JP2001298224A - 交換結合膜を用いた磁気抵抗効果素子 - Google Patents
交換結合膜を用いた磁気抵抗効果素子Info
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Abstract
(57)【要約】 （修正有）
【課題】 熱処理時間を短縮しつつ、高い抵抗変化率を
実現することを可能としたスピンバルブ型磁気抵抗効果
素子を提供する。 【解決手段】 基板１上にＴａ下地層２、反強磁性層
３、Ｒｕ、Ｒｈなどの厚さ１ｍｍ以下の非磁性層４ｂを
中間に挟んだ厚さ１ｍｍ以上の積層フェリ型固定強磁性
層５、Ｃｕ導電層６、ＣｏＦｅ及びＮｉＦｅ強磁性層
７、Ｔａ保護層９を順次積層した構造とし、熱処理を施
こすことにより、反強磁性層３と強磁性層５の界面に交
換結合磁界が誘導され、強磁性層５の磁化方向が一定方
向に固定される。反強磁性層３はＰｔＭｎ系材料とし、
強磁性層５との界面において、５０原子％Ｍｎの組成と
する。
実現することを可能としたスピンバルブ型磁気抵抗効果
素子を提供する。 【解決手段】 基板１上にＴａ下地層２、反強磁性層
３、Ｒｕ、Ｒｈなどの厚さ１ｍｍ以下の非磁性層４ｂを
中間に挟んだ厚さ１ｍｍ以上の積層フェリ型固定強磁性
層５、Ｃｕ導電層６、ＣｏＦｅ及びＮｉＦｅ強磁性層
７、Ｔａ保護層９を順次積層した構造とし、熱処理を施
こすことにより、反強磁性層３と強磁性層５の界面に交
換結合磁界が誘導され、強磁性層５の磁化方向が一定方
向に固定される。反強磁性層３はＰｔＭｎ系材料とし、
強磁性層５との界面において、５０原子％Ｍｎの組成と
する。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は反強磁性層と強磁性
層を有し前期反強磁性層と強磁性層との界面に発生する
交換異方性結合磁界により前記強磁性層の磁化方向が特
定の方向に固定され、非磁性導電層を介して低磁界で動
作する磁化方向が固定されない強磁性層との積層多層膜
で構成する磁気抵抗効果素子に関する。
層を有し前期反強磁性層と強磁性層との界面に発生する
交換異方性結合磁界により前記強磁性層の磁化方向が特
定の方向に固定され、非磁性導電層を介して低磁界で動
作する磁化方向が固定されない強磁性層との積層多層膜
で構成する磁気抵抗効果素子に関する。
【０００２】
【従来の技術】反強磁性層からの交換異方性結合磁界に
よって磁化が固定された強磁性層と非磁性導電層を挿ん
で磁化が固定されない強磁性層から構成される磁気抵抗
効果膜は巨大磁気抵抗効果を示すものとして知られてお
り、スピンバルブ型膜と称せられ磁気抵抗素子への応用
が提案されている。最近ハードディスクなどの磁気記録
においては、記録媒体からの磁界を検出するセンサ素子
として実用化されている。
よって磁化が固定された強磁性層と非磁性導電層を挿ん
で磁化が固定されない強磁性層から構成される磁気抵抗
効果膜は巨大磁気抵抗効果を示すものとして知られてお
り、スピンバルブ型膜と称せられ磁気抵抗素子への応用
が提案されている。最近ハードディスクなどの磁気記録
においては、記録媒体からの磁界を検出するセンサ素子
として実用化されている。
【０００３】前記スピンバルブ型磁気抵抗効果素子は、
反強磁性層、固定磁性層、非磁性導電層、および自由磁
性層の組み合わせから成る。反強磁性層と固定層との界
面にて発生する交換異方性結合磁界により、前記固定磁
性層の磁化方向が一定方向に固定される。自由磁性層の
磁化は前記固定磁性層の磁化方向と交叉する方向にバイ
アスを受け揃えられる。
反強磁性層、固定磁性層、非磁性導電層、および自由磁
性層の組み合わせから成る。反強磁性層と固定層との界
面にて発生する交換異方性結合磁界により、前記固定磁
性層の磁化方向が一定方向に固定される。自由磁性層の
磁化は前記固定磁性層の磁化方向と交叉する方向にバイ
アスを受け揃えられる。
【０００４】素子構造においては自由層の磁化方向は素
子端部露出面に平行となるように配置される。固定磁性
層磁化方向は当該面と垂直となる。このとき磁性媒体な
どから漏洩する磁界により自由層の磁化方向が回転し、
固定磁性層の磁化方向と角度を成し抵抗変化として感知
される。素子に電流が通電された状態ではこの角度変化
が出力電圧となって現れる。
子端部露出面に平行となるように配置される。固定磁性
層磁化方向は当該面と垂直となる。このとき磁性媒体な
どから漏洩する磁界により自由層の磁化方向が回転し、
固定磁性層の磁化方向と角度を成し抵抗変化として感知
される。素子に電流が通電された状態ではこの角度変化
が出力電圧となって現れる。
【０００５】スピンバルブ型膜の最も簡単な構成は反強
磁性層、固定磁性層、非磁性導電層、自由磁性層が順次
またはこの逆の順序で構成されて成る構造を有してお
り、それぞれ下置き型スピンバルブ構造または上置型ス
ピンバルブ構造と呼ばれている。
磁性層、固定磁性層、非磁性導電層、自由磁性層が順次
またはこの逆の順序で構成されて成る構造を有してお
り、それぞれ下置き型スピンバルブ構造または上置型ス
ピンバルブ構造と呼ばれている。
【０００６】反強磁性層にはＦｅＭｎ、ＮｉＯ、ＮｉＭ
ｎやＰｔＭｎなどの合金膜が用いられる。固定強磁性層
としてはＣｏ、ＣｏＦｅ合金などが適用される。反強磁
性層がＮｉＭｎやＭｎＰｔである場合は反強磁性的磁気
