁性層との界面に向けて、および
    前記中間の領域から前記界面と反対側の面に向けて、前
    記元素Ｘあるいは元素Ｘ＋Ｘ′の原子％が増大する領域
    が存在する請求項１ないし１１のいずれかに記載の交換
    結合膜。
13. 【請求項１３】 前記反強磁性層には、前記強磁性層と
    の界面に向けて、および前記界面と反対側の面に向け
    て、前記元素Ｘあるいは元素Ｘ＋Ｘ′の原子％が減少す
    る領域がそれぞれ存在する請求項１ないし１２のいずれ
    かに記載の交換結合膜。
14. 【請求項１４】 前記反強磁性層の、前記強磁性層との
    界面近傍、及び前記界面と反対側の面の近傍では、全元
    素の組成比を１００ａｔ％としたときに、元素Ｘあるい
    は元素Ｘ＋Ｘ′の組成比が５０（ａｔ％）以上６５（ａ
    ｔ％）以下である請求項１ないし１３のいずれかに記載
    の交換結合膜。
15. 【請求項１５】 前記各面の近傍では、元素Ｘあるいは
    元素Ｘ＋Ｘ′の組成比が５０（ａｔ％）以上６０（ａｔ
    ％）以下である請求項１４記載の交換結合膜。
16. 【請求項１６】 前記反強磁性層の膜厚方向の中間に
    は、全元素の組成比を１００ａｔ％としたときに、元素
    Ｘあるいは元素Ｘ＋Ｘ′の組成比が、４４（ａｔ％）以
    上５７（ａｔ％）以下の領域が存在する請求項１ないし
    １５のいずれかに記載の交換結合膜。
17. 【請求項１７】 前記領域での元素Ｘあるいは元素Ｘ＋
    Ｘ′の組成比が、４６（ａｔ％）以上５５（ａｔ％）以
    下である請求項１６記載の交換結合膜。
18. 【請求項１８】 前記反強磁性層の膜厚は７６Å以上で
    ある請求項１ないし１７のいずれかに記載の交換結合
    膜。
19. 【請求項１９】 前記反強磁性層と前記強磁性層との界
    面の少なくとも一部で前記反強磁性層の格子定数と強磁
    性層の格子定数とが異なっている請求項１ないし１９の
    いずれかに記載の交換結合膜。
20. 【請求項２０】 前記反強磁性層と前記強磁性層との界
    面の少なくとも一部で前記反強磁性層の結晶配向と強磁
    性層の結晶配向が異なっている請求項１、２、３、１０
    のいずれかに記載の交換結合膜。
21. 【請求項２１】 前記反強磁性層と前記強磁性層との界
    面の少なくとも一部が非整合状態である請求項１ないし
    ２０のいずれかに記載の交換結合膜。
22. 【請求項２２】 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
    非磁性中間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を有する磁気抵抗効
    果素子において、 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
    定磁性層とが、請求項１ないし請求項２１のいずれかに
    記載された交換結合膜により形成されることを特徴とす
    る磁気抵抗効果素子。
23. 【請求項２３】 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
    非磁性中間層を介して形成されたフリー磁性層とを有
    し、前記フリー磁性層の上側または下側に、トラック幅
    方向に間隔を空けて反強磁性のエクスチェンジバイアス
    層が形成された磁気抵抗効果素子において、 前記エクスチェンジバイアス層とフリー磁性層とが、請
    求項１ないし請求項２１のいずれかに記載された交換結
    合膜により形成されることを特徴とする磁気抵抗効果素
    子。
24. 【請求項２４】 フリー磁性層の上下に積層された非磁
    性中間層と、一方の前記非磁性中間層の上および他方の
    非磁性中間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する磁気抵抗効果素子
    において、 前記フリー磁性層よりも下側及び／または上側に形成さ
    れた前記反強磁性層とこの反強磁性層と接して形成され
    た固定磁性層とが、請求項１ないし請求項２１のいずれ
    かに記載された交換結合膜により形成されることを特徴
    とする磁気抵抗効果素子。
25. 【請求項２５】 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
    下側にトラック幅方向へ間隔を空けて反強磁性層が形成
    された磁気抵抗効果素子において、 前記反強磁性層と磁気抵抗層とが、請求項１ないし請求
    項２１のいずれかに記載された交換結合膜により形成さ
    れることを特徴とする磁気抵抗効果素子。
26. 【請求項２６】 請求項２２ないし２５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。