JP2924785B2 - 磁気抵抗効果素子薄膜及びその製造方法 - Google Patents
磁気抵抗効果素子薄膜及びその製造方法Info
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Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、磁気ヘッドなどの
磁気センサに用いられる磁気抵抗効果を有する磁気抵抗
効果薄膜及びその製造方法に関するものである。
磁気センサに用いられる磁気抵抗効果を有する磁気抵抗
効果薄膜及びその製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】パーマロイ合金に代表される磁気抵抗効
果を有する強磁性体を用いた磁気抵抗効果素子は、磁気
ヘッド等をはじめとした磁気センサに用いられている。
磁気抵抗効果とは磁場を印加することによって電気抵抗
が変化する現象で、パーマロイ等の合金薄膜を用いた磁
気抵抗効果素子においては、素子の磁化の方向と電流の
方向の相対角に依存して抵抗が異なるという異方的磁気
抵抗効果（以下、ＡＭＲ効果という）を利用している。
現在、磁気記録再生用の磁気ヘッドに用いられているパ
ーマロイ合金薄膜のＡＭＲ磁気抵抗効果変化率は２〜３
％程度である。
果を有する強磁性体を用いた磁気抵抗効果素子は、磁気
ヘッド等をはじめとした磁気センサに用いられている。
磁気抵抗効果とは磁場を印加することによって電気抵抗
が変化する現象で、パーマロイ等の合金薄膜を用いた磁
気抵抗効果素子においては、素子の磁化の方向と電流の
方向の相対角に依存して抵抗が異なるという異方的磁気
抵抗効果（以下、ＡＭＲ効果という）を利用している。
現在、磁気記録再生用の磁気ヘッドに用いられているパ
ーマロイ合金薄膜のＡＭＲ磁気抵抗効果変化率は２〜３
％程度である。
【０００３】近年の磁気記録の高密度化に伴い、磁気ヘ
ッドに用いられる磁気抵抗効果薄膜材料には、磁気抵抗
効果変化率の大きな材料が求められている。磁気ヘッド
などの磁気センサは、磁気記録媒体からの小さな漏洩磁
場を検出する必要があるために、小さな磁場（磁気ヘッ
ドでは例えば、１００Ｏｅ（エルステッド）（＝８ｋＡ
／ｍ）以下）においても大きな磁気抵抗変化率を示す、
すなわち磁場感度の大きな材料が必要となっている。
ッドに用いられる磁気抵抗効果薄膜材料には、磁気抵抗
効果変化率の大きな材料が求められている。磁気ヘッド
などの磁気センサは、磁気記録媒体からの小さな漏洩磁
場を検出する必要があるために、小さな磁場（磁気ヘッ
ドでは例えば、１００Ｏｅ（エルステッド）（＝８ｋＡ
／ｍ）以下）においても大きな磁気抵抗変化率を示す、
すなわち磁場感度の大きな材料が必要となっている。
【０００４】最近、大きな磁気抵抗効果を実現する材料
として磁性人工格子が注目されている。例えば、ジャー
ナル・アプライド・フィジクス（Ｊ．Ａｐｐｌ．Ｐｈｙ
ｓ．）第６７巻、第９号、５９０８頁〜５９１３頁（１
９９０年）、あるいは、ジャーナル・オブ・マグネティ
ズム・アンド・マグネティック・マテリアルズ（Ｊ．Ｍ
ａｇｎ．Ｍａｇｎ．Ｍａｔｅｒ．）第９４巻、Ｌ１頁〜
Ｌ５頁（１９９１年）に記載されているように、鉄（Ｆ
ｅ）とクロム（Ｃｒ）、あるいはコバルト（Ｃｏ）と銅
（Ｃｕ）のような強磁性金属層と非磁性金属層をそれぞ
れ数オングストロームから数十オングストロームの膜厚
で交互に積層させた人工格子膜では、室温においても１
０％を上回る非常に大きな磁気抵抗変化率を示すことが
報告されている。Ｆｅ／ＣｒやＣｏ／Ｃｕ人工格子の磁
気抵抗効果は、磁場ゼロの状態において、強磁性金属層
の磁気モーメントが非磁性金属層をはさんで反強磁性的
な配列をしている状態から、磁場印加により強磁性的な
配列状態へ変わる過程で、電気抵抗が小さくなることに
よって生じるものである。この場合、電流方向の依存性
はなく、非磁性金属層をはさんで隣り合う磁性層の磁気
モーメントの相対角に依存して電気抵抗が変化するもの
で、パーマロイ合金のＡＭＲ効果とはその機構が全く異
なり、一般的に巨大磁気抵抗効果（以下、ＧＭＲ効果と
いう）と呼ばれている。しかしながら、強磁性金属層と
非磁性金属層を何周期も積み重ねた人工格子膜のＧＭＲ
効果の問題点は、強磁性層間の交換相互作用が大きいた
めに、外部磁場によって強磁性層の磁化の向きが変化し
にくく、磁気抵抗の飽和する磁場が数ｋＯｅから１０ｋ
Ｏｅにもなり、磁気ヘッドなどの高い磁場感度が要求さ
れる磁気センサに用いることができなかった。
として磁性人工格子が注目されている。例えば、ジャー
ナル・アプライド・フィジクス（Ｊ．Ａｐｐｌ．Ｐｈｙ
ｓ．）第６７巻、第９号、５９０８頁〜５９１３頁（１
９９０年）、あるいは、ジャーナル・オブ・マグネティ
ズム・アンド・マグネティック・マテリアルズ（Ｊ．Ｍ
ａｇｎ．Ｍａｇｎ．Ｍａｔｅｒ．）第９４巻、Ｌ１頁〜
Ｌ５頁（１９９１年）に記載されているように、鉄（Ｆ
ｅ）とクロム（Ｃｒ）、あるいはコバルト（Ｃｏ）と銅
（Ｃｕ）のような強磁性金属層と非磁性金属層をそれぞ
れ数オングストロームから数十オングストロームの膜厚
で交互に積層させた人工格子膜では、室温においても１
０％を上回る非常に大きな磁気抵抗変化率を示すことが
報告されている。Ｆｅ／ＣｒやＣｏ／Ｃｕ人工格子の磁
気抵抗効果は、磁場ゼロの状態において、強磁性金属層
の磁気モーメントが非磁性金属層をはさんで反強磁性的
な配列をしている状態から、磁場印加により強磁性的な
配列状態へ変わる過程で、電気抵抗が小さくなることに
よって生じるものである。この場合、電流方向の依存性
はなく、非磁性金属層をはさんで隣り合う磁性層の磁気
モーメントの相対角に依存して電気抵抗が変化するもの
で、パーマロイ合金のＡＭＲ効果とはその機構が全く異
なり、一般的に巨大磁気抵抗効果（以下、ＧＭＲ効果と
いう）と呼ばれている。しかしながら、強磁性金属層と
非磁性金属層を何周期も積み重ねた人工格子膜のＧＭＲ
効果の問題点は、強磁性層間の交換相互作用が大きいた
めに、外部磁場によって強磁性層の磁化の向きが変化し
にくく、磁気抵抗の飽和する磁場が数ｋＯｅから１０ｋ
Ｏｅにもなり、磁気ヘッドなどの高い磁場感度が要求さ
れる磁気センサに用いることができなかった。
【０００５】上述した磁性人工格子の飽和磁場が大きい
という問題点を解決するために、特開平２−６１５７２
号公報、特開平４−３５８３１０号公報、特開平６−６
０３３６号公報等には、２つの磁性膜を非磁性スペーサ
ー膜により磁気的に分離した構造を有する、いわゆるス
ピンバルブ（Ｓｐｉｎ Ｖａｌｖｅ）型の磁気抵抗効果
膜が提案されている。スピンバルブ膜では、２つの磁性
膜のうちの一方の磁性膜の磁化が定位置に固定できるよ
うにし、他方の磁性膜の磁化が外部磁場によって回転で
きるようになっている（磁化の固定された磁性層を固定
層、磁化が自由に回転できる層をフリー層と呼ぶ）。２
つの磁性膜の磁化の相対角によって抵抗が変化すること
からスピンバルブと呼ばれている。一方の磁性膜の磁化
を定位置に固定する方法として、次のような構成が提案
されている。その第１は、保磁力の異なる２つの磁性金
属膜を非磁性スペーサー層をはさんで積層した構造であ
る。例えば、アプライド・フィジクス・レターズ（Ａｐ
ｐｌ．Ｐｈｙｓ．Ｌｅｔｔ．）第５９巻、第２号、２４
０頁〜２４２頁（１９９１年）には、保磁力の小さい磁
性層として鉄（Ｆｅ）、保磁力の大きな磁性層としてコ
バルト（Ｃｏ）、非磁性スペーサー層として銅（Ｃｕ）
を用いたスピンバルブ膜が記載されている。その第２
は、２つの軟磁性金属膜を非磁性スペーサー膜を介して
積層し、一方の軟磁性膜に反強磁性体薄膜を隣接して設
けることにより、反強磁性体層からの交換相互作用によ
る交換バイアス磁場により該軟磁性層の磁化を固定し、
非磁性スペーサー層によって隔てられた他方の軟磁性層
の磁化が、外部磁場によって回転できるようにした構造
である。例えば、フィジカル・レビュー・Ｂ（Ｐｈｙ
ｓ．Ｒｅｖ．Ｂ）、第４３巻、第１号、１２９７〜１３
００頁（１９９１年）、あるいは、特開平４−３５８３
１０号公報には、軟磁性膜としてパーマロイ（Ｎｉ−Ｆ
ｅ）合金、非磁性スペーサー膜として銅（Ｃｕ）、反強
磁性体膜として鉄−マンガン（Ｆｅ−Ｍｎ）合金を用い
たスピンバルブ膜が記載されている。その第３は、２つ
の軟磁性金属膜を非磁性スペーサー膜を介して積層し、
一方の軟磁性膜の両端を電気抵抗が高くかつ保磁力の大
きな強磁性金属に接触させることによって該軟磁性層の
磁化を固定し、非磁性金属層によって隔てられた他方の
軟磁性層の磁化が、外部磁場によって自由に回転できる
ようにした構造である。例えば、特開平６−３２５９３
４号公報には、軟磁性金属層としてＣｏＦｅ合金、非磁
性スペーサー層としてＣｕ、高保磁力強磁性金属膜とし
てコバルト・白金・クロム（ＣｏＰｔＣｒ）合金を用い
たスピンバルブ膜が記載されている。以上の３つのスピ
ンバルブ膜の磁気抵抗変化率は、５〜１０％程度であ
る。
という問題点を解決するために、特開平２−６１５７２
号公報、特開平４−３５８３１０号公報、特開平６−６
０３３６号公報等には、２つの磁性膜を非磁性スペーサ
ー膜により磁気的に分離した構造を有する、いわゆるス
ピンバルブ（Ｓｐｉｎ Ｖａｌｖｅ）型の磁気抵抗効果
膜が提案されている。スピンバルブ膜では、２つの磁性
膜のうちの一方の磁性膜の磁化が定位置に固定できるよ
うにし、他方の磁性膜の磁化が外部磁場によって回転で
きるようになっている（磁化の固定された磁性層を固定
層、磁化が自由に回転できる層をフリー層と呼ぶ）。２
つの磁性膜の磁化の相対角によって抵抗が変化すること
からスピンバルブと呼ばれている。一方の磁性膜の磁化
を定位置に固定する方法として、次のような構成が提案
されている。その第１は、保磁力の異なる２つの磁性金
属膜を非磁性スペーサー層をはさんで積層した構造であ
る。例えば、アプライド・フィジクス・レターズ（Ａｐ
ｐｌ．Ｐｈｙｓ．Ｌｅｔｔ．）第５９巻、第２号、２４
０頁〜２４２頁（１９９１年）には、保磁力の小さい磁
性層として鉄（Ｆｅ）、保磁力の大きな磁性層としてコ
バルト（Ｃｏ）、非磁性スペーサー層として銅（Ｃｕ）
を用いたスピンバルブ膜が記載されている。その第２
は、２つの軟磁性金属膜を非磁性スペーサー膜を介して
積層し、一方の軟磁性膜に反強磁性体薄膜を隣接して設
けることにより、反強磁性体層からの交換相互作用によ
る交換バイアス磁場により該軟磁性層の磁化を固定し、
非磁性スペーサー層によって隔てられた他方の軟磁性層
の磁化が、外部磁場によって回転できるようにした構造
である。例えば、フィジカル・レビュー・Ｂ（Ｐｈｙ
ｓ．Ｒｅｖ．Ｂ）、第４３巻、第１号、１２９７〜１３
００頁（１９９１年）、あるいは、特開平４−３５８３
１０号公報には、軟磁性膜としてパーマロイ（Ｎｉ−Ｆ
ｅ）合金、非磁性スペーサー膜として銅（Ｃｕ）、反強
磁性体膜として鉄−マンガン（Ｆｅ−Ｍｎ）合金を用い
たスピンバルブ膜が記載されている。その第３は、２つ
の軟磁性金属膜を非磁性スペーサー膜を介して積層し、
一方の軟磁性膜の両端を電気抵抗が高くかつ保磁力の大
きな強磁性金属に接触させることによって該軟磁性層の
磁化を固定し、非磁性金属層によって隔てられた他方の
軟磁性層の磁化が、外部磁場によって自由に回転できる
ようにした構造である。例えば、特開平６−３２５９３
４号公報には、軟磁性金属層としてＣｏＦｅ合金、非磁
性スペーサー層としてＣｕ、高保磁力強磁性金属膜とし
てコバルト・白金・クロム（ＣｏＰｔＣｒ）合金を用い
たスピンバルブ膜が記載されている。以上の３つのスピ
ンバルブ膜の磁気抵抗変化率は、５〜１０％程度であ
る。
【０００６】スピンバルブ膜の磁気抵抗効果は、非磁性
層を介して隣接する２つの軟磁性層間の磁気モーメント
の相対角度に依存し、電流の方向に依存しないことか
ら、人工格子の磁気抵抗効果と同じ機構によって生じる
ものである。ただし、スピンバルブ膜の場合は、２つの
軟磁性層間に交換結合が生じないように非磁性スペーサ
ー層の膜厚は、人工格子膜のそれよりも大きくなってい
る。したがって、磁気抵抗変化率は、人工格子膜のそれ
に及ばないものの、磁気抵抗の飽和する磁場は非常に小
さく、磁場感度が高いのが特徴である。例えば、特開平
６−６０３３６号公報に開示されているガラス／Ｃｏ
（６nm）／Ｃｕ（３．２nm）／Ｃｏ（３．４nm）／Ｆｅ
Ｍｎ（１０nm）／Ｃｕ（１nm）なる構造を有するスピン
バルブでは、２０〜１２０エルステッドの範囲において
８．７％の磁気抵抗変化率を示す。交換結合膜を反強磁
性体層として、一方の磁性体層の磁化を固定し、もう一
方の磁性体層の磁化を外部磁場に対してフリーに回転で
きるようにした構成のスピンバルブ膜（上記の第２のス
ピンバルブ膜）が、他の構成のものに比べ、特性ならび
に磁気ヘッド等への加工性に優れるために、盛んに研究
されている。
層を介して隣接する２つの軟磁性層間の磁気モーメント
の相対角度に依存し、電流の方向に依存しないことか
ら、人工格子の磁気抵抗効果と同じ機構によって生じる
ものである。ただし、スピンバルブ膜の場合は、２つの
軟磁性層間に交換結合が生じないように非磁性スペーサ
ー層の膜厚は、人工格子膜のそれよりも大きくなってい