的配列を取るには適当な熱処理が必要となる。熱処理は
膜の酸化などを避けるために一般的には真空中で行わ
れ、磁界を印加することで固定強磁性の磁化方向を規定
できる。
ｎやＰｔＭｎなどの合金膜が用いられる。固定強磁性層
としてはＣｏ、ＣｏＦｅ合金などが適用される。反強磁
性層がＮｉＭｎやＭｎＰｔである場合は反強磁性的磁気
的配列を取るには適当な熱処理が必要となる。熱処理は
膜の酸化などを避けるために一般的には真空中で行わ
れ、磁界を印加することで固定強磁性の磁化方向を規定
できる。
【０００７】固定強磁性層の磁化方向の強さは交換異方
性結合磁界として表され、反強磁性材料のもつ磁気的配
列消失点（ネール温度）が指標となる。前期材料の中で
はＮｉＭｎが最も高いネール温度を有するが、素子形成
のプロセスに適する２００〜２７０℃では極めて長時間
の熱処理を必要とする。一方ＦｅＭｎやＮｉＯは熱処理
は不要であるが交換結合磁界が小さく、ＦｅＭｎにいた
っては耐食性においても劣るため実用上の障害となって
いる。
性結合磁界として表され、反強磁性材料のもつ磁気的配
列消失点（ネール温度）が指標となる。前期材料の中で
はＮｉＭｎが最も高いネール温度を有するが、素子形成
のプロセスに適する２００〜２７０℃では極めて長時間
の熱処理を必要とする。一方ＦｅＭｎやＮｉＯは熱処理
は不要であるが交換結合磁界が小さく、ＦｅＭｎにいた
っては耐食性においても劣るため実用上の障害となって
いる。
【０００８】これに対しＭｎＰｔはＮｉＭｎには劣るも
のの高い結合磁界を発生し、耐食性に優れる。また前期
プロセス温度内においてＮｉＭｎほどの長時間の熱処理
を必要としないため既に初期の反強磁性材料として実用
化されている。ＭｎＰｔはほぼ５０：５０原子％の組成
比が好んで使用され、成膜当初の面心立方（ｆｃｃ）結
晶構造から熱処理によって面心正方晶（ｆｃｔ）構造に
相変態することで反強磁性的に磁気配列する。
のの高い結合磁界を発生し、耐食性に優れる。また前期
プロセス温度内においてＮｉＭｎほどの長時間の熱処理
を必要としないため既に初期の反強磁性材料として実用
化されている。ＭｎＰｔはほぼ５０：５０原子％の組成
比が好んで使用され、成膜当初の面心立方（ｆｃｃ）結
晶構造から熱処理によって面心正方晶（ｆｃｔ）構造に
相変態することで反強磁性的に磁気配列する。
【０００９】ところで、前期上置きまたは下置き型スピ
ンバルブ構造では固定強磁性層に作用する交換異方性結
合磁界の強さは反強磁性層および固定強磁性層の膜厚に
依存し、反強磁性層が厚い程、固定磁性層が薄い程強い
結合磁界を発現できる。スピンバルブ型構造では自由層
が磁化によって回転するため、固定強磁性層の磁化方向
は強く固着されていることが望ましい。また同一反強磁
性材料では素子性能の目安となる磁気抵抗変化率は結合
磁界の大きさに依存し、当該磁界が大きい程高い抵抗変
化率が得られる。
ンバルブ構造では固定強磁性層に作用する交換異方性結
合磁界の強さは反強磁性層および固定強磁性層の膜厚に
依存し、反強磁性層が厚い程、固定磁性層が薄い程強い
結合磁界を発現できる。スピンバルブ型構造では自由層
が磁化によって回転するため、固定強磁性層の磁化方向
は強く固着されていることが望ましい。また同一反強磁
性材料では素子性能の目安となる磁気抵抗変化率は結合
磁界の大きさに依存し、当該磁界が大きい程高い抵抗変
化率が得られる。
【００１０】
【発明が解決しようとする課題】ハードディスクドライ
ブ（ＨＤＤ）などの磁気記録においては近年飛躍的に記
録密度が向上している。磁界を感知するセンサ素子はシ
ールド膜と呼ばれる数μｍの厚い軟磁性膜の間に配置さ
れているが、記録密度が向上するほどこの峡間を狭くす
る必要がある。同時に素子自体も薄く小さいことが望ま
れる。このときスピンバルブ型膜は薄膜化することが要
求される。薄層化に伴い最も膜厚が厚い反強磁性層も薄
層化せざるを得ず、前述した如くこれは交換結合磁界の
低下を意味する。さらに矮小化による反磁界の影響も大
きくなるため、固定強磁性層の磁化を配列させるために
は従来よりも大きな交換結合磁界を発生することが望ま
れる。このような限られた構造において前記２つの簡単
なスピンバルブ型構成では結合磁界強度に限度があっ
た。
ブ（ＨＤＤ）などの磁気記録においては近年飛躍的に記
録密度が向上している。磁界を感知するセンサ素子はシ
ールド膜と呼ばれる数μｍの厚い軟磁性膜の間に配置さ
れているが、記録密度が向上するほどこの峡間を狭くす
る必要がある。同時に素子自体も薄く小さいことが望ま
れる。このときスピンバルブ型膜は薄膜化することが要
求される。薄層化に伴い最も膜厚が厚い反強磁性層も薄
層化せざるを得ず、前述した如くこれは交換結合磁界の
低下を意味する。さらに矮小化による反磁界の影響も大
きくなるため、固定強磁性層の磁化を配列させるために
は従来よりも大きな交換結合磁界を発生することが望ま
れる。このような限られた構造において前記２つの簡単
なスピンバルブ型構成では結合磁界強度に限度があっ
た。
【００１１】前記結合磁界を向上させる手段として特定
の金属を中間層に配置した３層構造で強磁性層と強磁性
層との間に発現する強磁性的結合を利用することが提案
された。当該結合は２つの強磁性層の磁化方向を反並行
に配列するもので、積層フェリ構造と呼称され、交換異
方性結合磁界を遥かに凌ぐ磁界を有する。中間層として