る。したがって、磁気抵抗変化率は、人工格子膜のそれ
に及ばないものの、磁気抵抗の飽和する磁場は非常に小
さく、磁場感度が高いのが特徴である。例えば、特開平
６−６０３３６号公報に開示されているガラス／Ｃｏ
（６nm）／Ｃｕ（３．２nm）／Ｃｏ（３．４nm）／Ｆｅ
Ｍｎ（１０nm）／Ｃｕ（１nm）なる構造を有するスピン
バルブでは、２０〜１２０エルステッドの範囲において
８．７％の磁気抵抗変化率を示す。交換結合膜を反強磁
性体層として、一方の磁性体層の磁化を固定し、もう一
方の磁性体層の磁化を外部磁場に対してフリーに回転で
きるようにした構成のスピンバルブ膜（上記の第２のス
ピンバルブ膜）が、他の構成のものに比べ、特性ならび
に磁気ヘッド等への加工性に優れるために、盛んに研究
されている。
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】上述したように、スピ
ンバルブ型の磁気抵抗効果素子薄膜は、低磁場において
も比較的大きな磁気抵抗変化率を示すために、磁気ヘッ
ド等の磁気センサーとして有望であるが、今後記録密度
がさらに進んだ場合、現在得られている値より大きな磁
気抵抗変化率を示す材料が必要となってくる。
ンバルブ型の磁気抵抗効果素子薄膜は、低磁場において
も比較的大きな磁気抵抗変化率を示すために、磁気ヘッ
ド等の磁気センサーとして有望であるが、今後記録密度
がさらに進んだ場合、現在得られている値より大きな磁
気抵抗変化率を示す材料が必要となってくる。
【０００８】本発明の目的は、低磁場においても１０％
を越える大きな磁気抵抗変化率を示すスピンバルブ型磁
気抵抗効果薄膜ならびにその製造方法を提供することに
ある。
を越える大きな磁気抵抗変化率を示すスピンバルブ型磁
気抵抗効果薄膜ならびにその製造方法を提供することに
ある。
【０００９】
【課題を解決するための手段】本発明は、磁性層がＦｅ
基の結晶質であって、その平均結晶粒径が３０nm以下で
あることを特徴とする磁気抵抗効果素子薄膜である。こ
のような磁性層は、図１（ａ）に示すように、基板１上
に設けられた二つの磁性層２，３と、二つの磁性層に挟
まれた非磁性スペーサー層４より構成され、非磁性スペ
ーサー層４を介して隣り合う一方の磁性膜２に反強磁性
体層５が隣接して設けられた構造を有する磁気抵抗効果
素子薄膜における二つの磁性層が挙げられる。また、基
板１上に、磁性層２、非磁性スペーサー層４、磁性層３
を積層し、反強磁性体層５を磁性層３上に形成した構造
を有する磁気抵抗効果素子薄膜についても同様である。
基の結晶質であって、その平均結晶粒径が３０nm以下で
あることを特徴とする磁気抵抗効果素子薄膜である。こ
のような磁性層は、図１（ａ）に示すように、基板１上
に設けられた二つの磁性層２，３と、二つの磁性層に挟
まれた非磁性スペーサー層４より構成され、非磁性スペ
ーサー層４を介して隣り合う一方の磁性膜２に反強磁性
体層５が隣接して設けられた構造を有する磁気抵抗効果
素子薄膜における二つの磁性層が挙げられる。また、基
板１上に、磁性層２、非磁性スペーサー層４、磁性層３
を積層し、反強磁性体層５を磁性層３上に形成した構造
を有する磁気抵抗効果素子薄膜についても同様である。
【００１０】あるいは、図２（ａ）に示すように、基板
１１上に設けられた二つの磁性層１２，１３と、二つの
磁性層に挟まれた非磁性スペーサー層１４より構成さ
れ、非磁性スペーサー層１４を介して隣り合う一方の磁
性膜１２の両端を保磁力の大きな強磁性体層１５に接触
させた構造を有する磁気抵抗効果素子薄膜における二つ
の磁性層、また、基板１１上に、磁性層１２、非磁性ス
ペーサー層１４、磁性層１３を積層し、保磁力の大きな
強磁性体層１５を磁性層１３上の両端に接触させた構造
を有する磁気抵抗効果素子薄膜についても同様である。
１１上に設けられた二つの磁性層１２，１３と、二つの
磁性層に挟まれた非磁性スペーサー層１４より構成さ
れ、非磁性スペーサー層１４を介して隣り合う一方の磁
性膜１２の両端を保磁力の大きな強磁性体層１５に接触
させた構造を有する磁気抵抗効果素子薄膜における二つ
の磁性層、また、基板１１上に、磁性層１２、非磁性ス
ペーサー層１４、磁性層１３を積層し、保磁力の大きな
強磁性体層１５を磁性層１３上の両端に接触させた構造
を有する磁気抵抗効果素子薄膜についても同様である。
【００１１】さらに、図３（ａ）に示すように、基板２
１上に設けられた保磁力の異なる二つの磁性層２２，２
３と、二つの磁性層に挟まれた非磁性スペーサー層２４
より構成された磁気抵抗効果素子薄膜における、少なく
とも一方の磁性層も同様に好適に用いられる。ここで、
保磁力の大きい磁性膜は、２２、２３の二つの磁性膜の
いずれであってもよい。
１上に設けられた保磁力の異なる二つの磁性層２２，２
３と、二つの磁性層に挟まれた非磁性スペーサー層２４
より構成された磁気抵抗効果素子薄膜における、少なく
とも一方の磁性層も同様に好適に用いられる。ここで、
保磁力の大きい磁性膜は、２２、２３の二つの磁性膜の
いずれであってもよい。
【００１２】また望ましくは、図１（ｂ）、図２
（ｂ）、図３（ｂ）に示すように、磁性層と非磁性スペ
ーサー層との界面の少なくとも一方に、平均結晶粒径が
３０nm以下のＣｏ基の結晶質磁性層６、１６、２６を挿
入したことを特徴としている。なお、上述したＦｅ基の
結晶質磁性層としては、Ｆｅ−Ｍ−Ｘ系（ただしＭは、
Ｓｃ、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｙ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｌａ、
Ｈｆ、Ｔａ、Ｗの少なくとも１種類以上の元素であり、
Ｘは、Ｃ、Ｂ、Ｎの少なくとも１種類以上の元素）軟磁
性薄膜であって、Ｍが２〜１３原子％、Ｘが０．５〜１
８原子％含む組成で、それらの飽和磁束密度が１．２テ
スラ以上であることが望ましい。一方、Ｆｅ基結晶質磁
性層と非磁性スペーサー層の界面に挿入するＣｏ基の結
晶質層６、１６、２６としては、Ｃｏ−Ｍ−Ｂ系（ただ
しＭは、Ｓｃ、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｙ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍ
ｏ、Ｌａ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｗの少なくとも１種類以上の元
素）磁性薄膜であって、Ｍが２〜１３原子％、Ｂが５〜
２５原子％含む組成であることを特徴としている。さら
に、非磁性スペーサー層４、１４、２４としては、Ｃ
ｕ、Ａｇあるいは平均結晶粒径が３０nm以下Ｃｕ基の結
晶質であることが望ましい。ここで、Ｃｕ基の結晶質層
としては、Ｃｕ−Ａｇ−Ｍｅ系（Ｍｅは、Ｓｉ、Ｇｅ、
Ｐの少なくとも１種類以上の元素）の薄膜であって、Ａ
ｇが１５〜９０原子％、Ｍｅが５〜４０原子％の組成を
有していることが好ましい。さらに以上述べた磁気抵抗
効果素子薄膜の製造にあたっては、磁場を印加しつつ、
−５０℃以下の基板温度で成膜できる工程と、成膜時に
印加した磁場と同一方向に磁場を印加しつつ、熱処理を
行う工程を具備したことを特徴としている。
（ｂ）、図３（ｂ）に示すように、磁性層と非磁性スペ
ーサー層との界面の少なくとも一方に、平均結晶粒径が
３０nm以下のＣｏ基の結晶質磁性層６、１６、２６を挿
入したことを特徴としている。なお、上述したＦｅ基の
結晶質磁性層としては、Ｆｅ−Ｍ−Ｘ系（ただしＭは、
Ｓｃ、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｙ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｌａ、
Ｈｆ、Ｔａ、Ｗの少なくとも１種類以上の元素であり、
Ｘは、Ｃ、Ｂ、Ｎの少なくとも１種類以上の元素）軟磁
性薄膜であって、Ｍが２〜１３原子％、Ｘが０．５〜１
８原子％含む組成で、それらの飽和磁束密度が１．２テ
スラ以上であることが望ましい。一方、Ｆｅ基結晶質磁
性層と非磁性スペーサー層の界面に挿入するＣｏ基の結
晶質層６、１６、２６としては、Ｃｏ−Ｍ−Ｂ系（ただ
しＭは、Ｓｃ、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｙ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍ
ｏ、Ｌａ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｗの少なくとも１種類以上の元
素）磁性薄膜であって、Ｍが２〜１３原子％、Ｂが５〜
２５原子％含む組成であることを特徴としている。さら
に、非磁性スペーサー層４、１４、２４としては、Ｃ
ｕ、Ａｇあるいは平均結晶粒径が３０nm以下Ｃｕ基の結
晶質であることが望ましい。ここで、Ｃｕ基の結晶質層
としては、Ｃｕ−Ａｇ−Ｍｅ系（Ｍｅは、Ｓｉ、Ｇｅ、
Ｐの少なくとも１種類以上の元素）の薄膜であって、Ａ
ｇが１５〜９０原子％、Ｍｅが５〜４０原子％の組成を
有していることが好ましい。さらに以上述べた磁気抵抗
効果素子薄膜の製造にあたっては、磁場を印加しつつ、
−５０℃以下の基板温度で成膜できる工程と、成膜時に
印加した磁場と同一方向に磁場を印加しつつ、熱処理を
行う工程を具備したことを特徴としている。
【００１３】微細結晶粒組織を有するＦｅ−Ｍ−Ｘ系
（ただしＭは、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｈ
ｆ、Ｔａ、Ｗ等の繊維金属元素であり、Ｘは、Ｃ、Ｂ、
Ｎ等の繊維金属と化合しやすい軽元素）磁性膜は、比較
的大きな飽和磁束密度を持った軟磁性膜になることが知
られている。例えば、特開平３−１３２００４には、Ｆ
ｅ−Ｔａ−Ｃ薄膜の高飽和磁束密度軟磁性膜が開示され
ている。本発明者らは、微細結晶粒組織の磁性材料を用
いたスピンバルブ型磁気抵抗効果素子薄膜について、組
成、平均結晶粒径を変えたスピンバルブ膜で多磁気抵抗
効果素子薄膜を作製し、その磁気抵抗効果について検討
を重ねたところ、上述した、特定の組成、平均結晶粒径
を持つ微細結晶粒組織の磁性膜ならびに非磁性スペーサ
ー層を用いることによって、従来知られている磁気抵抗
変化率よりも大きな値を示すことを見出した。
（ただしＭは、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｈ
ｆ、Ｔａ、Ｗ等の繊維金属元素であり、Ｘは、Ｃ、Ｂ、
Ｎ等の繊維金属と化合しやすい軽元素）磁性膜は、比較
的大きな飽和磁束密度を持った軟磁性膜になることが知
られている。例えば、特開平３−１３２００４には、Ｆ
ｅ−Ｔａ−Ｃ薄膜の高飽和磁束密度軟磁性膜が開示され
ている。本発明者らは、微細結晶粒組織の磁性材料を用
いたスピンバルブ型磁気抵抗効果素子薄膜について、組
成、平均結晶粒径を変えたスピンバルブ膜で多磁気抵抗
効果素子薄膜を作製し、その磁気抵抗効果について検討
を重ねたところ、上述した、特定の組成、平均結晶粒径
を持つ微細結晶粒組織の磁性膜ならびに非磁性スペーサ
ー層を用いることによって、従来知られている磁気抵抗
変化率よりも大きな値を示すことを見出した。
【００１４】ＧＭＲの起源は、いわゆる二流体モデルに
よって定性的に理解されている。二流体モデルとは、遷
移金属強磁性体金属においては上向きスピンの伝導電子
と下向きスピンの伝導電子の感じる散乱ポテンシャルが
異なり、あたかも上向きスピンの伝導電子による抵抗と
下向きスピンの伝導電子による抵抗の並列合成抵抗とし
て強磁性体の抵抗が与えられるというものである。人工
格子あるいはスピンバルブのＧＭＲでは、特に、磁性層
と非磁性スペーサー層との界面部で、このようなスピン
に依存した散乱が生じ、磁性層の磁化が強磁性配列して
いる場合と反強磁性配列している場合とで、膜全体の抵
抗が大きく異なり、結果として大きな磁気抵抗効果が生
ずることになる。磁気抵抗の大きさは、界面部での散乱
ポテンシャルの物質依存性によって説明されている。微
細結晶粒組織を有するスピンバルブ型磁気抵抗効果素子
薄膜が、従来知られている値よりも大きな磁気抵抗変化
率を示すのは、いまのところよく分からないが、結晶粒
が微細化したことによって、上向きスピンの伝導電子の
感じる散乱ポテンシャルと下向きスピンの伝導電子の感
じる散乱ポテンシャルがより大きく異なるようになった
ためであろうと考えられる。スピンバルブ型の磁気抵抗
効果素子を構成する磁性層ならびに非磁性スペーサー層
を、特定の組成を持ち、かつそれらの平均結晶粒径が３
０nm以下であるような微細結晶粒組織で構成すること
が、１０％を上回るような大きな磁気抵抗変化率を得る
ために必要な条件であって、スピンバルブの種類、すな
わち、反強磁性体層によって一方の磁性層の磁化を固定
するタイプのスピンバルブ膜であっても、一方の磁性層
の両端を保磁力の大きな強磁性体層に接触させ、その磁
性体層の磁化を固定するタイプのスピンバルブ膜であっ
ても、あるいは、保磁力の差を利用したタイプのスピン
バルブ膜であっても、得られる効果は同様である。これ
らの３つのスピンバルブ型磁気抵抗効果素子薄膜におい