はＲｕ、Ｒｈなど、強磁性層としては前記固定強磁性層
と同一のＣｏ系合金が用いられる
の金属を中間層に配置した３層構造で強磁性層と強磁性
層との間に発現する強磁性的結合を利用することが提案
された。当該結合は２つの強磁性層の磁化方向を反並行
に配列するもので、積層フェリ構造と呼称され、交換異
方性結合磁界を遥かに凌ぐ磁界を有する。中間層として
はＲｕ、Ｒｈなど、強磁性層としては前記固定強磁性層
と同一のＣｏ系合金が用いられる
【００１２】積層フェリ構造をスピンバルブ構造の固定
強磁性層として適用した場合、反強磁性層と接する強磁
性層には交換異方性結合磁界が作用するため磁化方向は
従来構造と同一方向に固定できる。このとき固定強磁性
層としては実効的に従来の単層強磁性層を遥かに凌ぐ結
合磁界を得ることが可能であり、２層の強磁性層間に膜
厚差を設けることで固定強磁性層としての磁化方向を規
定でき微小素子においても自由強磁性層との交叉磁界を
容易に実現できる。上置きおよび下置き型スピンバルブ
構造いずれに適用した場合も、素子性能の目安である磁
気抵抗変化率は従来の単純な構造を凌駕する。自由強磁
性層を挟んで２つの反強磁性層と積層フェリを有する構
造とすればさらに効果が高まる。
強磁性層として適用した場合、反強磁性層と接する強磁
性層には交換異方性結合磁界が作用するため磁化方向は
従来構造と同一方向に固定できる。このとき固定強磁性
層としては実効的に従来の単層強磁性層を遥かに凌ぐ結
合磁界を得ることが可能であり、２層の強磁性層間に膜
厚差を設けることで固定強磁性層としての磁化方向を規
定でき微小素子においても自由強磁性層との交叉磁界を
容易に実現できる。上置きおよび下置き型スピンバルブ
構造いずれに適用した場合も、素子性能の目安である磁
気抵抗変化率は従来の単純な構造を凌駕する。自由強磁
性層を挟んで２つの反強磁性層と積層フェリを有する構
造とすればさらに効果が高まる。
【００１３】しかしながら前述したＭｎＰｔ反強磁性膜
を用いて交換結合磁界を発現するには熱処理が必要なこ
とに変わりはない。当該熱処理については特開平１１−
１９１６４７によれば例えば昇温に３時間、２４０℃で
の保持に３時間、降温に３時間の実質的に９時間という
長時間の処理を施している。
を用いて交換結合磁界を発現するには熱処理が必要なこ
とに変わりはない。当該熱処理については特開平１１−
１９１６４７によれば例えば昇温に３時間、２４０℃で
の保持に３時間、降温に３時間の実質的に９時間という
長時間の処理を施している。
【００１４】本発明は長時間の熱処理を要するという上
記従来の課題を解決するものであり、反強磁性層と強磁
性層との間に誘導された交換結合磁界を用いた磁気抵抗
効果素子において、ＭｎＰｔ系材料を用いた場合におい
ても高い抵抗変化率を実現することを可能としたスピン
バルブ型磁気抵抗効果素子に関する。
記従来の課題を解決するものであり、反強磁性層と強磁
性層との間に誘導された交換結合磁界を用いた磁気抵抗
効果素子において、ＭｎＰｔ系材料を用いた場合におい
ても高い抵抗変化率を実現することを可能としたスピン
バルブ型磁気抵抗効果素子に関する。
【００１５】
【課題を解決するための手段】本発明の交換結合膜を用
いた磁気抵抗効果素子は、反強磁性層と強磁性層とが隣
接して形成され、熱処理を施こすことにより、前記反強
磁性層と強磁性層の界面に交換結合磁界が誘導され、前
記強磁性層の磁化方向が一定方向に固定されるスピンバ
ルブ型磁気抵抗効果素子であって、前記反強磁性層はマ
ンガン白金（ＭｎＰｔ）系材料で形成され、強磁性層と
の界面において、ほぼ５０原子%マンガン（Ｍｎ）の組
成を有し、もう一方の界面におけるマンガン（Ｍｎ）組
成と０．５原子％以上の組成変化があることを特徴とす
るものである。前記磁化が固定された強磁性層は、積層
フェリ構造で構成することができる。ここで、もう一方
の界面とは、反強磁性層が下地膜や保護膜と接する面を
いう。反強磁性層を下置きにする場合には、例えば、磁
気ギャップ膜または基板等の上に下地膜を設け、この下
地膜上に反強磁性膜を形成する。反強磁性層を上置きに
する場合には、強磁性層の上に反強磁性層を形成した
後、これを覆うように、例えばキャップ膜または磁気ギ
ャップ膜や保護膜等を積層する。
いた磁気抵抗効果素子は、反強磁性層と強磁性層とが隣
接して形成され、熱処理を施こすことにより、前記反強
磁性層と強磁性層の界面に交換結合磁界が誘導され、前
記強磁性層の磁化方向が一定方向に固定されるスピンバ
ルブ型磁気抵抗効果素子であって、前記反強磁性層はマ
ンガン白金（ＭｎＰｔ）系材料で形成され、強磁性層と
の界面において、ほぼ５０原子%マンガン（Ｍｎ）の組
成を有し、もう一方の界面におけるマンガン（Ｍｎ）組
成と０．５原子％以上の組成変化があることを特徴とす
るものである。前記磁化が固定された強磁性層は、積層
フェリ構造で構成することができる。ここで、もう一方
の界面とは、反強磁性層が下地膜や保護膜と接する面を
いう。反強磁性層を下置きにする場合には、例えば、磁
気ギャップ膜または基板等の上に下地膜を設け、この下
地膜上に反強磁性膜を形成する。反強磁性層を上置きに
する場合には、強磁性層の上に反強磁性層を形成した
後、これを覆うように、例えばキャップ膜または磁気ギ
ャップ膜や保護膜等を積層する。
【００１６】交換結合磁界により磁化が固定される強磁
性層より先に反強磁性層が形成される（下置き）場合に
は、当該強磁性層に向かってマンガン（Ｍｎ）の組成は
疎となる勾配を有し、前記強磁性層が先に形成される
（上置き）場合には、当該強磁性層から離れるにしたが
ってＭｎが疎（ｐｏｏｒ）となる組成勾配を有する。上
下に交換結合磁界を誘導する２組の反強磁性膜および強
磁性膜を含む場合も全く同様の組成勾配を有する。
性層より先に反強磁性層が形成される（下置き）場合に
は、当該強磁性層に向かってマンガン（Ｍｎ）の組成は
疎となる勾配を有し、前記強磁性層が先に形成される
（上置き）場合には、当該強磁性層から離れるにしたが
ってＭｎが疎（ｐｏｏｒ）となる組成勾配を有する。上
下に交換結合磁界を誘導する２組の反強磁性膜および強
磁性膜を含む場合も全く同様の組成勾配を有する。
【００１７】反強磁性層内の組成分布については、Ｍｎ
Ｐｔ層は製膜直後では初期層がＭｎの密な（ｒｉｃｈ）
組成を有し、熱処理後はＭｎが拡散することにより層内
では均一な組成となる。交換結合磁界を発現する磁気構
造はＭｎＰｔの組成がほぼ５０：５０原子％で実現し、
この組成において最も強い結合磁界を発現する。このた
めには適切な温度および時間の熱処理が必要とされる。
固定強磁性層と接する界面でＭｎＰｔ層の５０：５０原
子％を実現する場合、上置き型スピンバルブ構造では下
置き型スピンバルブ構造に比べてＰｔの組成が多いこと
が好まれる。
Ｐｔ層は製膜直後では初期層がＭｎの密な（ｒｉｃｈ）
組成を有し、熱処理後はＭｎが拡散することにより層内
では均一な組成となる。交換結合磁界を発現する磁気構
造はＭｎＰｔの組成がほぼ５０：５０原子％で実現し、
この組成において最も強い結合磁界を発現する。このた
めには適切な温度および時間の熱処理が必要とされる。
固定強磁性層と接する界面でＭｎＰｔ層の５０：５０原
子％を実現する場合、上置き型スピンバルブ構造では下
置き型スピンバルブ構造に比べてＰｔの組成が多いこと
が好まれる。
【００１８】しかしながら固定強磁性層の磁気的配列を
定義するのは当該強磁性層との界面での反強磁性層の磁
気構造であり、界面の磁気的構造と他の部分が必ずしも
同じ磁気的構造を有する必要はない。特に本発明のよう
に固定強磁性層が積層フェリ層構造から成る場合には、
積層フェリ構造の反強磁性的結合磁界が強いため、交換
結合磁界の不足を補うことが可能となる。このとき先の
公知例のような長時間の熱処理が不要となる。
定義するのは当該強磁性層との界面での反強磁性層の磁
気構造であり、界面の磁気的構造と他の部分が必ずしも
同じ磁気的構造を有する必要はない。特に本発明のよう
に固定強磁性層が積層フェリ層構造から成る場合には、
積層フェリ構造の反強磁性的結合磁界が強いため、交換
結合磁界の不足を補うことが可能となる。このとき先の
公知例のような長時間の熱処理が不要となる。
【００１９】本発明の他の磁気抵抗効果素子は、上記本
発明において、反強磁性層と交換結合磁界を受ける強磁
性層が、基板上に積層されていることを特徴とする。ま
た、強磁性層より下層に形成されているマンガン白金反
強磁性層は、前記強磁性層との界面より下部方向では界
面におけるマンガン（Ｍｎ）組成よりマンガンが多い構
成とすることができる。また、強磁性層より上層に形成
されているマンガン白金反強磁性層は、前記強磁性層と
の界面より上部方向では界面におけるマンガン組成より
マンガンが多い構成とすることもできる。
発明において、反強磁性層と交換結合磁界を受ける強磁
性層が、基板上に積層されていることを特徴とする。ま
た、強磁性層より下層に形成されているマンガン白金反
強磁性層は、前記強磁性層との界面より下部方向では界
面におけるマンガン（Ｍｎ）組成よりマンガンが多い構
成とすることができる。また、強磁性層より上層に形成
されているマンガン白金反強磁性層は、前記強磁性層と
の界面より上部方向では界面におけるマンガン組成より
マンガンが多い構成とすることもできる。
【００２０】上記本発明のいずれかにおいて、前記強磁
性層は、非磁性層を隔てて強く強磁性的に結合した２層
の強磁性層であって、前記強磁性膜の一方が交換結合磁
界を受けており、該強磁性層はコバルトを主体とした金
属層であり、前記非磁性層はルテニウムであることを特
徴とする。
性層は、非磁性層を隔てて強く強磁性的に結合した２層
の強磁性層であって、前記強磁性膜の一方が交換結合磁
界を受けており、該強磁性層はコバルトを主体とした金
属層であり、前記非磁性層はルテニウムであることを特
徴とする。
【００２１】
【発明の実施の形態】本発明では、反強磁性層はＰｔと
Ｍｎを主成分とする金属から成るが、微量の第３金属添
加物を含んでいても良い。ＰｔＭｎは成膜時には反強磁
性的磁気構造となる結晶構造を取らず、真空中の熱処理
によって相変態し磁気構造の規則化が起こり強磁性層と
の交換結合磁界を発現する。積層膜の形成はＤＣスパッ
タ、ＲＦスパッタ、ｒｆマグネトロンスパッタ、イオン
ビームスパッタ法などの物理的蒸着法（ＰＶＤ）によっ
て形成される。相変態のための真空中熱処理は１０ −３
Ｐａ以下の真空条件下で行う。
Ｍｎを主成分とする金属から成るが、微量の第３金属添
加物を含んでいても良い。ＰｔＭｎは成膜時には反強磁
性的磁気構造となる結晶構造を取らず、真空中の熱処理
によって相変態し磁気構造の規則化が起こり強磁性層と
の交換結合磁界を発現する。積層膜の形成はＤＣスパッ