て、微細結晶粒組織からなるＦｅ基の磁性層と、Ｃｕ、
Ａｇあるいは微細結晶粒組織からなるＣｕ基の非磁性ス
ペーサー層の界面部分に、やはり微細結晶粒組織からな
るＣｏ基の磁性層を挿入することによって、該Ｃｏ基の
微細結晶粒層がない場合に比べ、さらに大きな磁気抵抗
変化率が得られるものである。これは、Ｃｏ基の微細結
晶粒組織の導入によって、スピンに依存した散乱が、Ｃ
ｏ基の微細結晶粒組織がない場合に比べ、さらに大きく
なるためと考えられる。なお、Ｃｏ基の微細結晶粒挿入
層の膜厚としては、０．１nm〜１nmが好ましい。１nmよ
り厚くなると、Ｃｏ基微細結晶粒挿入層の効果が見られ
なくなってしまう。
よって定性的に理解されている。二流体モデルとは、遷
移金属強磁性体金属においては上向きスピンの伝導電子
と下向きスピンの伝導電子の感じる散乱ポテンシャルが
異なり、あたかも上向きスピンの伝導電子による抵抗と
下向きスピンの伝導電子による抵抗の並列合成抵抗とし
て強磁性体の抵抗が与えられるというものである。人工
格子あるいはスピンバルブのＧＭＲでは、特に、磁性層
と非磁性スペーサー層との界面部で、このようなスピン
に依存した散乱が生じ、磁性層の磁化が強磁性配列して
いる場合と反強磁性配列している場合とで、膜全体の抵
抗が大きく異なり、結果として大きな磁気抵抗効果が生
ずることになる。磁気抵抗の大きさは、界面部での散乱
ポテンシャルの物質依存性によって説明されている。微
細結晶粒組織を有するスピンバルブ型磁気抵抗効果素子
薄膜が、従来知られている値よりも大きな磁気抵抗変化
率を示すのは、いまのところよく分からないが、結晶粒
が微細化したことによって、上向きスピンの伝導電子の
感じる散乱ポテンシャルと下向きスピンの伝導電子の感
じる散乱ポテンシャルがより大きく異なるようになった
ためであろうと考えられる。スピンバルブ型の磁気抵抗
効果素子を構成する磁性層ならびに非磁性スペーサー層
を、特定の組成を持ち、かつそれらの平均結晶粒径が３
０nm以下であるような微細結晶粒組織で構成すること
が、１０％を上回るような大きな磁気抵抗変化率を得る
ために必要な条件であって、スピンバルブの種類、すな
わち、反強磁性体層によって一方の磁性層の磁化を固定
するタイプのスピンバルブ膜であっても、一方の磁性層
の両端を保磁力の大きな強磁性体層に接触させ、その磁
性体層の磁化を固定するタイプのスピンバルブ膜であっ
ても、あるいは、保磁力の差を利用したタイプのスピン
バルブ膜であっても、得られる効果は同様である。これ
らの３つのスピンバルブ型磁気抵抗効果素子薄膜におい
て、微細結晶粒組織からなるＦｅ基の磁性層と、Ｃｕ、
Ａｇあるいは微細結晶粒組織からなるＣｕ基の非磁性ス
ペーサー層の界面部分に、やはり微細結晶粒組織からな
るＣｏ基の磁性層を挿入することによって、該Ｃｏ基の
微細結晶粒層がない場合に比べ、さらに大きな磁気抵抗
変化率が得られるものである。これは、Ｃｏ基の微細結
晶粒組織の導入によって、スピンに依存した散乱が、Ｃ
ｏ基の微細結晶粒組織がない場合に比べ、さらに大きく
なるためと考えられる。なお、Ｃｏ基の微細結晶粒挿入
層の膜厚としては、０．１nm〜１nmが好ましい。１nmよ
り厚くなると、Ｃｏ基微細結晶粒挿入層の効果が見られ
なくなってしまう。
【００１５】Ｆｅ−Ｍ−Ｘ系（Ｍは、Ｓｃ、Ｔｉ、Ｖ、
Ｃｒ、Ｙ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｌａ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｗの
少なくとも１種類以上の元素であり、Ｘは、Ｃ、Ｂ、Ｎ
の少なくとも１種類以上の元素）微細結晶粒組織の組成
が、Ｍが２〜１３原子％、Ｘが０．５〜１８原子％の範
囲にないと、このＦｅ基軟磁性膜の飽和磁束密度は１．
２テスラより小さくなってしまい、これを用いたスピン
バルブ膜では、せいぜい５％程度の磁気抵抗変化率しか
得られない。一方、平均結晶粒サイズが３０nmより大き
くなると、磁気抵抗変化率は急激に小さくなってしま
う。すなわち、１０％を越えるような磁気抵抗変化率を
示すスピンバルブ型磁気抵抗効果素子薄膜を得るために
は、特定の組成と平均結晶粒系を有することが必要とな
ってくる。以上のような微細結晶粒組織を実現するため
には、成膜の過程で、結晶粒の成長を抑制することと、
成膜後の熱処理により、均一な結晶粒組織にする工程が
不可欠である。また、成膜中ならびに熱処理工程におい
て、同一方向に磁場を印加することによって、その方向
に一軸異方性を付与することができる。一軸異方性を付
与することによってスピンバルブ動作を安定に行えるよ
うになる。
Ｃｒ、Ｙ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｌａ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｗの
少なくとも１種類以上の元素であり、Ｘは、Ｃ、Ｂ、Ｎ
の少なくとも１種類以上の元素）微細結晶粒組織の組成
が、Ｍが２〜１３原子％、Ｘが０．５〜１８原子％の範
囲にないと、このＦｅ基軟磁性膜の飽和磁束密度は１．
２テスラより小さくなってしまい、これを用いたスピン
バルブ膜では、せいぜい５％程度の磁気抵抗変化率しか
得られない。一方、平均結晶粒サイズが３０nmより大き
くなると、磁気抵抗変化率は急激に小さくなってしま
う。すなわち、１０％を越えるような磁気抵抗変化率を
示すスピンバルブ型磁気抵抗効果素子薄膜を得るために
は、特定の組成と平均結晶粒系を有することが必要とな
ってくる。以上のような微細結晶粒組織を実現するため
には、成膜の過程で、結晶粒の成長を抑制することと、
成膜後の熱処理により、均一な結晶粒組織にする工程が
不可欠である。また、成膜中ならびに熱処理工程におい
て、同一方向に磁場を印加することによって、その方向
に一軸異方性を付与することができる。一軸異方性を付
与することによってスピンバルブ動作を安定に行えるよ
うになる。
【００１６】
【発明の実施の形態】次に、本発明の実施の形態につい
て図面を参照して詳細に説明する。
て図面を参照して詳細に説明する。
【００１７】図１は、反強磁性層を用いて一方の磁性層
の磁化を固定するタイプのスピンバルブ型磁気抵抗効果
素子薄膜に対するものである。図１（ａ）では、基板１
上に、反強磁性層５、平均結晶粒径が３０nm以下の微細
結晶粒組織を有するＦｅ基の結晶質磁性層２、３と、Ｃ
ｕまたはＡｇあるいは平均結晶粒径３０nm以下のＣｕ基
の微細結晶粒組織の非磁性スペーサー層４より構成され
ている。図１（ａ）では、反強磁性層５が、基板１上に
形成され、微細結晶粒磁性層３に接して設けることによ
って、微細結晶粒磁性層２の磁化を固定できるようにし
たものであるが、反強磁性層５を微細結晶粒磁性層３の
上に形成することによって、微細結晶粒磁性層３の磁化
を固定できるようにした構造であってもよい。
の磁化を固定するタイプのスピンバルブ型磁気抵抗効果
素子薄膜に対するものである。図１（ａ）では、基板１
上に、反強磁性層５、平均結晶粒径が３０nm以下の微細
結晶粒組織を有するＦｅ基の結晶質磁性層２、３と、Ｃ
ｕまたはＡｇあるいは平均結晶粒径３０nm以下のＣｕ基
の微細結晶粒組織の非磁性スペーサー層４より構成され
ている。図１（ａ）では、反強磁性層５が、基板１上に
形成され、微細結晶粒磁性層３に接して設けることによ
って、微細結晶粒磁性層２の磁化を固定できるようにし
たものであるが、反強磁性層５を微細結晶粒磁性層３の
上に形成することによって、微細結晶粒磁性層３の磁化
を固定できるようにした構造であってもよい。
【００１８】図１（ｂ）では、微細結晶粒組織を有する
Ｆｅ基の結晶質磁性層２、３と、ＣｕまたはＡｇあるい
は微細結晶粒組織を有するＣｕ基の結晶質非磁性スペー
サー層４の間に、平均結晶粒径が３０nm以下のＣｏ基の
結晶質磁性層が挿入されている。図１（ｂ）では、２つ
の微細結晶粒磁性層／非磁性スペーサー層界面にＣｏ基
の微細結晶粒磁性層６が形成されているが、どちらか一
方の界面部のみに挿入しただけでもよい。
Ｆｅ基の結晶質磁性層２、３と、ＣｕまたはＡｇあるい
は微細結晶粒組織を有するＣｕ基の結晶質非磁性スペー
サー層４の間に、平均結晶粒径が３０nm以下のＣｏ基の
結晶質磁性層が挿入されている。図１（ｂ）では、２つ
の微細結晶粒磁性層／非磁性スペーサー層界面にＣｏ基
の微細結晶粒磁性層６が形成されているが、どちらか一
方の界面部のみに挿入しただけでもよい。
【００１９】図２は、一方の磁性層の両端に強磁性層を
接触させ、該磁性層の磁化を固定するタイプのスピンバ
ルブ型磁気抵抗効果素子薄膜に対するものである。図２
（ａ）では、基板１１上に、平均結晶粒径が３０nm以下
の微細結晶粒組織を有するＦｅ基の結晶質磁性層１２、
１３と、ＣｕまたはＡｇ、あるいは平均結晶粒径３０nm
以下のＣｕ基微細結晶粒組織の非磁性スペーサー層１４
より成り、Ｆｅ基の結晶質磁性層１２の両端を強磁性体
層１５に接触させている。図２（ａ）では、強磁性体層
１５を、基板１１上のＦｅ基の結晶質磁性層１２の両端
に接触して形成することによって、微細結晶粒磁性層１
２の磁化を固定できるようにしたものであるが、基板１
１から離れた微細結晶粒磁性層１３の両端に強磁性体層
１５を接触させるように形成し、微細結晶粒磁性層１３
の磁化を固定できるようにした構造であってもよい。
接触させ、該磁性層の磁化を固定するタイプのスピンバ
ルブ型磁気抵抗効果素子薄膜に対するものである。図２
（ａ）では、基板１１上に、平均結晶粒径が３０nm以下
の微細結晶粒組織を有するＦｅ基の結晶質磁性層１２、
１３と、ＣｕまたはＡｇ、あるいは平均結晶粒径３０nm
以下のＣｕ基微細結晶粒組織の非磁性スペーサー層１４
より成り、Ｆｅ基の結晶質磁性層１２の両端を強磁性体
層１５に接触させている。図２（ａ）では、強磁性体層
１５を、基板１１上のＦｅ基の結晶質磁性層１２の両端
に接触して形成することによって、微細結晶粒磁性層１
２の磁化を固定できるようにしたものであるが、基板１
１から離れた微細結晶粒磁性層１３の両端に強磁性体層
１５を接触させるように形成し、微細結晶粒磁性層１３
の磁化を固定できるようにした構造であってもよい。
【００２０】図２（ｂ）では、微細結晶粒組織を有する
Ｆｅ基の結晶質磁性層１２、１３と、ＣｕまたはＡｇ、
あるいはＣｕ基の微細結晶粒組織の非磁性スペーサー層
１４の間に、平均結晶粒径が３０nm以下のＣｏ基の結晶
質磁性層が挿入されている。図２（ｂ）では、２つの微
細結晶粒磁性層／非磁性スペーサー層界面にＣｏ基の微
細結晶粒磁性層が形成されているが、どちらか一方の界
面部のみに挿入しただけでもよい。
Ｆｅ基の結晶質磁性層１２、１３と、ＣｕまたはＡｇ、
あるいはＣｕ基の微細結晶粒組織の非磁性スペーサー層
１４の間に、平均結晶粒径が３０nm以下のＣｏ基の結晶
質磁性層が挿入されている。図２（ｂ）では、２つの微
細結晶粒磁性層／非磁性スペーサー層界面にＣｏ基の微
細結晶粒磁性層が形成されているが、どちらか一方の界
面部のみに挿入しただけでもよい。
【００２１】図３は、保磁力の異なる２つの磁性層を用
い、保磁力の大きな磁性層の磁化を固定するタイプのス
ピンバルブ型磁気抵抗効果素子薄膜に対するものであ
る。図３（ａ）では、基板２１上に、保磁力の大きな磁
性層２２、保磁力が小さく、平均結晶粒径が３０nm以下
の微細結晶粒組織を有するＦｅ基の結晶質磁性層２３、
ＣｕまたはＡｇ、あるいは平均結晶粒径３０nm以下のＣ
ｕ基微細結晶粒組織の非磁性スペーサー層２４より構成
されている。図３（ａ）では、保磁力の大きな磁性層２
２が、基板２１上に形成されているが、保磁力の小さな
微細結晶粒磁性層２３を基板２１上に形成し、Ｃｕまた
はＡｇ、あるいはＣｕ基の微細結晶粒組織の非磁性スペ
ーサー層２４の上に保磁力の大きな磁性層２２を形成し
た構造であってもよい。
い、保磁力の大きな磁性層の磁化を固定するタイプのス
ピンバルブ型磁気抵抗効果素子薄膜に対するものであ
る。図３（ａ）では、基板２１上に、保磁力の大きな磁
性層２２、保磁力が小さく、平均結晶粒径が３０nm以下
の微細結晶粒組織を有するＦｅ基の結晶質磁性層２３、
ＣｕまたはＡｇ、あるいは平均結晶粒径３０nm以下のＣ
ｕ基微細結晶粒組織の非磁性スペーサー層２４より構成
されている。図３（ａ）では、保磁力の大きな磁性層２
２が、基板２１上に形成されているが、保磁力の小さな
微細結晶粒磁性層２３を基板２１上に形成し、Ｃｕまた
はＡｇ、あるいはＣｕ基の微細結晶粒組織の非磁性スペ
ーサー層２４の上に保磁力の大きな磁性層２２を形成し
た構造であってもよい。
【００２２】図３（ｂ）では、保磁力の大きな磁性層２
２あるいは微細結晶粒組織を有するＦｅ基の結晶質磁性
層２３と、ＣｕまたはＡｇ、あるいはＣｕ基の微細結晶
粒組織の非磁性スペーサー層２４の間に、平均結晶粒径
が３０nm以下のＣｏ基の結晶質磁性層が挿入されてい
る。図３（ｂ）では、２つの磁性層／非磁性スペーサー
層界面にＣｏ基の微細結晶粒磁性層が形成されている
が、どちらか一方の界面部のみに挿入しただけでもよ
い。
２あるいは微細結晶粒組織を有するＦｅ基の結晶質磁性
層２３と、ＣｕまたはＡｇ、あるいはＣｕ基の微細結晶
粒組織の非磁性スペーサー層２４の間に、平均結晶粒径
が３０nm以下のＣｏ基の結晶質磁性層が挿入されてい
る。図３（ｂ）では、２つの磁性層／非磁性スペーサー
層界面にＣｏ基の微細結晶粒磁性層が形成されている
が、どちらか一方の界面部のみに挿入しただけでもよ
い。
【００２３】
【実施例】図１に示された、反強磁性層を用いて一方の
磁性層の磁化を固定するタイプのスピンバルブ型磁気抵
抗効果素子薄膜について、実施例によりさらに詳しく説
明する。
磁性層の磁化を固定するタイプのスピンバルブ型磁気抵
抗効果素子薄膜について、実施例によりさらに詳しく説
明する。
【００２４】まずＲＦスパッタ法により、基板１上に反
強磁性体層として４０nmの酸化ニッケル（ＮｉＯ）膜を
成膜した。ここで、ＮｉＯの焼結ターゲットを用い、ア
ルゴンと酸素（Ａｒ＋Ｏ2 ）の混合ガスを導入して反応
性スパッタ法により成膜した。なお、基板温度は３００
℃、投入パワーは２０Ｗ、スパッタガス圧は２０ｍＴｏ
ｒｒとした。ＮｉＯの成膜後、ＤＣスパッタ法により、
磁性層２、非磁性スペーサー層４、磁性層３を順次積層
した。各層の膜厚はそれぞれ、３．５nm、３．０nm、
３．５nmとした。基板温度を−２００℃〜＋３００℃ま
で変化させるとともに、成膜中に０〜２５０エルステッ
ド（Ｏｅ）の磁場を基板面に平行に印加しながら成膜を
行った。ターゲットはＦｅ、Ｃｕ、Ｃｏターゲット上
に、添加すべき金属チップをのせた複合ターゲットを用
いた。スパッタガスは、主としてアルゴンを用いたが、
窒化物Ｆｅ基合金膜を成膜する場合のみ、アルゴンガス
に窒素ガスを混合した反応性スパッタ法を採用した。ス
ピンバルブ積層膜の成膜が終了した後、真空中で、０〜
１ｋＯｅの磁場を印加しながら熱処理をおこなった。作
製したスピンバルブ膜は、ＴＥＭ（透過電子顕微鏡）観
察を行うとともに、磁気抵抗ならびに磁化を測定した。
なお、磁気抵抗効果測定に際しては、４端子測定抵抗パ
ターンにフォトリソグラフィーとイオンミリングにより
パターンニングを行った。
強磁性体層として４０nmの酸化ニッケル（ＮｉＯ）膜を
成膜した。ここで、ＮｉＯの焼結ターゲットを用い、ア
ルゴンと酸素（Ａｒ＋Ｏ2 ）の混合ガスを導入して反応
性スパッタ法により成膜した。なお、基板温度は３００
℃、投入パワーは２０Ｗ、スパッタガス圧は２０ｍＴｏ
ｒｒとした。ＮｉＯの成膜後、ＤＣスパッタ法により、
磁性層２、非磁性スペーサー層４、磁性層３を順次積層
した。各層の膜厚はそれぞれ、３．５nm、３．０nm、
３．５nmとした。基板温度を−２００℃〜＋３００℃ま
で変化させるとともに、成膜中に０〜２５０エルステッ
ド（Ｏｅ）の磁場を基板面に平行に印加しながら成膜を
行った。ターゲットはＦｅ、Ｃｕ、Ｃｏターゲット上
に、添加すべき金属チップをのせた複合ターゲットを用
いた。スパッタガスは、主としてアルゴンを用いたが、
窒化物Ｆｅ基合金膜を成膜する場合のみ、アルゴンガス
に窒素ガスを混合した反応性スパッタ法を採用した。ス
ピンバルブ積層膜の成膜が終了した後、真空中で、０〜
１ｋＯｅの磁場を印加しながら熱処理をおこなった。作
製したスピンバルブ膜は、ＴＥＭ（透過電子顕微鏡）観
察を行うとともに、磁気抵抗ならびに磁化を測定した。
なお、磁気抵抗効果測定に際しては、４端子測定抵抗パ
ターンにフォトリソグラフィーとイオンミリングにより
パターンニングを行った。
【００２５】Ｆｅ基の磁性層２、３として、Ｆｅ−Ｍ−
Ｘ（ただしＭは、Ｓｃ、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｙ、Ｚｒ、Ｎ
ｂ、Ｍｏ、Ｌａ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｗの少なくとも１種類以
上の元素であり、Ｘは、Ｃ、Ｂ、Ｎの少なくとも１種類
以上の元素）、非磁性スペーサー層４として、Ｃｕ、Ａ
ｇ、Ｃｕ−Ａｇ−Ｍｅ（Ｍｅは、Ｓｉ、Ｇｅ、Ｐの少な
くとも１種類以上の元素）、Ｃｏ基の挿入層６としてＣ
ｏ−Ｍ−Ｂ（ただしＭは、Ｓｃ、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｙ、
Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｌａ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｗの少なくとも
１種類以上の元素）について、各層の組成を様々に変え
たサンプルを作製したが、得られた結果に大きな組成依
存性は認められなかったので、Ｆｅ−Ｍ−Ｘ合金につい
ては、Ｍ＝Ｓｃ、Ｈｆ、Ｔａで、Ｘ＝Ｃ、Ｂの場合につ
いて、Ｃｕ−Ａｇ−Ｍｅ合金については、Ｍｅ＝Ｓｉの
場合について、Ｃｏ−Ｍ−Ｂ合金については、Ｍ＝Ｚｒ
の場合について詳しく説明する。
Ｘ（ただしＭは、Ｓｃ、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｙ、Ｚｒ、Ｎ
ｂ、Ｍｏ、Ｌａ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｗの少なくとも１種類以
上の元素であり、Ｘは、Ｃ、Ｂ、Ｎの少なくとも１種類
以上の元素）、非磁性スペーサー層４として、Ｃｕ、Ａ
ｇ、Ｃｕ−Ａｇ−Ｍｅ（Ｍｅは、Ｓｉ、Ｇｅ、Ｐの少な
くとも１種類以上の元素）、Ｃｏ基の挿入層６としてＣ
ｏ−Ｍ−Ｂ（ただしＭは、Ｓｃ、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｙ、
Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｌａ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｗの少なくとも
１種類以上の元素）について、各層の組成を様々に変え
たサンプルを作製したが、得られた結果に大きな組成依
存性は認められなかったので、Ｆｅ−Ｍ−Ｘ合金につい
ては、Ｍ＝Ｓｃ、Ｈｆ、Ｔａで、Ｘ＝Ｃ、Ｂの場合につ
いて、Ｃｕ−Ａｇ−Ｍｅ合金については、Ｍｅ＝Ｓｉの
場合について、Ｃｏ−Ｍ−Ｂ合金については、Ｍ＝Ｚｒ
の場合について詳しく説明する。
【００２６】（実施例１）基板温度を変えて作製した５
０nmのＦｅ−Ｔａ−Ｃ合金（Ｆｅ７８原子％、Ｔａ１１
原子％、Ｃ１１原子％）について、成膜後および熱処理
後（真空中、無磁場中で５５０℃、１時間の熱処理）の
平均結晶粒径をＴＥＭを用いて調べたところ表１の結果
が得られた。基板温度が−５０℃以下ではアモルファス
状であるため結晶粒径が定義できないが、０℃を越える
と結晶質になり、基板温度が高くなるに従ってその結晶
粒径は増大する。熱処理により、アモルファス状であっ
た膜は結晶質膜になり、その平均結晶粒径は、３０nm以
下の微細結晶粒組織になった。成膜後に結晶質であった
膜は、いずれも熱処理により平均結晶粒径が大きく増大
した。熱処理条件として、５５０℃、１時間の結果につ
いて示したが、熱処理温度としては、３５０℃〜７５０
℃、熱処理時間としては３時間〜１５分間についても調
べたが、表１とほとんど同様な結果が得られた。すなわ
ち、基板温度が−５０℃以下で作製されたＦｅ−Ｔａ−
Ｃ合金膜はアモルファス状であるが、熱処理により結晶
質になり、その平均結晶粒径は３０nm以下の微細結晶粒
組織を呈するようになる。
０nmのＦｅ−Ｔａ−Ｃ合金（Ｆｅ７８原子％、Ｔａ１１
原子％、Ｃ１１原子％）について、成膜後および熱処理
後（真空中、無磁場中で５５０℃、１時間の熱処理）の
平均結晶粒径をＴＥＭを用いて調べたところ表１の結果
が得られた。基板温度が−５０℃以下ではアモルファス
状であるため結晶粒径が定義できないが、０℃を越える
と結晶質になり、基板温度が高くなるに従ってその結晶
粒径は増大する。熱処理により、アモルファス状であっ
た膜は結晶質膜になり、その平均結晶粒径は、３０nm以
下の微細結晶粒組織になった。成膜後に結晶質であった
膜は、いずれも熱処理により平均結晶粒径が大きく増大
した。熱処理条件として、５５０℃、１時間の結果につ
いて示したが、熱処理温度としては、３５０℃〜７５０
℃、熱処理時間としては３時間〜１５分間についても調
べたが、表１とほとんど同様な結果が得られた。すなわ
ち、基板温度が−５０℃以下で作製されたＦｅ−Ｔａ−
Ｃ合金膜はアモルファス状であるが、熱処理により結晶
質になり、その平均結晶粒径は３０nm以下の微細結晶粒
組織を呈するようになる。
【００２７】
【表１】
【００２８】（実施例２）組成が異なるＦｅ−Ｔａ−Ｃ
合金膜について飽和磁束密度と透磁率を測定した。Ｆｅ
−Ｔａ−Ｃ合金膜は−５０℃で成膜後、真空中、５００
Ｏｅの磁場中で６００℃、３０分間の熱処理を行った。
熱処理後の平均結晶粒径は３０nmであった。図４に、飽
和磁束密度が１．２テスラ以上で、かつ透磁率が１００
０以上の軟磁性膜が得られた組成を黒丸印で、飽和磁束
密度が１．２テスラ以下、あるいは透磁率が１０００以
下の場合を白丸で示した。黒丸で示した高飽和磁束密度
を示す軟磁性領域はＴａが２〜１３原子％、Ｃが０．５
〜１８原子％の組成範囲であることが分かる。
合金膜について飽和磁束密度と透磁率を測定した。Ｆｅ
−Ｔａ−Ｃ合金膜は−５０℃で成膜後、真空中、５００
Ｏｅの磁場中で６００℃、３０分間の熱処理を行った。
熱処理後の平均結晶粒径は３０nmであった。図４に、飽
和磁束密度が１．２テスラ以上で、かつ透磁率が１００
０以上の軟磁性膜が得られた組成を黒丸印で、飽和磁束
密度が１．２テスラ以下、あるいは透磁率が１０００以
下の場合を白丸で示した。黒丸で示した高飽和磁束密度
を示す軟磁性領域はＴａが２〜１３原子％、Ｃが０．５
〜１８原子％の組成範囲であることが分かる。
【００２９】（実施例３）組成が異なるＦｅ−Ｈｆ−Ｃ
合金膜について飽和磁束密度と透磁率を測定した。Ｆｅ
−Ｈｆ−Ｃ合金膜は−１５０℃で成膜後、真空中、５０
０Ｏｅの磁場中で５００℃、３０分間の熱処理を行っ
た。熱処理後の平均結晶粒径は２０nmであった。図５
に、飽和磁束密度が１．２テスラ以上で、かつ透磁率が
１０００以上の軟磁性膜が得られた組成を黒丸印で、飽
和磁束密度が１．２テスラ以下、あるいは透磁率が１０
００以下の場合を白丸で示した。黒丸で示した高飽和磁
束密度を示す軟磁性領域はＨｆが２〜１３原子％、Ｃが
０．５〜１８原子％の組成範囲であることが分かる。
合金膜について飽和磁束密度と透磁率を測定した。Ｆｅ
−Ｈｆ−Ｃ合金膜は−１５０℃で成膜後、真空中、５０
０Ｏｅの磁場中で５００℃、３０分間の熱処理を行っ
た。熱処理後の平均結晶粒径は２０nmであった。図５
に、飽和磁束密度が１．２テスラ以上で、かつ透磁率が
１０００以上の軟磁性膜が得られた組成を黒丸印で、飽
和磁束密度が１．２テスラ以下、あるいは透磁率が１０
００以下の場合を白丸で示した。黒丸で示した高飽和磁
束密度を示す軟磁性領域はＨｆが２〜１３原子％、Ｃが
０．５〜１８原子％の組成範囲であることが分かる。
【００３０】（実施例４）組成が異なるＦｅ−Ｓｃ−Ｂ
合金膜について飽和磁束密度と透磁率を測定した。Ｆｅ
−Ｓｃ−Ｂ合金膜は−１５０℃で成膜後、真空中、５０
０Ｏｅの磁場中で４００℃、１時間の熱処理を行った。
熱処理後の平均結晶粒径は５nmであった。図６に、飽和
磁束密度が１．２テスラ以上で、かつ透磁率が１０００
以上の軟磁性膜が得られた組成を黒丸印で、飽和磁束密
度が１．２テスラ以下、あるいは透磁率が１０００以下
の場合を白丸で示した。黒丸で示した高飽和磁束密度を
示す軟磁性領域はＳｃが２〜１３原子％、Ｂが０．５〜
１８原子％の組成範囲であることが分かる。
合金膜について飽和磁束密度と透磁率を測定した。Ｆｅ
−Ｓｃ−Ｂ合金膜は−１５０℃で成膜後、真空中、５０
０Ｏｅの磁場中で４００℃、１時間の熱処理を行った。
熱処理後の平均結晶粒径は５nmであった。図６に、飽和
磁束密度が１．２テスラ以上で、かつ透磁率が１０００
以上の軟磁性膜が得られた組成を黒丸印で、飽和磁束密
度が１．２テスラ以下、あるいは透磁率が１０００以下
の場合を白丸で示した。黒丸で示した高飽和磁束密度を
示す軟磁性領域はＳｃが２〜１３原子％、Ｂが０．５〜
１８原子％の組成範囲であることが分かる。
【００３１】（実施例５）組成が異なるＣｕ−Ａｇ−Ｓ
ｉ合金膜（膜厚３０nm）について、熱処理による平均結
晶粒の変化をＴＥＭを用いて調べた。Ａｇが１５〜９０
原子％、Ｓｉが５〜４０原子％の組成の時、基板温度を
−５０℃以下にすることによって非晶質（アモルファ
ス）のＣｕ−Ａｇ−Ｓｉ膜が得られる。この組成以外で
は、たとえ基板温度が−５０℃以下であっても結晶質膜
であった。また、Ａｇが１５〜９０原子％、Ｓｉが５〜
４０原子％の組成であっても、基板温度が高くなると結
晶質の膜になった。Ｃｕ−Ａｇ−Ｓｉ合金膜を成膜後、
真空中で、無磁場中６００℃で、１時間の熱処理を行っ
たところ、成膜後に非晶質であった膜では、平均結晶粒
径が３０nm以下の微細結晶粒組織が得られたが、成膜後
に結晶質であった膜では、その平均結晶粒径が３０nm以
上に大きく成長した。平均結晶粒径が３０nm以下の微細
結晶粒組織を有するＣｕ−Ａｇ−Ｓｉ合金を得るために
は、Ａｇが１５〜９０原子％、Ｓｉが５〜４０原子％の