タ、ＲＦスパッタ、ｒｆマグネトロンスパッタ、イオン
ビームスパッタ法などの物理的蒸着法（ＰＶＤ）によっ
て形成される。相変態のための真空中熱処理は１０ −３
Ｐａ以下の真空条件下で行う。
【００２２】交換結合磁界を被る固定強磁性層はＣｏを
主体とする金属元素から成るが、含有量が５０原子％以
下のＦｅとの２元合金が好ましい。積層フェリ構造は、
非磁性中間層を２層の強磁性層で挟んだ構成であり、非
磁性中間層はルテニウム（Ｒｕ）、ロジウム（Ｒｈ）な
どが使用され、厚みは１ｎｍ以下である。反強磁性層と
接する強磁性層は１ｎｍ以上の膜厚を有する。反強磁性
層と接する強磁性層が１ｎｍ以下の場合には反強磁性層
から被る交換結合磁界が劣化し好ましくない。当該層の
膜厚は導電層と接する他方の強磁性層との膜厚より薄い
ことが望まれ、膜厚差は０．３ｎｍ以上あれば良い。
主体とする金属元素から成るが、含有量が５０原子％以
下のＦｅとの２元合金が好ましい。積層フェリ構造は、
非磁性中間層を２層の強磁性層で挟んだ構成であり、非
磁性中間層はルテニウム（Ｒｕ）、ロジウム（Ｒｈ）な
どが使用され、厚みは１ｎｍ以下である。反強磁性層と
接する強磁性層は１ｎｍ以上の膜厚を有する。反強磁性
層と接する強磁性層が１ｎｍ以下の場合には反強磁性層
から被る交換結合磁界が劣化し好ましくない。当該層の
膜厚は導電層と接する他方の強磁性層との膜厚より薄い
ことが望まれ、膜厚差は０．３ｎｍ以上あれば良い。
【００２３】反強磁性層が最初に成膜される下置き型ス
ピンバルブ構造では、Ｔａ下地層上にＭｎＰｔ反強磁性
層、積層フェリ型固定強磁性層、Ｃｕなどの導電層、軟
磁性自由層、Ｔａなどの保護層が順次形成される。上置
き型スピンバルブ構造ではこの逆の順で積層される。上
下に反強磁性層が配置されたデュアル型構造ではＴａ下
地層、反強磁性層、積層フェリ型固定強磁性層、導電
層、軟磁性自由層、導電層、積層フェリ型固定層、反強
磁性層、Ｔａ保護層の順の積層膜構成となる。
ピンバルブ構造では、Ｔａ下地層上にＭｎＰｔ反強磁性
層、積層フェリ型固定強磁性層、Ｃｕなどの導電層、軟
磁性自由層、Ｔａなどの保護層が順次形成される。上置
き型スピンバルブ構造ではこの逆の順で積層される。上
下に反強磁性層が配置されたデュアル型構造ではＴａ下
地層、反強磁性層、積層フェリ型固定強磁性層、導電
層、軟磁性自由層、導電層、積層フェリ型固定層、反強
磁性層、Ｔａ保護層の順の積層膜構成となる。
【００２４】本発明における強磁性固定層との界面での
ＭｎＰｔ反強磁性層の組成は熱処理時間によって調整さ
れる。ＭｎＰｔ層は組成比がほぼ５０：５０原子％で理
想的な反強磁性的磁気配列が実現する。この組成からＭ
ｎ組成が多くても少なくても実効的な結合磁界は低下す
る。界面以外の部分での組成は当該５０：５０組成から
大きく外れたものでなければ結合磁界などに及ぼす実効
的不具合はなく、０．５原子％以上の組成勾配であれば
良い。しかしながら、層内では部分的にであれ、反強磁
性層は反強磁性的配列していることが必要であり，当該
勾配は２原子％以内であることが好ましい。
ＭｎＰｔ反強磁性層の組成は熱処理時間によって調整さ
れる。ＭｎＰｔ層は組成比がほぼ５０：５０原子％で理
想的な反強磁性的磁気配列が実現する。この組成からＭ
ｎ組成が多くても少なくても実効的な結合磁界は低下す
る。界面以外の部分での組成は当該５０：５０組成から
大きく外れたものでなければ結合磁界などに及ぼす実効
的不具合はなく、０．５原子％以上の組成勾配であれば
良い。しかしながら、層内では部分的にであれ、反強磁
性層は反強磁性的配列していることが必要であり，当該
勾配は２原子％以内であることが好ましい。
【００２５】（実施例１）ｒｆマグネトロンスパッタ方
式によってＳｉ基板上に下置き型スピンバルブ構造膜Ｔ
ａ（３ｎｍ）／ＭｎＰｔ（１５ｎｍ）／ＣｏＦｅ（１．
２ｎｍ）／Ｒｕ（０．７ｎｍ）／ＣｏＦｅ（２．５ｎ
ｍ）／Ｃｕ（２．１ｎｍ）／ＣｏＦｅ（１ｎｍ）／Ｎｉ
Ｆｅ（４ｎｍ）／Ｔａ（３ｎｍ）を成膜した。次にこれ
ら成膜した膜を熱処理炉に入れ、５×１０−４Ｐａ以下
の真空中２５０℃で熱処理した。熱処理時間は０．５時
間から１０時間まで変化させた。その後試料を取り出
し、磁気特性および磁気抵抗特性を測定した。磁気特性
中交換結合磁界Ｈｅｘの測定は最大印加１５０ｋＡ／ｍ
の走印磁界のもと磁気光学測定機によるカー効果信号を
解析することで行った。磁気抵抗特性は最大４ｋＡ／ｍ
の走印磁界で４端子法で磁界に対する抵抗変化率ΔＲ／
Ｒを測定した。また試料の断面を電子顕微鏡によって観
察しＭｎＰｔ層のＴａ層との界面近傍およびＣｏＦｅ層
界面近傍におけるＭｎの濃度分布をＥＤＸによって分析
した。交換結合磁界Ｈｅｘ、抵抗変化率ΔＲ／Ｒ、また
ＭｎＰｔ層断面におけるＴａ層との界面付近およびＣｏ
Ｆｅ層との界面付近のＭｎ濃度の熱処理時間による変化
を図１に示す。
式によってＳｉ基板上に下置き型スピンバルブ構造膜Ｔ
ａ（３ｎｍ）／ＭｎＰｔ（１５ｎｍ）／ＣｏＦｅ（１．
２ｎｍ）／Ｒｕ（０．７ｎｍ）／ＣｏＦｅ（２．５ｎ
ｍ）／Ｃｕ（２．１ｎｍ）／ＣｏＦｅ（１ｎｍ）／Ｎｉ
Ｆｅ（４ｎｍ）／Ｔａ（３ｎｍ）を成膜した。次にこれ
ら成膜した膜を熱処理炉に入れ、５×１０−４Ｐａ以下
の真空中２５０℃で熱処理した。熱処理時間は０．５時
間から１０時間まで変化させた。その後試料を取り出