組成で、かつ−５０℃以下の基板温度で成膜を行わなけ
ればならないことが分かった。
ｉ合金膜（膜厚３０nm）について、熱処理による平均結
晶粒の変化をＴＥＭを用いて調べた。Ａｇが１５〜９０
原子％、Ｓｉが５〜４０原子％の組成の時、基板温度を
−５０℃以下にすることによって非晶質（アモルファ
ス）のＣｕ−Ａｇ−Ｓｉ膜が得られる。この組成以外で
は、たとえ基板温度が−５０℃以下であっても結晶質膜
であった。また、Ａｇが１５〜９０原子％、Ｓｉが５〜
４０原子％の組成であっても、基板温度が高くなると結
晶質の膜になった。Ｃｕ−Ａｇ−Ｓｉ合金膜を成膜後、
真空中で、無磁場中６００℃で、１時間の熱処理を行っ
たところ、成膜後に非晶質であった膜では、平均結晶粒
径が３０nm以下の微細結晶粒組織が得られたが、成膜後
に結晶質であった膜では、その平均結晶粒径が３０nm以
上に大きく成長した。平均結晶粒径が３０nm以下の微細
結晶粒組織を有するＣｕ−Ａｇ−Ｓｉ合金を得るために
は、Ａｇが１５〜９０原子％、Ｓｉが５〜４０原子％の
組成で、かつ−５０℃以下の基板温度で成膜を行わなけ
ればならないことが分かった。
【００３２】（実施例６）磁性層２、３がＦｅ−Ｔａ−
Ｃ合金（Ｆｅ７８原子％、Ｔａ１１原子％、Ｃ１１原子
％、飽和磁束密度１．４８テスラ）、非磁性スペーサー
層４がＣｕ、Ａｇ、Ｃｕ−Ａｇ−Ｓｉ合金（Ｃｕ７５原
子％、Ａｇ１５原子％、Ｓｉ１０原子％）としたスピン
バルブ膜を、基板温度を変えて作製し、真空中、８００
Ｏｅの磁場中で５５０℃、４０分間の熱処理を行い、磁
気抵抗変化率を測定した。一方、磁気抵抗測定用と全く
同一条件で、３０nmＮｉＯ反強磁性層／２００nmＦｅ−
Ｔａ−Ｃ磁性層／１００nm非磁性スペーサー層（Ｃｕ、
Ａｇ、Ｃｕ−Ａｇ−Ｓｉ合金）／２００nmＦｅ−Ｔａ−
Ｃ磁性層という構造の積層膜を作製し、スピンバルブ膜
と同一の熱処理後、断面ＴＥＭにより、各層の平均結晶
粒径を測定した。得られた結果を表２に示す。
Ｃ合金（Ｆｅ７８原子％、Ｔａ１１原子％、Ｃ１１原子
％、飽和磁束密度１．４８テスラ）、非磁性スペーサー
層４がＣｕ、Ａｇ、Ｃｕ−Ａｇ−Ｓｉ合金（Ｃｕ７５原
子％、Ａｇ１５原子％、Ｓｉ１０原子％）としたスピン
バルブ膜を、基板温度を変えて作製し、真空中、８００
Ｏｅの磁場中で５５０℃、４０分間の熱処理を行い、磁
気抵抗変化率を測定した。一方、磁気抵抗測定用と全く
同一条件で、３０nmＮｉＯ反強磁性層／２００nmＦｅ−
Ｔａ−Ｃ磁性層／１００nm非磁性スペーサー層（Ｃｕ、
Ａｇ、Ｃｕ−Ａｇ−Ｓｉ合金）／２００nmＦｅ−Ｔａ−
Ｃ磁性層という構造の積層膜を作製し、スピンバルブ膜
と同一の熱処理後、断面ＴＥＭにより、各層の平均結晶
粒径を測定した。得られた結果を表２に示す。
【００３３】非磁性スペーサー層４がＣｕあるいはＡｇ
の場合は、Ｃｕ、Ａｇ層の平均結晶粒径に関わらず、Ｆ
ｅ−Ｔａ−Ｃ磁性層の平均結晶粒径が、３０nm以下であ
れば、１０％を越える磁気抵抗変化率が得られることが
分かる。また、非磁性スペーサー層４がＣｕ−Ａｇ−Ｓ
ｉ合金の場合、Ｆｅ−Ｔａ−Ｃ磁性層の平均結晶粒径の
みならずＣｕ−Ａｇ−Ｓｉの平均結晶粒径も３０nm以下
でないと、１０％を越える磁気抵抗変化率が得られない
ことが分かる。本実施例では、Ｆｅ−Ｔａ−Ｃ磁性層の
飽和磁束密度が１．４８テスラの組成について調べた
が、Ｆｅ−Ｔａ−Ｃの飽和磁束密度が１．２テスラ以上
の組成でないと、その平均結晶粒径が３０nm以下であっ
ても１０％を上回るような大きな磁気抵抗変化率は得ら
れなかった。
の場合は、Ｃｕ、Ａｇ層の平均結晶粒径に関わらず、Ｆ
ｅ−Ｔａ−Ｃ磁性層の平均結晶粒径が、３０nm以下であ
れば、１０％を越える磁気抵抗変化率が得られることが
分かる。また、非磁性スペーサー層４がＣｕ−Ａｇ−Ｓ
ｉ合金の場合、Ｆｅ−Ｔａ−Ｃ磁性層の平均結晶粒径の
みならずＣｕ−Ａｇ−Ｓｉの平均結晶粒径も３０nm以下
でないと、１０％を越える磁気抵抗変化率が得られない
ことが分かる。本実施例では、Ｆｅ−Ｔａ−Ｃ磁性層の
飽和磁束密度が１．４８テスラの組成について調べた
が、Ｆｅ−Ｔａ−Ｃの飽和磁束密度が１．２テスラ以上
の組成でないと、その平均結晶粒径が３０nm以下であっ
ても１０％を上回るような大きな磁気抵抗変化率は得ら
れなかった。
【００３４】
【表２】
【００３５】（実施例７）磁性層２、３がＦｅ−Ｈｆ−
Ｃ合金（Ｆｅ８４原子％、Ｈｆ９原子％、Ｃ７原子％、
飽和磁束密度１．６４テスラ）、非磁性スペーサー層４
がＣｕ、Ａｇ、Ｃｕ−Ａｇ−Ｓｉ合金（Ｃｕ４５原子
％、Ａｇ３５原子％、Ｓｉ２０原子％）としたスピンバ
ルブ膜を、基板温度を変えて作製し、真空中、８００Ｏ
ｅの磁場中で５５０℃、４０分間の熱処理を行い、磁気
抵抗変化率を測定した。一方、磁気抵抗測定用と全く同
一条件で、３０nmＮｉＯ反強磁性層／２００nmＦｅ−Ｈ
ｆ−Ｃ磁性層／１００nm非磁性スペーサー層（Ｃｕ、Ａ
ｇ、Ｃｕ−Ａｇ−Ｓｉ合金）／２００nmＦｅ−Ｈｆ−Ｃ
磁性層という構造の積層膜を作製し、スピンバルブ膜と
同一の熱処理後、断面ＴＥＭにより、各層の平均結晶粒
径を測定した。得られた結果を表３に示す。
Ｃ合金（Ｆｅ８４原子％、Ｈｆ９原子％、Ｃ７原子％、
飽和磁束密度１．６４テスラ）、非磁性スペーサー層４
がＣｕ、Ａｇ、Ｃｕ−Ａｇ−Ｓｉ合金（Ｃｕ４５原子
％、Ａｇ３５原子％、Ｓｉ２０原子％）としたスピンバ
ルブ膜を、基板温度を変えて作製し、真空中、８００Ｏ
ｅの磁場中で５５０℃、４０分間の熱処理を行い、磁気
抵抗変化率を測定した。一方、磁気抵抗測定用と全く同
一条件で、３０nmＮｉＯ反強磁性層／２００nmＦｅ−Ｈ
ｆ−Ｃ磁性層／１００nm非磁性スペーサー層（Ｃｕ、Ａ
ｇ、Ｃｕ−Ａｇ−Ｓｉ合金）／２００nmＦｅ−Ｈｆ−Ｃ
磁性層という構造の積層膜を作製し、スピンバルブ膜と
同一の熱処理後、断面ＴＥＭにより、各層の平均結晶粒
径を測定した。得られた結果を表３に示す。
【００３６】非磁性スペーサー層４がＣｕあるいはＡｇ
の場合は、Ｃｕ、Ａｇ層の平均結晶粒径に関わらず、Ｆ
ｅ−Ｈｆ−Ｃ磁性層の平均結晶粒径が、３０nm以下であ
れば、１０％を越える磁気抵抗変化率が得られることが
分かる。また、非磁性スペーサー層４がＣｕ−Ａｇ−Ｓ
ｉ合金の場合、Ｆｅ−Ｈｆ−Ｃ磁性層の平均結晶粒径の
みならずＣｕ−Ａｇ−Ｓｉの平均結晶粒径も３０nm以下
でないと、１０％を越える磁気抵抗変化率が得られない
ことが分かる。本実施例では、Ｆｅ−Ｈｆ−Ｃ磁性層の
飽和磁束密度が１．６４テスラの組成について調べた
が、Ｆｅ−Ｈｆ−Ｃの飽和磁束密度が１．２テスラ以上
の組成でないと、その平均結晶粒径が３０nm以下であっ
ても１０％を上回るような大きな磁気抵抗変化率は得ら
れなかった。
の場合は、Ｃｕ、Ａｇ層の平均結晶粒径に関わらず、Ｆ
ｅ−Ｈｆ−Ｃ磁性層の平均結晶粒径が、３０nm以下であ
れば、１０％を越える磁気抵抗変化率が得られることが
分かる。また、非磁性スペーサー層４がＣｕ−Ａｇ−Ｓ
ｉ合金の場合、Ｆｅ−Ｈｆ−Ｃ磁性層の平均結晶粒径の
みならずＣｕ−Ａｇ−Ｓｉの平均結晶粒径も３０nm以下
でないと、１０％を越える磁気抵抗変化率が得られない
ことが分かる。本実施例では、Ｆｅ−Ｈｆ−Ｃ磁性層の
飽和磁束密度が１．６４テスラの組成について調べた
が、Ｆｅ−Ｈｆ−Ｃの飽和磁束密度が１．２テスラ以上
の組成でないと、その平均結晶粒径が３０nm以下であっ
ても１０％を上回るような大きな磁気抵抗変化率は得ら
れなかった。
【００３７】
【表３】
【００３８】（実施例８）磁性層２、３がＦｅ−Ｓｃ−
Ｂ合金（Ｆｅ８２原子％、Ｓｃ３原子％、Ｂ１５原子
％、飽和磁束密度１．８８テスラ）、非磁性スペーサー
層４がＣｕ、Ａｇ、Ｃｕ−Ａｇ−Ｓｉ合金（Ｃｕ７５原
子％、Ａｇ１５原子％、Ｓｉ１０原子％）としたスピン
バルブ膜を、基板温度を変えて作製し、真空中、８００
Ｏｅの磁場中で５５０℃、４０分間の熱処理を行い、磁
気抵抗変化率を測定した。一方、磁気抵抗測定用と全く
同一条件で、３０nmＮｉＯ反強磁性層／２００nmＦｅ−
Ｓｃ−Ｂ磁性層／１００nm非磁性スペーサー層（Ｃｕ、
Ａｇ、Ｃｕ−Ａｇ−Ｓｉ合金）／２００nmＦｅ−Ｓｃ−
Ｂ磁性層という構造の積層膜を作製し、スピンバルブ膜
と同一の熱処理後、断面ＴＥＭにより、各層の平均結晶
粒径を測定した。得られた結果を表４に示す。
Ｂ合金（Ｆｅ８２原子％、Ｓｃ３原子％、Ｂ１５原子
％、飽和磁束密度１．８８テスラ）、非磁性スペーサー
層４がＣｕ、Ａｇ、Ｃｕ−Ａｇ−Ｓｉ合金（Ｃｕ７５原
子％、Ａｇ１５原子％、Ｓｉ１０原子％）としたスピン
バルブ膜を、基板温度を変えて作製し、真空中、８００
Ｏｅの磁場中で５５０℃、４０分間の熱処理を行い、磁
気抵抗変化率を測定した。一方、磁気抵抗測定用と全く
同一条件で、３０nmＮｉＯ反強磁性層／２００nmＦｅ−
Ｓｃ−Ｂ磁性層／１００nm非磁性スペーサー層（Ｃｕ、
Ａｇ、Ｃｕ−Ａｇ−Ｓｉ合金）／２００nmＦｅ−Ｓｃ−
Ｂ磁性層という構造の積層膜を作製し、スピンバルブ膜
と同一の熱処理後、断面ＴＥＭにより、各層の平均結晶
粒径を測定した。得られた結果を表４に示す。
【００３９】非磁性スペーサー層４がＣｕあるいはＡｇ
の場合は、Ｃｕ、Ａｇ層の平均結晶粒径に関わらず、Ｆ
ｅ−Ｓｃ−Ｂ磁性層の平均結晶粒径が、３０nm以下であ
れば、１０％を越える磁気抵抗変化率が得られることが
分かる。また、非磁性スペーサー層４がＣｕ−Ａｇ−Ｓ
ｉ合金の場合、Ｆｅ−Ｓｃ−Ｂ磁性層の平均結晶粒径の
みならずＣｕ−Ａｇ−Ｓｉの平均結晶粒径も３０nm以下
でないと、１０％を越える磁気抵抗変化率が得られない
ことが分かる。本実施例では、Ｆｅ−Ｓｃ−Ｂ磁性層の
飽和磁束密度が１．８８テスラの組成について調べた
が、Ｆｅ−Ｓｃ−Ｂの飽和磁束密度が１．２テスラ以上
の組成でないと、その平均結晶粒径が３０nm以下であっ
ても１０％を上回るような大きな磁気抵抗変化率は得ら
れなかった。
の場合は、Ｃｕ、Ａｇ層の平均結晶粒径に関わらず、Ｆ
ｅ−Ｓｃ−Ｂ磁性層の平均結晶粒径が、３０nm以下であ
れば、１０％を越える磁気抵抗変化率が得られることが
分かる。また、非磁性スペーサー層４がＣｕ−Ａｇ−Ｓ
ｉ合金の場合、Ｆｅ−Ｓｃ−Ｂ磁性層の平均結晶粒径の
みならずＣｕ−Ａｇ−Ｓｉの平均結晶粒径も３０nm以下
でないと、１０％を越える磁気抵抗変化率が得られない
ことが分かる。本実施例では、Ｆｅ−Ｓｃ−Ｂ磁性層の
飽和磁束密度が１．８８テスラの組成について調べた
が、Ｆｅ−Ｓｃ−Ｂの飽和磁束密度が１．２テスラ以上
の組成でないと、その平均結晶粒径が３０nm以下であっ
ても１０％を上回るような大きな磁気抵抗変化率は得ら
れなかった。
【００４０】
【表４】
【００４１】（実施例９）組成が異なるＣｏ−Ｚｒ−Ｂ
合金膜（膜厚３０nm）について、熱処理による平均結晶
粒の変化をＴＥＭを用いて調べた。Ｚｒが２〜１３原子
％、Ｂが５〜２５原子％の組成の時、基板温度を−５０
℃以下にすることによって非晶質（アモルファス）のＣ
ｏ−Ｚｒ−Ｂ膜が得られた。この組成以外では、たとえ
基板温度が−５０℃以下であっても結晶質膜となった。
また、Ｚｒが２〜１３原子％、Ｂが５〜２５原子％の組
成であっても、基板温度が高くなると結晶質の膜になっ
た。Ｃｏ−Ｚｒ−Ｂ合金膜を成膜後、真空中で、無磁場
中６００℃で、１時間の熱処理を行ったところ、成膜後
に非晶質であった膜では、平均結晶粒径が３０nm以下の
微細結晶粒組織が得られたが、成膜後に結晶質であった
膜では、その平均結晶粒径が３０nm以上に大きく成長し
てしまった。平均結晶粒径が３０nm以下の微細結晶粒組
織を有するＣｏ−Ｚｒ−Ｂ合金を得るためには、Ｚｒが
２〜１３原子％、Ｂが５〜２５原子％の組成で、かつ−
５０℃以下の基板温度で成膜を行わなければならないこ
とが分かった。
合金膜（膜厚３０nm）について、熱処理による平均結晶
粒の変化をＴＥＭを用いて調べた。Ｚｒが２〜１３原子
％、Ｂが５〜２５原子％の組成の時、基板温度を−５０
℃以下にすることによって非晶質（アモルファス）のＣ
ｏ−Ｚｒ−Ｂ膜が得られた。この組成以外では、たとえ
基板温度が−５０℃以下であっても結晶質膜となった。
また、Ｚｒが２〜１３原子％、Ｂが５〜２５原子％の組
成であっても、基板温度が高くなると結晶質の膜になっ
た。Ｃｏ−Ｚｒ−Ｂ合金膜を成膜後、真空中で、無磁場
中６００℃で、１時間の熱処理を行ったところ、成膜後
に非晶質であった膜では、平均結晶粒径が３０nm以下の
微細結晶粒組織が得られたが、成膜後に結晶質であった
膜では、その平均結晶粒径が３０nm以上に大きく成長し
てしまった。平均結晶粒径が３０nm以下の微細結晶粒組
織を有するＣｏ−Ｚｒ−Ｂ合金を得るためには、Ｚｒが
２〜１３原子％、Ｂが５〜２５原子％の組成で、かつ−
５０℃以下の基板温度で成膜を行わなければならないこ
とが分かった。
【００４２】（実施例１０）磁性層２、３がＦｅ−Ｔａ
−Ｃ合金（Ｆｅ７８原子％、Ｔａ１１原子％、Ｃ１１原
子％、飽和磁束密度１．４８テスラ）、非磁性スペーサ
ー層４がＣｕ、Ａｇ、Ｃｕ−Ａｇ−Ｓｉ合金（Ｃｕ７５
原子％、Ａｇ１５原子％、Ｓｉ１０原子％）とした実施
例６のスピンバルブ膜において、微細結晶粒組織を有す
るＦｅ−Ｔａ−Ｃ磁性層と非磁性スペーサー層（Ｃｕ、
Ａｇ、Ｃｕ−Ａｇ−Ｓｉ合金）の界面部に、０．５nmの
Ｃｏ−Ｚｒ−Ｂ合金（Ｃｏ８２原子％、Ｚｒ８原子％、
Ｂ１０原子％）層６を挿入した構造のスピンバルブを作
製した。基板温度を変えて図１（ｂ）の積層構造を作製
し、真空中、５００Ｏｅの磁場中あるいは無磁場中で５
５０℃、４０分間の熱処理を行い、磁気抵抗変化率を測
定した。表５に示したように、非磁性スペーサー層４の
種類（Ｃｕ、Ａｇ、Ｃｕ−Ａｇ−Ｓｉ合金）に関わら
ず、スピンバルブの成膜温度が−５０℃以下であれば、
熱処理後に、１０％を越えるような大きな磁気抵抗変化
率を示すことが分かる。また、望ましくは、スピンバル
ブ膜の成膜時に印加する磁場の方向と同一方向に印加し
ながら熱処理を行うことによって、それがない場合より
も大きくすることができる。本実施例では、Ｆｅ−Ｔａ
−Ｃ磁性層の飽和磁束密度が１．４８テスラの組成につ
いて調べたが、実施例６と同様、Ｆｅ−Ｔａ−Ｃの飽和
磁束密度が１．２テスラ以上の組成でないと、１０％を
上回るような大きな磁気抵抗変化率は得られなかった。
なお本実施例においては、２つのＦｅ−Ｔａ−Ｃ層／非
磁性スペーサー層界面にＣｏ−Ｚｒ−Ｂ層を挿入した例
について述べたが、いずれか一方の界面にＣｏ−Ｚｒ−
Ｂ層を挿入した場合もほぼ同様な結果が得られた。また
Ｃｏ−Ｚｒ−Ｂ層の膜厚としては０．５nmの場合につい
て述べたが、０．１nm〜１nmの範囲内であれば、Ｃｏ−
Ｚｒ−Ｂ層を挿入することによって、本実施例と同程度
の磁気抵抗変化率の増大が認められた。
−Ｃ合金（Ｆｅ７８原子％、Ｔａ１１原子％、Ｃ１１原
子％、飽和磁束密度１．４８テスラ）、非磁性スペーサ
ー層４がＣｕ、Ａｇ、Ｃｕ−Ａｇ−Ｓｉ合金（Ｃｕ７５
原子％、Ａｇ１５原子％、Ｓｉ１０原子％）とした実施
例６のスピンバルブ膜において、微細結晶粒組織を有す
るＦｅ−Ｔａ−Ｃ磁性層と非磁性スペーサー層（Ｃｕ、
Ａｇ、Ｃｕ−Ａｇ−Ｓｉ合金）の界面部に、０．５nmの
Ｃｏ−Ｚｒ−Ｂ合金（Ｃｏ８２原子％、Ｚｒ８原子％、
Ｂ１０原子％）層６を挿入した構造のスピンバルブを作
製した。基板温度を変えて図１（ｂ）の積層構造を作製
し、真空中、５００Ｏｅの磁場中あるいは無磁場中で５
５０℃、４０分間の熱処理を行い、磁気抵抗変化率を測
定した。表５に示したように、非磁性スペーサー層４の
種類（Ｃｕ、Ａｇ、Ｃｕ−Ａｇ−Ｓｉ合金）に関わら
ず、スピンバルブの成膜温度が−５０℃以下であれば、
熱処理後に、１０％を越えるような大きな磁気抵抗変化
率を示すことが分かる。また、望ましくは、スピンバル
ブ膜の成膜時に印加する磁場の方向と同一方向に印加し
ながら熱処理を行うことによって、それがない場合より
も大きくすることができる。本実施例では、Ｆｅ−Ｔａ
−Ｃ磁性層の飽和磁束密度が１．４８テスラの組成につ
いて調べたが、実施例６と同様、Ｆｅ−Ｔａ−Ｃの飽和
磁束密度が１．２テスラ以上の組成でないと、１０％を
上回るような大きな磁気抵抗変化率は得られなかった。
なお本実施例においては、２つのＦｅ−Ｔａ−Ｃ層／非
磁性スペーサー層界面にＣｏ−Ｚｒ−Ｂ層を挿入した例
について述べたが、いずれか一方の界面にＣｏ−Ｚｒ−
Ｂ層を挿入した場合もほぼ同様な結果が得られた。また
Ｃｏ−Ｚｒ−Ｂ層の膜厚としては０．５nmの場合につい
て述べたが、０．１nm〜１nmの範囲内であれば、Ｃｏ−
Ｚｒ−Ｂ層を挿入することによって、本実施例と同程度
の磁気抵抗変化率の増大が認められた。
【００４３】
【表５】
【００４４】（実施例１１）磁性層２、３がＦｅ−Ｈｆ
−Ｃ合金（Ｆｅ８４原子％、Ｈｆ９原子％、Ｃ７原子
％、飽和磁束密度１．６４テスラ）、非磁性スペーサー
層４がＣｕ、Ａｇ、Ｃｕ−Ａｇ−Ｓｉ合金（Ｃｕ４５原
子％、Ａｇ３５原子％、Ｓｉ２０原子％）とした実施例
７のスピンバルブ膜において、微細結晶粒組織を有する
Ｆｅ−Ｈｆ−Ｃ磁性層と非磁性スペーサー層（Ｃｕ、Ａ
ｇ、Ｃｕ−Ａｇ−Ｓｉ合金）の界面部に、０．５nmのＣ
ｏ−Ｚｒ−Ｂ合金（Ｃｏ８２原子％、Ｚｒ８原子％、Ｂ
１０原子％）層６を挿入した構造のスピンバルブを作製
した。基板温度を変えて図１（ｂ）の積層構造を作製
し、真空中、５００Ｏｅの磁場中あるいは無磁場中で５
５０℃、４０分間の熱処理を行い、磁気抵抗変化率を測
定した。表６に示したように、非磁性スペーサー層４の
種類（Ｃｕ、Ａｇ、Ｃｕ−Ａｇ−Ｓｉ合金）に関わら
ず、スピンバルブの成膜温度が−５０℃以下であれば、
熱処理後に、１０％を越えるような大きな磁気抵抗変化
率を示すことが分かる。また、望ましくは、スピンバル
ブ膜の成膜時に印加する磁場の方向と同一方向に印加し
ながら熱処理を行うことによって、それがない場合より
も大きくすることができる。本実施例では、Ｆｅ−Ｈｆ
−Ｃ磁性層の飽和磁束密度が１．６４テスラの組成につ
いて調べたが、実施例７と同様、Ｆｅ−Ｈｆ−Ｃの飽和
磁束密度が１．２テスラ以上の組成でないと、１０％を
上回るような大きな磁気抵抗変化率は得られなかった。
なお本実施例においては、２つのＦｅ−Ｈｆ−Ｃ層／非
磁性スペーサー層界面にＣｏ−Ｚｒ−Ｂ層を挿入した例
について述べたが、いずれか一方の界面にＣｏ−Ｚｒ−
Ｂ層を挿入した場合もほぼ同様な結果が得られた。また
Ｃｏ−Ｚｒ−Ｂ層の膜厚としては０．５nmの場合につい
て述べたが、０．１nm〜１nmの範囲内であれば、Ｃｏ−
Ｚｒ−Ｂ層を挿入することによって、本実施例と同程度
の磁気抵抗変化率の増大が認められた。
−Ｃ合金（Ｆｅ８４原子％、Ｈｆ９原子％、Ｃ７原子
％、飽和磁束密度１．６４テスラ）、非磁性スペーサー
層４がＣｕ、Ａｇ、Ｃｕ−Ａｇ−Ｓｉ合金（Ｃｕ４５原
子％、Ａｇ３５原子％、Ｓｉ２０原子％）とした実施例
７のスピンバルブ膜において、微細結晶粒組織を有する
Ｆｅ−Ｈｆ−Ｃ磁性層と非磁性スペーサー層（Ｃｕ、Ａ
ｇ、Ｃｕ−Ａｇ−Ｓｉ合金）の界面部に、０．５nmのＣ
ｏ−Ｚｒ−Ｂ合金（Ｃｏ８２原子％、Ｚｒ８原子％、Ｂ
１０原子％）層６を挿入した構造のスピンバルブを作製
した。基板温度を変えて図１（ｂ）の積層構造を作製
し、真空中、５００Ｏｅの磁場中あるいは無磁場中で５
５０℃、４０分間の熱処理を行い、磁気抵抗変化率を測
定した。表６に示したように、非磁性スペーサー層４の
種類（Ｃｕ、Ａｇ、Ｃｕ−Ａｇ−Ｓｉ合金）に関わら
ず、スピンバルブの成膜温度が−５０℃以下であれば、
熱処理後に、１０％を越えるような大きな磁気抵抗変化
率を示すことが分かる。また、望ましくは、スピンバル
ブ膜の成膜時に印加する磁場の方向と同一方向に印加し
ながら熱処理を行うことによって、それがない場合より
も大きくすることができる。本実施例では、Ｆｅ−Ｈｆ
−Ｃ磁性層の飽和磁束密度が１．６４テスラの組成につ
いて調べたが、実施例７と同様、Ｆｅ−Ｈｆ−Ｃの飽和
磁束密度が１．２テスラ以上の組成でないと、１０％を
上回るような大きな磁気抵抗変化率は得られなかった。
なお本実施例においては、２つのＦｅ−Ｈｆ−Ｃ層／非
磁性スペーサー層界面にＣｏ−Ｚｒ−Ｂ層を挿入した例
について述べたが、いずれか一方の界面にＣｏ−Ｚｒ−
Ｂ層を挿入した場合もほぼ同様な結果が得られた。また
Ｃｏ−Ｚｒ−Ｂ層の膜厚としては０．５nmの場合につい
て述べたが、０．１nm〜１nmの範囲内であれば、Ｃｏ−
Ｚｒ−Ｂ層を挿入することによって、本実施例と同程度
の磁気抵抗変化率の増大が認められた。
【００４５】
【表６】
【００４６】（実施例１２）磁性層２、３がＦｅ−Ｓｃ
−Ｂ合金（Ｆｅ８２原子％、Ｓｃ３原子％、Ｂ１５原子
％、飽和磁束密度１．８８テスラ）、非磁性スペーサー
層４がＣｕ、Ａｇ、Ｃｕ−Ａｇ−Ｓｉ合金（Ｃｕ７５原
子％、Ａｇ１５原子％、Ｓｉ１０原子％）とした実施例
８のスピンバルブ膜において、微細結晶粒組織を有する
Ｆｅ−Ｓｃ−Ｂ磁性層と非磁性スペーサー層（Ｃｕ、Ａ
ｇ、Ｃｕ−Ａｇ−Ｓｉ合金）の界面部に、０．５nmのＣ
ｏ−Ｚｒ−Ｂ合金（Ｃｏ８２原子％、Ｚｒ８原子％、Ｂ
１０原子％）層６を挿入した構造のスピンバルブを作製
した。基板温度を変えて図１（ｂ）の積層構造を作製
し、真空中、５００Ｏｅの磁場中あるいは無磁場中で５
５０℃、４０分間の熱処理を行い、磁気抵抗変化率を測
定した。表７に示したように、非磁性スペーサー層４の
種類（Ｃｕ、Ａｇ、Ｃｕ−Ａｇ−Ｓｉ合金）に関わら
ず、スピンバルブの成膜温度が−５０℃以下であれば、
熱処理後に、１０％を越えるような大きな磁気抵抗変化
率を示すことが分かる。また、望ましくは、スピンバル
ブ膜の成膜時に印加する磁場の方向と同一方向に印加し
ながら熱処理を行うことによって、それがない場合より
も大きくすることができる。本実施例では、Ｆｅ−Ｓｃ
−Ｂ磁性層の飽和磁束密度が１．８８テスラの組成につ
いて調べたが、実施例８と同様、Ｆｅ−Ｓｃ−Ｂの飽和
磁束密度が１．２テスラ以上の組成でないと、１０％を
上回るような大きな磁気抵抗変化率は得られなかった。
なお本実施例においては、２つのＦｅ−Ｓｃ−Ｂ層／非
磁性スペーサー層界面にＣｏ−Ｚｒ−Ｂ層を挿入した例
について述べたが、いずれか一方の界面にＣｏ−Ｚｒ−
Ｂ層を挿入した場合もほぼ同様な結果が得られた。また
Ｃｏ−Ｚｒ−Ｂ層の膜厚としては０．５nmの場合につい
て述べたが、０．１nm〜１nmの範囲内であれば、Ｃｏ−
Ｚｒ−Ｂ層を挿入することによって、本実施例と同程度
の磁気抵抗変化率の増大が認められた。
−Ｂ合金（Ｆｅ８２原子％、Ｓｃ３原子％、Ｂ１５原子
％、飽和磁束密度１．８８テスラ）、非磁性スペーサー
層４がＣｕ、Ａｇ、Ｃｕ−Ａｇ−Ｓｉ合金（Ｃｕ７５原
子％、Ａｇ１５原子％、Ｓｉ１０原子％）とした実施例
８のスピンバルブ膜において、微細結晶粒組織を有する
Ｆｅ−Ｓｃ−Ｂ磁性層と非磁性スペーサー層（Ｃｕ、Ａ
ｇ、Ｃｕ−Ａｇ−Ｓｉ合金）の界面部に、０．５nmのＣ
ｏ−Ｚｒ−Ｂ合金（Ｃｏ８２原子％、Ｚｒ８原子％、Ｂ
１０原子％）層６を挿入した構造のスピンバルブを作製
した。基板温度を変えて図１（ｂ）の積層構造を作製
し、真空中、５００Ｏｅの磁場中あるいは無磁場中で５
５０℃、４０分間の熱処理を行い、磁気抵抗変化率を測
定した。表７に示したように、非磁性スペーサー層４の
種類（Ｃｕ、Ａｇ、Ｃｕ−Ａｇ−Ｓｉ合金）に関わら
ず、スピンバルブの成膜温度が−５０℃以下であれば、
熱処理後に、１０％を越えるような大きな磁気抵抗変化
率を示すことが分かる。また、望ましくは、スピンバル
ブ膜の成膜時に印加する磁場の方向と同一方向に印加し
ながら熱処理を行うことによって、それがない場合より
も大きくすることができる。本実施例では、Ｆｅ−Ｓｃ
−Ｂ磁性層の飽和磁束密度が１．８８テスラの組成につ
いて調べたが、実施例８と同様、Ｆｅ−Ｓｃ−Ｂの飽和
磁束密度が１．２テスラ以上の組成でないと、１０％を
上回るような大きな磁気抵抗変化率は得られなかった。
なお本実施例においては、２つのＦｅ−Ｓｃ−Ｂ層／非
磁性スペーサー層界面にＣｏ−Ｚｒ−Ｂ層を挿入した例
について述べたが、いずれか一方の界面にＣｏ−Ｚｒ−
Ｂ層を挿入した場合もほぼ同様な結果が得られた。また
Ｃｏ−Ｚｒ−Ｂ層の膜厚としては０．５nmの場合につい
て述べたが、０．１nm〜１nmの範囲内であれば、Ｃｏ−
Ｚｒ−Ｂ層を挿入することによって、本実施例と同程度
の磁気抵抗変化率の増大が認められた。
【００４７】
【表７】
【００４８】次に、図２に示された、一方の磁性体層の
両端を保磁力の大きな強磁性体に接触させ、該磁性体層
の磁化を固定するタイプのスピンバルブ型磁気抵抗効果
素子薄膜について、実施例によりさらに詳しく説明す
る。
両端を保磁力の大きな強磁性体に接触させ、該磁性体層
の磁化を固定するタイプのスピンバルブ型磁気抵抗効果
素子薄膜について、実施例によりさらに詳しく説明す
る。
【００４９】Ｆｅ基の磁性層１２、１３として、Ｆｅ−
Ｍ−Ｘ（ただしＭは、Ｓｃ、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｙ、Ｚ
ｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｌａ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｗの少なくとも１
種類以上の元素であり、Ｘは、Ｃ、Ｂ、Ｎの少なくとも
１種類以上の元素）、非磁性スペーサー層１４として、
Ｃｕ、Ａｇ、Ｃｕ−Ａｇ−Ｍｅ（Ｍｅは、Ｓｉ、Ｇｅ、
Ｐの少なくとも１種類以上の元素）、Ｃｏ基の挿入層１
６としてＣｏ−Ｍ−Ｂ（ただしＭは、Ｓｃ、Ｔｉ、Ｖ、
Ｃｒ、Ｙ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｌａ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｗの
少なくとも１種類以上の元素）について、各層の組成を
様々に変えたサンプルを作製したが、得られた結果に大
きな組成依存性は認められなかったので、Ｆｅ−Ｔａ−
Ｃ合金、Ｃｕ−Ａｇ−Ｓｉ合金、Ｃｏ−Ｚｒ−Ｂ合金を
用いた場合について詳しく説明する。なお、一方のＦｅ
−Ｔａ−Ｃ合金層の磁化を固定する保磁力の大きな強磁
性層としては、Ｃｏ−Ｐｔ合金を用いた。
Ｍ−Ｘ（ただしＭは、Ｓｃ、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｙ、Ｚ
ｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｌａ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｗの少なくとも１
種類以上の元素であり、Ｘは、Ｃ、Ｂ、Ｎの少なくとも
１種類以上の元素）、非磁性スペーサー層１４として、
Ｃｕ、Ａｇ、Ｃｕ−Ａｇ−Ｍｅ（Ｍｅは、Ｓｉ、Ｇｅ、
Ｐの少なくとも１種類以上の元素）、Ｃｏ基の挿入層１
６としてＣｏ−Ｍ−Ｂ（ただしＭは、Ｓｃ、Ｔｉ、Ｖ、
Ｃｒ、Ｙ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｌａ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｗの
少なくとも１種類以上の元素）について、各層の組成を
様々に変えたサンプルを作製したが、得られた結果に大
きな組成依存性は認められなかったので、Ｆｅ−Ｔａ−
Ｃ合金、Ｃｕ−Ａｇ−Ｓｉ合金、Ｃｏ−Ｚｒ−Ｂ合金を
用いた場合について詳しく説明する。なお、一方のＦｅ
−Ｔａ−Ｃ合金層の磁化を固定する保磁力の大きな強磁
性層としては、Ｃｏ−Ｐｔ合金を用いた。
【００５０】図２に示すように、磁化を固定したいＦｅ
−Ｔａ−Ｃ層１２は断面が台形状になるように加工し、
両端に形成する保磁力の大きなＣｏ−Ｐｔ合金強磁性体
層１５と磁気的に完全に接触するようにしなければなら
ない。このような形状は、良く知られたリソグラフィ
ー、イオンミリングによって形成することができる。
−Ｔａ−Ｃ層１２は断面が台形状になるように加工し、
両端に形成する保磁力の大きなＣｏ−Ｐｔ合金強磁性体
層１５と磁気的に完全に接触するようにしなければなら
ない。このような形状は、良く知られたリソグラフィ
ー、イオンミリングによって形成することができる。
【００５１】（実施例１３）磁性層１２、１３がＦｅ−
Ｔａ−Ｃ合金（Ｆｅ７８原子％、Ｔａ１１原子％、Ｃ１
１原子％、飽和磁束密度１．４８テスラ）、非磁性スペ
ーサー層１４がＣｕ、Ａｇ、Ｃｕ−Ａｇ−Ｓｉ合金（Ｃ
ｕ７５原子％、Ａｇ１５原子％、Ｓｉ１０原子％）とし
たスピンバルブ膜を、基板温度を変えて作製し、真空
中、８００Ｏｅの磁場中で５５０℃、４０分間の熱処理
を行い、磁気抵抗変化率を測定した。一方、磁気抵抗測
定用と全く同一条件で、１５０nmＣｏ−Ｐｔ強磁性層が
両端に接触した２００nmＦｅ−Ｔａ−Ｃ磁性層／１００
nm非磁性スペーサー層（Ｃｕ、Ａｇ、Ｃｕ−Ａｇ−Ｓｉ
合金）／２００nmＦｅ−Ｔａ−Ｃ磁性層という構造の積
層膜を作製し、スピンバルブ膜と同一の熱処理後、断面
ＴＥＭにより、各層の平均結晶粒径を測定した。得られ
た結果を表８に示す。
Ｔａ−Ｃ合金（Ｆｅ７８原子％、Ｔａ１１原子％、Ｃ１
１原子％、飽和磁束密度１．４８テスラ）、非磁性スペ
ーサー層１４がＣｕ、Ａｇ、Ｃｕ−Ａｇ−Ｓｉ合金（Ｃ
ｕ７５原子％、Ａｇ１５原子％、Ｓｉ１０原子％）とし
たスピンバルブ膜を、基板温度を変えて作製し、真空
中、８００Ｏｅの磁場中で５５０℃、４０分間の熱処理
を行い、磁気抵抗変化率を測定した。一方、磁気抵抗測
定用と全く同一条件で、１５０nmＣｏ−Ｐｔ強磁性層が
両端に接触した２００nmＦｅ−Ｔａ−Ｃ磁性層／１００
nm非磁性スペーサー層（Ｃｕ、Ａｇ、Ｃｕ−Ａｇ−Ｓｉ
合金）／２００nmＦｅ−Ｔａ−Ｃ磁性層という構造の積
層膜を作製し、スピンバルブ膜と同一の熱処理後、断面
ＴＥＭにより、各層の平均結晶粒径を測定した。得られ
た結果を表８に示す。
【００５２】非磁性スペーサー層１４がＣｕあるいはＡ
ｇの場合は、Ｃｕ、Ａｇ層の平均結晶粒径に関わらず、
Ｆｅ−Ｔａ−Ｃ磁性層の平均結晶粒径が、３０nm以下で
あれば、１０％を越える磁気抵抗変化率が得られること
が分かる。また、非磁性スペーサー層１４がＣｕ−Ａｇ
−Ｓｉ合金の場合、Ｆｅ−Ｔａ−Ｃ磁性層の平均結晶粒
径のみならずＣｕ−Ａｇ−Ｓｉの平均結晶粒径も３０nm
以下でないと、１０％を越える磁気抵抗変化率が得られ
ないことが分かる。本実施例では、Ｆｅ−Ｔａ−Ｃ磁性
層の飽和磁束密度が１．４８テスラの組成について調べ
たが、Ｆｅ−Ｔａ−Ｃの飽和磁束密度が１．２テスラ以
上の組成でないと、その平均結晶粒径が３０nm以下であ
っても１０％を上回るような大きな磁気抵抗変化率は得
られなかった。
ｇの場合は、Ｃｕ、Ａｇ層の平均結晶粒径に関わらず、
Ｆｅ−Ｔａ−Ｃ磁性層の平均結晶粒径が、３０nm以下で
あれば、１０％を越える磁気抵抗変化率が得られること
が分かる。また、非磁性スペーサー層１４がＣｕ−Ａｇ
−Ｓｉ合金の場合、Ｆｅ−Ｔａ−Ｃ磁性層の平均結晶粒
径のみならずＣｕ−Ａｇ−Ｓｉの平均結晶粒径も３０nm
以下でないと、１０％を越える磁気抵抗変化率が得られ
ないことが分かる。本実施例では、Ｆｅ−Ｔａ−Ｃ磁性
層の飽和磁束密度が１．４８テスラの組成について調べ
たが、Ｆｅ−Ｔａ−Ｃの飽和磁束密度が１．２テスラ以
上の組成でないと、その平均結晶粒径が３０nm以下であ
っても１０％を上回るような大きな磁気抵抗変化率は得
られなかった。
【００５３】
【表８】
【００５４】（実施例１４）磁性層１２、１３がＦｅ−
Ｔａ−Ｃ合金（Ｆｅ７８原子％、Ｔａ１１原子％、Ｃ１
１原子％、飽和磁束密度１．４８テスラ）、非磁性スペ
ーサー層１４がＣｕ、Ａｇ、Ｃｕ−Ａｇ−Ｓｉ合金（Ｃ
ｕ７５原子％、Ａｇ１５原子％、Ｓｉ１０原子％）とし
た実施例１３のスピンバルブ膜において、微細結晶粒組
織を有するＦｅ−Ｔａ−Ｃ磁性層と非磁性スペーサー層
（Ｃｕ、Ａｇ、Ｃｕ−Ａｇ−Ｓｉ合金）の界面部に、
０．５nmのＣｏ−Ｚｒ−Ｂ合金（Ｃｏ８２原子％、Ｚｒ
８原子％、Ｂ１０原子％）層１６を挿入した構造のスピ
ンバルブを作製した。基板温度を変えて図２（ｂ）の積
層構造を作製し、真空中、５００Ｏｅの磁場中あるいは
無磁場中で５５０℃、４０分間の熱処理を行い、磁気抵
抗変化率を測定した。表９に示したように、非磁性スペ
ーサー層４の種類（Ｃｕ、Ａｇ、Ｃｕ−Ａｇ−Ｓｉ合
金）に関わらず、スピンバルブの成膜温度が−５０℃以
下であれば、熱処理後に、１０％を越えるような大きな
磁気抵抗変化率を示すことが分かる。また、望ましく
は、スピンバルブ膜の成膜時に印加する磁場の方向と同
一方向に印加しながら熱処理を行うことによって、それ
がない場合よりも大きくすることができる。本実施例で
は、Ｆｅ−Ｔａ−Ｃ磁性層の飽和磁束密度が１．４８テ
スラの組成について調べたが、実施例１３と同様、Ｆｅ
−Ｔａ−Ｃの飽和磁束密度が１．２テスラ以上の組成で
ないと、１０％を上回るような大きな磁気抵抗変化率は
得られなかった。なお本実施例においては、２つのＦｅ
−Ｔａ−Ｃ層／非磁性スペーサー層界面にＣｏ−Ｚｒ−
Ｂ層を挿入した例について述べたが、いずれか一方の界
面にＣｏ−Ｚｒ−Ｂ層を挿入した場合もほぼ同様な結果
が得られた。
Ｔａ−Ｃ合金（Ｆｅ７８原子％、Ｔａ１１原子％、Ｃ１
１原子％、飽和磁束密度１．４８テスラ）、非磁性スペ
ーサー層１４がＣｕ、Ａｇ、Ｃｕ−Ａｇ−Ｓｉ合金（Ｃ
ｕ７５原子％、Ａｇ１５原子％、Ｓｉ１０原子％）とし
た実施例１３のスピンバルブ膜において、微細結晶粒組
織を有するＦｅ−Ｔａ−Ｃ磁性層と非磁性スペーサー層
（Ｃｕ、Ａｇ、Ｃｕ−Ａｇ−Ｓｉ合金）の界面部に、
０．５nmのＣｏ−Ｚｒ−Ｂ合金（Ｃｏ８２原子％、Ｚｒ
８原子％、Ｂ１０原子％）層１６を挿入した構造のスピ
ンバルブを作製した。基板温度を変えて図２（ｂ）の積
層構造を作製し、真空中、５００Ｏｅの磁場中あるいは
無磁場中で５５０℃、４０分間の熱処理を行い、磁気抵
抗変化率を測定した。表９に示したように、非磁性スペ
ーサー層４の種類（Ｃｕ、Ａｇ、Ｃｕ−Ａｇ−Ｓｉ合
金）に関わらず、スピンバルブの成膜温度が−５０℃以
下であれば、熱処理後に、１０％を越えるような大きな
磁気抵抗変化率を示すことが分かる。また、望ましく
は、スピンバルブ膜の成膜時に印加する磁場の方向と同
一方向に印加しながら熱処理を行うことによって、それ
がない場合よりも大きくすることができる。本実施例で
は、Ｆｅ−Ｔａ−Ｃ磁性層の飽和磁束密度が１．４８テ
スラの組成について調べたが、実施例１３と同様、Ｆｅ
−Ｔａ−Ｃの飽和磁束密度が１．２テスラ以上の組成で
ないと、１０％を上回るような大きな磁気抵抗変化率は
得られなかった。なお本実施例においては、２つのＦｅ
−Ｔａ−Ｃ層／非磁性スペーサー層界面にＣｏ−Ｚｒ−
Ｂ層を挿入した例について述べたが、いずれか一方の界
面にＣｏ−Ｚｒ−Ｂ層を挿入した場合もほぼ同様な結果
が得られた。
【００５５】
【表９】
【００５６】次に、図３に示された、保磁力の異なる磁
性体を用いたタイプのスピンバルブ型磁気抵抗効果素子
薄膜について、実施例によりさらに詳しく説明する。
性体を用いたタイプのスピンバルブ型磁気抵抗効果素子
薄膜について、実施例によりさらに詳しく説明する。
【００５７】保磁力の大きな磁性層２２としてＣｏ−Ｃ
ｒ−Ｔａ合金、保磁力の小さい磁性層として微細結晶粒
組織を持つＦｅ基の磁性層２３として、Ｆｅ−Ｍ−Ｘ
（ただしＭは、Ｓｃ、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｙ、Ｚｒ、Ｎ
ｂ、Ｍｏ、Ｌａ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｗの少なくとも１種類以
上の元素であり、Ｘは、Ｃ、Ｂ、Ｎの少なくとも１種類
以上の元素）、非磁性スペーサー層２４として、Ｃｕ、
Ａｇ、Ｃｕ−Ａｇ−Ｍｅ（Ｍｅは、Ｓｉ、Ｇｅ、Ｐの少
なくとも１種類以上の元素）、Ｃｏ基の挿入層２６とし
てＣｏ−Ｍ−Ｂ（ただしＭは、Ｓｃ、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、
Ｙ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｌａ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｗの少なく
とも１種類以上の元素）について、各層の組成を様々に
変えたサンプルを作製したが、得られた結果に大きな組
成依存性は認められなかったので、保磁力の小さい磁性
層としてＦｅ−Ｔａ−Ｃ合金、非磁性スペーサー２４と
して、Ｃｕ、Ａｇ、Ｃｕ−Ａｇ−Ｓｉ合金、磁性層／非
磁性スペーサー層界面への挿入層２６として、Ｃｏ−Ｚ
ｒ−Ｂ合金を用いた場合について詳しく説明する。な
お、保磁力の大きなＣｏ−Ｃｒ−Ｔａ磁性層２２は、基
板温度１００℃で作製したところ、膜厚が１００nmの
時、保磁力は１２００Ｏｅであった。
ｒ−Ｔａ合金、保磁力の小さい磁性層として微細結晶粒
組織を持つＦｅ基の磁性層２３として、Ｆｅ−Ｍ−Ｘ
（ただしＭは、Ｓｃ、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｙ、Ｚｒ、Ｎ
ｂ、Ｍｏ、Ｌａ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｗの少なくとも１種類以
上の元素であり、Ｘは、Ｃ、Ｂ、Ｎの少なくとも１種類
以上の元素）、非磁性スペーサー層２４として、Ｃｕ、
Ａｇ、Ｃｕ−Ａｇ−Ｍｅ（Ｍｅは、Ｓｉ、Ｇｅ、Ｐの少
なくとも１種類以上の元素）、Ｃｏ基の挿入層２６とし
てＣｏ−Ｍ−Ｂ（ただしＭは、Ｓｃ、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、
Ｙ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｌａ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｗの少なく
とも１種類以上の元素）について、各層の組成を様々に
変えたサンプルを作製したが、得られた結果に大きな組
成依存性は認められなかったので、保磁力の小さい磁性
層としてＦｅ−Ｔａ−Ｃ合金、非磁性スペーサー２４と
して、Ｃｕ、Ａｇ、Ｃｕ−Ａｇ−Ｓｉ合金、磁性層／非
磁性スペーサー層界面への挿入層２６として、Ｃｏ−Ｚ
ｒ−Ｂ合金を用いた場合について詳しく説明する。な
お、保磁力の大きなＣｏ−Ｃｒ−Ｔａ磁性層２２は、基
板温度１００℃で作製したところ、膜厚が１００nmの
時、保磁力は１２００Ｏｅであった。
【００５８】（実施例１５）２０nmのＣｏ−Ｃｒ−Ｔａ
磁性膜２２上に、非磁性スペーサー層２４として３nmの
ＣｕまたはＡｇまたはＣｕ−Ａｇ−Ｓｉ合金（Ｃｕ７５
原子％、Ａｇ１５原子％、Ｓｉ１０原子％）、磁性層２
３として、２．５nmのＦｅ−Ｔａ−Ｃ合金（Ｆｅ７８原
子％、Ｔａ１１原子％、Ｃ１１原子％、飽和磁束密度
１．４８テスラ）を積層し、図３（ａ）の構造を持つス
ピンバルブ膜を作製した。基板温度を変えてスピンバル
ブ膜を作製し、真空中、８００Ｏｅの磁場中で５５０
℃、４０分間の熱処理を行った。熱処理後、磁気抵抗変
化率を測定した。一方、磁気抵抗測定用と全く同一条件
で、２００nmＣｏ−Ｃｒ−Ｔａ磁性層／１００nm非磁性
スペーサー層（Ｃｕ、Ａｇ、Ｃｕ−Ａｇ−Ｓｉ合金）／
２００nmＦｅ−Ｔａ−Ｃ磁性層という構造の積層膜を作
製し、スピンバルブ膜と同一の熱処理後、断面ＴＥＭに
より、各層の平均結晶粒径を測定した。得られた結果を
表１０に示す。
磁性膜２２上に、非磁性スペーサー層２４として３nmの
ＣｕまたはＡｇまたはＣｕ−Ａｇ−Ｓｉ合金（Ｃｕ７５