し、磁気特性および磁気抵抗特性を測定した。磁気特性
中交換結合磁界Ｈｅｘの測定は最大印加１５０ｋＡ／ｍ
の走印磁界のもと磁気光学測定機によるカー効果信号を
解析することで行った。磁気抵抗特性は最大４ｋＡ／ｍ
の走印磁界で４端子法で磁界に対する抵抗変化率ΔＲ／
Ｒを測定した。また試料の断面を電子顕微鏡によって観
察しＭｎＰｔ層のＴａ層との界面近傍およびＣｏＦｅ層
界面近傍におけるＭｎの濃度分布をＥＤＸによって分析
した。交換結合磁界Ｈｅｘ、抵抗変化率ΔＲ／Ｒ、また
ＭｎＰｔ層断面におけるＴａ層との界面付近およびＣｏ
Ｆｅ層との界面付近のＭｎ濃度の熱処理時間による変化
を図１に示す。
【００２６】（実施例２）実施例１と同様な製造方法に
よって、Ｓｉ基板上にＴａ（３ｎｍ）／ＮｉＦｅ（５ｎ
ｍ）／ＣｏＦｅ（１ｎｍ）／Ｃｕ（２．１ｎｍ）／Ｃｏ
Ｆｅ（２．５ｎｍ）／Ｒｕ（０．７ｎｍ）／ＣｏＦｅ
（１．５ｎｍ）／ＭｎＰｔ（１５ｎｍ）／Ｔａ（３ｎ
ｍ）の上置き型スピンバルブ構造膜を成膜し、実施例１
と同じ条件のもと真空中熱処理を施した。その後試料を
取り出し、磁気特性および磁気抵抗特性を測定した。交
換結合磁界Ｈｅｘ、抵抗変化率ΔＲ／Ｒ、またＭｎＰｔ
層断面におけるＴａ層との界面付近およびＣｏＦｅ層と
の界面付近のＭｎ濃度の熱処理時間による変化を図２に
示す。
よって、Ｓｉ基板上にＴａ（３ｎｍ）／ＮｉＦｅ（５ｎ
ｍ）／ＣｏＦｅ（１ｎｍ）／Ｃｕ（２．１ｎｍ）／Ｃｏ
Ｆｅ（２．５ｎｍ）／Ｒｕ（０．７ｎｍ）／ＣｏＦｅ
（１．５ｎｍ）／ＭｎＰｔ（１５ｎｍ）／Ｔａ（３ｎ
ｍ）の上置き型スピンバルブ構造膜を成膜し、実施例１
と同じ条件のもと真空中熱処理を施した。その後試料を
取り出し、磁気特性および磁気抵抗特性を測定した。交
換結合磁界Ｈｅｘ、抵抗変化率ΔＲ／Ｒ、またＭｎＰｔ
層断面におけるＴａ層との界面付近およびＣｏＦｅ層と
の界面付近のＭｎ濃度の熱処理時間による変化を図２に
示す。
【００２７】（実施例３）実施例１と同様な製造方法に
よって、Ｓｉ基板上にＴａ（３ｎｍ）／ＭｎＰｔ（１５
ｎｍ）／ＣｏＦｅ（１．５ｎｍ）／Ｒｕ（０．７ｎｍ）
／ＣｏＦｅ（２．５ｎｍ）／Ｃｕ（２．１ｎｍ）／Ｃｏ
Ｆｅ（０．５ｎｍ）／ＮｉＦｅ（２ｎｍ）／ＣｏＦｅ
（０．５ｎｍ）／Ｃｕ（２．１ｎｍ）／ＣｏＦｅ（１．
５ｎｍ）／Ｒｕ（０．７ｎｍ）／ＣｏＦｅ（２．５ｎ
ｍ）／ＭｎＰｔ（１５ｎｍ）／Ｔａ（３ｎｍ）の構成か
らなるデュアル型スピンバルブ構造膜を形成し、実施例
１と同じ条件のもと真空中熱処理を施した。その後試料
を取り出し、磁気特性および磁気抵抗特性を測定した。
交換結合磁界Ｈｅｘ、抵抗変化率ΔＲ／Ｒ、またＭｎＰ
ｔ層断面におけるＴａ層との界面付近およびＣｏＦｅ層
との界面付近のＭｎ濃度の熱処理時間による変化を図３
に示す。
よって、Ｓｉ基板上にＴａ（３ｎｍ）／ＭｎＰｔ（１５
ｎｍ）／ＣｏＦｅ（１．５ｎｍ）／Ｒｕ（０．７ｎｍ）
／ＣｏＦｅ（２．５ｎｍ）／Ｃｕ（２．１ｎｍ）／Ｃｏ
Ｆｅ（０．５ｎｍ）／ＮｉＦｅ（２ｎｍ）／ＣｏＦｅ
（０．５ｎｍ）／Ｃｕ（２．１ｎｍ）／ＣｏＦｅ（１．
５ｎｍ）／Ｒｕ（０．７ｎｍ）／ＣｏＦｅ（２．５ｎ
ｍ）／ＭｎＰｔ（１５ｎｍ）／Ｔａ（３ｎｍ）の構成か
らなるデュアル型スピンバルブ構造膜を形成し、実施例
１と同じ条件のもと真空中熱処理を施した。その後試料
を取り出し、磁気特性および磁気抵抗特性を測定した。
交換結合磁界Ｈｅｘ、抵抗変化率ΔＲ／Ｒ、またＭｎＰ
ｔ層断面におけるＴａ層との界面付近およびＣｏＦｅ層
との界面付近のＭｎ濃度の熱処理時間による変化を図３
に示す。
【００２８】（比較例１）実施例１と同様な製造方法に
よって、Ｓｉ基板上に下置き型となるスピンバルブ構造
膜Ｔａ（３ｎｍ）／ＭｎＰｔ（１５ｎｍ）／ＣｏＦｅ
（２．５ｎｍ）／Ｃｕ（２．１ｎｍ）／ＣｏＦｅ（１ｎ
ｍ）／ＮｉＦｅ（４ｎｍ）／Ｔａ（３ｎｍ）を成膜し、
実施例１と同じ条件のもと真空中熱処理を施した。その
後試料を取り出し、磁気特性および磁気抵抗特性を測定
した。交換結合磁界Ｈｅｘ、抵抗変化率ΔＲ／Ｒ、また
ＭｎＰｔ層断面におけるＴａ層との界面付近およびＣｏ
Ｆｅ層との界面付近のＭｎ濃度の熱処理時間による変化
を図４に示す。
よって、Ｓｉ基板上に下置き型となるスピンバルブ構造
膜Ｔａ（３ｎｍ）／ＭｎＰｔ（１５ｎｍ）／ＣｏＦｅ
（２．５ｎｍ）／Ｃｕ（２．１ｎｍ）／ＣｏＦｅ（１ｎ
ｍ）／ＮｉＦｅ（４ｎｍ）／Ｔａ（３ｎｍ）を成膜し、
実施例１と同じ条件のもと真空中熱処理を施した。その
後試料を取り出し、磁気特性および磁気抵抗特性を測定
した。交換結合磁界Ｈｅｘ、抵抗変化率ΔＲ／Ｒ、また
ＭｎＰｔ層断面におけるＴａ層との界面付近およびＣｏ
Ｆｅ層との界面付近のＭｎ濃度の熱処理時間による変化
を図４に示す。
【００２９】（比較例２）実施例１と同様な製造方法に
よって、Ｓｉ基板上にＴａ（３ｎｍ）／ＮｉＦｅ（５ｎ
ｍ）／ＣｏＦｅ（１ｎｍ）Ｃｕ（２．１ｎｍ）／ＣｏＦ
ｅ（２．５ｎｍ）／ＭｎＰｔ（１５ｎｍ）／Ｔａ（３ｎ
ｍ）の上置き型スピンバルブ構造膜を成膜し、実施例１
と同じ条件のもと真空中熱処理を施した。その後、磁気
特性および磁気抵抗特性を測定した。交換結合磁界Ｈｅ
ｘ、抵抗変化率ΔＲ／Ｒ、またＭｎＰｔ層断面における
Ｔａ層との界面付近およびＣｏＦｅ層との界面付近のＭ
ｎ濃度の熱処理時間による変化を図５に示す。
よって、Ｓｉ基板上にＴａ（３ｎｍ）／ＮｉＦｅ（５ｎ