原子％、Ａｇ１５原子％、Ｓｉ１０原子％）、磁性層２
３として、２．５nmのＦｅ−Ｔａ−Ｃ合金（Ｆｅ７８原
子％、Ｔａ１１原子％、Ｃ１１原子％、飽和磁束密度
１．４８テスラ）を積層し、図３（ａ）の構造を持つス
ピンバルブ膜を作製した。基板温度を変えてスピンバル
ブ膜を作製し、真空中、８００Ｏｅの磁場中で５５０
℃、４０分間の熱処理を行った。熱処理後、磁気抵抗変
化率を測定した。一方、磁気抵抗測定用と全く同一条件
で、２００nmＣｏ−Ｃｒ−Ｔａ磁性層／１００nm非磁性
スペーサー層（Ｃｕ、Ａｇ、Ｃｕ−Ａｇ−Ｓｉ合金）／
２００nmＦｅ−Ｔａ−Ｃ磁性層という構造の積層膜を作
製し、スピンバルブ膜と同一の熱処理後、断面ＴＥＭに
より、各層の平均結晶粒径を測定した。得られた結果を
表１０に示す。
【００５９】非磁性スペーサー層２４がＣｕあるいはＡ
ｇの場合は、Ｃｕ、Ａｇ層の平均結晶粒径に関わらず、
Ｆｅ−Ｔａ−Ｃ磁性層の平均結晶粒径が、３０nm以下で
あれば、１０％を越える磁気抵抗変化率が得られること
が分かる。また、非磁性スペーサー層２４がＣｕ−Ａｇ
−Ｓｉ合金の場合、Ｆｅ−Ｔａ−Ｃ磁性層の平均結晶粒
径のみならずＣｕ−Ａｇ−Ｓｉの平均結晶粒径も３０nm
以下でないと、１０％を越える磁気抵抗変化率が得られ
ないことが分かる。本実施例では、Ｆｅ−Ｔａ−Ｃ磁性
層の飽和磁束密度が１．４８テスラの組成について調べ
たが、Ｆｅ−Ｔａ−Ｃの飽和磁束密度が１．２テスラ以
上の組成でないと、その平均結晶粒径が３０nm以下であ
っても１０％を上回るような大きな磁気抵抗変化率は得
られなかった。
ｇの場合は、Ｃｕ、Ａｇ層の平均結晶粒径に関わらず、
Ｆｅ−Ｔａ−Ｃ磁性層の平均結晶粒径が、３０nm以下で
あれば、１０％を越える磁気抵抗変化率が得られること
が分かる。また、非磁性スペーサー層２４がＣｕ−Ａｇ
−Ｓｉ合金の場合、Ｆｅ−Ｔａ−Ｃ磁性層の平均結晶粒
径のみならずＣｕ−Ａｇ−Ｓｉの平均結晶粒径も３０nm
以下でないと、１０％を越える磁気抵抗変化率が得られ
ないことが分かる。本実施例では、Ｆｅ−Ｔａ−Ｃ磁性
層の飽和磁束密度が１．４８テスラの組成について調べ
たが、Ｆｅ−Ｔａ−Ｃの飽和磁束密度が１．２テスラ以
上の組成でないと、その平均結晶粒径が３０nm以下であ
っても１０％を上回るような大きな磁気抵抗変化率は得
られなかった。
【００６０】
【表１０】
【００６１】（実施例１６）２０nmのＣｏ−Ｃｒ−Ｔａ
磁性層２２上に、非磁性スペーサー層２４として３nmの
ＣｕまたはＡｇまたはＣｕ−Ａｇ−Ｓｉ合金（Ｃｕ７５
原子％、Ａｇ１５原子％、Ｓｉ１０原子％）、磁性層２
３として２．５nmのＦｅ−Ｔａ−Ｃ合金（Ｆｅ７８原子
％、Ｔａ１１原子％、Ｃ１１原子％、飽和磁束密度１．
４８テスラ）を積層した実施例１３のスピンバルブ膜に
おいて、微細結晶粒組織を有するＦｅ−Ｔａ−Ｃ磁性層
と非磁性スペーサー層（Ｃｕ、Ａｇ、Ｃｕ−Ａｇ−Ｓｉ
合金）の界面部に、０．５nmのＣｏ−Ｚｒ−Ｂ合金（Ｃ
ｏ８２原子％、Ｚｒ８原子％、Ｂ１０原子％）層２６を
挿入した構造のスピンバルブを作製した。基板温度を変
えて図３（ｂ）の積層構造を作製し、真空中、５００Ｏ
ｅの磁場中あるいは無磁場中で５５０℃、４０分間の熱
処理を行い、磁気抵抗変化率を測定した。表１１に示し
たように、非磁性スペーサー層２４の種類（Ｃｕ、Ａ
ｇ、Ｃｕ−Ａｇ−Ｓｉ合金）に関わらず、スピンバルブ
の成膜温度が−５０℃以下であれば、熱処理後に、１０
％を越えるような大きな磁気抵抗変化率を示すことが分
かる。また、望ましくは、スピンバルブ膜の成膜時に印
加する磁場の方向と同一方向に印加しながら熱処理を行
うことによって、それがない場合よりも大きくすること
ができる。本実施例では、Ｆｅ−Ｔａ−Ｃ磁性層の飽和
磁束密度が１．４８テスラの組成について調べたが、実
施例１５と同様、Ｆｅ−Ｔａ−Ｃの飽和磁束密度が１．
２テスラ以上の組成でないと、１０％を上回るような大
きな磁気抵抗変化率は得られなかった。なお本実施例に
おいては、２つのＦｅ−Ｔａ−Ｃ層／非磁性スペーサー
層界面にＣｏ−Ｚｒ−Ｂ層を挿入した例について述べた
が、いずれか一方の界面にＣｏ−Ｚｒ−Ｂ層を挿入した
場合もほぼ同様な結果が得られた。
磁性層２２上に、非磁性スペーサー層２４として３nmの
ＣｕまたはＡｇまたはＣｕ−Ａｇ−Ｓｉ合金（Ｃｕ７５
原子％、Ａｇ１５原子％、Ｓｉ１０原子％）、磁性層２
３として２．５nmのＦｅ−Ｔａ−Ｃ合金（Ｆｅ７８原子
％、Ｔａ１１原子％、Ｃ１１原子％、飽和磁束密度１．
４８テスラ）を積層した実施例１３のスピンバルブ膜に
おいて、微細結晶粒組織を有するＦｅ−Ｔａ−Ｃ磁性層
と非磁性スペーサー層（Ｃｕ、Ａｇ、Ｃｕ−Ａｇ−Ｓｉ
合金）の界面部に、０．５nmのＣｏ−Ｚｒ−Ｂ合金（Ｃ
ｏ８２原子％、Ｚｒ８原子％、Ｂ１０原子％）層２６を
挿入した構造のスピンバルブを作製した。基板温度を変
えて図３（ｂ）の積層構造を作製し、真空中、５００Ｏ
ｅの磁場中あるいは無磁場中で５５０℃、４０分間の熱
処理を行い、磁気抵抗変化率を測定した。表１１に示し
たように、非磁性スペーサー層２４の種類（Ｃｕ、Ａ
ｇ、Ｃｕ−Ａｇ−Ｓｉ合金）に関わらず、スピンバルブ
の成膜温度が−５０℃以下であれば、熱処理後に、１０
％を越えるような大きな磁気抵抗変化率を示すことが分
かる。また、望ましくは、スピンバルブ膜の成膜時に印
加する磁場の方向と同一方向に印加しながら熱処理を行
うことによって、それがない場合よりも大きくすること
ができる。本実施例では、Ｆｅ−Ｔａ−Ｃ磁性層の飽和
磁束密度が１．４８テスラの組成について調べたが、実
施例１５と同様、Ｆｅ−Ｔａ−Ｃの飽和磁束密度が１．
２テスラ以上の組成でないと、１０％を上回るような大
きな磁気抵抗変化率は得られなかった。なお本実施例に
おいては、２つのＦｅ−Ｔａ−Ｃ層／非磁性スペーサー
層界面にＣｏ−Ｚｒ−Ｂ層を挿入した例について述べた
が、いずれか一方の界面にＣｏ−Ｚｒ−Ｂ層を挿入した
場合もほぼ同様な結果が得られた。
【００６２】
【表１１】
【００６３】
【発明の効果】本発明の効果は、１０％を越える磁気抵
抗変化率を示すスピンバルブ型の磁気抵抗効果素子薄膜
が提供できるものである。その理由は、スピンバルブ型
の磁気抵抗効果素子を構成する磁性層が、１．２テスラ
以上の飽和磁束密度を持ち、平均結晶粒径が３０nm以下
の微細結晶粒組織を有することによって、磁性層／非磁
性スペーサー層界面におけるスピン依存散乱を大きくす
ることができるからである。
抗変化率を示すスピンバルブ型の磁気抵抗効果素子薄膜
が提供できるものである。その理由は、スピンバルブ型
の磁気抵抗効果素子を構成する磁性層が、１．２テスラ
以上の飽和磁束密度を持ち、平均結晶粒径が３０nm以下
の微細結晶粒組織を有することによって、磁性層／非磁
性スペーサー層界面におけるスピン依存散乱を大きくす
ることができるからである。
【図１】本発明の磁気抵抗効果薄膜の構造を示す模式図
である。
である。
【図２】本発明の磁気抵抗効果薄膜の構造を示す模式図
である。
である。
【図３】本発明の磁気抵抗効果薄膜の構造を示す模式図
である。
である。
【図４】Ｆｅ−Ｔａ−Ｃ合金膜で、飽和磁束密度が１．
２テスラ以上、透磁率が１０００以上の軟磁性膜が得ら
れる組成領域を示す図である。
２テスラ以上、透磁率が１０００以上の軟磁性膜が得ら
れる組成領域を示す図である。
【図５】Ｆｅ−Ｈｆ−Ｃ合金膜で、飽和磁束密度が１．
２テスラ以上、透磁率が１０００以上の軟磁性膜が得ら
れる組成領域を示す図である。
２テスラ以上、透磁率が１０００以上の軟磁性膜が得ら
れる組成領域を示す図である。
【図６】Ｆｅ−Ｓｃ−Ｂ合金膜で、飽和磁束密度が１．
２テスラ以上、透磁率が１０００以上の軟磁性膜が得ら
れる組成領域を示す図である。
２テスラ以上、透磁率が１０００以上の軟磁性膜が得ら
れる組成領域を示す図である。
１，１１，２１ 基板 ２，１２，３，１３，２３ 微細結晶粒組織を有するＦ
ｅ基の磁性層 ２２ 保磁力の大きな強磁性層 ４，１４，２４ 非磁性スペーサー層 ５ 反強磁性層 １５ 保磁力の大きな強磁性層 ６，１６，２６ 微細結晶粒組織を有するＣｕ基の結晶
質挿入層
ｅ基の磁性層 ２２ 保磁力の大きな強磁性層 ４，１４，２４ 非磁性スペーサー層 ５ 反強磁性層 １５ 保磁力の大きな強磁性層 ６，１６，２６ 微細結晶粒組織を有するＣｕ基の結晶
質挿入層
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (58)調査した分野(Int.Cl.6，ＤＢ名) H01F 10/14 G11B 5/39 H01L 43/08 H01L 43/10
Claims (10)
- 【請求項１】基板上に設けられた二つの磁性層と、二つ
の磁性層に挟まれた非磁性スペーサー層より構成され、
非磁性スペーサー層を介して隣り合う一方の磁性膜に反
強磁性体層が隣接して設けられた磁気抵抗効果素子薄膜
において、二つの磁性層が、Ｆｅ基の結晶質であって、
その平均結晶粒径が３０nm以下であることを特徴とする
磁気抵抗効果素子薄膜。 - 【請求項２】基板上に設けられた二つの磁性層と、二つ
の磁性層に挟まれた非磁性スペーサー層より構成され、
非磁性スペーサー層を介して隣り合う一方の磁性膜の両
端を保磁力の大きな強磁性金属に接触させた構造を有す
る磁気抵抗効果素子薄膜において、二つの磁性層が、Ｆ
ｅ基の結晶質であって、その平均結晶粒径が３０nm以下
であることを特徴とする磁気抵抗効果素子薄膜。 - 【請求項３】基板上に設けられた保磁力の異なる二つの
磁性層と、二つの磁性層に挟まれた非磁性スペーサー層
より構成された磁気抵抗効果素子薄膜において、少なく
とも一方の磁性層がＦｅ基の結晶質であって、その平均
結晶粒径が３０nm以下であることを特徴とする磁気抵抗
効果素子薄膜。 - 【請求項４】Ｆｅ基結晶質磁性層が、Ｆｅ−Ｍ−Ｘ系
（ただしＭは、Ｓｃ、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｙ、Ｚｒ、Ｎ
ｂ、Ｍｏ、Ｌａ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｗの少なくとも１種類以
上の元素であり、Ｘは、Ｃ、Ｂ、Ｎの少なくとも１種類
以上の元素）軟磁性薄膜であって、Ｍが２〜１３原子
％、Ｘが０．５〜１８原子％含む組成で、それらの飽和
磁束密度が１．２テスラ以上であることを特徴とする請
求項１ないし３記載の磁気抵抗効果素子薄膜。 - 【請求項５】磁性層と非磁性スペーサー層との界面の少
なくとも一方に、平均結晶粒径が３０nm以下のＣｏ基の
結晶質磁性層を挿入したことを特徴とする請求項１ない
し３記載の磁気抵抗効果素子薄膜。 - 【請求項６】Ｃｏ基の結晶質磁性層が、Ｃｏ−Ｍ−Ｂ系
（ただしＭは、Ｓｃ、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｙ、Ｚｒ、Ｎ
ｂ、Ｍｏ、Ｌａ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｗの少なくとも１種類以
上の元素）磁性薄膜であって、Ｍが２〜１３原子％、Ｂ
が５〜２５原子％含む組成であることを特徴とする請求
項５記載の磁気抵抗効果素子薄膜。 - 【請求項７】非磁性スペーサー層が、ＣｕあるいはＡｇ
であることを特徴とする請求項１ないし３記載の磁気抵
抗効果素子薄膜。 - 【請求項８】非磁性スペーサー層が、Ｃｕ基の結晶質で
あって、その平均結晶粒径が３０nm以下であることを特
徴とする請求項１ないし３記載の磁気抵抗効果素子薄
膜。 - 【請求項９】Ｃｕ基の結晶質非磁性スペーサー層が、Ｃ
ｕ−Ａｇ−Ｍｅ系（Ｍｅは、Ｓｉ、Ｇｅ、Ｐの少なくと
も１種類以上の元素）薄膜であって、Ａｇが１５〜９０
原子％、Ｍｅが５〜４０原子％であることを特徴とする
請求項８記載の磁気抵抗効果素子薄膜。 - 【請求項１０】磁場を印加しつつ、−５０℃以下の基板
温度で成膜できる工程と、成膜時に印加した磁場と同一
方向に磁場を印加しつつ、熱処理を行う工程を具備した
ことを特徴とする請求項１ないし９記載の磁気抵抗効果
素子薄膜の製造方法。
Priority Applications (2)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP8105756A JP2924785B2 (ja) | 1996-04-25 | 1996-04-25 | 磁気抵抗効果素子薄膜及びその製造方法 |
| US08/847,508 US5948553A (en) | 1996-04-25 | 1997-04-25 | Magnetic multilayer structure having magnetoresistance ratio and large magnetic sensitivity based on the giant magnetoresistance effect and process of fabrication thereof |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
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