ｍ）／ＣｏＦｅ（１ｎｍ）Ｃｕ（２．１ｎｍ）／ＣｏＦ
ｅ（２．５ｎｍ）／ＭｎＰｔ（１５ｎｍ）／Ｔａ（３ｎ
ｍ）の上置き型スピンバルブ構造膜を成膜し、実施例１
と同じ条件のもと真空中熱処理を施した。その後、磁気
特性および磁気抵抗特性を測定した。交換結合磁界Ｈｅ
ｘ、抵抗変化率ΔＲ／Ｒ、またＭｎＰｔ層断面における
Ｔａ層との界面付近およびＣｏＦｅ層との界面付近のＭ
ｎ濃度の熱処理時間による変化を図５に示す。
【００３０】図６に、実施例１の構成の断面図を示す。
Ｓｉ基板上に次の膜を順に積層して下置き型スピンバル
ブ構造膜を構成した。シリコンの基板１、タンタルの下
地層２、マンガン白金の反強磁性層３、一対のコバルト
鉄の強磁性層４ａ，４ｃの間にルテニウムの非磁性中間
層４ｂを設けた積層フェリ層５、銅の導電層６、コバル
ト鉄層７ａとニッケル鉄層７ｂ、タンタルの保護層９を
順に積層した。各々の膜厚は実施例１に述べた通りとし
た。
Ｓｉ基板上に次の膜を順に積層して下置き型スピンバル
ブ構造膜を構成した。シリコンの基板１、タンタルの下
地層２、マンガン白金の反強磁性層３、一対のコバルト
鉄の強磁性層４ａ，４ｃの間にルテニウムの非磁性中間
層４ｂを設けた積層フェリ層５、銅の導電層６、コバル
ト鉄層７ａとニッケル鉄層７ｂ、タンタルの保護層９を
順に積層した。各々の膜厚は実施例１に述べた通りとし
た。
【００３１】
【発明の効果】実施例に明らかなように、本発明におい
ても固定強磁性層に与える結合磁界Ｈｅｘは比較例に示
されたように熱処理時間とともに増加する。抵抗変化率
ΔＲ／Ｒの変化は従来例では熱処理時間に対して同様な
変化を示し、時間経過とともにＭｎＰｔ反強磁性層内の
組成分布が均一になるにしたがい増加する。しかしなが
ら、本発明においてはＭｎＰｔ反強磁性層全体の組成が
均一とならずＴａおよびＣｏＦｅ界面でのＭｎ濃度が
０．５原子％以上の差異を有していても、交換結合磁界
を与えるＣｏＦｅ界面近傍においてほぼ５０原子％Ｍｎ
濃度であれば、抵抗変化率ΔＲ／Ｒは極大となる。そし
て、熱処理時間とともにＭｎＰｔ層内のＭｎ濃度が均一
になるにしたがいΔＲ／Ｒは若干低下する。比較例でΔ
Ｒ／Ｒを大きくするのに１０時間以上を必要としていた
処理時間が、本発明においては５〜７時間となり、製造
工程上大きく時間を短縮できる効果を有することがわか
る。
ても固定強磁性層に与える結合磁界Ｈｅｘは比較例に示
されたように熱処理時間とともに増加する。抵抗変化率
ΔＲ／Ｒの変化は従来例では熱処理時間に対して同様な
変化を示し、時間経過とともにＭｎＰｔ反強磁性層内の
組成分布が均一になるにしたがい増加する。しかしなが
ら、本発明においてはＭｎＰｔ反強磁性層全体の組成が
均一とならずＴａおよびＣｏＦｅ界面でのＭｎ濃度が
０．５原子％以上の差異を有していても、交換結合磁界
を与えるＣｏＦｅ界面近傍においてほぼ５０原子％Ｍｎ
濃度であれば、抵抗変化率ΔＲ／Ｒは極大となる。そし
て、熱処理時間とともにＭｎＰｔ層内のＭｎ濃度が均一
になるにしたがいΔＲ／Ｒは若干低下する。比較例でΔ
Ｒ／Ｒを大きくするのに１０時間以上を必要としていた
処理時間が、本発明においては５〜７時間となり、製造
工程上大きく時間を短縮できる効果を有することがわか
る。
【図１】反強磁性層下置き型積層フェリ構造スピンバル
ブ膜の抵抗変化率ΔＲ／Ｒ（％）、交換結合磁界Ｈｅｘ
（ｋＡ／ｍ）、またＭｎＰｔ層断面におけるＴａ層との
界面付近およびＣｏＦｅ層との界面付近のＭｎ濃度（原
子％）の熱処理時間による変化を示す。
ブ膜の抵抗変化率ΔＲ／Ｒ（％）、交換結合磁界Ｈｅｘ
（ｋＡ／ｍ）、またＭｎＰｔ層断面におけるＴａ層との
界面付近およびＣｏＦｅ層との界面付近のＭｎ濃度（原
子％）の熱処理時間による変化を示す。
【図２】反強磁性層上置き型積層フェリ構造スピンバル
ブ膜の抵抗変化率ΔＲ／Ｒ（％）、交換結合磁界Ｈｅｘ
（ｋＡ／ｍ）、またＭｎＰｔ層断面におけるＴａ層との
界面付近およびＣｏＦｅ層との界面付近のＭｎ濃度（原
子％）の熱処理時間による変化を示す。
ブ膜の抵抗変化率ΔＲ／Ｒ（％）、交換結合磁界Ｈｅｘ
（ｋＡ／ｍ）、またＭｎＰｔ層断面におけるＴａ層との
界面付近およびＣｏＦｅ層との界面付近のＭｎ濃度（原
子％）の熱処理時間による変化を示す。
【図３】反強磁性層デュアル型積層フェリ構造スピンバ
ルブ膜の抵抗変化率ΔＲ／Ｒ（％）、交換結合磁界Ｈｅ
ｘ（ｋＡ／ｍ）、また上下ＭｎＰｔ層断面におけるＴａ
層との界面付近およびＣｏＦｅ層との界面付近それぞれ
のＭｎ濃度（原子％）の熱処理時間による変化を示す。
ルブ膜の抵抗変化率ΔＲ／Ｒ（％）、交換結合磁界Ｈｅ
ｘ（ｋＡ／ｍ）、また上下ＭｎＰｔ層断面におけるＴａ
層との界面付近およびＣｏＦｅ層との界面付近それぞれ
のＭｎ濃度（原子％）の熱処理時間による変化を示す。
【図４】結合磁界を受ける強磁性層が単層である比較例
の反強磁性層下置き型スピンバルブ膜の抵抗変化率ΔＲ
／Ｒ（％）、交換結合磁界Ｈｅｘ（ｋＡ／ｍ）、またＭ
ｎＰｔ層断面におけるＴａ層との界面付近およびＣｏＦ
ｅ層との界面付近のＭｎ濃度（原子％）の熱処理時間に
よる変化を示す。
の反強磁性層下置き型スピンバルブ膜の抵抗変化率ΔＲ
／Ｒ（％）、交換結合磁界Ｈｅｘ（ｋＡ／ｍ）、またＭ
ｎＰｔ層断面におけるＴａ層との界面付近およびＣｏＦ
ｅ層との界面付近のＭｎ濃度（原子％）の熱処理時間に
よる変化を示す。
【図５】結合磁界を受ける強磁性層が単層である比較例
の反強磁性層上置き型スピンバルブ膜の抵抗変化率ΔＲ
／Ｒ（％）、交換結合磁界Ｈｅｘ（ｋＡ／ｍ）、またＭ
ｎＰｔ層断面におけるＴａ層との界面付近およびＣｏＦ
ｅ層との界面付近のＭｎ濃度（原子％）の熱処理時間に
よる変化を示す。
の反強磁性層上置き型スピンバルブ膜の抵抗変化率ΔＲ
／Ｒ（％）、交換結合磁界Ｈｅｘ（ｋＡ／ｍ）、またＭ
ｎＰｔ層断面におけるＴａ層との界面付近およびＣｏＦ
ｅ層との界面付近のＭｎ濃度（原子％）の熱処理時間に
よる変化を示す。
【図６】実施例１の構成の断面図である。
１ 基板、２ 下地層、３ 反強磁性層、４ａ ４ｃ
強磁性層、４ｂ 非磁性中間層、５ 積層フェリ層、６
導電層、７ａ コバルト鉄層、７ｂ ニッケル鉄層、
９ 保護層
強磁性層、４ｂ 非磁性中間層、５ 積層フェリ層、６
導電層、７ａ コバルト鉄層、７ｂ ニッケル鉄層、
９ 保護層
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き Ｆターム(参考） 5D034 BA03 BA05 BA21 CA08 DA07 5E049 AA04 AA09 AC00 AC05 BA12 BA16 CB02 DB02 DB12
Claims (5)
- 【請求項１】 交換結合磁界によって磁化方向が固定さ
れた強磁性層と、外部磁界に容易に感応する軟磁性層、
および当該二つの磁性層の間に電気的に良好な導電層が
積層されている多層膜であって、前記強磁性層は一方が
交換結合磁界を受けた薄い非磁性層を隔てて強く強磁性
的に結合した２層の強磁性層から成り、交換結合磁界を
発生する反強磁性層はマンガン白金を主体とする元素か
ら構成され、層内でマンガン濃度の組成勾配を有し、強
磁性層と接する界面付近におけるマンガンの組成がほぼ
５０原子％で、マンガンの組成がもう一方の界面におけ
る組成と０．５原子％以上の濃度変化があることを特徴
とする交換結合膜を用いた磁気抵抗効果素子。 - 【請求項２】 反強磁性層と交換結合磁界を受ける強磁
性層が、基板上に積層されていることを特徴とする請求
項１に記載の交換結合膜を用いた磁気抵抗効果素子。 - 【請求項３】 強磁性層より下層に形成されているマン
ガン白金反強磁性層は、前記強磁性層との界面より下部
方向では界面におけるマンガン組成よりマンガンが多い
ことを特徴とする請求項２記載の交換結合膜を用いた磁
気抵抗効果素子。 - 【請求項４】 強磁性層より上層に形成されているマン
ガン白金反強磁性層は、前記強磁性層との界面より上部
方向では界面におけるマンガン組成よりマンガンが少な
いことを特徴とする請求項２記載の交換結合膜を用いた
磁気抵抗効果素子。 - 【請求項５】 前記強磁性層は、非磁性層を隔てて強く
強磁性的に結合した２層の強磁性層であって、前記強磁
性膜の一方が交換結合磁界を受けており、該強磁性層は
コバルトを主体とした金属層であり、前記非磁性層はル
テニウムであることを特徴とする請求項１ないし４のい
ずれかに記載の交換結合膜を用いた磁気抵抗効果素子。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2000110724A JP2001298224A (ja) | 2000-04-12 | 2000-04-12 | 交換結合膜を用いた磁気抵抗効果素子 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2000110724A JP2001298224A (ja) | 2000-04-12 | 2000-04-12 | 交換結合膜を用いた磁気抵抗効果素子 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2001298224A true JP2001298224A (ja) | 2001-10-26 |
Family
ID=18623190
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2000110724A Withdrawn JP2001298224A (ja) | 2000-04-12 | 2000-04-12 | 交換結合膜を用いた磁気抵抗効果素子 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2001298224A (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US7068478B2 (en) * | 2003-07-31 | 2006-06-27 | Headway Technologies, Inc. | CPP GMR read head |
-
2000
- 2000-04-12 JP JP2000110724A patent/JP2001298224A/ja not_active Withdrawn
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US7068478B2 (en) * | 2003-07-31 | 2006-06-27 | Headway Technologies, Inc. | CPP GMR read head |
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